JP3146886B2 - 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法Info
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- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
- B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
- B23K2103/04—Steel or steel alloys
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、硫化水素を含んだ原油
や天然ガスを輸送するラインパイプ用鋼管、より詳しく
はＡＰＩ規格（アメリカ石油協会規格）に規定されるＸ
４２級以上の高強度ラインパイプ用に使用して好適な溶
接部の強度、耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ
性に優れたラインパイプ用溶接鋼管の製造方法に関す
る。
や天然ガスを輸送するラインパイプ用鋼管、より詳しく
はＡＰＩ規格（アメリカ石油協会規格）に規定されるＸ
４２級以上の高強度ラインパイプ用に使用して好適な溶
接部の強度、耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ
性に優れたラインパイプ用溶接鋼管の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】溶接鋼管の利用分野において大きなウェ
ートを占めるラインパイプの製法をその溶接方法で分類
すると、通常、外径が５０８ｍｍ以上、肉厚が６．３５
ｍｍ以上の中大径の厚肉管はサブマージアーク溶接法
（以下、ＳＡＷ法という）が適用され、この大径厚肉管
はＵＯＥプレス法で鋼板を管状に成形するのであるが薄
肉材の成形が困難なため、外径が６１０ｍｍ以下、肉厚
が１９ｍｍ以下の中小径の薄肉管は電縫溶接法（以下、
ＥＲＷ法という）が適用されている。
ートを占めるラインパイプの製法をその溶接方法で分類
すると、通常、外径が５０８ｍｍ以上、肉厚が６．３５
ｍｍ以上の中大径の厚肉管はサブマージアーク溶接法
（以下、ＳＡＷ法という）が適用され、この大径厚肉管
はＵＯＥプレス法で鋼板を管状に成形するのであるが薄
肉材の成形が困難なため、外径が６１０ｍｍ以下、肉厚
が１９ｍｍ以下の中小径の薄肉管は電縫溶接法（以下、
ＥＲＷ法という）が適用されている。
【０００３】ところが、上記中小径の薄肉管の製造に適
用されるＥＲＷ法は、溶接速度が速いことから高能率で
製品を得ることが可能である反面、次のような問題があ
る。
用されるＥＲＷ法は、溶接速度が速いことから高能率で
製品を得ることが可能である反面、次のような問題があ
る。
【０００４】すなわち、ＥＲＷ法は、大気中での溶接あ
るいは不活性ガスシールド中での溶接であってもシール
ドが不完全で酸素分圧が比較的高いため、スケール等の
欠陥誘起物質が衝合溶接面間に混入して溶接欠陥が多発
し易い。また、高周波投入電力が低いと溶融不足による
冷接欠陥が多発し、逆に、高周波投入電力が高いと強い
電磁力による溶鋼の不安定現象が生じてペネトレーター
欠陥が多発するが、これら冷接欠陥およびペネトレータ
欠陥の発生防止を図るための高周波投入電力の微調整は
極めて困難である。
るいは不活性ガスシールド中での溶接であってもシール
ドが不完全で酸素分圧が比較的高いため、スケール等の
欠陥誘起物質が衝合溶接面間に混入して溶接欠陥が多発
し易い。また、高周波投入電力が低いと溶融不足による
冷接欠陥が多発し、逆に、高周波投入電力が高いと強い
電磁力による溶鋼の不安定現象が生じてペネトレーター
欠陥が多発するが、これら冷接欠陥およびペネトレータ
欠陥の発生防止を図るための高周波投入電力の微調整は
極めて困難である。
【０００５】このようなＥＲＷ法で製造された溶接鋼管
をラインパイプとして使用した場合、その管内面が湿潤
Ｈ2 Ｓ環境に曝されると、腐食によって発生した水素が
鋼中に侵入して溶接欠陥部に水素ガスとして溜ることに
起因して衝合溶接面に水素誘起割れ（以下、ＨＩＣとい
う）が発生し、これが衝合溶接時のアプセットによって
形成されたメタルフローに沿って肉厚方向に伝播する場
合があり、耐水素誘起割れ性（以下、耐ＨＩＣ性とい
う）に劣る。また、ラインパイプでは、内圧によるフー
プストレスが前記メタルフローに対して垂直にかかるの
で、溶接部に硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣという）が
発生し易く、耐硫化物応力割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と
いう）についても必ずしも満足できるものでない。
をラインパイプとして使用した場合、その管内面が湿潤
Ｈ2 Ｓ環境に曝されると、腐食によって発生した水素が
鋼中に侵入して溶接欠陥部に水素ガスとして溜ることに
起因して衝合溶接面に水素誘起割れ（以下、ＨＩＣとい
う）が発生し、これが衝合溶接時のアプセットによって
形成されたメタルフローに沿って肉厚方向に伝播する場
合があり、耐水素誘起割れ性（以下、耐ＨＩＣ性とい
う）に劣る。また、ラインパイプでは、内圧によるフー
プストレスが前記メタルフローに対して垂直にかかるの
で、溶接部に硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣという）が
発生し易く、耐硫化物応力割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と
いう）についても必ずしも満足できるものでない。
【０００６】これに対し、ＳＡＷ法では溶接欠陥が発生
しにくいうえ、たとえ欠陥が発生したとしても非破壊検
査でこれを見つけ出して補修することが可能であり、そ
のため得られる溶接鋼管の信頼性が非常に高く、溶接部
にＨＩＣやＳＳＣの発生はほとんど見られない。
しにくいうえ、たとえ欠陥が発生したとしても非破壊検
査でこれを見つけ出して補修することが可能であり、そ
のため得られる溶接鋼管の信頼性が非常に高く、溶接部
にＨＩＣやＳＳＣの発生はほとんど見られない。
【０００７】しかし、前述したように、ＳＡＷ法を適用
することができない外径が５０８ｍｍ以下、肉厚が６．
３５ｍｍ以下の中小径の薄肉管はＥＲＷ法によって製造
するしか方法がないため、高速製管が可能であるという
ＥＲＷ法の長所を生かしつつ、その溶接部にラインパイ
プとして求められる性能を与えことが必要である。
することができない外径が５０８ｍｍ以下、肉厚が６．
３５ｍｍ以下の中小径の薄肉管はＥＲＷ法によって製造
するしか方法がないため、高速製管が可能であるという
ＥＲＷ法の長所を生かしつつ、その溶接部にラインパイ
プとして求められる性能を与えことが必要である。
【０００８】ところで、ＨＩＣおよびＳＳＣの原因は大
きく分けて介在物と硬化組織であるが、ＥＲＷ法におけ
る溶接欠陥は酸化物系介在物が主であり、これがＨＩＣ
やＳＳＣの起点となるため、溶接衝合面における欠陥誘
起物質の混入、ペネトレーター欠陥や冷接欠陥の発生を
防ぐ方法が必要である。
きく分けて介在物と硬化組織であるが、ＥＲＷ法におけ
る溶接欠陥は酸化物系介在物が主であり、これがＨＩＣ
やＳＳＣの起点となるため、溶接衝合面における欠陥誘
起物質の混入、ペネトレーター欠陥や冷接欠陥の発生を
防ぐ方法が必要である。
【０００９】このため、特開平３−８１０９７２号公報
には、逆極性消耗電極ワイヤーを用いて母材表面にイオ
ンを衝突させ、両エッジ近傍の表面酸化物を除去クリー
ニングするとともに、アプセット量をオープンパイプ肉
厚の１／５以上にして溶接接合面間から欠陥誘起物質を
押し出し溶接することで、溶接欠陥をほぼゼロに減少さ
せて耐ＳＳＣ性を改善した溶接鋼管の製造方法が提案さ
れている。しかし、この方法は溶接欠陥を減少させるこ
とはできるが、アプッセトによってメタルフローが形成
され、このメタルフローに沿ってＳＳＣが発生し易いと
いう欠点を有している。
には、逆極性消耗電極ワイヤーを用いて母材表面にイオ
ンを衝突させ、両エッジ近傍の表面酸化物を除去クリー
ニングするとともに、アプセット量をオープンパイプ肉
厚の１／５以上にして溶接接合面間から欠陥誘起物質を
押し出し溶接することで、溶接欠陥をほぼゼロに減少さ
せて耐ＳＳＣ性を改善した溶接鋼管の製造方法が提案さ
れている。しかし、この方法は溶接欠陥を減少させるこ
とはできるが、アプッセトによってメタルフローが形成
され、このメタルフローに沿ってＳＳＣが発生し易いと
いう欠点を有している。
【００１０】また、特開平２−７０３７９号公報には、
帯鋼両エッジ部の高周波加熱に引き続いて溶接速度がＥ
ＲＷ法の１／５〜１／１０であるレーザービームを溶接
部に照射することで、ＳＡＷ法等のアーク溶接と同等の
溶接部性能を有する溶接鋼管を得ることを目的とした方
法が提案されている。しかし、この方法では、ＥＲＷ法
とは本質的に異なる溶融溶接であるレーザー溶接を併用
するため、溶接部欠陥の発生をなくすることはできるも
のの、その溶接速度はレーザー単独溶接製管法の高々２
倍程度でしかないという欠点を有している。
帯鋼両エッジ部の高周波加熱に引き続いて溶接速度がＥ
ＲＷ法の１／５〜１／１０であるレーザービームを溶接
部に照射することで、ＳＡＷ法等のアーク溶接と同等の
溶接部性能を有する溶接鋼管を得ることを目的とした方
法が提案されている。しかし、この方法では、ＥＲＷ法
とは本質的に異なる溶融溶接であるレーザー溶接を併用
するため、溶接部欠陥の発生をなくすることはできるも
のの、その溶接速度はレーザー単独溶接製管法の高々２
倍程度でしかないという欠点を有している。
【００１１】さらに、特開平５−２２８６６０号公報に
は、図１に示すように、帯鋼１の両エッジの溶接直前の
突き合わせ横断面形状をオープンパイプの外面側に所定
寸法の幅ａ、深さｂを有するＶ溝２を形成したＹ形状と
し、前記Ｖ溝２の底部に焦点を合わせてレーザービーム
を照射することによって、耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性に優
れるＥＲＷ法での製造サイズ（外径１９〜６１０ｍｍ、
肉厚１〜１９ｍｍ）のラインパイプ用溶接鋼管を、レー
ザー溶接法単独でＥＲＷ法にほぼ匹敵する溶接速度で製
造する方法が提案されている。しかし、この方法では、
６〜８ｍｍ程度までの薄肉管に適用できるに留まり、よ
り一層の高速化または８〜１３ｍｍを超える厚肉管に適
用するには前記のＶ溝２の深さｂを深くする必要がある
が、この場合にはＶ溝２が溶融金属で埋められるよりも
速く溶接が進行するため、図２に示すように、アンダー
カット６やその表面が母材帯鋼表面よりも窪んだアンダ
ービードなどのビード形状不良の欠陥が多発する。この
ビード形状不良の発生を避けるために溶接速度を遅くす
ると、溶融金属部の溶接後の冷却速度が低下して溶接部
の溶け込み形状が、図３に示すように、ワインカップ状
となる結果、溶接部の結晶粒が粗大化して肉厚方向の柱
状晶となって、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化する
のみならず、溶接熱影響部（ＨＡＺ）が広くなってＨＡ
Ｚ軟化が顕著になり、強度が低下するという欠点を有し
ている。
は、図１に示すように、帯鋼１の両エッジの溶接直前の
突き合わせ横断面形状をオープンパイプの外面側に所定
寸法の幅ａ、深さｂを有するＶ溝２を形成したＹ形状と
し、前記Ｖ溝２の底部に焦点を合わせてレーザービーム
を照射することによって、耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性に優
れるＥＲＷ法での製造サイズ（外径１９〜６１０ｍｍ、
肉厚１〜１９ｍｍ）のラインパイプ用溶接鋼管を、レー
ザー溶接法単独でＥＲＷ法にほぼ匹敵する溶接速度で製
造する方法が提案されている。しかし、この方法では、
６〜８ｍｍ程度までの薄肉管に適用できるに留まり、よ
り一層の高速化または８〜１３ｍｍを超える厚肉管に適
用するには前記のＶ溝２の深さｂを深くする必要がある
が、この場合にはＶ溝２が溶融金属で埋められるよりも
速く溶接が進行するため、図２に示すように、アンダー
カット６やその表面が母材帯鋼表面よりも窪んだアンダ
ービードなどのビード形状不良の欠陥が多発する。この
ビード形状不良の発生を避けるために溶接速度を遅くす
ると、溶融金属部の溶接後の冷却速度が低下して溶接部
の溶け込み形状が、図３に示すように、ワインカップ状
となる結果、溶接部の結晶粒が粗大化して肉厚方向の柱
状晶となって、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化する
のみならず、溶接熱影響部（ＨＡＺ）が広くなってＨＡ
Ｚ軟化が顕著になり、強度が低下するという欠点を有し
ている。
【００１２】そして、上記ワインカップ状の溶け込み組
織は、通常、ラインパイプ用の溶接鋼管の製造に際して
経済性の面から溶接後の溶接部に後熱処理を施すのに用
いられる局部加熱可能な高周波誘導加熱手段を用いて熱
処理を施してもこれを解消することが不可能である。す
なわち、局部加熱が可能な誘導加熱手段で溶接部に発生
した上記ワインカップ状の溶け込み組織を解消するため
には、ワインカップ状の溶け込み幅に対応した幅広い加
熱を行う必要があるが、この場合には中心部の温度が上
がり過ぎるため組織が粗粒化して耐ＳＳＣ性が低下し、
これを防止すべく温度制御を行うとＨＡＺの加熱不足を
招いてＨＡＺ軟化の解消ができず強度が低下するからで
ある。なお、管全体を後熱処理すれば上記の問題は解消
できるが、生産性が著しく低下して経済性を損なうので
採用し難い。
織は、通常、ラインパイプ用の溶接鋼管の製造に際して
経済性の面から溶接後の溶接部に後熱処理を施すのに用
いられる局部加熱可能な高周波誘導加熱手段を用いて熱
処理を施してもこれを解消することが不可能である。す
なわち、局部加熱が可能な誘導加熱手段で溶接部に発生
した上記ワインカップ状の溶け込み組織を解消するため
には、ワインカップ状の溶け込み幅に対応した幅広い加
熱を行う必要があるが、この場合には中心部の温度が上
がり過ぎるため組織が粗粒化して耐ＳＳＣ性が低下し、
これを防止すべく温度制御を行うとＨＡＺの加熱不足を
招いてＨＡＺ軟化の解消ができず強度が低下するからで
ある。なお、管全体を後熱処理すれば上記の問題は解消
できるが、生産性が著しく低下して経済性を損なうので
採用し難い。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
の実状に鑑みなされたもので、上記ＥＲＷ法での製造サ
イズで、且つ６〜８ｍｍを超える肉厚管であってもＥＲ
Ｗにほぼ匹敵する能率で、しかも上記特開平５−２２８
６６０号公報に開示のＶ溝を設ける単独レーザー溶接法
以上の溶接速度での溶接が可能であり、溶接部の強度、
耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れるレーザー溶接法を
用いたラインパイプ用溶接鋼管の製造方法を提供するこ
とにある。
の実状に鑑みなされたもので、上記ＥＲＷ法での製造サ
イズで、且つ６〜８ｍｍを超える肉厚管であってもＥＲ
Ｗにほぼ匹敵する能率で、しかも上記特開平５−２２８
６６０号公報に開示のＶ溝を設ける単独レーザー溶接法
以上の溶接速度での溶接が可能であり、溶接部の強度、
耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れるレーザー溶接法を
用いたラインパイプ用溶接鋼管の製造方法を提供するこ
とにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の
〜に記載の耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ
性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法にある。
〜に記載の耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ
性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法にある。
【００１５】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０
％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜
２．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％
以下、ｓｏｌ−Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０
〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜１．
２０％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｎｂ：０〜０．１５
％、Ｖ：０〜０．１５％、Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚ
ｒ：０〜０．１５％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：
０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．０１％を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる帯鋼を、成形ロ
ール群に通して連続的にオープンパイプ状に成形し、こ
のオープンパイプをスクイズロールで加圧して帯鋼両エ
ッジを突合せ、その突合せ部にレーザービームを照射し
て衝合溶接して溶接鋼管となすに際し、下記の（１）お
よび（２）式を満たす条件でレーザービームを照射して
溶接する耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に
優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜
２．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％
以下、ｓｏｌ−Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０
〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜１．
２０％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｎｂ：０〜０．１５
％、Ｖ：０〜０．１５％、Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚ
ｒ：０〜０．１５％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：
０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．０１％を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる帯鋼を、成形ロ
ール群に通して連続的にオープンパイプ状に成形し、こ
のオープンパイプをスクイズロールで加圧して帯鋼両エ
ッジを突合せ、その突合せ部にレーザービームを照射し
て衝合溶接して溶接鋼管となすに際し、下記の（１）お
よび（２）式を満たす条件でレーザービームを照射して
溶接する耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に
優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
【００１６】Ｖ≧２ ・・・・・・（１） Ｐ≧０．４Ｖｔ／ｅa(T-T0) ・・・・・・（２） ただし、ａ＝０．０００６ Ｐ ：レーザ出力（ｋＷ） Ｖ ：溶接速度（ｍ／ｍｉｎ） ｔ ：帯鋼肉厚（ｍｍ） Ｔ ：帯鋼両エッジ部の予熱温度（℃） Ｔ0 ：室温（℃） 溶接後、少なくとも溶接部をＡc3変態点以上に加熱
した後、放冷することを特徴とする請求項１に記載の耐
水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に優れるライ
ンパイプ用溶接鋼管の製造方法。
した後、放冷することを特徴とする請求項１に記載の耐
水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に優れるライ
ンパイプ用溶接鋼管の製造方法。
【００１７】 溶接後、少なくとも溶接部をＡc3変態
点以上に加熱した後、（Ａr3変態点−３０℃）以上、１
０００℃以下の温度域から加速冷却することを特徴とす
る請求項１に記載の耐水素誘起割れ性および耐硫化物応
力割れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
点以上に加熱した後、（Ａr3変態点−３０℃）以上、１
０００℃以下の温度域から加速冷却することを特徴とす
る請求項１に記載の耐水素誘起割れ性および耐硫化物応
力割れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
【００１８】 加速冷却に引き続き、５００〜７５０
℃の温度域で焼き戻すことを特徴とする請求項３に記載
の耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に優れる
ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
℃の温度域で焼き戻すことを特徴とする請求項３に記載
の耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に優れる
ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
【００１９】上記〜の本発明方法において、素材帯
鋼のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒお
よびＢ、並びにＣａおよびＲＥＭは無添加でもよい。こ
れらを積極的に添加する場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＢは、これらのうちか
ら選ばれた１種を単独または２種以上を複合で添加する
ことができ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏについては
０．０５％以上、Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＺｒについては
０．０１％以上、Ｂについては０．０００５％以上含有
させるのが望ましい。また、ＣａおよびＲＥＭはいずれ
か一方または両方を添加することができ、いずれの元素
も０．０００５％以上を含有させるのが望ましい。
鋼のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒお
よびＢ、並びにＣａおよびＲＥＭは無添加でもよい。こ
れらを積極的に添加する場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＢは、これらのうちか
ら選ばれた１種を単独または２種以上を複合で添加する
ことができ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏについては
０．０５％以上、Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＺｒについては
０．０１％以上、Ｂについては０．０００５％以上含有
させるのが望ましい。また、ＣａおよびＲＥＭはいずれ
か一方または両方を添加することができ、いずれの元素
も０．０００５％以上を含有させるのが望ましい。
【００２０】本発明者らは、種々実験研究の結果、次の
(a) 〜 (d)の知見を得て本発明をなした。
(a) 〜 (d)の知見を得て本発明をなした。
【００２１】(a) レーザー溶接法を用いる場合、溶接速
度を２ｍ／ｍｉｎ以上、すなわち上記（１）式を満足さ
せると、前記特開平５−２２８６６０号公報に開示され
る方法が採用するＶ溝の有無、レーザー出力および材料
肉厚等とは無関係に、溶接部の溶け込み形状がワインカ
ップ状になって溶接部の結晶粒が粗大化して肉厚方向の
柱状晶となるのを防止できること。
度を２ｍ／ｍｉｎ以上、すなわち上記（１）式を満足さ
せると、前記特開平５−２２８６６０号公報に開示され
る方法が採用するＶ溝の有無、レーザー出力および材料
肉厚等とは無関係に、溶接部の溶け込み形状がワインカ
ップ状になって溶接部の結晶粒が粗大化して肉厚方向の
柱状晶となるのを防止できること。
【００２２】(b) 単独レーザー溶接法において、特開平
５−２２８６６０号公報に開示の如くにＶ溝を設けるの
は、低出力レーザービームでも肉厚方向への貫通ビード
を形成し得て高速溶接を可能とするためである。従っ
て、Ｖ溝を設けないと低出力のレーザービームでは貫通
ビードを得ることが不可能であり、この場合には高周波
加熱手段等によって帯鋼両エッジ部を予め予熱して後レ
ーザービームを照射して溶接することが有効となるが、
その予熱効果はレーザービームに比べてエネルギー密度
が低いという理由からほぼ上限温度である １２５０℃
に予熱したとしても、予熱しない場合に比べてレーザ出
力比換算で高々２倍の効果、すなわち上記（２）式の右
項中の分母の効果しかなく、予熱を併用するとしてもそ
れだけでは効果が不十分であり、大出力のレーザー発振
機、例えば従来５ｋＷが一般的であったものを２５ｋＷ
というような大出力のレーザー発振機を用いる必要のあ
ること。
５−２２８６６０号公報に開示の如くにＶ溝を設けるの
は、低出力レーザービームでも肉厚方向への貫通ビード
を形成し得て高速溶接を可能とするためである。従っ
て、Ｖ溝を設けないと低出力のレーザービームでは貫通
ビードを得ることが不可能であり、この場合には高周波
加熱手段等によって帯鋼両エッジ部を予め予熱して後レ
ーザービームを照射して溶接することが有効となるが、
その予熱効果はレーザービームに比べてエネルギー密度
が低いという理由からほぼ上限温度である １２５０℃
に予熱したとしても、予熱しない場合に比べてレーザ出
力比換算で高々２倍の効果、すなわち上記（２）式の右
項中の分母の効果しかなく、予熱を併用するとしてもそ
れだけでは効果が不十分であり、大出力のレーザー発振
機、例えば従来５ｋＷが一般的であったものを２５ｋＷ
というような大出力のレーザー発振機を用いる必要のあ
ること。
【００２３】(c) また、単に大出力のレーザーを用いる
のみでは不十分で、レーザー出力をＰ（Ｋｗ）、帯鋼肉
厚をｔ（ｍｍ）、溶接速度をＶ（ｍ／ｍｉｎ）および帯
鋼両エッジ部の予熱温度をＴ（℃）したとき、帯鋼肉厚
ｔに応じて上記（２）式の関係を満足させて溶接する
と、酸化物等が存在しない無欠陥溶接部が得られるこ
と。
のみでは不十分で、レーザー出力をＰ（Ｋｗ）、帯鋼肉
厚をｔ（ｍｍ）、溶接速度をＶ（ｍ／ｍｉｎ）および帯
鋼両エッジ部の予熱温度をＴ（℃）したとき、帯鋼肉厚
ｔに応じて上記（２）式の関係を満足させて溶接する
と、酸化物等が存在しない無欠陥溶接部が得られるこ
と。
【００２４】(d) 溶接後、局部加熱可能な高周波誘導加
熱手段を用いて溶接部に後熱処理を施す際、溶接部を一
旦Ａc3変態点以上に加熱後、放冷するか或いは（Ａr3変
態点−３０℃）〜１０００℃の温度域から加速冷却する
と、溶接金属部の組織が粗粒組織にならず、さらに加速
冷却に引き続いて５００〜７００℃の温度域で焼戻しを
施して硬度を下げると、溶接部の耐ＨＩＳ性および耐Ｓ
ＳＣがより一層向上すること。
熱手段を用いて溶接部に後熱処理を施す際、溶接部を一
旦Ａc3変態点以上に加熱後、放冷するか或いは（Ａr3変
態点−３０℃）〜１０００℃の温度域から加速冷却する
と、溶接金属部の組織が粗粒組織にならず、さらに加速
冷却に引き続いて５００〜７００℃の温度域で焼戻しを
施して硬度を下げると、溶接部の耐ＨＩＳ性および耐Ｓ
ＳＣがより一層向上すること。
【００２５】
【作用】以下、本発明の方法を上記のように限定した理
由について詳細に説明する。
由について詳細に説明する。
【００２６】耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性に優れるラインパ
イプ用溶接鋼管を得るためには、当然のことながら優れ
た耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性を備えた素材帯鋼（熱延鋼
板）を用いる必要がある。なお、製管後に少なくとも溶
接シーム部、望ましくは管全体に所定の熱処理を施し
て、素材帯鋼製造時の履歴に関係なく耐ＨＩＣ性と耐Ｓ
ＳＣ性に優れた母材性能が得られるようにするのが好ま
しい。このため、素材として用いる帯鋼（熱延鋼板）の
成分組成を指定したが、各成分の含有量は次の理由によ
って特定範囲に限定した。
イプ用溶接鋼管を得るためには、当然のことながら優れ
た耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性を備えた素材帯鋼（熱延鋼
板）を用いる必要がある。なお、製管後に少なくとも溶
接シーム部、望ましくは管全体に所定の熱処理を施し
て、素材帯鋼製造時の履歴に関係なく耐ＨＩＣ性と耐Ｓ
ＳＣ性に優れた母材性能が得られるようにするのが好ま
しい。このため、素材として用いる帯鋼（熱延鋼板）の
成分組成を指定したが、各成分の含有量は次の理由によ
って特定範囲に限定した。
【００２７】Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｃは鋼管に所定の強度（Ｘ４２級以上の強度）を付与す
る作用があるが、その含有量が０．０１％未満であると
上記強度の保証が困難となり、一方、その含有量が０．
２０％を超えると靭性劣化を招くことから、Ｃ含有量は
０．０１〜０．２０％と定めた。
る作用があるが、その含有量が０．０１％未満であると
上記強度の保証が困難となり、一方、その含有量が０．
２０％を超えると靭性劣化を招くことから、Ｃ含有量は
０．０１〜０．２０％と定めた。
【００２８】ただし、溶接後に溶接シーム部に後熱処理
を施さない場合には、その含有量が０．１２％を超える
と溶接部の硬化を招いて耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性がとも
に低下するので、この場合のＣ含有量は０．０１〜０．
１２％とするのが望ましい。
を施さない場合には、その含有量が０．１２％を超える
と溶接部の硬化を招いて耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性がとも
に低下するので、この場合のＣ含有量は０．０１〜０．
１２％とするのが望ましい。
【００２９】また、Ｘ７０〜Ｘ８０級の高張力鋼管を得
ようとする場合は、溶接シーム部の後熱処理の有無にか
かわらず、その含有量は０．０１〜０．０７％とするの
が望ましい。
ようとする場合は、溶接シーム部の後熱処理の有無にか
かわらず、その含有量は０．０１〜０．０７％とするの
が望ましい。
【００３０】Ｓｉ：０．０３〜０．８０％ Ｓｉは鋼の脱酸のために０．０３％以上の含有量を確保
する必要があり、一方、その含有量が０．８０％を超え
ると靭性劣化を招く上、焼き戻し脆化を招くので、Ｓｉ
含有量は０．０３〜０．８０％と定めた。好ましくは、
０．０５〜０．３０％である。
する必要があり、一方、その含有量が０．８０％を超え
ると靭性劣化を招く上、焼き戻し脆化を招くので、Ｓｉ
含有量は０．０３〜０．８０％と定めた。好ましくは、
０．０５〜０．３０％である。
【００３１】Ｍｎ：０．４０〜２．００％ Ｍｎは鋼管に所定の強度（Ｘ４２級以上の強度）を確保
する作用があるが、その含有量が０．４０％未満では所
望とする強度の確保ができず、一方、２．００％を超え
て含有させると耐ＳＳＣ性の低下を招くことから、Ｍｎ
含有量は０．４０〜２．００％と定めた。
する作用があるが、その含有量が０．４０％未満では所
望とする強度の確保ができず、一方、２．００％を超え
て含有させると耐ＳＳＣ性の低下を招くことから、Ｍｎ
含有量は０．４０〜２．００％と定めた。
【００３２】ただし、Ｘ７０級未満の高張力鋼管を得よ
うとする場合、その含有量が１．８０％を超えると母材
偏析部の合金元素濃度が高くなり、特にＣ含有量が０．
０８％以上の母材では母材の耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性が
ともに劣化するので、この場合のＭｎ含有量は０．４０
〜１．８０％とするのが望ましい。また、溶接後に溶接
シーム部に後熱処理を施さない場合には、その含有量が
１．４０％を超えると溶接部の硬化を招いて耐ＨＩＣ性
と耐ＳＳＣ性がともに低下するので、この場合のＭｎ含
有量は０．４０〜１．４０％とするのが望ましい。さら
に、Ｘ７０〜Ｘ８０級の高張力鋼管を得ようとする場合
には、溶接シーム部の後熱処理の有無にかかわらず、そ
の含有量は０．４０〜２．００％とするのが望ましい。
うとする場合、その含有量が１．８０％を超えると母材
偏析部の合金元素濃度が高くなり、特にＣ含有量が０．
０８％以上の母材では母材の耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性が
ともに劣化するので、この場合のＭｎ含有量は０．４０
〜１．８０％とするのが望ましい。また、溶接後に溶接
シーム部に後熱処理を施さない場合には、その含有量が
１．４０％を超えると溶接部の硬化を招いて耐ＨＩＣ性
と耐ＳＳＣ性がともに低下するので、この場合のＭｎ含
有量は０．４０〜１．４０％とするのが望ましい。さら
に、Ｘ７０〜Ｘ８０級の高張力鋼管を得ようとする場合
には、溶接シーム部の後熱処理の有無にかかわらず、そ
の含有量は０．４０〜２．００％とするのが望ましい。
【００３３】Ｐ：０．０２５％以下 Ｐは不可避不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。特に、０．０２５％を超えてＰが含有されると母材
偏析部の合金元素濃度が高くなり、母材の耐ＳＳＣ性低
下が顕著となる上、焼き戻し脆化の点でも悪影響が現れ
ることから、Ｐ含有量は０．０２５％以下と定めた。好
ましくは、０．０１５％以下である。
い。特に、０．０２５％を超えてＰが含有されると母材
偏析部の合金元素濃度が高くなり、母材の耐ＳＳＣ性低
下が顕著となる上、焼き戻し脆化の点でも悪影響が現れ
ることから、Ｐ含有量は０．０２５％以下と定めた。好
ましくは、０．０１５％以下である。
【００３４】Ｓ：０．００２％以下 Ｓは不可避不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。特に、０．００２％を超えてＳが含有されるとＣａ
あるいはＲＥＭ（希土類元素）によってもその形態制御
が不可能な硫化物系介在物（ＭｎＳ）が生成し、耐ＨＩ
Ｃ性および耐ＳＳＣ性の低下が著しくなることから、Ｓ
含有量は０．００２％以下と定めた。好ましくは、０．
００１％以下である。
い。特に、０．００２％を超えてＳが含有されるとＣａ
あるいはＲＥＭ（希土類元素）によってもその形態制御
が不可能な硫化物系介在物（ＭｎＳ）が生成し、耐ＨＩ
Ｃ性および耐ＳＳＣ性の低下が著しくなることから、Ｓ
含有量は０．００２％以下と定めた。好ましくは、０．
００１％以下である。
【００３５】ｓｏｌ−Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ａｌは鋼の脱酸のためにｓｏｌ−Ａｌ含有量で０．０１
％以上を確保する必要があるが、その含有量が０．１０
％を超えると鋼の清浄度確保が困難となることから、ｓ
ｏｌ−Ａｌ含有量は０．０１〜０．１０％と定めた。好
ましくは、０．０２〜０．０５％である。
％以上を確保する必要があるが、その含有量が０．１０
％を超えると鋼の清浄度確保が困難となることから、ｓ
ｏｌ−Ａｌ含有量は０．０１〜０．１０％と定めた。好
ましくは、０．０２〜０．０５％である。
【００３６】本発明の素材帯鋼は、上記成分に加えて、
次のＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）の１種または２
種、並びにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、
ＺｒおよびＢのうちの１種または２種以上を含有する鋼
からなるものであってもよい。
次のＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）の１種または２
種、並びにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、
ＺｒおよびＢのうちの１種または２種以上を含有する鋼
からなるものであってもよい。
【００３７】ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）：上限
は、それぞれ０．００５０％、０．０１％ これらの成分は、硫化物系介在物の形態制御を通じて耐
ＳＳＣ性の向上作用を発揮するので、これらの効果を得
たい場合には、必要に応じてＣａおよびＲＥＭのうちの
１種または２種を含有させることができるが、いずれの
元素もその含有量が０．０００５％未満では前記作用に
よる所望の効果が充分に得られず、一方、Ｃａの場合に
は０．００５％を超えて含有されるとＣａ系介在物の増
加により耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の劣化を招き、ま
た、ＲＥＭの場合には０．０１％を超えて含有されると
酸化物系介在物の増加により耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ
性の劣化を招くことから、含有させる場合のＣａ含有量
は０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ含有量は０．
０００５〜０．０１％とそれぞれ定めた。
は、それぞれ０．００５０％、０．０１％ これらの成分は、硫化物系介在物の形態制御を通じて耐
ＳＳＣ性の向上作用を発揮するので、これらの効果を得
たい場合には、必要に応じてＣａおよびＲＥＭのうちの
１種または２種を含有させることができるが、いずれの
元素もその含有量が０．０００５％未満では前記作用に
よる所望の効果が充分に得られず、一方、Ｃａの場合に
は０．００５％を超えて含有されるとＣａ系介在物の増
加により耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の劣化を招き、ま
た、ＲＥＭの場合には０．０１％を超えて含有されると
酸化物系介在物の増加により耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ
性の劣化を招くことから、含有させる場合のＣａ含有量
は０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ含有量は０．
０００５〜０．０１％とそれぞれ定めた。
【００３８】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、ＺｒおよびＢ これらの成分は、いずれも鋼管の強度および靭性を改善
する作用があるので、これらの効果を得たい場合には、
必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、ＺｒおよびＢのうちから１種または２種以上を選ん
で含有させることができるが、各成分は次の理由から含
有させる場合の含有量を次のように定めた。
ｉ、ＺｒおよびＢ これらの成分は、いずれも鋼管の強度および靭性を改善
する作用があるので、これらの効果を得たい場合には、
必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、ＺｒおよびＢのうちから１種または２種以上を選ん
で含有させることができるが、各成分は次の理由から含
有させる場合の含有量を次のように定めた。
【００３９】Ｃｕ、Ｎｉ：上限は、いずれも０．５０％ いずれの元素も、その含有量が０．０５％未満であると
強度及び靭性の改善効果が不十分であり、一方、０．５
０％を超えて含有させると熱間加工性が低下して素材と
なる熱延コイルの製造が困難となるので、含有させる場
合の含有量は、いずれの元素も０．０５〜０．５０％と
定めた。
強度及び靭性の改善効果が不十分であり、一方、０．５
０％を超えて含有させると熱間加工性が低下して素材と
なる熱延コイルの製造が困難となるので、含有させる場
合の含有量は、いずれの元素も０．０５〜０．５０％と
定めた。
【００４０】Ｃｒ：上限は、１．２０％ Ｃｒ含有量が０．０５％未満であると強度及び靭性の改
善効果が不十分であり、一方、１．２０％を超えて含有
させると靭性の低下、耐ＳＳＣ性の低下を招くので、含
有させる場合の含有量は０．０５〜１．２０％と定め
た。
善効果が不十分であり、一方、１．２０％を超えて含有
させると靭性の低下、耐ＳＳＣ性の低下を招くので、含
有させる場合の含有量は０．０５〜１．２０％と定め
た。
【００４１】Ｍｏ：上限は、１．００％ Ｍｏ含有量が０．０５％未満であると強度及び靭性の改
善効果が不十分であり、一方、１．００％を超えて含有
させると、靭性の低下、耐ＳＳＣ性の低下を招くので、
含有させる場合の含有量は０．０５〜１．００％と定め
た。
善効果が不十分であり、一方、１．００％を超えて含有
させると、靭性の低下、耐ＳＳＣ性の低下を招くので、
含有させる場合の含有量は０．０５〜１．００％と定め
た。
【００４２】Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＺｒ：上限は、いず
れも０．１５％ いずれの元素も、その含有量が０．０１％未満であると
強度及び靭性の改善効果が不十分であり、一方、０．１
５％を超えて含有させると靭性の低下を招くので、含有
させる場合の含有量は、いずれの元素も０．０１〜０．
１５％と定めた。
れも０．１５％ いずれの元素も、その含有量が０．０１％未満であると
強度及び靭性の改善効果が不十分であり、一方、０．１
５％を超えて含有させると靭性の低下を招くので、含有
させる場合の含有量は、いずれの元素も０．０１〜０．
１５％と定めた。
【００４３】Ｂ：上限は、０．００５０％、 Ｂ含有量が０．０００５％未満であると強度及び靭性の
改善効果が不十分であり、一方、０．００５０％を超え
て含有されると靭性の低下を招くので、含有させる場合
の含有量は０．０００５〜０．００５０％と定めた。
改善効果が不十分であり、一方、０．００５０％を超え
て含有されると靭性の低下を招くので、含有させる場合
の含有量は０．０００５〜０．００５０％と定めた。
【００４４】上記成分組成の素材帯鋼は、以下に述べる
条件で製造するのが望ましいが、これに限定されるもの
ではない。
条件で製造するのが望ましいが、これに限定されるもの
ではない。
【００４５】［スラブ加熱温度］スラブ加熱温度は、以
下の熱延が可能となる温度範囲とするのが望ましい。
下の熱延が可能となる温度範囲とするのが望ましい。
【００４６】［熱延仕上温度］耐ＨＩＣ性および耐ＳＳ
Ｃ性の改善のためには、熱延をＡr3変態点以上で終了し
て次に示す加速冷却開始温度を確保するのがよく、出来
れば熱延仕上温度は（Ａr3変態点＋３０℃）の温度以上
とするのがよい。
Ｃ性の改善のためには、熱延をＡr3変態点以上で終了し
て次に示す加速冷却開始温度を確保するのがよく、出来
れば熱延仕上温度は（Ａr3変態点＋３０℃）の温度以上
とするのがよい。
【００４７】［加速冷却開始温度］熱延後の加速冷却開
始温度が低いと初析フェライトの成長に伴い偏析部にＣ
が濃縮して加速冷却時に硬化組織が生成し、耐ＨＩＣ性
および耐ＳＳＣ性の低下を招くようになる。また、Ｘ７
０〜Ｘ８０級の高強度を得ることが困難となる。そのた
め加速冷却開始温度は（Ａr3変態点−３０℃）の温度以
上とするのがよく、出来れば初析フェライトのないＡr3
変態点以上が望ましい。
始温度が低いと初析フェライトの成長に伴い偏析部にＣ
が濃縮して加速冷却時に硬化組織が生成し、耐ＨＩＣ性
および耐ＳＳＣ性の低下を招くようになる。また、Ｘ７
０〜Ｘ８０級の高強度を得ることが困難となる。そのた
め加速冷却開始温度は（Ａr3変態点−３０℃）の温度以
上とするのがよく、出来れば初析フェライトのないＡr3
変態点以上が望ましい。
【００４８】［加速冷却時の平均冷却速度］加速冷却時
の平均冷却速度が遅いとフェライト／パーライトの２相
分離が進んで、中心偏析部で耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ
性に劣るバンド状組織が形成される。また、Ｘ７０〜Ｘ
８０級の高強度を得ることが困難となる。そのため平均
冷却速度は５℃／ｓ以上とするのがよい。しかし、その
値が２０℃／ｓを超えると硬化したブロック状ベイナイ
トが生成し易くなって好ましくない。Ｘ７０〜Ｘ８０級
の高強度用熱延鋼板の場合は３０℃／ｓである。
の平均冷却速度が遅いとフェライト／パーライトの２相
分離が進んで、中心偏析部で耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ
性に劣るバンド状組織が形成される。また、Ｘ７０〜Ｘ
８０級の高強度を得ることが困難となる。そのため平均
冷却速度は５℃／ｓ以上とするのがよい。しかし、その
値が２０℃／ｓを超えると硬化したブロック状ベイナイ
トが生成し易くなって好ましくない。Ｘ７０〜Ｘ８０級
の高強度用熱延鋼板の場合は３０℃／ｓである。
【００４９】［加速冷却停止温度］６００℃を超える温
度域で加速冷却を停止すると、停止時に未変態のオース
テナイトが残るのでその後パーライトが生成すると共
に、中心偏析部がＣの濃縮によって硬化して耐ＨＩＣ性
および耐ＳＳＣ性が低下する傾向となる。また、Ｘ７０
〜Ｘ８０級の高強度を得ることが困難となる。一方、４
００℃を下回る温度域で加速冷却を停止すると、硬化し
たブロック状ベイナイトが生成し易くなってやはり耐Ｈ
ＩＣ性および耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、加速冷
却停止温度は６００〜４００℃とするのが望ましい。Ｘ
７０〜Ｘ８０級の高強度用熱延鋼板の場合は６００〜２
００℃が望ましい。
度域で加速冷却を停止すると、停止時に未変態のオース
テナイトが残るのでその後パーライトが生成すると共
に、中心偏析部がＣの濃縮によって硬化して耐ＨＩＣ性
および耐ＳＳＣ性が低下する傾向となる。また、Ｘ７０
〜Ｘ８０級の高強度を得ることが困難となる。一方、４
００℃を下回る温度域で加速冷却を停止すると、硬化し
たブロック状ベイナイトが生成し易くなってやはり耐Ｈ
ＩＣ性および耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、加速冷
却停止温度は６００〜４００℃とするのが望ましい。Ｘ
７０〜Ｘ８０級の高強度用熱延鋼板の場合は６００〜２
００℃が望ましい。
【００５０】［巻取温度］巻取は、加速冷却停止に引き
続いて実施すればよい。
続いて実施すればよい。
【００５１】本発明においては、先ず上記成分組成を有
するとともに上記条件で製造された素材帯鋼を常法通り
に成形ロール群に通して連続的にロール成形してオープ
ンパイプ状となし、成形ロール群の末尾に設けられた左
右一対のスクイズロールの作用によって帯鋼両エッジ相
互が当接する接合点、すなわちオープンパイプの突き合
わせ部にレーザービームを上方から垂直に照射して衝合
溶接を行うが、この際、そのレーザー出力Ｐ（ｋＷ）、
溶接速度Ｖ（ｍ／ｍｉｎ）、帯鋼肉厚ｔ（ｍｍ）、帯鋼
両エッジ端面の予熱温度Ｔ（℃）、室温Ｔ0 （℃）とし
た時、下記の（１）および（２）式を満足する条件で衝
合溶接を行う。
するとともに上記条件で製造された素材帯鋼を常法通り
に成形ロール群に通して連続的にロール成形してオープ
ンパイプ状となし、成形ロール群の末尾に設けられた左
右一対のスクイズロールの作用によって帯鋼両エッジ相
互が当接する接合点、すなわちオープンパイプの突き合
わせ部にレーザービームを上方から垂直に照射して衝合
溶接を行うが、この際、そのレーザー出力Ｐ（ｋＷ）、
溶接速度Ｖ（ｍ／ｍｉｎ）、帯鋼肉厚ｔ（ｍｍ）、帯鋼
両エッジ端面の予熱温度Ｔ（℃）、室温Ｔ0 （℃）とし
た時、下記の（１）および（２）式を満足する条件で衝
合溶接を行う。
【００５２】Ｖ≧２ ・・・・・・（１） Ｐ≧０．４Ｖｔ／ｅa(T-T0) ・・・・・・（２） ただし、ａ＝０．０００６ すなわち、上記（１）および（２）式は、本発明者らが
種々実験研究の結果見い出した関係式であり、前述した
ように、（１）式は、オープンパイプの突き合わせ部に
おけるＶ溝形成の有無、レーザー出力Ｐおよび帯鋼肉厚
（帯鋼肉厚）ｔ等とは無関係に、溶接速度Ｖが２ｍ／ｍ
ｉｎ未満では、溶融金属部の溶接後冷却速度の低下に起
因して溶接部のとけ込み形状がワインカップ状となって
溶接部の結晶粒が粗大化して肉厚方向の柱状晶となり、
溶接部の靭性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が低下する
のみならず、ＨＡＺも広くなるのでＨＡＺ軟化が顕著と
なって管の強度も低下するが、溶接速度Ｖを２ｍ／ｍｉ
ｎ以上に設定して製管溶接すると、溶接部のとけ込み形
状がワインカップ状とならず、溶接部の組織が結晶粒の
粗大化した肉厚方向への柱状晶組織になるのを防止で
き、これによって溶接部の結晶粒の粗大柱状晶組織化に
起因する耐ＨＩＣ性等が低下するのを防止できる。この
ことは、後述の実施例の結果からもあきらかであ。
種々実験研究の結果見い出した関係式であり、前述した
ように、（１）式は、オープンパイプの突き合わせ部に
おけるＶ溝形成の有無、レーザー出力Ｐおよび帯鋼肉厚
（帯鋼肉厚）ｔ等とは無関係に、溶接速度Ｖが２ｍ／ｍ
ｉｎ未満では、溶融金属部の溶接後冷却速度の低下に起
因して溶接部のとけ込み形状がワインカップ状となって
溶接部の結晶粒が粗大化して肉厚方向の柱状晶となり、
溶接部の靭性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が低下する
のみならず、ＨＡＺも広くなるのでＨＡＺ軟化が顕著と
なって管の強度も低下するが、溶接速度Ｖを２ｍ／ｍｉ
ｎ以上に設定して製管溶接すると、溶接部のとけ込み形
状がワインカップ状とならず、溶接部の組織が結晶粒の
粗大化した肉厚方向への柱状晶組織になるのを防止で
き、これによって溶接部の結晶粒の粗大柱状晶組織化に
起因する耐ＨＩＣ性等が低下するのを防止できる。この
ことは、後述の実施例の結果からもあきらかであ。
【００５３】また、上記（２）式は、溶接部に酸化物等
が存在しない無欠陥溶接を行うための条件を示してお
り、帯鋼肉厚ｔに応じて、溶接速度Ｖおよび帯鋼両エッ
ジ部の予熱温度Ｔを調整設定することによってレーザー
出力Ｐが（２）式で求められる値以上となるように設定
して溶接することによって、溶接部の酸化物等の異物内
在起因による耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が低下するの
を防止できる。すなわち、（２）式の右辺で求められる
値未満のレーザー出力Ｐでは、溶接速度が２ｍ／ｍｉｎ
以上であって溶接部の組織が結晶粒の粗大化した肉厚方
向への柱状晶組織でなくても、溶接部に酸化物等の異物
内在の溶接欠陥が生じて耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が
低下することを意味している。
が存在しない無欠陥溶接を行うための条件を示してお
り、帯鋼肉厚ｔに応じて、溶接速度Ｖおよび帯鋼両エッ
ジ部の予熱温度Ｔを調整設定することによってレーザー
出力Ｐが（２）式で求められる値以上となるように設定
して溶接することによって、溶接部の酸化物等の異物内
在起因による耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が低下するの
を防止できる。すなわち、（２）式の右辺で求められる
値未満のレーザー出力Ｐでは、溶接速度が２ｍ／ｍｉｎ
以上であって溶接部の組織が結晶粒の粗大化した肉厚方
向への柱状晶組織でなくても、溶接部に酸化物等の異物
内在の溶接欠陥が生じて耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が
低下することを意味している。
【００５４】図４は、帯鋼肉厚ｔ、溶接速度Ｖ、帯鋼両
エッジ部の予熱温度Ｔおよびレーザー出力ＰがＳＳＣ発
生に及ぼす影響を示した図であり、横軸に上記（２）式
中の右辺「０．４Ｖｔ／ｅa(T-T0) 」で求められる値と
レーザー出力Ｐとの差を、縦軸にＳＳＣ発生率を採って
示した図である。
エッジ部の予熱温度Ｔおよびレーザー出力ＰがＳＳＣ発
生に及ぼす影響を示した図であり、横軸に上記（２）式
中の右辺「０．４Ｖｔ／ｅa(T-T0) 」で求められる値と
レーザー出力Ｐとの差を、縦軸にＳＳＣ発生率を採って
示した図である。
【００５５】図４から明らかなように、レーザー出力Ｐ
が「０．４Ｖｔ／ｅa(T-T0) 」で求められる値未満の場
合にはＳＳＣが発生し、レーザー出力Ｐが「０．４Ｖｔ
／ｅa(T-T0) 」で求められる値以上の場合にはＳＳＣが
発生しておらず、このことから上記（２）式を満足させ
る必要のあることがわかる。
が「０．４Ｖｔ／ｅa(T-T0) 」で求められる値未満の場
合にはＳＳＣが発生し、レーザー出力Ｐが「０．４Ｖｔ
／ｅa(T-T0) 」で求められる値以上の場合にはＳＳＣが
発生しておらず、このことから上記（２）式を満足させ
る必要のあることがわかる。
【００５６】なお、上記（１）および（２）式を同時に
満足させるためには、前述したように、従来一般的に用
いられている５ｋＷ程度の低出力のレーザー発振機では
不十分で、例えば２５ｋＷあるいはこれ以上の高出力の
レーザー発振機を用いる必要がある。
満足させるためには、前述したように、従来一般的に用
いられている５ｋＷ程度の低出力のレーザー発振機では
不十分で、例えば２５ｋＷあるいはこれ以上の高出力の
レーザー発振機を用いる必要がある。
【００５７】また、大出力レーザーによる本発明の方法
においては、前記特開平５−２２８６６０号公報に記載
されると同様の図１に示すＶ溝２をオープンパイプの突
き合わせ部に形成させて溶接することもでき、この場合
にはより一層の高速化溶接が可能となる。すなわち、帯
鋼肉厚をｔ、集光前のレーザービーム径をＤ、集光光学
系の焦点距離をｆ、溶接速度をＶ、レーザー出力をＰと
した時、幅ａと深さｂとが下記（３）〜（６）式を満足
するＶ溝を形成して溶接するのが望ましい。
においては、前記特開平５−２２８６６０号公報に記載
されると同様の図１に示すＶ溝２をオープンパイプの突
き合わせ部に形成させて溶接することもでき、この場合
にはより一層の高速化溶接が可能となる。すなわち、帯
鋼肉厚をｔ、集光前のレーザービーム径をＤ、集光光学
系の焦点距離をｆ、溶接速度をＶ、レーザー出力をＰと
した時、幅ａと深さｂとが下記（３）〜（６）式を満足
するＶ溝を形成して溶接するのが望ましい。
【００５８】ａ／ｂ＞Ｄ／ｆ ・・・・・・・ （３） ａ×ｂ≦２×（Ｐ／Ｖ） ・・・・・・・ （４） ｔ−ｂ≦４×（Ｐ／Ｖ） ・・・・・・・ （５） ａ≦２×（Ｐ／Ｖ） ・・・・・・・ （６） なお、上記（３）〜（６）式の意味するところは、以下
の通りである。
の通りである。
【００５９】（３）式：溶け込み深さを減少させないよ
うにするための条件。すなわち、集光前のビーム径がＤ
のレーザービーム３の光軸心を素材帯鋼１の両エッジ端
の突き合わせ部に一致させるとともに、その焦点位置を
Ｖ溝２の底部５に合わせた場合、ａ／ｂ値がＤ／ｆ未満
の時には、図５（ａ）に示すように、レーザービーム３
がＶ溝２の肩部４に当たり、肩部４で金属プラズマが発
生してこの金属プラズマにレーザービーム３が吸収され
てレーザーエネルギーが低下し、溶け込み深さが減少す
るが、ａ／ｂ値がＤ／ｆ値を超えると時には、図５
（ｂ）に示すように、レーザビーム３が前記肩部４に当
たることがないので、エネルギー低下のないレーザービ
ーム３をＶ溝２の底部５に集中照射できて深い溶け込み
深さを効率良く得ることができる。
うにするための条件。すなわち、集光前のビーム径がＤ
のレーザービーム３の光軸心を素材帯鋼１の両エッジ端
の突き合わせ部に一致させるとともに、その焦点位置を
Ｖ溝２の底部５に合わせた場合、ａ／ｂ値がＤ／ｆ未満
の時には、図５（ａ）に示すように、レーザービーム３
がＶ溝２の肩部４に当たり、肩部４で金属プラズマが発
生してこの金属プラズマにレーザービーム３が吸収され
てレーザーエネルギーが低下し、溶け込み深さが減少す
るが、ａ／ｂ値がＤ／ｆ値を超えると時には、図５
（ｂ）に示すように、レーザビーム３が前記肩部４に当
たることがないので、エネルギー低下のないレーザービ
ーム３をＶ溝２の底部５に集中照射できて深い溶け込み
深さを効率良く得ることができる。
【００６０】（４）式：溶接部の外面側にアンダービー
ドを発生させないようにするための条件。すなわち、図
２に示したようなアンダービード６を発生させないため
にはＶ溝が溶融金属で十分に埋められることが必要であ
り、これに必要な溶融金属量はＶ溝の断面積と供給され
る溶融金属量とで決定される。そして、Ｖ溝の断面積は
１／２（ａ×ｂ）で表され、一方、溶融金属量は、レー
ザー出力Ｐ、溶接速度Ｖの時、その入熱量（Ｐ／Ｖ）に
比例するから、アンダービード６の防止条件は［ａ×ｂ
≦ｋ×（Ｐ／Ｖ）］になる。なお、ｋは比例定数であ
り、多数の実験結果から「２」とするのが適切であるこ
とがわかった。
ドを発生させないようにするための条件。すなわち、図
２に示したようなアンダービード６を発生させないため
にはＶ溝が溶融金属で十分に埋められることが必要であ
り、これに必要な溶融金属量はＶ溝の断面積と供給され
る溶融金属量とで決定される。そして、Ｖ溝の断面積は
１／２（ａ×ｂ）で表され、一方、溶融金属量は、レー
ザー出力Ｐ、溶接速度Ｖの時、その入熱量（Ｐ／Ｖ）に
比例するから、アンダービード６の防止条件は［ａ×ｂ
≦ｋ×（Ｐ／Ｖ）］になる。なお、ｋは比例定数であ
り、多数の実験結果から「２」とするのが適切であるこ
とがわかった。
【００６１】（５）式：Ｖ溝の底部に連続して存在する
帯鋼両エッジ端が完全に突き合わされた部分の肉厚（ｔ
−ｂ）を貫通溶融させるための条件。すなわち、突き合
わせ部にＶ溝を形成してレーザーで溶かし込む必要のあ
る肉厚を減少させて溶接速度の高速化を図るためには、
前記Ｖ溝の底部に存在する肉厚（ｔ−ｂ）部分を完全に
溶かし込むに足りるレーザーエネルギーを供給する必要
があるが、レーザーの溶け込み深さはその入熱（Ｐ／
Ｖ）と比例関係にあることから、前記肉厚（ｔ−ｂ）部
分を完全に溶かし込む条件は［（ｔ−ｂ）≦ｐ×（Ｐ／
Ｖ）］となる。なお、ｐは比例定数であり、多数の実験
結果から「４」とするのが適切であることがわかった。
帯鋼両エッジ端が完全に突き合わされた部分の肉厚（ｔ
−ｂ）を貫通溶融させるための条件。すなわち、突き合
わせ部にＶ溝を形成してレーザーで溶かし込む必要のあ
る肉厚を減少させて溶接速度の高速化を図るためには、
前記Ｖ溝の底部に存在する肉厚（ｔ−ｂ）部分を完全に
溶かし込むに足りるレーザーエネルギーを供給する必要
があるが、レーザーの溶け込み深さはその入熱（Ｐ／
Ｖ）と比例関係にあることから、前記肉厚（ｔ−ｂ）部
分を完全に溶かし込む条件は［（ｔ−ｂ）≦ｐ×（Ｐ／
Ｖ）］となる。なお、ｐは比例定数であり、多数の実験
結果から「４」とするのが適切であることがわかった。
【００６２】（６）式：溶接部にアンダーカット６を発
生させないための条件。すなわち、図２に示したよう
に、Ｖ溝の幅ａがビード幅Ｂａより過剰に大きい場合に
はアンダーカット６が発生する。従って、溶接部にアン
ダーカット６を発生させないためには、Ｖ溝の幅ａをビ
ード幅Ｂａより小さくなるようにする必要がある。今、
溶接速度Ｖを一定とするとビード幅Ｂａはレーザーによ
る入熱量に比例するから、［ａ≦ｑ×（Ｐ／Ｖ）］の関
係が成立する。なお、ｑは比例定数であり、多数の実験
結果から「２」とするのが適切であることがわかった。
生させないための条件。すなわち、図２に示したよう
に、Ｖ溝の幅ａがビード幅Ｂａより過剰に大きい場合に
はアンダーカット６が発生する。従って、溶接部にアン
ダーカット６を発生させないためには、Ｖ溝の幅ａをビ
ード幅Ｂａより小さくなるようにする必要がある。今、
溶接速度Ｖを一定とするとビード幅Ｂａはレーザーによ
る入熱量に比例するから、［ａ≦ｑ×（Ｐ／Ｖ）］の関
係が成立する。なお、ｑは比例定数であり、多数の実験
結果から「２」とするのが適切であることがわかった。
【００６３】このようにしてオープンパイプの突合せ部
を溶接した溶接鋼管は、溶接ままで十分な性能を発揮す
るが、より一層の性能向上を図るためには溶接後の溶接
シーム部に次の熱処理を施すことが望ましい。
を溶接した溶接鋼管は、溶接ままで十分な性能を発揮す
るが、より一層の性能向上を図るためには溶接後の溶接
シーム部に次の熱処理を施すことが望ましい。
【００６４】［溶接シーム部の加熱温度］溶接シーム部
をＡC3変態点以上の温度域へ加熱するのが望ましいの
は、加熱時にオーステナイト単相として溶接部の粗粒組
織を破壊して細粒組織を得るためであるが、加熱温度が
この温度未満であるとその効果が得られない。なお、上
限は特に規定する必要はないが、１１００℃を超えると
結晶粒が再び粗粒化し、特にＣ含有量が０．１２％を超
える素材では耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性および靭性に悪影
響を及ぼすので１１００℃以下とするのが望ましい。
をＡC3変態点以上の温度域へ加熱するのが望ましいの
は、加熱時にオーステナイト単相として溶接部の粗粒組
織を破壊して細粒組織を得るためであるが、加熱温度が
この温度未満であるとその効果が得られない。なお、上
限は特に規定する必要はないが、１１００℃を超えると
結晶粒が再び粗粒化し、特にＣ含有量が０．１２％を超
える素材では耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性および靭性に悪影
響を及ぼすので１１００℃以下とするのが望ましい。
【００６５】［加熱後の冷却］上記温度域への加熱後、
そのまま放冷（空冷）すると溶接部の硬度が低く抑えら
れて耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が向上する。
そのまま放冷（空冷）すると溶接部の硬度が低く抑えら
れて耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が向上する。
【００６６】ただし、溶接シーム部のみを上記温度域に
加熱して放冷すると母材部に比べて溶接部の強度が低下
する場合があるので、その場合には加熱後速やかに加速
冷却を実施すると溶接部の強度低下を防ぐことができる
から、強度低下を防止したい場合には加速冷却を実施す
るのが望ましい。しかし、加速冷却開始温度が（Ａr3変
態点−３０℃）の温度未満であると初析フェライトの成
長に伴いＣが濃縮した残留オーステナイトが加速冷却時
に硬化して、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の低下を招く
ようになる。一方、加速冷却開始温度が１０００℃を超
えると硬度の高いマルテンサイト組織やベイナイト組織
が生成し、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性にとって望まし
くない。従って、加速冷却を行う場合の冷却開始温度は
（Ａr3変態点−３０℃）〜１０００℃とするのが望まし
い。また、加速冷却を行う場合の冷却速度としては、母
材である素材帯鋼（熱延鋼板）製造時の条件と同じ、５
〜３０℃／ｓとするのが望ましい。
加熱して放冷すると母材部に比べて溶接部の強度が低下
する場合があるので、その場合には加熱後速やかに加速
冷却を実施すると溶接部の強度低下を防ぐことができる
から、強度低下を防止したい場合には加速冷却を実施す
るのが望ましい。しかし、加速冷却開始温度が（Ａr3変
態点−３０℃）の温度未満であると初析フェライトの成
長に伴いＣが濃縮した残留オーステナイトが加速冷却時
に硬化して、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の低下を招く
ようになる。一方、加速冷却開始温度が１０００℃を超
えると硬度の高いマルテンサイト組織やベイナイト組織
が生成し、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性にとって望まし
くない。従って、加速冷却を行う場合の冷却開始温度は
（Ａr3変態点−３０℃）〜１０００℃とするのが望まし
い。また、加速冷却を行う場合の冷却速度としては、母
材である素材帯鋼（熱延鋼板）製造時の条件と同じ、５
〜３０℃／ｓとするのが望ましい。
【００６７】［加速冷却後の焼戻し］上記加速冷却後に
焼戻し処理を施して溶接部の軟化を図ると、溶接部の耐
ＨＩＣ性および靭性がより一層改善されることから、耐
ＨＩＣ性と靭性のより一層の向上を図りたい場合には加
速冷却後に焼戻し処理を施すのが望ましい。しかし、焼
戻し温度が５００℃未満であると材料が軟化しないので
焼戻の効果が得られず、一方、７５０℃を超えると一部
オーステナイト変態が生じて所定の強度が得られないば
かりか、残留オーステナイトや焼戻されないマルテンサ
イト相が生じて耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性にとって望
ましくないことから、焼戻処理を施す場合の温度は５０
０〜７５０℃とするのが望ましい。
焼戻し処理を施して溶接部の軟化を図ると、溶接部の耐
ＨＩＣ性および靭性がより一層改善されることから、耐
ＨＩＣ性と靭性のより一層の向上を図りたい場合には加
速冷却後に焼戻し処理を施すのが望ましい。しかし、焼
戻し温度が５００℃未満であると材料が軟化しないので
焼戻の効果が得られず、一方、７５０℃を超えると一部
オーステナイト変態が生じて所定の強度が得られないば
かりか、残留オーステナイトや焼戻されないマルテンサ
イト相が生じて耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性にとって望
ましくないことから、焼戻処理を施す場合の温度は５０
０〜７５０℃とするのが望ましい。
【００６８】
【実施例】製管溶母材として、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩ
Ｃ性に優れるＸ４２〜Ｘ８０級の表１に示す化学成分を
有する９種類の素材帯鋼（熱延鋼板）を準備した。これ
ら母材のＡＰＩ等級、強度、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ
性を調査した結果も表１に併記した。なお、母材の耐Ｈ
ＩＣ性は、ＮＡＣＥ（米国腐食協会規格）−ＴＭ−０２
−８４に規定の方法に基づき、ＮＡＣＥ浴（０．５％酢
酸、５％食塩水、２５℃、１気圧Ｈ2 Ｓ飽和）に９６ｈ
浸漬したときの割れ長さ率（ＣＬＲ）での評価結果、耐
ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ−ＴＭ−０１−７７−ＭＥＴＨＯ
Ｄ−Ａに規定の単軸引張試験法で評価したときにおける
σth（ＳＳＣにより破断を生じる最小の応力）とσys
（降伏応力）の比での評価結果であるが、いずれの母材
も、耐ＨＩＣ性については１つの目安であるＮＡＣＥ条
件のＣＬＲ≦１５％を、また耐ＳＳＣ性については１つ
の目安であるＮＡＣＥ条件のσth／σys≧７２％を満足
している。
Ｃ性に優れるＸ４２〜Ｘ８０級の表１に示す化学成分を
有する９種類の素材帯鋼（熱延鋼板）を準備した。これ
ら母材のＡＰＩ等級、強度、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ
性を調査した結果も表１に併記した。なお、母材の耐Ｈ
ＩＣ性は、ＮＡＣＥ（米国腐食協会規格）−ＴＭ−０２
−８４に規定の方法に基づき、ＮＡＣＥ浴（０．５％酢
酸、５％食塩水、２５℃、１気圧Ｈ2 Ｓ飽和）に９６ｈ
浸漬したときの割れ長さ率（ＣＬＲ）での評価結果、耐
ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ−ＴＭ−０１−７７−ＭＥＴＨＯ
Ｄ−Ａに規定の単軸引張試験法で評価したときにおける
σth（ＳＳＣにより破断を生じる最小の応力）とσys
（降伏応力）の比での評価結果であるが、いずれの母材
も、耐ＨＩＣ性については１つの目安であるＮＡＣＥ条
件のＣＬＲ≦１５％を、また耐ＳＳＣ性については１つ
の目安であるＮＡＣＥ条件のσth／σys≧７２％を満足
している。
【００６９】
【表１】
【００７０】上記素材帯鋼（熱延鋼板）を常法に基づき
成形ロール群に通してオープンパイプに成形し、スクイ
ズロールでその両エッジ部相互を突き合わせ、この突き
合わせ部分に上方よりシールドガスとしてプラズマ除去
効果の高いヘリウムガスを用いてレーザービームを垂直
に照射して衝合溶接を行うに当たり、表２、表３および
表４に示す各条件で溶接を行った。レーザー源として
は、集光前ビーム径Ｄが５１ｍｍ、ミラー（放物面鏡）
焦点距離ｆが３８１ｍｍの出力２５ｋＷの炭酸ガスレー
ザー発振機と、集光前ビーム径Ｄが３０ｍｍ、ミラー
（放物面鏡）焦点距離ｆが１５０ｍｍの出力５ｋＷの炭
酸ガスレーザー発振機を使用した。なお、焦点位置は、
いずれも突合せ部のオープンパイプ外表面に設定した
が、突き合わせ部にＶ溝を形成した一部のものについて
はＶ溝底部に設定した。また、比較のため同様素材帯鋼
を用いた従来のＥＲＷ法によって溶接した溶接ままの溶
接鋼管も用意した。
成形ロール群に通してオープンパイプに成形し、スクイ
ズロールでその両エッジ部相互を突き合わせ、この突き
合わせ部分に上方よりシールドガスとしてプラズマ除去
効果の高いヘリウムガスを用いてレーザービームを垂直
に照射して衝合溶接を行うに当たり、表２、表３および
表４に示す各条件で溶接を行った。レーザー源として
は、集光前ビーム径Ｄが５１ｍｍ、ミラー（放物面鏡）
焦点距離ｆが３８１ｍｍの出力２５ｋＷの炭酸ガスレー
ザー発振機と、集光前ビーム径Ｄが３０ｍｍ、ミラー
（放物面鏡）焦点距離ｆが１５０ｍｍの出力５ｋＷの炭
酸ガスレーザー発振機を使用した。なお、焦点位置は、
いずれも突合せ部のオープンパイプ外表面に設定した
が、突き合わせ部にＶ溝を形成した一部のものについて
はＶ溝底部に設定した。また、比較のため同様素材帯鋼
を用いた従来のＥＲＷ法によって溶接した溶接ままの溶
接鋼管も用意した。
【００７１】
【表２】
【００７２】
【表３】
【００７３】
【表４】
【００７４】得られた溶接鋼管の溶接ままの溶接部（一
部のものについては、表２、表３および表４に示す条件
で溶接シーム部に後熱処理を施した後の溶接部）の耐Ｈ
ＩＣ性と耐ＳＳＣ性を次に述べる方法で評価した。
部のものについては、表２、表３および表４に示す条件
で溶接シーム部に後熱処理を施した後の溶接部）の耐Ｈ
ＩＣ性と耐ＳＳＣ性を次に述べる方法で評価した。
【００７５】溶接シーム部が中央に位置するように管軸
方向に切開して周方向に展開後、図６に示した各位置か
ら、ＨＩＣ試験片については図７に示す形状、寸法の試
験片を管軸長方向の異なる位置から各３枚を、ＳＳＣ試
験片については素材帯鋼の肉厚に応じて図８に示す
（Ｘ）または（Ｙ）のいずれかの形状、寸法の試験片を
管軸長方向の異なる位置から各３本を切り出し採取し
た。なお、ＳＳＣ試験片は、いずれも素材肉厚の関係上
ネジ部が欠けたので、試験時にテフロンテープ等をネジ
部に巻き付けシールして試験に供した。また、試験に先
立ち、各試番のＳＳＣ試験片各１本を対象に、常温引張
試験を行って降伏応力（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）を求
めた結果、母材の規格以下に強度が低下した試番につい
てはＨＩＣ試験およびＳＳＣ試験ともに省略した。
方向に切開して周方向に展開後、図６に示した各位置か
ら、ＨＩＣ試験片については図７に示す形状、寸法の試
験片を管軸長方向の異なる位置から各３枚を、ＳＳＣ試
験片については素材帯鋼の肉厚に応じて図８に示す
（Ｘ）または（Ｙ）のいずれかの形状、寸法の試験片を
管軸長方向の異なる位置から各３本を切り出し採取し
た。なお、ＳＳＣ試験片は、いずれも素材肉厚の関係上
ネジ部が欠けたので、試験時にテフロンテープ等をネジ
部に巻き付けシールして試験に供した。また、試験に先
立ち、各試番のＳＳＣ試験片各１本を対象に、常温引張
試験を行って降伏応力（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）を求
めた結果、母材の規格以下に強度が低下した試番につい
てはＨＩＣ試験およびＳＳＣ試験ともに省略した。
【００７６】ＨＩＣ試験は、上記の試験片（各試番各３
枚）を、ＮＡＣＥ浴（０．５％酢酸、５％食塩水、２５
℃、１気圧Ｈ2 Ｓ飽和）中に９６時間浸漬後、各試験片
について図９に示すように超音波探傷法で接合面の割れ
発生面積を検出し、平均割れ面積率（ＣＡＲ）を求めて
ＨＩＣ感受性を評価した。なお、ＣＡＲ値の３倍値が上
記ＣＬＲ値に相当し、ＣＲＡ≦５％であれば耐ＨＩＣ性
に優れることを示している。
枚）を、ＮＡＣＥ浴（０．５％酢酸、５％食塩水、２５
℃、１気圧Ｈ2 Ｓ飽和）中に９６時間浸漬後、各試験片
について図９に示すように超音波探傷法で接合面の割れ
発生面積を検出し、平均割れ面積率（ＣＡＲ）を求めて
ＨＩＣ感受性を評価した。なお、ＣＡＲ値の３倍値が上
記ＣＬＲ値に相当し、ＣＲＡ≦５％であれば耐ＨＩＣ性
に優れることを示している。
【００７７】ＳＳＣ試験は、上記の各試験片（各試番各
２本）を、図１０に示すＳＳＣ試験装置を用い、ＮＡＣ
Ｅ浴（０．５％酢酸、５％食塩水、２５℃、１気圧Ｈ2
Ｓ飽和）中で、ＳＭＹＳ（規格最小降伏応力）の７２％
の引張応力を付加し、７２０時間の試験期間中での破断
の有無を調査した。
２本）を、図１０に示すＳＳＣ試験装置を用い、ＮＡＣ
Ｅ浴（０．５％酢酸、５％食塩水、２５℃、１気圧Ｈ2
Ｓ飽和）中で、ＳＭＹＳ（規格最小降伏応力）の７２％
の引張応力を付加し、７２０時間の試験期間中での破断
の有無を調査した。
【００７８】これらの試験結果を、表２、表３および表
４に併記した。なお、表２、表３および表４中、試番
１、１８および３５はＥＲＷ法による従来例、試番２、
３、４、１９〜２１、４３および４４はＶ溝を形成した
レーザー単独溶接の従来例、その他が本発明例と比較例
である。
４に併記した。なお、表２、表３および表４中、試番
１、１８および３５はＥＲＷ法による従来例、試番２、
３、４、１９〜２１、４３および４４はＶ溝を形成した
レーザー単独溶接の従来例、その他が本発明例と比較例
である。
【００７９】試番１、１８および３５から明らかなよう
に、従来例のＥＲＷ法では、溶接部の耐ＨＩＣ性および
耐ＳＳＣ性がいずれも劣っている。
に、従来例のＥＲＷ法では、溶接部の耐ＨＩＣ性および
耐ＳＳＣ性がいずれも劣っている。
【００８０】また、試番４、８、１２、１３、２１、２
５、３０、３４および４０から明らかなように、溶接速
度が２ｍ／ｍｉｎ未満の場合には、素材帯鋼肉厚の大
小、レーザー出力の大小、Ｖ溝形成の有無および帯鋼両
エッジ部の予熱の有無に関係なく、いずれの場合も溶接
部の溶け込み形状がワインカップ状となって溶接部の強
度低下が著しいか、強度低下がない場合でも耐ＳＳＣ性
が劣っており、このことから上記（１）式が溶接部の強
度低下およびＳＳＣ発生を防止するための必要条件であ
ることがわかる。
５、３０、３４および４０から明らかなように、溶接速
度が２ｍ／ｍｉｎ未満の場合には、素材帯鋼肉厚の大
小、レーザー出力の大小、Ｖ溝形成の有無および帯鋼両
エッジ部の予熱の有無に関係なく、いずれの場合も溶接
部の溶け込み形状がワインカップ状となって溶接部の強
度低下が著しいか、強度低下がない場合でも耐ＳＳＣ性
が劣っており、このことから上記（１）式が溶接部の強
度低下およびＳＳＣ発生を防止するための必要条件であ
ることがわかる。
【００８１】肉厚が１１．１ｍｍのＩ鋼（Ｘ８０級）で
は、レーザー出力が５ｋＷの場合には、試番２と試番３
の対比から明らかなように、Ｖ溝を形成した従来法での
溶接部の耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が良好な製品の得
られる最高溶接速度は高々２．２ｍ／ｍｉｎでしかな
い。また、試番４から明らかなように、Ｖ溝を形成して
も溶接速度が１．８ｍ／ｍｉｎと遅い場合は、溶接部の
溶け込み形状がワインカップ状となって溶接部の強度が
母材に比べて著しく劣っている。
は、レーザー出力が５ｋＷの場合には、試番２と試番３
の対比から明らかなように、Ｖ溝を形成した従来法での
溶接部の耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が良好な製品の得
られる最高溶接速度は高々２．２ｍ／ｍｉｎでしかな
い。また、試番４から明らかなように、Ｖ溝を形成して
も溶接速度が１．８ｍ／ｍｉｎと遅い場合は、溶接部の
溶け込み形状がワインカップ状となって溶接部の強度が
母材に比べて著しく劣っている。
【００８２】さらに、Ｖ溝を形成しない場合は、試番５
から明らかなように、溶接速度が２ｍ／ｍｉｎでも、帯
鋼両エッジ部を予熱しないと溶け込み不足となって溶接
不能となっている。しかし、試番６、７から明らかなよ
うに、帯鋼両エッジ部を高温予熱するとＶ溝を形成しな
くても２ｍ／ｍｉｎ以上の溶接速度で溶接可能である
が、試番６から明らかなように、０．４Ｖｔ／ｅ
a(T-T0) 値が本発明で規定する上記（２）式の範囲を外
れているため、溶接欠陥が生じ、耐ＳＳＣ性が劣ってい
る。
から明らかなように、溶接速度が２ｍ／ｍｉｎでも、帯
鋼両エッジ部を予熱しないと溶け込み不足となって溶接
不能となっている。しかし、試番６、７から明らかなよ
うに、帯鋼両エッジ部を高温予熱するとＶ溝を形成しな
くても２ｍ／ｍｉｎ以上の溶接速度で溶接可能である
が、試番６から明らかなように、０．４Ｖｔ／ｅ
a(T-T0) 値が本発明で規定する上記（２）式の範囲を外
れているため、溶接欠陥が生じ、耐ＳＳＣ性が劣ってい
る。
【００８３】これに対し、レーザー出力２５ｋＷの場合
には、試番９〜１３の対比から明らかなように、帯鋼両
エッジ部を予熱せず、かつＶ溝を形成しない場合にあっ
ても、耐ＳＳＣ性の良好な製品の得られる最高溶接速度
が５ｍ／ｍｉｎとなり、Ｖ溝を形成したレーザー出力５
ｋＷのもの（試番３）に比べて２倍以上という速い溶接
速度での溶接が可能となっている。また、試番１４と試
番１５との対比から明らかなように、帯鋼両エッジ部を
１２５０℃の高温に予熱すると、耐ＳＳＣ性の良好な製
品が得られる最高溶接速度は１０ｍ／ｍｉｎにまで上が
っている。さらに、試番１６と試番１７との対比から明
らかなように、出力２５ｋＷの大出力レーザーとＶ溝形
成とを組み合わせた場合には、帯鋼両エッジ部を予熱し
なくても、同一寸法のＶ溝を形成したレーザー出力５ｋ
Ｗのもの（試番３）に比べて約４倍の８ｍ／ｍｉｎとい
う速い溶接速度でも耐ＳＳＣ性の良好な製品が得られて
いる。
には、試番９〜１３の対比から明らかなように、帯鋼両
エッジ部を予熱せず、かつＶ溝を形成しない場合にあっ
ても、耐ＳＳＣ性の良好な製品の得られる最高溶接速度
が５ｍ／ｍｉｎとなり、Ｖ溝を形成したレーザー出力５
ｋＷのもの（試番３）に比べて２倍以上という速い溶接
速度での溶接が可能となっている。また、試番１４と試
番１５との対比から明らかなように、帯鋼両エッジ部を
１２５０℃の高温に予熱すると、耐ＳＳＣ性の良好な製
品が得られる最高溶接速度は１０ｍ／ｍｉｎにまで上が
っている。さらに、試番１６と試番１７との対比から明
らかなように、出力２５ｋＷの大出力レーザーとＶ溝形
成とを組み合わせた場合には、帯鋼両エッジ部を予熱し
なくても、同一寸法のＶ溝を形成したレーザー出力５ｋ
Ｗのもの（試番３）に比べて約４倍の８ｍ／ｍｉｎとい
う速い溶接速度でも耐ＳＳＣ性の良好な製品が得られて
いる。
【００８４】また、肉厚が７．１ｍｍのＥ鋼（Ｘ６５
級）では、上記Ｉ鋼に比べて肉厚が薄いため、レーザー
出力が５ｋＷの場合に、耐ＳＳＣ性等の良好な製品の得
られる最高溶接速度は、帯鋼両エッジ部を予熱せずにＶ
溝を形成した時で４ｍ／ｍｉｎ（試番１９〜２１参照）
であり、Ｖ溝形成せずに帯鋼両エッジ部を１２００℃に
予熱した時で３ｍ／ｍｉｎ（試番２２〜２５参照）であ
るが、レーザー出力が２５ｋＷの場合の耐ＳＳＣ性等の
良好な製品の得られる最高溶接速度は、Ｖ溝を形成しな
くても、帯鋼両エッジ部を９００℃に予熱した時で１２
ｍ／ｍｉｎ（試番３１〜３４参照）に、１２００℃に予
熱した時で１６ｍ／ｍｉｎ（試番２６〜３０参照）まで
速くなっている。
級）では、上記Ｉ鋼に比べて肉厚が薄いため、レーザー
出力が５ｋＷの場合に、耐ＳＳＣ性等の良好な製品の得
られる最高溶接速度は、帯鋼両エッジ部を予熱せずにＶ
溝を形成した時で４ｍ／ｍｉｎ（試番１９〜２１参照）
であり、Ｖ溝形成せずに帯鋼両エッジ部を１２００℃に
予熱した時で３ｍ／ｍｉｎ（試番２２〜２５参照）であ
るが、レーザー出力が２５ｋＷの場合の耐ＳＳＣ性等の
良好な製品の得られる最高溶接速度は、Ｖ溝を形成しな
くても、帯鋼両エッジ部を９００℃に予熱した時で１２
ｍ／ｍｉｎ（試番３１〜３４参照）に、１２００℃に予
熱した時で１６ｍ／ｍｉｎ（試番２６〜３０参照）まで
速くなっている。
【００８５】さらに、肉厚が８．７ｍｍのＢ鋼（Ｘ５２
級）では、レーザー出力が５ｋＷの場合には、Ｖ溝を形
成せずに帯鋼両エッジ部を１２５０℃の高温に予熱した
時、溶接速度が３ｍ／ｍｉｎでは耐ＳＳＣ性が良好な製
品は得られなかったが（試番３６参照）、レーザー出力
が２５ｋＷの場合には同様条件で溶接速度１２ｍ／ｍｉ
ｎでも耐ＳＳＣ性等が良好な製品が得られている（試番
３７〜４０参照）。
級）では、レーザー出力が５ｋＷの場合には、Ｖ溝を形
成せずに帯鋼両エッジ部を１２５０℃の高温に予熱した
時、溶接速度が３ｍ／ｍｉｎでは耐ＳＳＣ性が良好な製
品は得られなかったが（試番３６参照）、レーザー出力
が２５ｋＷの場合には同様条件で溶接速度１２ｍ／ｍｉ
ｎでも耐ＳＳＣ性等が良好な製品が得られている（試番
３７〜４０参照）。
【００８６】またさらに、肉厚が１２．７ｍｍと最も厚
いＦ鋼（Ｘ７０級）では、レーザー出力が５ｋＷの場合
には、Ｖ溝を形成し、かつ帯鋼両エッジ部を１１００℃
に予熱した時、溶接速度２ｍ／ｍｉｎで耐ＳＳＣ性の良
好な製品が得られたに過ぎないが（試番４３、４４参
照）、レーザー出力が２５ｋＷの場合には、帯鋼両エッ
ジ部を同一温度に予熱するだけでＶ溝を形成しなくても
３倍の溶接速度６ｍ／ｍｉｎで強度、耐ＨＩＣ性、耐Ｓ
ＳＣ性のいずれにも優れた製品が得られている（試番４
５参照）。
いＦ鋼（Ｘ７０級）では、レーザー出力が５ｋＷの場合
には、Ｖ溝を形成し、かつ帯鋼両エッジ部を１１００℃
に予熱した時、溶接速度２ｍ／ｍｉｎで耐ＳＳＣ性の良
好な製品が得られたに過ぎないが（試番４３、４４参
照）、レーザー出力が２５ｋＷの場合には、帯鋼両エッ
ジ部を同一温度に予熱するだけでＶ溝を形成しなくても
３倍の溶接速度６ｍ／ｍｉｎで強度、耐ＨＩＣ性、耐Ｓ
ＳＣ性のいずれにも優れた製品が得られている（試番４
５参照）。
【００８７】以上のことは、Ａ、Ｃ、Ｄ、ＧおよびＨ鋼
を対象にした試番４４〜４８の本発明例からも明かであ
る。また、溶接部の耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性は、溶
接シーム部に後熱処理を施さない場合にあっても良好で
あった（試番４９〜５３参照）。
を対象にした試番４４〜４８の本発明例からも明かであ
る。また、溶接部の耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性は、溶
接シーム部に後熱処理を施さない場合にあっても良好で
あった（試番４９〜５３参照）。
【００８８】なお、ＥＲＷ法での平均的な溶接速度は、
肉厚７．１ｍｍのＥ鋼で１５ｍ／ｍｉｎ、肉厚１１．１
ｍｍのＡ鋼で１０ｍ／ｍｉｎであり、本発明例の大出力
レーザーを用いた場合の溶接速度はこのＥＲＷ法での溶
接速度に相当し、また従来の低出力レーザーを用いてＶ
溝を形成して溶接する方法の約２倍であることがわか
る。
肉厚７．１ｍｍのＥ鋼で１５ｍ／ｍｉｎ、肉厚１１．１
ｍｍのＡ鋼で１０ｍ／ｍｉｎであり、本発明例の大出力
レーザーを用いた場合の溶接速度はこのＥＲＷ法での溶
接速度に相当し、また従来の低出力レーザーを用いてＶ
溝を形成して溶接する方法の約２倍であることがわか
る。
【００８９】
【発明の効果】本発明の方法によれば、湿潤Ｈ2 Ｓ環境
において溶接部の強度、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の
すべての性能を十分に満足するＥＲＷ法での製造サイズ
のラインパイプ用溶接鋼管を高能率に安定して製造する
ことが可能で、産業上極めて有用な効果を奏する。
において溶接部の強度、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の
すべての性能を十分に満足するＥＲＷ法での製造サイズ
のラインパイプ用溶接鋼管を高能率に安定して製造する
ことが可能で、産業上極めて有用な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接前のＶ溝形状の一例を示す図である。
【図２】Ｖ溝幅が過大時に生じる溶接ビード形状を示す
図である。
図である。
【図３】溶接速度が遅い場合に生じるビード形状を示す
図である。
図である。
【図４】ＳＳＣ発生に及ぼす板厚、出力、溶接速度、予
熱温度の相関（式２）の影響を示す図である。
熱温度の相関（式２）の影響を示す図である。
【図５】Ｖ溝寸法とレーザービーム経路の関係を示す説
明図である。
明図である。
【図６】ＨＩＣとＳＳＣ調査用試験片の採取部位を示す
概念図である。
概念図である。
【図７】ＨＩＣ試験片の形状、寸法を示す図である。
【図８】ＳＳＣ試験片の形状、寸法を示す図である。
【図９】ＨＩＣを超音波探傷法にて評価する様子を説明
する概念図である。
する概念図である。
【図１０】ＳＳＣ試験装置の概念図である。
１ ：帯鋼 ２ ：Ｖ溝 ３ ：レーザービーム ４ ：Ｖ溝の肩部 ５ ：Ｖ溝の底部 ６ ：アンダーカット
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/04 Ｃ２２Ｃ 38/04 (56)参考文献 特開 平５−9579（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−170569（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−143015（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−134181（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B23K 26/00 B21C 37/08 C21D 8/10 C21D 9/08 C22C 38/00 C22C 38/04
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．０３〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜２．００
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、ｓ
ｏｌ−Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０〜０．５
０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜１．２０％、
Ｍｏ：０〜１．００％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｖ：０
〜０．１５％、Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．
１５％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００
５０％、ＲＥＭ：０〜０．０１％を含み、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなる帯鋼を、成形ロール群に通し
て連続的にオープンパイプ状に成形し、このオープンパ
イプをスクイズロールで加圧して帯鋼両エッジを突合
せ、その突合せ部にレーザービームを照射して衝合溶接
して溶接鋼管となすに際し、下記の（１）および（２）
式を満たす条件でレーザービームを照射して溶接するこ
とを特徴とする耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割
れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。 Ｖ≧２ ・・・・・・（１） Ｐ≧０．４Ｖｔ／ｅa(T-T0) ・・・・・・（２） ただし、ａ＝０．０００６ Ｐ ：レーザ出力（ｋＷ） Ｖ ：溶接速度（ｍ／ｍｉｎ） ｔ ：帯鋼プ肉厚（ｍｍ） Ｔ ：帯鋼両エッジ部の予熱温度（℃） Ｔ0 ：室温（℃） - 【請求項２】請求項１に記載の方法において、溶接後、
少なくとも溶接部をＡc3変態点以上に加熱した後、放冷
することを特徴とする耐水素誘起割れ性および耐硫化物
応力割れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方
法。 - 【請求項３】請求項１に記載の方法において、溶接後、
少なくとも溶接部をＡc3変態点以上に加熱した後、（Ａ
r3変態点−３０℃）以上、１０００℃以下の温度域から
加速冷却することを特徴とする耐水素誘起割れ性および
耐硫化物応力割れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の
製造方法。 - 【請求項４】請求項３に記載の方法において、加速冷却
に引き続き、５００〜７５０℃の温度域で焼き戻すこと
を特徴とする耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ
性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26009194A JP3146886B2 (ja) | 1994-10-25 | 1994-10-25 | 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26009194A JP3146886B2 (ja) | 1994-10-25 | 1994-10-25 | 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08118050A JPH08118050A (ja) | 1996-05-14 |
| JP3146886B2 true JP3146886B2 (ja) | 2001-03-19 |
Family
ID=17343177
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26009194A Expired - Fee Related JP3146886B2 (ja) | 1994-10-25 | 1994-10-25 | 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力割れ性に優れるラインパイプ用溶接鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3146886B2 (ja) |
-
1994
- 1994-10-25 JP JP26009194A patent/JP3146886B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08118050A (ja) | 1996-05-14 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |