JP3367374B2 - 溶接高張力鋼管 - Google Patents
溶接高張力鋼管Info
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- JP3367374B2 JP3367374B2 JP07936897A JP7936897A JP3367374B2 JP 3367374 B2 JP3367374 B2 JP 3367374B2 JP 07936897 A JP07936897 A JP 07936897A JP 7936897 A JP7936897 A JP 7936897A JP 3367374 B2 JP3367374 B2 JP 3367374B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、天然ガス、原油等
の輸送用ラインパイプとして好適な溶接部の強度および
靱性に優れた引張強さ（以下、「ＴＳ」と記す）９００
ＭＰａ以上の溶接高張力鋼管に関する。
の輸送用ラインパイプとして好適な溶接部の強度および
靱性に優れた引張強さ（以下、「ＴＳ」と記す）９００
ＭＰａ以上の溶接高張力鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】天然ガスや原油を長距離輸送するパイプ
ラインにおいては操業圧力の上昇に伴って輸送効率が向
上し、その分、輸送コストが低減される。操業圧力を高
めるためには、パイプの肉厚を増加させるか、またはパ
イプ材を高強度化することが必要である。パイプ材の厚
肉化は現地溶接施工能率の低下と付随設備の大型化とい
う問題を生じる。
ラインにおいては操業圧力の上昇に伴って輸送効率が向
上し、その分、輸送コストが低減される。操業圧力を高
めるためには、パイプの肉厚を増加させるか、またはパ
イプ材を高強度化することが必要である。パイプ材の厚
肉化は現地溶接施工能率の低下と付随設備の大型化とい
う問題を生じる。
【０００３】このような背景のもと、ラインパイプ材の
高強度化の要求が高まっており、現在までに、米国石油
協会（ＡＰＩ）によって、Ｘ８０グレード鋼、すなわち
降伏強さ（以下、「ＹＳ」と記す）が８０ｋｓｉ（５５
１ＭＰａ）以上、かつＴＳが６２０ＭＰａ以上の鋼材が
規格化され実用に供されている。
高強度化の要求が高まっており、現在までに、米国石油
協会（ＡＰＩ）によって、Ｘ８０グレード鋼、すなわち
降伏強さ（以下、「ＹＳ」と記す）が８０ｋｓｉ（５５
１ＭＰａ）以上、かつＴＳが６２０ＭＰａ以上の鋼材が
規格化され実用に供されている。
【０００４】ラインパイプ材の高強度化に関しては、Ｘ
８０グレード鋼の製造技術をもとにＸ１００グレード鋼
（ＹＳ：６８９ＭＰａ以上、ＴＳ：７６０ＭＰａ以上）
程度までが実用的に製造可能であることが検証されてい
る。
８０グレード鋼の製造技術をもとにＸ１００グレード鋼
（ＹＳ：６８９ＭＰａ以上、ＴＳ：７６０ＭＰａ以上）
程度までが実用的に製造可能であることが検証されてい
る。
【０００５】それ以上の強度グレードの鋼材としては、
Ｃｕの析出硬化と組織の均一微細化により低温靭性およ
び現地溶接性を高めたＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼および
その製造方法が開示されている（特開平８−１０４９２
２号公報、特開平８−２０９２８７号公報、特開平８−
２０９２８８号公報等）。
Ｃｕの析出硬化と組織の均一微細化により低温靭性およ
び現地溶接性を高めたＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼および
その製造方法が開示されている（特開平８−１０４９２
２号公報、特開平８−２０９２８７号公報、特開平８−
２０９２８８号公報等）。
【０００６】また、組織をマルテンサイト相とベイナイ
ト相の混合組織あるいはこれに微量のフェライト相を生
成させ微細組織とすることにより低温靭性および現地溶
接性を向上させたＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼およびその
製造方法も開示されている（特開平８−２０９２９０号
公報、特開平８−２０９２９１号公報等）。
ト相の混合組織あるいはこれに微量のフェライト相を生
成させ微細組織とすることにより低温靭性および現地溶
接性を向上させたＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼およびその
製造方法も開示されている（特開平８−２０９２９０号
公報、特開平８−２０９２９１号公報等）。
【０００７】これらの発明は、母材の低温靭性と現地溶
接性（比較的小入熱での耐低温割れ特性）に優れた高強
度鋼材という項目のみに限定すれば、確かに目標を満足
する鋼およびその製造方法といえる。
接性（比較的小入熱での耐低温割れ特性）に優れた高強
度鋼材という項目のみに限定すれば、確かに目標を満足
する鋼およびその製造方法といえる。
【０００８】しかしながら、ラインパイプ等の溶接構造
物においては、小入熱での現地溶接性のみならず、製管
溶接等の比較的大きな入熱の溶接を採用した場合の溶接
部強度および溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と記す）
靭性の確保も同時にきわめて重要である。母材のみなら
ず溶接部の強度および靭性が問題なく満足すべきもので
なければ、実際の使用に耐えないからである。本明細書
において「溶接部」とは、溶接金属およびＨＡＺの両方
をさす。また、ＨＡＺは、溶接金属とＨＡＺの境目の溶
融線、いわゆるボンドも含むものとする。
物においては、小入熱での現地溶接性のみならず、製管
溶接等の比較的大きな入熱の溶接を採用した場合の溶接
部強度および溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と記す）
靭性の確保も同時にきわめて重要である。母材のみなら
ず溶接部の強度および靭性が問題なく満足すべきもので
なければ、実際の使用に耐えないからである。本明細書
において「溶接部」とは、溶接金属およびＨＡＺの両方
をさす。また、ＨＡＺは、溶接金属とＨＡＺの境目の溶
融線、いわゆるボンドも含むものとする。
【０００９】従来、このような観点からの検討、とくに
製管溶接部の強度確保についての検討は十分なされてい
ない。溶接入熱を高めることは溶接部強度を低下させる
方向に作用するが、製管溶接時の溶接入熱を高めること
ができれば製管能率を向上させることができるので、上
記の検討はラインパイプの製造コストを下げるうえでも
重要である。
製管溶接部の強度確保についての検討は十分なされてい
ない。溶接入熱を高めることは溶接部強度を低下させる
方向に作用するが、製管溶接時の溶接入熱を高めること
ができれば製管能率を向上させることができるので、上
記の検討はラインパイプの製造コストを下げるうえでも
重要である。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、低温靱性に
優れ、かつ比較的大きな入熱の溶接（３〜１０ｋＪ／ｍ
ｍ）を採用しても溶接部、とくに溶接金属においてＴＳ
９００ＭＰａ以上を確保しうる高張力鋼を母材とする溶
接高張力鋼管を提供することを目的とする。具体的に
は、入熱３〜１０ｋＪ／ｍｍで溶接した溶接金属、ＨＡ
Ｚおよび母材において下記の性能が得られることを目的
とする。
優れ、かつ比較的大きな入熱の溶接（３〜１０ｋＪ／ｍ
ｍ）を採用しても溶接部、とくに溶接金属においてＴＳ
９００ＭＰａ以上を確保しうる高張力鋼を母材とする溶
接高張力鋼管を提供することを目的とする。具体的に
は、入熱３〜１０ｋＪ／ｍｍで溶接した溶接金属、ＨＡ
Ｚおよび母材において下記の性能が得られることを目的
とする。
【００１１】１．溶接金属の性能：(1)ＴＳ≧９００Ｍ
Ｐａ、(2)vＴs≦−５０℃ ２．ＨＡＺの性能：(1)vＥ-40≧１４０Ｊ、(2)継手引張
試験で母材破断 ３．母材の性能：(1)ＴＳ≧９００ＭＰａ、(2)vＥ-40≧
１４０Ｊ
Ｐａ、(2)vＴs≦−５０℃ ２．ＨＡＺの性能：(1)vＥ-40≧１４０Ｊ、(2)継手引張
試験で母材破断 ３．母材の性能：(1)ＴＳ≧９００ＭＰａ、(2)vＥ-40≧
１４０Ｊ
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、低温靭性
に優れ、かつ比較的大きな入熱の溶接（３〜１０ｋＪ／
ｍｍ）を実施しても溶接部強度が優れたＴＳ９００ＰＭ
ａ以上の高張力鋼を得るべく、種々の組成を有する鋼材
について鋭意検討を行い、つぎの事項を確認することが
できた。以後の説明において、「％」は「重量％」を表
示するものとする。
に優れ、かつ比較的大きな入熱の溶接（３〜１０ｋＪ／
ｍｍ）を実施しても溶接部強度が優れたＴＳ９００ＰＭ
ａ以上の高張力鋼を得るべく、種々の組成を有する鋼材
について鋭意検討を行い、つぎの事項を確認することが
できた。以後の説明において、「％」は「重量％」を表
示するものとする。
【００１３】（ａ）製管溶接後、溶接金属の強度を安定
して母材と同等以上、すなわち９００ＭＰａ以上とする
ために、母材のＡｌ含有率を０．０４％以上とする。溶
接金属のＡｌは、母材からだけでなく溶接ワイヤ（以
下、「ワイヤ」と記す）からも添加することができる
が、ワイヤから溶接金属に移行するＡｌは母材から移行
するＡｌに比較して歩留まりが低いため、ワイヤからＡ
ｌを添加する場合にはワイヤのＡｌを特別高くしなけれ
ばならない。ワイヤのＡｌ含有率は、本発明において必
要とされる値より非常に低いのが一般的である。鋼材は
一度出荷されると、どのようなワイヤを用いて溶接され
るのか不明の場合がほとんどである。市販の高張力鋼用
のワイヤを用いる場合等を考慮すると、鋼材そのものの
Ａｌ含有率を高めておくほうがより汎用性があり、望ま
しい。
して母材と同等以上、すなわち９００ＭＰａ以上とする
ために、母材のＡｌ含有率を０．０４％以上とする。溶
接金属のＡｌは、母材からだけでなく溶接ワイヤ（以
下、「ワイヤ」と記す）からも添加することができる
が、ワイヤから溶接金属に移行するＡｌは母材から移行
するＡｌに比較して歩留まりが低いため、ワイヤからＡ
ｌを添加する場合にはワイヤのＡｌを特別高くしなけれ
ばならない。ワイヤのＡｌ含有率は、本発明において必
要とされる値より非常に低いのが一般的である。鋼材は
一度出荷されると、どのようなワイヤを用いて溶接され
るのか不明の場合がほとんどである。市販の高張力鋼用
のワイヤを用いる場合等を考慮すると、鋼材そのものの
Ａｌ含有率を高めておくほうがより汎用性があり、望ま
しい。
【００１４】（ｂ）Ａｌとならんで母材のＭｎ含有率も
溶接金属中の酸化物には大きな影響を持ち、Ａｌの範囲
の制限と同時に、Ａｌ＋（Ｍｎ／５０）にも制限範囲を
設ける必要がある。
溶接金属中の酸化物には大きな影響を持ち、Ａｌの範囲
の制限と同時に、Ａｌ＋（Ｍｎ／５０）にも制限範囲を
設ける必要がある。
【００１５】（ｃ）含Ｔｉ系酸化物が、ＨＡＺ、とくに
溶融線近傍に存在すると焼入性が低下し、上部ベイナイ
ト相を生成し、靭性が著しく劣化し、強度の低下も生じ
る。これを避けるために、含Ｔｉ系酸化物の平均密度を
一定以下に抑える必要がある。
溶融線近傍に存在すると焼入性が低下し、上部ベイナイ
ト相を生成し、靭性が著しく劣化し、強度の低下も生じ
る。これを避けるために、含Ｔｉ系酸化物の平均密度を
一定以下に抑える必要がある。
【００１６】（ｄ）母材の強度および靭性の両方を良好
にするにはミクロ組織を微細な下部ベイナイト相とマル
テンサイト相の混合組織とする。ラインパイプに用いら
れる厚さ程度の鋼材のミクロ組織を通常の加工熱処理方
法により下部ベイナイト相とマルテンサイト相の混合組
織にするには、Ｂの有無に応じて炭素当量を適切な範囲
に限定する必要がある。
にするにはミクロ組織を微細な下部ベイナイト相とマル
テンサイト相の混合組織とする。ラインパイプに用いら
れる厚さ程度の鋼材のミクロ組織を通常の加工熱処理方
法により下部ベイナイト相とマルテンサイト相の混合組
織にするには、Ｂの有無に応じて炭素当量を適切な範囲
に限定する必要がある。
【００１７】本発明は上記の事項を基に、現場試作を経
て完成されたもので、その要旨は下記（１）および
（２）の溶接高張力鋼管にある。
て完成されたもので、その要旨は下記（１）および
（２）の溶接高張力鋼管にある。
【００１８】（１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０４〜０．１５％、Ｎ：０．００１〜０．０
０６％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜１．６
％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０．１〜０．６％およ
びＶ：０〜０．１％を含み、不純物としてのＰ：０．０
１５％以下およびＳ：０．００３％以下であり、下記
式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５３〜０．７％で
あり、下記式を満たし、かつ含Ｔｉ系酸化物の平均密
度が１０個／ｍｍ２以下、引張強さが９００ＭＰａ以上
の高張力鋼からなる母材と、Ａｌの含有量が０．００４
〜０．０８重量％であり、かつ下記式のＰｃｍが０．
２５〜０．３２％の範囲にある鋼からなる溶接金属とか
らなることを特徴とする溶接高張力鋼管（［発明１］と
する）。
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０４〜０．１５％、Ｎ：０．００１〜０．０
０６％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜１．６
％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０．１〜０．６％およ
びＶ：０〜０．１％を含み、不純物としてのＰ：０．０
１５％以下およびＳ：０．００３％以下であり、下記
式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５３〜０．７％で
あり、下記式を満たし、かつ含Ｔｉ系酸化物の平均密
度が１０個／ｍｍ２以下、引張強さが９００ＭＰａ以上
の高張力鋼からなる母材と、Ａｌの含有量が０．００４
〜０．０８重量％であり、かつ下記式のＰｃｍが０．
２５〜０．３２％の範囲にある鋼からなる溶接金属とか
らなることを特徴とする溶接高張力鋼管（［発明１］と
する）。
【００１９】
Ceq=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5}・・・
0.075≦Al+(Mn/50)≦0.14・・・・・・・・・・・Pcm=C+(Si/30)+{(Mn+Cu+Cr)/20} +(Mo/15)+(Ni/60)+(V/10)+5B・・・・・・・
ここで、元素記号は重量％を表示するものとする。
【００２０】（２）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ａｌ：０．０４〜
０．１５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃｕ：０
〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜１．６％、Ｃｒ：０〜０．
８％、Ｍｏ：０．１〜０．６％およびＶ：０〜０．１％
を含み、不純物としてのＰ：０．０１５％以下および
Ｓ：０．００３％以下であり、下記式で定義される炭
素当量Ｃｅｑが０．５３〜０．７％であり、下記式を
満たし、かつ含Ｔｉ系酸化物の平均密度が１０個／ｍｍ
２ 以下、引張強さが９００ＭＰａ以上の高張力鋼から
なる母材と、Ａｌの含有量が０．００４〜０．０８重量
％であり、かつ下記式のＰｃｍが０．２５〜０．３２
％の範囲にある鋼からなる溶接金属とからなることを特
徴とする溶接高張力鋼管（［発明２］とする）。
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ａｌ：０．０４〜
０．１５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃｕ：０
〜１．５％、Ｎｉ：０．２〜１．６％、Ｃｒ：０〜０．
８％、Ｍｏ：０．１〜０．６％およびＶ：０〜０．１％
を含み、不純物としてのＰ：０．０１５％以下および
Ｓ：０．００３％以下であり、下記式で定義される炭
素当量Ｃｅｑが０．５３〜０．７％であり、下記式を
満たし、かつ含Ｔｉ系酸化物の平均密度が１０個／ｍｍ
２ 以下、引張強さが９００ＭＰａ以上の高張力鋼から
なる母材と、Ａｌの含有量が０．００４〜０．０８重量
％であり、かつ下記式のＰｃｍが０．２５〜０．３２
％の範囲にある鋼からなる溶接金属とからなることを特
徴とする溶接高張力鋼管（［発明２］とする）。
【００２１】
Ceq=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5}・・・
0.075≦Al+(Mn/50)≦0.14・・・・・・・・・・・Pcm=C+(Si/30)+{(Mn+Cu+Cr)/20} +(Mo/15)+(Ni/60)+(V/10)+5B・・・・・・・
ここで、元素記号は重量％を表示するものとする。
【００２２】
【００２３】上記〔発明１〕および〔発明２〕におい
て、母材の「高張力鋼」はＴＳ９００ＭＰａを有するも
のであり、そのためにその製造時には通常の加工熱処理
（含焼戻し）または焼入焼戻し処理が施されているもの
とする。
て、母材の「高張力鋼」はＴＳ９００ＭＰａを有するも
のであり、そのためにその製造時には通常の加工熱処理
（含焼戻し）または焼入焼戻し処理が施されているもの
とする。
【００２４】母材の「高張力鋼」とは、主に厚鋼板をさ
すが、熱延鋼板であってもよい。また、「溶接高張力鋼
管」は、サブマージアーク溶接鋼管または電気抵抗溶接
鋼管等をさす。
すが、熱延鋼板であってもよい。また、「溶接高張力鋼
管」は、サブマージアーク溶接鋼管または電気抵抗溶接
鋼管等をさす。
【００２５】「含Ｔｉ系酸化物」とは、Ｔｉを含む酸化
物であって、鋼の組成に応じてアシキュラーフェライト
相等を含Ｔｉ酸化物と鋼との界面に発生させやすい作用
を有する酸化物をさす。通常、鋼の溶製時にＡｌ脱酸を
あまり効かせずにＴｉ添加することにより生成する。
物であって、鋼の組成に応じてアシキュラーフェライト
相等を含Ｔｉ酸化物と鋼との界面に発生させやすい作用
を有する酸化物をさす。通常、鋼の溶製時にＡｌ脱酸を
あまり効かせずにＴｉ添加することにより生成する。
【００２６】「含Ｔｉ系酸化物の平均密度」は、酸化物
の差し渡し最大径が、１．０μｍ以上のＴｉ酸化物の平
均密度をいう。この平均密度はＥＰＭＡ（Electron Pro
be Micro Analyser ）等の組成分析機能を有する測定装
置により酸化物を特定しながら任意に選んだ視野におい
て酸化物をカウントし、面積について平均することによ
り求めることができる。酸化物をカウントする各視野は
含Ｔｉ酸化物のマクロの分散状態を代表する程度の広さ
がなければならないことは言うまでもない。
の差し渡し最大径が、１．０μｍ以上のＴｉ酸化物の平
均密度をいう。この平均密度はＥＰＭＡ（Electron Pro
be Micro Analyser ）等の組成分析機能を有する測定装
置により酸化物を特定しながら任意に選んだ視野におい
て酸化物をカウントし、面積について平均することによ
り求めることができる。酸化物をカウントする各視野は
含Ｔｉ酸化物のマクロの分散状態を代表する程度の広さ
がなければならないことは言うまでもない。
【００２７】つぎに、溶接金属のＴＳを確保するための
上記の事項（ａ）および（ｂ）について詳細に説明す
る。
上記の事項（ａ）および（ｂ）について詳細に説明す
る。
【００２８】図１は、製管溶接を想定したサブマージア
ーク溶接継手における溶接金属のＴＳに及ぼす母材のＡ
ｌ含有率の影響を示す。溶接には試作したワイヤと市販
の高塩基度フラックスを用いた。同図によれば、母材の
Ａｌ含有率が０．０４％未満のときには、溶接金属のＴ
Ｓは、Ｐｃｍが０．２５％を超えるとＴＳの上昇が小さ
くなり、Ｐｃｍの増加だけではＴＳ９００ＭＰａ以上の
溶接金属を得ることは困難である。
ーク溶接継手における溶接金属のＴＳに及ぼす母材のＡ
ｌ含有率の影響を示す。溶接には試作したワイヤと市販
の高塩基度フラックスを用いた。同図によれば、母材の
Ａｌ含有率が０．０４％未満のときには、溶接金属のＴ
Ｓは、Ｐｃｍが０．２５％を超えるとＴＳの上昇が小さ
くなり、Ｐｃｍの増加だけではＴＳ９００ＭＰａ以上の
溶接金属を得ることは困難である。
【００２９】母材のＡｌ含有率が０．０４％未満のとき
は溶接金属のミクロ組織は微細なアシキュラーフェライ
ト相である。アシキュラーフェライト相を有する溶接金
属は高い靭性を有しており、ＴＳ４９０〜５８０ＭＰａ
程度の鋼の溶接には広く実用化されている。しかし、ア
シキュラーフェライト相の溶接金属では本発明が目標と
するＴＳ９００ＭＰａ以上の高強度は得られない。
は溶接金属のミクロ組織は微細なアシキュラーフェライ
ト相である。アシキュラーフェライト相を有する溶接金
属は高い靭性を有しており、ＴＳ４９０〜５８０ＭＰａ
程度の鋼の溶接には広く実用化されている。しかし、ア
シキュラーフェライト相の溶接金属では本発明が目標と
するＴＳ９００ＭＰａ以上の高強度は得られない。
【００３０】アシキュラーフェライト相の生成には溶接
金属中のＡｌが大きな影響を及ぼすことが知られてい
る。ＴＳ４９０〜５８０ＭＰａ程度の鋼に相応した溶接
金属の場合、溶接金属のＡｌ含有率が増加すると酸化物
系介在物の組成が変化し、介在物はアシキュラーフェラ
イト相の核発生場所にならなくなる。このためＡｌ含有
率が増加すると、溶接金属のミクロ組織はアシキュラー
フェライト相から上部ベイナイト相に変化し、強度は上
昇するものの著しい靭性の劣化を生じる。このためＴＳ
４９０〜５８０ＭＰａ程度の鋼の溶接においてはワイヤ
中には線引き加工等ワイヤ自体を製造するのに必要なだ
けのＡｌが含まれるのが一般的である。
金属中のＡｌが大きな影響を及ぼすことが知られてい
る。ＴＳ４９０〜５８０ＭＰａ程度の鋼に相応した溶接
金属の場合、溶接金属のＡｌ含有率が増加すると酸化物
系介在物の組成が変化し、介在物はアシキュラーフェラ
イト相の核発生場所にならなくなる。このためＡｌ含有
率が増加すると、溶接金属のミクロ組織はアシキュラー
フェライト相から上部ベイナイト相に変化し、強度は上
昇するものの著しい靭性の劣化を生じる。このためＴＳ
４９０〜５８０ＭＰａ程度の鋼の溶接においてはワイヤ
中には線引き加工等ワイヤ自体を製造するのに必要なだ
けのＡｌが含まれるのが一般的である。
【００３１】溶接金属は溶接によって溶融した母材とワ
イヤの混合物であり、その成分は母材成分とワイヤ成分
の影響を受ける。すなわち、溶接金属のＡｌ含有率は母
材およびワイヤのＡｌ含有率と母材の溶融量等により決
定される。特に、サブマージアーク溶接等の高能率溶接
では母材の溶融量が大きく溶接金属成分への母材成分の
影響が大きい。ワイヤからＡｌを添加する方法も不可能
ではないが、前記したとおりの問題がある。
イヤの混合物であり、その成分は母材成分とワイヤ成分
の影響を受ける。すなわち、溶接金属のＡｌ含有率は母
材およびワイヤのＡｌ含有率と母材の溶融量等により決
定される。特に、サブマージアーク溶接等の高能率溶接
では母材の溶融量が大きく溶接金属成分への母材成分の
影響が大きい。ワイヤからＡｌを添加する方法も不可能
ではないが、前記したとおりの問題がある。
【００３２】本発明者らは高強度鋼の溶接金属のミクロ
組織と靭性に及ぼす母材のＡｌ含有率の影響について検
討を行った。その結果、溶接金属中のＡｌが増加すると
酸化物の組成が変化し、もっぱら低Ａｌの酸化物のみを
核発生位置とするアシキュラーフェライト相の生成が困
難になる。アシキュラーフェライト相が生成しない場
合、低強度鋼の場合には、上述のとおり、母材およびそ
れに応じて、ワイヤの組成の焼入性は低いため、上部ベ
イナイト相が生成し靭性が劣化することになる。
組織と靭性に及ぼす母材のＡｌ含有率の影響について検
討を行った。その結果、溶接金属中のＡｌが増加すると
酸化物の組成が変化し、もっぱら低Ａｌの酸化物のみを
核発生位置とするアシキュラーフェライト相の生成が困
難になる。アシキュラーフェライト相が生成しない場
合、低強度鋼の場合には、上述のとおり、母材およびそ
れに応じて、ワイヤの組成の焼入性は低いため、上部ベ
イナイト相が生成し靭性が劣化することになる。
【００３３】しかしながら、本発明が対象とする溶接高
張力鋼管の場合には、母材とワイヤ等の組成の焼入性が
高いので、アシキュラーフェライト相の生成が抑制され
た場合、上部ベイナイト相ではなく下部ベイナイト相が
生じるため靭性の劣化は生じないことが判明した。すな
わち本発明が対象とするような溶接高張力鋼管において
は溶接金属中のＡｌ含有率を積極的に高めミクロ組織を
下部ベイナイト相比率を高めた組織とすることにより強
度と靭性バランスの優れた溶接金属を得ることが出来
る。
張力鋼管の場合には、母材とワイヤ等の組成の焼入性が
高いので、アシキュラーフェライト相の生成が抑制され
た場合、上部ベイナイト相ではなく下部ベイナイト相が
生じるため靭性の劣化は生じないことが判明した。すな
わち本発明が対象とするような溶接高張力鋼管において
は溶接金属中のＡｌ含有率を積極的に高めミクロ組織を
下部ベイナイト相比率を高めた組織とすることにより強
度と靭性バランスの優れた溶接金属を得ることが出来
る。
【００３４】
【発明の実施の形態】つぎに、本発明の溶接高張力鋼管
を上記のように限定した理由について説明する。
を上記のように限定した理由について説明する。
【００３５】
１．母材としての高張力鋼の化学組成
母材および溶接金属を所望の組織に制御するには上述し
たようにＣｅｑを制御することと同時に個々の化学成分
を限定する必要がある。
たようにＣｅｑを制御することと同時に個々の化学成分
を限定する必要がある。
【００３６】Ｃ：０．０２〜０．１％
Ｃは強度確保にきわめて有効な元素であると同時に、Ｎ
ｂによる結晶粒の微細化効果の発現にも重要な役割を果
たす。この効果を得るために下限値を０．０２％とす
る。一方、過剰なＣは母材およびＨＡＺの低温靭性を著
しく損ねるため、その上限を０．１％とする。
ｂによる結晶粒の微細化効果の発現にも重要な役割を果
たす。この効果を得るために下限値を０．０２％とす
る。一方、過剰なＣは母材およびＨＡＺの低温靭性を著
しく損ねるため、その上限を０．１％とする。
【００３７】Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは脱酸のために添加するが、鋼中に留まらなくても
よい。Ｓｉは、また、溶接部の強度向上にも有効である
が、過剰のＳｉはＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を
０．６％とする。ＨＡＺの強度と靭性をともに良好にす
るためには、０．０５〜０．３％とすることが望まし
い。
よい。Ｓｉは、また、溶接部の強度向上にも有効である
が、過剰のＳｉはＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を
０．６％とする。ＨＡＺの強度と靭性をともに良好にす
るためには、０．０５〜０．３％とすることが望まし
い。
【００３８】Ｍｎ：０．５〜２％
Ｍｎは脱酸や強度向上のために必要であり、これらの効
果を得るために、０．５％以上とする。一方、過剰のＭ
ｎはＨＡＺ靭性を劣化させ、また連続鋳造スラブの中心
偏析度を増し、水素性欠陥の助長および内質の劣化を招
くため、２％以下とする。適正な強度とＨＡＺ靭性を両
方とも得るには０．９〜１．６％とすることが望まし
い。
果を得るために、０．５％以上とする。一方、過剰のＭ
ｎはＨＡＺ靭性を劣化させ、また連続鋳造スラブの中心
偏析度を増し、水素性欠陥の助長および内質の劣化を招
くため、２％以下とする。適正な強度とＨＡＺ靭性を両
方とも得るには０．９〜１．６％とすることが望まし
い。
【００３９】Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｎｂは制御圧延時にオーステナイト（以下、「γ」と記
す）の再結晶を抑制しγ相中の転位密度を高め、変態後
の組織を微細化する作用を有する。さらに、γ相中で固
溶状態にあるＮｂは析出硬化や焼入性増大にも寄与し、
鋼を強靭化する。この作用は溶接部の強度を確保するう
えでとくに効果的である。このような作用を得るため
に、下限値を０．０１％とする。一方、過剰なＮｂはＨ
ＡＺ靭性の劣化を招くので上限を０．１％とする。母材
の強度と靭性、溶接部の強度、およびＨＡＺ靭性のすべ
てをより良好な性能にするためには、０．０２〜０．０
５％とすることが望ましい。
す）の再結晶を抑制しγ相中の転位密度を高め、変態後
の組織を微細化する作用を有する。さらに、γ相中で固
溶状態にあるＮｂは析出硬化や焼入性増大にも寄与し、
鋼を強靭化する。この作用は溶接部の強度を確保するう
えでとくに効果的である。このような作用を得るため
に、下限値を０．０１％とする。一方、過剰なＮｂはＨ
ＡＺ靭性の劣化を招くので上限を０．１％とする。母材
の強度と靭性、溶接部の強度、およびＨＡＺ靭性のすべ
てをより良好な性能にするためには、０．０２〜０．０
５％とすることが望ましい。
【００４０】Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時および溶
接時のγ粒の粗大化を抑制する作用を有する。また、連
続鋳造スラブのひび割れ防止等のスラブ品質の向上作用
を有している。このような効果を得るために、下限を
０．００５％とする。一方、過剰なＴｉはＴｉＮの粗大
化、ＴｉＣの析出等を介して母材およびＨＡＺの靭性を
劣化させるので、その上限を０．０３％とする。連続鋳
造スラブの品質および母材とＨＡＺの靭性をともにより
良好にするためには０．０１〜０．０２５％とすること
が望ましい。
接時のγ粒の粗大化を抑制する作用を有する。また、連
続鋳造スラブのひび割れ防止等のスラブ品質の向上作用
を有している。このような効果を得るために、下限を
０．００５％とする。一方、過剰なＴｉはＴｉＮの粗大
化、ＴｉＣの析出等を介して母材およびＨＡＺの靭性を
劣化させるので、その上限を０．０３％とする。連続鋳
造スラブの品質および母材とＨＡＺの靭性をともにより
良好にするためには０．０１〜０．０２５％とすること
が望ましい。
【００４１】Ａｌ：０．０４〜０．１５％
Ａｌは通常、脱酸材として鋼に添加される。また、組織
の微細化作用を有しており母材靭性の改善からも有用な
元素である。しかし、本発明においてはこれらの効果に
も増して溶接金属の強度向上元素として必須である。溶
接金属の強度を向上させるために、下限を０．０４％と
する。一方、過剰なＡｌはＡｌ系介在物の粗大化を招き
鋼の清浄度を害するため、その上限を０．１５％とす
る。溶接金属の強度向上効果の観点から好ましい下限値
は０．０５％、さらに好ましくは０．０６％である。
の微細化作用を有しており母材靭性の改善からも有用な
元素である。しかし、本発明においてはこれらの効果に
も増して溶接金属の強度向上元素として必須である。溶
接金属の強度を向上させるために、下限を０．０４％と
する。一方、過剰なＡｌはＡｌ系介在物の粗大化を招き
鋼の清浄度を害するため、その上限を０．１５％とす
る。溶接金属の強度向上効果の観点から好ましい下限値
は０．０５％、さらに好ましくは０．０６％である。
【００４２】Ｎ：０．００１〜０．００６％
ＮはＴｉとともにＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および
溶接時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有
する。このような効果を得るために下限値は０．００１
％とする。一方、Ｎの増加はスラブ品質の劣化および固
溶Ｎの増加によるＨＡＺ靭性の劣化を生じるためその上
限値を０．００６％とする。
溶接時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有
する。このような効果を得るために下限値は０．００１
％とする。一方、Ｎの増加はスラブ品質の劣化および固
溶Ｎの増加によるＨＡＺ靭性の劣化を生じるためその上
限値を０．００６％とする。
【００４３】つぎに、上記以外の成分であるＣｕ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶ、並びにＢについて説明する。 Ｃｕ：０〜１．５％ Ｃｕは含まれなくてもよい。しかし、Ｃｕは低温靭性を
劣化することなく強度を向上させるので、溶接割れ防止
の観点からＣを制限する場合には強度と靭性の確保のた
めに含有させる。そのほか、耐食性、耐水素誘起割れ性
の向上にも効果がある。０．２％未満ではこのような効
果は小さいので、含有させる場合は０．２％以上とする
ことが望ましい。一方、過剰なＣｕは析出硬化にともな
う母材とＨＡＺの靭性劣化を生ずるため１．５％以下と
する。
ｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶ、並びにＢについて説明する。 Ｃｕ：０〜１．５％ Ｃｕは含まれなくてもよい。しかし、Ｃｕは低温靭性を
劣化することなく強度を向上させるので、溶接割れ防止
の観点からＣを制限する場合には強度と靭性の確保のた
めに含有させる。そのほか、耐食性、耐水素誘起割れ性
の向上にも効果がある。０．２％未満ではこのような効
果は小さいので、含有させる場合は０．２％以上とする
ことが望ましい。一方、過剰なＣｕは析出硬化にともな
う母材とＨＡＺの靭性劣化を生ずるため１．５％以下と
する。
【００４４】Ｎｉ：０．２〜１．６％
Ｎｉは母材において重視される脆性亀裂伝播停止特性を
向上させる。また、低温靭性を劣化することなく強度を
向上する作用もある。０．２％未満ではこのような効果
は小さい。一方、Ｎｉが１．６％を超えるとラインパイ
プ敷設工事における円周溶接の施工性が低下するので
１．６％以下とする。
向上させる。また、低温靭性を劣化することなく強度を
向上する作用もある。０．２％未満ではこのような効果
は小さい。一方、Ｎｉが１．６％を超えるとラインパイ
プ敷設工事における円周溶接の施工性が低下するので
１．６％以下とする。
【００４５】Ｃｒ：０〜０．８％
Ｃｒは含まれなくてもよい。しかし、Ｃｒは母材の強度
を増加させ、また耐炭酸ガス腐食性を向上させる効果を
有するので、これらの効果が必要な場合には含ませる。
０．２％未満ではこのような効果は小さいので、含ませ
る場合には０．２％以上とすることが望ましい。一方、
過剰なＣｒは母材とＨＡＺの靭性を劣化させるので０．
８％以下とする。
を増加させ、また耐炭酸ガス腐食性を向上させる効果を
有するので、これらの効果が必要な場合には含ませる。
０．２％未満ではこのような効果は小さいので、含ませ
る場合には０．２％以上とすることが望ましい。一方、
過剰なＣｒは母材とＨＡＺの靭性を劣化させるので０．
８％以下とする。
【００４６】Ｍｏ：０．１〜０．６％
Ｍｏは母材の強度を増加させる効果を有し、特にＣを下
げて強度を確保する場合等に有効な元素である。０．１
％未満ではこのような効果は小さい。一方、過剰なＭｏ
は母材とＨＡＺの靭性の劣化を生ずるので０．６％以下
とする。
げて強度を確保する場合等に有効な元素である。０．１
％未満ではこのような効果は小さい。一方、過剰なＭｏ
は母材とＨＡＺの靭性の劣化を生ずるので０．６％以下
とする。
【００４７】Ｖ：０〜０．１％
Ｖは含まれなくてもよい。ＶはＮｂとほぼ同等の作用を
有するが、その作用はＮｂに比べて小さい。Ｖは０．０
２％未満では上記の効果が小さいため含ませる場合には
０．０２％以上とすることが望ましい。一方、０．１％
を超えるとＨＡＺ靭性を著しく劣化させるので０．１％
以下とする。
有するが、その作用はＮｂに比べて小さい。Ｖは０．０
２％未満では上記の効果が小さいため含ませる場合には
０．０２％以上とすることが望ましい。一方、０．１％
を超えるとＨＡＺ靭性を著しく劣化させるので０．１％
以下とする。
【００４８】Ｂ：０．０００２〜０．００３％
〔発明２〕においてＢを含ませるのは、極微量で著しく
焼入性を上昇させるＢの効果を利用するためである。Ｂ
の焼入性向上効果は母材では比較的得やすいが溶接部で
はＴｉＮ等の窒化物が固溶し、γ粒界に偏析しやすいＢ
とＮはγ粒界でＢＮを形成し焼入性にきかない。このた
め、Ｂによる母材の焼入性向上分だけ他の合金元素を低
減すると、耐溶接割れ性が向上することになる。Ｂ０．
０００２％未満では母材の焼入性向上は小さいので、Ｂ
は０．０００２％以上とする。一方、過剰なＢは現地溶
接性の劣化を生じるため、その上限を０．００３％とす
る。Ｂを含む〔発明２〕の場合、所望の組織を得るため
のＣｅｑは少なくてすむ。
焼入性を上昇させるＢの効果を利用するためである。Ｂ
の焼入性向上効果は母材では比較的得やすいが溶接部で
はＴｉＮ等の窒化物が固溶し、γ粒界に偏析しやすいＢ
とＮはγ粒界でＢＮを形成し焼入性にきかない。このた
め、Ｂによる母材の焼入性向上分だけ他の合金元素を低
減すると、耐溶接割れ性が向上することになる。Ｂ０．
０００２％未満では母材の焼入性向上は小さいので、Ｂ
は０．０００２％以上とする。一方、過剰なＢは現地溶
接性の劣化を生じるため、その上限を０．００３％とす
る。Ｂを含む〔発明２〕の場合、所望の組織を得るため
のＣｅｑは少なくてすむ。
【００４９】
Ｃｅｑ：０．５３〜０．７％（〔発明１〕の場合）
０．４２〜０．５８％（〔発明２〕の場合）
個々の合金元素の制限に加えて本発明では、さらにＣｅ
ｑによる制限を付加する。Ｃｅｑの制限により、後述す
る含Ｔｉ系酸化物等に関するほかの制限を満足するかぎ
り、母材の場合は広い製造範囲（板厚、冷却条件）で、
また溶接部の場合は広い溶接条件（溶接入熱、溶接速度
等）で所望の組織を有する鋼を得ることができる。Ｃｅ
ｑが下限値未満の場合には焼入性の不足から母材のＴＳ
を９００ＭＰａ以上に維持することが困難となる。ま
た、Ｃｅｑが上限値を超える場合には、焼入性の過剰な
上昇から母材靭性が劣化する。Ｃｅｑの範囲は、Ｂフリ
ー鋼（〔発明１〕）では０．５３〜０．７％、Ｂ含有鋼
（〔発明２〕）では０．４２〜０．５８％である。
ｑによる制限を付加する。Ｃｅｑの制限により、後述す
る含Ｔｉ系酸化物等に関するほかの制限を満足するかぎ
り、母材の場合は広い製造範囲（板厚、冷却条件）で、
また溶接部の場合は広い溶接条件（溶接入熱、溶接速度
等）で所望の組織を有する鋼を得ることができる。Ｃｅ
ｑが下限値未満の場合には焼入性の不足から母材のＴＳ
を９００ＭＰａ以上に維持することが困難となる。ま
た、Ｃｅｑが上限値を超える場合には、焼入性の過剰な
上昇から母材靭性が劣化する。Ｃｅｑの範囲は、Ｂフリ
ー鋼（〔発明１〕）では０．５３〜０．７％、Ｂ含有鋼
（〔発明２〕）では０．４２〜０．５８％である。
【００５０】
Ａｌ＋（Ｍｎ／５０）：０．０７５〜０．１４％
ＭｎはＡｌに比較すると、脱酸力は格段に小さいが含有
率がＡｌに比較して大きいため、溶接金属中に生成され
る酸化物の組成を精度よく制御する場合には無視できな
い。Ａｌ＋（Ｍｎ／５０）が０．０７５％未満では、ア
シキュラーフェライト相の生成核として作用する酸化物
が溶接金属中に形成され、アシキュラーフェライト相の
変態を促進し、その結果、溶接金属のＴＳが低下するの
で、Ａｌ＋（Ｍｎ／５０）は０．０７５％以上とする。
望ましくは０．０８％以上とする。一方、Ａｌ＋（Ｍｎ
／５０）が０．１４％を超えると、溶接金属中に欠陥を
生じる場合があるので０．１４％以下とすることが望ま
しい。
率がＡｌに比較して大きいため、溶接金属中に生成され
る酸化物の組成を精度よく制御する場合には無視できな
い。Ａｌ＋（Ｍｎ／５０）が０．０７５％未満では、ア
シキュラーフェライト相の生成核として作用する酸化物
が溶接金属中に形成され、アシキュラーフェライト相の
変態を促進し、その結果、溶接金属のＴＳが低下するの
で、Ａｌ＋（Ｍｎ／５０）は０．０７５％以上とする。
望ましくは０．０８％以上とする。一方、Ａｌ＋（Ｍｎ
／５０）が０．１４％を超えると、溶接金属中に欠陥を
生じる場合があるので０．１４％以下とすることが望ま
しい。
【００５１】
含Ｔｉ系酸化物：平均密度１０個／ｍｍ２ 以下
含Ｔｉ系酸化物が平均密度１０個／ｍｍ２ を超える
と、鋼の焼入性が低い場合、ＨＡＺ、とくに溶融線近傍
に上部ベイナイト相が生成しＨＡＺ靭性が著しく低下す
る。また、同時に強度も低下して継手引張試験において
見かけの応力９００ＭＰａ未満でＨＡＺ破断する。した
がって、含Ｔｉ系酸化物の平均密度は１０個／ｍｍ２
以下とする。この平均密度は低ければ低いほど望まし
い。
と、鋼の焼入性が低い場合、ＨＡＺ、とくに溶融線近傍
に上部ベイナイト相が生成しＨＡＺ靭性が著しく低下す
る。また、同時に強度も低下して継手引張試験において
見かけの応力９００ＭＰａ未満でＨＡＺ破断する。した
がって、含Ｔｉ系酸化物の平均密度は１０個／ｍｍ２
以下とする。この平均密度は低ければ低いほど望まし
い。
【００５２】含Ｔｉ系酸化物の平均密度を上記の範囲に
することは、精錬時に脱酸剤としてのＡｌを添加したの
ち撹拌して十分脱酸を実施し、かつＡｌを高めに留める
ことにより、たとえば溶湯中に０．０４５％以上に含有
させることにより実現される。Ａｌを添加して精錬する
際には、炉外精錬炉等の大気と直接接触しない環境にて
行うことが好ましい。
することは、精錬時に脱酸剤としてのＡｌを添加したの
ち撹拌して十分脱酸を実施し、かつＡｌを高めに留める
ことにより、たとえば溶湯中に０．０４５％以上に含有
させることにより実現される。Ａｌを添加して精錬する
際には、炉外精錬炉等の大気と直接接触しない環境にて
行うことが好ましい。
【００５３】Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％
以下ＰおよびＳは鋼が不可避的に含有する不純物元素で
あり、その含有量は低いほど望ましい。
以下ＰおよびＳは鋼が不可避的に含有する不純物元素で
あり、その含有量は低いほど望ましい。
【００５４】２．溶接金属の組成
つぎに、溶接高張力鋼管の溶接金属の組成について説明
する。
する。
【００５５】
溶接金属のＡｌ：０．００４〜０．０８％
溶接金属のＡｌが０．００４％未満では、３ｋＪ／ｍｍ
程度の低い入熱の溶接でも溶接金属中にアシキュラーフ
ェライト相が生成し、ＴＳ９００ＭＰａ以上を確保しに
くくなるのでＡｌは０．００４％以上とする。入熱５〜
７ｋＪ／ｍｍでＴＳ９００ＭＰａ以上を確実に得るに
は、Ａｌは０．０２％以上とすることが望ましい。一
方、０．０８％を超えるとＡｌ酸化物の凝集が生じ大型
介在物が生成し靭性を劣化させるので、Ａｌは０．００
４〜０．０８％の範囲とする。
程度の低い入熱の溶接でも溶接金属中にアシキュラーフ
ェライト相が生成し、ＴＳ９００ＭＰａ以上を確保しに
くくなるのでＡｌは０．００４％以上とする。入熱５〜
７ｋＪ／ｍｍでＴＳ９００ＭＰａ以上を確実に得るに
は、Ａｌは０．０２％以上とすることが望ましい。一
方、０．０８％を超えるとＡｌ酸化物の凝集が生じ大型
介在物が生成し靭性を劣化させるので、Ａｌは０．００
４〜０．０８％の範囲とする。
【００５６】
溶接金属のＰｃｍ：０．２５〜０．３２％
溶接金属のＰｃｍが０．２５％未満では、たとえＡｌが
高くても焼入性が不足して溶接金属においてアシキュラ
ーフェライト相を生成し、強度不足に陥る。一方、Ｐｃ
ｍが０．３２％を超えると、靭性に適切なミクロ組織と
はならず、高強度となりすぎ靭性が低下する。したがっ
て、溶接金属のＰｃｍは０．２５〜０．３２％の範囲と
する。
高くても焼入性が不足して溶接金属においてアシキュラ
ーフェライト相を生成し、強度不足に陥る。一方、Ｐｃ
ｍが０．３２％を超えると、靭性に適切なミクロ組織と
はならず、高強度となりすぎ靭性が低下する。したがっ
て、溶接金属のＰｃｍは０．２５〜０．３２％の範囲と
する。
【００５７】本発明の溶接高張力鋼管（〔発明１〕およ
び〔発明２〕）は、母材の高張力鋼、主に高張力厚鋼板
を周知の方法、たとえばＵプレスし、Ｏプレス後溶接し
拡管（Ｅｘｐａｎｄ）するＵＯＥ製管法等によって製造
される。この溶接においては、３〜１０ｋＪ／ｍｍとい
う比較的高い入熱を採用でき、溶接施工効率の良好なサ
ブマージアーク溶接法が適用される。この程度の入熱が
採用された場合、母材の溶融量は大きくなり、溶接金属
のＡｌ含有率は母材のＡｌ含有率の影響を強く受け、通
常使用されるワイヤを用いても、母材が本発明で規定す
る高張力鋼であれば、溶接金属中のＡｌは０．００４〜
０．０８％の範囲に入れることができる。
び〔発明２〕）は、母材の高張力鋼、主に高張力厚鋼板
を周知の方法、たとえばＵプレスし、Ｏプレス後溶接し
拡管（Ｅｘｐａｎｄ）するＵＯＥ製管法等によって製造
される。この溶接においては、３〜１０ｋＪ／ｍｍとい
う比較的高い入熱を採用でき、溶接施工効率の良好なサ
ブマージアーク溶接法が適用される。この程度の入熱が
採用された場合、母材の溶融量は大きくなり、溶接金属
のＡｌ含有率は母材のＡｌ含有率の影響を強く受け、通
常使用されるワイヤを用いても、母材が本発明で規定す
る高張力鋼であれば、溶接金属中のＡｌは０．００４〜
０．０８％の範囲に入れることができる。
【００５８】溶接金属のＰｃｍについては、ＴＳ９００
ＭＰａ以上の母材およびワイヤを用いれば比較的容易に
０．２５〜０．３２％の範囲に入れることができる。通
常使用される溶接ワイヤは、たとえば、Ｃ：０．０５〜
０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜
４．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｃｒ：０〜３．０％を含む鋼を用いる。また、溶接フラ
ックスは、いわゆる高塩基度フラックスを用いることが
できる。
ＭＰａ以上の母材およびワイヤを用いれば比較的容易に
０．２５〜０．３２％の範囲に入れることができる。通
常使用される溶接ワイヤは、たとえば、Ｃ：０．０５〜
０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜
４．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｃｒ：０〜３．０％を含む鋼を用いる。また、溶接フラ
ックスは、いわゆる高塩基度フラックスを用いることが
できる。
【００５９】
【実施例】実験室溶解（１８０ｋｇ容量の真空精錬炉）
にて種々の組成の鋳片を製造した。これらの鋳片を種々
の条件で厚さ２５ｍｍの鋼板に圧延し加工熱処理を施し
た。加工熱処理条件は、Ａｒ3 点直上で仕上げそのまま
室温まで加速冷却し、一部については焼戻し処理を付加
した。
にて種々の組成の鋳片を製造した。これらの鋳片を種々
の条件で厚さ２５ｍｍの鋼板に圧延し加工熱処理を施し
た。加工熱処理条件は、Ａｒ3 点直上で仕上げそのまま
室温まで加速冷却し、一部については焼戻し処理を付加
した。
【００６０】表１および表２は試験に供した鋼板の化学
成分を示す。
成分を示す。
【００６１】
【表１】
【００６２】
【表２】
【００６３】板厚中心部から、引張試験片（JIS Z 2201
14号）および衝撃試験片（JIS Z 2202 4号）を採取し
て、引張試験（JIS Z 2241）および衝撃試験（JIS Z 22
42）に供し、ＹＳ、ＴＳ、および−４０℃での吸収エネ
ルギーvＥ-40を調査した。
14号）および衝撃試験片（JIS Z 2202 4号）を採取し
て、引張試験（JIS Z 2241）および衝撃試験（JIS Z 22
42）に供し、ＹＳ、ＴＳ、および−４０℃での吸収エネ
ルギーvＥ-40を調査した。
【００６４】溶接継手部の性能を調査するために、Ｖ型
開先加工を上記鋼板に施し溶接入熱量５．０ｋＪ／ｍｍ
のサブマージアーク溶接を行い継手を作製した。具体的
には、先行電極を直流電極（電流９５０Ａ／電圧３０
Ｖ）とし、ついで交流電極（電流８５０Ａ／電圧４５
Ｖ）および交流電極（電流７５０Ａ／電圧５０Ｖ）がつ
づく３電極法を用い、１．２ｍ／分の溶接速度で溶接し
た。溶接材料には試作した高強度ワイヤ（Ｐｃｍ：０．
３５〜０．４５）と市販の高塩基度溶融型フラックスを
用いた。
開先加工を上記鋼板に施し溶接入熱量５．０ｋＪ／ｍｍ
のサブマージアーク溶接を行い継手を作製した。具体的
には、先行電極を直流電極（電流９５０Ａ／電圧３０
Ｖ）とし、ついで交流電極（電流８５０Ａ／電圧４５
Ｖ）および交流電極（電流７５０Ａ／電圧５０Ｖ）がつ
づく３電極法を用い、１．２ｍ／分の溶接速度で溶接し
た。溶接材料には試作した高強度ワイヤ（Ｐｃｍ：０．
３５〜０．４５）と市販の高塩基度溶融型フラックスを
用いた。
【００６５】表３は、試験に供したワイヤの化学組成を
示す。
示す。
【００６６】
【表３】
【００６７】フラックスは、ＳｉＯ2 ：２０〜４０％、
ＭｎＯ：約２０％、ＣａＯ：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：
５〜２０％、ＴｉＯ：１〜５％、ＣａＦ2 ：０〜４０％
を含むいわゆる高塩基度フラックスを用いた。溶接金属
中の酸素量は２００〜４００ｐｐｍであった。また、Ｈ
ＡＺについて光学顕微鏡観察により、軟化が発生するほ
どアシキュラーフェライト相が生成していないことを確
認した。
ＭｎＯ：約２０％、ＣａＯ：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：
５〜２０％、ＴｉＯ：１〜５％、ＣａＦ2 ：０〜４０％
を含むいわゆる高塩基度フラックスを用いた。溶接金属
中の酸素量は２００〜４００ｐｐｍであった。また、Ｈ
ＡＺについて光学顕微鏡観察により、軟化が発生するほ
どアシキュラーフェライト相が生成していないことを確
認した。
【００６８】このサブマージアーク溶接継手の溶接金属
部から、引張試験片（JIS Z 2201 10号 ）および衝撃試
験片（JIS Z 2202 4号）を採取し、引張試験（JIS Z 31
11）および衝撃試験（JIS Z 3111）に供し、ＴＳおよび
ｖＴｓを調査した。また、ＨＡＺ部から採取した衝撃試
験片を用いてＨＡＺの−４０℃での吸収エネルギーｖＥ
-40も調査した。
部から、引張試験片（JIS Z 2201 10号 ）および衝撃試
験片（JIS Z 2202 4号）を採取し、引張試験（JIS Z 31
11）および衝撃試験（JIS Z 3111）に供し、ＴＳおよび
ｖＴｓを調査した。また、ＨＡＺ部から採取した衝撃試
験片を用いてＨＡＺの−４０℃での吸収エネルギーｖＥ
-40も調査した。
【００６９】表４は上記試験の結果を示す一覧表であ
る。
る。
【００７０】
【表４】
【００７１】比較例である試験番号１および８はＣｅｑ
が本発明の下限値を満たしていない。このためＴＳ９０
０ＭＰａ以上を満足することが出来なかった。また、Ａ
ｌ含有率が本発明の下限値を下回っているため、溶接金
属においてＴＳが９００ＭＰａ以上を得られなかった。
が本発明の下限値を満たしていない。このためＴＳ９０
０ＭＰａ以上を満足することが出来なかった。また、Ａ
ｌ含有率が本発明の下限値を下回っているため、溶接金
属においてＴＳが９００ＭＰａ以上を得られなかった。
【００７２】試験番号７（Ｂフリー）および１２（Ｂ含
有）はＣｅｑが本発明の上限値を超えている。このため
十分なＴＳを有するものの靭性が劣る結果となった。ま
た、Ａｌ含有率が本発明の範囲の下限値を下回っている
ため、溶接金属においてＴＳ９００ＭＰａ以上を得るこ
とができなかった。
有）はＣｅｑが本発明の上限値を超えている。このため
十分なＴＳを有するものの靭性が劣る結果となった。ま
た、Ａｌ含有率が本発明の範囲の下限値を下回っている
ため、溶接金属においてＴＳ９００ＭＰａ以上を得るこ
とができなかった。
【００７３】試験番号２〜６および９〜１１は、母材に
おいては９００ＭＰａ以上のＴＳを有するとともに、高
い靭性を有している。しかし、Ａｌ含有率が本発明の下
限値を下回っているため、溶接金属においてＴＳ９００
ＭＰａ以上を確保することができなかった。
おいては９００ＭＰａ以上のＴＳを有するとともに、高
い靭性を有している。しかし、Ａｌ含有率が本発明の下
限値を下回っているため、溶接金属においてＴＳ９００
ＭＰａ以上を確保することができなかった。
【００７４】試験番号１３〜１６はＡｌ量の影響を調査
するため、Ａｌ含有率を変化させた同一成分系の鋼の特
性を調査した結果である。試験番号１３〜１６の母材に
おいては、９００ＭＰａ以上のＴＳと高い靭性を有して
いる。しかしながら、溶接金属のＴＳは母材と異なった
傾向を示した。
するため、Ａｌ含有率を変化させた同一成分系の鋼の特
性を調査した結果である。試験番号１３〜１６の母材に
おいては、９００ＭＰａ以上のＴＳと高い靭性を有して
いる。しかしながら、溶接金属のＴＳは母材と異なった
傾向を示した。
【００７５】図２は、溶接金属のＴＳに及ぼす母材のＡ
ｌ含有率の影響を、試験番号１３〜１６について示した
図である。同図に示すように、溶接金属のＴＳは母材の
Ａｌ含有率の増加とともに上昇する。母材のＡｌ含有率
が０．０４％以上の試験番号１４〜１６が安定して９０
０ＭＰａ以上のＴＳを有するのに対して、母材のＡｌ含
有率が本発明の下限値に満たない試験番号１３では溶接
金属のＴＳは９００ＭＰａを満足しなかった。
ｌ含有率の影響を、試験番号１３〜１６について示した
図である。同図に示すように、溶接金属のＴＳは母材の
Ａｌ含有率の増加とともに上昇する。母材のＡｌ含有率
が０．０４％以上の試験番号１４〜１６が安定して９０
０ＭＰａ以上のＴＳを有するのに対して、母材のＡｌ含
有率が本発明の下限値に満たない試験番号１３では溶接
金属のＴＳは９００ＭＰａを満足しなかった。
【００７６】これに対して、本発明例である試験番号１
４〜２５は、母材と溶接金属の両方において、優れた靭
性と９００ＭＰａ以上のＴＳを確保することができた。
４〜２５は、母材と溶接金属の両方において、優れた靭
性と９００ＭＰａ以上のＴＳを確保することができた。
【００７７】
【発明の効果】本発明によれば、母材およびＨＡＺにお
いてＴＳ９００ＭＰａ以上と優れた靭性を確保したうえ
で、市販の溶接材料を用いることにより溶接金属におい
てＴＳ９００ＭＰａ以上と良好な靭性が容易に得られ
る。その結果、高圧操業が可能なパイプラインの建設が
施工能率を低下させることなく可能となる。
いてＴＳ９００ＭＰａ以上と優れた靭性を確保したうえ
で、市販の溶接材料を用いることにより溶接金属におい
てＴＳ９００ＭＰａ以上と良好な靭性が容易に得られ
る。その結果、高圧操業が可能なパイプラインの建設が
施工能率を低下させることなく可能となる。
【図１】溶接金属のＴＳに及ぼす溶接金属のＰｃｍの影
響を示す図である。
響を示す図である。
【図２】溶接金属のＴＳに及ぼす母材のＡｌ含有率の影
響を示す図である。
響を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 藤原 知哉
大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号
住友金属工業株式会社内
(56)参考文献 特開 平９−41074（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−65633（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−324950（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−298707（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−41077（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−216504（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−209290（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−125812（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．５〜２％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０４〜０．１５％、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｃｕ：０〜１．５％、 Ｎｉ：０．２〜１．６％、 Ｃｒ：０〜０．８％、 Ｍｏ：０．１〜０．６％、および Ｖ：０〜０．１％を含み、不純物としてのＰ：０．０１
５％以下およびＳ：０．００３％以下であり、下記式
で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５３〜０．７％であ
り、下記式を満たし、かつ含Ｔｉ系酸化物の平均密度
が１０個／ｍｍ２以下、引張強さが９００ＭＰａ以上の
高張力鋼からなる母材と、Ａｌの含有量が０．００４〜
０．０８重量％であり、かつ下記式のＰｃｍが０．２
５〜０．３２％の範囲にある鋼からなる溶接金属とから
なることを特徴とする溶接高張力鋼管。 Ceq=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5}… 0.075≦Al+(Mn/50)≦0.14………………………Pcm=C+(Si/30)+{(Mn+Cu+Cr)/20} +(Mo/15)+(Ni/60)+(V/10)+5B…………… ここで、元素記号は重量％を表示するものとする。 - 【請求項２】重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．５〜２％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｂ：０．０００２〜０．００３％、 Ａｌ：０．０４〜０．１５％、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｃｕ：０〜１．５％、 Ｎｉ：０．２〜１．６％、 Ｃｒ：０〜０．８％、 Ｍｏ：０．１〜０．６％、および Ｖ：０〜０．１％を含み、不純物としてのＰ：０．０１
５％以下およびＳ：０．００３％以下であり、下記式
で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４２〜０．５８％で
あり、下記式を満たし、かつ含Ｔｉ系酸化物の平均密
度が１０個／ｍｍ２ 以下、引張強さが９００ＭＰａ以
上の高張力鋼からなる母材と、Ａｌの含有量が０．００
４〜０．０８重量％であり、かつ下記式のＰｃｍが
０．２５〜０．３２％の範囲にある鋼からなる溶接金属
とからなることを特徴とする溶接高張力鋼管。 Ceq=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5}… 0.075≦Al+(Mn/50)≦0.14………………………Pcm=C+(Si/30)+{(Mn+Cu+Cr)/20} +(Mo/15)+(Ni/60)+(V/10)+5B…………… ここで、元素記号は重量％を表示するものとする。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07936897A JP3367374B2 (ja) | 1997-03-31 | 1997-03-31 | 溶接高張力鋼管 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07936897A JP3367374B2 (ja) | 1997-03-31 | 1997-03-31 | 溶接高張力鋼管 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10273751A JPH10273751A (ja) | 1998-10-13 |
| JP3367374B2 true JP3367374B2 (ja) | 2003-01-14 |
Family
ID=13687944
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07936897A Expired - Fee Related JP3367374B2 (ja) | 1997-03-31 | 1997-03-31 | 溶接高張力鋼管 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3367374B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100925608B1 (ko) | 2007-08-13 | 2009-11-06 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 950ＭＰａ급 이상의 초고강도용접이음부 |
| JP6926409B2 (ja) * | 2016-07-29 | 2021-08-25 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼板及び溶接継手の製造方法 |
-
1997
- 1997-03-31 JP JP07936897A patent/JP3367374B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10273751A (ja) | 1998-10-13 |
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