JP4581275B2

JP4581275B2 - Elementary pipe for high-strength welded bend steel pipe with excellent weld toughness and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP4581275B2
Application number: JP2001086960A
Authority: JP
Inventors: 直哉早川; 宏一井原; 功一安田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-03-31
Filing date: 2001-03-26
Publication date: 2010-11-17
Anticipated expiration: 2021-03-26
Also published as: JP2001342545A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、ラインパイプや構造用鋼管等に用いて好適な低温靱性に優れる溶接ベンド鋼管用の素管およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
大径ベンド鋼管は、通常、サブマージアーク溶接法によりシーム溶接を行って製管した溶接鋼管を、部分的に高周波誘導加熱により曲げ加工し、その後水冷し、さらに管全体に焼き戻し処理を施すか、またはかかる焼き戻し処理を省略して製造するのが一般的である。
つまり、ベンド管では、曲げ加工部は、焼き入れ、または焼き入れ焼き戻しの熱処理が施され、一方曲げ加工を受けていない部分は、溶接のまま、または焼き戻しの熱処理が施されることから、ベンド管には、１本の管材中に異なる熱処理を受ける部分が混在することになる。
【０００３】
ところで、かかる大径ベンド鋼管では、要求される必要特性の中でも特に低温靱性が重要とされ、この特性はとりわけ溶接金属において問題となる。
溶接金属の低温靱性を向上させる方法としては、TiとＢの複合添加がよく知られている。この技術は、Ｂの添加により、旧オーステナイト粒界に生成する粒界フェライトを抑制し、Tiの酸化物を溶融金属内に分散させることによって旧オーステナイト粒内におけるフェライトの生成を促進させ、フェライトを微細化させることによって、溶接金属の溶接ままの低温靱性を向上させる方法である。
【０００４】
しかしながら、溶接後に急熱−急冷を受ける溶接金属の靱性を確保する方法については、必ずしも明らかではなく、溶接金属の焼き戻し後の靱性については、焼き戻し脆性を助長する元素を低減してその靱性劣化を最小限に止める方法等が知られているが、この方法によっても必ずしも十分な成果を挙げることはできなかった。
【０００５】
すなわち、Ti−Ｂ処理は、溶接ままの溶接金属の靱性を向上させるものの、高強度ベンド管曲げ加工部の溶接金属は必ずしも高靱化せず、むしろ靱性が劣化する傾向が見られた。
また、Ti−Ｂ処理した溶接金属をそなえる鋼管に焼き戻し処理を行うと、溶接金属の靱性は劣化し、良好な低温靱性は得られなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、サブマージアーク溶接により、内外面のいずれか片面または内外面それぞれを１パス溶接にて接合したのち、高周波加熱曲げ加工を行う大径ベンド鋼管において、溶接まま、高周波加熱焼き入れまま、高周波加熱焼き入れ−焼き戻しおよび焼き戻しの各熱処理を受ける溶接金属の全ての部分について優れた低温靱性を有する高強度溶接ベンド鋼管用の素管を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、この発明において低温靱性に優れるとは、−30℃でのシャルピー衝撃試験において 100Ｊ以上の吸収エネルギーを有することをいう。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、溶接金属の低温靱性に及ぼす影響が特に大きい元素はTi，Ｖ, Al，Ｏ，ＮおよびＢであって、溶接・製管後の熱処理条件の如何にかかわらず、溶接部の全ての領域において優れた低温靱性を確保するためには、これらの元素を所定の範囲に厳密に制御することが重要であることの知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００８】
１．鋼管母材が、質量百分率でＣ：0.01〜0.10％、Si：0.05〜0.5 ％、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ti：0.005 〜0.09％、Nb：0.003 〜0.08％、Ｖ：0.003 〜0.08％、Al：0.008 〜0.06％およびＮ：0.007 ％以下を含み、かつMo：0.5 ％以下、Ni：5.0 ％以下、Cu：1.0 ％以下およびCr：0.5 ％以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼管の内外面のいずれか片面または内外面それぞれを１パス溶接にて接合した高強度鋼管であって、溶接金属の成分中、特にTi，Ｖ, Al，Ｏ，ＮおよびＢが、下記の成分組成範囲および(1), (2)式の関係を満足することを特徴とする、溶接部靱性に優れた高強度溶接ベンド鋼管用の素管。
記
Ti：30〜400 ppm 、
Ｖ：20〜500 ppm 、
Al：20〜500 ppm 、
Ｏ：500 ppm 以下、
Ｎ：80 ppm以下および
Ｂ：３〜60 ppm
〔Ｎ〕− 0.087〔Ti〕−0.03〔Ｖ〕−９≦０ --- (1)
0.20≦〔Ｂ〕／Ｇ≦1.00 --- (2)
ただし、Ｇ＝0.15〔Ｏ〕− 0.113〔Al〕−0.0345〔Ti〕＋１
また、〔〕内は ppm表示
【０００９】
２．鋼管母材が、質量百分率でＣ：0.01〜0.10％、Si：0.05〜0.5 ％、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ti：0.005 〜0.09％、Nb：0.003 〜0.08％、Ｖ：0.003 〜0.08％、Al：0.008 〜0.06％およびＮ：0.007 ％以下を含み、かつMo：0.5 ％以下、Ni：5.0 ％以下、Cu：1.0 ％以下およびCr：0.5 ％以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼管の内外面のいずれか片面または内外面それぞれを１パス溶接にて接合した高強度鋼管であって、溶接金属の成分中、特にTi，Ｖ, Al，Ｏ，ＮおよびＢが、下記の成分組成範囲および(1)', (2)'式の関係を満足することを特徴とする、溶接部靱性に優れた高強度溶接ベンド鋼管用の素管。
記
Ti：30〜400 ppm 、
Ｖ：20〜500 ppm 、
Al：20〜500 ppm 、
Ｏ：500 ppm 以下、
Ｎ：80 ppm以下および
Ｂ：３〜60 ppm
〔Ｎ〕− 0.087〔Ti〕−0.03〔Ｖ〕−９＞０ --- (1)'
0.20≦〔Ｂ〕／Ｇ' ≦1.00 --- (2)'
ただし、Ｇ' ＝0.15〔Ｏ〕＋ 0.9〔Ｎ〕− 0.113〔Al〕− 0.113〔Ti〕−0.03〔Ｖ〕−８
また、〔〕内は ppm表示
【００１０】
３．上記１または２において、溶接金属中のNi含有量が、質量百分率で 3.0％以下であることを特徴とする、溶接部靱性に優れた高強度溶接ベンド鋼管用の素管。
【００１２】
４．質量百分率で
Ｃ：0.01〜0.10％、
Si：0.05〜0.5 ％、
Mn：0.5 〜2.0 ％、
Ti：0.005 〜0.09％、
Nb：0.003 〜0.08％、
Ｖ：0.003 〜0.08％、
Al：0.008 〜0.06％および
Ｎ：0.007 ％以下
を含み、かつ
Mo：0.5 ％以下、
Ni：5.0 ％以下、
Cu：1.0 ％以下および
Cr：0.5 ％以下
のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる高強度鋼板を、Ｏ形状に成形した後、サブマージアーク溶接により、鋼管の内外面のいずれか片面または内外面それぞれを１パス溶接にて接合するに際し、
溶接フラックスとして、次式で示すＢＬが
ＢＬ＝6.05〔CaO 〕＋6.05〔CaF₂〕＋ 4.0〔MgO 〕＋ 4.8〔MnO 〕＋ 3.4〔FeO 〕
−6.31〔SiO₂〕−4.97〔TiO₂〕− 0.2〔A1₂O₃ 〕
ただし、〔〕内は mol分率表示
2.5 以下のフラックスを用い、かつ溶接ワイヤとして、質量百分率で
Ｃ：0.01〜0.10％、
Ti：0.3 ％以下、
Al：0.3 ％以下、
Ｂ：0.03％以下および
Ｎ：0.008 ％以下を含有する組成（平均組成）になる低合金鋼溶接用ワイヤーを用いることにより、溶接金属の成分中、特にTi，Ｖ, Al，Ｏ，ＮおよびＢについて、下記の成分組成範囲および(1), (2)式の関係を満足する範囲に調整することを特徴とする、溶接部靱性に優れた高強度溶接ベンド鋼管用の素管の製造方法。
記
Ti：30〜400 ppm 、
Ｖ：20〜500 ppm 、
Al：20〜500 ppm 、
Ｏ：500 ppm 以下、
Ｎ：80 ppm以下および
Ｂ：３〜60 ppm
〔Ｎ〕−0.087 〔Ti〕−0.03〔Ｖ〕−９≦０ --- (1)
0.20≦〔Ｂ〕／Ｇ≦1.00 --- (2)
ただし、Ｇ＝0.15〔Ｏ〕− 0.113〔Al〕−0.0345〔Ti〕＋１
また、〔〕内は ppm表示
【００１３】
５．質量百分率で
Ｃ：0.01〜0.10％、
Si：0.05〜0.5 ％、
Mn：0.5 〜2.0 ％、
Ti：0.005 〜0.09％、
Nb：0.003 〜0.08％、
Ｖ：0.003 〜0.08％、
Al：0.008 〜0.06％および
Ｎ：0.007 ％以下
を含み、かつ
Mo：0.5 ％以下、
Ni：5.0 ％以下、
Cu：1.0 ％以下および
Cr：0.5 ％以下
のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる高強度鋼板を、Ｏ形状に成形した後、サブマージアーク溶接により、鋼管の内外面のいずれか片面または内外面それぞれを１パス溶接にて接合するに際し、
溶接フラックスとして、次式で示すＢＬが
ＢＬ＝6.05〔CaO 〕＋6.05〔CaF₂〕＋ 4.0〔MgO 〕＋ 4.8〔MnO 〕＋ 3.4〔FeO 〕
−6.31〔SiO₂〕−4.97〔TiO₂〕− 0.2〔A1₂O₃ 〕
ただし、〔〕内は mol分率表示
2.5 以下のフラックスを用い、かつ溶接ワイヤとして、質量百分率で
Ｃ：0.01〜0.10％、
Ti：0.3 ％以下、
Al：0.3 ％以下、
Ｂ：0.03％以下および
Ｎ：0.008 ％以下
を含有する組成（平均組成）になる低合金鋼溶接用ワイヤーを用いることにより、溶接金属の成分中、特にTi，Ｖ, Al，Ｏ，ＮおよびＢについて、下記の成分組成範囲および(1)', (2)'式の関係を満足する範囲に調整することを特徴とする、溶接部靱性に優れた高強度溶接ベンド鋼管用の素管の製造方法。
記
Ti：30〜400 ppm 、
Ｖ：20〜500 ppm 、
Al：20〜500 ppm 、
Ｏ：500 ppm 以下、
Ｎ：80 ppm以下および
Ｂ：３〜60 ppm
〔Ｎ〕− 0.087〔Ti〕−0.03〔Ｖ〕−９＞０ --- (1)'
0.20≦〔Ｂ〕／Ｇ' ≦1.00 --- (2)'
ただし、Ｇ' ＝0.15〔Ｏ〕＋ 0.9〔Ｎ〕− 0.113〔Al〕− 0.113〔Ti〕
−0.03〔Ｖ〕−８
また、〔〕内は ppm表示
【００１４】
６．上記４または５において、溶接金属中のNi含有量が、質量百分率で 3.0％以下であることを特徴とする、溶接部靱性に優れた高強度溶接ベンド鋼管用の素管の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
この発明は、UOE 管のように、板材をＯ形状に成形したのち、鋼管の内外面のいずれか片面を１パス溶接するか、または内外面それぞれを１パス溶接することによって接合して直管を製管し、これを素管として、その後需要者側で所定の熱処理や曲げ加工が施されるいわゆるベンド鋼管用の素管を対象とする。
【００１６】
さて、溶接ままの溶接金属の靱性に及ぼすＢの働きとしては、Ｂがオーステナイト粒界に偏析して粒界エネルギーを低減し、粒界から発生するフェライトの生成を抑制することによって靱性を向上させることはよく知られている。特に−30℃レベルの低温靱性を確保するには、Ｂは必須の元素である。
【００１７】
一方、ベンド管の曲げ部は、Ａc₃より高い温度（ 800〜1200℃程度) に加熱され、水冷される。このとき、良好な低温靱性を確保するには、溶接金属のミクロ組織をフェライト主体の組織にする必要がある。言い換えると上部ベイナイトの生成量を低減する必要がある。そして、かかるベイナイトは溶接金属の焼き入れ性が高いほど生成し易い。
この点、上記したＢは、溶接金属の焼き入れ性を微量でも高め、ベイナイトを生成させるため、曲げ部の靱性を低下させる。ベイナイトが多量に生成した溶接金属は、その後に焼き戻し処理を行っても靱性の回復は期待できず、従ってベンド管の曲げ部におけ溶接金属の靱性は、曲げ加工の際の焼入れ時にすでに決定していると言ってもよい。
【００１８】
また、焼入れ処理なしで 400℃から 650℃程度の焼き戻し処理を受けた溶接金属は、Ｂ量の増加と共に低温靱性は向上する。
しかしながら、その靱性はあるＢ量でピークを示し、その後はＢ量の増加に伴い劣化する。
【００１９】
すなわち、上記の現象をまとめると、溶接まま（As−Welded；AW）、焼き入れまま（As−Quenched；AQ）、焼き入れ焼き戻し（Quench−Tempered；QT）および焼き戻し（As−Tempered；AT）の４つの熱処理を受ける溶接金属において、良好な低温靱性を確保するには、AWではある程度以上のＢ量を必要とし、またATではＢ量の最適範囲があり、さらにAQおよびQTにおいてはＢ量が少ないほど良好な靱性が得られることになる。
つまり、AWおよびATの靱性が確保できるようにＢ量を添加すると共に、AQやQTおよびATでの溶接金属靱性が損なわれないようにＢ量を制限することが、ベンド管溶接金属の靱性を確保する上で重要なわけである。
【００２０】
そこで、発明者らは、良好な溶接金属靱性が得られる適正なＢ量を見出すべく、Ｂの添加量を、固溶Ｂ量に影響を及ぼす元素の添加量と共に検討した。
その結果、溶接金属中のＮ量が比較的多い場合、すなわちＮ量とTi，Ｖ量が次式(1)'
〔Ｎ〕− 0.087〔Ti〕−0.03〔Ｖ〕−９＞０ --- (1)'
の関係を満たす場合には、〔Ｂ〕／Ｇ' で示されるＢ量指数を0.20〜1.00の範囲に制限する、すなわち次式(2)'
0.20≦〔Ｂ〕／Ｇ' ≦1.00 --- (2)'
ただし、Ｇ' ＝0.15〔Ｏ〕＋ 0.9〔Ｎ〕− 0.113〔Al〕− 0.113〔Ti〕−0.03〔Ｖ〕−８
また、〔〕内は ppm表示
の関係を満足させることが、溶接金属の低温靱性の改善に極めて有効であることが突き止められた。
【００２１】
ここに、Ｂ量指数（〔Ｂ〕／Ｇ' ）が0.20より小さくなると、溶接ままおよび焼き戻し後の溶接金属の靱性が劣化する。つまり、トータルＢが少ないか、あるいは酸素および窒素量が多く、かつAl，TiおよびＶが少ない場合には、溶接ままおよび焼き戻し後の靱性が劣化する。
一方、〔Ｂ〕／Ｇ' が1.00を超えると、溶接金属の焼き入れ性が高まるため、焼き入れままおよび焼き入れ焼き戻し後の靱性が劣化する。また、焼き戻し後の靱性も劣化する。
【００２２】
一方、溶接金属中の固溶Ｎ量が比較的少ない場合、すなわちＮ量とTi，Ｖ量が次式(1)
〔Ｎ〕−0.087 〔Ti〕−0.03〔Ｖ〕−９≦０ --- (1)
の関係を満たす場合には、Ｇ' は
Ｇ＝0.15〔Ｏ〕− 0.113〔Al〕−0.0345〔Ti〕＋１
ただし、〔〕内は ppm表示
と書き表せ、従ってＢ量指数（〔Ｂ〕／Ｇ）は次式(2)
0.20≦〔Ｂ〕／Ｇ≦1.00 --- (2)
の範囲に制御すれば良い。
【００２３】
いずれにしても、〔Ｂ〕／Ｇまたは〔Ｂ〕／Ｇ' で示されるＢ量指数を0.20〜1.00の範囲に制限することが肝要である。
図１に、溶接金属中のＢ量指数（〔Ｂ〕／Ｇ）または〔Ｂ〕／Ｇ' ）を種々に変化させた場合における、−30℃でのシャルピー吸収エネルギーについて調べた結果を示したが、Ｂ量指数が0.20〜1.00の範囲であれば、AW，AT，AQおよびQTのいずれの熱処理後においても良好な低温靱性が得られている。
特に好適にはＢ量指数：0.30〜0.80の範囲である。
【００２４】
次に、上記した各成分の溶接金属中における適正量について説明する。
Ti：30〜400 ppm
Tiは、溶接金属の結晶粒の微細化に有用なだけでなく、溶接金属中のＮやＯを固定する作用があるが、含有量が 30ppmに満たないとその添加効果に乏しく、一方 400 ppmを超えるとＮやＯと結合しない固溶Tiが増大して溶接金属の靱性の劣化を招くので、Ti量は30〜400 ppm の範囲に限定した。
【００２５】
Ｖ：20〜500 ppm
Ｖは、溶接金属中のＮを固定する作用があるが、含有量が20 ppmに満たないとその添加効果に乏しく、一方 500 ppmを超えると固溶Ｖが増大して溶接金属の靱性が劣化するので、Ｖ量は20〜500 ppm の範囲に限定した。
【００２６】
Al：20〜500 ppm
Alは、溶接金属中のＯを固定する作用があるが、含有量が 20ppmに満たないとその添加効果に乏しく、一方 500 ppmを超えるとTi酸化物の形成が阻害され、フェライト変態が促進されなくなって、靱性が劣化するので、Al量は20〜500 ppmの範囲に限定した。
【００２７】
Ｏ：500 ppm 以下
Ｏは、溶接金属中ではほとんど非金属酸化物として存在するが、酸素量が高くなると、破壊の起点として働く介在物が増加し、特に 500 ppmより多くなると溶接金属の靱性が損なわれる。そこで、この発明ではＯの上限を 500 ppmに定めた。
【００２８】
Ｎ：80 ppm以下
Ｎ量が多くなると、島状組織が形成されて、溶接金属の靱性が劣化するので、この発明ではＮの上限を 80ppmに定めた。
【００２９】
Ｂ：３〜60 ppm
Ｂは、上述したとおり、溶接ままおよび焼き戻し熱処理後の靱性の向上に有効に寄与するが、含有量が３ ppmに満たないとその添加効果に乏しく、一方 60ppmを超えると焼き入れ性が過度に高まり、焼き入れままおよび焼き入れ焼き戻し熱処理時にベイナイトの発生を誘発して靱性を低下させるので、Ｂは３〜60 ppmの範囲で含有させるものとした。
【００３０】
上記した各成分の他、Niを溶接金属中に含有させる場合の適正量は次のとおりである。
Ni：3.0 mass％以下
Niは、強度の向上だけでなく、低温靱性の向上にも有効に寄与するが、溶接金属中の含有量が 3.0mass％を超えて多くなると溶接時に高温割れを生じるので、Niを含有させる場合には 3.0mass％以下で含有させるものとした。
【００３１】
その他の元素、例えばＣについては、溶接金属中のＣが0.02mass％を下回ると溶接金属の強度が不足し、一方0.12mass％を超えると高速溶接時に高温割れが生じ易くなり、また焼き戻し熱処理時に炭化物を析出して靱性が劣化するため、Ｃ量は0.02〜0.12mass％程度とするのが好ましい。
【００３２】
また、この発明では、低温靱性に優れるだけでなく、引張強度が 455 MPa以上の API規格Ｘ−52以上を対象としているが、このように高い強度を確保するには、次式で示されるＰcmが溶接金属において0.10以上とすることが好ましい。
Ｐcm＝Ｃ＋Si／30＋ (Cu＋Mn＋Cr) ／20＋Ni／60＋Mo／15＋Ｖ／10＋５Ｂ
ここで、各元素の値はmass％表示とする。
【００３３】
さて、上記した溶接金属の成分は、母材、溶接ワイヤおよび溶接フラックスの組成で決定され、Ｃ，Si，MnおよびＶは主に母材とワイヤから添加され、Ｂは母材に含まれることはまれでワイヤとフラックスから添加される。Ｎは、母材および溶接ワイヤから添加され、大気からの巻き込みも考慮する必要がある。Ｏは、フラックスの塩基度に強く影響を受けるだけでなく、鋼板やワイヤ、フラックス中のAl，Ti，SiおよびMnなどの脱酸元素にも影響を受ける。特に塩基度の高いフラックスを使用することにより溶接金属中のＯを下げることができる。
【００３４】
そこで、以下、母材となる鋼板、溶接ワイヤおよび溶接フラックスの成分組成範囲について説明する。まず、鋼管の母材成分について説明する。なお、各元素の「％」表示は、質量百分率（mass％）を表すものとする。
Ｃ：0.01〜0.10％
Ｃは、0.01〜0.10％程度含有させる必要がある。というのは、Ｃ量が0.01％より少ないと溶接金属の強度を確保するのが難しく、一方0.10％を超えると溶接金属の靱性が損なわれるからである。
【００３５】
Si：0.05〜0.5％
母材中のSiが少なすぎると強度を確保するのが難しく、一方多すぎるとＣの拡散を阻害し、溶接金属および母材の靱性が損なわれるので、Si量は0.05〜0.5％とする。
【００３６】
Mn：0.5 〜2.0％
Mn量が 0.5％未満では母材の強度が確保できず、一方 2.0％を超えると母材の靱性が劣化するので、Mnは 0.5〜2.0％とする。
【００３７】
Ti：0.005 〜0.09％
Tiは、母材の強度および靱性を向上させるのに有用な元素であるが、含有量が0.005 ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.09％を超えると溶接金属中のTi量が増加して溶接金属の靱性が劣化するので、Ti量は 0.005〜0.09％とする。
【００３８】
Nb：0.003 〜0.08％、Ｖ：0.003 〜0.08％
Nb, Ｖはそれぞれ、母材の強度を確保するのに必要な元素であるが、一方で炭化物として析出して溶接金属の靱性を劣化させるので、それぞれ 0.003〜0.08％とする。
【００３９】
Al：0.008 〜0.06％
Alは、少なすぎると母材の脱酸が不十分となって靱性を劣化させ、一方0.06％を超えると溶接金属中のAl量が高くなって溶接金属の靱性が損なわれるので、Al量は 0.008〜0.06％とする。
【００４０】
Ｎ：0.007％以下
母材中のＮ量が 0.007％を超えると、溶接金属中のＮ量が高まり、靱性の劣化が懸念されるので、Ｎ量は 0.007％以下に抑制する。
【００４１】
以上、鋼管母材の基本成分について説明したが、その他、以下の元素のうちから選んだ少なくとも１種を含有させる。
Mo：0.5％以下、Ni：5.0％以下、Cu：1.0％以下、Cr：0.5％以下
Moは、粗大な粒界フェライトを抑制し、溶接金属の溶接ままの靱性を向上させる働きがあるが、一方でパーライト変態を抑制し、ベイナイトを生成させる働きが強いため、0.5％を超えて添加するとAQ処理およびQT処理後の靱性が劣化するので、母材のMo量は 0.5％以下とするのが好ましい。Niは、母材の低温靱性を高め、かつ強度を高めるのに有効に寄与するが、5.0％を超える添加は不経済なので、Niは5.0％以下とすることが好ましい。Cuは、母材の強度を高めるのに効果的な元素であるが、1.0％を超えると靱性が劣化するので、Cu量は1.0％以下とすることが好ましい。Crは、母材の焼入性を高め、強度の向上に有効に寄与するが、0.5％を超えて添加すると、AQ処理およびQT処理後の靱性が劣化するので、Cr量は 0.5％以下とすることが好ましい。
【００４２】
なお、Ｐ，Ｓは、凝固界面に偏析し易く、溶接金属の高温割れを助長し、靱性を劣化させることから、いずれも0.02％以下とすることが好ましい。
【００４３】
また、ワイヤの好適組成については次のとおりである。
なお、この発明で行う溶接は、複数本の溶接ワイヤを用いることが多いが、このように複数本の溶接ワイヤを用いた場合におけるワイヤ組成はそれらの平均組成とする。
Ｃ：0.01〜0.10％
ワイヤ中のＣ量は0.01％より少ないと、溶接時のCOガス発生量が減少し、溶接金属中のＮ量が増加して、靱性の劣化を招き、一方0.10％を超えると溶接金属に高温割れが発生し易く、焼戻し後および焼入れ−焼戻し後の溶接金属靱性が劣化するので、Ｃ量は0.01〜0.10％程度とすることが好ましい。
【００４４】
Ti：0.3％以下、Al：0.3％以下
ワイヤ中のTi, Al量がそれぞれ、0.3％より高いと溶接金属中に残留するAl,Ti量が多くなりすぎ、靱性が劣化するので、いずれも 0.3％以下とすることが好ましい。
【００４５】
Ｂ：0.03％以下
ワイヤ中のＢ量が0.03％を超えると溶接時に高温割れが発生し易く、溶接金属の靱性が損なわれるので、Ｂ量は0.03％以下とするのが好ましい。
【００４６】
Ｎ：0.008 ％以下
ワイヤ中のＮ量が 0.008％を超えると溶接金属中のＮ量が高くなりすぎ、靱性が損なわれるので、Ｎ量は 0.008％以下とするのが好ましい。。
その他にも、JIS Z 3351に示されるような、通常低合金鋼溶接用に用いられる溶接ワイヤに含まれている各種元素を含有させることもできる。
【００４７】
次に、好適フラックス組成について説明する。
溶接フラックスは、フラックスの塩基度が低すぎると溶接金属の酸素量が高くなり、靱性が損なわれる。従って、塩基性のフラックスを使用することが好ましい。ただし、塩基度が高すぎると粘性が高まり、さまぎまな溶接欠陥が発生し易くなるため、塩基度を過剰に高めるのは禁物である。
従って、この発明では、次式で示すＢＬが2.5 以下のフラックスを用いることが好ましい。
ＢＬ＝6.05〔CaO 〕＋6.05〔CaF₂〕＋ 4.0〔MgO 〕＋ 4.8〔MnO 〕＋ 3.4〔FeO 〕−6.31〔SiO₂〕−4.97〔TiO₂〕− 0.2〔A1₂O₃ 〕
ただし、〔〕内は mol分率表示
ＢＬのより好適な範囲は 0.2〜2.5 であり、またフラックスとしては溶融型のフラックスが、高速溶接性に優れるだけでなく、かさ密度が高く、フラックスを気体にて圧送し易いという点で一層有利である。
【００４８】
【実施例】
パイプの母材鋼板としては、表１に成分組成を示す、0.05％Ｃ-0.1％Si-1.8％Mn−0.25％MoのＸ80級パイプ素材と0.05％Ｃ-0.3％Si-1.2％MnのＸ52級パイプ素材の２種類用いた。板厚はいずれも25.4mmである。
これらのパイプ素材を、UOE によりＯ形状に成形したのち、４電極サブマージアーク溶接により内外面各１層溶接を行った。内外面とも溶接入熱は 60 kJ/cmとした。
また、上記のサブマージアーク溶接に使用する溶接ワイヤとしては、表２に示す成分組成になるワイヤを用い、各電極に使用するワイヤを種々組み合わせることによって溶接金属の成分組成を変化させた。なお、これらの溶接ワイヤはいずれも、UOE 鋼管の溶接に一般的に使用されるワイヤである。また、ワイヤ径はいずれも4.0mm とした。さらに、表３には、使用したワイヤの組み合わせおよびそれらを使用した場合の平均組成も併せて示す。
なお、溶接に当たっては４電極式のサブマージアーク溶接とし、ワイヤＩ, II, III, IV の順に第１電極（最先行電極）、第２電極、第３電極、第４電極（最後行電極）として用いた。
さらに、フラックスとしては、表３に示す成分組成になる、SiO₂−CaO −CaF₂−MgO 系の高塩基性フラックス（Ｘ）とSiO₂−CaO −CaF₂−BaO 系のフラックス（Ｙ）を使用し、溶接金属中の酸素量を調整した。
【００４９】
このようにして得られた溶接金属の化学組成を表４に、また各溶接金属のＰcm、ａ値（ (1)または(1)'式の指数）、ＧまたはＧ' の値およびＢ量指数（〔Ｂ〕／Ｇまたは〔Ｂ〕／Ｇ' ）を表５に示す。
No.1〜７が発明例、一方No.8〜11が比較例である。
この溶接金属に付与した熱処理条件としては、焼き入れ処理については最高加熱温度：900 〜1100℃、500 ℃までの冷却速度：10〜20℃/sの条件とし、また焼き戻し処理については 450〜650 ℃の温度範囲に60分間保持の条件とした。
AW，AT，AQおよびQTの各熱処理後における溶接金属の低温靱性および硬さについて調べた結果を表６に示す。なお、No.11 については、溶接時に高温割れが生じたので、低温靱性および硬さを調べることができなかった。
【００５０】
【表１】

【００５１】
【表２】

【００５２】
【表３】

【００５３】
【表４】

【００５４】
【表５】

【００５５】
【表６】

【００５６】
表６に示したとおり、溶接金属の成分組成がこの発明の適正範囲を満足する発明例はいずれも、AW，AT，AQおよびQTの全ての熱処理後においても良好な低温靱性が得られている。
これに対し、No.8およびNo.9は、Ｂ量指数が0.20より小さく、AW, ATの靱性が低下した。また、No.10 ではＢ量指数が 1.0より大きく、AQおよびQT後の靱性が低下した。
【００５７】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、高強度溶接ベンド鋼管用の素管において、AW，AT後は勿論のこと、AQ、QT後においても、低温靱性に優れかつ高強度の溶接金属を得ることができ、その工業的価値は極めて大きいた。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接金属中のＢ量指数（〔Ｂ〕／Ｇ）または〔Ｂ〕／Ｇ' ）を種々に変化させた場合における、−30℃でのシャルピー吸収エネルギーについての調査結果を示した図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a base pipe for a welded bend steel pipe excellent in low temperature toughness suitable for use in a line pipe, a structural steel pipe, and the like, and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
Large-diameter bend steel pipes are usually welded steel pipes made by seam welding by the submerged arc welding method, partially bent by high-frequency induction heating, then water-cooled, and then the whole pipe is tempered. Or, it is general to manufacture without such a tempering process.
In other words, in a bend tube, the bent portion is subjected to heat treatment of quenching or quenching and tempering, while the portion not subjected to bending processing is subjected to heat treatment of tempering as it is welded. In the bend pipe, parts subjected to different heat treatments are mixed in one pipe material.
[0003]
By the way, in such a large-diameter bend steel pipe, low-temperature toughness is particularly important among the required properties required, and this property becomes a problem particularly in weld metal.
As a method for improving the low temperature toughness of the weld metal, combined addition of Ti and B is well known. This technology suppresses the grain boundary ferrite generated in the prior austenite grain boundaries by the addition of B, and promotes the formation of ferrite in the prior austenite grains by dispersing the Ti oxide in the molten metal. This is a method of improving the low temperature toughness of the weld metal as it is by making it finer.
[0004]
However, it is not always clear how to secure the toughness of the weld metal that undergoes rapid heating and quenching after welding, and the toughness after tempering of the weld metal is reduced by reducing the elements that promote temper brittleness. A method for minimizing deterioration is known, but this method has not always produced a satisfactory result.
[0005]
That is, although the Ti-B treatment improves the toughness of the weld metal as-welded, the weld metal in the bent portion of the high-strength bend pipe is not necessarily toughened, but rather the toughness tends to deteriorate.
Moreover, when the tempering process was performed on the steel pipe having the weld metal treated with Ti-B, the toughness of the weld metal deteriorated, and good low temperature toughness was not obtained.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been developed in view of the above-described situation, and is a large-diameter bend steel pipe that performs high-frequency heating bending after joining one or both of the inner and outer surfaces by one-pass welding by submerged arc welding. In a base tube for high strength welded bend steel pipe having excellent low temperature toughness for all parts of the weld metal subjected to each heat treatment of as-welded, induction-heated and quenched, induction-heat-quenched-tempering and tempering, The object is to propose together with its advantageous manufacturing method.
In this invention, being excellent in low temperature toughness means having an absorbed energy of 100 J or more in a Charpy impact test at −30 ° C.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
As a result of intensive studies to achieve the above object, the inventors have found that the elements that have a particularly large effect on the low temperature toughness of the weld metal are Ti, V, Al, O, N and B. -Regardless of the heat treatment conditions after pipe making, it is important to strictly control these elements within a predetermined range in order to ensure excellent low temperature toughness in all areas of the weld zone. Obtained knowledge.
The present invention is based on the above findings.
[0008]
1. Steel pipe base material is C: 0.01-0.10%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.5-2.0%, Ti: 0.005-0.09%, Nb: 0.003-0.08%, V: 0.003-0.08% in mass percentage Including Al: 0.008 to 0.06% and N: 0.007% or less, and Mo: 0.5% or less, Ni: 5.0% or less, Cu: 1.0% or less, and Cr: 0.5% or less, A high-strength steel pipe in which one or both of the inner and outer surfaces of the steel pipe composed of the remaining Fe and inevitable impurities are joined by one-pass welding, and in the weld metal components, particularly Ti, V, Al, O, N And B satisfies the following component composition range and the relationship of the formulas (1) and (2), and is a base pipe for a high-strength welded bend steel pipe excellent in weld joint toughness.
Record
Ti: 30-400 ppm
V: 20-500 ppm,
Al: 20-500 ppm
O: 500 ppm or less,
N: 80 ppm or less and B: 3-60 ppm
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9≤0 --- (1)
0.20 ≦ [B] /G≦1.00 --- (2)
However, G = 0.15 [O] −0.113 [Al] −0.0345 [Ti] +1
In addition, [] shows ppm.
2. Steel pipe base material is C: 0.01-0.10%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.5-2.0%, Ti: 0.005-0.09%, Nb: 0.003-0.08%, V: 0.003-0.08% in mass percentage Including Al: 0.008 to 0.06% and N: 0.007% or less, and Mo: 0.5% or less, Ni: 5.0% or less, Cu: 1.0% or less, and Cr: 0.5% or less, A high-strength steel pipe in which one or both of the inner and outer surfaces of the steel pipe composed of the remaining Fe and inevitable impurities are joined by one-pass welding, and in the weld metal components, particularly Ti, V, Al, O, N And B satisfies the following component composition range and the relationship of the formulas (1) ′ and (2) ′: A base pipe for a high-strength welded bend steel pipe excellent in weld joint toughness.
Record
Ti: 30-400 ppm
V: 20-500 ppm,
Al: 20-500 ppm
O: 500 ppm or less,
N: 80 ppm or less and B: 3-60 ppm
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9> 0 --- (1) '
0.20 ≦ [B] /G′≦1.00 --- (2) '
However, G ′ = 0.15 [O] +0.9 [N] −0.113 [Al] −0.113 [Ti] −0.03 [V] −8
In addition, [] indicates ppm.
3. 3. An element pipe for high-strength welded bend steel pipe excellent in weld zone toughness, characterized in that the Ni content in the weld metal is 3.0% or less in mass percentage.
[0012]
4. In mass percentage C: 0.01-0.10%,
Si: 0.05 to 0.5%,
Mn: 0.5-2.0%,
Ti: 0.005 to 0.09%,
Nb: 0.003 to 0.08%,
V: 0.003 to 0.08%,
Al: 0.008 to 0.06% and N: 0.007% or less, and
Mo: 0.5% or less,
Ni: 5.0% or less,
Cu: 1.0% or less and
Cr: A high-strength steel plate containing at least one selected from 0.5% or less , the balance being Fe and inevitable impurities , formed into an O shape, and then submerged arc welding to either one of the inner or outer surfaces of the steel pipe When joining each outer surface by one-pass welding,
As a welding flux, BL represented by the following formula is BL = 6.05 [CaO] +6.05 [CaF ₂ ] +4.0 [MgO] +4.8 [MnO] +3.4 [FeO]
−6.31 [SiO ₂ ] −4.97 [TiO ₂ ] − 0.2 [A1 ₂ O ₃ ]
However, [] is mol fraction display
As a welding wire using a flux of 2.5 or less, C: 0.01 to 0.10% by mass percentage,
Ti: 0.3% or less,
Al: 0.3% or less,
By using a low alloy steel welding wire having a composition (average composition) containing B: 0.03% or less and N: 0.008% or less, particularly in Ti, V, Al, O, N and B Is adjusted to a range satisfying the following component composition range and the relationship of the formulas (1) and (2), a method for producing a raw pipe for a high-strength welded bend steel pipe excellent in weld joint toughness.
Record
Ti: 30-400 ppm
V: 20-500 ppm,
Al: 20-500 ppm
O: 500 ppm or less,
N: 80 ppm or less and B: 3-60 ppm
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9≤0 --- (1)
0.20 ≦ [B] /G≦1.00 --- (2)
However, G = 0.15 [O] −0.113 [Al] −0.0345 [Ti] +1
In addition, [] shows ppm.
5 . In mass percentage C: 0.01-0.10%,
Si: 0.05 to 0.5%,
Mn: 0.5-2.0%,
Ti: 0.005 to 0.09%,
Nb: 0.003 to 0.08%,
V: 0.003 to 0.08%,
Al: 0.008 to 0.06% and N: 0.007% or less, and
Mo: 0.5% or less,
Ni: 5.0% or less,
Cu: 1.0% or less and
Cr: A high-strength steel plate containing at least one selected from 0.5% or less , the balance being Fe and inevitable impurities , formed into an O shape, and then submerged arc welding to either one of the inner or outer surfaces of the steel pipe When joining each outer surface by one-pass welding,
As a welding flux, BL represented by the following formula is BL = 6.05 [CaO] +6.05 [CaF ₂ ] +4.0 [MgO] +4.8 [MnO] +3.4 [FeO]
−6.31 [SiO ₂ ] −4.97 [TiO ₂ ] − 0.2 [A1 ₂ O ₃ ]
However, [] is mol fraction display
As a welding wire using a flux of 2.5 or less, C: 0.01 to 0.10% by mass percentage,
Ti: 0.3% or less,
Al: 0.3% or less,
By using a low alloy steel welding wire having a composition (average composition) containing B: 0.03% or less and N: 0.008% or less, particularly in Ti, V, Al, O, N and B The production of a raw pipe for high-strength welded bend steel pipe with excellent weld toughness, characterized in that the following compositional composition range and a range satisfying the relationship of the formulas (1) 'and (2)' are satisfied: Method.
Record
Ti: 30-400 ppm
V: 20-500 ppm,
Al: 20-500 ppm
O: 500 ppm or less,
N: 80 ppm or less and B: 3-60 ppm
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9> 0 --- (1) '
0.20 ≦ [B] /G′≦1.00 --- (2) '
However, G ′ = 0.15 [O] +0.9 [N] −0.113 [Al] −0.113 [Ti]
-0.03 [V] -8
In addition, [] shows ppm.
6 . In the above 4 or 5, Ni content of the weld metal, characterized in that 3.0% or less in percent by mass, the production method of the base pipe for high strength welded bend steel pipe with excellent weld toughness.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention will be specifically described below.
In the present invention, like a UOE pipe, after forming a plate material into an O shape, either one of the inner and outer surfaces of the steel pipe is welded by one pass welding, or the inner and outer surfaces are joined by one pass welding, and straight pipes are joined. This is used as a base pipe for a so-called bend steel pipe that is then subjected to predetermined heat treatment and bending on the consumer side.
[0016]
Now, as the effect of B on the toughness of the weld metal as-welded, B segregates at the austenite grain boundary to reduce the grain boundary energy and to improve toughness by suppressing the generation of ferrite generated from the grain boundary. That is well known. In particular, B is an essential element to ensure low temperature toughness at the −30 ° C. level.
[0017]
On the other hand, the bent part of the bend pipe is heated to a temperature higher than Ac ₃ (about 800 to 1200 ° C.) and cooled with water. At this time, in order to ensure good low temperature toughness, the microstructure of the weld metal needs to be a ferrite-based structure. In other words, it is necessary to reduce the amount of upper bainite produced. And this bainite is easy to produce | generate, so that the hardenability of a weld metal is high.
In this respect, the above-described B increases the hardenability of the weld metal even in a small amount and generates bainite, so that the toughness of the bent portion is lowered. Weld metal with a large amount of bainite cannot be expected to recover toughness even after subsequent tempering treatment, so the toughness of the weld metal in the bent part of the bend pipe is already determined at the time of quenching during bending. You can say that you are doing.
[0018]
In addition, the weld metal that has been tempered at 400 ° C. to 650 ° C. without quenching has improved low-temperature toughness as the B content increases.
However, the toughness shows a peak at a certain amount of B, and thereafter deteriorates as the amount of B increases.
[0019]
That is, the above phenomena can be summarized as follows: As-Welded (AW), As-quenched (A-Q), Quench-Tempered (QT), and As-Tempered (AT). In order to ensure good low temperature toughness in weld metals that are subjected to the four heat treatments of A), a certain amount of B is required for AW, and there is an optimum range of B for AT, and B for AQ and QT. The smaller the amount, the better the toughness will be obtained.
In other words, adding B amount so as to ensure the toughness of AW and AT, and limiting the B amount so that the weld metal toughness in AQ, QT and AT is not impaired, the toughness of the bend pipe weld metal is reduced. It is important to secure.
[0020]
Therefore, the inventors examined the addition amount of B together with the addition amount of elements that affect the solid solution B amount in order to find an appropriate amount of B that can provide good weld metal toughness.
As a result, when the amount of N in the weld metal is relatively large, that is, the amount of N and the amounts of Ti and V are expressed by the following equation (1) ′.
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9> 0 --- (1) '
Is satisfied, the B quantity index indicated by [B] / G ′ is limited to the range of 0.20 to 1.00, that is, the following formula (2) ′
0.20 ≦ [B] /G′≦1.00 --- (2) '
However, G ′ = 0.15 [O] +0.9 [N] −0.113 [Al] −0.113 [Ti] −0.03 [V] −8
Moreover, it was found that satisfying the relationship expressed in ppm in [] is extremely effective in improving the low temperature toughness of the weld metal.
[0021]
Here, if the B amount index ([B] / G ′) is smaller than 0.20, the toughness of the weld metal as-welded and after tempering deteriorates. That is, when the total B is small, or the amounts of oxygen and nitrogen are large and Al, Ti, and V are small, the toughness as-welded and after tempering deteriorates.
On the other hand, when [B] / G ′ exceeds 1.00, the hardenability of the weld metal is increased, and thus the toughness as it is quenched and after quenching and tempering deteriorates. Moreover, the toughness after tempering also deteriorates.
[0022]
On the other hand, when the amount of dissolved N in the weld metal is relatively small, that is, the amount of N and the amounts of Ti and V are expressed by the following formula (1).
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9≤0 --- (1)
G ′ satisfies G = 0.15 [O] −0.113 [Al] −0.0345 [Ti] +1.
However, the value in [] can be expressed as ppm. Therefore, the B amount index ([B] / G) can be expressed by the following formula (2)
0.20 ≦ [B] /G≦1.00 --- (2)
It is sufficient to control within the range.
[0023]
In any case, it is important to limit the B amount index represented by [B] / G or [B] / G ′ to a range of 0.20 to 1.00.
FIG. 1 shows the results of examining Charpy absorbed energy at −30 ° C. when the B content index ([B] / G) or [B] / G ′) in the weld metal is variously changed. However, if the B content index is in the range of 0.20 to 1.00, good low temperature toughness is obtained even after any heat treatment of AW, AT, AQ and QT.
The B content index is particularly preferably in the range of 0.30 to 0.80.
[0024]
Next, the appropriate amount of each component described above in the weld metal will be described.
Ti: 30-400 ppm
Ti is not only useful for refining the crystal grains of the weld metal, but also has the effect of fixing N and O in the weld metal. However, if the content is less than 30 ppm, the effect of addition is poor, while 400 ppm. If it exceeds 1, solid solution Ti that does not bond with N or O increases, leading to deterioration of the toughness of the weld metal, so the Ti content is limited to a range of 30 to 400 ppm.
[0025]
V: 20-500 ppm
V has the effect of fixing N in the weld metal, but if the content is less than 20 ppm, the effect of addition is poor. On the other hand, if it exceeds 500 ppm, the solid solution V increases and the toughness of the weld metal deteriorates. Therefore, the amount of V was limited to the range of 20 to 500 ppm.
[0026]
Al: 20-500 ppm
Al has the effect of fixing O in the weld metal, but if the content is less than 20 ppm, the effect of addition is poor, while if it exceeds 500 ppm, the formation of Ti oxide is inhibited and ferrite transformation is promoted. Since the toughness deteriorates as it disappears, the Al content is limited to the range of 20 to 500 ppm.
[0027]
O: 500 ppm or less O exists almost as a non-metal oxide in the weld metal, but when the oxygen content is high, inclusions that act as starting points of fracture increase, and when it exceeds 500 ppm, the toughness of the weld metal increases. Damaged. Therefore, in the present invention, the upper limit of O is set to 500 ppm.
[0028]
N: 80 ppm or less When the N content increases, an island-like structure is formed and the toughness of the weld metal deteriorates. Therefore, in the present invention, the upper limit of N is set to 80 ppm.
[0029]
B: 3-60 ppm
As mentioned above, B effectively contributes to the improvement of toughness as-welded and after tempering heat treatment, but if the content is less than 3 ppm, the effect of addition is poor, while if it exceeds 60 ppm, the hardenability is excessive. Since the toughness is lowered by inducing quenching and quenching and tempering heat treatment to reduce the toughness, B is contained in the range of 3 to 60 ppm.
[0030]
In addition to the above-described components, the appropriate amounts when Ni is contained in the weld metal are as follows.
Ni: 3.0 mass% or less
Ni effectively contributes not only to improving strength but also to low-temperature toughness, but if the content in the weld metal exceeds 3.0 mass%, hot cracking occurs during welding. In this case, the content is 3.0 mass% or less.
[0031]
For other elements, such as C, if the C in the weld metal is less than 0.02 mass%, the strength of the weld metal is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.12 mass%, hot cracking is likely to occur during high-speed welding, and tempering heat treatment is performed. Since carbides sometimes precipitate and the toughness deteriorates, the C content is preferably about 0.02 to 0.12 mass%.
[0032]
In addition, this invention is not only excellent in low temperature toughness, but also targets API standard X-52 or higher with a tensile strength of 455 MPa or higher. To ensure such high strength, Pcm represented by the following formula: Is preferably 0.10 or more in the weld metal.
Pcm = C + Si / 30 + (Cu + Mn + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B
Here, the value of each element is expressed in mass%.
[0033]
The components of the above-mentioned weld metal are determined by the composition of the base material, the welding wire and the welding flux, C, Si, Mn and V are mainly added from the base material and the wire, and B is included in the base material. Rarely added from wire and flux. N is added from the base material and the welding wire, and it is necessary to consider the entrainment from the atmosphere. O is not only strongly influenced by the basicity of the flux, but is also affected by deoxidizing elements such as Al, Ti, Si and Mn in the steel sheet, wire, and flux. In particular, O in the weld metal can be lowered by using a flux having a high basicity.
[0034]
Therefore, hereinafter, the steel sheet as a base material, for Ingredient composition range of welding wire and welding flux will be described. First, the base material component of the steel pipe will be described. In addition, "%" display of each element shall represent mass percentage (mass%).
C: 0.01-0.10%
C needs to be contained in an amount of about 0.01 to 0.10%. This is because if the C content is less than 0.01%, it is difficult to ensure the strength of the weld metal, while if it exceeds 0.10%, the toughness of the weld metal is impaired.
[0035]
Si: 0.05-0.5%
It is difficult to secure strength when Si is too small in the matrix, whereas when too much inhibited diffusion and C, since the toughness of the weld metal and the base metal is deteriorated, Si amount shall be the 0.05% to 0.5% .
[0036]
Mn: 0.5-2.0%
Mn amount can not be secured, the strength of the base material is less than 0.5%, while when it exceeds 2.0% because toughness of the base material is deteriorated, Mn is you 0.5 to 2.0%.
[0037]
Ti: 0.005 to 0.09%
Ti is an element useful for improving the strength and toughness of the base metal. However, if the content is less than 0.005%, the effect of addition is poor, while if it exceeds 0.09%, the amount of Ti in the weld metal increases. since toughness of the weld metal is degraded by, Ti amount shall be the .005 to 0.09%.
[0038]
Nb: 0.003 to 0.08%, V: 0.003 to 0.08%
Nb, respectively V is an element necessary for securing strength of the base material, so whereas precipitates as a carbide to degrade the toughness of the weld metal at shall be the respective .003 to .08%.
[0039]
Al: 0.008 to 0.06%
If the amount of Al is too small, the deoxidation of the base metal will be insufficient and the toughness will deteriorate, while if it exceeds 0.06%, the amount of Al in the weld metal will increase and the toughness of the weld metal will be impaired. It shall be the 0.008 to 0.06%.
[0040]
N: If the N content of 0.007% or less base material is more than 0.007% increases the amount of N in the weld metal, since deterioration of the toughness is concerned, the amount of N is that to suppress the 0.007% or less.
[0041]
Having described the basic components of the steel pipe base material, other, Ru is contained at least one selected from among the following elements.
Mo: 0.5% or less, Ni: 5.0% or less, Cu: 1.0% or less, Cr: 0.5% or less
Mo suppresses coarse grain boundary ferrite and improves the toughness of the weld metal as it is welded, but on the other hand, it suppresses pearlite transformation and produces bainite, so it is added in excess of 0.5%. Then, the toughness after AQ treatment and QT treatment deteriorates, so the Mo content of the base material is preferably 0.5% or less. Ni effectively contributes to increasing the low-temperature toughness and strength of the base material, but addition of over 5.0% is uneconomical, so Ni is preferably 5.0% or less. Cu is an element effective for increasing the strength of the base material, but if it exceeds 1.0%, the toughness deteriorates, so the amount of Cu is preferably 1.0% or less. Cr enhances the hardenability of the base metal and contributes effectively to the improvement of strength, but if added over 0.5%, the toughness after AQ treatment and QT treatment deteriorates, so the Cr amount is 0.5% or less. It is preferable to do.
[0042]
P and S are preferably segregated at the solidification interface, promote hot cracking of the weld metal, and deteriorate toughness.
[0043]
The preferred composition of the wire is as follows.
The welding performed in the present invention often uses a plurality of welding wires, but the wire composition when such a plurality of welding wires are used is the average composition thereof.
C: 0.01-0.10%
If the amount of C in the wire is less than 0.01%, the amount of CO gas generated during welding decreases, the amount of N in the weld metal increases, leading to toughness deterioration. On the other hand, if it exceeds 0.10%, the weld metal has a high temperature. Since cracking is likely to occur and weld metal toughness after tempering and quenching-tempering deteriorates, the C content is preferably about 0.01 to 0.10%.
[0044]
Ti: 0.3% or less, Al: 0.3% or less If the amount of Ti and Al in the wire is higher than 0.3%, respectively, the amount of Al and Ti remaining in the weld metal becomes too much and the toughness deteriorates. % Or less is preferable .
[0045]
B: 0.03% or less If the amount of B in the wire exceeds 0.03%, hot cracking is likely to occur during welding, and the toughness of the weld metal is impaired. Therefore, the amount of B is preferably 0.03% or less.
[0046]
N: 0.008% or less Since the N amount in the weld metal becomes too high and the toughness is impaired when the N amount in the wire exceeds 0.008%, the N amount is preferably 0.008% or less. .
In addition, various elements contained in a welding wire usually used for low alloy steel welding as shown in JIS Z 3351 can be contained.
[0047]
Next, the preferred flux composition will be described.
If the basicity of the flux is too low, the amount of oxygen in the weld metal increases and the toughness is impaired. Therefore, it is preferable to use a basic flux. However, if the basicity is too high, the viscosity increases, and it is easy to generate a flawed weld defect. Therefore, it is prohibited to increase the basicity excessively.
Therefore, in the present invention, it is preferable to use a flux having a BL shown by the following formula of 2.5 or less.
BL = 6.05 [CaO] Tasu6.05 [CaF _2] + 4.0 [MgO] + 4.8 [MnO] + 3.4 [FeO] -6.31 [SiO _2] -4.97 [TiO _2] - 0.2 [A1 ₂ O _3]
However, in [], the more preferable range of mol fraction display BL is 0.2 to 2.5, and as the flux, the melt type flux is not only excellent in high-speed weldability, but also has a high bulk density, and the flux is gas. It is more advantageous in that it can be easily fed by pressure.
[0048]
【Example】
As the base metal plate of the pipe, the composition of the components shown in Table 1 is 0.05% C-0.1% Si-1.8% Mn-0.25% Mo X80 grade pipe material and 0.05% C-0.3% Si-1.2% Mn X52. Two types of grade pipe material were used. The plate thickness is 25.4mm.
These pipe materials were formed into an O shape by UOE, and then one-layer welding was performed on each of the inner and outer surfaces by four-electrode submerged arc welding. The welding heat input was 60 kJ / cm for both the inner and outer surfaces.
Moreover, as a welding wire used for said submerged arc welding, the wire which becomes a component composition shown in Table 2 was used, and the component composition of the weld metal was changed by combining various wires used for each electrode. All of these welding wires are commonly used for welding UOE steel pipes. The wire diameter was 4.0 mm for all. Further, Table 3 also shows the combinations of the wires used and the average composition when they are used.
For welding, four-electrode submerged arc welding is used, and the first electrode (first lead electrode), second electrode, third electrode, and fourth electrode (last row electrode) in the order of wires I, II, III, and IV. Using.
Furthermore, as the flux, the SiO ₂ —CaO—CaF ₂ —MgO series high basic flux (X) and the SiO ₂ —CaO—CaF ₂ —BaO series flux (Y) having the composition shown in Table 3 are used. Used to adjust the oxygen content in the weld metal.
[0049]
The chemical composition of the weld metal thus obtained is shown in Table 4, and the Pcm, a value (index of (1) or (1) 'formula), G or G' value and B amount index of each weld metal. Table 5 shows ([B] / G or [B] / G ').
Nos. 1-7 are invention examples, while Nos. 8-11 are comparative examples.
As for the heat treatment conditions given to the weld metal, the maximum heating temperature for the quenching treatment is 900 to 1100 ° C., the cooling rate to 500 ° C. is 10 to 20 ° C./s, and the tempering treatment is 450 to The temperature was set to 650 ° C. for 60 minutes.
Table 6 shows the results of examining the low temperature toughness and hardness of the weld metal after each heat treatment of AW, AT, AQ and QT. For No. 11, hot cracking occurred during welding, so the low temperature toughness and hardness could not be examined.
[0050]
[Table 1]

[0051]
[Table 2]

[0052]
[Table 3]

[0053]
[Table 4]

[0054]
[Table 5]

[0055]
[Table 6]

[0056]
As shown in Table 6, all of the inventive examples in which the composition of the weld metal satisfies the appropriate range of the present invention have good low temperature toughness even after all heat treatments of AW, AT, AQ and QT. .
On the other hand, No. 8 and No. 9 had a B content index smaller than 0.20 and decreased the toughness of AW and AT. In No. 10, the B content index was larger than 1.0, and the toughness after AQ and QT decreased.
[0057]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, it is possible to obtain a weld metal having excellent low-temperature toughness and high strength not only after AW and AT, but also after AQ and QT, in a raw pipe for high-strength welded bend steel pipe. The industrial value was extremely great.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows the results of investigation on Charpy absorbed energy at −30 ° C. when the B content index ([B] / G) or [B] / G ′) in the weld metal is variously changed. FIG.

Claims

The steel pipe base material is C: 0.01-0.10%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.5-2.0%, Ti: 0.005-0.09%, Nb: 0.003-0.08%, V: 0.003-0.08% in mass percentage Al: 0.008 to 0.06% and N: 0.007% or less, and Mo: 0.5% or less, Ni: 5.0% or less, Cu: 1.0% or less, and Cr: 0.5% or less, A high-strength steel pipe in which one or both of the inner and outer surfaces of the steel pipe composed of the remaining Fe and inevitable impurities are joined by one-pass welding, and in the weld metal components, particularly Ti, V, Al, O, N And B satisfies the following component composition range and the relationship of the formulas (1) and (2), and is a base pipe for a high-strength welded bend steel pipe excellent in weld joint toughness.
Record
Ti: 30-400 ppm
V: 20-500 ppm,
Al: 20-500 ppm
O: 500 ppm or less,
N: 80 ppm or less and B: 3-60 ppm
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9≤0 --- (1)
0.20 ≦ [B] /G≦1.00 --- (2)
However, G = 0.15 [O] −0.113 [Al] −0.0345 [Ti] +1
In addition, [] shows ppm.

The steel pipe base material is C: 0.01-0.10%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.5-2.0%, Ti: 0.005-0.09%, Nb: 0.003-0.08%, V: 0.003-0.08% in mass percentage Al: 0.008 to 0.06% and N: 0.007% or less, and Mo: 0.5% or less, Ni: 5.0% or less, Cu: 1.0% or less, and Cr: 0.5% or less, A high-strength steel pipe in which one or both of the inner and outer surfaces of the steel pipe composed of the remaining Fe and inevitable impurities are joined by one-pass welding, and in the weld metal components, particularly Ti, V, Al, O, N And B satisfies the following component composition range and the relationship of the formulas (1) ′ and (2) ′: A base pipe for a high-strength welded bend steel pipe excellent in weld joint toughness.
Record
Ti: 30-400 ppm
V: 20-500 ppm,
Al: 20-500 ppm
O: 500 ppm or less,
N: 80 ppm or less and B: 3-60 ppm
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9> 0 --- (1) '
0.20 ≦ [B] /G′≦1.00 --- (2) '
However, G ′ = 0.15 [O] +0.9 [N] −0.113 [Al] −0.113 [Ti] −0.03 [V] −8
In addition, [] shows ppm.

3. The element pipe for high-strength welded bend steel pipe excellent in weld zone toughness, characterized in that the Ni content in the weld metal is 3.0% or less in mass percentage.

In mass percentage C: 0.01-0.10%,
Si: 0.05 to 0.5%,
Mn: 0.5-2.0%,
Ti: 0.005 to 0.09%,
Nb: 0.003 to 0.08%,
V: 0.003 to 0.08%,
Al: 0.008 to 0.06% and N: 0.007% or less, and
Mo: 0.5% or less,
Ni: 5.0% or less,
Cu: 1.0% or less and
Cr: A high-strength steel plate containing at least one selected from 0.5% or less , the balance being Fe and inevitable impurities , formed into an O shape, and then submerged arc welding to either one of the inner or outer surfaces of the steel pipe When joining each outer surface by one-pass welding,
As a welding flux, BL represented by the following formula is BL = 6.05 [CaO] +6.05 [CaF ₂ ] +4.0 [MgO] +4.8 [MnO] +3.4 [FeO]
−6.31 [SiO ₂ ] −4.97 [TiO ₂ ] − 0.2 [A1 ₂ O ₃ ]
However, [] is mol fraction display
As a welding wire using a flux of 2.5 or less, C: 0.01 to 0.10% by mass percentage,
Ti: 0.3% or less,
Al: 0.3% or less,
By using a low alloy steel welding wire having a composition (average composition) containing B: 0.03% or less and N: 0.008% or less, particularly in Ti, V, Al, O, N and B Is adjusted to a range satisfying the following component composition range and the relationship of the formulas (1) and (2), a method for producing a raw pipe for a high-strength welded bend steel pipe excellent in weld joint toughness.
Record
Ti: 30-400 ppm
V: 20-500 ppm,
Al: 20-500 ppm
O: 500 ppm or less,
N: 80 ppm or less and B: 3-60 ppm
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9≤0 --- (1)
0.20 ≦ [B] /G≦1.00 --- (2)
However, G = 0.15 [O] −0.113 [Al] −0.0345 [Ti] +1
In addition, [] shows ppm.

In mass percentage C: 0.01-0.10%,
Si: 0.05 to 0.5%,
Mn: 0.5-2.0%,
Ti: 0.005 to 0.09%,
Nb: 0.003 to 0.08%,
V: 0.003 to 0.08%,
Al: 0.008 to 0.06% and N: 0.007% or less, and
Mo: 0.5% or less,
Ni: 5.0% or less,
Cu: 1.0% or less and
Cr: A high-strength steel plate containing at least one selected from 0.5% or less , the balance being Fe and inevitable impurities , formed into an O shape, and then submerged arc welding to either one of the inner or outer surfaces of the steel pipe When joining each outer surface by one-pass welding,
As a welding flux, BL represented by the following formula is BL = 6.05 [CaO] +6.05 [CaF ₂ ] +4.0 [MgO] +4.8 [MnO] +3.4 [FeO]
−6.31 [SiO ₂ ] −4.97 [TiO ₂ ] − 0.2 [A1 ₂ O ₃ ]
However, [] is mol fraction display
As a welding wire using a flux of 2.5 or less, C: 0.01 to 0.10% by mass percentage,
Ti: 0.3% or less,
Al: 0.3% or less,
By using a low alloy steel welding wire having a composition (average composition) containing B: 0.03% or less and N: 0.008% or less, particularly in Ti, V, Al, O, N and B The production of a raw pipe for high-strength welded bend steel pipe with excellent weld toughness, characterized in that the following compositional composition range and a range satisfying the relationship of the formulas (1) 'and (2)' are satisfied: Method.
Record
Ti: 30-400 ppm
V: 20-500 ppm,
Al: 20-500 ppm
O: 500 ppm or less,
N: 80 ppm or less and B: 3-60 ppm
[N] -0.087 [Ti] -0.03 [V] -9> 0 --- (1) '
0.20 ≦ [B] /G′≦1.00 --- (2) '
However, G ′ = 0.15 [O] +0.9 [N] −0.113 [Al] −0.113 [Ti]
-0.03 [V] -8
In addition, [] shows ppm.

6. The method for producing a raw pipe for a high-strength welded bend steel pipe according to claim 4 or 5, wherein the Ni content in the weld metal is 3.0% or less in terms of mass percentage.