JP6201803B2 - Submerged arc welds with excellent low temperature toughness - Google Patents
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Description
本発明は、X60〜X80級の板厚が20mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するUO鋼管の低温靱性に優れたシーム溶接部に関するものである。 In the present invention, a butt surface that has been subjected to groove processing in advance by forming a steel plate having a thickness of X60 to X80 grade having a thickness of 20 mm or more into a cylindrical shape, and from the inner surface to the outer surface and further from the outer surface by multi-electrode submerged arc welding. The present invention relates to a seam welded portion excellent in low-temperature toughness of a UO steel pipe manufactured by welding by two-layer welding.
近年、極寒冷地でのエネルギー源の開発の進行に伴い、ラインパイプ用UO鋼管には、極寒冷地でも耐え得る低温靱性が要求されている。最近では、−60℃での低温靱性が要求されている。これに伴い、ラインパイプ用UO鋼管のシーム溶接部にも、母材と同様の、極寒冷地でも耐え得る低温靱性が要求される。さらに、耐座屈性能の確保から、鋼管の厚肉化の要望もある。 In recent years, with the development of energy sources in extremely cold regions, UO steel pipes for line pipes are required to have low temperature toughness that can withstand even in extremely cold regions. Recently, low temperature toughness at −60 ° C. has been required. Along with this, the seam welded portion of the UO steel pipe for line pipes is also required to have low temperature toughness that can withstand even in extremely cold regions, similar to the base material. In addition, there is a demand for thickening the steel pipe to ensure buckling resistance.
UO鋼管のシーム溶接には、一般に、生産性と品質の観点から複数の電極を用いた、多電極サブマージアーク溶接が用いられる。シーム溶接部は、大きく、溶接金属、溶融線、及び、溶接熱影響部(HAZ)からなる。HAZにおいては、溶接入熱により母材の組織が変質及び/又は粗大化し、多くの場合は靱性が低下する。特に、厚肉鋼管になると入熱も相対的に大きくなり、HAZ靱性に対しては不利に作用する。 In general, multi-electrode submerged arc welding using a plurality of electrodes from the viewpoint of productivity and quality is used for seam welding of a UO steel pipe. The seam welded portion is largely composed of a weld metal, a melt wire, and a weld heat affected zone (HAZ). In HAZ, the structure of the base material is altered and / or coarsened by welding heat input, and in many cases, the toughness is lowered. In particular, a thick-walled steel pipe has a relatively large heat input, which adversely affects HAZ toughness.
例えば、板厚方向に、溶融線と交差してノッチ等の疵が板表面から入り、ノッチを起点として亀裂が進展する場合を想定する。その場合、溶融線近傍のHAZ部の靱性が低いと、そこを亀裂が伝播し、溶接ビードに沿って破壊が進展することが想定される。そのため、特に、鋼管の外表面側におけるHAZ部の靱性は、使用上の安全性を確保する上で重要である。 For example, a case is assumed in which a flaw such as a notch enters from the surface of the plate crossing the melting line in the thickness direction and a crack progresses starting from the notch. In that case, if the toughness of the HAZ part in the vicinity of the melting line is low, it is assumed that cracks propagate there and breakage progresses along the weld bead. Therefore, in particular, the toughness of the HAZ part on the outer surface side of the steel pipe is important for ensuring safety in use.
ここでいうHAZ部とは、溶接金属、溶融線、及び、HAZを含んだHAZを中心とする溶融線近傍を意味する。HAZの靱性は、加熱される最高温度により変化する。実際の溶接部において、HAZ組織は、溶融線から母材原質部まで連続的に変化するので、最も靱性の低いHAZ組織は、溶接部の一部である。 Here, the HAZ part means a weld metal, a melt line, and the vicinity of the melt line centered on the HAZ including the HAZ. The toughness of HAZ varies with the highest temperature heated. In an actual weld, the HAZ structure changes continuously from the melt line to the base metal base, so the HAZ structure with the lowest toughness is part of the weld.
そのため、HAZそのものの靱性でなく、溶融線近傍の全体的な種々の特性の混合体としても検討する必要があるため、本発明では、個々のHAZと区別してHAZ部という。 Therefore, since it is necessary to study not only the toughness of HAZ itself but also a mixture of various characteristics in the vicinity of the melting line, in the present invention, the HAZ part is distinguished from individual HAZs.
このように、UO鋼管のシーム溶接部においては、HAZ部の低温靱性の改善が一つの課題であり、これまで、冶金的側面及びプロセス的側面から改善手法が数多く提案されている。 Thus, in the seam welded part of UO steel pipe, improvement of the low temperature toughness of the HAZ part is one problem, and many improvement methods have been proposed so far from the metallurgical side and the process side.
特許文献1には、内面及び外面の溶接を、それぞれ1層行う通常の溶接に対して、外面を2層溶接する方法が提案されている。即ち、溶接を低入熱化することで、HAZ部の靱性低下を抑制しようとする方法である。
この方法では、多層溶接によるスラグ残りを防ぐために、ビード形状やスラグ剥離の良好なフラックスの使用、又は、2段開先等を活用して生産性を確保しているが、いずれにしても溶接回数の増加や加工の複雑化による生産コストの増大は避けられない。 In this method, in order to prevent slag residue due to multilayer welding, productivity is ensured by using a bead shape and flux with good slag peeling, or utilizing a two-step groove, but in any case, the number of welding times An increase in production cost due to an increase in processing complexity is inevitable.
特許文献2には、溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板の製造方法が提案されている。この製造方法では、鋼板が実質的にAlを含有せず、Ti及びMgで微細酸化物を形成し、HAZ組織の粗大化を防止している。
しかし、鋼板の成分組成が規定されているため、鋼板に要求される強度、靱性、耐食性、又は、製造性が制限されることになる。また、極低Al鋼板であるので、他の脱酸元素を使用することになり、製造コストが高くなるという問題もある。 However, since the component composition of the steel sheet is defined, the strength, toughness, corrosion resistance, or manufacturability required for the steel sheet is limited. Moreover, since it is a very low Al steel plate, another deoxidation element will be used and there also exists a problem that manufacturing cost becomes high.
特許文献3には、内外面の各1層でシーム溶接を完了する、厚さ25mm以上のUO鋼管を想定して、溶融線の傾斜、及び、後続溶接(Final側)の溶融線近傍のHAZの粒径を規定して、HAZ部の靱性を改善する方法が提案されている。しかし、この方法では、単純に溶融線を寝かすと、溶込みが浅くなるという問題がある。
In
UO鋼管等の内外面2層溶接では、内面溶接金属と外面溶接金属が接触しないと欠陥に繋がるので、この接触を確保する必要がある。そのためには、適切な溶込み深さが必要である。溶融線を寝かせて、かつ、溶込みを深くするためには、溶接金属の断面積そのものを広くする必要があるが、その場合は、入熱が増加し、溶接熱影響部の靱性が低下する可能性がある。また、粒径を規定するためには、母材の成分組成を規定する必要があり、母材設計の自由度が低くなるという欠点もある。 In inner / outer surface two-layer welding of a UO steel pipe or the like, if the inner surface weld metal and the outer surface weld metal do not come into contact with each other, a defect is caused. For this purpose, an appropriate penetration depth is required. In order to lay the melting line and deepen the penetration, it is necessary to widen the cross-sectional area of the weld metal itself, but in this case, the heat input increases and the toughness of the heat affected zone decreases. there is a possibility. In addition, in order to define the particle size, it is necessary to define the component composition of the base material, and there is a drawback that the degree of freedom in base material design is reduced.
本発明は、従来技術の現状に鑑み、X60〜X80級の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による2層溶接により溶接して製造する、極寒冷地で使用のラインパイプ用UO鋼管のシーム溶接部の低温靱性を高めることを課題とし。該課題を解決する、HAZ部の低温靱性に優れたシーム溶接部を提供することを目的とする。 In view of the current state of the art, the present invention forms X60 to X80 grade steel sheets into a cylindrical shape and applies a grooving process in advance from the inner surface and further from the outer surface by multi-electrode submerged arc welding. The aim is to increase the low-temperature toughness of seam welds of UO steel pipes for line pipes manufactured by welding in two-layer welding. An object of the present invention is to provide a seam welded part that solves the problem and has excellent low-temperature toughness of the HAZ part.
本発明者らは、母材を中心とする改善は、母材設計の自由度を阻害するので、溶接部の形状と亀裂の進展経路の観点から、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、本発明者らは、多電極サブマージアーク溶接部の形状に注目し、溶融線の傾斜を最適化し、かつ、溶接金属の靭性を規定すれば、溶接熱影響部の靱性を改善できることを見いだした。 Since the improvement centering on a base material inhibits the freedom degree of base material design, the present inventors earnestly examined about the method of solving the said subject from a viewpoint of the shape of a welding part, and the propagation path of a crack. As a result, the inventors focused on the shape of the multi-electrode submerged arc weld, optimizing the slope of the melt line, and specifying the toughness of the weld metal, it is possible to improve the toughness of the weld heat affected zone. I found it.
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。 This invention was made | formed based on the said knowledge, and the summary is as follows.
(1)X60〜X80級の板厚が20mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するUO鋼管の溶接部において、
(i-1)後続溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上で、かつ、
(ii)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
(1) A steel plate having a thickness of 20 mm or more of X60 to X80 grade is formed into a cylindrical shape, and a butt face that has been grooved in advance is formed by one layer from the inner surface and one layer from the outer surface by multi-electrode submerged arc welding. In the welded part of UO steel pipe manufactured by welding by layer welding,
(I-1) The angle formed by the tangent line of the melt line at a
(Ii) A submerged arc excellent in low-temperature toughness, characterized in that the toughness at the center of the weld metal at a
(2)X60〜X80級の板厚が20mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するUO鋼管の溶接部において、
(i-2)先行溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上で、かつ、
(ii)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
(2) X60 to X80 grade steel plates having a thickness of 20 mm or more are formed into a cylindrical shape, and the butt surfaces that have been grooved in advance are formed by multi-electrode submerged arc welding, one layer from the inner surface and one layer from the outer surface. In the welded part of UO steel pipe manufactured by welding by layer welding,
(I-2) The angle formed by the tangent of the melt line at a
(Ii) A submerged arc excellent in low-temperature toughness, characterized in that the toughness at the center of the weld metal at a
(3)X60〜X80級の板厚が20mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するUO鋼管の溶接部において、
(i)先行溶接部及び後続溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上で、かつ、
(ii)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
(3) X60 to X80 grade steel plates with a thickness of 20 mm or more are formed into a cylindrical shape, and the butt surfaces that have been grooved in advance are subjected to multi-electrode submerged arc welding, one layer from the inner surface and one layer from the outer surface. In the welded part of UO steel pipe manufactured by welding by layer welding,
(I) The angle formed by the tangent of the melt line at a
(Ii) A submerged arc excellent in low-temperature toughness, characterized in that the toughness at the center of the weld metal at a
(4)前記溶接金属の化学組成が、質量%で
C :0.03%以上、0.12%以下、
Si:0.05%以上、0.50%以下、
Mn:0.80%以上、2.20%以下、
P :0.015%以下、
S :0.010%以下、
Cu:1.00%以下、
Nb:0.050%以下、
V :0.020%以下、
O :0.015%以上、0.045%以下、
N :0.0080%以下、
Al:0.003%以上、0.035%以下、
Ti:0.005%以上、0.030%以下、
B :0.0004%以上、0.0040%以下、
かつ、必要に応じて
Ni:2.0%以下、
Cr:1.5%以下、
Mo:1.0%以下の一種又は二種以上、
残部:Fe及び不可避的不純物からなり、さらに、
下記式(1)で定義するPCMが0.120以上、0.300以下であり、
下記式(2)で算出するα’が、−10以上、30以下である
ことを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20
+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B] ・・・(1)
[A]は、元素Aの質量%
α’=(1.5×([O]−0.89×[Al])+3.4×[N]−[Ti])
×1000 ・・・(2)
[A]は、元素Aの質量%
(4) The chemical composition of the weld metal is, in mass%, C: 0.03% or more, 0.12% or less,
Si: 0.05% or more, 0.50% or less,
Mn: 0.80% or more, 2.20% or less,
P: 0.015% or less,
S: 0.010% or less,
Cu: 1.00% or less,
Nb: 0.050% or less,
V: 0.020% or less,
O: 0.015% or more, 0.045% or less,
N: 0.0080% or less,
Al: 0.003% or more, 0.035% or less,
Ti: 0.005% or more, 0.030% or less,
B: 0.0004% or more, 0.0040% or less,
And if necessary, Ni: 2.0% or less,
Cr: 1.5% or less,
Mo: one or more of 1.0% or less,
The balance: Fe and unavoidable impurities,
PCM defined by the following formula (1) is 0.120 or more and 0.300 or less,
The submerged arc weld zone excellent in low temperature toughness according to any one of
Pcm = [C] + [Si] / 30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr]) / 20
+ [Ni] / 60 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B] (1)
[A] is the mass% of element A
α ′ = (1.5 × ([O] −0.89 × [Al]) + 3.4 × [N] − [Ti])
× 1000 (2)
[A] is the mass% of element A
本発明によれば、X60〜X80級の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造する、極寒冷地で使用のラインパイプ用UO鋼管のシーム溶接部として、低温靱性に優れたシーム溶接部を提供することができる。 According to the present invention, X60 to X80 grade steel plates are formed into a cylindrical shape, and a butt surface subjected to groove processing in advance is formed by multi-electrode submerged arc welding, by one-layer welding from the inner surface and one layer from the outer surface. A seam welded portion excellent in low-temperature toughness can be provided as a seam welded portion of a UO steel pipe for a line pipe that is manufactured by welding in a cold region.
本発明者らは、HAZ部の靭性を改善するため、溶接ビード形状と2mmVノッチシャルピー衝撃試験(以下、単に「衝撃試験」という。)の結果との関係を検討した。その結果、溶融線の傾きが、HAZ部の靭性に影響を及ぼすことを見いだした。 In order to improve the toughness of the HAZ part, the present inventors examined the relationship between the weld bead shape and the result of a 2 mmV notch Charpy impact test (hereinafter simply referred to as “impact test”). As a result, it was found that the inclination of the melting line affects the toughness of the HAZ part.
さらに、溶融線の傾きとHAZ部の靭性の関係について詳細に検討した。HAZ部の靭性を把握するために、衝撃試験片のノッチの中央部に、最も靭性が低いと考えられる溶融線直近のHAZ粗粒域が位置するように、さらに、ノッチ底に溶接金属が50%、HAZが50%と均等に配分されるように試験片を加工し、この試験片に係る衝撃試験の結果を、HAZ部の靭性の代表値とした。 Furthermore, the relationship between the inclination of the melting line and the toughness of the HAZ part was examined in detail. In order to grasp the toughness of the HAZ part, 50 mm of weld metal is further provided at the bottom of the notch so that the HAZ coarse grain region closest to the melting line, which is considered to have the lowest toughness, is located at the center part of the notch of the impact test piece. %, HAZ was processed so that 50% was evenly distributed, and the result of the impact test related to this test piece was taken as the representative value of the toughness of the HAZ part.
このように試験片を作製して衝撃試験を行なえば、ノッチ底には、最も靭性の低い粗粒HAZが、最も条件的に厳しいノッチ中央部に位置するので、HAZ部の靭性を適確に評価することができる。 When an impact test is performed by preparing a test piece in this manner, the coarse HAZ with the lowest toughness is located at the notch bottom in the center of the notch that is the most severe in the notch, so that the HAZ part has an appropriate toughness. Can be evaluated.
ここでの検討、及び、後の実施例では、50%溶融線、50%HAZを含むノッチを加工した試験片に係る衝撃試験の結果を、HAZ部の吸収エネルギーを表すものとして、HAZ部の靭性とする。 In the examination here and later examples, the result of the impact test on the test piece processed with a notch containing 50% melt line and 50% HAZ is expressed as the absorbed energy of the HAZ part. Toughness.
実際に、一般的に行われているHAZの衝撃試験での試験片には、HAZにおける種々の組織や溶融線を含む試験片があり、種々の組織や溶融線を含むHAZの靭性を評価することになる。本発明では、HAZそのものの靭性をHAZ靭性という。 Actually, test pieces in a HAZ impact test that are generally performed include test pieces including various structures and melt lines in the HAZ, and the toughness of the HAZ including various structures and melt lines is evaluated. It will be. In the present invention, the toughness of HAZ itself is called HAZ toughness.
ここで、図1に、HAZ部の衝撃試験片の採取要領を示す。図1に示すように、鋼板1の溶接部2(溶接金属3+HAZ部4)において、衝撃試験片(以下、単に「試験片」ということがある。)6を、試験片6に形成するノッチ5と溶融線7が傾斜角度(以下単に「角度」ということがある。)θをなすように、また、鋼板表面から7mmの位置がノッチ5の中央5aに位置するように採取する。
Here, FIG. 1 shows a collecting procedure of the impact test piece of the HAZ part. As shown in FIG. 1, in a welded portion 2 (welded
鋼板表面から7mmの位置は、通常のUO鋼管のシーム溶接部の靱性を評価するために試験片を採取する位置あるので、鋼板表面から7mmの位置が、ノッチ5の中央5aに位置するように試験片6を採取する。
The
実際の溶融線は湾曲しているので、溶融線7とノッチ5の角度θは、溶融線7が試験片6の中心線と交差する位置での溶融線7の接線とノッチ5のなす角度を、溶融線7の傾斜角度θとする。本発明者らは、角度θを変えて試験片6を採取して衝撃試験を行い、角度θと吸収エネルギーの関係を調査する。
Since the actual melting line is curved, the angle θ between the
調査に際しては、表1に化学組成を示す母材Aとワイヤa、b、cと、表2に化学組成を示すフラックスFXを用いて、板厚30mmの鋼板に開先を形成し、該開先に溶接部を形成した(図1、参照)。 In the investigation, a groove was formed on a steel plate having a thickness of 30 mm using a base material A and wires a, b, and c shown in Table 1 and a flux FX showing a chemical composition in Table 2, and the opening was formed. A weld was formed first (see FIG. 1).
図2に、板厚30mmの鋼板に形成した開先を示す。開先は、深さ12mm、開き角度60°の片側V開先である。溶接は、4電極のサブマージアーク溶接で行った。表3に、溶接条件を示す。 FIG. 2 shows a groove formed on a steel plate having a thickness of 30 mm. The groove is a one-side V groove having a depth of 12 mm and an opening angle of 60 °. Welding was performed by 4-merged submerged arc welding. Table 3 shows the welding conditions.
表4に、ワイヤの組合せを変えて形成した溶接金属の引張強度(MPa)と、−60℃の衝撃吸収エネルギー(J)を示す。 Table 4 shows the tensile strength (MPa) and the shock absorption energy (J) at −60 ° C. of the weld metal formed by changing the combination of wires.
図3に、溶接金属の衝撃試験片の採取要領を示す。試験片6に形成するノッチ5の中央5aが、鋼板表面から7mmの位置に位置するように、溶接金属3の中央部から衝撃試験片を採取した。衝撃試験片は、溶接金属毎に3本採取した。
FIG. 3 shows a procedure for collecting a weld metal impact test piece. The impact test piece was sampled from the center of the
ワイヤの組合せを変えることにより、溶接金属の−60℃の衝撃吸収エネルギーは、3点平均で、38Jから144Jまで値が得られている。 By changing the combination of the wires, the shock absorption energy at −60 ° C. of the weld metal has an average of 3 points, and a value from 38 J to 144 J is obtained.
このような靱性を有する溶接部から、図1に示す試験片採取要領で、θを変えて衝撃試験片を採取し、−60℃で衝撃試験を実施し、HAZ部の靱性(吸収エネルギー)に及ぼすθの影響を調査した。その結果を、図4〜7に示す。 From the welded part having such toughness, in the test piece collection procedure shown in FIG. 1, the impact test piece is collected by changing θ, and the impact test is performed at −60 ° C., and the toughness (absorbed energy) of the HAZ part is obtained. The effect of θ was investigated. The results are shown in FIGS.
図4〜6に示すように、θが約15°以上で吸収エネルギーが改善されている。しかし、図7に示すように、−60℃の平均吸収エネルギーが38Jと靱性が低い溶接金属wの場合は、吸収エネルギーの改善が見られない。 As shown in FIGS. 4 to 6, the absorbed energy is improved when θ is about 15 ° or more. However, as shown in FIG. 7, in the case of the weld metal w having a low toughness with an average absorbed energy at −60 ° C. of 38 J, no improvement in the absorbed energy is observed.
そこで、本発明者らは、吸収エネルギーに対する溶接金属の靱性の影響について調査した。表4に示す4種類のワイヤとフラックスの組合せと、幾つかの化学組成の異なる母材で溶接部を形成し、溶接金属、HAZ部、及び、HAZの靱性を測定した。 Therefore, the present inventors investigated the influence of the toughness of the weld metal on the absorbed energy. A welded part was formed with a combination of four types of wires and flux shown in Table 4 and several base materials having different chemical compositions, and the toughness of the weld metal, HAZ part, and HAZ was measured.
溶接金属の靱性は、図3に示す試験片採取要領で採取した衝撃試験片を用いて測定した。HAZ部の靱性は、図1に示す試験片採取要領で、θが15°になるように採取した衝撃試験片を用いて測定した。HAZの靱性は、図8に示すように、HAZが最も粗大化する溶融線近傍を狙い、溶融線から0.5mm離れたHAZにノッチを加工した衝撃試験片を用いて測定した。 The toughness of the weld metal was measured using an impact test piece collected in the test piece collection procedure shown in FIG. The toughness of the HAZ part was measured by using an impact test specimen collected so that θ was 15 ° in the specimen collection procedure shown in FIG. As shown in FIG. 8, the toughness of the HAZ was measured using an impact test piece in which a notch was machined in the HAZ 0.5 mm away from the melt line, aiming at the vicinity of the melt line where the HAZ was most coarsened.
図8に示すように、衝撃試験片の中心線と溶融線の交点における溶融線の接線と平行に、溶融線から0.5mmHAZ側に、ノッチの中央が鋼板表面から7mmの位置に位置するように、ノッチを加工した。以下、溶融線から0.5mmHAZ側の位置を0.5mmHAZという。
As shown in FIG. 8, parallel to the tangent line of the melt line at the intersection of the center line of the impact test piece and the melt line, so that the center of the notch is located at a
衝撃試験は、−60℃で3回、繰り返して実施し、各回の値と平均値を求めた。 The impact test was repeated 3 times at −60 ° C., and the value and average value were obtained each time.
図9に、溶接金属吸収エネルーと0.5mmHAZ吸収エネルギーの比と、HAZ部の吸収エネルギーとの関係を示す。図9においては、溶接金属の吸収エネルギーの平均値をHAZの吸収エネルギーの平均値で除した値を横軸にとり、横軸の溶接金属とHAZの組合せにおけるHAZ部の吸収エネルギーの各値を縦軸にして整理した。 FIG. 9 shows the relationship between the ratio between the weld metal absorption energy and the 0.5 mm HAZ absorption energy and the absorption energy of the HAZ part. In FIG. 9, the value obtained by dividing the average value of the absorbed energy of the weld metal by the average value of the absorbed energy of the HAZ is taken on the horizontal axis, and each value of the absorbed energy of the HAZ part in the combination of the weld metal and the HAZ on the horizontal axis is shown in the vertical axis. Organized with axes.
図9から、−60℃のHAZ部に要求される吸収エネルギーの基準を50Jとすると、溶接金属の吸収エネルギーの平均値をHAZの吸収エネルギーの平均値で除した値が2.0以上であれば、HAZ部の靱性が50Jを上回ることができることが解る。 From FIG. 9, if the reference of the absorbed energy required for the HAZ part at −60 ° C. is 50 J, the value obtained by dividing the average value of the absorbed energy of the weld metal by the average value of the absorbed energy of HAZ is 2.0 or more. It can be seen that the toughness of the HAZ part can exceed 50J.
以上の調査結果から、溶接金属の靱性がHAZの靱性の2.0倍以上であれば、溶融線とノッチのなす角度が15°以上で、HAZ部の靱性が改善されることが判明した。 From the above investigation results, it was found that if the toughness of the weld metal is 2.0 times or more of the toughness of HAZ, the angle between the melt line and the notch is 15 ° or more, and the toughness of the HAZ part is improved.
本発明の低温靱性に優れたサブマージアーク溶接部(以下「本発明溶接部」ということがある。)は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。 The submerged arc weld zone excellent in low temperature toughness of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the weld zone of the present invention”) has been made on the basis of the above knowledge, and the gist thereof is as follows.
(1)X60〜X80級の板厚が20mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するUO鋼管の溶接部において、
(i-1)後続溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上で、かつ、
(ii)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
(1) A steel plate having a thickness of 20 mm or more of X60 to X80 grade is formed into a cylindrical shape, and a butt face that has been grooved in advance is formed by one layer from the inner surface and one layer from the outer surface by multi-electrode submerged arc welding. In the welded part of UO steel pipe manufactured by welding by layer welding,
(I-1) The angle formed by the tangent line of the melt line at a
(Ii) A submerged arc excellent in low-temperature toughness, characterized in that the toughness at the center of the weld metal at a
(2)X60〜X80級の板厚が20mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するUO鋼管の溶接部において、
(i-2)先行溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上で、かつ、
(ii)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
(2) X60 to X80 grade steel plates having a thickness of 20 mm or more are formed into a cylindrical shape, and the butt surfaces that have been grooved in advance are formed by multi-electrode submerged arc welding, one layer from the inner surface and one layer from the outer surface. In the welded part of UO steel pipe manufactured by welding by layer welding,
(I-2) The angle formed by the tangent of the melt line at a
(Ii) A submerged arc excellent in low-temperature toughness, characterized in that the toughness at the center of the weld metal at a
(3)X60〜X80級の板厚が20mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するUO鋼管の溶接部において、
(i)先行溶接部及び後続溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上で、かつ、
(ii)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
(3) X60 to X80 grade steel plates with a thickness of 20 mm or more are formed into a cylindrical shape, and the butt surfaces that have been grooved in advance are subjected to multi-electrode submerged arc welding, one layer from the inner surface and one layer from the outer surface. In the welded part of UO steel pipe manufactured by welding by layer welding,
(I) The angle formed by the tangent of the melt line at a
(Ii) A submerged arc excellent in low-temperature toughness, characterized in that the toughness at the center of the weld metal at a
ここで、本発明溶接部の特徴要件について説明する。 Here, the characteristic requirements of the welded portion of the present invention will be described.
(1)先行溶接部及び/又は後続溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上((i-1)、(i-2)、(ii))
本発明溶接部において靱性向上効果を得るためには、先行溶接部及び/又は後続溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上であることが必要である。15°未満では、亀裂が、ノッチ底に沿って伝播するので、靱性向上効果が得られないので、15°以上とする。好ましくは20°以上である。
(1) The angle formed by the tangent of the melt line at a
In order to obtain the effect of improving toughness in the welded portion of the present invention, the angle formed by the inclination of the tangent line of the melt line at a position of 7 mm from the weld metal plate surface of the preceding welded portion and / or the succeeding welded portion and the center line of the weld bead. Needs to be 15 ° or more. If it is less than 15 °, the crack propagates along the notch bottom, so that the effect of improving toughness cannot be obtained. Preferably, it is 20 ° or more.
靱性向上効果の確保の点で、角度の上限はないが、実際の溶接においては施工上の限界があるので、約50°程度が上限になる。好ましくは40°以下である。 Although there is no upper limit of the angle in terms of ensuring the toughness improving effect, there is a limit in construction in actual welding, so about 50 ° is the upper limit. Preferably it is 40 degrees or less.
靱性向上効果を得るためには、溶接ビード形状を制御し、溶融線の傾斜を板厚方向に対して寝かす必要があるが、溶接線の傾斜は、開先形状の調整、溶接速度の低速化、電流・電圧バランス、ワイヤ径の選択と、これらの適正な組合せで調整することが可能である。 In order to obtain the effect of improving toughness, it is necessary to control the shape of the weld bead and lay down the inclination of the melting line with respect to the thickness direction, but the inclination of the welding line can be adjusted by adjusting the groove shape and reducing the welding speed. The current / voltage balance and the wire diameter can be selected and adjusted in an appropriate combination.
(2)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上((ii))
図8で示したように、本発明溶接部における靱性向上効果は、溶接金属の靭性に影響される。き裂の進展方向にある溶接金属が、き裂の進展に対する抵抗として機能するので、溶接金属の靭性は、HAZの靭性より良好である必要がある。
(2) The toughness at the center of the weld metal at a
As shown in FIG. 8, the effect of improving the toughness in the welded portion of the present invention is affected by the toughness of the weld metal. Since the weld metal in the crack propagation direction functions as a resistance to the crack growth, the toughness of the weld metal needs to be better than that of HAZ.
板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靱性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍未満であると、き裂の進展方向にある溶接金属が、き裂の進展に対する抵抗として十分に機能しない。
If the toughness at the center of the weld metal at a
靱性向上効果を十分に得るためには、板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上であることが必要である。好ましくは3.0倍以上である(図9)。靱性向上効果の確保の点から、上限は、特にないが、現実的には、10.0程度が上限となる。
In order to obtain a sufficient toughness improvement effect, it is necessary that the toughness at the center of the weld metal at a
本発明溶接部を適用する溶接部は、UO鋼管のシーム溶接において、先行溶接部単独、後続溶接部単独、又は、両方の溶接部に適用することができる。シーム溶接部に要求される特性に応じて、先行溶接部単独、後続溶接部単独、又は、両方の溶接部への適用を決定すればよい。 The welded portion to which the present invention weld is applied can be applied to the preceding welded portion alone, the succeeding welded portion alone, or both welded portions in seam welding of UO steel pipe. Depending on the characteristics required for the seam weld, application to the preceding weld alone, the subsequent weld alone, or both welds may be determined.
本発明溶接部において靱性向上効果を安定的に確保し得る溶接金属の化学組成は、溶接ワイヤの化学組成と母材の溶込み分を考慮して、下記の化学組成が好ましい。 In consideration of the chemical composition of the welding wire and the penetration of the base metal, the chemical composition of the weld metal that can stably ensure the toughness improving effect in the weld zone of the present invention is preferably the following chemical composition.
質量%で
C :0.03%以上、0.12%以下、
Si:0.05%以上、0.50%以下、
Mn:0.80%以上、2.20%以下、
P :0.015%以下、
S :0.010%以下、
Cu:1.00%以下、
Nb:0.050%以下、
V :0.020%以下、
O :0.015%以上、0.045%以下、
N :0.0080%以下、
Al:0.003%以上 、0.035%以下、
Ti:0.005%以上、0.030%以下、
B :0.0004%以上、0.0040%以下、
かつ、必要に応じて
Ni:2.0%以下、
Cr:1.5%以下、
Mo:1.0%以下の一種又は二種以上、
残部:Fe及び不可避的不純物からなり、さらに、
下記式(1)で定義するPCMが0.120以上、0.300以下であり、
下記式(2)で算出するα’が、−10以上、30以下。
Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20
+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B] ・・・(1)
[A]は、元素Aの量(質量%)
α’=(1.5×([O]−0.89×[Al])+3.4×[N]−[Ti])
×1000 ・・・(2)
[A]は、元素Aの質量%
In mass% C: 0.03% or more, 0.12% or less,
Si: 0.05% or more, 0.50% or less,
Mn: 0.80% or more, 2.20% or less,
P: 0.015% or less,
S: 0.010% or less,
Cu: 1.00% or less,
Nb: 0.050% or less,
V: 0.020% or less,
O: 0.015% or more, 0.045% or less,
N: 0.0080% or less,
Al: 0.003% or more, 0.035% or less,
Ti: 0.005% or more, 0.030% or less,
B: 0.0004% or more, 0.0040% or less,
And if necessary, Ni: 2.0% or less,
Cr: 1.5% or less,
Mo: one or more of 1.0% or less,
The balance: Fe and unavoidable impurities,
PCM defined by the following formula (1) is 0.120 or more and 0.300 or less,
Α ′ calculated by the following formula (2) is −10 or more and 30 or less.
Pcm = [C] + [Si] / 30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr]) / 20
+ [Ni] / 60 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B] (1)
[A] is the amount of element A (mass%)
α ′ = (1.5 × ([O] −0.89 × [Al]) + 3.4 × [N] − [Ti])
× 1000 (2)
[A] is the mass% of element A
上記化学組成の限定理由について説明する。以下、%は質量%を意味する。 The reason for limiting the chemical composition will be described. Hereinafter,% means mass%.
C:0.03%以上、0.12%以下
Cは、溶接金属の強度の確保に有効な元素である。0.03%未満であると、所要の強度が得られず、また、溶接時に高温割れが発生する可能性があるので、0.03%以上とする。好ましくは0.04%以上である。一方、0.12%を超えると、強度が過剰に上昇し靱性が低下し、また、凝固割れの可能性もでてくるので、0.12%以下とする。好ましくは0.10%以下である。
C: 0.03% to 0.12% C is an element effective for ensuring the strength of the weld metal. If it is less than 0.03%, the required strength cannot be obtained, and hot cracking may occur during welding, so the content is made 0.03% or more. Preferably it is 0.04% or more. On the other hand, if it exceeds 0.12%, the strength increases excessively, the toughness decreases, and the possibility of solidification cracking also appears, so the content is made 0.12% or less. Preferably it is 0.10% or less.
Si:0.05%以上、0.50%以下
Siは、溶接金属の脱酸と強度の向上に有効な元素である。0.05%未満であると、添加効果が十分に発現しないので、0.05%以上とする。好ましくは0.09%以上である。一方、0.50%を超えると、溶接金属の靱性が低下するので、0.50%以下とする。好ましくは0.40%以下である。
Si: 0.05% or more and 0.50% or less Si is an element effective for deoxidation of weld metal and improvement of strength. If it is less than 0.05%, the effect of addition is not sufficiently exhibited, so the content is made 0.05% or more. Preferably it is 0.09% or more. On the other hand, if it exceeds 0.50%, the toughness of the weld metal decreases, so the content is made 0.50% or less. Preferably it is 0.40% or less.
Mn:0.80%以上、2.20%以下
Mnは、Siと同様に、溶接金属の脱酸と強度の向上に有効な元素である。0.80%未満であると、添加効果が十分に発現しないので、0.80%以上とする。好ましくは1.00%以上である。一方、2.20%を超えると、靱性が低下するので、2.20%以下とする。好ましくは2.00%以下である。
Mn: 0.80% or more and 2.20% or less Mn, like Si, is an element effective for deoxidation of weld metal and improvement of strength. If it is less than 0.80%, the effect of addition is not sufficiently exhibited, so the content is made 0.80% or more. Preferably it is 1.00% or more. On the other hand, if it exceeds 2.20%, the toughness decreases, so the content is made 2.20% or less. Preferably it is 2.00% or less.
P:0.015%以下
Pは、溶接金属の靱性を阻害する元素である。少ないほど好ましいが、0.015%を超えると、溶接金属が著しく脆化するので、0.015%以下とする。好ましくは0.012%以下である。下限は0%を含むが、母材から不可避的に0.002%程度は混入する。
P: 0.015% or less P is an element that inhibits the toughness of the weld metal. The smaller the content, the better. However, if it exceeds 0.015%, the weld metal becomes extremely brittle, so the content is made 0.015% or less. Preferably it is 0.012% or less. The lower limit includes 0%, but about 0.002% is inevitably mixed from the base material.
S:0.010%以下
Sは、溶接金属の靱性を阻害する元素である。少ないほど好ましいが、0.010%を超えると、溶接金属が著しく脆化するので、0.010%以下とする。好ましくは0.007%以下である。下限は0%を含むが、母材から不可避的に0.002%程度混入する。
S: 0.010% or less S is an element that inhibits the toughness of the weld metal. The smaller the content, the better. However, if it exceeds 0.010%, the weld metal becomes extremely brittle, so the content is made 0.010% or less. Preferably it is 0.007% or less. The lower limit includes 0%, but it is unavoidably mixed from the base material by about 0.002%.
Cu:1.00%以下
Cuは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度と靱性の改善に有効な元素である。しかし、1.00%を超えると、靭性を阻害し、さらに、高温割れの発生を誘発するので、1.00%以下とする。好ましくは0.75%以下である。下限は0%を含むが、不可避的不純物やワイヤのめっき等から、約0.10%程度は混入する。
Cu: 1.00% or less Cu is an element that enhances the hardenability of the weld metal and is effective in improving strength and toughness. However, if it exceeds 1.00%, the toughness is inhibited, and furthermore, the occurrence of hot cracking is induced, so the content is made 1.00% or less. Preferably it is 0.75% or less. The lower limit includes 0%, but about 0.10% is mixed due to inevitable impurities and wire plating.
Nb:0.050%以下
Nbは、強度向上に有効な元素である。しかし、0.050%を超えると、靱性を阻害するので、0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。下限は、特に限定しないが、母材からの溶込み分や溶接ワイヤの不純物から、少なくとも0.001%程度は混入する。
Nb: 0.050% or less Nb is an element effective for improving the strength. However, if it exceeds 0.050%, the toughness is inhibited, so the content is made 0.050% or less. Preferably it is 0.040% or less. The lower limit is not particularly limited, but at least about 0.001% is mixed due to the penetration from the base material and the impurities of the welding wire.
V:0.020%以下
Vは、強度向上に有効な元素である。しかし、0.020%を超えると、靱性を阻害するので、0.020%以下とする。好ましくは0.015%以下である。下限は、特に限定しないが、母材からの溶込み分や溶接材料の不純物から、少なくとも0.001%程度は混入する。
V: 0.020% or less V is an element effective for improving the strength. However, if it exceeds 0.020%, the toughness is inhibited, so the content is made 0.020% or less. Preferably it is 0.015% or less. The lower limit is not particularly limited, but at least about 0.001% is mixed due to the penetration from the base material and impurities of the welding material.
O:0.015%以上、0.045%以下
Oは、粒内変態の核となる酸化物を形成し、溶接金属の組織を制御する作用をなす元素である。0.015%未満では、強度が500〜850MPa級のX60〜X80クラスの鋼管の溶接金属において、組織をアシキュラーフェライト主体の組織にするために必要な、粒内変態の核となる酸化物の形成が不十分となるので、0.015%以上とする。好ましくは0.018%以上である。
O: 0.015% or more and 0.045% or less O is an element that forms an oxide serving as a nucleus of intragranular transformation and functions to control the structure of the weld metal. If it is less than 0.015%, in the weld metal of an X60 to X80 class steel pipe having a strength of 500 to 850 MPa class, the oxide that is the core of the intragranular transformation necessary for making the structure mainly composed of acicular ferrite Since the formation is insufficient, the content is made 0.015% or more. Preferably it is 0.018% or more.
一方、0.045%を超えると、溶接金属中の酸化物が粗大化して、上部棚エネルギーが低下し、溶接金属の極低温靱性が低下するので、0.045%以下とする。好ましくは0.040%以下である。 On the other hand, if it exceeds 0.045%, the oxide in the weld metal becomes coarse, the upper shelf energy is lowered, and the cryogenic toughness of the weld metal is lowered, so the content is made 0.045% or less. Preferably it is 0.040% or less.
N:0.0080%以下
Nは、0.0080%を超えると、固溶Nが増加し、また、窒化物の生成量も増大して、溶接金属の靱性が低下するので、0.0080%以下とする。好ましくは0.0060%以下である。下限は、特に限定しないが、不可避的に0.0010%程度は混入する。
N: 0.0080% or less When N exceeds 0.0080%, solid solution N increases, and the amount of nitride formed also increases and the toughness of the weld metal decreases, so 0.0080% The following. Preferably it is 0.0060% or less. Although a minimum is not specifically limited, About 0.0010% is mixed inevitably.
Al:0.003%以上、0.035%以下
Alは、酸化物を形成し、溶接金属のO量を制御する作用をなす元素である。0.003%未満では、溶接金属中の酸素の量が過剰となるとともに、生成する酸化物が粗大化して、溶接金属の極低温靱性が低下するので、0.003%以上とする。好ましくは0.005%以上である。一方、0.035%を超えると、生成する酸化物が粗大化して靱性が低下するので、0.035%以下とする。好ましくは0.025%以下である。
Al: 0.003% or more and 0.035% or less Al is an element that forms an oxide and controls the amount of O of the weld metal. If it is less than 0.003%, the amount of oxygen in the weld metal becomes excessive, and the generated oxide becomes coarse, so that the cryogenic toughness of the weld metal is lowered. Preferably it is 0.005% or more. On the other hand, if it exceeds 0.035%, the generated oxide becomes coarse and the toughness decreases, so the content is made 0.035% or less. Preferably it is 0.025% or less.
Ti:0.005%以上、0.030%以下
Tiは、粒内変態の核となる酸化物を形成して、溶接金属の組織を制御する作用をなす元素である。0.005%未満では、強度がX65〜X80クラスの鋼管の溶接金属において、組織をアシキュラーフェライト主体の組織にするために必要な、粒内変態の核となる酸化物の形成が不十分となるので、0.005%以上とする。好ましくは0.007%以上である。一方、0.030%を超えると、溶接金属の極低温靱性が低下するので、0.030%以下とする。好ましくは0.025%以下である。
Ti: 0.005% or more and 0.030% or less Ti is an element that forms an oxide that becomes the nucleus of intragranular transformation and controls the structure of the weld metal. If it is less than 0.005%, in the weld metal of a steel pipe having a strength of X65 to X80 class, the formation of an oxide that is a nucleus of intragranular transformation necessary for making the structure mainly composed of acicular ferrite is insufficient. Therefore, it is made 0.005% or more. Preferably it is 0.007% or more. On the other hand, if it exceeds 0.030%, the cryogenic toughness of the weld metal is lowered, so the content is made 0.030% or less. Preferably it is 0.025% or less.
B:0.0004%以上、0.0040%以下
Bは、溶接金属の焼入れ性を高め、粒界フェライトの生成を抑制する作用をなす元素である。0.0004%未満であると、添加効果が充分に発現しないので、0.0004%以上とする。好ましくは0.0010%以上である。一方、0.0040%を超えると、固溶Bが増加して、溶接金属の靱性が低下するので、0.0040%以下とする。好ましくは0.0035%以下である。
B: 0.0004% or more and 0.0040% or less B is an element that enhances the hardenability of the weld metal and acts to suppress the formation of grain boundary ferrite. If it is less than 0.0004%, the effect of addition is not sufficiently exhibited, so the content is made 0.0004% or more. Preferably it is 0.0010% or more. On the other hand, if it exceeds 0.0040%, the solid solution B increases and the toughness of the weld metal decreases, so the content is made 0.0040% or less. Preferably it is 0.0035% or less.
本発明溶接部においては、溶接金属の強度の向上のため、溶接金属の溶接性や極低温靭性を阻害しない範囲で、Ni、Cr、及び、Moの1種又は2種以上を含有してもよい。 In this invention weld part, even if it contains 1 type, or 2 or more types of Ni, Cr, and Mo in the range which does not inhibit the weldability and cryogenic toughness of a weld metal for the improvement of the intensity | strength of a weld metal. Good.
Ni:2.0%以下
Niは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。しかし、2.0%を超えると、凝固割れが発生する可能性が高くなり、靱性を阻害するので、2.0%以下とする。好ましくは1.5%以下である。下限は、特に限定しないが、母材及び/又はワイヤから、不可避的に0.01%程度混入する。
Ni: 2.0% or less Ni is an element that enhances the hardenability of the weld metal and contributes to improving the strength. However, if it exceeds 2.0%, there is a high possibility that solidification cracking will occur, and the toughness will be hindered. Preferably it is 1.5% or less. Although a minimum is not specifically limited, About 0.01% is inevitably mixed from a base material and / or a wire.
Cr:1.5%以下
Crは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。1.5%を超えると、靱性を阻害するので、1.5%以下とする。好ましくは1.0%以下である。下限は、特に限定しないが、母材及び/又はワイヤから、不可避的に0.01%程度混入する。
Cr: 1.5% or less Cr is an element that enhances the hardenability of the weld metal and contributes to strength improvement. If it exceeds 1.5%, the toughness is hindered. Preferably it is 1.0% or less. Although a minimum is not specifically limited, About 0.01% is inevitably mixed from a base material and / or a wire.
Mo:1.0%以下
Moは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。1.0%を超えると、靱性を阻害するので、1.0%以下とする。好ましくは0.5%以下である。下限は、特に限定しないが、母材及び/又はワイヤから、不可避的に0.01%程度混入する。
Mo: 1.0% or less Mo is an element that enhances the hardenability of the weld metal and contributes to improvement in strength. If it exceeds 1.0%, the toughness is inhibited, so the content is made 1.0% or less. Preferably it is 0.5% or less. Although a minimum is not specifically limited, About 0.01% is inevitably mixed from a base material and / or a wire.
(3)下記式(1)で定義するPcmが0.120以上、0.300以下
Pcmは、溶接金属の強度を推定する指標として使用する。Pcmが0.120未満であると、X65〜X80級のUO鋼管に適した500〜850MPaの強度の溶接金属を得るのが難しくなるので、0.120以上とする。好ましくは0.140以上である。一方、0.300を超えると、強度が上昇しすぎて靭性が低下するので0.300以下とする。好ましくは0.250%以下である。
Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20
+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B] ・・・(1)
[A]は、元素Aの質量%
(3) Pcm defined by the following formula (1) is 0.120 or more and 0.300 or less. Pcm is used as an index for estimating the strength of the weld metal. If Pcm is less than 0.120, it becomes difficult to obtain a weld metal having a strength of 500 to 850 MPa suitable for an X65 to X80 grade UO steel pipe. Preferably it is 0.140 or more. On the other hand, if it exceeds 0.300, the strength increases excessively and the toughness decreases, so it is set to 0.300 or less. Preferably it is 0.250% or less.
Pcm = [C] + [Si] / 30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr]) / 20
+ [Ni] / 60 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B] (1)
[A] is the mass% of element A
(4)下記式(2)で算出するα’が、−10以上、30以下
溶接金属の組織を微細化し、靱性向上効果を安定して得るには、O、Al、N、及び、Tiのバランスが重要である。それ故、α’は、溶接金属の組織を制御するための指標である。
(4) α ′ calculated by the following formula (2) is −10 or more and 30 or less. In order to refine the structure of the weld metal and stably obtain the toughness improving effect, O, Al, N, and Ti Balance is important. Therefore, α ′ is an index for controlling the structure of the weld metal.
α’が−10未満であると、酸素不足となり、組織が十分に微細化せず、靱性が低下するので、−10以上とする。好ましくは−5以上である。一方、30を超えると、酸素過剰となり、組織の粗大化及び酸化物の粗大化が生じ、溶接金属の靱性が低下するので、30以下とする。好ましくは28以下である。 If α ′ is less than −10, oxygen is insufficient, the structure is not sufficiently refined, and the toughness is lowered. Preferably it is -5 or more. On the other hand, when it exceeds 30, oxygen becomes excessive, coarsening of the structure and coarsening of the oxide occur, and the toughness of the weld metal is lowered, so that it is 30 or less. Preferably it is 28 or less.
α’=(1.5×([O]−0.89×[Al])+3.4×[N]−[Ti])
×1000 ・・・(2)
[A]は、元素Aの質量%
α ′ = (1.5 × ([O] −0.89 × [Al]) + 3.4 × [N] − [Ti])
× 1000 (2)
[A] is the mass% of element A
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 Next, examples of the present invention will be described. The conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
(実施例1)
表5に化学組成を示す母材及びワイヤと、表2に化学組成を示すフラックスを用いて、UO鋼管のシーム溶接部を模擬した溶接部を作製した。
Example 1
Using a base material and a wire showing chemical composition in Table 5 and a flux showing chemical composition in Table 2, a welded part simulating a seam welded part of a UO steel pipe was produced.
開先は、図10に示す両面V溝の開先である。表6に、開先「い〜と」の寸法を示す。開先「い〜と」に、表7に示す溶接条件で溶接金属を形成した。先行溶接は、3電極サブマージアーク溶接で行い、後続溶接は、4電極のサブマージアーク溶接で行った。この溶接は、実際にUO鋼管の製造において行うシーム溶接の条件と同様である。 The groove is a groove of the double-sided V-groove shown in FIG. Table 6 shows the dimensions of the groove “i-to”. A weld metal was formed on the groove “Ito” under the welding conditions shown in Table 7. The preceding welding was performed by three-electrode submerged arc welding, and the subsequent welding was performed by four-electrode submerged arc welding. This welding is the same as the seam welding conditions actually performed in the manufacture of UO steel pipe.
溶接ビード形状は開先の開き角(θoとθi)で調整した。溶接ビード形状の調整は、他に、溶接速度や、ワイヤ径で行った。溶接は、図10に示す板下面を先行溶接し、板上面を後続溶接した。実際のUO鋼管の工場では、通常、鋼管の内面側が先行溶接、外面側が後続溶接となる。 The weld bead shape was adjusted by the groove opening angles (θo and θi). In addition, the adjustment of the weld bead shape was performed by the welding speed and the wire diameter. For welding, the lower surface of the plate shown in FIG. 10 was pre-welded, and the upper surface of the plate was subsequently welded. In an actual UO steel pipe factory, usually, the inner surface side of the steel pipe is pre-welded and the outer surface side is subsequent welding.
実際のUO管の工場では、先行溶接の前に形状を保持するために、仮付けの溶接を行うこともあるが、その後の先行溶接及び後続溶接で、この仮付け溶接部は消滅するので、本発明の効果には、なんら影響を与えない。 In an actual UO pipe factory, in order to maintain the shape before the pre-welding, a temporary welding may be performed, but in the subsequent pre-welding and subsequent welding, this temporary welding portion disappears. The effect of the present invention is not affected at all.
表8に、ワイヤの組合せを示す。ワイヤと母材の組合せで、溶接金属の強度を調整した。さらに、フラックスXFを基本に、合金元素を添加したフラックスを作製して、溶接金属の化学組成を調整した。 Table 8 shows the wire combinations. The strength of the weld metal was adjusted by the combination of the wire and the base material. Furthermore, the flux XF was used as a base to produce a flux added with an alloy element, and the chemical composition of the weld metal was adjusted.
表9に、形成した溶接金属の分析値、及び、−60℃の吸収エネルギー値を示す。 Table 9 shows the analytical value of the formed weld metal and the absorbed energy value at −60 ° C.
溶接金属の衝撃試験は、2mmVノッチの衝撃試験片採取して行った。図11に、溶接金属の衝撃試験片の採取要領を示す。図11に示すように、衝撃試験片6を、溶接金属3の中央部から、試験片5に形成するノッチ5の中央5aが、鋼板表面から7mmの位置に位置するように採取した。
The impact test of the weld metal was performed by collecting impact test pieces with a 2 mmV notch. FIG. 11 shows a procedure for collecting a weld metal impact test piece. As shown in FIG. 11, the
一つの溶接金属当たり、3本の試験片を採取し、各値及び平均値を求めて、溶接金属の靱性とした。溶接金属の引張強度は、先行溶接及び後続溶接の溶接金属の中央部より溶接線方向に、JIS A2号引張試験片を採取して測定した。測定は1回とした。 Three test pieces were sampled per weld metal, and each value and average value were obtained to determine the toughness of the weld metal. The tensile strength of the weld metal was measured by collecting a JIS A2 tensile test specimen in the weld line direction from the center of the weld metal of the preceding and subsequent welds. The measurement was performed once.
溶接金属A〜C、及び、溶接金属Dは、化学組成が本発明の範囲内であり、いずれも、良好な低温靱性を有している。しかし、溶接金属E、溶接金属A1、溶接金属A2、溶接金属B1、溶接金属C1、及び、溶接金属D1は、いずれかの成分組成、α’、又は、PCMが本発明の範囲を外れていて、靱性が低い、強度が過剰に上昇、又は、溶接時の凝固割れの発生などの問題が生じている。 Weld metals A to C and weld metal D have chemical compositions within the scope of the present invention, and all have good low temperature toughness. However, the weld metal E, the weld metal A1, the weld metal A2, the weld metal B1, the weld metal C1, and the weld metal D1 have any component composition, α ′, or PCM outside the scope of the present invention. Problems such as low toughness, excessive increase in strength, or occurrence of solidification cracks during welding have occurred.
これらの溶接金属と、図10に示す開先、及び、表6及び表7に示す溶接条件で、溶接継手を作製し、靱性向上効果を確認した。 With these weld metals, the groove shown in FIG. 10 and the welding conditions shown in Tables 6 and 7, weld joints were produced, and the effect of improving toughness was confirmed.
HAZ部の靱性を2mmVノッチ衝撃試験片の衝撃試験で評価した。図12に、2mmVノッチ衝撃試験片の採取要領を示す。図12に示すように、鋼板の表面から7mmの位置に、ノッチ底に溶接金属及びHAZが各々50%含まれるように採取した。衝撃試験片の長さ方向は、鋼板と平行にした。衝撃試験は、何れも−60℃で実施した。
The toughness of the HAZ part was evaluated by an impact test of a 2 mmV notch impact test piece. FIG. 12 shows how to collect a 2 mmV notch impact test piece. As shown in FIG. 12, the sample was taken at a
表10と表11(表10の続き)に、試験結果を示す。 Table 10 and Table 11 (continuation of Table 10) show the test results.
発明例1〜10は、溶接金属の靱性及び溶融線の傾斜が本発明の範囲内であるので、HAZ部の吸収エネルギーが改善され、平均値、各値とも、50Jを上回る値を示している。一方、比較例1では、溶融線の傾斜が小さいため、吸収エネルギーの低い値もみられ、HAZ部の靱性が十分に改善されていない。 In Invention Examples 1 to 10, since the toughness of the weld metal and the slope of the melting line are within the scope of the present invention, the absorbed energy of the HAZ part is improved, and the average value and each value show values exceeding 50 J. . On the other hand, in Comparative Example 1, since the inclination of the melting line is small, a low value of absorbed energy is also observed, and the toughness of the HAZ part is not sufficiently improved.
比較例2では、先行溶接の溶融線の傾斜が小さいため、先行溶接のHAZ部の靱性が改善されていない。後続溶接のHAZ部は、溶融線の傾斜が本発明の範囲内であるので、HAZ部の靱性は改善されている。 In Comparative Example 2, the toughness of the HAZ part of the preceding welding is not improved because the inclination of the melting line of the preceding welding is small. In the HAZ portion of the subsequent welding, the toughness of the HAZ portion is improved because the slope of the melting line is within the scope of the present invention.
比較例3は、後続溶接の溶融線の傾斜が小さいため、後続溶接のHAZ部の靱性が改善されていない。先行溶接のHAZ部は、溶融線の傾斜が本発明の範囲内であるので、HAZ部の靱性は改善されている。 In Comparative Example 3, the toughness of the HAZ part of the subsequent welding is not improved because the slope of the melting line of the subsequent welding is small. The HAZ part of the pre-welding has improved toughness of the HAZ part because the slope of the melting line is within the scope of the present invention.
比較例4では、溶接金属Eのα’が本発明の範囲外であるので、溶接金属の靱性が低い。そのため、HAZ部の靱性が改善されていない。比較例で5は、溶接金属C1のα’が本発明の範囲外であるので、溶接金属の靱性が低い。そのため、HAZ部の靱性が改善されていない。また、溶接金属のC量が多いため、溶接時に凝固割れが発生している。 In Comparative Example 4, α ′ of the weld metal E is out of the range of the present invention, so the toughness of the weld metal is low. Therefore, the toughness of the HAZ part is not improved. In Comparative Example 5, since the α ′ of the weld metal C1 is outside the range of the present invention, the toughness of the weld metal is low. Therefore, the toughness of the HAZ part is not improved. Moreover, since there is much C amount of a weld metal, the solidification crack has generate | occur | produced at the time of welding.
比較例6では、HAZ部の靱性が改善されているが、Bの多い溶接金属を使用しているため、溶接時に凝固割れが発生している。比較例7では、Ni、Mo及びNの量が多い溶接金属D1を使用しているため、溶接金属の強度が過剰に上昇して溶接金属の靱性が低い。そのため、HAZ部の靱性が改善されていない。 In Comparative Example 6, the toughness of the HAZ part is improved, but since a weld metal with a large amount of B is used, solidification cracks occur during welding. In Comparative Example 7, since the weld metal D1 having a large amount of Ni, Mo and N is used, the strength of the weld metal is excessively increased and the toughness of the weld metal is low. Therefore, the toughness of the HAZ part is not improved.
比較例8では、Cr量の多い溶接金属A2を使用しているため、溶接金属の靱性が低い。そのため、HAZ部の靱性が改善されていない。比較例9では、先行溶接金属にTiを、後続溶接金属にAlを、フラックスから添加している。そのため、いずれも、α’が本発明の範囲外であるので、溶接金属の靱性が低い。そのため、HAZ部の靱性が改善されていない。 In Comparative Example 8, since the weld metal A2 having a large amount of Cr is used, the toughness of the weld metal is low. Therefore, the toughness of the HAZ part is not improved. In Comparative Example 9, Ti is added to the preceding weld metal and Al is added to the subsequent weld metal from the flux. Therefore, in any case, α ′ is out of the range of the present invention, so the toughness of the weld metal is low. Therefore, the toughness of the HAZ part is not improved.
前述したように、本発明によればX60〜X80級の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による2層溶接により溶接して製造するラインパイプ用UO鋼管の溶接部として、低温靱性に優れたシーム溶接部を提供することができる。 As described above, according to the present invention, a butt surface, which is formed by cylindrically forming a steel plate of X60 to X80 grade and preliminarily grooved, is further increased from the inner surface and further from the outer surface by multi-electrode submerged arc welding. A seam welded portion excellent in low-temperature toughness can be provided as a welded portion of a UO steel pipe for line pipes manufactured by welding by two-layer welding.
したがって、上記シーム溶接部を備えるラインパイプ用UO鋼管は、極寒冷地で高い信頼性のもとで使用できるので、本発明は、ラインパイプ製造産業及びラインパイプ建設産業において利用可能性が高いものである。 Therefore, since the UO steel pipe for line pipes having the seam welded portion can be used with high reliability in extremely cold regions, the present invention has high applicability in the line pipe manufacturing industry and the line pipe construction industry. It is.
1 鋼板
2 溶接部
3 溶接金属
4 HAZ部
5 ノッチ
5a ノッチ5の中央
6 衝撃試験片(試験片)
7 溶融線
8 開先
DESCRIPTION OF
7
Claims (4)
(i-1)後続溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上で、かつ、
(ii)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。 X60 to X80 grade steel plate with a thickness of 20mm or more is formed into a cylindrical shape, and the butt face that has been grooved in advance is formed by multi-electrode submerged arc welding, one layer from the inner surface, one layer from the outer surface, and two layers welding In the welded part of UO steel pipe manufactured by welding,
(I-1) The angle formed by the tangent line of the melt line at a position 7 mm from the surface of the weld metal plate of the subsequent weld and the center line of the weld bead is 15 ° or more, and
(Ii) A submerged arc excellent in low-temperature toughness, characterized in that the toughness at the center of the weld metal at a position 7 mm from the plate surface is 2.0 times or more the toughness of the weld heat-affected zone at 0.5 mm from the melt line. welded part.
(i-2)先行溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上で、かつ、
(ii)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。 X60 to X80 grade steel plate with a thickness of 20mm or more is formed into a cylindrical shape, and the butt face that has been grooved in advance is formed by multi-electrode submerged arc welding, one layer from the inner surface, one layer from the outer surface, and two layers welding In the welded part of UO steel pipe manufactured by welding,
(I-2) The angle formed by the tangent of the melt line at a position 7 mm from the surface of the weld metal plate of the preceding weld and the center line of the weld bead is 15 ° or more, and
(Ii) A submerged arc excellent in low-temperature toughness, characterized in that the toughness at the center of the weld metal at a position 7 mm from the plate surface is 2.0 times or more the toughness of the weld heat-affected zone at 0.5 mm from the melt line. welded part.
(i)先行溶接部及び後続溶接部の溶接金属の板表面から7mmの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が15°以上で、かつ、
(ii)板表面から7mmの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から0.5mmの溶接熱影響部の靭性の2.0倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。 X60 to X80 grade steel plate with a thickness of 20mm or more is formed into a cylindrical shape, and the butt face that has been grooved in advance is formed by multi-electrode submerged arc welding, one layer from the inner surface, one layer from the outer surface, and two layers welding In the welded part of UO steel pipe manufactured by welding,
(I) The angle formed by the tangent of the melt line at a position 7 mm from the surface of the weld metal plate of the preceding weld and the subsequent weld and the center line of the weld bead is 15 ° or more, and
(Ii) A submerged arc excellent in low-temperature toughness, characterized in that the toughness at the center of the weld metal at a position 7 mm from the plate surface is 2.0 times or more the toughness of the weld heat-affected zone at 0.5 mm from the melt line. welded part.
C :0.03%以上、0.12%以下、
Si:0.05%以上、0.50%以下、
Mn:0.80%以上、2.20%以下、
P :0.015%以下、
S :0.010%以下、
Cu:1.00%以下、
Nb:0.050%以下、
V :0.020%以下、
O :0.015%以上、0.045%以下、
N :0.0080%以下、
Al:0.003%以上、0.035%以下、
Ti:0.005%以上、0.030%以下、
B :0.0004%以上、0.0040%以下、
かつ、必要に応じて
Ni:2.0%以下、
Cr:1.5%以下、
Mo:1.0%以下の一種又は二種以上、
残部:Fe及び不可避的不純物からなり、さらに、
下記式(1)で定義するPcmが0.120以上、0.300以下であり、
下記式(2)で算出するα’が、−10以上、30以下である
ことを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20
+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B] ・・・(1)
[A]は、元素Aの質量%
α’=(1.5×([O]−0.89×[Al])+3.4×[N]−[Ti])
×1000 ・・・(2)
[A]は、元素Aの質量% The chemical composition of the weld metal is, by mass%, C: 0.03% or more, 0.12% or less,
Si: 0.05% or more, 0.50% or less,
Mn: 0.80% or more, 2.20% or less,
P: 0.015% or less,
S: 0.010% or less,
Cu: 1.00% or less,
Nb: 0.050% or less,
V: 0.020% or less,
O: 0.015% or more, 0.045% or less,
N: 0.0080% or less,
Al: 0.003% or more, 0.035% or less,
Ti: 0.005% or more, 0.030% or less,
B: 0.0004% or more, 0.0040% or less,
And if necessary, Ni: 2.0% or less,
Cr: 1.5% or less,
Mo: one or more of 1.0% or less,
The balance: Fe and unavoidable impurities,
Pcm defined by the following formula (1) is 0.120 or more and 0.300 or less,
The submerged arc weld zone excellent in low temperature toughness according to any one of claims 1 to 3, wherein α 'calculated by the following formula (2) is -10 or more and 30 or less.
Pcm = [C] + [Si] / 30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr]) / 20
+ [Ni] / 60 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B] (1)
[A] is the mass% of element A
α ′ = (1.5 × ([O] −0.89 × [Al]) + 3.4 × [N] − [Ti])
× 1000 (2)
[A] is the mass% of element A
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