JPH08141740A - 高強度クラッド鋼管のシーム溶接方法 - Google Patents
高強度クラッド鋼管のシーム溶接方法Info
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- JPH08141740A JPH08141740A JP28536894A JP28536894A JPH08141740A JP H08141740 A JPH08141740 A JP H08141740A JP 28536894 A JP28536894 A JP 28536894A JP 28536894 A JP28536894 A JP 28536894A JP H08141740 A JPH08141740 A JP H08141740A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高能率で低合金母材の低温靭性が優れた高強
度クラッド鋼管のシーム溶接方法 【構成】 低Ｃ化した母材とステンレス鋼またはニッケ
ル基合金の合わせ材からなるクラッド鋼板を溶接してク
ラッド鋼管を製造するに際し、外面側より低合金溶接材
料を用いて溶接し、内面側より合わせ材部を高合金溶接
材料を用いて溶接する。 【効果】 低温靭性が優れたクラッド鋼管の製造が可能
となった。その結果、省エネルギー・省工程が可能にな
るとともに諸特性の向上によりパイプラインの安全性が
著しく向上した。
度クラッド鋼管のシーム溶接方法 【構成】 低Ｃ化した母材とステンレス鋼またはニッケ
ル基合金の合わせ材からなるクラッド鋼板を溶接してク
ラッド鋼管を製造するに際し、外面側より低合金溶接材
料を用いて溶接し、内面側より合わせ材部を高合金溶接
材料を用いて溶接する。 【効果】 低温靭性が優れたクラッド鋼管の製造が可能
となった。その結果、省エネルギー・省工程が可能にな
るとともに諸特性の向上によりパイプラインの安全性が
著しく向上した。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はステンレス鋼またはニッ
ケル基合金などの高耐食材料の合わせ材と低合金鋼の母
材からなるクラッド鋼管（ＵＯＥ鋼管、ベンディングロ
ール鋼管など）の高品質・高能率なシーム溶接方法に関
するものである。
ケル基合金などの高耐食材料の合わせ材と低合金鋼の母
材からなるクラッド鋼管（ＵＯＥ鋼管、ベンディングロ
ール鋼管など）の高品質・高能率なシーム溶接方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】安全性、経済性の観点から腐食性物質
（Ｈ2 Ｓ、ＣＯ2 、Ｃｌ- ）を多く含有する原油・天然
ガス輸送ラインパイプに、ステンレス鋼、ニッケル基合
金を合わせ材とする高合金クラッド鋼管の需要がますま
す増加する傾向にある。従来、このような鋼管は圧延で
製造したクラッド鋼板を成形、シーム溶接後、鋼管全体
を再加熱・水冷（溶体化処理）することにより製造され
ていたが、この方法は極めて生産性が低かった。そこで
最近、溶体化処理を省略し圧延ままで良好な諸特性を達
成できる技術（例えば特開昭６０−２１６９８４号公
報、特開昭６２−１６８９２号公報、特開昭６３−１３
０２８３号公報）が発明され、クラッド鋼板の製造技術
は飛躍的に進歩した。
（Ｈ2 Ｓ、ＣＯ2 、Ｃｌ- ）を多く含有する原油・天然
ガス輸送ラインパイプに、ステンレス鋼、ニッケル基合
金を合わせ材とする高合金クラッド鋼管の需要がますま
す増加する傾向にある。従来、このような鋼管は圧延で
製造したクラッド鋼板を成形、シーム溶接後、鋼管全体
を再加熱・水冷（溶体化処理）することにより製造され
ていたが、この方法は極めて生産性が低かった。そこで
最近、溶体化処理を省略し圧延ままで良好な諸特性を達
成できる技術（例えば特開昭６０−２１６９８４号公
報、特開昭６２−１６８９２号公報、特開昭６３−１３
０２８３号公報）が発明され、クラッド鋼板の製造技術
は飛躍的に進歩した。
【０００３】しかし、これらの技術で達成できる合わせ
材の耐食性、母材の低温靭性は必ずしも満足できるもの
ではなかった。一方、そのシーム溶接においては鋼管内
側の合わせ材の溶接法としてタングステン・イナートガ
ス（ＴＩＧ）溶接法（例えば特開昭６０−１５４８７５
号公報）が多く適用されていたが、この溶接法は溶接速
度が極めて遅く、クラッド鋼管の安定大量生産の大きな
障害となっていた。本発明者らは、これらの問題を解決
するため、新しいクラッド鋼管の製造方法を発明した
（特開平３−８５５８５号公報）。しかし、これらの方
法も溶接金属の耐食性、健全性（耐高温割れ性）に問題
を有していた。
材の耐食性、母材の低温靭性は必ずしも満足できるもの
ではなかった。一方、そのシーム溶接においては鋼管内
側の合わせ材の溶接法としてタングステン・イナートガ
ス（ＴＩＧ）溶接法（例えば特開昭６０−１５４８７５
号公報）が多く適用されていたが、この溶接法は溶接速
度が極めて遅く、クラッド鋼管の安定大量生産の大きな
障害となっていた。本発明者らは、これらの問題を解決
するため、新しいクラッド鋼管の製造方法を発明した
（特開平３−８５５８５号公報）。しかし、これらの方
法も溶接金属の耐食性、健全性（耐高温割れ性）に問題
を有していた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は鋼管の溶体化
処理なしで優れた合わせ材（溶接金属を含む）の耐食性
と母材の強度、低温靭性を同時に達成できる大径クラッ
ド鋼管のシーム溶接技術を提供するものである。とくに
本発明では高能率の潜弧溶接法がシーム溶接に適用さ
れ、高品質（優れた諸特性と健全性）に加えて高生産性
であるという特徴を有する。
処理なしで優れた合わせ材（溶接金属を含む）の耐食性
と母材の強度、低温靭性を同時に達成できる大径クラッ
ド鋼管のシーム溶接技術を提供するものである。とくに
本発明では高能率の潜弧溶接法がシーム溶接に適用さ
れ、高品質（優れた諸特性と健全性）に加えて高生産性
であるという特徴を有する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、ステン
レス鋼またはニッケル基合金の合わせ材とＣ含有量が
０．０６wt％以下の低合金鋼からなるクラッド鋼板を合
わせ材が鋼管内側になるように冷間成形後、外面側より
低合金溶接材料を用いて溶接金属成分がＣ：０．００５
〜０．０３５wt％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２wt％、
Ｂ：０．００１０wt％以下、Ｏ：０．０１〜０．０８wt
％を含有し、かつＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ
＋Ｃｒ）／２０＋Ｖ／１０＋Ｍｏ／１５＋Ｎｉ／６０＋
５Ｂが０．１２〜０．１８wt％となるようにサブマージ
アーク溶接を行い、続いて内面側より合わせ材部を高合
金溶接材料を用いてサブマージアーク溶接することであ
る。
レス鋼またはニッケル基合金の合わせ材とＣ含有量が
０．０６wt％以下の低合金鋼からなるクラッド鋼板を合
わせ材が鋼管内側になるように冷間成形後、外面側より
低合金溶接材料を用いて溶接金属成分がＣ：０．００５
〜０．０３５wt％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２wt％、
Ｂ：０．００１０wt％以下、Ｏ：０．０１〜０．０８wt
％を含有し、かつＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ
＋Ｃｒ）／２０＋Ｖ／１０＋Ｍｏ／１５＋Ｎｉ／６０＋
５Ｂが０．１２〜０．１８wt％となるようにサブマージ
アーク溶接を行い、続いて内面側より合わせ材部を高合
金溶接材料を用いてサブマージアーク溶接することであ
る。
【０００６】本発明のステンレス鋼とは、オーステナイ
ト系およびオーステナイト・フェライト２相系を意味
し、ニッケル基合金とはインコロイ８２５、インコネル
６２５などの耐食材料である。また母材は圧延方向と直
角方向において、強度がＸ５２以上（ＡＰＩ規格）、低
温靭性がシャルピー試験における−３０℃の吸収エネル
ギー≧１００Ｊ、破面遷移温度≦−４０℃となるような
高強度、高靭性の低合金鋼である。
ト系およびオーステナイト・フェライト２相系を意味
し、ニッケル基合金とはインコロイ８２５、インコネル
６２５などの耐食材料である。また母材は圧延方向と直
角方向において、強度がＸ５２以上（ＡＰＩ規格）、低
温靭性がシャルピー試験における−３０℃の吸収エネル
ギー≧１００Ｊ、破面遷移温度≦−４０℃となるような
高強度、高靭性の低合金鋼である。
【０００７】以下、本発明のクラッド鋼管シーム溶接方
法について詳細に説明する。本発明では、クラッド鋼板
の合わせ材を内側にして鋼管成形を行い、外面側より低
合金溶接材料を用いてサブマージーアーク溶接を行い、
続いて内面側より合わせ材部を高合金材料を用いてサブ
マージアーク溶接を実施する。クラッド鋼板は、例えば
特願平６−４０１５３号などで開示されたサンドイッチ
スラブを組み立てて、熱間圧延により製造された鋼板、
あるいは爆着法で製造された鋼板、いずれのクラッド鋼
板も使用できる。本発明では、母材の強度・低温靭性の
確保および合わせ材の耐食性確保のため、母材のＣ量を
０．０６％以下に限定する。この上限の値は、母材の優
れた低温靭性、現地溶接性を得るための限界値である。
母材のＣ量が高過ぎるとスラブ再加熱時Ｃが極低Ｃの合
わせ材へ拡散し、耐食性を劣化させるので、合わせ材の
耐食性の観点からもＣ量の上限の値を０．０６％以下に
制限する必要がある。
法について詳細に説明する。本発明では、クラッド鋼板
の合わせ材を内側にして鋼管成形を行い、外面側より低
合金溶接材料を用いてサブマージーアーク溶接を行い、
続いて内面側より合わせ材部を高合金材料を用いてサブ
マージアーク溶接を実施する。クラッド鋼板は、例えば
特願平６−４０１５３号などで開示されたサンドイッチ
スラブを組み立てて、熱間圧延により製造された鋼板、
あるいは爆着法で製造された鋼板、いずれのクラッド鋼
板も使用できる。本発明では、母材の強度・低温靭性の
確保および合わせ材の耐食性確保のため、母材のＣ量を
０．０６％以下に限定する。この上限の値は、母材の優
れた低温靭性、現地溶接性を得るための限界値である。
母材のＣ量が高過ぎるとスラブ再加熱時Ｃが極低Ｃの合
わせ材へ拡散し、耐食性を劣化させるので、合わせ材の
耐食性の観点からもＣ量の上限の値を０．０６％以下に
制限する必要がある。
【０００８】図１は本発明におけるシーム溶接法の例を
示したものである。ここで１は鋼管外側の低合金鋼母
材、２は鋼管内側の合わせ材（ステンレス鋼または高合
金）、３は鋼管内側の開先、４は鋼管外側の開先、５は
鋼管外側から溶接した仮付け溶接ビード、６は鋼管内側
の潜弧溶接ビード（内面溶接金属）、７は鋼管外側の潜
弧溶接ビード（外面溶接金属）である。
示したものである。ここで１は鋼管外側の低合金鋼母
材、２は鋼管内側の合わせ材（ステンレス鋼または高合
金）、３は鋼管内側の開先、４は鋼管外側の開先、５は
鋼管外側から溶接した仮付け溶接ビード、６は鋼管内側
の潜弧溶接ビード（内面溶接金属）、７は鋼管外側の潜
弧溶接ビード（外面溶接金属）である。
【０００９】図１において、まず低合金鋼母材の開先内
４に低合金鋼溶接ワイヤを使用して仮付け溶接を行う
（５）。この溶接法に関してはとくに限定しないが、通
常ＵＯＥ工場では炭酸ガスアーク溶接法が適用される。
仮付け溶接後、母材側の開先３に潜弧溶接を行い、外面
溶接金属６を形成する。ついで合わせ材側の開先４に潜
弧溶接７を行い、内面溶接金属を形成する。鋼管内外面
の潜弧溶接における電極数については、とくに限定しな
いが、１〜３電極が望ましい。
４に低合金鋼溶接ワイヤを使用して仮付け溶接を行う
（５）。この溶接法に関してはとくに限定しないが、通
常ＵＯＥ工場では炭酸ガスアーク溶接法が適用される。
仮付け溶接後、母材側の開先３に潜弧溶接を行い、外面
溶接金属６を形成する。ついで合わせ材側の開先４に潜
弧溶接７を行い、内面溶接金属を形成する。鋼管内外面
の潜弧溶接における電極数については、とくに限定しな
いが、１〜３電極が望ましい。
【００１０】上記の溶接において外面溶接金属は低合金
材料を用いてサブマージアーク溶接し、溶接金属成分が
Ｃ：０．００５〜０．０３５wt％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２wt％、Ｂ：０．００１０wt％以下、Ｏ：０．０
１〜０．０８wt％を含有し、かつＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０
＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｖ／１０＋Ｍｏ／１５
＋Ｎｉ／６０＋５Ｂが０．１２〜０．１８wt％とする必
要がある。つぎに内面の潜弧溶接は、溶接時の希釈を考
慮し高合金材料を使用して実施することにより、内面溶
接金属において、優れた耐食性が得られる。
材料を用いてサブマージアーク溶接し、溶接金属成分が
Ｃ：０．００５〜０．０３５wt％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２wt％、Ｂ：０．００１０wt％以下、Ｏ：０．０
１〜０．０８wt％を含有し、かつＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０
＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｖ／１０＋Ｍｏ／１５
＋Ｎｉ／６０＋５Ｂが０．１２〜０．１８wt％とする必
要がある。つぎに内面の潜弧溶接は、溶接時の希釈を考
慮し高合金材料を使用して実施することにより、内面溶
接金属において、優れた耐食性が得られる。
【００１１】外面溶接金属の低温靭性を確保するために
は、低Ｃ化と溶接金属組織の微細化が必要である。組織
の微細化を図るためには、溶接金属のオーステナイト
（γ）粒界に生成する粒界フェライト（α）を抑制し、
粒内変態フェライトを活用する必要がある。まず、硬
さの上昇を抑制して低温靭性を確保するためには低Ｃ化
が必須である。このためＣ量の上限を０．０３５％とし
た。ただし、Ｃ量が低過ぎると強度不足となるため、そ
の下限を０．００５％とした。
は、低Ｃ化と溶接金属組織の微細化が必要である。組織
の微細化を図るためには、溶接金属のオーステナイト
（γ）粒界に生成する粒界フェライト（α）を抑制し、
粒内変態フェライトを活用する必要がある。まず、硬
さの上昇を抑制して低温靭性を確保するためには低Ｃ化
が必須である。このためＣ量の上限を０．０３５％とし
た。ただし、Ｃ量が低過ぎると強度不足となるため、そ
の下限を０．００５％とした。
【００１２】Ｂはγ−α変態時にγ粒界から生成する初
析フェライトの抑制に有効であるが、Ｂ量が多過ぎると
Ｆｅ23（ＣＢ）6 などの析出物が生成し、低温靭性が劣
化する。このためＢ量の上限を０．００１０％とした。
このときたとえＢ量が適正であっても、ＰCMを適正な範
囲に制御しないと良好な低温靭性は得られない。ＰCMが
小さ過ぎる場合には、鋼の焼入性が不足し、γ粒界から
初析フェライトが生成し、低温靭性が劣化する。このた
めＰCMの下限を０．１２％とした。またＰCMが高過ぎる
と鋼の焼入性が高くなり、硬さが上昇し低温靭性が劣化
する。このためＰCMの上限を０．１８％とした。
析フェライトの抑制に有効であるが、Ｂ量が多過ぎると
Ｆｅ23（ＣＢ）6 などの析出物が生成し、低温靭性が劣
化する。このためＢ量の上限を０．００１０％とした。
このときたとえＢ量が適正であっても、ＰCMを適正な範
囲に制御しないと良好な低温靭性は得られない。ＰCMが
小さ過ぎる場合には、鋼の焼入性が不足し、γ粒界から
初析フェライトが生成し、低温靭性が劣化する。このた
めＰCMの下限を０．１２％とした。またＰCMが高過ぎる
と鋼の焼入性が高くなり、硬さが上昇し低温靭性が劣化
する。このためＰCMの上限を０．１８％とした。
【００１３】Ｔｉ、Ｏはγ−α変態時にγ粒内から粒内
変態フェライトが生成する際の変態核（Ｔｉ2 Ｏ3 な
ど）を形成する。このような変態核（Ｔｉ2 Ｏ3 など）
を形成するためのＴｉおよびＯ量の必要最小量はそれぞ
れ、０．００５％、０．０１％である。しかしながら、
Ｔｉ量が多過ぎると、ＴｉＣの析出などにより低温靭性
が劣化するため、その上限を０．０２％とした。またＯ
量が多過ぎると清浄度が劣化して低温靭性が劣化するた
めに、その上限を０．０８％とした。
変態フェライトが生成する際の変態核（Ｔｉ2 Ｏ3 な
ど）を形成する。このような変態核（Ｔｉ2 Ｏ3 など）
を形成するためのＴｉおよびＯ量の必要最小量はそれぞ
れ、０．００５％、０．０１％である。しかしながら、
Ｔｉ量が多過ぎると、ＴｉＣの析出などにより低温靭性
が劣化するため、その上限を０．０２％とした。またＯ
量が多過ぎると清浄度が劣化して低温靭性が劣化するた
めに、その上限を０．０８％とした。
【００１４】
【実施例】つぎに実施例について述べる。転炉−連続鋳
造法で種々の鋼成分の母材スラブ（厚み２４０mm）を製
造した。このスラブを所定の厚みに圧延した後、片表面
を機械加工、所定の厚みのＳＵＳ３１６Ｌまたはインコ
ロイ８２５合わせ材（圧延後のクラッド鋼板の合わせ材
厚みが３mmになるように調整）と重ね合わせて、四周を
真空引きを行いながらシール溶接した。さらに、このよ
うにして製造したスラブを分離材を介して２枚重ね合わ
せ、四周を溶接してサンドイッチスラブを組み立てた。
なお、低合金鋼と合わせ材の接着面はすべて機械加工で
平滑にし、洗浄・脱脂を行った。
造法で種々の鋼成分の母材スラブ（厚み２４０mm）を製
造した。このスラブを所定の厚みに圧延した後、片表面
を機械加工、所定の厚みのＳＵＳ３１６Ｌまたはインコ
ロイ８２５合わせ材（圧延後のクラッド鋼板の合わせ材
厚みが３mmになるように調整）と重ね合わせて、四周を
真空引きを行いながらシール溶接した。さらに、このよ
うにして製造したスラブを分離材を介して２枚重ね合わ
せ、四周を溶接してサンドイッチスラブを組み立てた。
なお、低合金鋼と合わせ材の接着面はすべて機械加工で
平滑にし、洗浄・脱脂を行った。
【００１５】サンドイッチスラブを圧延してクラッド鋼
板を製造し、溶接材料を変えて外径５０８mmのＵＯＥ鋼
管およびベンディングロール鋼管を製造して、諸性質を
調査した。母材の機械的性質は圧延と直角な方向で、合
わせ材の耐食性は孔食試験（試験条件：１０％ＦｅＣｌ
3 ・６Ｈ2 Ｏ溶液に、ＳＵＳ３１６Ｌは１５℃で４８時
間、インコロイ８２５は３０℃で４８時間浸漬）で評価
した。
板を製造し、溶接材料を変えて外径５０８mmのＵＯＥ鋼
管およびベンディングロール鋼管を製造して、諸性質を
調査した。母材の機械的性質は圧延と直角な方向で、合
わせ材の耐食性は孔食試験（試験条件：１０％ＦｅＣｌ
3 ・６Ｈ2 Ｏ溶液に、ＳＵＳ３１６Ｌは１５℃で４８時
間、インコロイ８２５は３０℃で４８時間浸漬）で評価
した。
【００１６】実施例を表１に示す。本発明にしたがって
製造したクラッド鋼管は低合金母材において優れた強度
・低温靭性を有し、かつ合わせ材において優れた耐食性
を有する。これに対して比較鋼は母材の化学成分または
外面溶接金属の化学成分が適切でなく、いずれかの特性
が劣る。
製造したクラッド鋼管は低合金母材において優れた強度
・低温靭性を有し、かつ合わせ材において優れた耐食性
を有する。これに対して比較鋼は母材の化学成分または
外面溶接金属の化学成分が適切でなく、いずれかの特性
が劣る。
【００１７】鋼５は低合金鋼母材のＣ量が多過ぎるため
に、母材の低温靭性および合わせ材の耐食性が悪い。鋼
６は外面側溶接金属のＣ量が多過ぎるために、低温靭性
が劣る。鋼７は外面側溶接金属のＣ量が少な過ぎるため
に、強度が低下している。鋼８は外面側溶接金属のＴｉ
量が多過ぎるために、低温靭性が劣化する。鋼９は外面
側溶接金属のＴｉ量が少な過ぎるために、粒内フェライ
トの変態核となるＴｉ酸化物の生成量が少なく、低温靭
性が劣化する。鋼１０は外面側溶接金属のＢ量が多過ぎ
るために、Ｆｅ23（ＣＢ）6 析出物が生成し、低温靭性
が劣化する。鋼１１は外面側溶接金属のＢ量が少な過ぎ
るために、粒界フェライトの生成が抑制されず、低温靭
性が劣化する。鋼１２は外面側溶接金属のＯ量が多過ぎ
るために、清浄度が悪く、低温靭性が劣化する。鋼１３
は外面側溶接金属のＯ量が少な過ぎるために、粒内フェ
ライトの変態核となるＴｉ酸化物の生成量が少なく、低
温靭性が劣化する。鋼１４は外面側溶接金属のＰCMが多
過ぎるために、硬さが上昇し、低温靭性が劣化する。鋼
１５は外面側溶接金属のＰCMが少な過ぎるために、粒界
フェライトの生成が抑制されず、低温靭性が劣化する。
に、母材の低温靭性および合わせ材の耐食性が悪い。鋼
６は外面側溶接金属のＣ量が多過ぎるために、低温靭性
が劣る。鋼７は外面側溶接金属のＣ量が少な過ぎるため
に、強度が低下している。鋼８は外面側溶接金属のＴｉ
量が多過ぎるために、低温靭性が劣化する。鋼９は外面
側溶接金属のＴｉ量が少な過ぎるために、粒内フェライ
トの変態核となるＴｉ酸化物の生成量が少なく、低温靭
性が劣化する。鋼１０は外面側溶接金属のＢ量が多過ぎ
るために、Ｆｅ23（ＣＢ）6 析出物が生成し、低温靭性
が劣化する。鋼１１は外面側溶接金属のＢ量が少な過ぎ
るために、粒界フェライトの生成が抑制されず、低温靭
性が劣化する。鋼１２は外面側溶接金属のＯ量が多過ぎ
るために、清浄度が悪く、低温靭性が劣化する。鋼１３
は外面側溶接金属のＯ量が少な過ぎるために、粒内フェ
ライトの変態核となるＴｉ酸化物の生成量が少なく、低
温靭性が劣化する。鋼１４は外面側溶接金属のＰCMが多
過ぎるために、硬さが上昇し、低温靭性が劣化する。鋼
１５は外面側溶接金属のＰCMが少な過ぎるために、粒界
フェライトの生成が抑制されず、低温靭性が劣化する。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】
【発明の効果】本発明により高品質の大径クラッド鋼管
が製造できるようになった。その結果、省エネルギー・
省工程が可能になるとともに、諸特性の向上によりパイ
プラインの安全性が著しく向上した。
が製造できるようになった。その結果、省エネルギー・
省工程が可能になるとともに、諸特性の向上によりパイ
プラインの安全性が著しく向上した。
【図１】本発明にかかわるクラッド鋼管のシーム溶接部
の断面を示す図である。
の断面を示す図である。
１ 鋼管外側の低合金鋼母材 ２ 鋼管内側の合わせ材 ３ 低合金鋼母材側の開先 ４ 合わせ材側の開先 ５ 低合金鋼母材側の開先内の仮付け溶接ビード ６ 低合金母材側の潜弧溶接ビード（外面溶接金属） ７ 合わせ材側の潜弧溶接ビード（内面溶接金属）
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｂ ３０２ Ｚ 38/14
Claims (1)
- 【請求項１】 ステンレス鋼またはニッケル基合金の合
わせ材とＣ含有量が０．０６wt％以下の低合金鋼からな
るクラッド鋼板を合わせ材が鋼管内側になるように冷間
成形後、外面側より低合金溶接材料を用いて溶接金属成
分がＣ：０．００５〜０．０３５wt％、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２wt％、Ｂ：０．００１０wt％以下、Ｏ：
０．０１〜０．０８wt％を含有し、かつＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ
／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｖ／１０＋Ｍｏ
／１５＋Ｎｉ／６０＋５Ｂが０．１２〜０．１８wt％と
なるようにサブマージアーク溶接を行い、続いて内面側
より合わせ材部を高合金溶接材料を用いてサブマージア
ーク溶接することを特徴とする高強度クラッド鋼管のシ
ーム溶接方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28536894A JPH08141740A (ja) | 1994-11-18 | 1994-11-18 | 高強度クラッド鋼管のシーム溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28536894A JPH08141740A (ja) | 1994-11-18 | 1994-11-18 | 高強度クラッド鋼管のシーム溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08141740A true JPH08141740A (ja) | 1996-06-04 |
Family
ID=17690649
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28536894A Withdrawn JPH08141740A (ja) | 1994-11-18 | 1994-11-18 | 高強度クラッド鋼管のシーム溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08141740A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006115754A3 (en) * | 2005-04-26 | 2007-01-18 | Exxonmobil Upstream Res Co | Apparatus and methods of improving riser weld fatigue |
| CN103639574A (zh) * | 2013-11-26 | 2014-03-19 | 中油吉林化建工程有限公司 | T2与16MnR复合板的焊接工艺方法 |
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1994
- 1994-11-18 JP JP28536894A patent/JPH08141740A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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