JPH091344A - 低温用高靱性ｕｏｅ鋼管 - Google Patents
低温用高靱性ｕｏｅ鋼管Info
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- JPH091344A JPH091344A JP14749895A JP14749895A JPH091344A JP H091344 A JPH091344 A JP H091344A JP 14749895 A JP14749895 A JP 14749895A JP 14749895 A JP14749895 A JP 14749895A JP H091344 A JPH091344 A JP H091344A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 外面溶接による加熱によっても脆化を防止し
得る効果的なサブマージドアーク溶接技術を確立して、
内面側、外面側ともに優れた低温靱性を有する低温用高
靱性ＵＯＥ鋼管を提供する。 【構成】 母材の化学成分ならびに両面１層サブマージ
ドアーク溶接により形成される内面側および外面側溶接
金属の化学成分をそれぞれ区別して限定する。
得る効果的なサブマージドアーク溶接技術を確立して、
内面側、外面側ともに優れた低温靱性を有する低温用高
靱性ＵＯＥ鋼管を提供する。 【構成】 母材の化学成分ならびに両面１層サブマージ
ドアーク溶接により形成される内面側および外面側溶接
金属の化学成分をそれぞれ区別して限定する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、低温用高靱性ＵＯＥ鋼
管に関し、詳しくは両面１層サブマージドアーク溶接に
より製造される低温用高靱性ＵＯＥ鋼管において、内面
側、外面側ともに優れた低温靱性を有する低温用高靱性
ＵＯＥ鋼管に関するものである。
管に関し、詳しくは両面１層サブマージドアーク溶接に
より製造される低温用高靱性ＵＯＥ鋼管において、内面
側、外面側ともに優れた低温靱性を有する低温用高靱性
ＵＯＥ鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年エネルギー開発は極寒地にまで及ん
でおり、そこで使用されるラインパイプには極めて高い
低温靱性が要求される。このラインパイプにおける溶接
金属の低温靱性を確保するために最も効果的な方法とし
ては、たとえば特開昭53−63238 号公報に開示されてい
るように、Mo，TiそしてＢなどを含む溶接材料を用いて
溶接を行い、微細な溶接金属組織を得ることが有効であ
ることが知られており、Mo−Ti−Ｂ系の溶接金属は低温
靱性を要する鋼管の溶接部に広く用いられている。
でおり、そこで使用されるラインパイプには極めて高い
低温靱性が要求される。このラインパイプにおける溶接
金属の低温靱性を確保するために最も効果的な方法とし
ては、たとえば特開昭53−63238 号公報に開示されてい
るように、Mo，TiそしてＢなどを含む溶接材料を用いて
溶接を行い、微細な溶接金属組織を得ることが有効であ
ることが知られており、Mo−Ti−Ｂ系の溶接金属は低温
靱性を要する鋼管の溶接部に広く用いられている。
【０００３】また、溶接金属の成分組成だけでなく、そ
の後のラインパイプに加える熱処理を適正化することに
より低温靱性を確保する技術が特公平１−38851 号公報
や特公平２−11654 号公報に開示されている。
の後のラインパイプに加える熱処理を適正化することに
より低温靱性を確保する技術が特公平１−38851 号公報
や特公平２−11654 号公報に開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Mo−Ti
−Ｂ系の溶接金属とする場合は、両面１層溶接の場合、
内面側溶接金属は外面側溶接により再熱され、その結果
著しく脆化することが問題となっている。このような再
熱脆化対策として、溶接金属の低酸素化を計ったり（特
開昭59−156599号公報）、Mn, Moの添加を抑制し、その
代わりにNiを添加したり（特開昭62−34694 号公報）、
Ceq を限定したうえで圧延条件を適正化する（特開昭61
−266126号公報）技術が開示されている。しかしながら
これら技術はいずれも溶接金属を内外面同一とみなして
成分調整しているため、本質的な解決にはなっていなか
った。
−Ｂ系の溶接金属とする場合は、両面１層溶接の場合、
内面側溶接金属は外面側溶接により再熱され、その結果
著しく脆化することが問題となっている。このような再
熱脆化対策として、溶接金属の低酸素化を計ったり（特
開昭59−156599号公報）、Mn, Moの添加を抑制し、その
代わりにNiを添加したり（特開昭62−34694 号公報）、
Ceq を限定したうえで圧延条件を適正化する（特開昭61
−266126号公報）技術が開示されている。しかしながら
これら技術はいずれも溶接金属を内外面同一とみなして
成分調整しているため、本質的な解決にはなっていなか
った。
【０００５】本発明者らはこのMo−Ti−Ｂ系の溶接金属
の再熱による脆化の原因を鋭意追求した。その結果の一
部を図１に示す。同図は片面１層Mo−Ti−Ｂ系溶接金属
に外面の溶接に相当する再現熱サイクルを付与した際の
溶接金属再熱部の靱性と最高加熱温度の関係を示すもの
である。これより本発明者らは、Mo−Ti−Ｂ系の溶接金
属は溶接のまま（以下AWと記す）では良好な靱性が得ら
れるものの、800 〜1200℃付近の温度に再熱された領域
で靱性が著しく劣化することが明らかにした。
の再熱による脆化の原因を鋭意追求した。その結果の一
部を図１に示す。同図は片面１層Mo−Ti−Ｂ系溶接金属
に外面の溶接に相当する再現熱サイクルを付与した際の
溶接金属再熱部の靱性と最高加熱温度の関係を示すもの
である。これより本発明者らは、Mo−Ti−Ｂ系の溶接金
属は溶接のまま（以下AWと記す）では良好な靱性が得ら
れるものの、800 〜1200℃付近の温度に再熱された領域
で靱性が著しく劣化することが明らかにした。
【０００６】すなわち、この点の詳細な検討の結果、前
述の従来のMo−Ti−Ｂ系の組成を有する溶接金属は、溶
接ままの部分において微細なアシキュラーフェライト
（以下AFと記す）組織であり、高靱性を示すが、800 〜
1200℃付近の温度に再熱された部分においては靱性の劣
る上部ベイナイト（以下UBと記す）に変化し、靱性が大
きく劣化することを明らかにしたのである。すなわち、
再熱による靱性の劣化はUB組織の形成によるもので、溶
接金属の焼入性が高いことに原因があると考えられる。
述の従来のMo−Ti−Ｂ系の組成を有する溶接金属は、溶
接ままの部分において微細なアシキュラーフェライト
（以下AFと記す）組織であり、高靱性を示すが、800 〜
1200℃付近の温度に再熱された部分においては靱性の劣
る上部ベイナイト（以下UBと記す）に変化し、靱性が大
きく劣化することを明らかにしたのである。すなわち、
再熱による靱性の劣化はUB組織の形成によるもので、溶
接金属の焼入性が高いことに原因があると考えられる。
【０００７】そこで本発明は、低温用高靱性ＵＯＥ鋼管
の両面１層サブマージドアーク溶接法における上記従来
技術の欠陥を克服し、外面溶接による加熱によっても脆
化を防止し得る効果的なサブマージドアーク溶接技術を
確立して、内面側、外面側ともに優れた低温靱性を有す
る低温用高靱性ＵＯＥ鋼管を提供することを目的とす
る。
の両面１層サブマージドアーク溶接法における上記従来
技術の欠陥を克服し、外面溶接による加熱によっても脆
化を防止し得る効果的なサブマージドアーク溶接技術を
確立して、内面側、外面側ともに優れた低温靱性を有す
る低温用高靱性ＵＯＥ鋼管を提供することを目的とす
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、母材組成が、
Ｃ：0.10wt％以下，Si：0.5 wt％以下，Mn：2.0 wt％以
下を含み、さらにCu：0.5 wt％以下，Cr：0.5 wt％以
下，Ni：0.5 wt％以下，Nb：0.07wt％以下，Ｖ：0.07wt
％以下，Mo：0.3 wt％以下，Ti：0.1 wt％以下，Ｂ：0.
003 wt％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を
含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼材を、Ti
−Ｂ系溶接ワイヤと、SiO2−CaO −CaF2系のフラックス
とを用いてサブマージドアーク溶接により、先に形成さ
れた内面側溶接金属の組成が、Ｃ：0.08wt％以下，Si：
0.5 wt％以下，Mn：0.8 〜1.8 wt％，Cu：0.20wt％以
下，Cr：0.20wt％以下，Ni：0.20wt％以下，Ｖ：0.05wt
％以下，Mo：0.2 wt％以下，Ti：0.005 〜0.03wt％，
Ｂ：0.0005〜0.0030wt％，Ｎ：0.0080wt％以下，Ｏ：0.
035 wt％以下，残部Feおよび不可避的不純物からなりか
つ下記の式で示されるＰcmが0.110 〜0.170 wt％であ
り、後に形成された外面溶接金属の組成が、Ｃ：0.10wt
％以下，Si：0.5 wt％以下，Mn：0.8 〜1.8 wt％，Cu：
0.20wt％以下，Cr：0.20wt％以下，Ni：0.20wt％以下，
Ｖ：0.05wt％以下，Mo：0.1 〜0.4 wt％，Ti：0.005 〜
0.05wt％，Ｂ：0.0005〜0.0060wt％，Ｎ：0.0080wt％以
下，Ｏ：0.035 wt％以下，残部Feおよび不可避的不純物
からなりかつ下記の式に示すＰcmが0.140 〜0.200 wt％
であることを特徴とする低温用高靱性ＵＯＥ鋼管であ
る。
Ｃ：0.10wt％以下，Si：0.5 wt％以下，Mn：2.0 wt％以
下を含み、さらにCu：0.5 wt％以下，Cr：0.5 wt％以
下，Ni：0.5 wt％以下，Nb：0.07wt％以下，Ｖ：0.07wt
％以下，Mo：0.3 wt％以下，Ti：0.1 wt％以下，Ｂ：0.
003 wt％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を
含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼材を、Ti
−Ｂ系溶接ワイヤと、SiO2−CaO −CaF2系のフラックス
とを用いてサブマージドアーク溶接により、先に形成さ
れた内面側溶接金属の組成が、Ｃ：0.08wt％以下，Si：
0.5 wt％以下，Mn：0.8 〜1.8 wt％，Cu：0.20wt％以
下，Cr：0.20wt％以下，Ni：0.20wt％以下，Ｖ：0.05wt
％以下，Mo：0.2 wt％以下，Ti：0.005 〜0.03wt％，
Ｂ：0.0005〜0.0030wt％，Ｎ：0.0080wt％以下，Ｏ：0.
035 wt％以下，残部Feおよび不可避的不純物からなりか
つ下記の式で示されるＰcmが0.110 〜0.170 wt％であ
り、後に形成された外面溶接金属の組成が、Ｃ：0.10wt
％以下，Si：0.5 wt％以下，Mn：0.8 〜1.8 wt％，Cu：
0.20wt％以下，Cr：0.20wt％以下，Ni：0.20wt％以下，
Ｖ：0.05wt％以下，Mo：0.1 〜0.4 wt％，Ti：0.005 〜
0.05wt％，Ｂ：0.0005〜0.0060wt％，Ｎ：0.0080wt％以
下，Ｏ：0.035 wt％以下，残部Feおよび不可避的不純物
からなりかつ下記の式に示すＰcmが0.140 〜0.200 wt％
であることを特徴とする低温用高靱性ＵＯＥ鋼管であ
る。
【０００９】記
【００１０】
【数２】
【００１１】
【作用】上記したような母材の化学成分の限定理由はつ
ぎの通りである。 Ｃ： 母材の強度と靱性に非常に大きな影響を及ぼす元
素であり、0.10wt％を超えると靱性や延性に悪影響を及
ぼすため、0.10wt％以下とした。 Si： Siは、鋼の脱酸過程で必然的に含まれる元素であ
るが、ＨＡＺ部の靱性向上のためには0.5 wt％以下にす
べきである。
ぎの通りである。 Ｃ： 母材の強度と靱性に非常に大きな影響を及ぼす元
素であり、0.10wt％を超えると靱性や延性に悪影響を及
ぼすため、0.10wt％以下とした。 Si： Siは、鋼の脱酸過程で必然的に含まれる元素であ
るが、ＨＡＺ部の靱性向上のためには0.5 wt％以下にす
べきである。
【００１２】Mn： 母材の強度と靱性を同時に向上する
極めて重要な元素であるが、2.0 wt％を超えると偏析等
により鋼材に悪影響を及ぼすために上限を2.0 wt％とし
た。 Cu： 母材の強度を確保するために必要な元素である
が、0.5 wt％を超えて含有すると母材およびＨＡＺ部が
硬化するため0.5 wt％を上限とした。 Cr： 母材の強度を確保するために必要な元素である
が、0.5 wt％を超えて含有するとＨＡＺ部の靱性を劣化
させるため0.5 wt％を上限とした。
極めて重要な元素であるが、2.0 wt％を超えると偏析等
により鋼材に悪影響を及ぼすために上限を2.0 wt％とし
た。 Cu： 母材の強度を確保するために必要な元素である
が、0.5 wt％を超えて含有すると母材およびＨＡＺ部が
硬化するため0.5 wt％を上限とした。 Cr： 母材の強度を確保するために必要な元素である
が、0.5 wt％を超えて含有するとＨＡＺ部の靱性を劣化
させるため0.5 wt％を上限とした。
【００１３】Ni： 母材の強度と靱性を向上させる元素
であるが、0.5 wt％を超えて含有するとＨＡＺ部が硬化
するため0.5 wt％を上限とした。 Nb，Ｖ： 母材およびＨＡＺ部の強度と靱性を確保する
ために添加されているが、Nb，Ｖ共に0.07wt％を超える
と靱性に悪影響を及ぼすため、Nbを0.07wt％以下、Ｖを
0.07wt％以下とした。
であるが、0.5 wt％を超えて含有するとＨＡＺ部が硬化
するため0.5 wt％を上限とした。 Nb，Ｖ： 母材およびＨＡＺ部の強度と靱性を確保する
ために添加されているが、Nb，Ｖ共に0.07wt％を超える
と靱性に悪影響を及ぼすため、Nbを0.07wt％以下、Ｖを
0.07wt％以下とした。
【００１４】Mo： Moは、母材の強度を確保するために
必要な元素であるが、0.3 wt％を超えて含有するとＨＡ
Ｚ部が硬化するために0.3 wt％を上限とした。 Ti： Tiは、母材の靱性確保に必要な元素であるが、0.
1 wt％を超えて含有すると、逆に母材の靱性を劣化させ
るために、0.1 wt％を上限とした。 Ｂ： Ｂは、圧延中にオーステナイト粒界に偏析して焼
入性を上げる作用があるが、0.003 wt％を超えるとＨＡ
Ｚ部の靱性を劣化させるために、上限を0.003wt％とし
た。
必要な元素であるが、0.3 wt％を超えて含有するとＨＡ
Ｚ部が硬化するために0.3 wt％を上限とした。 Ti： Tiは、母材の靱性確保に必要な元素であるが、0.
1 wt％を超えて含有すると、逆に母材の靱性を劣化させ
るために、0.1 wt％を上限とした。 Ｂ： Ｂは、圧延中にオーステナイト粒界に偏析して焼
入性を上げる作用があるが、0.003 wt％を超えるとＨＡ
Ｚ部の靱性を劣化させるために、上限を0.003wt％とし
た。
【００１５】そして溶接金属の成分組成を限定した理由
はつぎの通りである。 Ｃ： Ｃは高焼入性成分であり、その増加により炭化物
やマルテンサイトが生成し、靱性は低下するので、内面
側では0.08wt％以下、外面側では0.10wt％以下にする必
要がある。 Si： Siは脱酸剤として添加され、溶接金属中にも含有
される成分であるが、内面側、外面側ともに 0.5wt％を
超えると靱性は低下する。
はつぎの通りである。 Ｃ： Ｃは高焼入性成分であり、その増加により炭化物
やマルテンサイトが生成し、靱性は低下するので、内面
側では0.08wt％以下、外面側では0.10wt％以下にする必
要がある。 Si： Siは脱酸剤として添加され、溶接金属中にも含有
される成分であるが、内面側、外面側ともに 0.5wt％を
超えると靱性は低下する。
【００１６】Mn： Mnは脱酸剤および焼入性成分として
必要であるが、内面側、外面側ともに 0.8wt％未満では
その効果に乏しく、一方 1.8wt％を超えるとUBが生成
し、靱性が低下する。 Cu： Cuは焼入性成分であり、母材希釈およびワイヤの
メッキから混入する成分であるが、内面側、外面側とも
に0.20wt％を超えて含有すると焼入性が過剰となり靱性
を害するので、0.20wt％を上限とした。
必要であるが、内面側、外面側ともに 0.8wt％未満では
その効果に乏しく、一方 1.8wt％を超えるとUBが生成
し、靱性が低下する。 Cu： Cuは焼入性成分であり、母材希釈およびワイヤの
メッキから混入する成分であるが、内面側、外面側とも
に0.20wt％を超えて含有すると焼入性が過剰となり靱性
を害するので、0.20wt％を上限とした。
【００１７】Cr： Crは焼入性成分であり、母材希釈に
より含有されるが、内面側、外面側ともに0.20wt％を超
えて含有すると焼入性が過剰となり靱性を害するので、
0.20wt％を上限とした。 Ni： Niは焼入性成分であり、母材希釈により含有され
るが、内面側、外面側ともに0.20wt％を超えて含有する
と焼入性が過剰となり靱性を害するので、0.20wt％を上
限とした。
より含有されるが、内面側、外面側ともに0.20wt％を超
えて含有すると焼入性が過剰となり靱性を害するので、
0.20wt％を上限とした。 Ni： Niは焼入性成分であり、母材希釈により含有され
るが、内面側、外面側ともに0.20wt％を超えて含有する
と焼入性が過剰となり靱性を害するので、0.20wt％を上
限とした。
【００１８】Ｖ： Ｖは焼入性成分であり、母材希釈に
より含有されるが、内面側、外面側ともに0.05wt％を超
えて含有すると焼入性が過剰となり靱性を害するので、
0.05wt％を上限とした。 Mo： Moは焼入性成分であり、組織を微細化して靱性を
向上させるが、再熱によるUBの生成を助長することによ
り内面側溶接金属の靱性を低下させるので、内面側では
0.2wt％以下に抑える必要がある。一方外面側では組織
微細化による靱性改善のため最低 0.1wt％は必要である
が、0.4 wt％を超えて添加する焼入性が過剰となってマ
ルテンサイト組織となり、靱性を害するので上限を 0.4
wt％とする。
より含有されるが、内面側、外面側ともに0.05wt％を超
えて含有すると焼入性が過剰となり靱性を害するので、
0.05wt％を上限とした。 Mo： Moは焼入性成分であり、組織を微細化して靱性を
向上させるが、再熱によるUBの生成を助長することによ
り内面側溶接金属の靱性を低下させるので、内面側では
0.2wt％以下に抑える必要がある。一方外面側では組織
微細化による靱性改善のため最低 0.1wt％は必要である
が、0.4 wt％を超えて添加する焼入性が過剰となってマ
ルテンサイト組織となり、靱性を害するので上限を 0.4
wt％とする。
【００１９】Ti： Tiは微細なフェライトを形成させて
靱性を向上させるが、内面側、外面側ともに 0.005wt％
未満ではこの効果は乏しいので最低限 0.005wt％以上は
必要である。一方、内面側では0.03wt％、外面側では0.
05wt％を超えると固溶Tiが増加して炭化物、窒化物の析
出により靱性は低下する。 Ｂ： Ｂは高焼入性成分であり、またTiとの相乗効果で
微細なAFを形成させ、靱性を向上させるが、内面側、外
面側ともに0.0005wt％未満ではこの効果に乏しく、内面
側では0.0030wt％、外面側では0.0060wt％を超えるとマ
ルテンサイトが生成し、靱性は低下する。
靱性を向上させるが、内面側、外面側ともに 0.005wt％
未満ではこの効果は乏しいので最低限 0.005wt％以上は
必要である。一方、内面側では0.03wt％、外面側では0.
05wt％を超えると固溶Tiが増加して炭化物、窒化物の析
出により靱性は低下する。 Ｂ： Ｂは高焼入性成分であり、またTiとの相乗効果で
微細なAFを形成させ、靱性を向上させるが、内面側、外
面側ともに0.0005wt％未満ではこの効果に乏しく、内面
側では0.0030wt％、外面側では0.0060wt％を超えるとマ
ルテンサイトが生成し、靱性は低下する。
【００２０】Ｎ： Ｎは溶接金属中に不可避的に含まれ
る成分であるが、Ｂを窒化して粒界フェライトの生成を
促進し、靱性を低下させるので、内面側、外面側ともに
0.0080wt％以下とする必要がある。 Ｏ： Ｏは溶接金属中に不可避的に含まれる成分である
が、内面側、外面側ともに 0.035wt％を超えると溶接金
属中の介在物の増加により靱性は低下する。
る成分であるが、Ｂを窒化して粒界フェライトの生成を
促進し、靱性を低下させるので、内面側、外面側ともに
0.0080wt％以下とする必要がある。 Ｏ： Ｏは溶接金属中に不可避的に含まれる成分である
が、内面側、外面側ともに 0.035wt％を超えると溶接金
属中の介在物の増加により靱性は低下する。
【００２１】Ｐcm： Ｐcmは溶接金属の組成全体として
の焼入性を示すものであり、焼入性が不足すると初析フ
ェライトが析出して靱性が劣化する。このため、外面側
では0.140wt％を必要とする。それに対し内面側は、外
面側溶接により再熱されるので 0.110wt％以上にする必
要がある。また 0.200wt％を超えて過大となると焼入性
が過剰となるので溶接のままでも靱性が劣化する。さら
に 0.170〜 0.200wt％の範囲では再熱時にUBが析出して
靱性が劣化する。そこで再熱を受ける内面側では 0.110
〜0.170 wt％に限定し、また再熱を受けない外面側では
0.140〜0.200wt％に限定した。
の焼入性を示すものであり、焼入性が不足すると初析フ
ェライトが析出して靱性が劣化する。このため、外面側
では0.140wt％を必要とする。それに対し内面側は、外
面側溶接により再熱されるので 0.110wt％以上にする必
要がある。また 0.200wt％を超えて過大となると焼入性
が過剰となるので溶接のままでも靱性が劣化する。さら
に 0.170〜 0.200wt％の範囲では再熱時にUBが析出して
靱性が劣化する。そこで再熱を受ける内面側では 0.110
〜0.170 wt％に限定し、また再熱を受けない外面側では
0.140〜0.200wt％に限定した。
【００２２】なお、使用する溶接ワイヤとしては、Ｃ：
0.08wt％以下，Si：0.5 wt％以下，Mn：1.00〜2.00wt
％，Mo：0.8 wt％以下，Ti：0.10〜0.30wt％，Ｂ：0.01
〜0.03wt％，残部Feおよび不可避的不純物からなるTi−
Ｂ系溶接ワイヤが好ましい。理由は以下のとおりであ
る。Ｃ：0.08wt％を超えると溶接金属の焼入性過剰とな
り靱性が劣化する。
0.08wt％以下，Si：0.5 wt％以下，Mn：1.00〜2.00wt
％，Mo：0.8 wt％以下，Ti：0.10〜0.30wt％，Ｂ：0.01
〜0.03wt％，残部Feおよび不可避的不純物からなるTi−
Ｂ系溶接ワイヤが好ましい。理由は以下のとおりであ
る。Ｃ：0.08wt％を超えると溶接金属の焼入性過剰とな
り靱性が劣化する。
【００２３】Si：0.5 wt％を超えると溶接金属の焼入性
過剰となり靱性が劣化する。Mn：1.00wt％未満では溶接
金属の強度・靱性が十分でなく、2.00wt％を超えると溶
接金属の焼入性過剰となり靱性が劣化する。Mo：0.8 wt
％を超えると溶接金属の焼入性過剰となり靱性が劣化す
る。Ti：0.10wt％未満では前述した溶接金属の最低Ti量
が確保できず、0.30wt％を超えると固溶硬化、析出硬化
により靱性が劣化する。
過剰となり靱性が劣化する。Mn：1.00wt％未満では溶接
金属の強度・靱性が十分でなく、2.00wt％を超えると溶
接金属の焼入性過剰となり靱性が劣化する。Mo：0.8 wt
％を超えると溶接金属の焼入性過剰となり靱性が劣化す
る。Ti：0.10wt％未満では前述した溶接金属の最低Ti量
が確保できず、0.30wt％を超えると固溶硬化、析出硬化
により靱性が劣化する。
【００２４】Ｂ：0.01wt％未満では前述した溶接金属の
最低Ｂ量が確保できず、0.03wt％を超えると焼入性過剰
となり靱性が劣化する。使用するSiO2−CaO −CaF2系溶
接フラックスとしては、SiO2：20〜35wt％、CaO ：15〜
40wt％、CaF2：10〜30wt％を含むものが好ましい。これ
は塩基度を高めて溶接金属中の酸素量を低減するためで
ある。
最低Ｂ量が確保できず、0.03wt％を超えると焼入性過剰
となり靱性が劣化する。使用するSiO2−CaO −CaF2系溶
接フラックスとしては、SiO2：20〜35wt％、CaO ：15〜
40wt％、CaF2：10〜30wt％を含むものが好ましい。これ
は塩基度を高めて溶接金属中の酸素量を低減するためで
ある。
【００２５】
【実施例】表１に示すような化学組成を有する板厚23.8
mmのAPI 規格Ｘ60クラスUOパイプ鋼板PA，PBを溶接する
に際し、本発明法による実施例と、本発明法の限定要件
を満たさない比較例とについて同一溶接条件で溶接を実
施し、その靱性を比較した。この比較試験には表２に示
すような化学組成の異なる溶融型フラックスと表３に示
すような化学組成の異なるワイヤを組み合わせて４電極
両面１層盛りサブマージドアーク溶接を行った。この場
合の溶接条件は表４に示すとおりであり、その開先形状
は図２に示すとおりである。
mmのAPI 規格Ｘ60クラスUOパイプ鋼板PA，PBを溶接する
に際し、本発明法による実施例と、本発明法の限定要件
を満たさない比較例とについて同一溶接条件で溶接を実
施し、その靱性を比較した。この比較試験には表２に示
すような化学組成の異なる溶融型フラックスと表３に示
すような化学組成の異なるワイヤを組み合わせて４電極
両面１層盛りサブマージドアーク溶接を行った。この場
合の溶接条件は表４に示すとおりであり、その開先形状
は図２に示すとおりである。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】溶接終了後図３に示すように５mmサイズの
シャルピー衝撃試験片を内面側、外面側溶接金属よりそ
れぞれ採取し、シャルピー衝撃試験を行った。表５に溶
接金属の化学組成を示す。内面側、外面側溶接金属から
採取した試料に基づく衝撃試験結果は表６に示した通り
である。
シャルピー衝撃試験片を内面側、外面側溶接金属よりそ
れぞれ採取し、シャルピー衝撃試験を行った。表５に溶
接金属の化学組成を示す。内面側、外面側溶接金属から
採取した試料に基づく衝撃試験結果は表６に示した通り
である。
【００３１】
【表５】
【００３２】
【表６】
【００３３】表６より明らかなように、本発明による溶
接金属では外面により再熱を受ける内面側と外面側とも
に高い靱性を示す。なお、内面側と外面側の溶接金属の
組成およびＰcmを変えるにあたり、本実施例において
は、内外面での溶接条件を同一としそれぞれ組成の異な
る溶接ワイヤを使用することで対処したが、サブマージ
ドアーク溶接では母材の溶け込みが大きいので、内外面
で使用する溶接ワイヤの組成は同じとし溶接条件のほう
をそれぞれ変えるというやり方で対処してもよい。
接金属では外面により再熱を受ける内面側と外面側とも
に高い靱性を示す。なお、内面側と外面側の溶接金属の
組成およびＰcmを変えるにあたり、本実施例において
は、内外面での溶接条件を同一としそれぞれ組成の異な
る溶接ワイヤを使用することで対処したが、サブマージ
ドアーク溶接では母材の溶け込みが大きいので、内外面
で使用する溶接ワイヤの組成は同じとし溶接条件のほう
をそれぞれ変えるというやり方で対処してもよい。
【００３４】
【発明の効果】本発明によれば、低温用高靱性ＵＯＥ鋼
管の母材の化学成分ならびに両面１層サブマージドアー
ク溶接により形成される内面側および外面側溶接金属の
化学成分をそれぞれ区別して限定したので、内外面とも
に優れた低温靱性を有する低温用高靱性ＵＯＥ鋼管を得
ることができる。
管の母材の化学成分ならびに両面１層サブマージドアー
ク溶接により形成される内面側および外面側溶接金属の
化学成分をそれぞれ区別して限定したので、内外面とも
に優れた低温靱性を有する低温用高靱性ＵＯＥ鋼管を得
ることができる。
【図１】溶接金属の靱性と最高加熱温度との関係を示す
特性図である。
特性図である。
【図２】本発明の実施例における開先形状を示す断面図
である。
である。
【図３】本発明の実施例におけるシャルピー衝撃試験片
採取位置を示す断面図である。
採取位置を示す断面図である。
１ 外面側溶接金属衝撃試験片 ２ 内面側溶接金属衝撃試験片
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ａ 38/54 38/54
Claims (1)
- 【請求項１】 母材組成が、Ｃ：0.10wt％以下，Si：0.
5 wt％以下，Mn：2.0wt％以下を含み、さらにCu：0.5 w
t％以下，Cr：0.5 wt％以下，Ni：0.5 wt％以下，Nb：
0.07wt％以下，Ｖ：0.07wt％以下，Mo：0.3 wt％以下，
Ti：0.1 wt％以下，Ｂ：0.003 wt％以下のうちから選ば
れる１種または２種以上を含み、残部Feおよび不可避的
不純物からなる鋼材を、Ti−Ｂ系溶接ワイヤと、SiO2−
CaO −CaF2系のフラックスとを用いてサブマージドアー
ク溶接により、先に形成された内面側溶接金属の組成
が、Ｃ：0.08wt％以下，Si：0.5 wt％以下，Mn：0.8 〜
1.8wt％，Cu：0.20wt％以下，Cr：0.20wt％以下，Ni：
0.20wt％以下，Ｖ：0.05wt％以下，Mo：0.2 wt％以下，
Ti：0.005 〜0.03wt％，Ｂ：0.0005〜0.0030wt％，Ｎ：
0.0080wt％以下，Ｏ：0.035 wt％以下，残部Feおよび不
可避的不純物からなりかつ下記の式で示されるＰcmが0.
110 〜0.170 wt％であり、後に形成された外面溶接金属
の組成が、Ｃ：0.10wt％以下，Si：0.5 wt％以下，Mn：
0.8 〜1.8 wt％，Cu：0.20wt％以下，Cr：0.20wt％以
下，Ni：0.20wt％以下，Ｖ：0.05wt％以下，Mo：0.1 〜
0.4 wt％，Ti：0.005 〜0.05wt％，Ｂ：0.0005〜0.0060
wt％，Ｎ：0.0080wt％以下，Ｏ：0.035 wt％以下，残部
Feおよび不可避的不純物からなりかつ下記の式に示すＰ
cmが0.140 〜0.200 wt％であることを特徴とする低温用
高靱性ＵＯＥ鋼管。 記 【数１】
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14749895A JPH091344A (ja) | 1995-06-14 | 1995-06-14 | 低温用高靱性ｕｏｅ鋼管 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14749895A JPH091344A (ja) | 1995-06-14 | 1995-06-14 | 低温用高靱性ｕｏｅ鋼管 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2004305367A Division JP4134974B2 (ja) | 2004-10-20 | 2004-10-20 | 低温用高靱性ｕｏｅ鋼管 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH091344A true JPH091344A (ja) | 1997-01-07 |
Family
ID=15431744
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14749895A Pending JPH091344A (ja) | 1995-06-14 | 1995-06-14 | 低温用高靱性ｕｏｅ鋼管 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH091344A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005186162A (ja) * | 2003-12-02 | 2005-07-14 | Jfe Steel Kk | 耐サワー特性に優れた高靭性厚肉溶接鋼管 |
| EP1818131A1 (en) * | 2006-02-09 | 2007-08-15 | Lincoln Global, Inc. | Metal cored wire |
| JP2008100277A (ja) * | 2006-10-23 | 2008-05-01 | Jfe Steel Kk | 靭性に優れた溶接部を有する低降伏比厚肉電縫鋼管の製造方法 |
| JP2013119658A (ja) * | 2011-12-08 | 2013-06-17 | Jfe Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度６００ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管 |
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| CN106271212A (zh) * | 2016-10-13 | 2017-01-04 | 北京科技大学 | 一种低温用高强高韧埋弧焊丝及应用方法 |
| CN107553003A (zh) * | 2017-09-20 | 2018-01-09 | 中国石油天然气集团公司管材研究所 | 一种低温服役环境x90钢级弯管、管件用埋弧焊丝 |
| WO2021153559A1 (ja) | 2020-01-29 | 2021-08-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接鋼管およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-06-14 JP JP14749895A patent/JPH091344A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP4631414B2 (ja) * | 2003-12-02 | 2011-02-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐サワー特性に優れた高靭性厚肉溶接鋼管 |
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| US8664567B2 (en) | 2006-02-09 | 2014-03-04 | Lincoln Global, Inc. | Metal cored wire |
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| WO2021153559A1 (ja) | 2020-01-29 | 2021-08-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接鋼管およびその製造方法 |
| KR20220115622A (ko) | 2020-01-29 | 2022-08-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접 강관 및 그의 제조 방법 |
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