JPS6028885B2 - 高靭性溶接金属が得られるｕｏｅ鋼管熱処理方法 - Google Patents
高靭性溶接金属が得られるｕｏｅ鋼管熱処理方法Info
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- JPS6028885B2 JPS6028885B2 JP55189091A JP18909180A JPS6028885B2 JP S6028885 B2 JPS6028885 B2 JP S6028885B2 JP 55189091 A JP55189091 A JP 55189091A JP 18909180 A JP18909180 A JP 18909180A JP S6028885 B2 JPS6028885 B2 JP S6028885B2
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は高靭性溶接金属が得られるＵＯＥ鋼管の熱処理
方法に係り、詳しくは、Ｃ・Ｅ値および熱処理温度と勤
‘性の関係から、溶接金属の靭‘性を高めるため基準を
確立し、この基準に応じて熱処理する方法に係る。
方法に係り、詳しくは、Ｃ・Ｅ値および熱処理温度と勤
‘性の関係から、溶接金属の靭‘性を高めるため基準を
確立し、この基準に応じて熱処理する方法に係る。
近年、ＵＯＥ鋼管に対する要求は高張力ならびに大径厚
肉化の傾向が強まるとともに、低温靭性ならびに耐硫化
水素割れ性などの改善が望まれるようになってきた。
肉化の傾向が強まるとともに、低温靭性ならびに耐硫化
水素割れ性などの改善が望まれるようになってきた。
誘導加熱装置の技術の最近の進歩によってパイプを短時
間に焼入れ、焼戻し処理することが可能となり、上記の
要求を熱処理によって解決する方法が試みられる機運に
ある。
間に焼入れ、焼戻し処理することが可能となり、上記の
要求を熱処理によって解決する方法が試みられる機運に
ある。
一般に鋼板においては、焼入れ、焼戻し処理を加えるこ
とによって、圧延のままの材に比較して強度および低温
鞠性の確保に有利であることは周知化されており、また
、溶接に伴って生じる鋼板熱影響部の縦化も顕著に改善
されることも容易に推定できる。
とによって、圧延のままの材に比較して強度および低温
鞠性の確保に有利であることは周知化されており、また
、溶接に伴って生じる鋼板熱影響部の縦化も顕著に改善
されることも容易に推定できる。
しかし、溶接金属については焼入れ、焼戻し処理するこ
とによって靭一性の改善が可能か否かは、現在まで十分
解明されるに至っていない。
とによって靭一性の改善が可能か否かは、現在まで十分
解明されるに至っていない。
例えば、特公昭５５−１９２９７号公報では焼入れ、焼
戻し処理によって優れた轍‘性が得られることが記載さ
れているが、これに対して特関昭５５一７３８２２号公
報において溶薮金属部は焼入れ、焼戻し処理を行なうこ
とによって逆に鰍性劣化を生じることになると記載され
ていて、両者において熱処理の効果は相矛盾しており、
確立された技術とはいい難い。本発明はそのような点を
鑑み、溶接金属部の低温靭性ならびに耐硫化水素割れ性
等と熱処理との関係を検討し、ＵＯＥ鋼管を熱処理して
、適当な強度と高数性を付与する方法を提供する。
戻し処理によって優れた轍‘性が得られることが記載さ
れているが、これに対して特関昭５５一７３８２２号公
報において溶薮金属部は焼入れ、焼戻し処理を行なうこ
とによって逆に鰍性劣化を生じることになると記載され
ていて、両者において熱処理の効果は相矛盾しており、
確立された技術とはいい難い。本発明はそのような点を
鑑み、溶接金属部の低温靭性ならびに耐硫化水素割れ性
等と熱処理との関係を検討し、ＵＯＥ鋼管を熱処理して
、適当な強度と高数性を付与する方法を提供する。
以下、本発明方法について詳しく説明する。
まず、ＵＯＥ鋼管を溶接により製造する際に、その溶接
金属の組成はＣＯ．０５〜０．１５重量％（以下、単に
％とする。）Ｓｊｏ．２０〜０．４０％、Ｍｎｏ．５〜
２％、Ｐ＜○‐０３％、Ｓ＜０．０２％、Ａ夕０．００
５〜０．０５％、Ｔｉく０．０６％、Ｂ＜０．００４％
を含有するとともに、Ｎｉ≦３．０２％若しくはＭｏ＜
０．３％のうちの一種または二種を含有し、必要に応じ
てＣｒミ０．７５％を含むものとする。この溶接金属に
ついて下記｛１｝式によりＣ・Ｅ値を求める。このＣ・
Ｅ値が０．３８％のところで熱処理条件を次の通りにそ
の条件通りに焼入れする。【１） Ｃ・Ｅ値＜０．３８
％の場合は、ＡＣ３点から（ＡＣ３点十１００℃）まで
の温度範囲から焼入れ、‘２｝ Ｃ・Ｂ値＞０．３８％
の場合は、（ＡＣ３点一１００℃）からＡＣ３点までの
温度範囲から焼入れする。
金属の組成はＣＯ．０５〜０．１５重量％（以下、単に
％とする。）Ｓｊｏ．２０〜０．４０％、Ｍｎｏ．５〜
２％、Ｐ＜○‐０３％、Ｓ＜０．０２％、Ａ夕０．００
５〜０．０５％、Ｔｉく０．０６％、Ｂ＜０．００４％
を含有するとともに、Ｎｉ≦３．０２％若しくはＭｏ＜
０．３％のうちの一種または二種を含有し、必要に応じ
てＣｒミ０．７５％を含むものとする。この溶接金属に
ついて下記｛１｝式によりＣ・Ｅ値を求める。このＣ・
Ｅ値が０．３８％のところで熱処理条件を次の通りにそ
の条件通りに焼入れする。【１） Ｃ・Ｅ値＜０．３８
％の場合は、ＡＣ３点から（ＡＣ３点十１００℃）まで
の温度範囲から焼入れ、‘２｝ Ｃ・Ｂ値＞０．３８％
の場合は、（ＡＣ３点一１００℃）からＡＣ３点までの
温度範囲から焼入れする。
そこで、このようにＣ・Ｅ値を０．３８％を基準とし熱
処理条件を分ける理由について説明すると、次の通りで
ある。本発明者等は種々の組成を有する溶接金属部をオ
ーステナイト化温度（以下、ＡＣ３点という。
処理条件を分ける理由について説明すると、次の通りで
ある。本発明者等は種々の組成を有する溶接金属部をオ
ーステナイト化温度（以下、ＡＣ３点という。
）以上の温度とＡＣ３点以下の温度から焼入れ、何れの
場合もＡＣ，点以下の温度で焼戻した場合について、そ
の強度と鋤幽こついて調べたところ、第１図に示す通り
の結果が得られた（なお、第１図において●印が焼入れ
温度ＡＣ３十５０ｏｏ、０印がＡＣ３−５０ｑｏの各場
合を示す。）。この第１図に示す結果から、熱処理後の
靭一性は以下の｛１）式によって計算される溶接金属の
Ｃ・Ｅ値、つまりＣ当量と暁入温度によって左右され、
ＡＣ３点以上の温度から焼入れた場合にはＣ当量の増加
に伴って靭性は劣化するのに反し、ＡＣ３点以下の温度
から糠入れた場合には、Ｃ当量に比例して鞠性が向上し
、Ｃ．Ｅ．＝０．３８％でそれぞれの直線の交点が存在
することを見出した。Ｃ．Ｅ．＝Ｃ＋１／母Ｍｎ十１／
５（Ｍ。
場合もＡＣ，点以下の温度で焼戻した場合について、そ
の強度と鋤幽こついて調べたところ、第１図に示す通り
の結果が得られた（なお、第１図において●印が焼入れ
温度ＡＣ３十５０ｏｏ、０印がＡＣ３−５０ｑｏの各場
合を示す。）。この第１図に示す結果から、熱処理後の
靭一性は以下の｛１）式によって計算される溶接金属の
Ｃ・Ｅ値、つまりＣ当量と暁入温度によって左右され、
ＡＣ３点以上の温度から焼入れた場合にはＣ当量の増加
に伴って靭性は劣化するのに反し、ＡＣ３点以下の温度
から糠入れた場合には、Ｃ当量に比例して鞠性が向上し
、Ｃ．Ｅ．＝０．３８％でそれぞれの直線の交点が存在
することを見出した。Ｃ．Ｅ．＝Ｃ＋１／母Ｍｎ十１／
５（Ｍ。
十Ｃｒ）＋１／１５（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｃｕ）十１／２４（Ｓ
ｉ十Ｎｉ） ．．．．．．‘１｝ただし、【１ー式で各
元素の値は重量％を示す。即ち、第１図に示す結果から
、特公昭５５−１９２９７号公報において、その特許請
求の範囲に記載されているが如き広い成分範囲にわたっ
ては、焼入れ、焼戻し処理の効果が及ぶのでなく、また
、特開昭５５−７３８２２号公報に記載されているが如
く、ＡＣ３〜ＡＣ，点間の温度から競入れた場合の靭性
が優れているのではないことがわかる。そこで、更に、
第１図に示す結果についてさらに詳細に検討すると次の
通りである。第１図は、種々の組成からなる板厚１９肋
の鋼板を３電極両側一層溶接して形成された溶接金属の
組成を分析すると共に、後記の‘２）式によって計算さ
れたＡＣ３点を基準として、ＡＣ３点以上の温度（ＡＣ
３点十５０００）およびＡＣ３点以下の温度（ＡＣ３点
−５０ｑｏ）から焼入れし、その後、何れの場合も６３
０００で短時間燐戻した場合のＣ．Ｅ．とシャルピ被面
遷移温度の関係を示すグラフである。ＡＣ３（℃）＝９
３７．２−４７６．や十５６ｉ−１９．７Ｍｎ‐１６‐
３Ｃｕ一２６‐母Ｎｉ−４‐９Ｃｒ＋３８‐ＩＭＯ十１
２４‐８Ｖ＋１３６．３ｒｉ＋３５．位ｒ−１９．１Ｎ
ｂ＋１９４．８Ａ夕＋３３１＄…．・．・・・‘２ーた
だし、‘２｝式中で各元素の値は重量％を示す。
ｉ十Ｎｉ） ．．．．．．‘１｝ただし、【１ー式で各
元素の値は重量％を示す。即ち、第１図に示す結果から
、特公昭５５−１９２９７号公報において、その特許請
求の範囲に記載されているが如き広い成分範囲にわたっ
ては、焼入れ、焼戻し処理の効果が及ぶのでなく、また
、特開昭５５−７３８２２号公報に記載されているが如
く、ＡＣ３〜ＡＣ，点間の温度から競入れた場合の靭性
が優れているのではないことがわかる。そこで、更に、
第１図に示す結果についてさらに詳細に検討すると次の
通りである。第１図は、種々の組成からなる板厚１９肋
の鋼板を３電極両側一層溶接して形成された溶接金属の
組成を分析すると共に、後記の‘２）式によって計算さ
れたＡＣ３点を基準として、ＡＣ３点以上の温度（ＡＣ
３点十５０００）およびＡＣ３点以下の温度（ＡＣ３点
−５０ｑｏ）から焼入れし、その後、何れの場合も６３
０００で短時間燐戻した場合のＣ．Ｅ．とシャルピ被面
遷移温度の関係を示すグラフである。ＡＣ３（℃）＝９
３７．２−４７６．や十５６ｉ−１９．７Ｍｎ‐１６‐
３Ｃｕ一２６‐母Ｎｉ−４‐９Ｃｒ＋３８‐ＩＭＯ十１
２４‐８Ｖ＋１３６．３ｒｉ＋３５．位ｒ−１９．１Ｎ
ｂ＋１９４．８Ａ夕＋３３１＄…．・．・・・‘２ーた
だし、‘２｝式中で各元素の値は重量％を示す。
第１図に示す結果から、ＡＣ３点以上の温度から腕入れ
た場合、つまり、●印で示される場合にはＣ．Ｂ．の増
加に伴って破面遷移温度は急激に上昇する一方、ＡＣ３
点以下の温度から焼入れた場合、つまり、０印で示され
る場合には、逆にＣ．Ｅ．の増加に伴い単調に彼面遷移
温度は低下し、Ｃ．Ｅ．＝０．３８％の場合に両者は等
しい被面遷移温度を示している。このため、本発明者等
はそれらの理由について調べた結果、ＡＣ３点以上また
は以下の温度から焼入れた場合はともにＣ．Ｅ．の増減
に伴う鞠性の変化は主としてミクロ組織に依存すること
が明らかになった。更に詳しく説明すると、ＡＣ３点以
上の温度から焼入れる場合にＣ．Ｅ．の増加に伴って靭
性が低下する理由は、次の通りである。
た場合、つまり、●印で示される場合にはＣ．Ｂ．の増
加に伴って破面遷移温度は急激に上昇する一方、ＡＣ３
点以下の温度から焼入れた場合、つまり、０印で示され
る場合には、逆にＣ．Ｅ．の増加に伴い単調に彼面遷移
温度は低下し、Ｃ．Ｅ．＝０．３８％の場合に両者は等
しい被面遷移温度を示している。このため、本発明者等
はそれらの理由について調べた結果、ＡＣ３点以上また
は以下の温度から焼入れた場合はともにＣ．Ｅ．の増減
に伴う鞠性の変化は主としてミクロ組織に依存すること
が明らかになった。更に詳しく説明すると、ＡＣ３点以
上の温度から焼入れる場合にＣ．Ｅ．の増加に伴って靭
性が低下する理由は、次の通りである。
まず、オーステナィト変態によって溶接のまま比較して
著しく紬粒化されたｒ粒界から優先的に変態が進行する
が、この場合、Ｃ．Ｅ．の増加に伴って焼入性が増加し
、フェライト→ラス状（ベーナィト、マルテンサィト）
組織の割合が増加する。
著しく紬粒化されたｒ粒界から優先的に変態が進行する
が、この場合、Ｃ．Ｅ．の増加に伴って焼入性が増加し
、フェライト→ラス状（ベーナィト、マルテンサィト）
組織の割合が増加する。
このラス状組織はクラックの伝播抵抗が小さいため、Ｃ
．Ｅ．の増加に伴って靭性は低下するのである。これに
対し、ＡＣ３点以下の温度から競入れた場合は、溶接の
ままで形成された組織に依存する割合が高く、靭性を高
めるには熱処理前の組織はｒ粒界の初折フェライトの減
少とｒ粒内において形成されるフェライトの紬粒化を必
要とし、そのような組織の改善はＣ．Ｅ．の増加によっ
てもたらされる。
．Ｅ．の増加に伴って靭性は低下するのである。これに
対し、ＡＣ３点以下の温度から競入れた場合は、溶接の
ままで形成された組織に依存する割合が高く、靭性を高
めるには熱処理前の組織はｒ粒界の初折フェライトの減
少とｒ粒内において形成されるフェライトの紬粒化を必
要とし、そのような組織の改善はＣ．Ｅ．の増加によっ
てもたらされる。
つまり、紬粒化されたフェライトを前組織とする場合に
は、焼入れに際しての昇温、保持過程でパーラィト又は
セメンタィトを核として炭素を固熔しながらオーステナ
ィト化が進行し、焼入れによってフェライト間隙に生じ
たオ−ステナィトはマルテンサィトに変態する。このマ
ルテンサィトは競戻すことによって鞠性に富む焼戻しマ
ルテンサィトが形成される。換言すると、Ｃ．Ｅ．の増
加に伴う靭性の向上は溶接のままで形成されるところの
フェライトの微細化とさらに部分的に生じる焼戻しマル
テンサィトを細粒化する役割を演じ、クラックの伝播抵
抗を高め、高鰯化に寄与することが明らかになった。
は、焼入れに際しての昇温、保持過程でパーラィト又は
セメンタィトを核として炭素を固熔しながらオーステナ
ィト化が進行し、焼入れによってフェライト間隙に生じ
たオ−ステナィトはマルテンサィトに変態する。このマ
ルテンサィトは競戻すことによって鞠性に富む焼戻しマ
ルテンサィトが形成される。換言すると、Ｃ．Ｅ．の増
加に伴う靭性の向上は溶接のままで形成されるところの
フェライトの微細化とさらに部分的に生じる焼戻しマル
テンサィトを細粒化する役割を演じ、クラックの伝播抵
抗を高め、高鰯化に寄与することが明らかになった。
本発明方法は上記のところの知見に基づいてなされたも
ので、すなわち、ＵＯＥ鋼管を焼入れ、焼戻し処理する
に際し、ストレートシーム溶接金属の化学組成がＣ．Ｅ
．＜０．３８％の場合には、鱗入温度をＡＣ３点以上と
する。
ので、すなわち、ＵＯＥ鋼管を焼入れ、焼戻し処理する
に際し、ストレートシーム溶接金属の化学組成がＣ．Ｅ
．＜０．３８％の場合には、鱗入温度をＡＣ３点以上と
する。
一方、Ｃ．Ｅ．＞０．３８％となる場合にはＡＣ３点以
下として焼入れてから、いずれの場合もＡＣ，点以下の
温度で暁戻す。そこで、成分および焼入加熱温度の限定
理由について述べると、次の通りである。
下として焼入れてから、いずれの場合もＡＣ，点以下の
温度で暁戻す。そこで、成分および焼入加熱温度の限定
理由について述べると、次の通りである。
まず、Ｃ，Ｓｊ，Ｍｎ，Ａ夕，Ｍｏ，Ｎｊ等の各成分の
組成範囲は通常、適当な強度とすぐれた低温靭性を得る
ためや、耐硫化水素割れ性などを向上せしめることを目
的として熱処理を施す鋼板に添加されており、Ｐ，Ｓは
不純物として含有されるものであるが、それら鋼板に近
い共金的組成のワイヤとを組合わせることによって容易
に請求の範囲の通りの値が得られる。
組成範囲は通常、適当な強度とすぐれた低温靭性を得る
ためや、耐硫化水素割れ性などを向上せしめることを目
的として熱処理を施す鋼板に添加されており、Ｐ，Ｓは
不純物として含有されるものであるが、それら鋼板に近
い共金的組成のワイヤとを組合わせることによって容易
に請求の範囲の通りの値が得られる。
Ｃは高鞠性を得るためには低いことが望ましく上限を０
．１５％とし、また、強度を確保するために０．０５％
以上が必要である。
．１５％とし、また、強度を確保するために０．０５％
以上が必要である。
Ｓｉは少ないほど好ましいが０．２％以下とすることは
困難であり、０．４％以上では級性に悪影響を及ぼす。
困難であり、０．４％以上では級性に悪影響を及ぼす。
Ｍｎは強度と靭性を確保するのに必要な元素であるが、
０．５％以下では強度上問題があり、熔接金属中に２％
以上含有させるためにはワイヤの製作が困難となる。Ａ
そは脱酸元素として鋼板中に含まれるため、０．００５
％以下となることはないが、０．０５以上になると巨大
なＡ夕２０３系介在物が生成され、籾性を低下させるた
めに０．０５％以下に制限される。
０．５％以下では強度上問題があり、熔接金属中に２％
以上含有させるためにはワイヤの製作が困難となる。Ａ
そは脱酸元素として鋼板中に含まれるため、０．００５
％以下となることはないが、０．０５以上になると巨大
なＡ夕２０３系介在物が生成され、籾性を低下させるた
めに０．０５％以下に制限される。
更に、ＭｏおよびＮｉは強度と靭性のバランスを保つた
めに添加されるが、高価であるためそれぞれ０．３０％
，３．０２％以下に限定した。Ｃｒは強度の確保に有効
な元素であるが、０．７５％以上ではワイヤの製作が難
しいため０．７５％以下とした。Ｐ，Ｓはとくに靭性に
悪影響を及ぼすのでそれぞれ０．０３％，０．０２％以
下に限定した。
めに添加されるが、高価であるためそれぞれ０．３０％
，３．０２％以下に限定した。Ｃｒは強度の確保に有効
な元素であるが、０．７５％以上ではワイヤの製作が難
しいため０．７５％以下とした。Ｐ，Ｓはとくに靭性に
悪影響を及ぼすのでそれぞれ０．０３％，０．０２％以
下に限定した。
次に、ＴｉおよびＢは鋼板中に含有されることは少ない
が、下記のような理由で溶接材料から積極的に添加する
。すなわち、ＴｉはＡＣ３点温度以上からの焼入れに際
しては、加熱時あるいは溶接のままの時に形成されたＴ
ＩＮがオーステナイト粒の成長を阻止し、組織を微細に
することによって、低温靭‘性の向上に寄与する。
が、下記のような理由で溶接材料から積極的に添加する
。すなわち、ＴｉはＡＣ３点温度以上からの焼入れに際
しては、加熱時あるいは溶接のままの時に形成されたＴ
ＩＮがオーステナイト粒の成長を阻止し、組織を微細に
することによって、低温靭‘性の向上に寄与する。
Ｂは溶接のまま時の組織を紬粒にし、熱処理後の組織を
も微細にする効果を有する。また、ＡＣ３点温度以下か
らの焼入れでは、熔接のまま時にＴＩＮによってフェラ
イトが生成され、Ｂは「粒界の初析フェライトを消滅さ
せることによって、焼入前の組織が細粒化するため熱処
理後の轍性向上に寄与する。
も微細にする効果を有する。また、ＡＣ３点温度以下か
らの焼入れでは、熔接のまま時にＴＩＮによってフェラ
イトが生成され、Ｂは「粒界の初析フェライトを消滅さ
せることによって、焼入前の組織が細粒化するため熱処
理後の轍性向上に寄与する。
この場合、Ｂ＞０．００４％で、Ｔｉが０．０６１％（
Ｔｉ＝０．０６１％の場合は第５表に示している。）を
超えると、そのような効果は極めて少なく、Ｔｉおよび
Ｂを得るためにワイヤ中に添加されるＴｉおよびＢ量が
高過ぎるようになり、鋼塊割れの原因となるため、溶接
金属中でＴｉは０．０６１％に等しいか０．０６１％以
下、Ｂは０．００４％以下に制限される。なお、残余は
実質的にＦｅから成って、不可避的な不純物を含むもの
とする。
Ｔｉ＝０．０６１％の場合は第５表に示している。）を
超えると、そのような効果は極めて少なく、Ｔｉおよび
Ｂを得るためにワイヤ中に添加されるＴｉおよびＢ量が
高過ぎるようになり、鋼塊割れの原因となるため、溶接
金属中でＴｉは０．０６１％に等しいか０．０６１％以
下、Ｂは０．００４％以下に制限される。なお、残余は
実質的にＦｅから成って、不可避的な不純物を含むもの
とする。
次に、加熱温度の限定理由について述べると、Ｃ．Ｅ．
＜０．３８％の場合にＡＣ３点〜ＡＣ３点十１００ｏｏ
の温度範囲から競入れることが必要条件であるが、ＡＣ
３十１００ｏｏを超えて焼入れすると、オーステナィト
粒の成長を招き、焼入れ組織が粗くなり轍性を低下させ
るため好ましくない。
＜０．３８％の場合にＡＣ３点〜ＡＣ３点十１００ｏｏ
の温度範囲から競入れることが必要条件であるが、ＡＣ
３十１００ｏｏを超えて焼入れすると、オーステナィト
粒の成長を招き、焼入れ組織が粗くなり轍性を低下させ
るため好ましくない。
さらに、Ｃ．Ｅ＞０．３８％の場合にはＡＣ３点−１０
０ｑｏ〜ＡＣ３点の温度範囲から焼入れることが必要で
あるが、ＡＣ３点一１００００以下になると熱処理前の
組織が残存する割合が大きく低温鞠性を得るのに好まし
くなく、同時に母材の強度低下を生じるため好ましくな
い。また、第１図からＣ．Ｅ．値と破面遷移温度との関
係のほかにＣ．Ｅ．値と引張強さの関係を求めると、溶
接金属部の引張強さは焼入温度の違いによって異なるこ
となくＣ．Ｅ．値の増加に伴って上昇することがわかる
。
０ｑｏ〜ＡＣ３点の温度範囲から焼入れることが必要で
あるが、ＡＣ３点一１００００以下になると熱処理前の
組織が残存する割合が大きく低温鞠性を得るのに好まし
くなく、同時に母材の強度低下を生じるため好ましくな
い。また、第１図からＣ．Ｅ．値と破面遷移温度との関
係のほかにＣ．Ｅ．値と引張強さの関係を求めると、溶
接金属部の引張強さは焼入温度の違いによって異なるこ
となくＣ．Ｅ．値の増加に伴って上昇することがわかる
。
第１図において、Ｃ．Ｅ．＝０．３８％では引張強さ６
０ｋ９／桝に相当し、母材の強度が６０ｋ９／桝以下と
なる場合にはＡＣ３点以上の温度から燈入れし、６０ｋ
９／桝以上を必要とする場合にはＡＣ３点以下の温度か
ら暁入れることによって、母材と均一な強度と優れた低
温鞠性が得られることがわかる。また、競入温度をＡＣ
３点以下とした場合には、溶接金属のみならず、鋼板部
やその熱影響部においてもＡＣ３点以下となるが、本発
明者等の調査では、そのような場合においても十分高い
籾性を有することが判った。次に、実施例について説明
する。
０ｋ９／桝に相当し、母材の強度が６０ｋ９／桝以下と
なる場合にはＡＣ３点以上の温度から燈入れし、６０ｋ
９／桝以上を必要とする場合にはＡＣ３点以下の温度か
ら暁入れることによって、母材と均一な強度と優れた低
温鞠性が得られることがわかる。また、競入温度をＡＣ
３点以下とした場合には、溶接金属のみならず、鋼板部
やその熱影響部においてもＡＣ３点以下となるが、本発
明者等の調査では、そのような場合においても十分高い
籾性を有することが判った。次に、実施例について説明
する。
実施例 １
第１表に示す化学組成を有し、板厚が異なる鋼板ＰＡ（
板厚２５柵）、ＰＢ（板厚１６柳）を第２表に示す溶融
型フラツクスと第３表に示すワイヤを組合わせて両側一
層溶接した。
板厚２５柵）、ＰＢ（板厚１６柳）を第２表に示す溶融
型フラツクスと第３表に示すワイヤを組合わせて両側一
層溶接した。
その場合の開先形状と溶接条件は第４表に示す通りであ
り、得られた溶接金属の化学組成は第５表に示す通りで
あった。また、この溶接金属の化学組成から【１｝なら
びに■式にしたがって、Ｃ．Ｅ．、ＡＣ３変態点を計算
ち、Ｃ．Ｅ．が０．３８％より低い溶接金属ではＡＣ３
十５０℃、Ｃ．Ｅ．が０．３８％より高い溶接金属では
ＡＣ３−５０℃の温度から暁入し、その後、いずれの場
合にも６３０ｑｏで短時間の焼戻しと行ない、それらの
試験片から２柳Ｖノツチシャルピ、硬さ測定用試料を採
取して試験した。なお、これらの熱処理は電気炉によっ
て行ない、目標温度に到達すると同時に水冷（焼入れ）
空冷（焼戻し）した。
り、得られた溶接金属の化学組成は第５表に示す通りで
あった。また、この溶接金属の化学組成から【１｝なら
びに■式にしたがって、Ｃ．Ｅ．、ＡＣ３変態点を計算
ち、Ｃ．Ｅ．が０．３８％より低い溶接金属ではＡＣ３
十５０℃、Ｃ．Ｅ．が０．３８％より高い溶接金属では
ＡＣ３−５０℃の温度から暁入し、その後、いずれの場
合にも６３０ｑｏで短時間の焼戻しと行ない、それらの
試験片から２柳Ｖノツチシャルピ、硬さ測定用試料を採
取して試験した。なお、これらの熱処理は電気炉によっ
て行ない、目標温度に到達すると同時に水冷（焼入れ）
空冷（焼戻し）した。
その場合の昇温速度は目標加熱温度まで１２〜１５分と
した。
した。
第１表
鋼板の化学組成
第２表
フラックスの化学組成
第３表
ヮィャの化学組成
第４表
溶接条件
き
対
三
Ｓ
艇
■
慾
鍵
船
船
この試験結果は第６表に示す通りであって、本発明方法
により得られる溶接金属の鋤性は比較法のものに比べる
と、著しく高い鞠性が得られることがわかった。
により得られる溶接金属の鋤性は比較法のものに比べる
と、著しく高い鞠性が得られることがわかった。
第６表
試験結果
実施例 ２
第５表に示す溶接Ｎｏ．１とＮｏ．１６の溶接金属につ
いて種々の熱処理温度で焼入してから、６３０００で短
時間焼戻しを行ない、シャルピ衝撃試験を行なったとこ
ろ第２図に示す結果が得られた。
いて種々の熱処理温度で焼入してから、６３０００で短
時間焼戻しを行ない、シャルピ衝撃試験を行なったとこ
ろ第２図に示す結果が得られた。
この場合の熱処理条件は実施例１と同機である。第２図
より明らかなように、Ｃ．Ｅ．＜０．３８％の場合には
ＡＣ３以上の温度に加熱焼入れすることによって良好な
低温靭性を示すが、加熱温度をＡＣ３点十ｌｏｏｑｏ（
９８０ｏｏ）に限定することによって、その効果が顕著
になる。
より明らかなように、Ｃ．Ｅ．＜０．３８％の場合には
ＡＣ３以上の温度に加熱焼入れすることによって良好な
低温靭性を示すが、加熱温度をＡＣ３点十ｌｏｏｑｏ（
９８０ｏｏ）に限定することによって、その効果が顕著
になる。
また、Ｃ．Ｅ．＞０．３８％の場合にはＡＣ３点以下の
加熱焼入温度によって十分高い低温靭性を得ることが可
能である。なお、熔接Ｎｏ．１の溶接金属のＣ．Ｅ．は
０．３２、ＡＣ３は８８６００であり、第２図で○印と
して示し、溶接Ｎｏ．１６の溶接金属のＣ．Ｅ．は０．
４２、ＡＣ３は８８１であり、第２図で●印として示し
た。
加熱焼入温度によって十分高い低温靭性を得ることが可
能である。なお、熔接Ｎｏ．１の溶接金属のＣ．Ｅ．は
０．３２、ＡＣ３は８８６００であり、第２図で○印と
して示し、溶接Ｎｏ．１６の溶接金属のＣ．Ｅ．は０．
４２、ＡＣ３は８８１であり、第２図で●印として示し
た。
以上詳しく説明した通り、本発明方法は、ＵＯＥ鋼管を
焼入れ、焼戻し処理するに際し、そのストレートシーム
溶接金属の化学組成から求められる値、Ｃ．Ｅ．＜０．
３８の場合には焼入温度をＡＣ３点以上とし、Ｃ．Ｅ．
＞０．３８となる場合にはＡＣ３点以下として暁入して
から、いずれの場合もＡＣ，点以下の温度で焼戻すこと
を特徴とするものであるから、適当な強度と高籾性を兼
ね備えた溶接金属が得られ、近年の如く、ＵＯＥ鋼管に
対して高張力、大径厚肉化の傾向が強まっても、低温靭
性、耐硫化水素割れ性などが大中に改善される。
焼入れ、焼戻し処理するに際し、そのストレートシーム
溶接金属の化学組成から求められる値、Ｃ．Ｅ．＜０．
３８の場合には焼入温度をＡＣ３点以上とし、Ｃ．Ｅ．
＞０．３８となる場合にはＡＣ３点以下として暁入して
から、いずれの場合もＡＣ，点以下の温度で焼戻すこと
を特徴とするものであるから、適当な強度と高籾性を兼
ね備えた溶接金属が得られ、近年の如く、ＵＯＥ鋼管に
対して高張力、大径厚肉化の傾向が強まっても、低温靭
性、耐硫化水素割れ性などが大中に改善される。
第１図は溶接金属のＣ．Ｅ．値とシャルピ被面遷移温度
ならびに引張強この関係を示すグラフ、第２図はＣ．Ｅ
．値が０．３８％以上と以下の組成の溶接金属について
の加熱焼入れ温度とシャルピ吸収ェネルギとの関係を示
すグラフである。 第１図 第２図
ならびに引張強この関係を示すグラフ、第２図はＣ．Ｅ
．値が０．３８％以上と以下の組成の溶接金属について
の加熱焼入れ温度とシャルピ吸収ェネルギとの関係を示
すグラフである。 第１図 第２図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ ＵＯＥ鋼管を焼入・焼戻し処理するに際し、まず、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜０．４０
％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ＜０．０３％、Ｓ＜０．０
２％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ≦０．０６
１、Ｂ＜０．００４％を含有すると共に、Ｎｉ≦３．０
２％若しくはＭｏ＜０．３％のうちの一種または二種を
含有し、残余が実質的にＦｅから成るＵＯＥ鋼管の溶接
金属について下記式によつてＣ・Ｅ値を求めてから、こ
のＣ・Ｅ＜０．３８％の場合にはＡＣ＿３点から（ＡＣ
＿３点＋１００℃）までの温度範囲から焼入れ、Ｃ・Ｅ
値＞０．３８％の場合には（ＡＣ＿３点−１００℃）か
らＡＣ＿３点までの温度範囲から焼入れ、その後、ＡＣ
＿１点以下の温度で焼戻すことを特徴とする高靭性溶接
金属が得られるＵＯＥ鋼管の熱処理方法。 Ｃ・Ｅ（％）＝Ｃ＋１／６Ｍｎ＋１／５（Ｍｏ＋Ｃｒ）
＋１／１５（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｃｕ）＋１／２４（Ｓｉ＋Ｎｉ
） ただし、各元素値は重量％を示す。 ２ ＵＯＥ鋼管を焼入・焼戻し処理するに際し、まず、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜０．４０
％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ＜０．０３％、Ｓ＜０．０
２％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ≦０．０６
１、Ｂ＜０．００４％を含有すると共に、Ｎｉ≦３．０
２％若しくはＭｏ＜０．３％のうちの一種または二種と
Ｃｒ≦０．７５％を含有し、残余が実質的にＦｅから成
るＵＯＥ鋼管の溶接金属について下記式によつてＣ・Ｅ
値を求めてから、このＣ・Ｅ＜０．３８％の場合にはＡ
Ｃ＿３点から（ＡＣ＿３点＋１００℃）までの温度範囲
から焼入れ、Ｃ・Ｅ値＞０．３８％の場合には（ＡＣ＿
３点−１００℃）からＡＣ＿３点までの温度範囲から焼
入れ、その後、ＡＣ＿１点以下の温度で焼戻すことを特
徴とする高靭性溶接金属が得られるＵＯＥ鋼管の熱処理
方法。 Ｃ・Ｅ（％）＝Ｃ＋１／６Ｍｎ＋１／５（Ｍｏ＋Ｃｒ）
＋１／１５（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｃｕ）＋１／２４（Ｓｉ＋Ｎｉ
） ただし、各元素値は重量％を示す。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55189091A JPS6028885B2 (ja) | 1980-12-27 | 1980-12-27 | 高靭性溶接金属が得られるｕｏｅ鋼管熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55189091A JPS6028885B2 (ja) | 1980-12-27 | 1980-12-27 | 高靭性溶接金属が得られるｕｏｅ鋼管熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57110621A JPS57110621A (en) | 1982-07-09 |
| JPS6028885B2 true JPS6028885B2 (ja) | 1985-07-08 |
Family
ID=16235173
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55189091A Expired JPS6028885B2 (ja) | 1980-12-27 | 1980-12-27 | 高靭性溶接金属が得られるｕｏｅ鋼管熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6028885B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63177758A (ja) * | 1987-01-19 | 1988-07-21 | Kanebo Ltd | 高粘度菓子類の成形装置 |
| US11478836B2 (en) | 2017-06-07 | 2022-10-25 | Nippon Steel Corporation | Press-formed article manufacturing method and press line |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5943827A (ja) * | 1982-09-04 | 1984-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靭性電縫鋼管の製造方法 |
| JPS5943826A (ja) * | 1982-09-04 | 1984-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靭性電縫鋼管の製造方法 |
| DE3579681D1 (de) * | 1984-12-24 | 1990-10-18 | Nippon Steel Corp | Verfahren und vorrichtung zum waermebehandeln von schienen. |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5519297A (en) * | 1978-07-26 | 1980-02-09 | Basf Ag | Manufacture of aliphatic*alicyclic and araliphatic saturated aldehydes |
| JPS5573822A (en) * | 1978-11-28 | 1980-06-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Heat treating method of welded steel pipe |
-
1980
- 1980-12-27 JP JP55189091A patent/JPS6028885B2/ja not_active Expired
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5519297A (en) * | 1978-07-26 | 1980-02-09 | Basf Ag | Manufacture of aliphatic*alicyclic and araliphatic saturated aldehydes |
| JPS5573822A (en) * | 1978-11-28 | 1980-06-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Heat treating method of welded steel pipe |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63177758A (ja) * | 1987-01-19 | 1988-07-21 | Kanebo Ltd | 高粘度菓子類の成形装置 |
| US11478836B2 (en) | 2017-06-07 | 2022-10-25 | Nippon Steel Corporation | Press-formed article manufacturing method and press line |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57110621A (en) | 1982-07-09 |
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