JPS6061194A - Ｓｒ特性に優れた溶接金属を有する鋼管の潜孤溶接方法 - Google Patents
Ｓｒ特性に優れた溶接金属を有する鋼管の潜孤溶接方法Info
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- JPS6061194A JPS6061194A JP16933983A JP16933983A JPS6061194A JP S6061194 A JPS6061194 A JP S6061194A JP 16933983 A JP16933983 A JP 16933983A JP 16933983 A JP16933983 A JP 16933983A JP S6061194 A JPS6061194 A JP S6061194A
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- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
- B23K35/3053—Fe as the principal constituent
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、ＳＲ特性に優れた溶接金属を有する鋼管の
潜弧溶接方法に関するものである。
潜弧溶接方法に関するものである。
パイプラインは、ラインパイプ用の例えばＵＯＥ鋼管同
士を相互に溶接により接合することによって敷設される
。この場合、溶接熱によって鋼管の溶接部に生じた残留
応力の除去お・よび溶接熱によ２− つて硬化した鋼管の溶接部の硬度の低下を目的として、
鋼管の溶接部にＳ Ｒ（５ｔｒｅｓｓ Ｒｅ１ｉｅｆ
）処理、即ち、鋼管を５９０〜６８０℃の温度範囲で、
管厚２５．４＋ｎ＋ｎ当り１時間程度加熱し、この後冷
却することからなる処理を施こしていた。このようにす
ることによって、鋼管の溶接部の残留応力は除去され、
その硬度も低下する。
士を相互に溶接により接合することによって敷設される
。この場合、溶接熱によって鋼管の溶接部に生じた残留
応力の除去お・よび溶接熱によ２− つて硬化した鋼管の溶接部の硬度の低下を目的として、
鋼管の溶接部にＳ Ｒ（５ｔｒｅｓｓ Ｒｅ１ｉｅｆ
）処理、即ち、鋼管を５９０〜６８０℃の温度範囲で、
管厚２５．４＋ｎ＋ｎ当り１時間程度加熱し、この後冷
却することからなる処理を施こしていた。このようにす
ることによって、鋼管の溶接部の残留応力は除去され、
その硬度も低下する。
しかし、これと同時に鋼管のストレートシーム部の溶接
金属、特に管端部のシーム部の溶接金属もＳＲ処理が施
こされるために、前記溶接金属の靭性が低下する。以下
、この理由について説明する。
金属、特に管端部のシーム部の溶接金属もＳＲ処理が施
こされるために、前記溶接金属の靭性が低下する。以下
、この理由について説明する。
ＵＯＥ鋼管のストレートシーム部の溶接は１通常、潜弧
溶接法（サブマージドアーク溶接法）により行っていた
。この溶接法では素管の成分の希釈率が６０〜７０％で
、溶接ワイヤーの希釈率が３０〜４０チであるので、溶
接金属成分は素管および溶接ワイヤーの両方の成分によ
って影響される。素管は、鋼管同士を溶接によって接合
する場合の溶接性の向上を目的として低炭素当量化する
３− 傾向にある。即ち、素管中のＣ含有量を低減し。
溶接法（サブマージドアーク溶接法）により行っていた
。この溶接法では素管の成分の希釈率が６０〜７０％で
、溶接ワイヤーの希釈率が３０〜４０チであるので、溶
接金属成分は素管および溶接ワイヤーの両方の成分によ
って影響される。素管は、鋼管同士を溶接によって接合
する場合の溶接性の向上を目的として低炭素当量化する
３− 傾向にある。即ち、素管中のＣ含有量を低減し。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ等の成分を添加して鋼材の所望の強
度および靭性を確保している。しかし、このような成分
は、溶接時に溶接金属内に希釈して入り込むので＋ Ｓ
Ｒ処理を施こすとこれらの成分が析出硬化したり、これ
らの成分を有する焼戻し脆性によって溶接金属が脆化す
る（ＳＦ（脆化する）。
度および靭性を確保している。しかし、このような成分
は、溶接時に溶接金属内に希釈して入り込むので＋ Ｓ
Ｒ処理を施こすとこれらの成分が析出硬化したり、これ
らの成分を有する焼戻し脆性によって溶接金属が脆化す
る（ＳＦ（脆化する）。
一方、潜弧溶接に用いる溶接ワイヤーの成分もＳＲ脆化
に影響を及ぼす。即ち、溶接ワイヤーには溶接金属の強
度および低温靭性を確保するために。
に影響を及ぼす。即ち、溶接ワイヤーには溶接金属の強
度および低温靭性を確保するために。
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ等を添加するが、これらの
成分中で釉はこれが溶接金属中に１．５ ｗｔ％以上添
加されると１組織がアッパーベイナイトになって、溶接
金属が脆化する。また、Ｔｊも過剰に添加されると、Ｓ
Ｒ処理によって析出硬化して溶接金属の強度は増すがそ
の靭性は劣化する。
成分中で釉はこれが溶接金属中に１．５ ｗｔ％以上添
加されると１組織がアッパーベイナイトになって、溶接
金属が脆化する。また、Ｔｊも過剰に添加されると、Ｓ
Ｒ処理によって析出硬化して溶接金属の強度は増すがそ
の靭性は劣化する。
特開昭５７−３９０９１号公報にはＴ１を含有し。
酸素量および窒素量を限定した。 ＳＲ処理時に脆化が
生じない潜弧溶接金属が開示されているが。
生じない潜弧溶接金属が開示されているが。
必らずしも満足し得るレベルに到達しているとは４−
云えない。
この発明は、上述のような観点から、 ＳＲ特性に優れ
た溶接金属を有する鋼管の溶接方法を提供するものであ
って。
た溶接金属を有する鋼管の溶接方法を提供するものであ
って。
０：０．１０係以下。
Ｓｉ：０．３０チ以下。
Ｍｎ： １．０−２．０ ％。
Ｎｂ：００１０係以下。
を含有する素管のシーム部を。
Ｃ：０．０１〜０．２０チ。
Ｓ：０．３０％以下。
Ｍｎ ： ０．２−１．．５％。
Ｎｉ：０．５−３．０％。
ＭＯ： ０．１−１．０ ％ −
残部：鉄および不可避不純物
からなる溶接ワイヤーおよび。
ＴｉＯ２： １０〜３０％。
Ｂ２Ｏ３： ０．１〜１．０％ （以上重量％）を含有
し。
し。
Ｂ ＝ ６．５ＮＢ、。＋６．０５Ｎｃａｏ＋４．８Ｎ
Ｍｎｏ＋４． ＯＮＭ、。
Ｍｎｏ＋４． ＯＮＭ、。
５−
＋３．４Ｎ ＋０．３Ｎ −（０，２ＮＡｔ２ｏ８＋２
．２ＮＴ１゜ＦｅＯＺｒＯ２ ＋ ６．３１ Ｎ８□。２） ＋ ５．１ Ｎｏ、Ｆ□
。
．２ＮＴ１゜ＦｅＯＺｒＯ２ ＋ ６．３１ Ｎ８□。２） ＋ ５．１ Ｎｏ、Ｆ□
。
但し、ＮＢ、ｏ、Ｎ、、、ｏ、ＮＭｎｏ、Ｍｙ。、ＮＦ
８ｏ。
８ｏ。
ＮＺｒＯ２１ＮＡｔ２０３１ ＮＴｉ０ １ Ｎ８ｉ０
およびＮＣａＦは・それぞれＥＬｚＯ、ＯｃＯ、ＭｎＯ
、ＭｆＯ、ＦｅＯ、ＺｒＯ２。
およびＮＣａＦは・それぞれＥＬｚＯ、ＯｃＯ、ＭｎＯ
、ＭｆＯ、ＦｅＯ、ＺｒＯ２。
Ａｌ２Ｏ３、ＴｉＯ２、５ｉ０２およびＯａ Ｆ２のモ
ルチ。
ルチ。
で規定される塩基度Ｂが０５以上の溶融型フラックスを
用いて溶接するととに特徴を有する。
用いて溶接するととに特徴を有する。
この発明の方法に使用する素管を構成する、上述したＣ
、 Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｎｂ 以外の成分については、特
に限定する必要はないが、 ＡＰＩ規格ｘ−６５以上の
強度を確保する場合には、上記成分に更に。
、 Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｎｂ 以外の成分については、特
に限定する必要はないが、 ＡＰＩ規格ｘ−６５以上の
強度を確保する場合には、上記成分に更に。
Ｎｉ ： ０．５係以下。
Ｃｕ ： ０．５％以下。
Ｍｏ ： ０．５％以下。
Ｖ：０．１％以下。
Ｔｉ：０．０３％以下、
Ｂ：０．００２多以下
の成分のうちの２種以上の成分を含有させることが好ま
しい。２種以上としたのは、１種ではその６一 強度を保証することができないからである。
しい。２種以上としたのは、１種ではその６一 強度を保証することができないからである。
以下、この発明における数値の限定理由について説明す
る。
る。
まず、素管の成分の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは溶接部の耐硬化性および耐割れ性の観点から出
来るだけ少々い方が好ましい。０１０％を越えてＣを含
有させると、溶接時に、素管から溶接金属内に希釈して
入るＣ量が増加する。このために＋ ＳＲ処理によって
前記素鋼中のＮｂ、Ｖ。
来るだけ少々い方が好ましい。０１０％を越えてＣを含
有させると、溶接時に、素管から溶接金属内に希釈して
入るＣ量が増加する。このために＋ ＳＲ処理によって
前記素鋼中のＮｂ、Ｖ。
Ｔｊ、Ｂ 々どの析出硬化元素が炭化物を作って靭性を
低下させる。このためにＣの含有割合は、０．１０チ以
下とした。
低下させる。このためにＣの含有割合は、０．１０チ以
下とした。
Ｓｉ ： Ｓｉは脱酸上必然的に含有させる成分である
が、０３０％を越えると素管の靭性が低下する。
が、０３０％を越えると素管の靭性が低下する。
このために８１の含有割合は、０．３％以下とした。
Ｍｎ ： Ｍｎは素管の強度および靭性を向上させるた
めにきわめて重要な成分であるが、１．０％未満では強
度および靭性が不十分となり、一方、２０係を越えると
素管の靭性が劣化して溶接金属の硬化性が高まり、しか
も、 ＳＲ処理による焼戻し脆化７− 感受性が高くなる。このためにＭｎの含有割合は。
めにきわめて重要な成分であるが、１．０％未満では強
度および靭性が不十分となり、一方、２０係を越えると
素管の靭性が劣化して溶接金属の硬化性が高まり、しか
も、 ＳＲ処理による焼戻し脆化７− 感受性が高くなる。このためにＭｎの含有割合は。
１．０〜２０係の範囲とした。
Ｎｂ：Ｎｂはその含有量が微量であっても、制御圧延を
することによって素管の強度および靭性を向上させるの
に大きく寄与する成分である。しかし、０．１０％を越
えると溶接金属の靭性が劣化する。しかも、 ＳＴ（処
理によって溶接金属の靭性が著しく低下する。このため
にＮｂの割合は、０．１０％以下に限定した。
することによって素管の強度および靭性を向上させるの
に大きく寄与する成分である。しかし、０．１０％を越
えると溶接金属の靭性が劣化する。しかも、 ＳＴ（処
理によって溶接金属の靭性が著しく低下する。このため
にＮｂの割合は、０．１０％以下に限定した。
次に、強度保証を目的として、上記成分に加えて更に含
有させる成分の限定理由について説明する。
有させる成分の限定理由について説明する。
Ｎｉ ： Ｎｉは溶接金属の靭性を向上させるのに有効
であるとともに、素管の強度および靭性を向上させるう
えできわめて好ましい成分であるが。
であるとともに、素管の強度および靭性を向上させるう
えできわめて好ましい成分であるが。
０５チを越えて含有させても溶接金属の靭性の向上にあ
まり寄与せず、しかも、高価である。従って、０５チ以
下としだ。
まり寄与せず、しかも、高価である。従って、０５チ以
下としだ。
Ｃｕ ： ＣｕはＮ１とほぼ同様な効果を有するが、０
．５係を越えて含有させるとＣｕ疵が発生し易くなる。
．５係を越えて含有させるとＣｕ疵が発生し易くなる。
こ８−
のために０．５％以下とした。
Ｍｏ ： Ｍｏ （ｌＳ１：Ｎｂおよび後述するＶと同
様に、微量でも素管の強度および靭性を向上させること
ができる成分である。しかし、０５％を越えて含有させ
ると素管が硬化し過ぎて、溶接性が劣化する。
様に、微量でも素管の強度および靭性を向上させること
ができる成分である。しかし、０５％を越えて含有させ
ると素管が硬化し過ぎて、溶接性が劣化する。
このために０．５ ％以下にした。
ｖ：ｖはＮｂ←÷廿→との相乗作用によって素管の強度
および靭性を向上させるのに有効な成分であるが−ｏ１
％を越えると靭性の低下を招き、しかも、 ＳＲ処理に
よって溶接金属の靭性の低下も招くので、０１％以下に
限定した。
および靭性を向上させるのに有効な成分であるが−ｏ１
％を越えると靭性の低下を招き、しかも、 ＳＲ処理に
よって溶接金属の靭性の低下も招くので、０１％以下に
限定した。
Ｔｉ ： ＴｉはＮと結びついて微細なＴｉＮを作り。
これがオーステナイト結晶粒の粗大化を防ぐので。
微量含有させることはＨＡＺ靭性を向上させるのに役立
つ。しかし、０．０３チを越えて含有させると。
つ。しかし、０．０３チを越えて含有させると。
固溶Ｔ１が増加してＨＡＺ靭性が劣化し、このためにＳ
Ｒ処理を施こしても溶接金属の靭性は低下するので、０
．０３％以下とした。
Ｒ処理を施こしても溶接金属の靭性は低下するので、０
．０３％以下とした。
Ｂ：Ｂは焼入性を向上させ、微量でも素管の強度および
靭性を著しく向上させる。しかし、 ０．００２９− 係を越えると素管が硬化し過ぎて、溶接性を劣化させる
。このために０００２％以下とした。
靭性を著しく向上させる。しかし、 ０．００２９− 係を越えると素管が硬化し過ぎて、溶接性を劣化させる
。このために０００２％以下とした。
次に、この発明の方法に使用する溶接ワイヤーの成分の
限定理由について説明する。
限定理由について説明する。
Ｃ：溶接金属中のＣ量は、低炭素系間含有鋼の溶接金属
のＳＲ特性に影響を及ぼす。即ち、溶接金属中の固溶Ｃ
は、 ＳＲ処理によってＮｂＣまたはＶＣとなって析出
硬化して溶接金属の靭性を劣化させる。従って、溶接金
属中のＣ量は少ない程良い。
のＳＲ特性に影響を及ぼす。即ち、溶接金属中の固溶Ｃ
は、 ＳＲ処理によってＮｂＣまたはＶＣとなって析出
硬化して溶接金属の靭性を劣化させる。従って、溶接金
属中のＣ量は少ない程良い。
しかし−０，０１％未満では溶接金属の強度が５０に９
７ｍｍ未満となって強度不足となる。潜弧溶接における
溶接ワイヤー成分の希釈率は、前述したように３０〜４
０チであるから、溶接ワイヤー中のＣ含有量は、０．０
１％以上必要となる。しかし。
７ｍｍ未満となって強度不足となる。潜弧溶接における
溶接ワイヤー成分の希釈率は、前述したように３０〜４
０チであるから、溶接ワイヤー中のＣ含有量は、０．０
１％以上必要となる。しかし。
溶接ワイヤー中のＣ量が０２０係を越えると、溶接金属
中のＣ量が０．１０ ％を越えるので、ＳＲ脆化量が大
きくなる。このようなことから、溶接ワイヤー中のＣ量
は、００１〜０．２０％とした。
中のＣ量が０．１０ ％を越えるので、ＳＲ脆化量が大
きくなる。このようなことから、溶接ワイヤー中のＣ量
は、００１〜０．２０％とした。
Ｓｉ ： Ｓｉは素管および溶接ワイヤーの両方から溶
接金属中に入るが、溶接ワイヤー中のＳｌ量が１０− ０．３０％を越えると、素管から入るｓｌと合わさって
溶接金属の靭性を低下させる。このために溶接ワイヤー
中の８１は０．３０ ｑ６以下に限定した。
接金属中に入るが、溶接ワイヤー中のＳｌ量が１０− ０．３０％を越えると、素管から入るｓｌと合わさって
溶接金属の靭性を低下させる。このために溶接ワイヤー
中の８１は０．３０ ｑ６以下に限定した。
Ｍｎ ： ＳＲ処理による素管の靭性の低下は、Ｎｂ。
Ｖ、Ｔ１ 々どの析出硬化によるものであることは前述
した通りであるが、鋼中炭素含有量が０．１０チ以下の
低炭素鋼からなる素管においては、素管の強度を確保す
るために地を比較的多く含有させる。一方、溶接金属中
の地量が多いとＯＲ脆化をおこす。ＳＲ処理を行う場合
には、溶接金属中の最適Ｍｎ量は、第１図に示されるよ
うに、１．１〜１．４チである。■含有量が１．４％を
越えると溶接金属の組織にアッパーベイナイトが現われ
るので、 ＯＲ脆化が起る。一方、１．１％未満では初
析フェライトが晶出するために溶接ままでも溶接金属の
靭性が低く、このためにＳＲ処理を行うと溶接金属は低
靭性となる。素管を潜弧溶接する場合には、素管成分の
希釈率は６０〜７０％であり、溶接ワイヤーの希釈率は
３０〜４０％である。このことから溶接ワイヤー中の■
含有量の範囲は、０．２〜１．５％とした。
した通りであるが、鋼中炭素含有量が０．１０チ以下の
低炭素鋼からなる素管においては、素管の強度を確保す
るために地を比較的多く含有させる。一方、溶接金属中
の地量が多いとＯＲ脆化をおこす。ＳＲ処理を行う場合
には、溶接金属中の最適Ｍｎ量は、第１図に示されるよ
うに、１．１〜１．４チである。■含有量が１．４％を
越えると溶接金属の組織にアッパーベイナイトが現われ
るので、 ＯＲ脆化が起る。一方、１．１％未満では初
析フェライトが晶出するために溶接ままでも溶接金属の
靭性が低く、このためにＳＲ処理を行うと溶接金属は低
靭性となる。素管を潜弧溶接する場合には、素管成分の
希釈率は６０〜７０％であり、溶接ワイヤーの希釈率は
３０〜４０％である。このことから溶接ワイヤー中の■
含有量の範囲は、０．２〜１．５％とした。
Ｎｉ ： Ｎｉは溶接金属の低温靭性を向上させるため
に必要々成分であるが、０５チ未満では靭性向上の効果
が少なく、一方、３．０ｑ６を越えて含有させても靭性
向上効果は余り変らず、しかも、高価な元素である。こ
のために０５〜３．０％の範囲とした。
に必要々成分であるが、０５チ未満では靭性向上の効果
が少なく、一方、３．０ｑ６を越えて含有させても靭性
向上効果は余り変らず、しかも、高価な元素である。こ
のために０５〜３．０％の範囲とした。
Ｍｏ ： ＭｏはＮｉと同様に溶接金属の低温靭性を向
上させるために必要な成分であるが、０１％未満では、
溶接金属の靭性確保が困難であり、一方。
上させるために必要な成分であるが、０１％未満では、
溶接金属の靭性確保が困難であり、一方。
１．０チを越えるとＭｏ炭化物がＳＲ処理によって析出
硬化する。このために溶接ワイヤー中のＭｏ含有量は、
０１〜１．０％とした。
硬化する。このために溶接ワイヤー中のＭｏ含有量は、
０１〜１．０％とした。
なお、素管および溶接ワイヤー中の不純物元素としての
Ｐは、焼戻し脆化感受性を著しく高めるので、少ない方
が良い。また、同様にＳは高温割れ感受性を高める成分
であるので、これも少ない方が良い。
Ｐは、焼戻し脆化感受性を著しく高めるので、少ない方
が良い。また、同様にＳは高温割れ感受性を高める成分
であるので、これも少ない方が良い。
次に、この発明の方法に使用するフラックスについて説
明する。
明する。
この発明の方法は、 ＴｉおよびＢを、溶接材料である
フラックスから溶接冶金反応を利用して溶接金属中に添
加させるもので、このこともこの発明の特徴の１つであ
る。従来、溶接金属中にＢを含有させるために、Ｂの酸
化物を用いて溶接冶金反応によりＢとして溶接金属中に
移行させることが。
フラックスから溶接冶金反応を利用して溶接金属中に添
加させるもので、このこともこの発明の特徴の１つであ
る。従来、溶接金属中にＢを含有させるために、Ｂの酸
化物を用いて溶接冶金反応によりＢとして溶接金属中に
移行させることが。
溶接ワイヤーから添加させる場合に比べて高い歩留りを
示すことから行われているが、この発明の方法は、従来
、溶接ワイヤーから添加されているＴ１ をもフラック
スから添加する。即ち、 Ｔｉを多量に含有する鋼は、
溶接ワイヤーに線引き加工を施こすことが困難であるの
で、溶接ワイヤーから溶接金属に所定量のＴｉを添加さ
せるには制約が伴う。また、溶接ワイヤー中のＴ１量は
、溶接ワイヤーの長さ方向においてバラツキがかなりあ
る。これに対してフラックスから溶接金属にＴ１を添加
含有させる場合には、溶接金属で必要とするＴｌ量にか
かわり々〈必要とするＴ１量を添加含有させることがで
き、しかも、前記溶接冶金反応によって溶接金属中にＴ
１を均一に含有させることができる。
示すことから行われているが、この発明の方法は、従来
、溶接ワイヤーから添加されているＴ１ をもフラック
スから添加する。即ち、 Ｔｉを多量に含有する鋼は、
溶接ワイヤーに線引き加工を施こすことが困難であるの
で、溶接ワイヤーから溶接金属に所定量のＴｉを添加さ
せるには制約が伴う。また、溶接ワイヤー中のＴ１量は
、溶接ワイヤーの長さ方向においてバラツキがかなりあ
る。これに対してフラックスから溶接金属にＴ１を添加
含有させる場合には、溶接金属で必要とするＴｌ量にか
かわり々〈必要とするＴ１量を添加含有させることがで
き、しかも、前記溶接冶金反応によって溶接金属中にＴ
１を均一に含有させることができる。
１３−
即ち、フラックス成分のうちのＴｉＯ２は、溶接アーク
の直下で２０００℃以上に加熱され１次式の反応。
の直下で２０００℃以上に加熱され１次式の反応。
ＴｉＯ□−→Ｔｉ ＋ ２０
によってＴ１が溶接金属中に添加される。これと同様に
次式の反応、 Ｂ２０３−→２Ｂ＋３０ によってＢが溶接金属中に添加される。
次式の反応、 Ｂ２０３−→２Ｂ＋３０ によってＢが溶接金属中に添加される。
溶接金属中へのＴ１およびＢ量の添加量は。
Ｔｉ ＝０．０１〜０．０３％、 Ｂ量０．００２〜０
．００４チが最適である。即ち、 Ｔｉ量が０．０１未
満では組織の微細化効果がなく、一方、０．０３％を越
えるとＳＲ処理によってＴ１が析出硬化して溶接金属の
靭性が低下する。これと同様にＢ量が０．００２％未満
では１組織の微細化効果やオーステナイト粒界から晶出
する初析フェライトを抑制する効果が無く、一方、ｏ、
ｏｏ４％を越えるとＳＲ処理によってＢが析出硬化して
溶接金属の靭性が低下する。
．００４チが最適である。即ち、 Ｔｉ量が０．０１未
満では組織の微細化効果がなく、一方、０．０３％を越
えるとＳＲ処理によってＴ１が析出硬化して溶接金属の
靭性が低下する。これと同様にＢ量が０．００２％未満
では１組織の微細化効果やオーステナイト粒界から晶出
する初析フェライトを抑制する効果が無く、一方、ｏ、
ｏｏ４％を越えるとＳＲ処理によってＢが析出硬化して
溶接金属の靭性が低下する。
フラックス中のＴｉＯ□やＢ２Ｏ３が溶接反応によって
溶接金属中に添加される量は、１〜２％である。
溶接金属中に添加される量は、１〜２％である。
１４−
従って、フラックス中のＴｌＯ２は１０〜３０％とした
（第２図参照）。これはフラックス中のＴｌＯ２が１０
％未満であると、溶接金属中へのＴ１の添加量は０．０
１チ未満となり、一方、 ＴｉＯ２が３０チを越えると
Ｔ１の添加量は０．０３％を越えるからである。
（第２図参照）。これはフラックス中のＴｌＯ２が１０
％未満であると、溶接金属中へのＴ１の添加量は０．０
１チ未満となり、一方、 ＴｉＯ２が３０チを越えると
Ｔ１の添加量は０．０３％を越えるからである。
また、フラックス中のＢ２Ｏ３は、０．１〜１．０％と
した（第３図参照）。これはフラックス中のＢ２Ｏ３が
０．１％未満であると、溶接金属中のＢ量は１０ｐｐｍ
未満と々す、一方、Ｂ２Ｏ３が１．０％を越えると溶接
金属中のＢ量は０．０１％を越えるからである。
した（第３図参照）。これはフラックス中のＢ２Ｏ３が
０．１％未満であると、溶接金属中のＢ量は１０ｐｐｍ
未満と々す、一方、Ｂ２Ｏ３が１．０％を越えると溶接
金属中のＢ量は０．０１％を越えるからである。
フラックスの塩基度は、溶接金属中の酸素量に強い影響
を及ぼすことが知られている。フラックスの塩基度が低
いと溶接金属中の酸素量が増加して溶接金属のシャルピ
ー切欠き靭性は低下する。
を及ぼすことが知られている。フラックスの塩基度が低
いと溶接金属中の酸素量が増加して溶接金属のシャルピ
ー切欠き靭性は低下する。
従って、フラックスは下式で与えられる塩基度Ｂが０．
５以上のものに限定した。塩基度Ｂを０．５以上に限定
したのは、塩基度Ｂが０．５未満であると。
５以上のものに限定した。塩基度Ｂを０．５以上に限定
したのは、塩基度Ｂが０．５未満であると。
溶接金属は溶接ままでも靭性が低くなり、このためにＳ
Ｔ（処理を施こすと、更に靭性が低下するからである。
Ｔ（処理を施こすと、更に靭性が低下するからである。
Ｂ ＝ ６．５ＮＢａｏ＋ ６．０５ ＮＣ，。＋ ４
．８ ＮＭｎｏｌ ４．ＯＮＭ、。
．８ ＮＭｎｏｌ ４．ＯＮＭ、。
＋３．４Ｎ ＋０．３Ｎ −（０，２ＮＡｔ２ｏ３＋２
．２Ｎ、。
．２Ｎ、。
ＦｅＯＺｒＯ２
＋ ６．３１Ｎ８□。） ＋ ５．１Ｎｏ、Ｆ。
但し＋ ＮＢ、ｏｌ ＮＣ，ｏ、Ｎ 、Ｎ 、Ｎ 。
ＭｎＯＭ、ＯＦｅ０
ＮＺｒＯ２１ＮＪｔｔ２０３１ ＮＴｉｅ２８１０．、
およびＮＣ，Ｆ２は・、 Ｎ それぞれＢｔＬｏ 、 ｃａｏ 、 ＭｎＯ、ＪＯ、Ｆ
ｅＯ、ＺｒＯ２。
およびＮＣ，Ｆ２は・、 Ｎ それぞれＢｔＬｏ 、 ｃａｏ 、 ＭｎＯ、ＪＯ、Ｆ
ｅＯ、ＺｒＯ２。
Ａｅ２０３ 、 ＴｉＯ２、５ｉ０２およびＣｃＬＦ２
のモルチ。
のモルチ。
次に、この発明の実施例について説明する。
実施例１
第１表に示される成分を有し、 ＡＰＩ規格Ｘ−６５で
管厚２０ｒｒｕｎの素管のストレートシーム部を、第２
表に示される溶接条件に従って、第３表に示される溶接
ワイヤーおよび第４表に示されるフラックスを用いて潜
弧溶接により１両面一層溶接を行った。このようにして
製造した鋼管を、６５０℃の温度に５０分間保持した後
、炉冷することによって鋼管にＳＲ処理を施こした。Ｓ
Ｒ処理後、鋼管の溶接部から溶接金属の試験片を切り取
り、その強度および靭性を調べた。この結果を第５表に
示す。
管厚２０ｒｒｕｎの素管のストレートシーム部を、第２
表に示される溶接条件に従って、第３表に示される溶接
ワイヤーおよび第４表に示されるフラックスを用いて潜
弧溶接により１両面一層溶接を行った。このようにして
製造した鋼管を、６５０℃の温度に５０分間保持した後
、炉冷することによって鋼管にＳＲ処理を施こした。Ｓ
Ｒ処理後、鋼管の溶接部から溶接金属の試験片を切り取
り、その強度および靭性を調べた。この結果を第５表に
示す。
第２表
１７−
第４表
第５表
第５表から明らかなように１本発明法による溶接金属の
試験片ｌおよび２の強度および靭性はともに優れている
が、比較法による溶接金属の試験１８− 片３〜５は、その強度は高いものの靭性が本発明試験片
１および２に比べて大幅に低下している。
試験片ｌおよび２の強度および靭性はともに優れている
が、比較法による溶接金属の試験１８− 片３〜５は、その強度は高いものの靭性が本発明試験片
１および２に比べて大幅に低下している。
実施例２
第６表に示される成分を有する管厚１８ｍｒ＋＋の素管
のストレートシーム部を、第２表に示される溶接条件に
従って、潜弧溶接によって両面一層溶接を行った。溶接
ワイヤーは第３表のＡを使用し、フラックスは第４表の
ａを用いた。このようにして製造した鋼管を、６２０℃
の温度に４５分間保持した後、炉冷することによって鋼
管にＳＲ処理を施こした。ＳＲ処理後、鋼管の溶接部か
ら溶接金属の試験片を切り取り、その強度および靭性を
調べた。この結果を第７表に示す。
のストレートシーム部を、第２表に示される溶接条件に
従って、潜弧溶接によって両面一層溶接を行った。溶接
ワイヤーは第３表のＡを使用し、フラックスは第４表の
ａを用いた。このようにして製造した鋼管を、６２０℃
の温度に４５分間保持した後、炉冷することによって鋼
管にＳＲ処理を施こした。ＳＲ処理後、鋼管の溶接部か
ら溶接金属の試験片を切り取り、その強度および靭性を
調べた。この結果を第７表に示す。
第６表
第７表
第７表に示されるように、本発明法による溶接金属の試
験片１〜３の強度および靭性はともに優れているか、比
較法による溶接金属の試験片４および５は、その強度は
高いものの靭性が本発明試験片１〜３に比べて大幅に低
下している。
験片１〜３の強度および靭性はともに優れているか、比
較法による溶接金属の試験片４および５は、その強度は
高いものの靭性が本発明試験片１〜３に比べて大幅に低
下している。
以上説明したように、この発明によれば、鋼管にＳＲ処
理を施こしても溶接部の溶接金属の脆化を低減すること
ができるといった有用な効果がもたらされる。
理を施こしても溶接部の溶接金属の脆化を低減すること
ができるといった有用な効果がもたらされる。
第１図は、溶接金属中の地竜とｖＴｒｓ との関係を示
すグラフ、第２図は、フラックス中のＴｌＯ２量とｖＴ
ｒｓ との関係を示すグラフ、第３図は、フラックス中
のＢ２Ｏ３量とｖＴｒｓ との関係を示すグラフである
。 出願人 日本鋼管株式会社 代理人 潮 谷 奈津夫（他２名） ２１− 和番金属中のＭＴＬ量（ｗｔ系） フラックス中の８２’０３量（ｗｔ％ノフフックス中の
Ｔｉ０ｚ量（ｗｔ％） 手続補正書（自発） 昭和５８年１１月８ 日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 １、事件の表示 特願昭５８ − １６９３３９ 号 ２・ 発明の名称 ＳＲ特性に優れた溶接金属を有する鋼管の潜弧溶接方法
３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 東京都千代田区丸の内−丁目１番２号氏名略称）
（４１２）日本鋼管株式会社代表者 金 尾 實 自 発 ６、補正の対象 明細書の特許請求の範囲および発明の詳細な説明の欄 （］、） 明細書の特許請求の範囲の欄を以下の通り訂
正する。 ｒｃ：ｏｌｏチ以下、 Ｓｌ：０．３０％以下、 Ｍｎ： １．０〜２．０ ％、 Ｎｂ：０．１０％以下、 を含有する素管のシーム部を、 Ｃ：０．０１ 〜０２０チ、 Ｓｉ：０．３０％以下、 Ｍｎ： ０．２〜１．５％、 Ｎｉ：０．５〜３．０％、 Ｍｏ：０．１〜１０チ、 残部：鉄および不可避不純物 からなる溶接ワイヤーおよび、 Ｔ’ｉ０２：１０〜３０％、 Ｂ２Ｏ３： ０．１〜１．０％ （以上重量％）含有し
、 Ｂ 〜６．５ Ｎ Ｂａｏ＋ ６．０５ Ｎｏａｏ ＋
４．８ＮＭｎｏ ＋ ４．０ ＮＭｇ。 ＋３．４ＮＦ８ｏ＋ ０．３ Ｎ、ｒｏ２−（０，２Ｎ
Ａ、２ｏ３＋２．２ＮＴ、。２＋６．３１ ＮＢ、。）
＋５１ＮＣａＰ１、但し、ＮＢａＯＩ ＮＣａＯＩ
ＮＭｎ０１ ＮＭｆＯＩ ＮＦｅ０ ｌＮ７ｒｏ２．Ｎ
Ａ、２ｏ３．ＮＴ、。２．Ｎ８．ｏ２およびＮＣａＦ２
は＼それぞれＢ（ＺＯ、ＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｆＯ、Ｆ
ｅＯ、ＺｒＯ２。 ＡＱ２０３ 、Ｔｉ、０２ 、 Ｓｉｎ、、およびＣａ
Ｆ２のモルチ、で規定される塩基度Ｂが０５以上の溶融
型フラックスを用いて溶接することを特徴とする、ｓＲ
特性に優れた溶接金属を有する鋼管の潜弧溶接方法。」
（２） 明細書、第５頁、発明の詳細な説明の欄、１１
行目、 ｒｓＪとあるを、 ｒｓｉＪに訂正する。 （３） 明細書、第１０頁、発明の詳細な説明の欄、１
１行目、 ｒ Ｋｇ ／ ｍｙ Ｊとあるを、 ｒ Ｋｒ ／ ａ Ｊに訂正する。 以上 ２−
すグラフ、第２図は、フラックス中のＴｌＯ２量とｖＴ
ｒｓ との関係を示すグラフ、第３図は、フラックス中
のＢ２Ｏ３量とｖＴｒｓ との関係を示すグラフである
。 出願人 日本鋼管株式会社 代理人 潮 谷 奈津夫（他２名） ２１− 和番金属中のＭＴＬ量（ｗｔ系） フラックス中の８２’０３量（ｗｔ％ノフフックス中の
Ｔｉ０ｚ量（ｗｔ％） 手続補正書（自発） 昭和５８年１１月８ 日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 １、事件の表示 特願昭５８ − １６９３３９ 号 ２・ 発明の名称 ＳＲ特性に優れた溶接金属を有する鋼管の潜弧溶接方法
３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 東京都千代田区丸の内−丁目１番２号氏名略称）
（４１２）日本鋼管株式会社代表者 金 尾 實 自 発 ６、補正の対象 明細書の特許請求の範囲および発明の詳細な説明の欄 （］、） 明細書の特許請求の範囲の欄を以下の通り訂
正する。 ｒｃ：ｏｌｏチ以下、 Ｓｌ：０．３０％以下、 Ｍｎ： １．０〜２．０ ％、 Ｎｂ：０．１０％以下、 を含有する素管のシーム部を、 Ｃ：０．０１ 〜０２０チ、 Ｓｉ：０．３０％以下、 Ｍｎ： ０．２〜１．５％、 Ｎｉ：０．５〜３．０％、 Ｍｏ：０．１〜１０チ、 残部：鉄および不可避不純物 からなる溶接ワイヤーおよび、 Ｔ’ｉ０２：１０〜３０％、 Ｂ２Ｏ３： ０．１〜１．０％ （以上重量％）含有し
、 Ｂ 〜６．５ Ｎ Ｂａｏ＋ ６．０５ Ｎｏａｏ ＋
４．８ＮＭｎｏ ＋ ４．０ ＮＭｇ。 ＋３．４ＮＦ８ｏ＋ ０．３ Ｎ、ｒｏ２−（０，２Ｎ
Ａ、２ｏ３＋２．２ＮＴ、。２＋６．３１ ＮＢ、。）
＋５１ＮＣａＰ１、但し、ＮＢａＯＩ ＮＣａＯＩ
ＮＭｎ０１ ＮＭｆＯＩ ＮＦｅ０ ｌＮ７ｒｏ２．Ｎ
Ａ、２ｏ３．ＮＴ、。２．Ｎ８．ｏ２およびＮＣａＦ２
は＼それぞれＢ（ＺＯ、ＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｆＯ、Ｆ
ｅＯ、ＺｒＯ２。 ＡＱ２０３ 、Ｔｉ、０２ 、 Ｓｉｎ、、およびＣａ
Ｆ２のモルチ、で規定される塩基度Ｂが０５以上の溶融
型フラックスを用いて溶接することを特徴とする、ｓＲ
特性に優れた溶接金属を有する鋼管の潜弧溶接方法。」
（２） 明細書、第５頁、発明の詳細な説明の欄、１１
行目、 ｒｓＪとあるを、 ｒｓｉＪに訂正する。 （３） 明細書、第１０頁、発明の詳細な説明の欄、１
１行目、 ｒ Ｋｇ ／ ｍｙ Ｊとあるを、 ｒ Ｋｒ ／ ａ Ｊに訂正する。 以上 ２−
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．１０％以下。 ８ｉ ： ０．’３０チ以下。 Ｍｎ ： １． Ｏ〜２．０％。 Ｎｂ：０．１０％以下、 を含有する素管のシーム部を。 ０：０．０１〜０．２０％。 Ｓ：０．３０％以下。 Ｍｎ：０．２〜１．５％。 Ｎｉ：０．５〜３．０％。 Ｍｏ：Ｏ，１〜１．０％。 残部：鉄および不可避不純物 からなる溶接ワイヤーおよび。 ＴｉＯ２： １０〜３０％。 １− Ｂ２Ｏ３：０．１〜１．０％ （以上重量％）を含有し
。 Ｂ ＝ ６．５Ｎ ＋ ６．０５Ｎ ＋ ４．８Ｎ ＋
４．ＯＮ、、。 ＢａＯＣａＯＭｎＯ ＋５．４Ｎ ＋０．３Ｎ −（０，２ＮＡｔ２ｏ、−１
−２，２ＮＴ、。 ＰｅＯＺｒＯ２ ＋ ６．３１Ｎ８□。） ＋ ５．１ＮｏａＦ＋但し＋
ＮＢ、Ｏ、Ｎｏ、ｏ、Ｎ 、Ｎ 、Ｎ Ｎ 。 ＭｎＯＭｐＯｐｅｏ ’ ＺｒＯ，。 ＮＡｔ２ｏ３．ＮＴ、。＋ Ｎ８ｉ０２およびＮＣａＦ
２は、それぞれＢａＯ、ＣｅＬＯ、ＭｎＯ、ＭｆＯ、Ｆ
ｅＯ、ＺｒＯ２、Ａｇ２Ｏ３。 ＴｉＯ２、５ｉｎ２およびＣａ Ｆ２のモルチ。 で規定される塩基度Ｂが０５・以上の溶融型フラックス
を用いて溶接することを特徴とする。ＳＲ特性に優れた
溶接金属を有する鋼管の潜弧溶接方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16933983A JPS6061194A (ja) | 1983-09-16 | 1983-09-16 | Ｓｒ特性に優れた溶接金属を有する鋼管の潜孤溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16933983A JPS6061194A (ja) | 1983-09-16 | 1983-09-16 | Ｓｒ特性に優れた溶接金属を有する鋼管の潜孤溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6061194A true JPS6061194A (ja) | 1985-04-08 |
Family
ID=15884721
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16933983A Pending JPS6061194A (ja) | 1983-09-16 | 1983-09-16 | Ｓｒ特性に優れた溶接金属を有する鋼管の潜孤溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6061194A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61262484A (ja) * | 1985-05-15 | 1986-11-20 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐食性および靭性に優れたステンレスクラツド鋼管の製造方法 |
-
1983
- 1983-09-16 JP JP16933983A patent/JPS6061194A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61262484A (ja) * | 1985-05-15 | 1986-11-20 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐食性および靭性に優れたステンレスクラツド鋼管の製造方法 |
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