WO2006049036A1 - 高強度溶接鋼管 - Google Patents

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WO2006049036A1
WO2006049036A1 PCT/JP2005/019560 JP2005019560W WO2006049036A1 WO 2006049036 A1 WO2006049036 A1 WO 2006049036A1 JP 2005019560 W JP2005019560 W JP 2005019560W WO 2006049036 A1 WO2006049036 A1 WO 2006049036A1
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steel pipe
seam
less
seam weld
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PCT/JP2005/019560
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Masahiko Hamada
Shuji Okaguchi
Yuichi Komizo
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Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength welded steel pipe suitable for line noise for transporting oil, natural gas, and the like.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-306348 discloses a technique for improving the cracking susceptibility of weld metal by increasing the amount of oxygen in the seam weld metal of the welded steel pipe. But, An increase in the amount of oxygen decreases the toughness of the weld metal (especially the energy absorbed during ductile fracture). Therefore, with this technique, it is difficult to simultaneously reduce cracking susceptibility and improve toughness.
  • Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2002-115032 discloses a method for improving the cracking susceptibility of a weld metal by containing 1% or more of a retained austenite phase in a seam weld metal of a welded steel pipe.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength welded steel pipe that can prevent the occurrence of transverse cracks in a seam weld metal without preheating or postheating the weld.
  • the present inventors examined the lateral cracking of seam weld metal in welded steel pipes for line pipes of API standard X100 class (tensile strength of 760 MPa or more) or higher. As a result, transverse cracks occur in the inner seam weld of seam weld metal or from the inner seam weld to the outer seam weld, and the occurrence of transverse cracks in the seam weld metal of welded steel pipes It has been found that the strength can be prevented by simply increasing the strength of the steel, and in addition, it can be prevented by defining the old austenite grain size that correlates with the solidification path of the weld metal at the inner seam weld.
  • the present invention relates to a high-strength welded steel pipe having a steel pipe base material having a steel strength with a tensile strength of 760 MPa or more, and a seam weld formed by an inner seam weld and a subsequent outer seam weld.
  • the high-strength welded steel pipe of the present invention has a tensile strength of the weld metal (seam weld metal) of the seam weld zone of 780 MPa or more, and the old austenite average of the weld metal of the internal seam weld zone formed by the internal seam weld.
  • the crystal grain size is 90 ⁇ m or more and 150 m or less.
  • the old austenite average crystal grain size of the innermost seam welded portion of the innermost layer is 90 m or more and 150 m or less. It is characterized by that.
  • the weld metal of the inner seam weld formed by the inner seam weld (hereinafter also referred to as inner seam weld metal or inner weld metal) and the outer seam weld formed by the outer seam weld It can be easily distinguished from a weld metal (hereinafter also referred to as an outer surface seam weld metal or an outer surface weld metal).
  • the tensile strength and other mechanical properties of inner and outer seam weld metals can be measured by using weld metal specimens taken from each weld.
  • seam weld metal means the weld metal of the entire seam weld formed by inner surface seam welding and outer surface seam welding.
  • the tensile strength of the seam weld metal is the lower of the tensile strength of the inner seam weld metal and the bow I tension of the outer seam weld metal.
  • the lowest value of the tensile strength is the tensile strength of the seam weld metal.
  • the prior austenite crystal grains can be observed by observing with an optical microscope after enclosing, polishing, and corroding the test piece by a predetermined operation.
  • the prior austenite average grain size is measured by observing the cross section of a test piece (treated as above) obtained by dividing the seam weld into two along the welding direction (axial direction of the steel pipe). Specifically, a measurement line of a certain length (L) is drawn in the axial direction on the inner surface seam weld metal part of this cross section, and the number (n) of prior austenite crystal grains passing through the measurement line is measured and measured. The value (L / n) obtained by dividing the length (L) by the number (n) is the average grain size of the prior austenite.
  • Measurements were taken from the inner edge of the inner surface seam weld metal to avoid the portion of the inner seam weld metal that was retransformed due to the heat effect during outer seam welding (that is, the portion close to the boundary with the outer seam weld metal). Perform in the range of ⁇ 5mm.
  • the high-strength welded steel pipe of the present invention has a chemical structure of the weld metal of the steel pipe base material and the seam weld as long as the tensile strength of the seam weld metal and the old austenite average grain size of the inner seam weld metal satisfy the above-mentioned requirements.
  • the composition is not particularly limited. However, such a high-strength welded steel pipe can be realized when the steel pipe base material and the inner surface seam weld metal have the following preferred chemical compositions (mass%, the balance being Fe and impurities), respectively.
  • the tensile strength of the steel pipe base material and the tensile strength of the seam weld metal are both preferably 900 MPa or more. According to the present invention, even in a high-strength welded steel pipe having a tensile strength of a steel pipe base metal and a seam weld metal of 900 MPa or more, that is, an API standard exceeding X100, it is possible to prevent transverse cracking of the welded portion.
  • the present inventors performed one-layer seam welding from the inner surface by the submerged arc method after forming the steel plate by U-press and O-press. After that, one-layer seam welding was performed from the outer surface to produce a large-diameter steel pipe with a total of two layers of seam weld metal, and the location of transverse cracks was investigated in detail.
  • the steel pipe base material was a steel sheet with a tensile strength of 943 MPa and a plate thickness of 16 mm, and the outer diameter of the steel pipe was 36 inches (91.4 cm).
  • Various welding wires were used in combination as welding materials.
  • transverse crack In a steel pipe in which a transverse crack has occurred, the transverse crack remains in the inner surface weld metal or exists through the inner surface weld metal and the outer surface weld metal. On the other hand, transverse cracks that only stay in the outer weld metal as the second layer were not observed. This result shows that transverse cracks in the weld metal occur in the weld metal of the inner surface seam weld that is reheated during outer seam welding after welding. This suggests that there is a possibility of being involved.
  • the solidification path of the weld metal changes as the austenite-forming element increases. If the austenite-forming element is small, ⁇ ferrite crystallizes from the liquid phase and then solidifies in the ⁇ single phase. When the austenite forming element increases, after the ⁇ ferrite crystallizes, the austenite phase is generated by the peritectic reaction before the liquid phase disappears, and solidification is completed through the three-phase coexistence state. In general, ferrite can dissolve more P and S than austenite, so to reduce the segregation of P and S, it is desirable to solidify in ⁇ single phase.
  • the seam weld metal in which transverse cracking could be prevented by containing more Cr and Mo with less Ni, solidified in the ⁇ single phase, whereas Cr and Mo with more Ni. It was speculated that the seam weld metal containing a small amount of P has a peritectic reaction, so that the segregation state of P and S is different, resulting in a difference in cracking sensitivity.
  • Each element contained in steel is a force that can be classified as an austenite-forming element or a ferrite-forming element! /, Because the effect differs depending on the element, so the difference in solidification path is indicated by the content of the component elements It is difficult. Therefore, we tried to distinguish between weld metal solidified in ⁇ single phase and weld metal that had undergone peritectic reaction from the structure factor.
  • the weld metal that is the subject of the present invention is characterized by high strength, so that it contains many low-temperature transformation structures such as bainite and martensite, and the prior austenite grain boundaries are easy to observe. Therefore, the seam weld metal was divided into two along the welding direction, and the cross section of the austenite crystal grain size of the inner surface seam weld metal was measured. As a result, the average grain size force of the prior austenite grains was 90 ⁇ m or more for the inner surface seam weld metal where cracks did not occur, whereas the inner seam weld metal where cracks occurred was 50 ⁇ m or more. It was found that the sensitivity to transverse cracks can be evaluated using this average particle size as an index.
  • the prior austenite grain size is an index for determining whether the solidification path is solidified from the ⁇ -ferrite single phase and peritectic reaction, and this index can determine the susceptibility to transverse cracks in the inner seam weld.
  • a high-strength welded steel pipe (for example, a high-strength large-diameter steel pipe of API standard XI 00 grade or higher) having a tensile strength of a seam weld of 780 MPa or more, preferably 900 MPa or more.
  • stable production can be achieved with high productivity without preheating or postheating.
  • the welded steel pipe of the present invention is a welded steel pipe that is seam welded by double-sided seam welding, that is, inner surface seam welding and subsequent outer surface seam welding.
  • Typical examples of such welded steel pipes are UOE steel pipes and spiral steel pipes, but the welded steel pipes of the present invention are not limited thereto.
  • any known forming technique such as a roll bend method and a press bend method may be used in addition to the UO press method.
  • the present invention can also be applied to welded structures other than welded steel pipes.
  • the seam welding of the welded steel pipe of the present invention is usually performed twice in the inner seam welding and the outer seam welding, but it is also possible to make a multilayer welding of three or more layers.
  • the present invention is directed to a welded steel pipe of API standard X100 class (tensile strength 760 MPa) or higher.
  • tensile strength 760 MPa tensile strength of the steel pipe base metal
  • the tensile strength of the steel pipe base metal is 760 MPa or more. Since the tensile strength of the weld metal must exceed the lower limit of the tensile strength of the steel pipe base metal (759 MPa), the tensile strength of the seam weld metal including the inner surface seam weld metal and the outer surface seam weld metal can be increased. Set to 780MPa or more. That is, the tensile strength of the inner surface seam weld metal and the outer surface seam weld metal is 780 MPa or more even if the difference is low.
  • the tensile strength of the steel pipe base material and the tensile strength of the seam weld metal are both 900 MPa or more so that a high strength welded steel pipe exceeding X100 class is obtained.
  • the tensile strength of the seam weld metal becomes so high, transverse cracks in the weld metal are more likely to occur.
  • the old austenite average crystal grain size of the inner surface seam weld metal is 90 / z m or more and 150 m or less.
  • the average crystal grain size of the prior austenite is within this range, it is possible to reliably prevent transverse cracking of the weld metal even if the tensile strength of the seam weld metal is as high as 900 MPa or more. The reason is considered as follows.
  • the average crystal grain size of the prior austenite of the inner surface seam weld metal being 90 m or more means that the solidification nose of the weld metal was ⁇ single-phase solidification. In this case, crack sensitivity is reduced by reducing grain boundary bias.
  • the fact that the prior austenite average crystal grain size of this weld metal is smaller than 90 / z m means that the solidification path includes the peritectic crystal described above. In this case, grain boundary prayer increases and the susceptibility to transverse cracks increases.
  • the average austenite grain size of the inner seam weld metal exceeds 150 m, the austenite grain size is too large and the toughness of the weld metal is reduced.
  • the prior austenite average crystal grain size of the inner surface seam weld metal is preferably 100 ⁇ m or more and 130 m or less.
  • the outer diameter of the welded steel pipe is not particularly limited, but the main object of the present invention is a large diameter welded steel pipe having an outer diameter of 20 inches (50.8 cm) or more.
  • the wall thickness of the steel pipe is not particularly limited, but about 15 to 26 mm is appropriate.
  • the toughness of the weld metal is prevented by increasing the old austenite average grain size of the inner surface seam weld metal so that it approaches the upper limit within a range of 150 m or less.
  • the occurrence of transverse cracks can be prevented.
  • Si for deoxidation. Less than 0.01% has no effect. When Si is added in excess of 0.50%, a hardened phase such as island martensite is easily formed.
  • a preferable Si content is 0.05 to 0.30%.
  • Mn for strength and deoxidation. Less than 0.4% has no effect. If Mn is added in excess of 2.5%, the effect of increasing the strength is saturated, and the steel quality deteriorates due to the significant central bias. Preferred U and Mn content is 0.8-2.0%.
  • the allowable upper limit is P: 0.015% and S: 0.003%, and the preferable upper limit is P: 0.01% and S: 0.002%.
  • Nb additive to 0.10% Nb to improve strength and toughness. In an amount less than 0.005% If the amount exceeds 0.10%, the toughness of the heat affected zone is reduced.
  • a preferable Nb content is 0.01 to 0.05%.
  • N is an unavoidable impurity and is preferably as small as possible. Its acceptable upper limit is 0.006%. The preferred N content is 0.004% or less.
  • O is also an inevitable impurity, and the smaller the better. Its acceptable upper limit is 0.006%. The preferred O content is 0.004% or less.
  • Cu, Ni, Cr and Mo may be added to improve the strength up to 3.0% each.
  • the preferable amount of each element when adding is 0.02 to 3.0%. At least one of these four elements may be added, but preferably two or more, particularly preferably all four, are added.
  • Cu it is preferable to add Ni together to prevent brittleness.
  • V may be added to improve the strength in an amount of 0.10% or less.
  • the preferable amount of added force of V is 0.005 to 0.10%.
  • B may be added to improve the strength in an amount of 0.0020% or less.
  • B in the case to be added! /, It is added Caro amount ⁇ or 0.0005 to 0.0020 0/0.
  • Ti may be added in an amount of 0.02% or less to improve toughness. When Ti is added, the preferable amount of added force of Ti is 0.005 to 0.02%. Ti combines with solute N to improve toughness. [0046] [Chemical composition of inner surface seam weld metal]
  • Si is included for deoxidation. Less than 0.05% has no effect. If Si is contained in an amount exceeding 0.50%, the property is deteriorated due to an increase in the hardening phase such as island martensite.
  • Mn 0.4 to 2.5% of Mn is included for strength and deoxidation. Less than 0.4% has no effect. On the other hand, when the amount exceeds 2.5%, the effect of increasing the strength is saturated.
  • the allowable upper limit is P: 0.015% and S: 0.003%, and the preferable upper limit is P: 0.01% and S: 0.002%.
  • Cr, Mo, and Ni are each added in an amount of 0.1 to 3.0% for the purpose of adjusting strength and toughness. Each element is ineffective at less than 0.1%. If any element exceeds 3.0%, the effect on strength increase is saturated.
  • O is an impurity element, and its content is set to 0.035% or less from the viewpoint of securing toughness. Preferably it is 0.030% or less.
  • N is an impurity element and is preferably as low as possible.
  • the allowable upper limit of N content is 0.01%, but is preferably 0.006% or less.
  • Ti is contained for improving toughness. Less than 0.005% has no effect. The effect is saturated when the Ti content exceeds 0.050%.
  • Al 0.005 to 0.050% Al is included for deoxidation. If the amount is less than 0.005%, the effect is lost. If it exceeds 0.050%, the effect is saturated.
  • an additive element contained in the steel pipe base metal is mixed into the weld metal due to the base material dilution during welding. Impurity elements contained in the flux used during welding are also mixed into the weld metal through the metal slag reaction. For this reason, the inner surface seam weld metal may contain mixed elements derived from the steel pipe base material and flux in addition to the above elements.
  • the acceptable upper limits for typical mixed elements are as follows:
  • the chemical composition of the welding wire should be selected so that the weld metal on the inner surface has a chemical composition within the above range in consideration of the influence of the base metal dilution during welding, that is, the chemical composition of the steel pipe base metal. Good.
  • HI and H 2 having the chemical composition (mass%), thickness and tensile strength shown in Table 1 were produced by controlled rolling and controlled cooling of a slab produced by continuous forging. No tempering was performed. As shown in Table 1, HI had a plate thickness of 16 mm and a tensile strength of 941 MPa, and H2 had a plate thickness of 20 mm and a tensile strength of 825 MPa.
  • each layer was seam welded from the inner and outer surfaces of the open pipe to obtain an outer diameter of 36 inches (91.4 cm) ) Welded steel pipe.
  • Seam welding is performed by first performing tack welding of an open pipe by carbon dioxide arc welding, and then performing main welding after the inner surface of the first layer from the inner surface side using an inner surface welding machine and an outer surface welding machine, External side force It was carried out by performing external welding of the second layer.
  • the weld metal by tack welding does not remain after the main welding. In this welding, neither preheating nor afterheating was performed.
  • Inner surface seam welding was performed by submerged arc welding with three electrodes (DC-AC-AC), and outer surface seam welding was performed with four electrodes (DC-AC-AC-AC).
  • the welding heat input was as shown in Table 4.
  • Table 5 shows the results of analyzing the chemical composition of the seam weld metal on the inner and outer surfaces of each manufactured welded steel pipe by the light emission analysis method.
  • the tensile strength of the welded steel pipe was measured by taking a round bar test piece with a diameter of 6 mm and a gauge length of 30 mm from each seam weld metal on the inner and outer surfaces of each steel pipe and performing a tensile test at room temperature.
  • the impact test was made by introducing a notch into the center of the weld metal sampled from the center of the thickness of each welded steel pipe so that the weld metal on the inner and outer surfaces was approximately 1: 1.
  • Measure the absorbed energy at break using a test piece at 30 ° C. (N number average of 3).

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Abstract

　鋼管母材の引張強さが７６０ＭＰａ以上であって、予熱または後熱を行わずに溶接金属おける横割れの発生が防止された高強度溶接鋼管は、シーム溶接部の溶接金属が７８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、且つ内面シーム溶接部の溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が９０μｍ以上、１５０μｍ以下である。鋼管母材は、Ｃ：０.０２～０.１２％、Ｓｉ：０.０１～０.５０％、Ｍｎ：０.４～２.５％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００３％以下、Ｎｂ：０.００５～０.１０％、Ａｌ：０.００５～０.０６％、場合によりＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの１種以上を含有し、内面シーム溶接金属は、Ｃ：０.０２～０.１２％、Ｓｉ：０.０５～０.５０％、Ｍｎ：０.４～２.５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ：各０.１～３.０％、Ｔｉ：０.００５～０.０５０％、Ａｌ：０.００５～０.０５０％を含有する。

Description

明 細 書
高強度溶接鋼管
技術分野
[0001] 本発明は、石油、天然ガス等を輸送するラインノイブに好適な、高強度溶接鋼管に 関する。
背景技術
[0002] 石油、天然ガス等を輸送するノ ィプラインに使われるラインパイプといった大径の 溶接鋼管は、 U成形、 O成形、溶接および拡管 (Expanding)工程を経て製造される U OE鋼管と、スパイラル状に成形して溶接されるスパイラル鋼管が主である。どちらの 鋼管も、成形後の溶接は通常は両面シーム溶接により行われる。この両面シーム溶 接は、普通は、内面溶接機による内面シーム溶接とその後の外面溶接機による外面 シーム溶接の 2回に分けてサブマージアーク法等により行われる。
[0003] ノ ィプラインでは、操業圧力を高めることによって、輸送効率を高め、コストを低減 することができる。操業圧力の向上には、鋼管の肉厚増加あるいは高強度化が必要 となる。鋼管の肉厚増加は技術的には簡単である力 鋼管重量の増加と現地での溶 接施工能率の低下を伴う。従って、鋼管の高強度化へのニーズが高い。溶接鋼管を 高強度化するには、鋼管母材の高強度化と同時に、シーム溶接部の溶接金属 (以下 、シーム溶接金属とも言う）の高強度化も必要となる。しかし、シーム溶接金属を高強 度化すると、鋼管製造時に溶接金属内に横割れが発生しやすくなるため、この防止 対策を確立することが課題となる。
[0004] HT80と呼ばれる引張強さ 780MPa以上の高張力鋼力も溶接鋼管を製造する場 合、シーム溶接金属の横割れ防止が困難になるため、溶接部を予熱または後熱する ことが必要とされてきた (溶接学会誌 49 (1980) p. 572) oしかし、予熱ゃ後熱の適用 は生産性を著しく低下させるため、予熱ゃ後熱をすることなく高強度鋼管のシーム溶 接を実施する方法の開発が望まれていた。
[0005] 特開平 10— 306348号公報には、溶接鋼管のシーム溶接金属の酸素量を増加さ せることにより、溶接金属の割れ感受性を改善する技術が開示されている。しかし、 酸素量の増加は、溶接金属の靱性 (特に延性破壊時の吸収エネルギー）を低下させ る。従って、この技術では、割れ感受性の低減と靱性向上とを同時に達成することが 困難である。
[0006] 特開 2002— 115032号公報には、溶接鋼管のシーム溶接金属中に残留オーステ ナイト相を 1%以上含有させることにより溶接金属の割れ感受性を改善する方法が開 示されている。しかし、溶接のままで使用される溶接鋼管のシーム溶接金属において 1%以上の残留オーステナイトを安定的に確保することは困難である。
発明の開示
[0007] 本発明は、溶接部の予熱または後熱を行わずにシーム溶接金属の横割れ発生を 防止することができる高強度溶接鋼管を提供することを課題とする。
本発明者らは、 API規格 X100級（引張強さ 760MPa以上）以上のラインパイプを 対象にして、溶接鋼管のシーム溶接金属の横割れについて検討した。その結果、横 割れはシーム溶接金属の内面シーム溶接部に発生するか、または内面シーム溶接 部から外面シーム溶接部にかけて発生すること、そして溶接鋼管のシーム溶接金属 における横割れの発生は、溶接金属の強度を高強度化するだけでは防止できな 、 力 それに加えて内面シーム溶接部の溶接金属の凝固パスと相関する旧オーステナ イト粒径を規定することにより防止できることを見出した。
[0008] 本発明は、引張強さ 760MPa以上の鋼力もなる鋼管母材と、内面シーム溶接とそ の後の外面シーム溶接により形成されたシーム溶接部とを有する高強度溶接鋼管に 関する。本発明の高強度溶接鋼管は、シーム溶接部の溶接金属 (シーム溶接金属） の引張強さが 780MPa以上であり、且つ内面シーム溶接により形成された内面シー ム溶接部の溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が 90 μ m以上、 150 m以 下であることを特徴とする。
[0009] 溶接鋼管のシーム溶接は 2回より多く行うことも可能である。それにより 2層以上の 内面シーム溶接部が形成される。その場合、本発明では、最も内層の内面シーム溶 接部 (言 、換えれば、外面シーム溶接部と接する内面シーム溶接層）の旧オーステ ナイト平均結晶粒径が 90 m以上、 150 m以下であることを特徴とする。
[0010] 溶接鋼管のシーム溶接部を溶接方向に沿って切断した鋼管断面または溶接方向 に垂直に切断した鋼管断面において、内面シーム溶接により形成された内面シーム 溶接部の溶接金属（以下、内面シーム溶接金属または内面溶接金属ともいう）と外面 シーム溶接により形成された外面シーム溶接部の溶接金属（以下、外面シーム溶接 金属または外面溶接金属ともいう）とは容易に判別できる。内面シーム溶接金属と外 面シーム溶接金属の引張強さその他の機械的性質は、それぞれの溶接部から採取 した溶接金属の試験片を用いることにより測定することができる。
[0011] 本発明に関して、「シーム溶接金属」とは、内面シーム溶接と外面シーム溶接により 形成されたシーム溶接部全体の溶接金属を意味する。シーム溶接金属の引張強さ（ シーム溶接部の溶接金属の引張強さ）とは、内面シーム溶接金属の引張強さと外面 シーム溶接金属の弓 I張強さのうちの低 、方の値である。シーム溶接金属が 3層以上 の場合は、それらの引張強さのうち最も低い値がシーム溶接金属の引張強さとなる。
[0012] 旧オーステナイト結晶粒は、試験片を所定の操作で封入、研磨、腐食した後、光学 顕微鏡で観察することにより観察可能となる。
旧オーステナイト平均結晶粒径は、シーム溶接部を溶接方向 (鋼管の軸方向）に沿 つて 2分割して得た試験片 (上記処理を施したもの)の断面観察により測定される。具 体的には、この断面の内面シーム溶接金属の部分に軸方向に一定長さ（L)の測定 線を引き、その測定線を通る旧オーステナイト結晶粒の個数 (n)を計測し、測定長さ（ L)を個数 (n)で除した値 (L/n)を旧オーステナイトの平均結晶粒径とする。測定は 、外面シーム溶接時の熱影響により再変態した内面シーム溶接金属の部分 (即ち、 外面シーム溶接金属部との境界に近い部分)を避けるため、内面シーム溶接金属の 内面側端部から 2〜5mmの範囲の部分で行う。
[0013] 本発明の高強度溶接鋼管は、シーム溶接金属の引張強さおよび内面シーム溶接 金属の旧オーステナイト平均粒径が前述した要件を満たす限り、鋼管母材やシーム 溶接部の溶接金属の化学組成は特に制限されない。しかし、そのような高強度溶接 鋼管は、鋼管母材および内面シーム溶接金属がそれぞれ下記の好ま 、化学組成 (質量％、残部は Feおよび不純物）を有する場合に実現することができる。
[0014] 鋼管母材の好ま 、化学組成：
C : 0.02〜0.12%、 Si: 0.01〜0.50%、 Mn: 0.4〜2.5%、 P : 0.015%以下、 S : 0 .003%以下、 Nb:0.005〜0.10%、 Al:0.005〜0.06%、 N:0.006%以下、 0:0. 006%以下、 Cu:0〜3.0%、 Ni:0〜3.0%、 Cr:0〜3.0%、 Mo:0〜3.0%、 V:0 〜0.10%、 B:0〜0.0020%、および Ti:0〜0.02。
[0015] 内面シーム溶接金属の好ましいィ匕学組成：
C:0.02〜0.12%、 Si:0.05〜0.50%、 Mn:0.4〜2.5%、 P:0.015%以下、 S:0 .003%以下、 Cr、 Mo、 Ni:各 0.1〜3.0%、 0:0.035%以下、 N:0.01%以下、 Ti: 0.005〜0.050%、 Al:0.005〜0.050%、 Cu:0〜： L0%、 Nb:0〜0.05%、 V:0 〜0.05%、 Ca:0〜0.01%、 Mg:0〜0.01%、 Ce:0〜0.01%、および B:0〜0.00 40%。
[0016] 鋼管母材の引張強さとシーム溶接金属の引張強さは、いずれも 900MPa以上であ ることが好ましい。本発明によれば、鋼管母材とシーム溶接金属の引張強さが 900M Pa以上、即ち、 API規格 X100超という高強度の溶接鋼管においても、溶接部の横 割れを防止することができる。
[0017] 本発明者らは、溶接鋼管のシーム溶接部における横割れの発生原因を調査するた め、鋼板を Uプレスと Oプレスにより成形した後にサブマージアーク法により内面から 1層のシーム溶接を行った後、外面から 1層のシーム溶接を行って合計 2層のシーム 溶接金属を有する大径鋼管を製造し、横割れ発生位置を詳細に調査した。鋼管母 材には引張強さ 943MPa、板厚 16mmの鋼板を用い、鋼管の外径寸法は 36インチ (91.4cm)であった。溶接材料として各種の溶接ワイヤを組合わせて使用した。
[0018] 横割れが発生した鋼管においては、横割れは内面溶接金属内にとどまるか、また は内面溶接金属と外面溶接金属とを貫通して存在していた。一方、第 2層である外 面溶接金属内だけにとどまるような横割れは観察されなカゝつた。この結果は、溶接金 属における横割れが、溶接された後に外面シーム溶接時に再加熱を受ける内面シ ーム溶接部の溶接金属内に発生し、横割れの発生には溶接金属の再熱脆ィ匕が関与 して 、る可能性があることを示唆して 、る。
[0019] 溶接における再熱脆ィ匕は Pや Sが粒界に偏祈して生ずるとされており、その低減に は P、 Sの低減が有効である。しかし、 P、 Sは鋼材 (鋼管母材、溶接ワイヤ）に含有さ れる不可避的な不純物元素であり、その低減には自ずと限界がある。そこで、本発明 者らは溶接金属の凝固パス (凝固の経路)を変化させて、凝固パスによる横割れ感受 性の低減が可能かどうかにつ!/、て検討した。
[0020] 溶接金属の凝固パスは、溶接金属が含有するフェライト形成元素とオーステナイト 形成元素のノ《ランスに影響されることが考えられる。そこで代表的なオーステナイト形 成元素である Niを減少させてフェライト形成元素である Cr、 Moを増カロさせた溶接金 属を有する鋼管を試作したところ、溶接金属の引張強さが高いにもかかわらず、溶接 金属の横割れが発生しな ヽことを見 、だした。
[0021] 溶接金属の凝固パスはオーステナイト形成元素の増加にともなって変化する。ォー ステナイト形成元素が少ない場合には、液相から δフェライトが晶出した後、 δ単相 で凝固が起こる。オーステナイト形成元素が増加すると、 δフェライトが晶出した後、 液相が無くなる前に、オーステナイト相が包晶反応により生成して、 3相共存状態を 経て凝固が完了するようになる。一般に、オーステナイトに比べてフェライトは P、 Sを 多く固溶させることができるため、 P、 Sの偏析を低減させるには、 δ単相で凝固させ ることが望ましいと考えられる。
[0022] 以上の考察から、 Niを少なぐ Cr、 Moを多く含有することにより横割れが防止でき たシーム溶接金属では δ単相で凝固していたのに対し、 Niを多ぐ Cr、 Moを少なく 含有するシーム溶接金属では包晶反応を生じたために P、 Sの偏析状態が異なり、割 れ感受性に差が生じたものと推測された。
[0023] 鋼に含有される諸元素はオーステナイト形成元素とフェライト形成元素の!/、ずれか に区分できる力 その効果は元素ごとに異なるため、凝固パスの違いを成分元素の 含有量によって表示することは困難である。そこで、組織因子から δ単相で凝固した 溶接金属と包晶反応を経た溶接金属とを区別することを試みた。
[0024] 本発明の対象となる溶接金属では、高強度であるために、ベイナイトやマルテンサ イトの低温変態組織が多く含まれており、旧オーステナイト結晶粒界が観察し易いと いう特徴を持つ。そこで、シーム溶接金属を溶接方向に沿って 2分割し、その断面に ぉ 、て内面シーム溶接金属の旧オーステナイト結晶粒径の測定を行った。その結果 、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径力 割れの発生しな力つた内面シーム溶接金 属では 90 μ m以上であつたのに対し、割れの発生した内面シーム溶接金属では 50 μ m程度と小さくなつており、この平均粒径を指標として横割れの感受性を評価でき ることが判明した。
[0025] 旧オーステナイト結晶粒径と凝固パスとの関係については次のように考えられる。
凝固パスが δ単相での凝固であると、高温の液相から δフェライトが晶出して粗大化 し、粗大な δ力も γへの変態が起こるため、旧オーステナイト結晶粒径が大きくなる。 これに対し、凝固パスが包晶反応を経た場合には、包晶反応による組織微細化作用 によって旧オーステナイト結晶粒径が小さくなる。従って、旧オーステナイト結晶粒径 は、凝固パスが δフェライト単相から凝固した力、包晶反応を経て凝固したかを判定 する指標となり、この指標により内面シーム溶接部の横割れ感受性を判定できる。
[0026] 高強度溶接鋼管の溶接金属に見られる横割れに関して、凝固ノ スの影響を明確に することは、従来技術において試みられたことはない。また、急速凝固する溶接金属 の疑固パスの違いを旧オーステナイト結晶粒径の変化と関連づけた従来技術も知ら れていない。
[0027] 本発明により、シーム溶接部の引張り強さが 780MPa以上、好ましくは 900MPa以 上というレベルの高強度の溶接鋼管（例えば、 API規格 XI 00級またはそれ以上の 高強度大径鋼管)を、予熱または後熱を行うことなぐ高い生産性で安定して製造す ることが可能となる。
発明を実施するための最良の形態
[0028] 本発明の溶接鋼管は、両面シーム溶接、即ち、内面シーム溶接とその後の外面シ ーム溶接によりシーム溶接された溶接鋼管である。そのような溶接鋼管の代表例は U OE鋼管とスパイラル鋼管であるが、本発明の溶接鋼管はそれに限定されるものでは ない。プレス前の成形法も、 UOプレス法以外に、ロールベンド法、プレスベンド法等 、既知の成形技術のいずれを用いても良い。なお、溶接鋼管以外の溶接構造物に 対して本発明を適用することも可能である。本発明の溶接鋼管のシーム溶接は、通 常は内面シーム溶接と外面シーム溶接の 2回で行われるが、 3層以上の多層溶接と することも可會である。
[0029] 本発明は API規格 X100級（引張強さ 760MPa)以上の溶接鋼管を対象にしてい る。 X100級より低強度の溶接鋼管では、溶接金属の横割れは大きな問題にならな いからである。そのため、鋼管母材の引張強さは 760MPa以上である。溶接金属の 引張強さは、鋼管母材の引張強さの下限値 (759MPa)より上回る必要があることか ら、内面シーム溶接金属と外面シーム溶接金属とを含むシーム溶接金属の引張強さ を 780MPa以上にする。即ち、内面シーム溶接金属と外面シーム溶接金属の引張 強さは、 、ずれか低 、方でも 780MPa以上である。
[0030] 前述したように、 X100級超の高強度の溶接鋼管となるように、鋼管母材の引張強 さとシーム溶接金属の引張強さは共に 900MPa以上であることが好ましい。シーム溶 接金属の引張強さがこのように高強度になると、溶接金属の横割れはより発生し易く なる。
[0031] 本発明の溶接鋼管では、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が 90 /z m以上、 150 m以下である。旧オーステナイトの平均結晶粒径がこの範囲内 であると、シーム溶接金属の引張強さが 900MPa以上といった高強度であっても、溶 接金属の横割れを確実に防止することができる。その理由は次のように考えられる。
[0032] 前述したように、内面シーム溶接金属の旧オーステナイトの平均結晶粒径が 90 m以上であることは、その溶接金属の凝固ノ スが δ単相凝固であったことを意味する 。この場合、粒界偏祈が軽減されることによって割れ感受性が低減する。これに対し 、この溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が 90 /z mより小さいということは、そ の凝固パスが前述した包晶を含むものであったことを意味する。この場合は、粒界偏 祈が増大して、横割れの感受性が増大する。内面シーム溶接金属の旧オーステナイ ト平均結晶粒径が 150 mを超えると、旧オーステナイト結晶粒が大きすぎて、溶接 金属の靱性が低下する。
[0033] 内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径は、好ましくは 100 μ m以 上、 130 m以下である。
溶接鋼管の外径は特に制限されないが、本発明の主な対象は、外径 20インチ（50 .8cm)以上の大径溶接鋼管である。鋼管の肉厚も特に制限されないが、 15〜26m m程度が適当である。両面シーム溶接により高強度溶接鋼管を製造する場合、板厚 の増加に従って溶接入熱量が増加する。鋼管の肉厚が非常に厚くなると、入熱量が 大きくなりすぎ、本発明により横割れ発生を防止することが困難になる可能性がある。 ただし、鋼管の肉厚が 26mmを超えても、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト 平均結晶粒径を 150 m以下の範囲内で上限に近づくように大きくすることにより、 溶接金属の靱性低下を防止しつつ、横割れ発生を防止することができる。
[0034] 溶接鋼管の鋼管母材と溶接金属の引張強さ、靱性、溶接性を適正にし、かつ本発 明に従った内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径を有する鋼管を得 るためには、鋼管母材と内面シーム溶接金属の化学組成 (残部は Feおよび不純物） を次のようにすることが好ましい。なお、化学組成中の％は全て質量％であり、 A1は 酸可溶性 A1を意味する。
[鋼管母材の化学組成]
C :
0.02〜0.12%のじを強度確保のために添加する。 0.02%未満の量では効果が小 さい。 0.12%を超えて Cを添加すると、マルテンサイト化したときの硬さ上昇のため、 溶接性に悪影響を及ぼす。好ま ヽ C含有量は 0.04〜0.08%である。
[0035] Si:
0.01〜0.50%の Siを脱酸のために添カ卩する。 0.01%未満の量では効果がない。 0.50%を超えて Si添加すると、島状マルテンサイトなどの硬化相を形成しやすくなる 。好ましい Si含有量は 0.05〜0.30%である。
[0036] Mn:
0.4〜2.5%の Mnを強度確保および脱酸のために添加する。 0.4%未満の量では 効果がない。 2.5%を超えて Mnを添加すると、強度上昇の効果が飽和し、また中心 偏祈が著しくなつて鋼質が劣化する。好ま U、Mn含有量は 0.8〜2.0%である。
[0037] P、 S :
これらは不可避的に含有される不純物元素であり、その含有量が少ないほど好まし V、。溶接金属の再熱脆ィ匕の原因が Pや Sの粒径偏析にあるとされて 、るからである。 許容される上限は、 P : 0.015%、 S : 0.003%であり、好ましい上限は P : 0.01%、 S : 0.002%である。
[0038] Nb :
0.005〜0.10%の Nbを強度 '靱性向上のために添カ卩する。 0.005%未満の量で は効果がなぐ 0.10%超の量になると溶接熱影響部の靱性を低下させる。好ましい Nb含有量は 0.01〜0.05%である。
[0039] A1:
0.005〜0.06%の A1を脱酸のために添加する。 0.005%未満の量では効果がなく 、 0.06%を超えた量の添カ卩は、粗大な酸化物を形成し、鋼質を劣化させる。
[0040] N:
Nは不可避的不純物であり、少ないほど好ましい。その許容できる上限は 0.006% である力 好ましい N含有量は 0.004%以下である。
[0041] O :
Oも不可避的不純物であり、少ないほど好ましい。その許容できる上限は 0.006% である力 好ましい O含有量は 0.004%以下である。
[0042] 以上にカ卩えて、下記の 1種または 2種以上を場合により添加してもよい。
Cu、 Niゝ Cr、 Mo：
Cu、 Ni、 Cr、 Moはそれぞれ 3.0%を上限として、強度向上のために添加してもよ い。添カ卩する場合の各元素の好ましい添力卩量は 0.02〜3.0%である。この 4種の元 素は、その少なくとも 1種を添加すればよいが、好ましくは 2種以上、特に好ましくは 4 種全てを添加する。 Cuを添加する場合には、脆ィ匕防止のために Niを併せて添加す ることが好ましい。
[0043] V：
Vを 0.10%以下の範囲の量で強度向上のために添カ卩してもよい。添加する場合の Vの好ましい添力卩量は 0.005〜0.10%である。
[0044] B:
Bを 0.0020%以下の範囲の量で強度向上のために添カ卩してもよい。添加する場合 の Bの好まし!/、添カロ量 ίま 0.0005〜0.00200/0である。
[0045] Ti:
Tiを 0.02%以下の範囲の量で靱性向上のために添カ卩してもよい。添加する場合の Tiの好ましい添力卩量は 0.005〜0.02%である。 Tiは固溶 Nと結合して靱性を向上さ せる。 [0046] [内面シーム溶接金属の化学組成]
C :
0.02〜0.12%のじを強度確保のために含有させる。 0.02%未満の量では効果が な!、。 0.12%を超えて Cを含有させると溶接金属の著 、硬化を招く。
[0047] Si:
0.05〜0.50%の Siを脱酸のために含有させる。 0.05%未満の量では効果がない 。 0.50%を超えて Siを含有させると、島状マルテンサイトなどの硬化相の増加による 性低下を招く。
[0048] Mn:
0.4〜2.5%の Mnを強度確保と脱酸のために含有させる。 0.4%未満の量では効 果がない。一方、 2.5%を超える量になると強度上昇の効果が飽和する。
[0049] Pゝ S :
これらは不可避的に含有される不純物元素であって、その含有量が少ないほど好 ましい。許容される上限は P : 0.015%、 S : 0.003%であり、好ましい上限は P : 0.01 %、 S : 0.002%である。
[0050] Cr、Mo、Ni:
Cr、 Mo、 Niは、それぞれ 0.1〜3.0%ずつを強度 '靱性の調整を目的に含有させ る。各元素とも、 0.1%未満では効果がない。いずれの元素も 3.0%を超えて含有さ せると、強度上昇に対する効果が飽和する。
[0051] O :
Oは不純物元素であり、靱性確保の観点から、その含有量を 0.035%以下とする。 好ましくは 0.030%以下である。
[0052] N:
Nは不純物元素であり、低いほど好ましい。 N含有量の許容できる上限は 0.01%で あるが、好ましくは 0.006%以下である。
[0053] Ti:
0.005〜0.050%の Tiを靱性改善のため含有させる。 0.005%未満の量では効果 がない。 Ti含有量が 0.050%を超えると効果が飽和する。 [0054] Al:
0.005〜0.050%の Alを脱酸のために含有させる。 0.005%未満の量では効果が なぐ 0.050%を超えると効果が飽和する。
[0055] 溶接金属には、溶接材料のワイヤの成分以外に、溶接時の母材希釈によって鋼管 母材に含有されている添加元素が混入する。また、溶接時に使用するフラックスに含 有されている不純物元素も、メタルスラグ反応等を通して溶接金属に混入する。その ため、内面シーム溶接金属は、上記の元素にカ卩えて、鋼管母材やフラックスに由来 する混入元素を含有して ヽてもよ ヽ。代表的な混入元素の許容できる上限は下記の 通りである：
Cu: 1.0%以下、 Nb、 V：各 0.05%以下、 Ca、 Mg、 Ce :各 0.01%以下、 B: 0.004
0%以下。
[0056] これらの混入元素は、上記の上限を超えて内面シーム溶接金属に含有されると、 析出物の形成を招き、内面溶接金属の延性、靱性を低下させる。
溶接用のワイヤの化学組成は、溶接時の母材希釈による影響、即ち、鋼管母材の 化学組成、を考慮して、内面溶接金属が上記範囲内の化学組成となるように選択す ればよい。
[0057] 上述した鋼管母材および内面シーム溶接金属の化学組成を満たしていても、内面 シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が 90 m以上にならないと、高強 度溶接鋼管の横割れを確実に防止することができない。
実施例
[0058] 表 1に示す化学組成 (質量％)、板厚および引張強さを有する 2種類の鋼板 HI, H 2を、連続铸造で製造したスラブの制御圧延と制御冷却により作製した。焼戻しは実 施しなかった。表 1〖こ示すよう〖こ、 HIは板厚 16mm、引張強さ 941MPaであり、 H2 は板厚 20mm、引張強さ 825MPaであった。
[0059] [表 1] 鋼板の化学糸] &成 （質量％) (残部： Fe及び 純物) 鋼板記号 板厚 (mm)
C Si Mn P S Cu Ni
H I 16 0. 06 0. 08 1. 55 0. 006 0. 0017 0. 29 0. 61
H2 (H3) 20 (28) 0. 06 0. 18 1. 84 0. 005 0. 0021 0. 31 0. 50
Figure imgf000013_0001
( )内の数値は鋼板 H3についての数値
[0060] これらの鋼板を UOプレス成形 (Uプレスと続く Oプレスによる成形）によりオープン パイプに成形した後、オープンパイプの内外面から各一層のシーム溶接を行って、 外径 36インチ（91.4cm)の溶接鋼管を試作した。
[0061] シーム溶接は、まず炭酸ガスアーク溶接によってオープンパイプの仮付け溶接を実 施した後、本溶接を、内面溶接機と外面溶接機を用いて、内面側から一層目の内面 溶接の後、外面側力 二層目の外面溶接を行うことにより実施した。仮付け溶接によ る溶接金属は、本溶接後には残存しない。本溶接においては、予熱と後熱のいずれ も行わなかった。
[0062] 内面シーム溶接は 3電極（DC— AC— AC)の、外面シーム溶接は 4電極（DC— A C— AC— AC)のそれぞれサブマージアーク溶接により実施した。溶接入熱量は表 4 に示す通りであった。
[0063] 溶接材料となるワイヤについては、表 2に示すィ匕学組成を有する直径 4mmのソリツ ドワイヤを試作した。これらを表 4に示すように内面シーム溶接および外面シーム溶 接の各電極に組合わせて使用し、表 4に示す A〜Hの 8種類の溶接鋼管を試作した
[0064] 溶接フラックスとして、表 3に示す主要成分を有する高塩基度溶融型フラックスを試 作して使用した。このフラックスにつ 、て JIS— Z— 3118に準じてグリセリン法による 拡散性水素量測定を行った結果、拡散性水素量は 3.4mlZl00g (n数 = 3個の平 均値)であった。試験には 4号試験片を用い、溶接ワイヤには表 2に示すワイヤ 1を用 いた。フラックスは溶接前に 250°Cで 1時間以上の乾燥を実施した。 [0065] さらに、板厚増加による入熱増加の影響を検討するため、鋼板 H2と同じィ匕学組成 のスラブ力も上記と同様にして板厚 28mmの鋼板 H3を作製した。鋼板 H3の引張強 さは 803MPaであった。
[0066] この鋼板 H3をロールベンド成形によりオープンパイプに成形した後、上記と同様の 方法で内外面のシーム溶接を行って、外径 36インチの溶接鋼管 Iを試作した。シー ム溶接で用いたワイヤ構成および入熱量は表 4に示す通りであった。
[0067] [表 2]
Figure imgf000014_0001
[0068] [表 3]
Figure imgf000014_0002
[0069] [表 4]
鋼管 鋼板 位置 ワイヤ 溶接入熱量
n己"^ 己^" 組合わせ (kJ/ram)
内面 1-2-2 2.5
A HI 16
外面 1-2-1-2 2.5
内面 1-3-2 2.5
B HI 16
外面 1-2-1-2 2.5
内面 3-2-3 2.5
C HI ^ 16
外面 1-2-1-2 2.5
内面 3-3-3 2.5
D HI 16
外面 1-2-1-2 2.5
内面 1-1-1 2.5
E HI 16
外面 1-1-1-1 2.5
内面 3-3-3 2.5
F HI 16
外面 3-3-3-3 2.5
内面 1-3-2 3.0
G H2 20
外面 1-2-1-1 3.0
内面 3-2-1 3.0
H H2 20
外面 1-2-1-1 3.0
内面 3-2-1 4.7
I H3 28
外面 1-2-1-1 4.7
[0070] 製造された各溶接鋼管の内面および外面のシーム溶接金属の化学組成を発光分 析法により分析した結果を表 5に示す。
溶接完了から 48時間以上の時間が経過した後に、超音波探傷および断面観察に より各溶接鋼管のシーム溶接金属における横割れの発生有無を調査した。
[0071] 溶接鋼管の引張強さは、各鋼管の内面および外面の各シーム溶接金属から直径 6 mm、ゲージ長さ 30mmの丸棒試験片を採取し、常温で引張試験を行って測定した シャルピー衝撃試験は、内面と外面の溶接金属がほぼ 1： 1になるように各溶接鋼 管の板厚中央部カゝら採取した溶接金属の中央にノッチを導入して作製した 4号 Vノッ チシャルビー試験片を用いて、 30°Cで行い、破断時の吸収エネルギーを測定し た (n数 = 3の平均値)。
[0072] 各溶接鋼管の内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径を、前述した 方法で測定した。
以上の測定結果を表 6にまとめて示す。
[0073] [表 5]
Figure imgf000017_0001
鋼管 内面および外面のシーム溶接金属の化学組成 （質量％) (残部： Fe及び不純物）
位置
5己^ J C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo V Nb Ti B 0 内面 0.05 0.15 1.75 0.008 0.002 0.20 2.64 0.71 1.16 0.021 0.012 0.009 0.0012 0.029
A
外面 0.05 0.16 1.76 0.008 0.003 0.19 2.73 0.69 1.11 0.020 0.011 0.011 0.0013 0.031 内面 0.05 0.15 1.74 0.010 0.002 0.21 1.94 0.71 1.16 0.021 0.012 0.010 0.0013 0.030
B
外面 0.05 0.16 1.76 0.009 0.002 0.19 2.69 0.69 1.11 0.020 0.011 0.010 0.0014 0.031 内面 0.05 0.15 1.74 0.010 0.002 0.22 1.10 0.88 1.49 0.021 0.012 0.009 0.0013 0.032
C
外面 0.05 0.16 1.76 0.009 0.002 0.19 2.65 0.70 1.13 0.020 0.011 0.010 0.0013 0.033 内面 0.05 0.15 1.73 0.008 0.003 0.23 0.40 0.88 1.49 0.021 0.012 0.009 0.0012 0.031
D
外面 0.05 0.16 1.76 0.008 0.002 0.19 2.62 0.70 1.13 0.020 0.011 0.011 0.0013 0.033 内面 0.04 0.15 1.74 0.010 0.002 0.20 2.59 0.50 0.77 0.021 0.012 0.010 0.0014 0.030
E
外面 0.04 0.16 1.75 0.010 0.003 0.19 2.69 0.51 0.79 0.020 0.011 0.011 0.0014 0.032 内面 0.05 0.15 1.73 0.008 0.003 0.23 0.58 0.88 1.49 0.021 0.012 0.009 0.0012 0.031
F
外面 0.05 0.16 1.73 0.010 0.003 0.23 0.58 0.91 1.55 0.020 0.011 0.009 0.0013 0.031 内面 0.06 0.21 1.92 0.009 0.002 0.21 1.91 0.54 1.01 0.004 0.033 0.015 0.0004 0.028
G
外面 0.05 0.21 1.93 0.008 0.002 0.20 2.60 0.46 0.90 0.005 0.032 0.016 0.0003 0.031 内面 0.06 0.21 1.92 0.008 0.002 0.22 1.53 0.60 1.17 0.006 0.033 0.016 0.0003 0.030
H
外面 0.05 0.21 1.93 0.008 0.002 0.20 2.59 0.46 0.90 0.007 0.032 0.015 0.0004 0.033 内面 0.05 0.20 1.94 0.007 0.003 0.21 1.51 0.62 1.13 0.007 0.033 0.015 0.0003 0.031
I
外面 0.05 0.21 1.93 0.008 0.002 0.22 2.60 0.45 0.91 0.006 0.031 0.016 0.0002 0.034
鋼管 内面溶接金属の 内外面での溶接 — 30°Cでの 旧ォ-ステナイト平均 横割れ 金属の引張強さ シャルピ- 吸収
§己^" 結晶粒径 （wni) (MPa) エネルギ-（ J ) 内面 995
A 45 有り 108
外面 980
内面 982
B 110 無し 102
外面 998
内面 984
C 105 無し 99
外面 978
内面 994
D 109 無し 106
外面 981
内面 899
E 51 有り 103
外面 892
内面 990
F 111 無し 103
外面 987
内面 921
G 51 有り 154
外面 935
内面 961
H 94 無し 127
外面 941
内面 951
I 155 無し 67
外面 927
[0075] 表 6に示すように、鋼管 A、 E、 Gでは、シーム溶接金属に横割れが発生した。横割 れは内面シーム溶接金属内だけにとどまっている力、内面力 外面にかけてシーム 溶接金属を貫通していた。これらの横割れが発生した溶接鋼管では、内面シーム溶 接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が 50 前後と小さ力つた。従って、凝固 が δ単相凝固とはならず、粒界偏祈が助長されて、横割れが発生したものと考えられ る。特に鋼管 Εでは、溶接金属の引張強さが著しく低下し、鋼管母材の引張強さをか なり下回るようになった。
[0076] 一方、残りの鋼管では、内面と外面を含むシーム溶接金属の引張強さが 927〜99 8MPaと高強度が確保されているにもかかわらず、横割れが防止された。これらの鋼 管では、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が 90 m以上と大き かった。 δ単相凝固したために、粒界偏祈が軽減し、横割れが防止されたものと考え られる。
板厚が 28mmと大きいため、溶接時の入熱量が 4.7Jと大きくなつた鋼管 Iにおいて も、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径は 90 m以上となり、横 割れ発生が防止されていた。しかし、この場合は、旧オーステナイト平均結晶粒径が 155 mと粗大化したため、他の試作鋼管に比べて靱性の低下が認められた。

Claims

請求の範囲
[1] 引張強さ 760MPa以上の鋼力もなる鋼管母材と、内面シーム溶接とその後の外面 シーム溶接により形成されたシーム溶接部とを有する高強度溶接鋼管であって、該 シーム溶接部の溶接金属の弓 I張強さが 780MPa以上であり、且つ内面シーム溶接 により形成された内面シーム溶接部の溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が 90 μ m以上、 150 μ m以下であることを特徴とする、高強度溶接鋼管。
[2] 鋼管母材が、質量0 /0で、 C:0.02〜0.12%、 Si:0.01〜0.50%、 Mn:0.4〜2.5%
、 P:0.015%以下、 S:0.003%以下、 Nb:0.005〜0.10%、 Al:0.005〜0.06%、 N:0.006%以下、 0:0.006%以下、 Cu:0〜3.0%、 Ni:0〜3.0%、 Cr:0〜3.0% 、 Mo:0〜3.0%、 V:0〜0.10%、 B:0〜0.0020%、および Ti:0〜0.02%を含有し 、残部が Feおよび不純物力もなる化学組成を有し、
内面シーム溶接部の溶接金属が、質量％で、 C:0.02〜0.12%、 Si:0.05〜0.50 %、 Mn:0.4〜2.5%、 P: 0.015%以下、 S: 0.003%以下、 Crゝ Mo、 Ni:各 0.1〜3 .0%、 0:0.035%以下、 N: 0.01%以下、 Ti:0.005〜0.050%、 Al:0.005〜0.05 0%、 Cu:0〜1.0%、 Nb:0〜0.05%、 V:0〜0.05%、 Ca:0〜0.01%、 Mg:0〜0. 01%、 Ce:0〜0.01%、および B:0〜0.0040%を含有し、残部が Feおよび不純物 からなる化学組成を有する、
請求項 1に記載の溶接鋼管。
[3] 鋼管母材の化学組成が、 Cu:0.02〜3.0%、 Ni:0.02〜3.0%、 Cr:0.02〜3.0%
、 Mo:0.02〜3.0%、 V:0.005〜0.10%、 B: 0.0005〜0.0020%および Ti: 0.00 5〜0.02%から選ばれた 1種または 2種以上を含有する、請求項 2に記載の溶接鋼 管。
[4] 鋼管母材およびシーム溶接部の溶接金属の引張強さが!/、ずれも 900MPa以上で ある、請求項 1〜3のいずれかに記載の溶接鋼管。
[5] 鋼管の肉厚が 15〜26mmである、請求項 1〜4のいずれ力 1項に記載の溶接鋼管
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