WO2008123329A1 - 耐低温割れ性に優れた溶接金属を有する高強度溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents

耐低温割れ性に優れた溶接金属を有する高強度溶接鋼管およびその製造方法 Download PDF

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WO2008123329A1
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Naoya Hayakawa
Shuichi Sakaguchi
Fumimaru Kawabata
Mitsuhiro Okatsu
Makoto Ota
Shigeki Nishiyama
Kaoru Nagatani
Keito Ishizaki
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Jfe Steel Corporation
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel pipe for line pipes used for transportation of natural gas and crude oil, and is particularly excellent in crack resistance of weld metal, which is a problem in increasing strength, and excellent in toughness of weld metal. It relates to high-strength steel pipes. Background art
  • Submerged arc welding is usually used for seam welding of line pipes, but cold cracking of the weld metal becomes a problem in such seam welding of high-strength steel line pipes exceeding 800 MPa. It is well known that cold cracking is a problem in the welding of high-strength steels of HT80 or higher. Generally, the amount of hydrogen in the welding material is reduced, preheating and postheating, temperature control between passes, and when hydrogen diffusion occurs. Heat treatment for preventing cold cracking.
  • Patent Document 1 defines a time until a welded part is cooled to 100 ° C after welding, and prevents cracking of the welded part by post-heating; a method is disclosed.
  • Patent Document 2 proposes a method for preventing cold cracking by setting the retained austenite in the inner weld metal to 1% or more.
  • weld metals with a strength of 800 Pa or higher cracking may not be suppressed at all even if the residual austenite is 1% or higher.
  • Patent Document 3 proposes a method for preventing cold cracking of the weld metal by relaxing the tensile stress due to transformation expansion by setting the Ms point of the weld metal to 375 ° C or lower. Only However, since this method aims to lower the Ms point of the weld metal, rather, it increases the proportion of the martensite structure that is sensitive to cold cracking, so lowering the Ms point may not always be effective. In addition, there was a problem that the low temperature toughness was impaired. The use of a martensite structure is indispensable for increasing the strength of weld metal to 800 MPa or higher. For example, Patent Document 4 discloses that a low temperature transformation structure such as martensite bainite is used in order to increase the strength.
  • a low temperature transformation structure such as martensite bainite is used in order to increase the strength.
  • the inner surface weld metal containing such a martensite structure recovers toughness due to the tempering effect caused by the heat input from the outer surface. Therefore, when the notch position in the Charpy test includes the inner and outer surface lap parts, It is relatively easy to ensure toughness.
  • a non-tempered structure (so-called fresh martensite structure) is generated. Fresh martensite is known to have low toughness and high hydrogen embrittlement susceptibility. Ensuring the toughness of the outer surface weld metal that is not heated is a problem.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 3726721
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-115032-Patent Document 3: Japanese Patent No. 3582461
  • Patent Document 4 Patent No. 3519966 'Disclosure of Invention
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel pipe having a tensile strength of 800 MPa or more and having a weld metal excellent in low-temperature cracking resistance and a weld metal excellent in low-temperature toughness.
  • the inventors diligently investigated the suppression of low temperature cracking and improvement of low temperature toughness of weld metal, which are particularly problematic in high strength steel pipes of 800MPa or more. As a result, a high-strength steel pipe having a weld metal with excellent low-temperature toughness was achieved without the low-temperature cracking of the weld without suppressing heat treatment such as preheating or post-heating of the weld. .
  • the tensile strength of the base metal and the weld metal of the welded steel pipe manufactured by performing the submerged arc welding on both sides from the inner surface and the outer surface is SOO Pa or more, and the weld metal is C: 0.04. . ⁇ 0 09 mass 0 I Si: 0. 30 to 0 50 wt 0 I Mn:. 1. 4 to 2 0 mass 0 I C u:. 0. less than 5 wt%, Ni: 0.
  • the CS value calculated by the following equation (1) from the weld metal component is It is a high-strength welded steel pipe with a weld metal excellent in low-temperature toughness and low-temperature cracking resistance that is 0 or more on the outer surface side.
  • Mo Mo content (mass%) of the weld metal.
  • Ni Ni content (mass%) of weld metal
  • the base material is C: 0.03 to 0.12 mass%, Si: 0.01 to 0.5 mass 0, Mn: 1.5 to 3.0 Mass 0 A1: 0.01 to 0.08 Mass 0 Nb: 0.01 to 0.08 Mass 0 /. , Ti:. 0. 0005 ⁇ 0 024 mass 0 / o, N:. 0. 001 ⁇ 0 01 mass 0 / o, O: 0. 004 mass 0/0 less, S: 0. 002% by mass or less, Ca : 0.005 to 0.01% by mass, Cu: 0.01 to 1.3% by mass, Ni: ⁇ . ⁇ to 3.0% by mass, Mo: 0.01 to 1.0% by mass , Cr: 0.01 to 1.0% by mass and V: 0.01 to 0.1% by mass, and the balance is preferably composed of Fe and inevitable impurities.
  • the base metal is C: 0.03 to 0.12 mass%, Si: 0.01 to 0.5 mass 0, Mn: 1.5 to 3.0 mass 0 A1: 0.01 to 0.08 mass 0 Nb: 0.01 to 0.08 mass%, Ti: 0.0005 to 0.024 mass%, N: 0.001 to 0.01 mass%, O: 0.004 mass% or less, S: 0.002 mass% or less, Ca: 0.0005 to 0.01% by mass, Cu: 0.01 to 1.3 mass 0 Ni: 0 1 to 3.0 mass%, Mo: 0.01 to 1.0 mass%, Cr: 0.01 to 1.0 mass% and V: 0.01 to 0.1 mass% The balance is preferably made of Fe and inevitable impurities.
  • a transverse crack of a seam weld metal is prevented without heat treatment such as preheating or afterheating, and a high-strength steel pipe having a tensile strength exceeding 800 MPa excellent in low temperature crack resistance and weld metal toughness is obtained.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between CS value and weld metal cracking.
  • Fig. 2 is a cross-sectional view showing the sampling position of the Charpy specimen.
  • a calcined flux As a material for submerged arc welding of high-strength steel, a calcined flux is generally used. This is because it is easy to reduce the weld metal's hydrogen, and it is easy to increase the toughness of the weld metal because it is easy to make the flux highly basic. is there.
  • the calcined flux has a low grain strength and is easily pulverized, making it difficult to use repeatedly or to feed the flux.
  • it since it is easy to absorb moisture, it is difficult to control the drying, and further, it has a property of shallow penetration. Therefore, it is not generally used as a submerged weld material for UOE steel pipes and spiral steel pipes.
  • the present invention provides a welded steel pipe excellent in low-temperature toughness that does not cause low-temperature cracking in the weld metal even when using a melt-type flux, which may have a slightly higher diffusible hydrogen content than the fired-type flux, and a method for producing the same. Aimed to do.
  • the hydrogen content of the molten flatts assumed in the present invention is at most 5 cc 100 g.
  • the UOE steel pipe is formed into a circular shape by U-press and O-press, then the ends are butted together and tack welded from the outer surface side, then the inner surface side is subjected to one layer submerged arc welding, and then the outer surface side is subjected to one layer submerged arc welding Then, it is manufactured by adjusting the shape by tube expansion.
  • the occurrence of transverse cracks in the weld metal is a major manufacturing problem. Although cracks mainly occur in the inner surface weld metal and appear in the outer surface weld metal, the cracks are generally connected from the inner surface weld metal.
  • liquid phase + austenite phase is 0.12 mass% or more for C, and generally C of weld metal is 0.1 mass% or less.
  • the final solidification form is almost never the liquid phase + austenite phase because it is designed with a high-strength steel exceeding 800 MPa, but austenite such as C, Mn, and Ni is stabilized for higher strength. Since the number of elements increases, the final solidified phase often becomes a liquid phase + austenite phase even when the length is low. In such cases, transverse cracks occur in the weld metal.
  • the solidification form of the weld metal can be controlled by balancing the added amounts of the austenite stabilizing element and the fly stabilizing element.
  • the ferrite composition can be stably crystallized in the final solidified phase by setting the chemical composition to satisfy the following CS value of 0 or more.
  • Ni Ni content (mass%) of weld metal
  • [C] C content of weld metal (mass%)
  • Figure 1 shows the relationship between the CS value and the number of cracks on the inner surface of the weld metal.
  • Figure 1 shows the number of cracks on the inner surface (that is, the surface crack of the weld metal on the inner surface side), but the weld metal on the outer surface side shows the same tendency.
  • weld metal does not crack in the range of cs ⁇ o.
  • the CS value indicates the peritectic point in the Fe-C pseudo binary phase diagram obtained by the equilibrium calculation. More specifically, the CS value is slightly more positive than the peritectic point obtained by the calculation. This shows the point shifted to the side of solidification. This is the point at which cracking is completely suppressed by taking into account the solidification form of the weld metal, which is a non-equilibrium reaction, and taking into account changes in the peritectic point due to concentration fluctuations.
  • the reason why cracking can be prevented is estimated as follows.
  • impurities such as P and S dissolve in the ferrite phase, but do not dissolve in the austenite phase. Therefore, when the final solidification form does not contain the ferrite phase, impurities such as P and S concentrate in the liquid phase and segregate at the austenite grain boundaries as the final solidification part.
  • the fracture surface of transverse cracks is mainly intergranular cracks, and it is considered that transverse cracks occurred due to the reduction of grain boundary strength due to segregation of impurities.
  • impurities are dissolved in the ferrite phase, so that concentration of impurities in the final solidified portion is suppressed.
  • the solid phase during solidification is mainly the ferrite phase, and the ferrite phase diffuses and transforms into the austenite phase during the subsequent cooling process.Therefore, grain boundary migration occurs, and the final solidified part containing a large amount of impurities and austenite grains. The world will not match. For this reason, it is considered that lateral cracking is prevented. When the CS value becomes negative, the toughness of the weld metal also deteriorates. This result is consistent with the above-mentioned impurity grain boundary segregation theory.
  • Mo is a ferrite stabilizing element at a high temperature of 1500 or higher
  • C, Ni, and Mn are the signs of austenite stabilizing elements.
  • Cr which is a typical ferrite stabilizing element treated as Cr equivalent in the control of solidification mode of stainless steel weld metal, is a package that is a branching point of solidification form at an addition amount of about 1 to 2% by mass at most. Since the crystallographic point hardly changes, it is not necessary to consider the CS value calculation formula. However, Cr forms grain boundary carbides and has the function of degrading cold cracking resistance. In addition, unlike Mo, Cr works as an austenite stabilizing element at temperatures below 1000 ° C, and strong austenite is reduced near 500 ° C where the bainitic transformation occurs.
  • C in the weld metal should be 0.04 to 0.09 mass%. If it is less than 0.04 mass%, the strength of the weld metal is insufficient and hot cracking occurs. If it exceeds 0.09 mass%, the weld metal will have more carbides and the toughness will deteriorate. Or the martensite toughness deteriorates. Preferably, it is 0.05 to 0.07% by mass.
  • Si works to promote segregation of P and S, it not only promotes the generation of cracks, but also slows the diffusion of C, so it stabilizes austenite although it is a ferrite stabilizing element, generating martensite.
  • Mn is required to be not less than ⁇ mass% and not more than 2.0 mass%. Mn not only promotes P segregation and segregation, but also promotes the generation of cracks, and also increases the stacking fault energy. Therefore, the effect of stabilizing austenite below 800 is remarkable. Therefore, it suppresses the bainitic transformation and tends to generate martensite, and adding a large amount deteriorates the toughness of the weld metal. Therefore, the amount added must be 2.0% by mass or less. However, if it is less than 1.4% by mass, the oxygen content of the weld metal will increase, and there is a concern that the toughness will be impaired. Therefore, addition of 1.4% by mass or more is necessary. Preferably it is 1.5-1.8 mass%.
  • Cu must be less than 0.5% by mass. Cu not only widens the temperature range between the liquidus and solidus, but also promotes the occurrence of hot cracking, and also increases the sensitivity to cold cracking. Therefore, it is necessary to make it less than 0.5% by mass.
  • Ni is an important element for improving the low temperature toughness of high strength steel. Unlike Mn, the stacking fault energy is lowered, so austenite is not mechanically stabilized and ductility is ensured. Therefore, it is necessary to add more than 0.9% by mass to improve toughness. 2. Addition of 0% by mass or more is preferable. However, in order to chemically stabilize austenite, if added in a large amount, the ferrite phase does not crystallize in the final solidified phase and cold cracking occurs. Therefore, it is necessary to add so that the CS value does not become negative while balancing with Mo, C, and Mn. The upper limit is about 4.2% by mass.
  • Mo is a very important element for controlling the solidification form of weld metal as a futurite stabilizing element, and also destabilizes austenite to form benite in the weld metal microstructure and improve toughness. Has important work. Therefore, it is necessary to add at least 0.4% by mass. On the other hand, when it exceeds 1.6% by mass, the toughness of the outer surface weld metal is particularly impaired. Therefore, it should be 0.4 to 1.6% by mass.
  • V contributes to increasing the strength of the weld metal, but if added in an amount of 0.2% by mass or more, the toughness of the outer surface weld metal is particularly impaired, so it is necessary to make it less than 0.2% by mass.
  • the effect of the present invention can be obtained if P is 0.0016% by mass or less and S is 0.006% by mass or less.
  • the weld metal may contain elements such as Al, Ti, Nb, and B for refinement during welding.
  • the amount of oxygen in the weld metal is preferably in the range of 0.01 to 0.04% by mass, and the amount of nitrogen is preferably small, but is preferably 0.001% by mass or less.
  • C was set to 0.01 to 0.14% by mass in consideration of the base metal dilution and the amount entering from the atmosphere.
  • Si in order to obtain a range of C content that is required in the weld metal was 25 to 0.7 wt% 0. considering the reduction of Si 0 2 of the base metal dilution and during fluxes.
  • Mn was set to 0.7 to 2.3% by mass in consideration of consumption loss due to dilution of base metal and deoxidation.
  • Cu is less than 1.0% by mass in order to obtain a range of Cu amount required for the weld metal.
  • Ni was set to 2.0 to 10.0% by mass in order to obtain a range of Ni amount required for the weld metal.
  • Mo was set to 0.8 to 3.8% by mass in order to obtain a range of Mo amount required for the weld metal.
  • Cr was made less than 0.7% by mass in order to obtain a range of Cr amount required for the weld metal.
  • V is set to less than 0.4% by mass in order to obtain a range of V amount required for the weld metal.
  • P and S of the wire be small. However, in order to obtain the effect of the present invention as a wire, it is desirable that P is 0.0016% by mass or less and S is 0.006% by mass or less. .
  • welding is generally performed with multiple electrodes. Therefore, it is not necessary for each wire to be in the above component range. It suffices that the average composition comprising the wire component and the melting amount is within the above range. The average wire composition is calculated assuming that the amount of wire melt is proportional to the welding current of each electrode.
  • C contributes to an increase in strength by forming a supersaturated solid solution in the low temperature transformation structure.
  • it is necessary to contain 0.03% by mass or more, but if the amount exceeds 0.12% by mass, the hardness of the pipe's circumferential weld when processed into a pipe The rise will be remarkable, and it will be easy for cold cracking to occur.
  • the C content is set to 0.03 to 0.12% by mass.
  • Si is an element that acts as a deoxidizer and increases the strength of steel by solid solution strengthening. However, if its amount is less than 0.01% by mass, the effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.5% by mass, Toughness is significantly reduced. Therefore, the Si content is set to 0.01 to 0.5%.
  • n acts as a hardenability improving element. The effect is exhibited when the amount is 1.5% by mass or more, but in the continuous forging process, the concentration in the central segregation part is significantly increased, and if it exceeds 3.0% by mass, it causes delayed fracture in the segregation flaw. . Therefore, the n content is in the range of 1.5 to 3.0 mass%.
  • A1 acts as a deoxidizing element. A sufficient deoxidation effect can be obtained when the content is 0.01% by mass or more. However, when the content exceeds 0.08% by mass, the cleanliness in the steel is lowered and the toughness is deteriorated. Therefore, the A1 content is set to 0.01 to 0.08 mass%.
  • Nb has the effect of expanding the austenite non-recrystallized region during hot rolling.
  • Nb is contained in an amount of 0.01% by mass or more in order to make the non-recrystallized region below 950 ° C.
  • the amount exceeds 0.08% by mass, the HAZ and the toughness of the weld metal during welding are significantly impaired. Therefore, the Nb content is set to 0.01 to 0.08% by mass.
  • Ti forms nitrides and is effective in reducing the amount of solute N in the steel.
  • the pinning effect of precipitated Ti N suppresses the coarsening of austenite grains. Contributes to improvement.
  • the content In order to obtain the necessary pinning effect, the content must be 0.0005% by mass or more. However, if the content exceeds 0.024% by mass, carbides are formed, which causes precipitation hardening. The toughness will deteriorate significantly. For this reason, Ti content shall be 0.0005-0.024 mass%.
  • N is usually present as an inevitable impurity in steel, but as described above, Ti N is added to suppress the coarsening of austenite grains. Necessary pinning effect In order to obtain V, the content must be 0.001% by mass or more, but if it exceeds 0.01% by mass, it is heated to 1450 ° C or more near the weld, particularly in the vicinity of the melting line. In addition, Ti N decomposes in HA Z, and the negative effect of solute N becomes significant, so the N content is 0.001 to 0.01 mass%. ,
  • Cu contributes to improving the hardenability of steel at 0.01 mass% or more. However, if the content exceeds 1.3% by mass, the amount of Cu in the weld metal increases and hot cracking of the weld metal occurs. For this reason, when adding Cu, the content is set to 0.01 to 1.3 mass%.
  • Ni contributes to improving the hardenability of steel.
  • it does not cause toughness deterioration, so it is effective for toughening, but it is an expensive element and the effect is saturated even if it exceeds 3 mass%. For this reason, when adding Ni, the content is 0.1-3 mass%.
  • Cr content of 0.01% by mass or more contributes to improving the hardenability of the steel, but if it exceeds 1.0% by mass, the toughness deteriorates. For this reason, when adding Cr, the content is made 0.01 to 1.0 mass%.
  • Mo content of 0.01% by mass or more contributes to improving the hardenability of the steel, but if it exceeds 1.0% by mass, the toughness deteriorates. For this reason, when adding Mo, the content is made 0.01 to 1.0 mass%.
  • V strengthens precipitation by forming carbonitrides and contributes particularly to the prevention of H A Z softening. This effect is obtained at 0.01% by mass or more, but if it exceeds 0.1% by mass, the precipitation strengthening is remarkably reduced and the toughness is lowered. For this reason, when V is added, the content is set to 0.01 to 0.1 mass%.
  • the Ca content is set to 0.0005 to 0.01% by mass.
  • 0 and S are inevitable impurities and define the upper limit of the content.
  • the O content is 0.004 mass% or less from the viewpoint of suppressing the formation of inclusions that are coarse and adversely affect toughness.
  • the addition of Ca suppresses the formation of Mn S.
  • the S content is large, Mn S cannot be suppressed even by morphology control by Ca, so the S content is 0.002% by mass. It shall be as follows.
  • the butt portion is tack-welded, and then welding is performed in the order of inner surface welding and outer surface welding using the welding material described in the present invention, and the tube expansion rate is within 2%.
  • the tube expansion rate is within 2%.
  • Table 1 The steel sheets shown in Table 1 were formed into a tubular shape by U-press and O-press, followed by tack welding by gas shield arc welding, and then one layer of submerged arc welding was performed on the inner and outer surfaces.
  • Table 2 shows the components of the welding wire used in submerged arc welding.
  • Steel sheets and E have a high S content in steel, and a sufficient Charpy impact value of 200 J or more has not been obtained.
  • Tables 3 and 4 show the welding conditions.
  • the flux used for submerged arc welding was CaO—Ca F 2 —Si 2 2 system high basic fusion flux.
  • the amount of diffusible hydrogen based on JISZ3118 of this flux was 4.6 cc / l00 g.
  • Table 3 Table 4 Tables 5 and 6 show the chemical composition and properties of the weld metal obtained by performing four-electrode submerged arc welding using these base materials and welding materials.
  • Table 7 shows the average wire composition
  • the average wire composition is the sum of the electrode currents multiplied by the wire composition of each applied electrode multiplied by the current value of each electrode.
  • 2-electrode submerged arc welding was performed.
  • Welding conditions are: the first electrode on the inner side: 920A-36V, the second electrode: 690A-44V, welding speed: 1. lmZ, the outer side on the first electrode: 1000A-36V, the second electrode: 750A-45V, Welding speed: 1. OmZ min.
  • ⁇ ⁇ l708SS0 / 800Zdf / X3d 6 ⁇ / 800 ⁇ OAV Nos. 9 to 14, 16, 18 to 20 are examples of the present invention.
  • the CS value was 0 or more, and no cold cracking of the weld metal was observed.
  • As a method for confirming cracking leave it for 72 hours after welding, conduct an ultrasonic flaw inspection on the bead and in the direction perpendicular to the weld line, and investigate the presence of cracks. Since it is often seen on the surface, surface cracks were investigated by a magnetic particle flaw detection test. Table 1 shows that cracks were not found in the ultrasonic test and magnetic particle test, and X shows that cracks were found in the ultrasonic test and Z or magnetic particle test. Shown in 5.
  • the C of the wire is high
  • the C of the weld metal is high
  • the CS value is negative and cracks occur in the weld metal
  • the weld metal Si and Cr increase, especially the Charpy absorbed energy of the weld metal on the outer surface side. Deteriorated.
  • each weld metal was within the scope of the present invention, but since the CS value was negative, cold cracking occurred in the weld metal. In order to prevent cold cracking, it is necessary that the weld metal composition not only satisfies the range of each component, but also has a C S value S 0 or more.
  • the CS value was positive, and cold cracking of the weld metal was suppressed.
  • the Mo of the wire was high and the Mo of the weld metal was too high, and in particular the toughness of the outer surface weld metal deteriorated.
  • Mn of wire was excessive and Mo. was insufficient, so Mn of weld metal was high and Mo was low.
  • the CS value became negative and transverse cracks occurred in the weld metal, and the toughness of the weld metal decreased.

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Abstract

耐低温割れ性と低温靭性に優れた溶接金属を持つ、引張強度が800MPa以上の高強度鋼管を提供する。内面と外面から両側１層ずつサブマージアーク溶接を行なって製造する溶接鋼管の母材および溶接金属の引張強さがともに800MPa以上であり、溶接金属がＣ：0.04～0.09質量％，Si：0.32～0.50質量％，Mn：1.4～2.0質量％，Cu：0.5質量％未満，Ni：0.9質量％超え4.2質量％以下，Mo：0.4～1.5質量％，Cr：0.5質量％未満，Ｖ：0.2質量％未満を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるとともに、溶接金属の成分から式ＣＳ＝5.1＋1.4［Mo］−［Ni］−0.6［Mn］−36.3［Ｃ］で算出されるＣＳ値が内面側と外面側ともに０以上を満足する高強度溶接鋼管である。

Description

明細書 耐低温割れ性に優れた溶接金属を有する高強度溶接鋼管およびその製造方法 技術分野
本発明は、 天然ガスや原油の輸送用として用いられるラインパイプ用高強度鋼管に 関するものであり、 特に高強度化で問題となる溶接金属の耐割れ性に優れ、 溶接金属 の靭性に優れた高強度鋼管に関するものである。 背景技術
天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは、 近年、 高圧化による輸 送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上を達成するため、 年々高強度化 される傾向にある。 近年では、 引張強度 800MPaを超えるラインパイプに対する要求 が具体化されつつあ 。
ラインパイプのシーム溶接にはサブマージアーク溶接が用いられるのが通常である が、 このような 800MPaを超える高強度鋼ラインパイプのシーム溶接では溶接金属の 低温割れが問題となる。 HT80以上の高強度鋼の溶接においては低温割れの発生が問 題になることは公知であり、 一般には溶接材料の水素量の低減と、 予熱ゃ後熱、 パス 間温度管理といつた水素拡散のための熱処理により低温割れが防止される。
例えば特許文献 1には溶接部が溶接後から 100°Cに冷却するまでの時間を規定し、 後熱をすることによって溶接部の割れを防止する;^法が開示されている。 し力 しなが ら、 ラインパイプのシーム溶接において予熱、 および後熱を実施すると、 ラインパイ プの生産能率が極端に損なわれるため、 工業的に高強度ラインパイプを製造するため には予熱、 後熱なしにシーム溶接金属の低温割れを防止することが極めて重要である。 低温割れを防止する方法として例えば特許文献 2には内面溶接金属中の残留オース テナイトを 1 %以上として低温割れを防止する方法が提案されている。 しかしながら、 800 Pa以上に高強度化した溶接金属では残留オーステナイ トが 1 %以上であっても 全く割れを抑制できないことがある。
また、 特許文献 3には溶接金属の Ms点を 375°C以下とすることにより変態膨張に よる引張応力緩和により溶接金属の低温割れを防止する方法が提案されている。 しか しながらこの方法は溶接金属の Ms点を低下させることを主旨としているため、 むし ろ低温割れに敏感なマルテンサイト組織の割合を増加させることから、 Ms点の低下 は必ずしも有効でない場合があるだけでなく、 低温靭性を損ねる問題があった。 溶接金属を 800MPa以上に高強度化するにはマルテンサイト組織の活用が欠かせな い。 例えば特許文献 4には高強度化するためにはマルテンサイ ト 'ベイナィ ト等の低 温変態組織とする旨が開示されている。 このようなマルテンサイ ト組織を含んだ内面 溶接金属は外面の溶接入熱による焼き戻し効果により、 靭性が回復するため、 シャル ピー試験のノツチ位置が内外面のラップ部を含む場合には溶接金属の靭性を確保する のが比較的容易である。 し力 し、 外面溶接金属の場合は他の溶接熱による焼き戻しを 受けないので、 焼き戻しされない組織 （いわゆるフレッシュマルテンサイト組織） が 生成する。 フレッシュマルテンサイ トは低靭性でかつ水素脆化感受性が高いことが知 られており、 この加熱を受けない外面溶接金属の靭性の確保が問題となる。
特許文献 1 ： 特許第 3726721号公報
特許文献 2 ： 特開 2002-115032号公報 - 特許文献 3 ： 特許第 3582461号公報
特許文献 4 ： 特許第 3519966号公報 ' 発明の開示 、
本発明は、 耐低温割れ性に優れた溶接金属と低温靭性に優れた溶接金属を持つ、 引 張強度が 800MPa以上の高強度鋼管を提供することを目的とする。
.発明者は 800MPa以上の高強度鋼管において特に問題となる溶接金属の低温割れの 抑制と低温靭性の向上について鋭意検討を行った。 その結果、 溶接部を予熱ゃ後熱と いった熱処理なしに溶接部の低温割れを抑制し、 かつ優れた低温靭性を持つ溶接金属 を持った高強度鋼管を得るに至った。 .
すなわち本発明は、 内面と外面から両側 1層ずつサブマージアーク溶接を行なって 製造する溶接鋼管の母材および溶接金属の引張強さがともに SOO Pa以上であり、 溶 接金属が C ： 0. 04〜0. 09質量0ん Si ： 0. 30〜0. 50質量0ん Mn： 1. 4〜2. 0質量0ん C u： 0. 5質量％未満， Ni ： 0. 9質量％超え 4. 2質量％以下， Mo： 0. 4〜1. 6質量％， C r： 0. 3質量％未満， V ： 0. 2質量％未満を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物 からなるとともに、 溶接金属の成分から下記の（1)式で算出される C S値が内面側と 外面側ともに 0以上である低温靭性と耐低温割れ性に優れた溶接金属を有する高強度 溶接鋼管である。
C S =5. 1 + 1. 4 [Mo] ― [Ni] -0. 6 [Mn] —36. 3 [ C ] · · · (1)
[Mo] ：溶接金属の Mo含有量 （質量％) .
[Ni] ：溶接金属の Ni含有量 （質量％)
[Mn] ：溶接金属の Mn含有量 （質量％)
[ C ] ：溶接金属の C含有量 （質量％)
また本発明は、 C ： 0. 01〜0. 14質量0ん Si： 0. 25〜0. 7質量0ん Mn： 0. 7〜2. 3質 量0ん Cu： 1. 0質量0 /0未満， Ni： 2. 0〜10. 0質量0ん o： 0. 8〜3. 8質量0ん Cr： 0. 7 質量％未満， V： 0. 4質量％未満を含有する溶接ワイヤと溶融形フラックスとを甩ぃ て、 引張強さが 800MPa以上である母材の内面と外面から両側 1層ずつサブマージァ ーク溶接を行ない、 溶接金属の成分から上記の（1)式で算出される C S値を内面側と 外面側ともに 0以上とする溶接金属の耐低温割れ性に優れた高強度溶接鋼管の製造方 法である。
本発明の高強度溶接鋼管の製造方法においては、 母材が、 C : 0. 03〜0. 12 質量％， Si： 0. 01〜0. 5質量0ん Mn： 1. 5〜3. 0質量0ん A1： 0. 01〜0. 08質量0ん Nb： 0. 01〜0. 08質量0 /。， Ti： 0. 0005〜0. 024質量0 /o， N： 0. 001〜0. 01質量0 /o， O： 0. 004質量0 /0 以下， S ： 0. 002質量％以下， Ca： 0. 0005〜0. 01質量％を含有し、 かつ Cu： 0. 01〜1. 3質量％， Ni： Ο. Ί〜3· 0質量％， Mo： 0. 01〜1. 0質量％， Cr： 0. 01〜1. 0質量％およ び V： 0. 01〜0. 1質量％のうちの少なくとも 1種を含有し、 残部が Feおよび不可避 的不純物からなることが好ましい。
また本発明の高強度溶接鋼管においては、 母材が、 C ： 0. 03〜0. 12質量％， Si： 0. 01〜0. 5質量0ん Mn： 1. 5〜3. 0質量0ん A1： 0. 01〜0. 08質量0ん Nb： 0. 01〜0. 08質 量％， Ti： 0. 0005〜0. 024質量％， N： 0. 001〜0. 01 質量％， O： 0. 004質量％以下， S ： 0. 002質量％以下， Ca： 0. 0005〜0. 01 量％を含有し、 かつ Cu： 0. 01〜1. 3質 量0ん Ni： 0. 1〜3. 0質量％， Mo： 0. 01〜1. 0質量％， Cr： 0. 01〜1. 0質量％および V： 0. 01〜0. 1質量％のうちの少なくとも 1種を含有し、 残部が Feおよび不可避的 不純物からなることが好ましい。 本発明によれば、 予熱あるいは後熱などの熱処理なしにシーム溶接金属の横割れを 防止し、 耐低温割れ性と溶接金属の靭性に優れた引張強さ 800MPaを超える強度の高 強度鋼管を得ることができる。 図面の簡単な説明 '
図 1は、 C S値と溶接金属の割れとの関係を示すグラフである。
図 2は、 シャルピー試験片の採取位置を示す断面図である。 発明を実施するための最良の形態
高強度鋼のサブマージアーク溶接用材料としては、 一般に焼成形フラックスが用い られる。 溶接金属の低水素化を図ることが容易であること、 およびフラックスを高塩 基性にすることが容易なので、 溶接金属の高靭性化を図ることが容易とレ、う利点を持 つためである。 し力 し、 焼成形フラックスは粒強度が低いため粉化しやすく繰り返し 使用やフラックスの圧送に難がある。 また、 吸湿しやすいため乾燥管理が煩雑であり、 さらには溶け込みが浅いという性質があるため、 U O E鋼管やスパイラル鋼管のサブ マージァ ク溶接材料に一般に便用されていない。
そこで、 本発明では焼成形フラックスよりもやや拡散性水素量が高い場合がある溶 融形フラックスを用いても溶接金属に低温割れが生じない低温靭性に優れた溶接鋼管 とその造管方法を提供することを目指した。 本発明で想定した溶融形フラッタスの水 素量は高くとも 5 cc 100 gである。
U O E鋼管は Uプレスおよび Oプレスをして円形に成形した後、 端部を突き合わせ て外面側から仮付け溶接の後に内面側を 1層サブマージアーク溶接し、 その後外面側 を 1層サブマージアーク溶接し、 その後拡管により形状を整えて製造される。 高強度 鋼管の場合、 溶接金属に横割れが発生することが製造上の大きな問題である。 割れは 主として内面溶接金属に発生し、 外面溶接金属にも現れるが、 概して内面溶接金属か ら割れが連結している。 さらに詳細に割れを観察した結果、 割れは外面溶接金属の直 下、 熱影響を受けた内面溶接金属から発生している場合がほとんどであることが判明 した。 例外的に外面溶接金属の内部に 1膽程度の小さい横割れが生じる場合がある ことも明らかになった。 これらの割れは破面解析の結果、 低温割れ （水素脆化割れ） であることが判明した。 本発明者ちはこの低温割れ防止について鋭意研究を重ね、 割れは溶接金属の凝固形態 と深い関係にあることを見出した。
凝固したままで用いられる溶接金属を高強度化するためには C， Mn, Ni, Crや Mo などの強化元素を添加する必要があり、 800 Pa以上の強度を得るには P cmが 0. 25質 量％以上が目安となる。 このように合金元素を多量に添加した溶接金属において、 溶 接金属の強度が等しいにもかかわらず、 著しい横割れが生じる場合と割れが全く発生 しない場合があることがわかった。 詳細に調査した結果、 割れが生じる場合は鉄一炭 素 2元系状態図でいうところの包晶点より高炭素側、 すなわち凝固初晶がフェライト であり、 液相 +フェライ ト相 +オーステナイト相の 3相凝固状態を経て、 最終凝固形 態が液相とオーステナイ ト相になる場合であった。 一方、 割れが生じない場合には、 初晶フェライトは同じであるが、 最終凝固形態は液相 +フェライト相 +オーステナイ ト相の 3相凝固であることがわかった。 つまり、 低温割れが生じる場合は最終凝固相 にフェライト相がない場合であった。 軟鋼や 50キロクラスの鋼では最終凝固形態が 液相 +オーステナイト相となるのは Cが 0. 12 質量％以上であることが知られており、 一般に溶接金属の Cは 0. 10質量％以下で設計されるため、 最終凝固形態が液相 +ォー ステナイ ト相になることはほとんどないが、 800MPaを超える高強度鋼になると高強 度化のために C， Mn, Niといったオーステナイ ト安定化元素が増加するため、 じが 低い場合でも最終凝固相が液相 +オーステナイト相になる場合が多々生じ、 こうした 場合溶接金属に横割れが生じるのである。
こうした溶接金属の凝固形態はオーステナイト安定化元素とフ ライ ト安定化元素 の添加量のバランスをとることで、 制御可能である。 具体的には次の C S値が 0以上 を満足する化学組成にすることで最終凝固相に安定にフェライト相を晶出することが 可能になる。
C S =5. 1 + 1. 4 [ o] - [Ni] -0. 6 [Mn] -36. 3 [ C ] · · · (1)
[Mo] ：溶接金属の Mo含有量 （質量％)
[Ni] ：溶接金属の Ni含有量 （質量％)
[Mn] ：溶接金属の Mn含有量 （質量％)
[C] ：溶接金属の C含有量 （質量％) すなわち溶接金属の化学組成を上記の範囲にすることにより高強度溶接金属の横割 れを防止すること 可能である。 図 1に C S値と溶接金属の内表面割れ数との関係を 示す。 図 1には内表面割れ数 （すなわち内面側の溶接金属の表面割れ） を示すが、 外 面側の溶接金属も同様の傾向を示す。 図 1から明らかなように、 c s≥oの範囲では 溶接金属の割れが発生しない。
この C S値の示すところは、 平衡計算で得られた Fe— C擬似 2元系状態図での包 晶点であり、 さらに詳しくは計算により求めた包晶点より、 わずかに正側、 つまりフ ェライ ト凝固側にシフトした点を示している。 これは非平衡反応である溶接金属の凝 固形態を考慮し、 濃度の揺らぎによる包晶点の変化を考慮し、 割れが完全に抑制され る点である。
割れを防止できる理由としては次のように推定される。 つまり、 P， Sなどの不純 物はフェライト相には固溶するが、 オーステナイ ト相には固溶しにくレ、。 そのため、 最終凝固形態にフヱライト相が含まれていない場合には P， Sなどの不純物が液相に 濃化し、 最終凝固部としてオーステナイト粒界に偏析する。 横割れの破面は粒界割れ が主体であり、 不純物の偏析により粒界強度が低減したことにより横割れが発生した と考えられる。 一方、 最終凝固相にフェライト相が含まれる場合には不純物がフェラ イト相に固溶されるため、 最終凝固部への不純物の濃化が抑制される。 さらには凝固 時の固相がフェライ ト相主体であり、 その後の冷却過程でフェライト相はオーステナ イト相に拡散変態するため、 粒界移動が起こり、 不純物を多く含む最終凝固部とォー ステナイト粒界が一致しなくなる。 このような理由で横割れが防止されると考えられ る。 C S値が負になると、 溶接金属の靭性も劣化する。 この結果は上述の不純物の粒 界偏析説と矛盾しない。
C S^iを求める式において 1500で以上の高温でフェライト安定化元素である Moは 十、 オーステナイ ト安定化元素である C， Ni， Mnは—の符号と扱っている。
ステンレス鋼溶接金属の凝固モード制御において、 Cr当量などとして扱われる代 表的なフェライ ト安定化元素である Crは、. 高々 1〜2質量％程度の添加量では凝固 形態の分岐点である包晶点がほとんど変化しないので、 C S値の計算式には考慮する 必要がない。 し力 し、 Crは粒界炭化物を形成し、 耐低温割れ性を劣化させる働きが ある。 さらに Crは Moと異なり 1000°C以下の温度ではオーステナイ ト安定化元素と して働くようになり、 べィナイ ト変態が起こる 500°C付近では強いオーステナイ ト安 定化元素として働くため、 0. 3質量％以上添加すると溶接金属のべィナイ ト変態を抑 制し、 マルテンサイ ト組織が増加するため特に外面溶接金属の靭性が損なわれる。 但 し少量であれば溶接金属の強度を高めるために有効である。 そのため Crを 0. 3質 量％未満とする必要がある。
溶接金属の Cは 0. 04〜0. 09質量％とする必要がある。 0. 04質量％未満では溶接金 属の強度が不足するとともに高温割れが発生する。 0. 09質量％を超えると溶接金属 に炭化物が多くなり、 靭性が劣化する。 あるいはマルテンサイ ト靭性も劣化する。 好 ましくは 0. 05〜0. 07質量％である。
Si は P， Sの偏析を助長する働きがあるため、 割れの発生を助長するだけでなく、 Cの拡散を遅くするため、 フェライト安定化元素ではあるがオーステナイトを安定化 し、 マルテンサイトの生成を助長し、 溶接金属の靭性を劣化させる。 そのため、 0. 50 質量％以下とする必要がある。 あまり少なすぎると溶接金属中の酸素量が高まり、 靭 性を損なう恐れがあるので、 0. 30質量％以上必要である。
Mnは丄 質量％以上 2. 0質量％以下とする必要がある。 Mnは Pめ凝固偏析を助長 し、 割れの発生を助長するだけでなく、 積層欠陥エネルギーを高めるため、 800で以 下でのオーステナイト安定化効果が著しい。 そのため、 べィナイ ト変態を抑制しマル テンサイトが発生しやすくなり、 多量の添加は溶接金属の靭性を劣化させる。 よって 添加量は 2. 0質量％以下とする必要がある。 しかし、 1. 4質量％より少ない場合には 溶接金属の酸素量が高まり、 むしろ靭性を損なう懸念があるので、 1. 4質量％以上の 添加が必要である。 好ましくは 1. 5〜1. 8質量％である。
Cuは 0. 5質量％未満とする必要がある。 Cuは液相線と固相線間の温度範囲を広げ、 高温割れの発生を助長するだけでなく、 低温割れ感受性も高める働きがある。 そのた め、 0. 5質量％未満とする必要がある。
Niは高強度鋼の低温靭性を向上させるために重要な元素である。 Mnとは異なり、 積層欠陥エネルギーを低めるので、 オーステナイトが機械的に安定ィヒされにくく、 延 性が確保される。 従って、 靭性向上のために 0. 9質量％を超えて添加する必要がある。 2. 0質量％以上の添加が好ましい。 しかし、 化学的にオーステナイトを安定化するた め、 多量に添加すると最終凝固相にフェライ ト相が晶出しなくなり、 低温割れが発生 する。 そのため、 Mo， C , Mnとのバランスを取りながら C S値が負とならないよう に添加する必要がある。 その上限としてはおよそ 4. 2質量％が上限となる。 Moはフユライ ト安定化元素として溶接金属の凝固形態を制御するのに極めて重要 な元素であり、 なおかつオーステナイトを不安定化させて溶接金属ミクロ組織にべィ ナイトを生じさせ、 靭性を向上させる極めて重要な働きを持つ。 そのため少なくとも 0. 4質量％以上の添加が必要である。 一方、 1. 6質量％を超えると特に外面溶接金属 の靭性を損なう。 したがって 0. 4〜1. 6質量％とする必要がある。
Vは溶接金属の高強度化に寄与するが、 0. 2質量％以上添加すると特に外面溶接金 属の靭性を損なうため、 0. 2質量％未満とする必要がある。
その他 P， Sなどの不純物は少ない方が望ましいが、 不純物の低減はコストと トレ ードオフの関係にある。 本発明では Pは 0. 016質量％以下、 Sは 0. 006質量％以下で あれば本発明の効果を得ることができる。
溶接金属にはその他に溶接時の精鍊のために Al， Ti， Nb, Bなどの元素を含有し てもよい。 溶接金属の酸素量は好ましくは 0. 01〜0. 04質量％の範囲、 窒素量は少な い方が望ましいが、 好ましくは 0. 010質量％以下である。
次にワイヤの成分の限定理由について述べる。
Cは溶接金属で必要とされる C量の範囲を得るために、 母材希釈および大気から入 る量を勘案して 0. 01〜0. 14質量％とした。
Siは溶接金属で必要とされる C量の範囲を得るために、 母材希釈およびフラック ス中の Si 02からの還元を考慮して 0. 25〜0. 7質量％とした。
Mnは溶接金属で必要とされる n量の範囲を得るた に、 母材希釈および脱酸によ る消耗ロスを考慮して 0. 7〜2. 3質量％とした。
Cuは溶接金属で必要とされる Cu量の範囲を得るために、 1. 0質量％未満とした。 Ni は溶接金属で必要とされる Ni量の範囲を得るために、 2. 0~10. 0質量％とした。 Moは溶接金属で必要とされる Mo量の範囲を得るために 0. 8〜3. 8質量％とした。 Crは溶接金属で必要とされる Cr量の範囲を得るために、 0. 7質量％未満とした。 Vは溶接金属で必要とされる V量の範囲を得るために、 0. 4質量％未満とした。 ワイヤの P， Sは少ない方が望ましいのは言うまでもないが、 ワイヤとして本発明 の効果を得るには Pは 0. 016質量％以下、 Sは 0. 006質量％以下であることが望まし い。
その他溶接金属に含有可能な元素はワイヤにも含有可能である。 溶接は一般に複数 電極で行われる。 そのため、 個々のワイヤが上記成分範囲にある必要はなく、 各電極 ワイヤの成分と溶融量からなる平均組成が上記範囲内であればよい。 ワイヤの平均組 成は、 ワイヤの溶融量が各電極の溶接電流に比例するとして求めることとする。
次に母材の成分の限定理由について述べる。
Cは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与する。 この効 果を得るためには 0. 03質量％以上含有することが必要であるが、 その量が 0. 12質 量％を超えると、 パイプに加工した時に、 パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくな り、 溶接低温割れが発生しやすくなる。 このため、 C含有量を 0. 03~0. 12質量％と する。
Siは脱酸材として作用し、 さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素で あるが、 その量が 0. 01質量％未満ではその効果が得られず、 0. 5質量％を超えると 靱性が著しく低下する。 このため、 Si含有量を 0. 01〜0. 5%とする。
nは焼入性向上元素として作用する。 その効果はその量が 1. 5質量％以上で発揮 されるが、 連続铸造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく、 3. 0質量％を超え ると偏析邰での遅れ破壊の原因となる。 このため、 n含有量を 1. 5〜3. 0質量％の範 囲とする。
A1は脱酸元素として作用する。 その含有量が 0. 01質量％以上で十分な脱酸効果が 得られるが、 0. 08 質量％を超えると鋼中の清浄度が低下し、 靱性劣化の原因となる。 このため、 A1含有量を 0. 01〜0. 08質量％とする。
Nbは熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果があり、 特に 950°C 以下を未再結晶領域とするため、 0. 01質量％以上含有させる。 しかし、 その量が 0. 0 8質量％を超えると、 溶接した際の H A Zおよび溶接金属の靱性を著しく損ねる。 こ のため、 Nbの含有量を 0. 01〜0. 08質量％とする。
Tiは窒化物を形成し、 鋼中の固溶 N量低減に有効である他、 析出した Ti Nのピン ニング効果によりオーステナイ ト粒の粗大化を抑制する.ことで、 母材， H A Zの靱性 向上に寄与する。 必要なピンニング効果を得るためにはその含有量を 0. 0005質量％ 以上とすることが必要であるが、 0. 024質量％を超えると炭化物を形成するようにな り、 それによる析出硬化によって靱性が著しく劣化してしまう。 このため、 Ti含有 量を 0. 0005〜0. 024質量％とする。
Nは通常鋼中の不可避不純物として存在するが、 前述の通り Ti 添加を行うことで、 オーステナイト粒の粗大化を抑制する Ti Nを形成する。 必要とするピンニング効果 V を得るためには、 その含有量が 0. 001質量％以上であることが必要であるが、 0. 01 質量％を超えると、 溶接部、 特に溶融線近傍で 1450°C以上に加熱された HA Zで Ti Nが分解し、 固溶 Nの悪影響が著しくなるため、 N含有量を 0. 001〜0. 01質量％とす る。 ，
Cu, Ni， Cr， Mo, Vはいずれも焼入性向上元素として作用するため、 高強度化を目 的に、 これらの元素の一種または二種以上を以下に示す範囲で含有させる。
Cuは 0. 01質量％以上で鋼の焼入性向上に寄与する。 し力 し、 1. 3質量％を超えて 含有させると溶接金属中の Cu 量が高まり、 溶接金属の高温割れが生じる。 このため、 Cuを添加する場合には、 その含有量を 0. 01〜1. 3質量％とする。
Niは 0. 1質量％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。 特に、 多量に添 加しても靱性劣化を生じないため、 強靱化に有効であるが、 高価な元素であり、 かつ 3質量％を超えても効果が飽和する。 このため、 Niを添加する場合には、 その含有 量を 0. 1〜3質量％とする。
Crもまた 0. 01質量％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与するが、 1. 0質 量％を超えると靱性が劣化する。 このため、 Crを添加する場合には、 その含有量を 0. 01〜1. 0質量％とする。
Moもまた 0. 01質量％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与するが、 1. 0質 量％を超えると靱性が劣化する。 このため、 Moを添加する場合には、 その含有量を 0. 01〜1. 0質量％とする。
Vは炭窒化物を形成することで析出強化し、 特に H A Zの軟化防止に寄与する。 こ の効果は 0. 01質量％以上で得られるが、 0. 1質量％を超えると析出強化が著しく靱 性が低下してしまう。 このため、 Vを添加する場合には、 その含有量を 0. 01〜0. 1質 量％とする。
製鋼プロセスにおいて、 Ca含有量が 0. 0005質量％未満の場合、 脱酸反応支配で Ca Sの確保が難しく靱性改善効果が得られず、 一方、 0. 01質量％を超えた場合、 粗大 C aOが生成しやすくなり、 母材を含めて靱性が低下する上に、 取鍋のノズル閉塞の原 因となり、 生産性を阻害する。 このため、 Ca含有量を 0. 0005〜0. 01質量％とする。 本発明において、 0， Sは不可避的不純物であり含有量の上限を規定する。 Oの含 有量は、 粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物の生成を抑制する観点から 0. 004質量％ 以下とする。 また、 Caを添加することで Mn Sの生成が抑制されるが、 Sの含有量が多いと Caに よる形態制御でも Mn Sを抑制しきれないため、 Sの含有量は 0. 002質量％以下とす る。
上記成分を持つ鋼板を管状に成形した後、 突合せ部を仮付け溶接したのち、 本発明 記載の溶接材料を用いて内面溶接， 外面溶接の順に溶接を行い、 拡管率 2 %以内の拡 管を実施することにより耐低温割れ性と溶接部靭性に優れた高強度鋼管を得ることが できる。 実施例
表 1に示す鋼板を管状に Uプレスおよび Oプレスで成形し、 さらにガスシールドア ーク溶接によりタック溶接を行った後、 内外面にサブマージアーク溶接を 1層ずつ実 施した。 サブマージアーク溶接で使用した溶接ワイヤの成分を表 2に示す。 鋼板 お よび Eでは鋼材の S量が高く、 200 J以上の十分なシャルピー衝撃値が得られていな い。
Figure imgf000014_0001
tO8££0/800Zdf/XDd 6 e /800Z ΟΛ\ 表 2
Figure imgf000015_0001
これらの鋼板と溶接ワイヤを種々組み合わせて、 4電極溶接にて内外面の両面 1層溶接を実施した。 表 3， 4に溶接条件を示す。 サブマージアーク溶接に用い たフラックスは CaO— Ca F 2— Si〇2系の高塩基性溶融形フラックスを用いた。 こ のフラックスの JISZ3118に基づく拡散性水素量は 4. 6cc/l00 gであった。 表 3
Figure imgf000015_0002
表 4
Figure imgf000015_0003
これら母材と溶接材料を用いて 4電極サブマージアーク溶接を実施して、 得ら れた溶接金属の化学組成と特性を表 5， 6に示す。 表 7にワイヤの平均組成を示 す。 ワイヤの平均組成は、 適用した各電極のワイヤ組成に各電極の電流値を乗じ て和したものを各電極電流の総和で除したものである。 なお No. 20の実施におい ては、 2電極サブマージアーク溶接を実施した。 溶接条件は、 内面側が第 1電 極： 920A— 36V, 第 2電極： 690A— 44V, 溶接速度： 1. lmZ分とし、 外面側が 第 1電極： 1000A— 36V， 第 2電極： 750A— 45V， 溶接速度： 1. OmZ分とした。
表 5
Figure imgf000017_0001
表 6
Figure imgf000018_0001
LI
Figure imgf000019_0001
Λ挲 l708SS0/800Zdf/X3d 6 εΖΐ/800Ζ OAV No. 9〜 14, 16, 18〜20は本発明の例である。 C S値は 0以上が確保され、 溶 接金属の低温割れは見られなかった。 なお、 割れの確認方法としては溶接後 72時 間放置し、 オンビードにて溶接線方向と溶接線直交方向に超音波探傷試験を行な レ、、 割れの有無を調査するとともに、 割れは溶接金属表面に見られる場合が多い ため、 磁粉探傷試験にて表面割れを調査した。 超音波探傷試験および磁粉探傷試 験にて割れの発生が認められなかったものを〇とし、 超音波探傷試験および Zま たは磁粉探傷試験にて割れの発生が認められたものを Xとして表 5に示す。
比較例である No. 1においては溶接金属の Crが高く、 溶接金属の靭性の劣化が 認められた。 溶接金属の靭性は、 シャルピー衝撃試験にて調査した。 シャルピー 試験片の採取位置を図2に示す。
また比較例である No. 2については Niが高いため、 C S値が大きく負に偏り著 しい低温割れが発生した。 割れは内面ビードに多く発生したが、 外面側にも内面 側とつながった外表面に達する割れと、 ビ」ド内に^まる 1 mm程度の小さな割れ が観察された。 また、 No. 2では C S値が負であるとともに溶接金属の Siが低下 し，溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが内外面溶接金属とも劣化した。 ところ で、 溶接ビード横割れが生じた場合、 引張試験とシャルピー試験が実施できない ため、 溶接後 200°Cで 2時間の後熱処理を施すことによって横割れを抑制し、 機 械 ^験を実施した。
No. 3ではワイヤの Cが高く、 溶接金属の Cが高くなり C S値が負となり溶接金 属に割れが発生するとともに、 溶接金属の Si， Crが高まり、 特に外面側溶接金属 のシャルピー吸収エネルギーが劣化した。
No. 4では、 それぞれの溶接金属の成分は本発明の範囲内であるが、 C S値が負 となったので、 溶接金属に低温割れが発生した。 低温割れを防止するには、 溶接 金属組成が各成分の範囲を満足するだけでなく、 C S値力 S 0以上であることが必要 である。
No. 5は C S値は正となり、 溶接金属の低温割れは抑制された。 しかしながら、 ワイヤの Moが高く溶接金属の Moが高くなりすぎ、'特に外面溶接金属の靭性が劣 化した。 No. 6においてはワイヤの Mnが過剰で Mo.が不足するので、 溶接金属の Mnが高 く、 Moが低くかった。 そのため、 C S値が負となり溶接金属に横割れが発生する とともに、 溶接金属の靭性が低下した。
No. 7ではワイヤの Cuが高いため溶接金属の Cuが高ぐなり、 溶接金属に高温割 れが発生した。 高温割れが発.生したため、 溶接金属の機械試験は実施できなかつ た。
No. 8では C S値は正であり、 溶接金属の割れは抑制された。 しかし Vが高くな りすぎ、 特に外面溶接金属の靭性が劣化した。 '
No. 15ではワイヤの Cr量が高いため、 溶接金属の Cr量が増加し、 溶接金属の 靭性が劣化した。
No. 17ではワイヤの Siが低く、 溶接金属の Siが低下したため溶接金属の靭性 が劣化した。
No. 21では溶接金属の Cが低くなり、 溶接金属に高温割れが発生した。
No. 22では溶接金属の Niが低くなり、 溶接金属の靭性が劣化した。 -

Claims

請求の範囲
1 . 内面と外面から両側 1層ずつサブマージアーク溶接を行なつて製造する溶 接鋼管の母材および溶接金属の引張強さがともに 800MPa以上であり、 前記溶接金 属が C ： 0. 04〜0. 09質量％、 Si： 0. 30〜0. 50質量％、 n： 1. 4〜2. 0質量％、 C u： 0. 5質量％未満、 Ni： 0. 9質量％超え 4. 2質量％以下、 Mo： 0. 4〜1. 6質量％、 Cr： 0. 3質量％未満、 V： 0. 2質量％未満を含有し、 残部が Feおよび不可避的不 純物からなるとともに、 前記溶接金属の成分から下記の（1)式で算出される C S値 が内面側と外面側ともに 0以上であることを特徴とする耐低温割れ性に優^^た溶 接金属を有する高強度溶接鋼管。
C S =5. 1 + 1. 4 [Mo] ― [Ni] — 0. 6 [Mn] — 36. 3 [ C ] · · · (1)
[ o] ：溶接金属の Mo含有量 （質量％)
[Ni] ：溶接金属の Ni含有量 （質量％)
[Mn] ：溶接金属の Mn含有量 （質量％)
[ C ] ：溶接金属の C含有量 （質量％)
2 . 複数電極の平均組成が C ： 0. 01〜0. 14質量0ん、 Si： 0. 25〜0. 7質量％、 M n： 0. 7〜2. 3質量0 /0、 Cu： 1. 0質量0 /0未満、 Ni： 2. 0〜10. 0質量0 /0、 Mo： 0. 8〜3. 8 質量％、 : 0. 7質量％未満、 V： 0. 4質量％未満を含有する溶接ワイヤと溶融形 フラックスとを用いて、 母材の内面と外面から両側 1層ずつサブマージアーク溶 接を行ない、 溶接金属の成分から下記の（1)式で算出される C S値を内面側と外面 側ともに 0以上とすることを特徴とする請求項 1に記載の耐低温割れ性に優れた 溶接金属を有する高強度溶接鋼管の製造方法。
C S =5. 1 + 1. 4 [Mo] 一 [Ni] —0. 6 [Mn] 一 36· 3 [ C ] · · · (1)
[Mo] ：溶接金属の Mo含有量 （質量％)
[Ni] ：溶接金属の Ni含有量 (質量％)
[Mn] ：溶接金属の Mn含有量 （質量％)
[ C ] ：溶接金属の C含有量'（質量％)
3 . 前記母材が、 C： 0. 03〜0. 12質量0 /0、 Si： 0. 01〜0. 5質量0 /o、 n： 1. 5〜3. 0質量0 /0、 A1： 0. 01〜0. 08質量0 /o、 Nb： 0. 01〜0. 08質量0 /0、 Ti： 0. 0005〜0. 024 質量％、 N： 0. 001〜0. 01質量％、 O： 0. 004質量％以下、 S ： 0. 002質量％以下、 Ca： 0. 0005〜0. 01質量0/。を含有し、 かつ Cu： 0. 01〜1. 3質量0/。、 Ni： 0. 1〜3. 0質 量0 /0、 o： 0. 01〜1. 0質量0 /o、 Cr： 0. 01〜1. 0質量0 /0および V： 0. 01〜0. 1質量0 /0 のうちの少なくとも 1種を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなること を特徴とする請求項 2に記載の耐低温割れ性に優れた溶接金属を有する高強度溶 接鋼管の製造方法。
4 . 前記母材が、 C： 0. 03〜0. 12質量0 /0、 Si： 0. 01〜0. 5質量0 /o、 Mn： 1. 5〜3. 0質量0ん A1： 0. 01〜0· 08質量0 /o、 Nb： 0. 01〜0. 08質量0 /0、 Ti : 0. 0005—0. 024 質量％、 N： 0. 001〜0. 01質量％、 O： 0. 004質量％以下、 S ： 0. 002質量％以下、 Ca： 0. 0005〜0. 01質量0 /0を含有し、 かつ Cu： 0. 01〜1. 3質量0 /0、 Ni： 0. 1〜3. 0質 量0 /0、 Mo： 0. Ql〜l. 0質量％、 Cr： 0. 01〜1. 0質量％および V： 0. 01〜0. 1質量0 /0 のうちの少なくとも 1種を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなること を特徴とする請求項 1に記載の耐低温割れ性に優れた溶接金属を有する高強度溶 接鋼管。
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