WO2016088364A1 - 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法 - Google Patents

低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016088364A1
WO2016088364A1 PCT/JP2015/005970 JP2015005970W WO2016088364A1 WO 2016088364 A1 WO2016088364 A1 WO 2016088364A1 JP 2015005970 W JP2015005970 W JP 2015005970W WO 2016088364 A1 WO2016088364 A1 WO 2016088364A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
welding
mass
content
stainless steel
circumferential
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/005970
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
鈴木　健史
宮田　由紀夫
太田　裕樹
井手　信介
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to EP15866042.3A priority Critical patent/EP3228413B1/en
Priority to MYPI2017701963A priority patent/MY183743A/en
Priority to CA2966719A priority patent/CA2966719C/en
Priority to JP2016516999A priority patent/JP6011743B1/ja
Priority to AU2015356483A priority patent/AU2015356483B2/en
Priority to US15/532,293 priority patent/US10421145B2/en
Publication of WO2016088364A1 publication Critical patent/WO2016088364A1/ja

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K31/00—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • 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
    • B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
    • B23K35/3086—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent containing Ni or Mn
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/028—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams
    • B23K9/0282—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams for welding tube sections
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/04—Tubular or hollow articles
    • B23K2101/06—Tubes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • B23K2103/05—Stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a circumferential welded joint of a low carbon martensitic stainless steel pipe, and more particularly to a method for producing a circumferential welded joint excellent in strength, toughness and corrosion resistance.
  • Steel pipes made of carbon steel or low alloy steel are widely used as steel pipes for transporting oil and natural gas.
  • oil and natural gas to be mined have been increasing to contain wet carbon dioxide and hydrogen sulfide, and there has been a problem that steel pipes are significantly corroded by carbon dioxide and hydrogen sulfide.
  • duplex stainless steel is widely known as a material excellent in corrosion resistance, and the manufacturing technology of a steel pipe made of this duplex stainless steel is a technique for improving the corrosion resistance of the steel pipe by utilizing its characteristics.
  • duplex stainless steel is expensive, there remains a problem that the manufacturing cost of the steel pipe increases.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose low-carbon martensitic stainless steel pipes that contain C and N, contain about 11 to 14% by mass of Cr, and further contain an austenite stabilizing element.
  • This steel pipe has an advantage that weldability is improved because C and N are reduced.
  • a welding material for obtaining a weld metal that exhibits excellent toughness at a low temperature eg, ⁇ 40 ° C.
  • welding materials used in the circumferential welding of steel pipes have been put to practical use having various components.
  • duplex stainless steel has a greater strength drop with temperature rise than martensitic stainless steel, so when using the above-mentioned 25Cr duplex stainless steel welding material, it is overmatched at room temperature. However, under-matching is likely to occur at 100 to 200 ° C. In addition, when a welding material made of duplex stainless steel is used, there is a possibility that selective corrosion may occur due to the difference in the components of the weld metal and the base material.
  • Patent Documents 3 and 4 disclose welding materials suitable for circumferential welding of low-carbon martensitic stainless steel pipes.
  • the toughness of the weld metal is about 100 J of Charpy absorbed energy at 0 ° C., so that it can be used in a pipeline laid in a cold region. It is insufficient. Moreover, heat treatment after welding for 1 hour or more is required, and a reduction in construction efficiency is inevitable.
  • the present invention solves the problems of the prior art and performs circumferential welding of a low-carbon martensitic stainless steel pipe suitable as a steel pipe (so-called line pipe) used in a pipeline for transporting oil and natural gas.
  • the present invention has been made based on such knowledge.
  • the present invention includes a composition containing C: 0.05% by mass or less, Cr: 10-14% by mass, Ni: 1.0-7.0% by mass, or Mo: 0.2-3.5% by mass in addition to C, Cr, Ni, and / or Or, after matching the ends of low-carbon martensitic stainless steel pipes having a composition containing Cu: 0.02 to 2.0 mass%, multi-layered arc welding consisting of a plurality of welding passes in the circumferential direction along the butt portion.
  • a method of manufacturing a circumferential welded joint for forming a circumferential welded joint of a low carbon martensitic stainless steel pipe the Cr content of the weld metal of the circumferential welded joint Cr W , Ni content Ni W , Mo content From the amount Mo W , Cu content Cu W, and Cr content Cr B , Ni content Ni B , Mo content Mo B , Cu content Cu B of low carbon martensitic stainless steel pipe, the following (1) C and N total 0.02% by mass or less and Si 0.5% by mass or less so that the X value calculated by the formula satisfies the following formula (2) Below, composition containing Mn in the range of 0.2 to 3% by mass, Cr in the range of 11 to 15% by mass, Ni in the range of 2 to 8% by mass, the balance being Fe and inevitable impurities, or C, N, Si, Mn Containing 0.02 to 2 mass% Cu in addition to Cr, Ni, 2.0 to 4 mass% Mo, V and Ti in a total range of 0.03 to 0.3 mass
  • the circumferential welded joint of low carbon martensitic stainless steel pipe is selected from GMA (Gas Metal Arc) welding, GTA (Gas Tungsten Arc) welding and CMT welding. It is a manufacturing method.
  • the weld metal of the circumferential welded joint contains REM in a range of 0.3% by mass or less in addition to the above-described composition.
  • base metal low carbon martensitic stainless steel pipes
  • multi-layered arc welding consisting of a plurality of welding passes in the circumferential direction is performed to form a circumferential welded joint of a low carbon martensitic stainless steel pipe.
  • the Cr content Cr W of the weld metal of the circumferential weld joint, Ni content Ni W , Mo content Mo W , Cu content Cu W and Cr content of the low carbon martensitic stainless steel pipe The amount of Cr B , Ni content Ni B , Mo content Mo B , Cu content Cu B, and so that the X value calculated by the following formula (1) satisfies the following formula (2): And N total 0.02% by mass or less, Si 0.5% by mass or less, Mn 0.2 to 3% by mass, Ni 2 to 8% by mass, Cr 11 to 15% by mass, the balance being Fe and inevitable
  • Cu is 0.02 to 2 mass%
  • Mo is 2.0 to 4 mass%
  • V and Ti are 0.03 to 0.3 mass% in total.
  • a welding material having a composition containing the balance of Fe and inevitable impurities is used.
  • X (Cr W ⁇ Cr B ) + (Ni W ⁇ Ni B ) / 2 + (Mo W ⁇ Mo B ) + (Cu W ⁇ Cu B ) / 4 (1) 0 ⁇ X ⁇ 5.0 (2) Cr W , Ni W , Mo W , Cu W : Content (mass%) of each element in the weld metal Cr B , Ni B , Mo B , Cu B : Content of each element in the low carbon martensitic stainless steel pipe (mass%) If none is contained, set to zero.
  • CMT Cold Metal Transfer
  • GMA Gas One type selected from Metal (Arc) welding
  • GTA Gas Tungsten (Arc) welding
  • CMT CMT
  • C 0.05 mass% or less
  • C is an element that increases the strength of the base material.
  • the C content is 0.05% by mass or less.
  • the C content is 0.020% by mass or less.
  • the content of other elements is in the range of Cr: 10 to 14% by mass and Ni: 1.0 to 7.0% by mass, which is the same as the components of known low carbon martensitic stainless steel.
  • Cr and Ni Mo: 0.2 to 3.5% by mass and / or Cu: 0.2 to 2.0% by mass may be contained.
  • N like C, is an element that increases the strength of the base material.
  • the N content is preferably 0.05% by mass or less, and more preferably 0.020% by mass or less.
  • C and N are elements that increase the strength of the weld metal, but if the total content of C and N exceeds 0.02% by mass, the toughness of the weld metal deteriorates. To do. Therefore, the total content of C and N is set to 0.02% by mass or less, and is reduced as much as possible within a range in which a desired strength can be secured. From the viewpoint of securing the strength of the weld metal, the total content of C and N is preferably 0.01% by mass or more.
  • Si 0.5% by mass or less
  • Si is an element that stabilizes the ferrite phase.
  • the Si content is 0.5% by mass or less.
  • Si has a deoxidizing action of the weld metal.
  • Si also has the effect of improving workability by stabilizing the arc in circumferential welding. In order to obtain the effect, the Si content is preferably 0.01% by mass or more.
  • Mn 0.2-3 mass%
  • Mn is an element having a deoxidizing action of the weld metal and an action of increasing the strength of the weld metal. If the Mn content is less than 0.2% by mass, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 3% by mass, the strength of the welding material is significantly increased, and various problems occur in the manufacturing process. Therefore, the content of Mn is in the range of 0.2 to 3% by mass. Preferably, the Mn content is in the range of 0.5 to 2.5% by mass.
  • Ni 2-8% by mass
  • Ni is an element that stabilizes the austenite phase, and has the effect of suppressing the formation of the ⁇ -ferrite phase and improving the toughness of the weld metal. If the Ni content is less than 2% by mass, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ni content exceeds 8% by mass, the amount of retained austenite increases and the strength of the weld metal decreases. Therefore, the Ni content is set in the range of 2 to 8% by mass. From the viewpoint of stably ensuring the toughness of the weld metal, it is preferably within the range of 5 to 7.5% by mass. More preferably, the Ni content is in the range of 5.0 to 7.0% by mass.
  • Cr 11-15% by mass Cr is an element that improves the corrosion resistance and strength of the weld metal. When the Cr content is less than 11% by mass, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 15% by mass, the ⁇ -ferrite phase remains in the weld metal, which causes deterioration of the toughness of the weld metal. Therefore, the Cr content is within the range of 11 to 15% by mass.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • S 0.01% by mass or less
  • P 0.03% by mass or less
  • O 0.01% by mass or less are acceptable.
  • welding material used in the present invention may contain the elements listed below in addition to the above components.
  • Cu 0.02 to 2 mass%
  • Cu is an element that improves the corrosion resistance and strength of the weld metal.
  • the Cu content is preferably 2% by mass or less. More preferably, Cu content is 1.5 mass% or less.
  • the Cu content is preferably 0.02% by mass or more, and more preferably 0.5% by mass or more.
  • Mo 2.0-4% by mass Mo is an element that improves the corrosion resistance and strength of the weld metal. However, if the Mo content exceeds 4% by mass, a ⁇ -ferrite phase may remain in the weld metal. On the other hand, if the Mo content exceeds 4% by mass, an intermetallic compound may be formed, and the toughness of the weld metal may be reduced. Therefore, the Mo content is preferably 4% by mass or less. More preferably, the Mo content is 3.0% by mass or less. On the other hand, if the Mo content is less than 2.0% by mass, the effect of improving the corrosion resistance and strength of the weld metal may not be obtained. Therefore, the Mo content is preferably 2.0% by mass or more.
  • V and Ti 0.03-0.3% by mass in total V and Ti are elements that form carbides and nitrides and increase the strength of the weld metal. If the total content of V and Ti exceeds 0.3% by mass, the toughness of the weld metal may be significantly reduced. Therefore, the total content of one or two of V and Ti is preferably 0.3% by mass or less. More preferably, the total content of V and Ti is 0.15% by mass or less. On the other hand, if the total content of V and Ti is less than 0.03% by mass, the effect of forming carbide or nitride may not be obtained. Therefore, the total content of V and Ti is preferably 0.03% by mass or more.
  • REM 0.3 mass% or less REM (that is, rare earth elements) has the effect of improving the toughness of the weld metal by stabilizing the arc in circumferential welding and improving workability and suppressing the formation of oxides. It is an element.
  • the arc can be stabilized by using a welding material containing REM. Can do. Since this effect is easily obtained when the REM content is 0.01% by mass, the REM content is preferably 0.01% by mass. However, if the REM content exceeds 0.3% by mass, the toughness of the weld metal decreases. Therefore, the total content of REM is preferably 0.3% by mass or less.
  • the Cr, Ni, Mo, and Cu contents of the welding material are selected within the above-described range.
  • Cr W , Ni W , Mo W , and Cu W are the contents (mass%) of each element in the weld metal
  • Cr B , Ni B , Mo B , and Cu B are base materials.
  • X (Cr W ⁇ Cr B ) + (Ni W ⁇ Ni B ) / 2 + (Mo W ⁇ Mo B ) + (Cu W ⁇ Cu B ) / 4 (1) 0 ⁇ X ⁇ 5.0 (2)
  • the weld metal becomes electrically less than the base metal, and selective corrosion occurs in the weld metal.
  • the weld metal becomes electrically noble compared to the base metal, and selective corrosion occurs in the base metal and the weld heat affected zone.
  • the X value is calculated by setting the content as 0 (zero).
  • X is 1.0 or more.
  • the content of Cr, Ni, Mo, Cu in the weld metal is, for example, a cross-section (so-called cut direction) in which the weld joint is cut in a direction parallel to the base metal tube axis.
  • cut direction a cross-section in which the weld joint is cut in a direction parallel to the base metal tube axis.
  • a sample is taken so that the center of the base metal tube axis direction and the 1/3 position from the inner side of the base metal wall thickness are centered.
  • Electron Probe Micro Analyzer It can be measured by the ZAF method using EPMA).
  • Circumferential welding is multi-layered arc welding consisting of multiple welding passes.
  • the first pass is CMT welding in which the welding material is moved forward and backward with respect to the molten pool to generate an arc intermittently.
  • the characteristics, particularly toughness, of the circumferential weld joint are improved by reducing gas components such as O (oxygen), N, and H in the weld metal and forming a sound back bead.
  • gas components such as O (oxygen), N, and H
  • the back shield tends to be insufficient when laying a pipeline or the like. If GTA welding is performed in the first pass when the back shield is insufficient, gas components such as O, N, and H are mixed into the weld metal, and the characteristics of the circumferential welded joint deteriorate. Further, when the first pass is performed by GMA welding, the arc length is shortened in order to stabilize the arc, so that it is difficult to obtain a sound back bead.
  • an arc is intermittently generated by forcibly cutting a short circuit between a consumable electrode and a molten pool, and shallow in circumferential welding of a thin base metal.
  • a melt pool having a penetration shape can be obtained.
  • the consumable electrode moves forward and backward with respect to the molten pool to forcibly repeat the generation and cutting of the arc, the O (oxygen) content of the shielding gas can be reduced.
  • the arc stability can be maintained even if the oxide (that is, the stable cathode spot) generated on the surface of the molten pool is reduced.
  • the saturation solubility of the gas component in the molten pool is reduced, the amount of gas component pickup is reduced, the bead shape is stabilized, the characteristics of the weld metal are improved, etc. An effect is obtained.
  • a base material and a welding material having specific components are used, and the first pass is CMT welding.
  • the CMT welding conditions are preferably pulse welding with a base current of 80 A or less, a pulse current of 400 A or less, and a welding heat input of 15 kJ / cm or less.
  • CMT welding After the second pass, CMT welding, GMA welding using a shield gas with a reduced amount of O (oxygen) while using copper backing metal, and GTA welding with back shielding with inert gas are used. 1 type selected from each is selected for each pass according to the facility environment of the pipeline.
  • a healthy circumferential welded joint having a weld metal having high strength, high toughness, and high corrosion resistance is obtained by omitting preheating of the end of the base metal prior to circumferential welding. be able to.
  • a weld metal having high strength, high toughness, and high corrosion resistance can be obtained not only by preheating but also by omitting heat treatment after welding. Omission of preheating and further post-welding heat treatment contributes to improvement in the efficiency of circumferential welding.
  • post-weld heat treatment may be performed.
  • post-weld heat treatment it is possible to obtain a weld metal having high strength, high toughness, and high corrosion resistance by using the weld metal and the weld heat affected zone as a tempered martensite phase.
  • heat treatment after welding it is preferably performed at 600 to 650 ° C. so that the reverse transformation from the martensite phase to the austenite phase does not proceed.
  • Example 1 A seamless low carbon martensitic stainless steel pipe (outer diameter: 219 mm, wall thickness: 12.7 mm) having the components shown in Table 1 was used as a base material, and the pipe ends were butted together and circumferential welding was performed.
  • Circumferential welding is multi-layered arc welding using a welding material (welding wire with a diameter of 3.2 mm) having the components shown in Table 2.
  • the first pass is CMT welding with a heat input of 11 kJ / cm, and the second to ninth passes.
  • Performed GTA welding with an input heat of 11 to 17 kJ / cm in an Ar atmosphere.
  • the obtained circumferential welded joint is shown in Table 3 as invention examples (joint numbers 1, 2, 5, 12, 13).
  • X (Cr W ⁇ Cr B ) + (Ni W ⁇ Ni B ) / 2 + (Mo W ⁇ Mo B ) + (Cu W ⁇ Cu B ) / 4 (1)
  • the content of Cr, Ni, Mo, Cu in the weld metal is a cross section (so-called L cross section) obtained by cutting the weld joint in a direction parallel to the base metal tube axis.
  • L cross section obtained by cutting the weld joint in a direction parallel to the base metal tube axis.
  • joint numbers 1 to 5, 12, and 13 shown in Table 3 are all V grooves with a groove angle of 30 °. Moreover, preheating prior to circumferential welding was not performed on all joints. Joint numbers 2 and 13 were subjected to a heat treatment after welding at 650 ° C. for 10 minutes.
  • CTOD test results show that the CTOD value at -40 ° C is ⁇ -40 , and the circumferential welded joint with ⁇ - 40 of 0.15 mm or more is good ( ⁇ ), and the circumferential welded joint with less than 0.15 mm is poor ( ⁇ )
  • the low temperature fracture toughness was evaluated as
  • a corrosion test was performed on the circumferential welded joint.
  • the corrosion test was performed by immersing the test piece in a 10 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature 150 ° C) saturated with 5.0 MPa of carbon dioxide (immersion time 168 hours). Observed with a microscope.
  • selective corrosion is a comparison of the degree of corrosion of weld metal corrosion, weld heat affected zone corrosion, and base metal corrosion, and the degree of corrosion in one or two locations is more advanced than the degree of corrosion in the remaining locations. Point to.
  • the corrosion resistance was evaluated with the circumferential welded joint in which the selective corrosion was not recognized as good ( ⁇ ) and the circumferential welded joint in which the selective corrosion was recognized as defective (x).
  • the circumferential welded joints of the inventive examples do not require preheating and have excellent strength and toughness (that is, low temperature toughness, low temperature fracture toughness).
  • a weld metal free from selective corrosion could be obtained.
  • a weld metal having excellent strength and toughness and having no selective corrosion could be obtained.
  • Example 2 A seamless low carbon martensitic stainless steel pipe (outer diameter: 219 mm, wall thickness: 12.7 mm) having the components shown in Table 1 was used as a base material, and the pipe ends were butted together and circumferential welding was performed.
  • Circumferential welding is multi-layered arc welding using a welding material (welding wire with a diameter of 0.9 to 1.2 mm) having the components shown in Table 2.
  • the first and second passes are CMT welding, and the third to ninth passes are GMA.
  • Welding shield gas Ar + 30 vol% He, heat input 12-22 kJ / cm
  • the obtained circumferential welded joint is shown in Table 4 as invention examples (joint numbers 6, 7, 14, 15).
  • the first pass was CMT welding, and the second to ninth passes were GMA welding (shield gas Ar + 30 vol% He, heat input 12-22 kJ / cm).
  • the obtained circumferential welded joints are shown in Table 4 as invention examples (joint numbers 8, 9, 16 to 28) and comparative examples (joint numbers 29 and 30).
  • the content of Cr, Ni, Mo, Cu in the weld metal is a cross section (so-called L cross section) obtained by cutting the weld joint in a direction parallel to the base metal tube axis.
  • L cross section obtained by cutting the weld joint in a direction parallel to the base metal tube axis.
  • joint numbers 6 to 11 and 14 to 30 shown in Table 4 were all V grooves with a groove angle of 30 °. Moreover, preheating prior to circumferential welding was not performed on all joints. Joint numbers 7, 9, 15 and 17 were subjected to a post-weld heat treatment held at 650 ° C. for 10 minutes.
  • test piece was collected from the thus produced circumferential weld joint and subjected to a tensile test, a Charpy impact test, and a CTOD test in the same manner as in Example 1. Furthermore, the presence or absence of selective corrosion was investigated. The results are also shown in Table 3.
  • the circumferential welded joints of the inventive examples do not require preheating and have excellent strength and toughness (ie, low temperature toughness, low temperature fracture toughness).
  • a weld metal free from selective corrosion was obtained.
  • low temperature toughness and low temperature fracture toughness were further improved by performing post-weld heat treatment (joint numbers 7, 9, 15, and 17).
  • the circumferential welded joints of the comparative examples were subjected to GTA welding in the first pass, so that the low temperature toughness and the low temperature fracture toughness deteriorated.
  • the circumferential weld joint of the comparative example had an X value of 0 or less, and selective corrosion occurred in the weld metal part.
  • the circumferential weld joint of the comparative example had an X value exceeding 5.0, and selective corrosion occurred.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)
  • Butt Welding And Welding Of Specific Article (AREA)

Abstract

　石油や天然ガスを輸送するためのパイプラインで使用する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を行なう際に、安価な共金系の溶接材料を用い、効率良く施工することができ、しかも高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を有する円周溶接継手の製造方法を提供する。　所定の成分を有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管を、その管端同士を突き合わせた後、所定の成分を有する溶接材料を使用して多層盛アーク溶接を行ない、多層盛アーク溶接の第1パスは、溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ溶接を行ない、第2パス以降は、ＧＭＡ溶接、ＧＴＡ溶接、ＣＭＴ溶接の中から選ばれた1種を行なう。

Description

低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法
　本発明は、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法に関し、詳しくは、強度、靭性、耐食性に優れた円周溶接継手の製造方法に関するものである。
　石油や天然ガスを輸送するために使用する鋼管は、炭素鋼あるいは低合金鋼からなる鋼管が広く使用されている。ところが近年、採掘される石油や天然ガスは、湿潤な炭酸ガスや硫化水素を含有するものが増加しており、炭酸ガスや硫化水素によって鋼管が著しく腐食されるという問題が発生している。
　このような問題に対して、鋼管の製造過程で腐食抑制剤を添加して腐食を防止する技術が開発された。しかし腐食抑制剤の添加は、鋼管の製造コストが上昇するばかりでなく、腐食抑制剤による環境汚染を招くという新たな問題を引き起こした。そこで、腐食抑制剤を添加せずに、鋼管の耐食性を向上させる技術が求められている。
　そこで、二相ステンレス鋼からなる鋼管の製造技術が検討されている。二相ステンレス鋼は、耐食性に優れた素材として広く知られており、この二相ステンレス鋼からなる鋼管の製造技術は、その特性を活用して鋼管の耐食性を改善するための技術である。しかし二相ステンレス鋼は高価であることから、鋼管の製造コストが上昇するという問題が残されている。
　この問題に対し、二相ステンレス鋼よりも安価であり、かつ適度な耐食性を有する素材として、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼からなる鋼管の製造技術が検討されている。
　たとえば特許文献１、２には、CとNを低減し、Crを11～14質量％程度含有し、さらにオーステナイト安定化元素を添加した低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管が開示されている。この鋼管は、CとNが低減されているので、溶接性が向上するという利点を有する。
　一般に、パイプラインを構築する際には、鋼管の管端同士を突き合わせて円周溶接することによって、多数の鋼管を連結していく。この特許文献１、２に記載の技術によれば、溶接性が向上することによって、円周溶接する前の予熱および円周溶接した後の熱処理（以下、溶接後熱処理という）を省略することが可能となり、その結果、円周溶接の施工効率が向上する。
　この円周溶接の施工効率については、パイプラインの敷設工事で、円周溶接の施工効率を高めて、短時間で施工する必要がある。とくに海底パイプラインを敷設する場合には、敷設船上で円周溶接を行なう。敷設船のコストは高額であるから、円周溶接を短時間で行なうことが極めて重要である。したがって、予熱や溶接後熱処理を必要としない溶接材料が求められる。
　また、寒冷地にラインパイプを敷設する場合は、低温（たとえば－40℃）で優れた靭性を発揮する溶接金属を得るための溶接材料が求められる。
　この点、鋼管の円周溶接で使用する溶接材料（いわゆる溶接ワイヤ）は、従来種々の成分を有するものが実用化されている。
　特許文献１、２に開示された低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を行なう際に、マルテンサイト系ステンレス鋼製の溶接材料を使用すると、溶接金属が非常に硬くなり靭性の低下を招く。その結果、予熱や溶接後熱処理が必須となり、円周溶接の施工効率が低下するという問題が生じる。
　また、特許文献１、２に開示された低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を行なう際に、オーステナイト系ステンレス鋼製あるいはNi基超合金製の溶接材料を使用すると、溶接金属の強度が母材の強度に比べて低下（いわゆるアンダーマッチング）し易いという問題がある。あるいは、22Cr系二相ステンレス鋼（22質量％Cr-6質量％Ni-3質量％Mo）製の溶接材料を使用すると、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管に求められる一般的なX80級強度を溶接金属で確保し難くなる。25Cr系二相ステンレス鋼（25質量％Cr-7質量％Ni-4質量％Mo）製の溶接材料を使用すれば、溶接金属の強度が母材の強度に比べて増加（いわゆるオーバーマッチング）するので、X80級強度を得ることは可能であるが、円周溶接の施工コストの上昇を招く。
　一般に、二相ステンレス鋼は、温度上昇に伴う強度低下がマルテンサイト系ステンレス鋼よりも大きいので、上記の25Cr系二相ステンレス鋼製の溶接材料を使用した場合に、常温ではオーバーマッチングであっても、100～200℃ではアンダーマッチングが生じ易い。また、二相ステンレス鋼製の溶接材料を使用すると、溶接金属と母材の成分の相違に起因して選択腐食が発生する惧れがある。
　このような状況から、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接において、効率良く施工（すなわち予熱や溶接後熱処理を省略）することができ、しかも高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を得るための技術が検討されている。
　たとえば特許文献３、４には、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接に好適な溶接材料が開示されている。
　しかし、特許文献３に開示された溶接材料で円周溶接を行なうと、溶接金属の靭性は０℃でのシャルピー吸収エネルギーが100Ｊ程度であり、寒冷地に敷設するパイプラインで使用するためには不十分である。しかも、１時間以上の溶接後熱処理が必要とされており、施工効率の低下は避けられない。
　そこで、特許文献４に開示された溶接材料で円周溶接を行なうと、予熱や溶接後熱処理を行なわずに、－40℃以下の破面遷移温度が得られ、低温靭性を向上する効果が認められる。しかし溶接金属の最大吸収エネルギー（いわゆるアッパーシェルフエネルギー）は低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管よりも大幅に低下しており、寒冷地のパイプラインで使用するためには靭性のさらなる向上が求められる。
特開平4-99154号公報 特開平4-99155号公報 特開平7-185879号公報 特許第3576472号公報
　本発明は、従来の技術の問題点を解消し、石油や天然ガスを輸送するためのパイプラインで使用する鋼管(いわゆるラインパイプ)として好適な低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を行なう際に、予熱を省略して効率良く施工することができ、しかも高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を有する円周溶接継手の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した課題を解決するために、マルテンサイト系ステンレス鋼溶接材料を用いた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の特性、とりわけ靭性に影響を及ぼす要因について鋭意研究した。その結果、以下の(A)、(B)の知見を得た。
(A)溶接材料のCとNの含有量を合計0.02質量％以下に低減することによって、溶接金属の靭性を向上できる。
(B)鋼管の成分と溶接材料の成分を好適に組み合わせて、下記の(1)式で算出されるＸ値が0超5.0以下となるように調整することによって、溶接金属の選択腐食を防止する効果がさらに向上する。とくに、炭酸ガスを飽和させたNaCl水溶液のような低pHの塩化物溶液中での選択腐食を大幅に軽減できる。
なお、(1)式中のCrW、NiW、MoW、CuWは溶接金属の各元素の含有量（質量％）であり、CrB、NiB、MoB、CuBは低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（以下、母材部とも記す。）の各元素の含有量（質量％）である。いずれも、含有しない場合はゼロとする。
X＝（CrW－CrB）＋（NiW－NiB）/2＋（MoW－MoB）＋（CuW－CuB）/4　　・・・(1)
　さらに本発明者らは、以下の(C)、(D)も知見した。
(C)複数の溶接パスで製造された円周溶接継手の靭性は、第１パスの施工条件によって大きく変動する。第１パスで、溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ（Cold Metal Transfer）溶接を行なうことによって、溶接金属の特性、とりわけ低温靭性や低温破壊靭性が著しく向上する。
(D)溶接金属の特性を向上する効果は、予熱および溶接後熱処理を行なわずに、実用上問題ないレベルで発現される。さらに、溶接後熱処理を行なうことによって、その効果がより顕著に発揮される。
　本発明は、このような知見に基づいてなされたものである。
　すなわち本発明は、C：0.05質量％以下、Cr：10～14質量％、Ni：1.0～7.0質量％を含有する組成、またはC、Cr、Niに加えてMo：0.2～3.5質量％および／またはCu：0.02～2.0質量％を含有する組成を有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の管端同士を突き合わせた後、突き合わせ部に沿って円周方向に複数の溶接パスからなる多層盛アーク溶接を施して低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手を形成する円周溶接継手の製造方法であって、円周溶接継手の溶接金属のCr含有量CrW、Ni含有量NiW、Mo含有量MoW、Cu含有量CuWと、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管のCr含有量CrB、Ni含有量NiB、Mo含有量MoB、Cu含有量CuBと、から下記の(1)式で算出されるＸ値が下記の(2)式を満足するように、CとNを合計0.02質量％以下、Siを0.5質量％以下、Mnを0.2～3質量％、Crを11～15質量％、Niを2～8質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成、またはC、N、Si、Mn、Cr、Niに加えてCuを0.02～2質量％、Moを2.0～4質量％、VとTiを合計0.03～0.3質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接材料を使用して多層盛アーク溶接を行ない、多層盛アーク溶接の第1パスは、溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ（Cold Metal Transfer）溶接を行ない、第2パス以降は、ＧＭＡ（Gas Metal Arc）溶接、ＧＴＡ（Gas Tungsten Arc）溶接、ＣＭＴ溶接の中から選ばれた１種を行なう低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法である。
X＝（CrW－CrB）＋（NiW－NiB）/2＋（MoW－MoB）＋（CuW－CuB）/4　　・・・(1)
0＜X≦5.0　　　・・・(2)
CrW、NiW、MoW、CuW：上記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）
CrB、NiB、MoB、CuB：上記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管中の各元素の含有量（質量％）
いずれも含有しない場合はゼロとする。
　本発明の円周溶接継手の製造方法においては、多層盛アーク溶接を行なった後、円周溶接継手に溶接後熱処理を施すことが好ましい。また、円周溶接継手の溶接金属が、前記した組成に加えてREMを0.3質量％以下の範囲で含有することが好ましい。
　本発明によれば、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接にて強度と耐食性に優れ、かつ高靭性の溶接金属を有する円周溶接継手を得ることができる。また、予熱を省略でき、効率良く円周溶接継手を得ることができるので、産業上格段の効果を奏する。
　本発明の円周溶接継手の製造方法では、C：0.05質量％以下、Cr：10～14質量％、Ni：1.0～7.0質量％を含有する組成、またはC、Cr、Niに加えてMo：0.2～3.5質量％および／またはCu：0.2～2.0質量％を含有する組成を有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（以下、母材とも記す。）の管端同士を突き合わせた後、突き合わせ部に沿って円周方向に複数の溶接パスからなる多層盛アーク溶接を施して低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手を形成する。
　このとき、本発明では、円周溶接継手の溶接金属のCr含有量CrW、Ni含有量NiW、Mo含有量MoW、Cu含有量CuWと、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管のCr含有量CrB、Ni含有量NiB、Mo含有量MoB、Cu含有量CuBと、から下記の(1)式で算出されるＸ値が下記の(2)式を満足するように、CとNを合計0.02質量％以下、Siを0.5質量％以下、Mnを0.2～3質量％、Niを2～8質量％、Crを11～15質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成、またはC、N、Si、Mn、Cr、Niに加えてCuを0.02～2質量％、Moを2.0～4質量％、VとTiを合計0.03～0.3質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接材料を使用する。
X＝（CrW－CrB）＋（NiW－NiB）/2＋（MoW－MoB）＋（CuW－CuB）/4　　・・・(1)
0＜X≦5.0　　　・・・(2)
CrW、NiW、MoW、CuW：上記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）
CrB、NiB、MoB、CuB：上記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管中の各元素の含有量（質量％）
いずれも含有しない場合はゼロとする。
　また、多層盛アーク溶接の第1パスは、溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ（Cold Metal Transfer）溶接を行ない、第2パス以降は、ＧＭＡ（Gas Metal Arc）溶接、ＧＴＡ（Gas Tungsten Arc）溶接、ＣＭＴ溶接の中から選ばれた1種を行なう。
　まず、本発明に適用する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（母材）の成分について説明する。
　C：0.05質量％以下
　Cは、母材の強度を増加させる元素である。しかし、Cの含有量が0.05質量％を超えると、母材の靭性が低下するばかりでなく、円周溶接における溶接性の低下を招く。したがって、Cの含有量は0.05質量％以下とする。好ましくは、C含有量は0.020質量％以下である。また、母材の強度を確保するために0.002質量％以上のCを含有することが好ましい。
　その他の元素の含有量は、公知の低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の成分と同等の、Cr：10～14質量％、Ni：1.0～7.0質量％の範囲内とする。また、これらC、Cr、Niに加えてMo：0.2～3.5質量％および／またはCu：0.2～2.0質量％を含有しても良い。さらに、Si：1.0質量％以下、Mn：0.1～3.0質量％以下、P：0.03質量％以下、S：0.01質量％以下、N：0.1質量％以下が好ましい。とくにNは、Cと同様に、母材の強度を増加させる元素である。しかし、Nを過剰に含有すると、母材の靭性が劣化するばかりでなく、円周溶接における溶接性の低下を招く。したがって、Nの含有量は0.05質量％以下が好ましく、0.020質量％以下が一層好ましい。
　次に、本発明で使用する溶接材料（いわゆる溶接ワイヤ）の成分について説明する。
　CとNの合計：0.02質量％以下
　CとNは、いずれも溶接金属の強度を増加させる元素であるが、CとNの含有量が合計0.02質量％を超えると、溶接金属の靭性が劣化する。したがって、CとNの含有量は合計0.02質量％以下として、所望の強度を確保できる範囲で可能な限り低減する。なお、溶接金属の強度を確保する観点から、CとNの含有量は合計0.01質量％以上が好ましい。
　Si：0.5質量％以下
　Siは、フェライト相を安定化させる元素であるが、Siの含有量が0.5質量％を超えると、δ－フェライト相を形成し易くなり、溶接金属の靭性が劣化する原因となる。したがって、Siの含有量は0.5質量％以下とする。また、Siは、溶接金属の脱酸作用を有する。また、Siは円周溶接におけるアークを安定化させて作業性を改善する作用も有する。その効果を得るために、Siの含有量は0.01質量％以上含有することが好ましい。
　Mn：0.2～3質量％
　Mnは、溶接金属の脱酸作用を有し、かつ溶接金属の強度を増加させる作用を有する元素である。Mnの含有量が0.2質量％未満になると、この効果は得られない。一方、Mnの含有量が3質量％を超えると、溶接材料の強度が大幅に上昇して、製造工程にて様々な問題が生じる。したがって、Mnの含有量は0.2～3質量％の範囲内とする。好ましくは、Mnの含有量は0.5～2.5質量％の範囲内である。
　Ni：2～8質量％
　Niは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、δ－フェライト相の生成を抑制して、溶接金属の靭性を向上する作用を有する。Niの含有量が2質量％未満になると、この効果は得られない。一方、Niの含有量が8質量％を超えると、残留オーステナイト量が増大して、溶接金属の強度が低下する。したがって、Niの含有量は2～8質量％の範囲内とする。なお、溶接金属の靭性を安定して確保する観点から、5～7.5質量％の範囲内が好ましい。より好ましくは、Niの含有量は5.0～7.0質量％の範囲内である。
　Cr：11～15質量％
　Crは、溶接金属の耐食性と強度を向上させる元素である。Crの含有量が11質量％未満になると、この効果は得られない。一方、Crの含有量が15質量％を超えると、溶接金属にδ－フェライト相が残存し、溶接金属の靭性が劣化する原因となる。したがって、Crの含有量は11～15質量％の範囲内とする。
　上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、S：0.01質量％以下、P：0.03質量％以下、O：0.01質量％以下が許容できる。
　また、本発明で使用する溶接材料は、上記の成分に加えて、次に列挙する元素を含有しても良い。
　Cu：0.02～2質量％
　Cuは、溶接金属の耐食性と強度を向上させる元素であるが、Cuの含有量が2質量％を超えると、溶接材料の強度が大幅に上昇して、製造工程にて問題が生じる場合がある。したがって、Cuの含有量は2質量％以下が好ましい。より好ましくは、Cu含有量は1.5質量％以下である。一方、Cuの含有量が0.02質量％未満になると、溶接金属の耐食性と強度を向上させる効果が得られない場合がある。したがって、Cuの含有量は0.02質量％以上が好ましく、0.5質量％以上がより好ましい。
　Mo：2.0～4質量％
　Moは、溶接金属の耐食性と強度を向上させる元素であるが、Moの含有量が4質量％を超えると、溶接金属にδ－フェライト相が残存する場合がある。また、Moの含有量が4質量％を超えると、金属間化合物が形成され、溶接金属の靭性が低下する場合がある。したがって、Moの含有量は4質量％以下が好ましい。より好ましくは、Mo含有量は3.0質量％以下である。一方、Moの含有量が2.0質量％未満になると、溶接金属の耐食性と強度を向上させる効果が得られない場合がある。したがって、Moの含有量は2.0質量％以上が好ましい。
　VとTi：合計0.03～0.3質量％
　V、Tiは、いずれも炭化物、窒化物を形成して、溶接金属の強度を増加させる元素である。VとTiの合計の含有量が0.3質量％を超えると、溶接金属の靭性が著しく低下する場合がある。したがって、VとTiのうちの1種または2種の含有量は合計0.3質量％以下が好ましい。より好ましくは、VとTiの合計の含有量は0.15質量％以下である。一方、V、Tiの合計の含有量が0.03質量％未満になると、炭化物や窒化物を形成する効果が得られない場合がある。したがって、VとTiの含有量は合計0.03質量％以上が好ましい。
　REM：0.3質量％以下
　REM（すなわち希土類元素）は、円周溶接におけるアークを安定化させて作業性を改善するとともに、酸化物の生成を抑制して、溶接金属の靭性を向上させる作用を有する元素である。とくに、活性ガス（たとえばCO2、O2等）を含まないAr、He等の純不活性ガス雰囲気中のＧＭＡ溶接においても、REMを含有する溶接材料を使用することによって、アークを安定させることができる。REMの含有量が0.01質量％である場合に、この効果を得やすくなるため、REMの含有量は0.01質量％であることが好ましい。しかし、REMの含有量が0.3質量％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、REMの含有量は合計0.3質量％以下が好ましい。
　そして、母材のCr、Ni、Mo、Cuと、溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuと、の相互関係を規定する(1)式から算出されるＸ値が、(2)式を満足するように、溶接材料のCr、Ni、Mo、Cuの含有量を上記した範囲内で選択する。その際、円周溶接の設定条件に応じて推定される母材の希釈率に基づいて溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuの含有量を予測した上で、溶接材料を選択することが好ましい。なお、(1)式中のCrW、NiW、MoW、CuWは溶接金属中の各元素の含有量（質量％）であり、CrB、NiB、MoB、CuBは母材中の各元素の含有量（質量％）である。X＝（CrW－CrB）＋（NiW－NiB）/2＋（MoW－MoB）＋（CuW－CuB）/4　　・・・(1)
0＜X≦5.0　　　・・・(2) 
　X値が0以下では、溶接金属が母材に比べて電気的に卑となり、溶接金属に選択腐食が発生する。一方、X値が5.0を超えると、溶接金属が母材に比べて電気的に貴となり、母材や溶接熱影響部に選択腐食が発生する。なお、母材のCr、Ni、Mo、Cuおよび溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuのうち、含有しない元素がある場合は、その含有量を0（ゼロ）としてX値を算出する。また、好ましくは、Xは1.0以上である。
　なお、溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuの含有量（すなわちCrW、NiW、MoW、CuW）は、たとえば、溶接継手を母材管軸に平行な方向に切断した断面（いわゆるL断面）に現れる溶接金属断面において、母材管軸方向中央かつ母材肉厚の内側から1/3位置が中心となるようにサンプルを採取して、電子線マイクロアナライザ（Electron Probe Micro Analyzer： EPMA）を用いたZAF法により測定することができる。
　次に、本発明を適用する円周溶接について説明する。
　円周溶接は、複数の溶接パスからなる多層盛アーク溶接とする。パス数は特に限定しないが、第1パスは、溶接材料を溶融プール対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ溶接とする。
　円周溶接継手の特性、とりわけ靭性は、溶接金属中のO（酸素）、N、H等のガス成分の低減、および健全な裏ビードの形成によって向上することが知られている。しかし、パイプラインなどの実際の敷設時にはバックシールドが不十分になりやすい。バックシールドが不十分な場合に第1パスでＧＴＡ溶接を行うと、O、N、H等のガス成分が溶接金属に混入し、円周溶接継手の特性が劣化する。また、第1パスをＧＭＡ溶接で行うと、アークを安定化させるためにアーク長を短くするため、健全な裏ビードを得ることが困難となる。
　これに対してＣＭＴ溶接は、消耗式電極と溶融プールとの短絡を強制的に切断することによって、アークを断続的に発生させるものであり、肉厚が薄い母材の円周溶接において、浅い溶込み形状の溶融プールを得ることができる。しかも、消耗式電極が溶融プールに対して進退動を行なって強制的にアークの発生と切断を繰り返すので、シールドガスのO（酸素）含有量を低減することができる。その結果、溶融プール表面に生成した酸化物（すなわち安定した陰極点）が減少しても、アークの安定性を保つことができる。また、比較的低温で円周溶接を行なうことになるので、溶融プールのガス成分の飽和溶解度が低下し、ガス成分のピックアップ量の低減、ビード形状の安定化、溶接金属の特性の向上等の効果が得られる。このような理由で、本発明では、特定成分の母材と溶接材料を用いると共に、第1パスはＣＭＴ溶接とする。また、ＣＭＴ溶接の条件としては、ベース電流80A以下、パルス電流400A以下、溶接入熱15kJ/cm以下のパルス溶接とすることが好ましい。
　そして、第2パス以降は、ＣＭＴ溶接、および、銅裏当て金を用いるとともにO（酸素）量を減少させたシールドガスを用いたＧＭＡ溶接、不活性ガスによるバックシールドを施したＧＴＡ溶接の中から選ばれた1種を、各パス毎に、パイプラインの施設環境等に応じて、選択して行なう。
　このようにして本発明を適用すれば、円周溶接に先立つ母材端部の予熱を省略して、高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を有する健全な円周溶接継手を得ることができる。しかも予熱のみならず、溶接後熱処理を省略しても、高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を得ることができる。予熱、さらには溶接後熱処理の省略は、円周溶接の施工効率の向上に寄与する。
　一方で、本発明では、溶接後熱処理は行なってもよい。溶接後熱処理を行なうことによって、溶接金属および溶接熱影響部を焼戻しマルテンサイト相として、高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を得ることが可能である。溶接後熱処理を行なう場合は、マルテンサイト相からオーステナイト相への逆変態が進行しないように600～650℃で行なうことが好ましい。
　なお、溶接後熱処理を行なう場合においても、母材端部の予熱を行なう必要はない。
　＜実施例１＞
　表１に示す成分を有する継目無低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（外径219mm、肉厚12.7mm）を母材とし、その管端を突き合わせて円周溶接を行なった。円周溶接は、表２に示す成分を有する溶接材料（直径3.2mmの溶接ワイヤ）を用いた多層盛アーク溶接とし、第1パスは入熱11kJ/cmのＣＭＴ溶接、第2～第9パスはAr雰囲気中で入熱11～17kJ/cmのＧＴＡ溶接を行なった。得られた円周溶接継手を発明例（継手番号１、２、５、１２、１３）として表３に示す。なお、表中、Ｘ値は以下の式(1)から算出した。
X＝（CrW－CrB）＋（NiW－NiB）/2＋（MoW－MoB）＋（CuW－CuB）/4　　・・・(1)
　溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuの含有量（すなわちCrW、NiW、MoW、CuW）は、溶接継手を母材管軸に平行な方向に切断した断面（いわゆるL断面）に現れる溶接金属断面において、母材管軸方向中央かつ母材肉厚の内側から1/3位置が中心となるようにサンプルを採取して、EPMAを用いたZAF法により測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　一方、比較のために第1～第9パスを全てAr雰囲気中で入熱11～17kJ/cmのＧＴＡ溶接として円周溶接を行なった。これを比較例（継手番号３、４）として表３に示す。
　表３に示す継手番号１～５、１２、１３の開先形状は、いずれも開先角度30°のＶ開先とした。また、全ての継手で円周溶接に先立つ予熱は行なわなかった。継手番号２および１３については、650℃で、10分間の溶接後熱処理を施した。
　こうして製造した円周溶接継手から、ＡＰＩ規格1104に準拠して試験片を採取し、引張試験を行なって円周溶接継手の引張特性を調査し、シャルピー衝撃試験を行なって低温靭性を調査した。また、BS7448に準拠したＣＴＯＤ試験を行なって、破壊靭性を調査した。その結果を表３に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　表３では、引張試験で測定された円周溶接継手の引張強度をＴＳとして示し、さらに溶接金属以外で破断した円周溶接継手を良好（○）、溶接金属で破断した円周溶接継手を不良（×）として破断位置を評価した。全ての継ぎ手で溶接金属での破断は発生しなかった。シャルピー衝撃試験の結果は、－40℃における吸収エネルギーをｖＥ-40として示し、ｖＥ-40が150Ｊ以上の円周溶接継手を良好（○）、150Ｊ未満の円周溶接継手を不良（×）として低温靭性を評価した。ＣＴＯＤ試験の結果は、－40℃におけるＣＴＯＤ値をδ-40として示し、δ-40が0.15mm以上の円周溶接継手を良好（○）、0.15mm未満の円周溶接継手を不良（×）として低温破壊靭性を評価した。
　さらに、円周溶接継手の腐食試験を行なった。腐食試験は、5.0MPaの炭酸ガスを飽和した10質量％NaCl水溶液（液温150℃）中に試験片を浸漬（浸漬時間168時間）し、円周溶接継手における選択腐食の有無を目視と光学顕微鏡で観察した。ここで、選択腐食とは、溶接金属腐食、溶接熱影響部腐食、母材腐食の腐食程度を比較し、一つあるいは二つの箇所の腐食程度が残りの箇所の腐食程度より進行していることを指す。そして、選択腐食が認められなかった円周溶接継手を良好（○）、選択腐食が認められた円周溶接継手を不良（×）として耐食性を評価した。
　発明例（継手番号１、２、５、１２、１３）の円周溶接継手は、表３から明らかなように、予熱を必要とせず、優れた強度と靭性（すなわち低温靭性、低温破壊靭性）を有し、しかも選択腐食のない溶接金属を得ることができた。また、溶接後熱処理（継手番号２、１３）を行なうことによっても、同様に優れた強度と靭性を有し、選択腐食のない溶接金属を得ることができた。
　これに対して比較例（継手番号３、４）の円周溶接継手は、第１パスでＧＴＡ溶接を行なったので、低温靭性と低温破壊靭性が劣化した。
　このようにして、本発明を適用することによって、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を効率良くかつ安定して施工でき、しかも優れた特性を有する円周溶接継手が得られることが確かめられた。
　＜実施例２＞
　表１に示す成分を有する継目無低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（外径219mm、肉厚12.7mm）を母材とし、その管端を突き合わせて円周溶接を行なった。円周溶接は、表２に示す成分を有する溶接材料（直径0.9～1.2mmの溶接ワイヤ）を用いた多層盛アーク溶接とし、第1、2パスはＣＭＴ溶接、第3～第9パスはＧＭＡ溶接（シールドガスAr＋30vol％He、入熱12～22kJ/cm）を行なった。得られた円周溶接継手を発明例（継手番号６、７、１４、１５）として表４に示す。また、第1パスはＣＭＴ溶接、第2～第9パスはＧＭＡ溶接（シールドガスAr＋30vol％He、入熱12～22kJ/cm）を行なった。得られた円周溶接継手を発明例（継手番号８、９、１６～２８）と、比較例（継手番号２９、３０）として表４に示す。
なお、表中、Ｘ値は以下の式(1)から算出した。
X＝（CrW－CrB）＋（NiW－NiB）/2＋（MoW－MoB）＋（CuW－CuB）/4
　溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuの含有量（すなわちCrW、NiW、MoW、CuW）は、溶接継手を母材管軸に平行な方向に切断した断面（いわゆるL断面）に現れる溶接金属断面において、母材管軸方向中央かつ母材肉厚の内側から1/3位置が中心となるようにサンプルを採取して、EPMAを用いたZAF法により測定した。
　一方、比較のために第1～第9パスを全てＧＭＡ溶接（シールドガスAr＋30vol％He、入熱12～22kJ／cm）で行なった。これを比較例（継手番号１０、１１）として表３に示す。
　表４に示す継手番号６～１１、１４～３０の開先形状は、いずれも開先角度30°のＶ開先とした。また、全ての継手で円周溶接に先立つ予熱は行なわなかった。継手番号７、９、１５および１７ついては、650℃で、10分間保持する溶接後熱処理を施した。
 
　こうして製造した円周溶接継手から試験片を採取して、実施例１と同様にして引張試験、シャルピー衝撃試験、ＣＴＯＤ試験を行なった。さらに選択腐食の有無を調査した。その結果を表３に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
　発明例（継手番号６～９、１４～２８）の円周溶接継手は、表４から明らかなように、予熱を必要とせず、優れた強度と靭性（すなわち低温靭性、低温破壊靭性）を有し、しかも選択腐食のない溶接金属が得られた。また、溶接後熱処理（継手番号７、９、１５、１７）を行なうことによって、低温靭性と低温破壊靭性が一層向上した。
　これに対して比較例（継手番号１０、１１）の円周溶接継手は、第１パスでＧＴＡ溶接を行なったので、低温靭性と低温破壊靭性が劣化した。また、比較例（継手番号２９）の円周溶接継手は、X値が0以下であり、溶接金属部に選択腐食が発生した。また、比較例（継手番号３０）の円周溶接継手は、X値が5.0超えであり、選択腐食が発生した。
　このようにして、本発明を適用することによって、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を効率良くかつ安定して施工でき、しかも優れた特性を有する円周溶接継手が得られることが確かめられた。
 
 

Claims (3)

  1. 　C：0.05質量％以下、Cr：10～14質量％、Ni：1.0～7.0質量％を含有する組成、または前記C、前記Cr、前記Niに加えてMo：0.2～3.5質量％および／またはCu：0.02～2.0質量％を含有する組成を有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の管端同士を突き合わせた後、突き合わせ部に沿って円周方向に複数の溶接パスからなる多層盛アーク溶接を施して前記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手を形成する円周溶接継手の製造方法であって、
    　前記円周溶接継手の溶接金属のCr含有量CrW、Ni含有量NiW、Mo含有量MoW、Cu含有量CuWと、前記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管のCr含有量CrB、Ni含有量NiB、Mo含有量MoB、Cu含有量CuBと、から下記の(1)式で算出されるX値が下記の(2)式を満足するように、CとNを合計0.02質量％以下、Siを0.5質量％以下、Mnを0.2～3質量％、Crを11～15質量％、Niを2～8質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成、または前記C、前記N、前記Si、前記Mn、前記Cr、前記Niに加えてCuを0.02～2質量％、Moを2.0～4質量％、VとTiを合計0.03～0.3質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接材料を使用して前記多層盛アーク溶接を行ない、
    　前記多層盛アーク溶接の第1パスは、前記溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ溶接を行ない、第2パス以降は、ＧＭＡ溶接、ＧＴＡ溶接、ＣＭＴ溶接の中から選ばれた1種を行なう低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法。
    X＝（CrW－CrB）＋（NiW－NiB）/2＋（MoW－MoB）＋（CuW－CuB）/4　　・・・(1)
    0＜X≦5.0　　　・・・(2)
    CrW、NiW、MoW、CuW：前記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）
    CrB、NiB、MoB、CuB：前記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管中の各元素の含有量（質量％）
    いずれも含有しない場合はゼロとする。
  2. 　前記多層盛アーク溶接を行なった後、前記円周溶接継手に溶接後熱処理を施す請求項１に記載の低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法。
  3. 　前記円周溶接継手の溶接材料が、前記組成に加えてREMを0.3質量％以下の範囲で含有する請求項１または２に記載の低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法。
PCT/JP2015/005970 2014-12-02 2015-12-01 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法 WO2016088364A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP15866042.3A EP3228413B1 (en) 2014-12-02 2015-12-01 Method for producing circumferential weld joint for low-carbon martensite stainless steel tubing
MYPI2017701963A MY183743A (en) 2014-12-02 2015-12-01 Method for producing circumferential weld joint for low-carbon martensitic stainless steel pipes
CA2966719A CA2966719C (en) 2014-12-02 2015-12-01 Method for producing circumferential weld joint for low-carbon martensitic stainless steel pipes
JP2016516999A JP6011743B1 (ja) 2014-12-02 2015-12-01 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法
AU2015356483A AU2015356483B2 (en) 2014-12-02 2015-12-01 Method for producing circumferential weld joint for low-carbon martensitic stainless steel pipes
US15/532,293 US10421145B2 (en) 2014-12-02 2015-12-01 Method for producing circumferential weld joint for low-carbon martensitic stainless steel pipes

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014243650 2014-12-02
JP2014-243650 2014-12-02

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016088364A1 true WO2016088364A1 (ja) 2016-06-09

Family

ID=56091326

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/005970 WO2016088364A1 (ja) 2014-12-02 2015-12-01 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10421145B2 (ja)
EP (1) EP3228413B1 (ja)
JP (1) JP6011743B1 (ja)
AU (1) AU2015356483B2 (ja)
CA (1) CA2966719C (ja)
MY (1) MY183743A (ja)
WO (1) WO2016088364A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019123937A (ja) * 2018-01-16 2019-07-25 日本製鉄株式会社 ステンレス鋼管及び溶接継手の製造方法
WO2020105276A1 (ja) * 2018-11-22 2020-05-28 日立造船株式会社 極厚板の突合せ溶接方法および極厚板の突合せ溶接設備

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107900489B (zh) * 2017-11-01 2020-04-21 湖北三江航天红阳机电有限公司 一种坡度状态下的金属管道全位置焊接方法
CN107900499B (zh) * 2017-11-01 2020-09-22 湖北三江航天红阳机电有限公司 一种焊接方法
CN110202241A (zh) * 2019-07-02 2019-09-06 苏州大学 一种高钢级管线钢管焊接工艺及焊接接头
US11772206B2 (en) 2019-09-20 2023-10-03 Lincoln Global, Inc. High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thin walled steel members
US11772207B2 (en) 2019-09-20 2023-10-03 Lincoln Global, Inc. High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thick walled steel members
CA3150437A1 (en) * 2019-11-08 2021-05-14 Austin J. Wells WELDING PROCESS WITH LOW HEAT INTAKE ON TUBULAR ELEMENTS FOR OIL AND GAS
CN112427770B (zh) * 2020-11-11 2022-03-25 广西天正钢结构有限公司 一种管材环缝焊接工艺
CN112846567A (zh) * 2020-12-31 2021-05-28 钢铁研究总院 一种奥氏体不锈钢焊丝及其电弧增材制造工艺

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000158183A (ja) * 1998-11-30 2000-06-13 Sumikin Welding Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接材料ならびに溶接継手およびその製造方法
JP2001246494A (ja) * 1999-12-28 2001-09-11 Kawasaki Steel Corp 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接材料および低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼材のアーク溶接方法
JP2002137058A (ja) * 2000-10-26 2002-05-14 Kawasaki Steel Corp 耐食性に優れた高強度油井鋼管継手の作製方法および高強度油井鋼管継手
JP2008542027A (ja) * 2005-05-24 2008-11-27 フロニウス・インテルナツィオナール・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング コールドメタルトランスファ溶接方法及び溶接設備
JP2014163587A (ja) * 2013-02-25 2014-09-08 Toshiba Corp 熱交換器およびその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0499154A (ja) 1990-08-03 1992-03-31 Nippon Steel Corp 溶接性の優れた高強度ラインパイプ用高Ｃｒ鋼
JPH0499155A (ja) 1990-08-03 1992-03-31 Nippon Steel Corp 溶接性の優れたラインパイプ用高Ｃｒ鋼
JPH07185879A (ja) 1993-12-24 1995-07-25 Nippon Steel Corp 高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接線材
US7638182B2 (en) * 2006-07-28 2009-12-29 Ut-Battelle, Llc Method for producing microchannels in drawn material
JP2011161459A (ja) * 2010-02-05 2011-08-25 Toshiba Corp 高耐食性材料の溶接方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000158183A (ja) * 1998-11-30 2000-06-13 Sumikin Welding Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接材料ならびに溶接継手およびその製造方法
JP2001246494A (ja) * 1999-12-28 2001-09-11 Kawasaki Steel Corp 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接材料および低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼材のアーク溶接方法
JP2002137058A (ja) * 2000-10-26 2002-05-14 Kawasaki Steel Corp 耐食性に優れた高強度油井鋼管継手の作製方法および高強度油井鋼管継手
JP2008542027A (ja) * 2005-05-24 2008-11-27 フロニウス・インテルナツィオナール・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング コールドメタルトランスファ溶接方法及び溶接設備
JP2014163587A (ja) * 2013-02-25 2014-09-08 Toshiba Corp 熱交換器およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3228413A4 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019123937A (ja) * 2018-01-16 2019-07-25 日本製鉄株式会社 ステンレス鋼管及び溶接継手の製造方法
JP7172623B2 (ja) 2018-01-16 2022-11-16 日本製鉄株式会社 ステンレス鋼管及び溶接継手の製造方法
WO2020105276A1 (ja) * 2018-11-22 2020-05-28 日立造船株式会社 極厚板の突合せ溶接方法および極厚板の突合せ溶接設備

Also Published As

Publication number Publication date
CA2966719C (en) 2020-04-28
AU2015356483A1 (en) 2017-05-18
MY183743A (en) 2021-03-11
EP3228413B1 (en) 2019-04-17
JP6011743B1 (ja) 2016-10-19
AU2015356483B2 (en) 2018-11-22
JPWO2016088364A1 (ja) 2017-04-27
US20170355038A1 (en) 2017-12-14
EP3228413A1 (en) 2017-10-11
US10421145B2 (en) 2019-09-24
EP3228413A4 (en) 2017-12-13
CA2966719A1 (en) 2016-06-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6011743B1 (ja) 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法
EP0867520B1 (en) Welded high-strength steel structures and methods of manufacturing the same
JP5382266B1 (ja) 溶接継手の製造方法及び溶接継手
JP2011005531A (ja) フラックス入り高張力鋼用溶接ワイヤ及びその製造方法
JP6191393B2 (ja) 極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属、及び、それを形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックス
WO2013051249A1 (ja) 溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管およびその製造方法
JP6492811B2 (ja) 溶接材料並びにそれを用いて形成される溶接金属及び溶接継手
JP5825210B2 (ja) パルスガスシールドアーク溶接方法
JP6155810B2 (ja) ガスシールドアーク溶接用高Ｎｉフラックス入りワイヤ
JP2011212691A (ja) 細径多電極サブマージアーク溶接用フラックス入り溶接ワイヤ
JP2003071589A (ja) 油井用高強度鋼管継手の製造方法
JP2003003233A (ja) 高強度鋼とその製造方法
JPH10324950A (ja) 高強度溶接鋼構造物およびその製造方法
JP2002060910A (ja) 高Ｃｒ溶接鋼管
JP5857914B2 (ja) 二相ステンレス鋼用溶接材料
JP4016800B2 (ja) 内面溶接金属の原質部、再熱部とも厳格靭性要求を満たす厚肉大径ストレートｕｏｅ鋼管およびその製造方法
JP3815227B2 (ja) 耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手
JP2003311321A (ja) 高強度ｕｏｅ鋼管の製造方法
JP6247196B2 (ja) 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管
JP4774588B2 (ja) 耐食性に優れた高強度油井鋼管継手の作製方法および高強度油井鋼管継手
JP2001140040A (ja) 耐硫化物応力割れ性に優れた低炭素フェライト−マルテンサイト二相ステンレス溶接鋼管
JP2011206828A (ja) 細径多電極サブマージアーク溶接用フラックス入り溶接ワイヤ
JP6515324B2 (ja) 耐ｓｒ特性に優れた高強度ｕｏｅ鋼管のサブマージアーク溶接金属
JP2005272900A (ja) シーム溶接金属の低温靭性に優れた高強度ｕｏｅ鋼管
JP2004230392A (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼管用溶接材料およびマルテンサイト系ステンレス鋼管の溶接方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016516999

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15866042

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2966719

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015356483

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20151201

Kind code of ref document: A

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015866042

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15532293

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE