WO2023074658A1 - 鋼管溶接継手 - Google Patents

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WO2023074658A1
WO2023074658A1 PCT/JP2022/039628 JP2022039628W WO2023074658A1 WO 2023074658 A1 WO2023074658 A1 WO 2023074658A1 JP 2022039628 W JP2022039628 W JP 2022039628W WO 2023074658 A1 WO2023074658 A1 WO 2023074658A1
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WO
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less
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weld
steel pipe
base material
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Application number
PCT/JP2022/039628
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English (en)
French (fr)
Inventor
明 土居
健史 三木
展公 長山
直樹 黒田
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
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Priority to CN202280071402.3A priority patent/CN118159675A/zh
Priority to JP2023506489A priority patent/JP7280545B1/ja
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    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to steel pipe welded joints.
  • Cylindrical mechanical structural members have conventionally been formed by forging or drawing-rolling a steel bar, or by further cutting the steel bar into a desired shape, followed by heat treatment. Mechanical properties were often imparted.
  • Patent Document 1 discloses a method capable of producing high-strength seamless steel pipes with excellent toughness by online thermomechanical processing without adding expensive alloy steel.
  • Patent Document 2 discloses a seamless steel pipe having a tensile strength of 950 MPa or more, a yield stress of 850 MPa or more, and a Charpy absorbed energy of 60 J or more at -40°C, and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 3 discloses a seamless steel pipe having a tensile strength of 950 MPa or more, a yield stress of 850 MPa or more, a Charpy absorbed energy of 60 J or more at ⁇ 40° C., and a wall thickness of more than 30 mm, and a method for manufacturing the same. It is
  • Patent Document 4 discloses a seamless steel pipe that has a high tensile strength of 980 MPa or more, excellent low-temperature toughness, a small Pcm of 0.30 or less, and excellent weldability.
  • welds are required to have excellent cold cracking resistance from the viewpoint of safety.
  • An object of the present invention is to provide a steel pipe welded joint having high joint strength and excellent cold cracking resistance.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist of the present invention is the steel pipe welded joint shown below.
  • a steel pipe welded joint including a base metal portion and a circumferential welded portion,
  • the circumferential weld zone is composed of a weld metal zone and a weld heat affected zone
  • the chemical composition of the base material portion is, in mass %, C: 0.10 to 0.20%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05-1.20%, P: 0.025% or less, S: 0.005% or less, Cu: 0.20% or less, N: 0.007% or less, Ni: 0.20 to 0.50%, Cr: 0.30% or more and less than 0.50%, Mo: 0.30-0.50%, Nb: 0.01 to 0.05%, Al: 0.001 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0020%, Ti: 0.003 to 0.050%, V: 0.01 to 0.20%, total of any one or more of Ca, Mg and REM: 0 to 0.0250%; balance: Fe and impurities,
  • the metal structure of the base material portion is area%, Tempered martensite: 90% or more, The welded joint for steel pipes according to (1) above.
  • the weld metal part is a multi-layer weld metal, The welded joint for steel pipes according to (1) or (2) above.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a steel pipe welded joint according to one embodiment of the present invention
  • FIG. FIG. 5 is a diagram for explaining a method of measuring an average softening width and an average softening allowance in a weld heat affected zone; It is a figure for demonstrating the shape of the test plate used for the C-shaped jig restraint butt weld cracking test method. It is a figure for demonstrating the shape of the test plate used for the y-groove weld crack test method.
  • Pcm welding crack susceptibility composition (%)
  • [A] the following formula [A] is limited to 0.30 or less, and an appropriate amount of B is included, Hardenability is improved to achieve both strength and toughness.
  • P cm C + (Si / 30) + (Mn / 20) + (Cu / 20) + (Ni / 60) + (Cr / 20) + (Mo / 15) + (V / 10) + 5B ...
  • the element symbol in the [A] formula means the content (% by mass) of each element in the steel, and is zero when not contained.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a welded joint for steel pipes according to one embodiment of the present invention.
  • the steel pipe welded joint 10 includes base material portions 1 a and 1 b and a circumferential weld portion 2 . That is, the steel pipe welded joint 10 is obtained by joining the base metal portion 1a and the base metal portion 1b by circumferential welding.
  • the circumferential weld is composed of the weld metal portion 2a and the weld heat affected zones 2b and 2c.
  • the base material portions 1a and 1b are tubular, and are, for example, seamless steel pipes, welded steel pipes, or the like.
  • C 0.10-0.20%
  • C is an essential element for increasing strength. If the C content is less than 0.10%, it may be difficult to obtain a high tensile strength of 980 MPa or more in relation to other elements. On the other hand, when the C content exceeds 0.20%, the weldability is remarkably deteriorated. Therefore, the C content should be 0.10 to 0.20%.
  • the C content is preferably 0.12% or more and preferably 0.18% or less.
  • Si 0.05-1.00%
  • Si has a deoxidizing effect and also has an effect of improving strength and hardenability.
  • the Si content should be 0.05% or more.
  • the Si content should be 0.05 to 1.00%.
  • the Si content is preferably 0.10% or more.
  • the Si content is preferably 0.60% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.05-1.20% Mn has a deoxidizing effect and also has an effect of improving strength and hardenability. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.05% or more of Mn. However, when the Mn content exceeds 1.20%, the toughness decreases. Therefore, the Mn content should be 0.05 to 1.20%.
  • the Mn content is preferably 0.30% or more, more preferably 0.60% or more. Also, the Mn content is preferably 1.10% or less.
  • the P content as an impurity is set to 0.025% or less.
  • the P content is preferably 0.020% or less.
  • the S content as an impurity is set to 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less.
  • the content of Cu as an impurity is set to 0.20% or less.
  • the Cu content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.10% or less, and even more preferably 0.05% or less.
  • the N content as an impurity is set to 0.007% or less.
  • the N content is preferably 0.006% or less.
  • Ni 0.20-0.50% Ni has the effect of improving hardenability, strength and toughness. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.20% or more of Ni. On the other hand, if the Ni content exceeds 0.50%, the alloy cost increases. Therefore, the Ni content should be 0.20 to 0.50%.
  • the Ni content is preferably 0.30% or more and preferably 0.40% or less.
  • Cr 0.30% or more and less than 0.50% Cr has the effect of improving hardenability and strength. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.30% or more of Cr. On the other hand, in order to ensure good hardenability, in the case of low alloy steel containing Cr and Mo in combination with 0.0005 to 0.0020% B described later, the Cr content is 0.50% or more As a result, coarse borocarbides are formed during tempering, which may lead to a decrease in toughness. In addition, Pcm (weld crack susceptibility composition) increases and weld cracks are likely to occur. Therefore, the Cr content should be 0.30% or more and less than 0.50%. The Cr content is preferably 0.35% or more, more preferably 0.40% or more. Also, the Cr content is preferably 0.47% or less, more preferably 0.45% or less.
  • Mo 0.30-0.50% Mo has the effect of improving hardenability and strength. In order to obtain these effects, it is necessary to contain Mo at 0.30% or more. On the other hand, in order to ensure good hardenability, in the case of low alloy steel containing Mo and Cr in combination with 0.0005 to 0.0020% B described later, the Mo content is 0.50%. If it exceeds, coarse borocarbides are formed during tempering, which may lead to a decrease in toughness. In addition, Pcm (weld crack susceptibility composition) increases and weld cracks are likely to occur. Therefore, the Mo content should be 0.30-0.50%. The Mo content is preferably 0.35% or more, more preferably 0.40% or more. Also, the Mo content is preferably 0.48% or less, more preferably 0.46% or less.
  • Nb 0.01-0.05% Nb combines with C and/or N to form fine precipitates, suppresses coarsening of austenite grains, and has the effect of improving toughness. In order to stably secure the above effect, it is necessary to contain 0.01% or more of Nb. However, if the amount of Nb contained exceeds 0.05%, the amount of precipitates increases, which may rather deteriorate the toughness. Therefore, the Nb content should be 0.01 to 0.05%. The Nb content is preferably 0.02% or more and preferably 0.04% or less.
  • Al 0.001-0.100%
  • Al is an element having a deoxidizing action. In order to ensure this effect, it is necessary to contain 0.001% or more of Al. On the other hand, even if the content of Al exceeds 0.100%, the above effect is saturated, and more scumming occurs. Therefore, the Al content should be 0.001 to 0.100%.
  • the Al content is preferably 0.055% or less.
  • the Al content in the present invention refers to the content of acid-soluble Al (so-called "sol. Al").
  • B 0.0005 to 0.0020%
  • B is an extremely important element for providing a sufficiently hardened structure in a thick-walled steel pipe whose Pcm is suppressed to a low value of 0.30 or less from the viewpoint of weldability, and is contained in an amount of 0.0005% or more.
  • the B content exceeds 0.0020%, the Cr content is less than 0.50%, and the Mo content is 0.50% or less, when they are combined, Coarse borocarbides may form during tempering, leading to a reduction in toughness. Therefore, the B content should be 0.0005 to 0.0020%.
  • the B content is preferably 0.0008% or more and preferably 0.0016% or less.
  • Ti 0.003-0.050%
  • Ti precipitates as Ti carbides during tempering and has the effect of improving strength.
  • Ti also has the effect of fixing N and securing B in solid solution, which is effective for exhibiting the effect of improving the hardenability of B.
  • These effects are obtained when the Ti content is 0.003% or more.
  • the Ti content exceeds 0.050%, coarse Ti carbonitrides are formed in a high temperature range such as during solidification, and the amount of precipitation of Ti carbides during tempering becomes excessive, resulting in a decrease in toughness. . Therefore, the Ti content should be 0.003 to 0.050%.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more and preferably 0.015% or less.
  • V 0.01-0.20%
  • V precipitates as V carbide during tempering and has the effect of improving strength. This effect is obtained when the V content is 0.01% or more.
  • the V content should be 0.01 to 0.20%.
  • the V content is preferably 0.04% or more.
  • the V content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.10% or less.
  • Total of one or more of Ca, Mg and REM 0 to 0.0250% Ca, Mg and REM all react with S to form sulfides, thereby improving the morphology of inclusions and improving toughness. Therefore, one or more of Ca, Mg and REM may be contained as necessary.
  • the total content of these components is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit of the total content of these elements is set at 0.0250%. The total content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0080% or less, even more preferably 0.0050% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoids
  • REM content refers to the content when REM is one type, and when two or more types are used. Refers to total content.
  • REMs are also generally supplied as misch metals, which are alloys of multiple types of REMs. Therefore, one or more individual elements may be added and contained, or may be added in the form of misch metal, for example.
  • the base material portion according to the present invention is composed of the above-described elements and the balance of Fe and impurities.
  • impurities refers to components mixed in by various factors in raw materials such as ores, scraps, and manufacturing processes during the industrial production of steel materials, and is acceptable within a range that does not adversely affect the present invention. means to be
  • Pcm 0.25-0.30
  • the base material portion according to the present invention has a Pcm represented by the following formula [A] of 0.25 to 0.30. If Pcm is less than 0.25, it becomes difficult to ensure sufficient joint strength. On the other hand, by setting Pcm to 0.30 or less, it is possible to prevent cold cracking in the circumferential weld zone.
  • P cm C + (Si / 30) + (Mn / 20) + (Cu / 20) + (Ni / 60) + (Cr / 20) + (Mo / 15) + (V / 10) + 5B ... [A ]
  • the element symbol in the [A] formula means the content (% by mass) of each element in the steel, and is zero when not contained.
  • C 0.04-0.14%
  • the C content is preferably 0.06% or more and preferably 0.12% or less.
  • Si 0.05-1.00% Si is an element that has an effect of improving strength. To obtain this effect, the Si content must be 0.05% or more. However, when the Si content exceeds 1.00%, the toughness decreases. Therefore, the Si content should be 0.05 to 1.00%.
  • the Si content is preferably 0.10% or more and preferably 0.60% or less.
  • Mn 1.00-2.00%
  • Mn is an element having an effect of improving strength. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 1.00% or more of Mn. However, when the Mn content exceeds 2.00%, the toughness decreases. Therefore, the Mn content should be 1.00 to 2.00%.
  • the Mn content is preferably 1.20% or more and preferably 1.80% or less.
  • the P content as an impurity is set to 0.025% or less.
  • the P content is preferably 0.020% or less.
  • the S content as an impurity is set to 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less.
  • the content of Cu as an impurity is set to 0.50% or less.
  • the Cu content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less.
  • the N content as an impurity is set to 0.007% or less.
  • the N content is preferably 0.006% or less.
  • Ni 2.50-3.00%
  • Ni has the effect of improving strength and toughness. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 2.50% or more of Ni. On the other hand, if the Ni content exceeds 3.00%, the alloy cost increases. Therefore, the Ni content should be 2.50 to 3.00%.
  • the Ni content is preferably 2.60% or more and preferably 2.80% or less.
  • Cr 0.90% or more and less than 1.40% Cr has the effect of improving the strength. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.90% or more of Cr. On the other hand, a Cr content of 1.40% or more may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Cr content should be 0.90% or more and less than 1.40%.
  • the Cr content is preferably 1.00% or more. Also, the Cr content is preferably 1.30% or less, more preferably 1.20% or less.
  • Mo 0.40-0.90% Mo has the effect of improving the strength. In order to obtain this effect, it is necessary to contain Mo at 0.40% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.90%, the toughness may be lowered. Therefore, the Mo content should be 0.40 to 0.90%.
  • the Mo content is preferably 0.50% or more, preferably 0.80% or less, preferably 0.70% or less.
  • Nb 0.010% or less
  • Nb is an element that can enter from the base material. However, when the Nb content exceeds 0.010%, toughness may deteriorate. Therefore, the Nb content should be 0.010% or less.
  • the Nb content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less.
  • Al 0.010% or less
  • Al is an element that inevitably enters from the base material. However, when the Al content exceeds 0.010%, the toughness is lowered. Therefore, the Al content should be 0.010% or less.
  • the Al content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the Al content in the present invention refers to the content of acid-soluble Al (so-called "sol. Al").
  • B 0.0010% or less
  • B is an element that inevitably enters from the base material.
  • the B content should be 0.0010% or less. The lower the B content is, the better.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0003% or more.
  • Ti 0.003-0.050%
  • Ti has the effect of improving the strength. This effect is obtained when the Ti content is 0.003% or more. However, when the Ti content exceeds 0.050%, the toughness decreases. Therefore, the Ti content should be 0.003 to 0.050%.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more and preferably 0.015% or less.
  • V 0.01-0.20%
  • V has the effect of improving the strength. This effect is obtained when the V content is 0.01% or more. However, when the V content exceeds 0.20%, the toughness decreases. Therefore, the V content should be 0.01 to 0.20%.
  • the V content is preferably 0.04% or more and preferably 0.15% or less.
  • Total of one or more of Ca, Mg and REM 0 to 0.0250% Ca, Mg and REM all react with S to form sulfides, thereby improving the morphology of inclusions and improving toughness. Therefore, one or more of Ca, Mg and REM may be contained as necessary.
  • the total content of these components is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit of the total content of these elements is set at 0.0250%. The total content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the weld metal part according to the present invention consists of each of the above elements and the balance of Fe and impurities.
  • impurities refers to components mixed in by various factors in raw materials such as ores, scraps, and manufacturing processes during the industrial production of steel materials, and is acceptable within a range that does not adversely affect the present invention. means to be
  • the base material according to the present invention preferably has a metallographic structure mainly composed of tempered martensite in order to achieve both high strength and high toughness. Specifically, it is desirable that the area ratio of tempered martensite is 90% or more.
  • the structure of the remainder is not particularly limited, but may contain one or more selected from bainite, ferrite and pearlite.
  • the metal structure is measured by the following method.
  • a test piece for observation is taken from the base metal part so that the observation surface is a cross section that includes the thickness central part of the steel pipe and is perpendicular to the rolling direction.
  • the steel pipe is a welded steel pipe
  • the specimen for observation is sampled at a position 180° away from the welded portion in the circumferential direction of the steel pipe.
  • a weld extending in the longitudinal direction of the steel pipe will be referred to as a "longitudinal weld" to distinguish it from the above-mentioned "circumferential weld”.
  • polishing the observation surface nital etching is performed.
  • the area ratio of tempered martensite is determined from a structural photograph taken with an optical microscope at a magnification of 500 times.
  • the tensile strength of the base metal portion and the tensile strength of the circumferential welded portion in the joint tensile test are All are 980 MPa or more. If the TS of both the base material portion and the circumferential welded portion is 980 MPa or more, the weight can be stably reduced, so it can be used stably as a crane boom that can accommodate an increase in size of the crane. .
  • the preferred lower limit of the TS of the base metal part and the circumferential weld part is 1000 MPa. Moreover, the preferable upper limit of TS of the base material portion and the circumferential weld portion is 1100 MPa.
  • both the yield stress of the base metal portion and the yield stress of the circumferential weld portion in the joint tensile test (hereinafter referred to as "YS" in both cases) are 890 MPa or more. It is preferably 900 MPa or more, more preferably 900 MPa or more.
  • the tensile strength and yield stress in the base material part were measured by cutting out a No. 12B test piece (an arc-shaped test piece with a width of 25 mm) described in JIS Z 2241:2011 from the base material part, and measuring it in the atmosphere at room temperature. It is measured by performing a tensile test at In addition, the tensile strength and yield stress in the joint tensile test of the circumferential weld were taken so that the longitudinal direction of the steel pipe welded joint coincided with the longitudinal direction, and the circumferential weld was located in the center of the parallel part. It shall be measured using a No. 3 test piece (width of parallel part: 20 mm) conforming to Z 3121:2013.
  • the strength of the circumferential weld substantially becomes the strength of the joint.
  • the test piece for the tensile test is sampled at a position 180° away from the longitudinal weld portion in the circumferential direction of the steel pipe.
  • the average hardness of the base metal portion is set to 300HV10 or more, and the average softening width and the average softening margin of the welding heat affected zone are set to 4.0 mm or less and 80HV10 or less, respectively.
  • the maximum hardness in the weld heat-affected zone it is preferably 415HV10 or less from the viewpoint of suppressing cold cracking.
  • the “average hardness in the base metal portion”, “average softening width in the weld heat affected zone”, “average softening length in the weld heat affected zone” and “maximum hardness in the weld heat affected zone” are as follows. shall be required in the procedure.
  • the hardness is measured at three points: 1.0 mm from the outer surface of the base material, the center of the thickness, and 1.0 mm from the inner surface. By calculating the average value of each measured value, the average hardness of the base material portion is obtained.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining the method of measuring the average softening width and average softening allowance in the weld heat affected zone.
  • a cross section parallel to the longitudinal direction of the steel pipe is cut out, including base material portions 1a, 1b, weld metal portions 2a, and weld heat affected zones 2b, 2c, passing through the axis of the steel pipe.
  • the measurement point where the hardness is the lowest is specified and set as the lowest hardness position. If there are a plurality of measurement points with the lowest hardness, the measurement point closest to the base material portion 1b is taken as the lowest hardness position. The difference between the average hardness of the base material portion and the hardness at the lowest hardness position is defined as the softening margin.
  • the softening width is defined as the distance in the direction parallel to the longitudinal direction of the steel pipe from the outer softening limit position to the inner softening limit position.
  • the above-mentioned softening margin and softening width are calculated from a total of 6 positions of 1.0 mm from the outer surface, the center of the thickness, and 1.0 mm from the inner surface of the weld heat affected zone 2b side and the weld heat affected zone 2c side, respectively.
  • the average value of these measurements is taken as the average softened width and average softened margin in the weld heat affected zone.
  • HV10 means a "hardness symbol” when a Vickers hardness test is performed with a test force of 98 N (10 kgf) (see JIS Z 2244-1:2020).
  • the Charpy impact value of the base metal portion at -40°C is preferably 75 J/cm 2 or more. If the Charpy impact value at ⁇ 40° C. is 75 J/cm 2 or more, it can be sufficiently stably used for crane booms for which work is performed in cold regions. A more preferable lower limit of the Charpy impact value at ⁇ 40° C. of the seamless steel pipe is 125 J/cm 2 , and the higher the better.
  • the thickness of the base metal portion of the welded joint for steel pipes there is no particular limitation on the thickness of the base metal portion of the welded joint for steel pipes according to the present invention.
  • the thickness of the base material portion is preferably 45.0 mm or less, more preferably 40.0 mm or less, 30.0 mm or less, or 20.0 mm or less.
  • the thicker the thickness the more advantageous.
  • the thickness of the base material portion is preferably 5.0 mm or more, more preferably over 8.0 mm, and even more preferably over 12.0 mm. This is because as the wall thickness increases, the strength of the steel pipe welded joint tends to increase due to the suppression of HAZ softening and the increase in the restraining force against deformation that accompanies an increase in the cooling rate after welding.
  • the base metal portion used for manufacturing the welded joint for steel pipes according to the present invention can be manufactured, for example, by the following method.
  • the case where the base material portion is a seamless steel pipe is taken as an example, but the present invention is not limited to this.
  • the cast ingot or slab is subjected to blooming rolling or hot forging.
  • This step is a step of obtaining a raw material for final hot pipe making (for example, hot piercing, hot rolling and drawing processes, or hot extrusion press).
  • the round billet-shaped slab formed by the above-mentioned "round CC" method can be directly used to finish a seamless steel pipe, so blooming rolling or hot forging is not necessarily required.
  • the seamless steel pipe of the present invention is produced by performing the steps up to [iv] in order.
  • a hot pipe-making process in which a steel billet is heated to 1200 to 1300°C and then processed at a cross-section reduction rate of 40 to 99% to manufacture a mother pipe. After heating, it is processed at a cross-sectional reduction rate of 40 to 99% to manufacture a blank tube having a predetermined shape. If the heating temperature of the billet is lower than 1200°C, the deformation resistance in the next processing with a cross-sectional reduction rate of 40 to 99% will increase, and the load on the pipe manufacturing equipment will increase, and processing such as flaws or cracks will occur. Defects may occur. On the other hand, if the heating temperature of the billet exceeds 1300° C., high temperature intergranular cracking or ductility reduction may occur. Therefore, in the hot pipe-making process, first, the steel billet is heated to 1200 to 1300°C.
  • the cross-sectional area reduction rate in hot pipe making after heating is less than 40%, the quenching step [iii] will not occur even after the cooling step [ii] described later. In some cases, a fine quenched structure cannot be obtained, and the seamless steel pipe cannot be provided with desired mechanical properties.
  • the cross-section reduction rate is 40 to 99%.
  • the heating temperature in this step [i] refers to the temperature on the surface of the billet.
  • the holding time in the above temperature range is preferably 60 to 300 minutes, depending on the size and shape of the billet.
  • the mother pipe finishing temperature in the hot pipe making is 850 to 950°C.
  • the above-mentioned blank tube finishing temperature refers to the temperature at the outer surface of the blank tube.
  • the preferred lower limit of the heating temperature is 1230°C, and the preferred upper limit is 1280°C.
  • the preferable lower limit of the cross-sectional reduction rate is 50%, and the preferable upper limit is 90%.
  • the cooling rate at this time is not particularly limited. It should be noted that after hot pipe-making, the mother pipe may be cooled to room temperature and then reheated and subjected to the next step [iii], or after hot pipe-making, it may be subjected to Ac less than 1 point. After cooling to an appropriate temperature, the following step [iii] may be performed by directly heating from this temperature.
  • the cooling temperature in this step [ii] refers to the temperature at the outer surface of the blank tube.
  • a quenching process in which the cooled tube is heated to Ac 3 points to 950 ° C and then quenched, and the tube cooled in the step [ii] above is subjected to a temperature of Ac 3 points to 950 ° C. It is quenched by heating to a high temperature and then quenching. If the heating temperature is less than the Ac 3 point, the austenitization is not completed, and the seamless steel pipe may not have the desired mechanical properties. On the other hand, if the heating temperature exceeds 950° C., fine austenite grains cannot be obtained in one quenching treatment, and the seamless steel pipe may not have the desired mechanical properties. Therefore, the heating temperature in the quenching process is set to Ac 3 point to 950°C.
  • the holding time at the above heating temperature is preferably 5 to 30 minutes, although it depends on the size of the tube.
  • a short-time rapid heat treatment using induction heating may be used as long as substantially uniform heating is possible.
  • the heating temperature in this step [iii] refers to the temperature at the outer surface of the blank tube.
  • rapid cooling an appropriate method such as water cooling or oil cooling may be used as long as a sufficiently hardened structure can be obtained.
  • the preferred lower limit of the heating temperature is 880°C, and the preferred upper limit is 920°C.
  • [iv] A tempering process in which the quenched tube is heated to 500 to 600°C and then cooled to room temperature. For this purpose, it undergoes a tempering process of heating to 500-600° C. and then cooling to room temperature.
  • the heating temperature for tempering is less than 500 ° C., although the predetermined strength (TS) can be secured, the low temperature toughness will decrease, and the Charpy at -40 ° C. Impact values can be below 75 J/cm 2 .
  • the heating temperature for tempering exceeds 600°C, the strength decreases even if a predetermined low-temperature toughness (Charpy impact value at -40°C) is obtained, and high strength such as a TS of 980 MPa or more cannot be secured. be. Therefore, the heating temperature for tempering is set to 500 to 600.degree.
  • the retention time at the above heating temperature is preferably 30 to 60 minutes, depending on the size of the tube.
  • the heating temperature in this step [iv] refers to the temperature at the outer surface of the blank tube. There are no particular restrictions on the cooling rate during tempering. Therefore, cooling may be performed according to the equipment, such as cooling in the atmosphere, forced air cooling, mist cooling, oil cooling, or water cooling.
  • the preferred lower limit of the heating temperature is 525°C, and the preferred upper limit is 575°C.
  • preheating is performed before welding to prevent cold cracking.
  • preheating is not performed and the interlayer temperature is kept low.
  • the interlayer temperature is set to 150° C. or lower.
  • welding conditions may be performed under general conditions, for example, gas shielded arc welding is used.
  • the current value, voltage value, welding speed, and shielding gas in welding can be appropriately selected from known techniques.
  • the type of welding material is not particularly limited, but it is necessary to select such a welding material that the chemical composition of the welded metal portion satisfies the above regulations.
  • the weld metal portion is a multi-layer weld metal.
  • the width W of the welded metal portion shown in FIG. 2 is preferably over 7.0 mm, more preferably 9.0 mm or more.
  • a method for measuring the width W of the weld metal portion will be described with reference to FIG.
  • FIG. 2 in a cross section parallel to the longitudinal direction of the steel pipe passing through the axis of the steel pipe, an intersection point 2d where the boundary between the weld metal portion 2a and the weld heat affected zone 2b intersects with the outer surface of the steel pipe welded joint is identified. do.
  • an intersection point 2e where the boundary between the weld metal portion 2a and the weld heat affected zone 2c intersects with the outer surface of the steel pipe welded joint is specified.
  • the distance in the longitudinal direction of the steel pipe between the intersection point 2d and the intersection point 2e is the width W of the welded metal portion.
  • Steels A to E in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention, while Steels F to H are steels whose chemical compositions are outside the conditions defined by the present invention.
  • Table 1 also shows Ac 1 point and Ac 3 points obtained from the following formulas (i) and (ii).
  • Ac 1 point (° C.) 723+29.1 ⁇ Si ⁇ 10.7 ⁇ Mn ⁇ 16.9 ⁇ Ni+16.9 ⁇ Cr
  • Ac 3 points (°C) 910-203 x C 0.5 + 44.7 x Si-15.2 x Ni + 31.5 x Mo + 104 x V- (30 x Mn + 11 x Cr + 20 x Cu-700 x P-400 x Al- 400 x Ti) (ii)
  • the above circular billet is heated at 1240°C, and two seamless steel pipes having an outer diameter of 114.3 mm and a wall thickness of 8.6 mm are prepared by the Mannesmann-mandrel method so that the finishing temperature is in the range of 850 to 950°C. were prepared one by one and cooled to room temperature.
  • the reason why a steel pipe having a relatively thin wall thickness is produced is that if the strength can be secured by a thin steel pipe, which is disadvantageous from the viewpoint of the strength of the steel pipe welded joint, even a steel pipe with a thicker wall can be sufficiently obtained. This is because it was assumed that the strength could be secured.
  • Each seamless steel pipe thus obtained was quenched and tempered under the conditions shown in Table 2 to produce a steel pipe base material. All the quenching was carried out by water quenching. All the cooling during tempering was allowed to cool in the atmosphere.
  • observation specimens were taken from the base material of each steel pipe welded joint so that the cross section perpendicular to the rolling direction was the observation surface, and after the observation surface was polished, nital etching was performed. After that, the area ratio of tempered martensite was obtained from a structural photograph taken with an optical microscope at a magnification of 500 times.
  • a No. 12B test piece (an arc-shaped test piece with a width of 25 mm) described in Appendix E of JIS Z 2241:2011 was cut out from the base metal portion of each steel pipe welded joint. Based on JIS Z 2241:2011, a tensile test was performed in the air at room temperature to obtain YS and TS.
  • the notch surface is a surface that includes the pipe axial direction and the wall thickness (pipe diameter) direction, and the width is 10 mm and the thickness is 10 mm so that the pipe axial direction and the length direction are aligned.
  • Three 2 mm V-notch test pieces each having a thickness of 5 mm were cut out.
  • a Charpy impact test was performed at -40°C in accordance with JIS Z 2242:2018.
  • the impact value was obtained from the average value of the absorbed energies of each of the three pieces.
  • solidification cracking resistance and cold cracking resistance were evaluated by the following methods. Specifically, the presence or absence of solidification cracking was evaluated by the C-shaped jig constrained butt weld cracking test method, and the presence or absence of cold cracking was evaluated by the y-shaped weld cracking test method. Each test method is described in more detail below.
  • slabs were produced from the above steels A to H, heated at 1250°C for 60 minutes, and then hot-rolled at a temperature range of 1000-1250°C to produce steel plates with a thickness of 8.6 mm. Subsequently, quenching and tempering were performed under the conditions shown in Table 2 to obtain steel sheets corresponding to each test number.
  • a steel plate of 150 mm x 200 mm was cut from the steel plate described above, four holes with a diameter of 8 mm were formed, and then two grooves with a width of 5 mm were formed so as to connect two holes each. After that, a groove was formed between the two grooves by electric discharge machining, and a test plate having the shape shown in FIG. 4 was produced. Then, except for the shape of the test plate, a y-groove weld cracking test was performed in accordance with JIS Z 3158:2016. At this time, the welding conditions were the same as those shown in Table 2. After that, the presence or absence of cracks was investigated by the method described in JIS Z 3158:2016.
  • Test Nos. 1 to 5 satisfying all the provisions of the present invention resulted in high joint strength and excellent solidification cracking resistance and cold cracking resistance.
  • Test Nos. 6 to 12 which are comparative examples that do not satisfy the provisions of the present invention, at least one of joint strength, solidification cracking resistance and cold cracking resistance deteriorated.
  • the above circular billet is heated at 1240°C, and two seamless steel pipes having the outer diameter and wall thickness shown in Table 6 are produced by the Mannesmann-mandrel method so that the finishing temperature is in the range of 850 to 950°C. Prepared and cooled to room temperature. Each seamless steel pipe thus obtained was quenched and tempered under the conditions shown in Table 6 to produce a steel pipe base material. All the quenching was carried out by water quenching. All the cooling during tempering was allowed to cool in the air.
  • observation specimens were taken from the base material of each steel pipe welded joint so that the cross section perpendicular to the rolling direction was the observation surface, and after the observation surface was polished, nital etching was performed. After that, the area ratio of tempered martensite was obtained from a structural photograph taken with an optical microscope at a magnification of 500 times.
  • Example 2 the YS, TS and Charpy impact value of the base metal part, the YS and TS in the joint tensile test of the circumferential welded part, the "average hardness in the base metal part", the "welding heat
  • the average softened width in the affected zone, the average softened width in the weld heat affected zone, the maximum hardness in the weld heat affected zone, and the width W of the weld metal zone were measured. Furthermore, solidification cracking resistance and cold cracking resistance were evaluated by the same method as in Example 1.
  • test numbers 13 to 20 which satisfy all the provisions of the present invention, resulted in high joint strength and excellent resistance to solidification cracking and cold cracking.
  • the present invention it is possible to obtain a steel pipe welded joint having high joint strength and excellent cold cracking resistance. Therefore, the welded joint for steel pipes according to the present invention is suitable for machine structural members, especially for crane booms.

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Abstract

母材部１ａ，１ｂと円周溶接部２とを含む鋼管溶接継手１０であって、円周溶接部２は、溶接金属部２ａおよび溶接熱影響部２ｂ，２ｃによって構成され、母材部１ａ，１ｂは所定の化学組成を有し、Ｐｃｍが０．２５～０．３０であり、溶接金属部２ａは所定の化学組成を有し、Ｂ含有量が０．００１０％以下であり、母材部１ａ，１ｂの引張強さ、および円周溶接部２の継手引張試験における引張強さが、９８０ＭＰａ以上であり、母材部１ａ，１ｂにおける平均硬さが３００ＨＶ１０以上であり、溶接熱影響部２ｂ，２ｃにおける平均軟化幅が４．０ｍｍ以下、平均軟化代が８０ＨＶ１０以下である、鋼管溶接継手。

Description

鋼管溶接継手
　本発明は、鋼管溶接継手に関する。
　機械構造部材のうちで円筒形のものには、従来、棒鋼に鍛造または延伸圧延を施して、あるいはさらに切削加工を施して所望の形状とした後に、熱処理が施され、機械構造部材に必要な機械的性質が付与されることが多かった。
　しかしながら、近年、機械構造物の大型化および高耐力化の傾向を受けて、円筒形の機械構造部材を中空の継目無鋼管に置き換えることで軽量化が図られている。特に、クレーンのブームに用いられる鋼管には、高層建築のためのクレーンの大型化に加えて、寒冷地で作業する必要性等があるため、高強度化とともに高靱性化が求められる。具体的には、最近、クレーンブームへの用途として、９８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ－４０℃という低温で優れた靱性を有する継目無鋼管も要求されるようになってきた。
　高強度かつ高靱性の継目無鋼管およびその製造方法に関して、様々な技術が開示されている。
　例えば、特許文献１には、高価な合金鋼を添加することなしに、オンライン加工熱処理によって、靱性に優れた高強度継目無鋼管を製造することが可能な方法が開示されている。
　特許文献２には、引張強さが９５０ＭＰａ以上、降伏応力が８５０ＭＰａ以上、かつ－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上である継目無鋼管とその製造方法が開示されている。
　特許文献３には、引張強さが９５０ＭＰａ以上、降伏応力が８５０ＭＰａ以上、かつ－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上であり、肉厚が３０ｍｍ超である継目無鋼管とその製造方法が開示されている。
　特許文献４には、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度を有するとともに低温靱性にも優れ、かつＰｃｍが０．３０以下と小さく溶接性に優れる継目無鋼管が開示されている。
特開２００１－２４０９１３号公報 国際公開第２０１０／０６１８８２号 特開２０１２－１９３４０４号公報 国際公開第２０１８／０２５７７８号
　ところで、上記の継目無鋼管を大型の機械構造物として用いる場合には、複数の継目無鋼管を円周溶接によって接合し、溶接継手とするのが一般的である。そのため、機械構造物の軽量化を達成するためには、継目無鋼管の強度だけでなく、溶接継手の強度も求められる。
　加えて、溶接継手の溶接部では低温割れ等の溶接割れが発生しやすいため、安全性の観点から、溶接部には優れた耐低温割れ性が求められている。
　本発明は、高い継手強度と優れた耐低温割れ性とを有する鋼管溶接継手を提供することを目的とする。
　本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記に示す鋼管溶接継手を要旨とする。
　（１）母材部と円周溶接部とを含む鋼管溶接継手であって、
　前記円周溶接部は、溶接金属部および溶接熱影響部によって構成され、
　前記母材部の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１０～０．２０％、
　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　Ｍｎ：０．０５～１．２０％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｃｕ：０．２０％以下、
　Ｎ：０．００７％以下、
　Ｎｉ：０．２０～０．５０％、
　Ｃｒ：０．３０％以上０．５０％未満、
　Ｍｏ：０．３０～０．５０％、
　Ｎｂ：０．０１～０．０５％、
　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
　Ｂ：０．０００５～０．００２０％、
　Ｔｉ：０．００３～０．０５０％、
　Ｖ：０．０１～０．２０％、
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれか１種以上の合計：０～０．０２５０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記［Ａ］式で表わされるＰｃｍの値が０．２５～０．３０であり、
　前記溶接金属部の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０４～０．１４％、
　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　Ｍｎ：１．００～２．００％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｎ：０．００７％以下、
　Ｎｉ：２．５０～３．００％、
　Ｃｒ：０．９０％以上１．４０％未満、
　Ｍｏ：０．４０～０．９０％、
　Ｎｂ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．０１０％以下、
　Ｂ：０．００１０％以下、
　Ｔｉ：０．００３～０．０５０％、
　Ｖ：０．０１～０．２０％、
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれか１種以上の合計：０～０．０２５０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　前記母材部の引張強さ、および前記円周溶接部の継手引張試験における引張強さが、いずれも９８０ＭＰａ以上であり、
　前記母材部における平均硬さが３００ＨＶ１０以上であり、前記溶接熱影響部における平均軟化幅が４．０ｍｍ以下であり、前記溶接熱影響部における平均軟化代が８０ＨＶ１０以下である、
　鋼管溶接継手。
　Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ　　・・・［Ａ］
　但し、［Ａ］式中の元素記号は、各元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、含有されない場合はゼロとする。
　（２）前記母材部の金属組織が、面積％で、
　焼戻しマルテンサイト：９０％以上である、
　上記（１）に記載の鋼管溶接継手。
　（３）前記溶接金属部が、多層盛溶接金属である、
　上記（１）または（２）に記載の鋼管溶接継手。
　本発明によれば、高い継手強度と優れた耐低温割れ性とを有する鋼管溶接継手を得ることが可能である。
本発明の一実施形態に係る鋼管溶接継手を示す概略図である。 溶接熱影響部における平均軟化幅および平均軟化代の測定方法を説明するための図である。 Ｃ形ジグ拘束突合せ溶接割れ試験方法に用いられる試験板の形状を説明するための図である。 ｙ形溶接割れ試験方法に用いられる試験板の形状を説明するための図である。
　特許文献４に記載される継目無鋼管では、下記［Ａ］式で表されるＰｃｍ（溶接割れ感受性組成（％））を０．３０以下に制限するとともに、Ｂを適正量含有させることで、焼入れ性を高めて、強度と靱性とを両立させている。
　Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ　　・・・［Ａ］
　但し、［Ａ］式中の元素記号は、各元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、含有されない場合はゼロとする。
　そこで、本発明者らは、特許文献４に記載される技術をベースとし、高い継手強度と優れた耐低温割れ性とを両立する方法について検討を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。
　（ａ）Ｐｃｍを低く抑えることで、溶接時の低温割れを抑制することが可能となる。しかし、その一方で、Ｐｃｍの低減は強度の低下を招くため、特許文献４に記載される継目無鋼管を母材として用いて溶接継手を製造した場合には、十分な継手強度が得られなくなる場合がある。
　（ｂ）また、特許文献４に記載される継目無鋼管では、Ｂ含有量の適正化により、強度を高めているが、母材にＢが含まれている場合には、溶接金属中にもＢが流入し、凝固割れ等を引き起こすおそれがある。
　（ｃ）継手強度を確保しつつも、溶接割れを防止するためには、Ｐｃｍに下限を設けるとともに、溶接条件を適正化し、溶接部における強度低下を極力抑制することが有効である。
　本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）全体構成
　図１は、本発明の一実施形態に係る鋼管溶接継手を示す概略図である。図１に示すように、鋼管溶接継手１０は、母材部１ａ，１ｂと、円周溶接部２とを含む。すなわち、鋼管溶接継手１０は、母材部１ａと母材部１ｂとが円周溶接によって接合されたものである。そして、円周溶接部は、溶接金属部２ａおよび溶接熱影響部２ｂ，２ｃによって構成される。母材部１ａ，１ｂは、管状を呈しており、例えば、継目無鋼管、溶接鋼管等である。
　（Ｂ）母材部の化学組成
　母材部の化学組成の限定理由は次のとおりである。以下の説明において各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０～０．２０％
　Ｃは、強度を高めるために不可欠な元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満の場合、他の元素との関連で引張強さが９８０ＭＰａ以上という高強度を得難い場合がある。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、溶接性が著しく低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０～０．２０％とする。Ｃ含有量は０．１２％以上であるのが好ましく、０．１８％以下であるのが好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　Ｓｉは、脱酸作用を有し、強度および焼入れ性の向上作用もある。これらの効果を得るには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、靱性および溶接性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．６０％以下であるのが好ましく、０．４０％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：０．０５～１．２０％
　Ｍｎは、脱酸作用を有し、強度および焼入れ性の向上作用もある。これらの効果を得るためには、Ｍｎを０．０５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えると、靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５～１．２０％とする。Ｍｎ含有量は０．３０％以上であるのが好ましく、０．６０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．１０％以下であるのが好ましい。
　Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐ含有量が０．０２５％を超えると、靱性の低下が著しくなって所定のシャルピー衝撃値を確保することが難しくなる。このため、不純物としてのＰ含有量を０．０２５％以下とする。Ｐ含有量は０．０２０％以下であることが好ましい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓ含有量が０．００５％を超えると、靱性の低下が著しくなって所定のシャルピー衝撃値を確保することが難しくなる。このため、不純物としてのＳ含有量を０．００５％以下とする。Ｓ含有量は０．００３％以下であることが好ましい。
　Ｃｕ：０．２０％以下
　Ｃｕ含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性の低下を招くことがある。このため、不純物としてのＣｕ含有量を０．２０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．１５％以下であることが好ましく、０．１０％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
　Ｎ：０．００７％以下
　Ｎ含有量が０．００７％を超えると、粗大な窒化物が形成されたり、固溶Ｂの確保が困難になり、特に、厚肉の鋼管において、Ｂの焼入れ性向上効果が不十分となって十分な焼入れ組織が得られなかったりして、靱性の低下が著しくなるので、所定のシャルピー衝撃値を確保することが難しくなる。このため、不純物としてのＮ含有量を０．００７％以下とする。Ｎ含有量は０．００６％以下であることが好ましい。
　Ｎｉ：０．２０～０．５０％
　Ｎｉは、焼入れ性、強度および靱性を向上させる作用がある。これらの効果を得るためには、Ｎｉを０．２０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉを０．５０％を超えて含有させると、合金コストが嵩む。したがって、Ｎｉ含有量は０．２０～０．５０％とする。Ｎｉ含有量は０．３０％以上であるのが好ましく、０．４０％以下であるのが好ましい。
　Ｃｒ：０．３０％以上０．５０％未満
　Ｃｒは、焼入れ性および強度を向上させる作用がある。これらの効果を得るためには、Ｃｒを０．３０％以上含有させる必要がある。一方、良好な焼入れ性を確保するために、後述する０．０００５～０．００２０％のＢとともに、ＣｒおよびＭｏを複合して含有する低合金鋼の場合、Ｃｒ含有量が０．５０％以上となると、焼戻し時に粗大な硼炭化物が形成されて靱性の低下を招くことがある。また、Ｐｃｍ（溶接割れ感受性組成）が高くなり溶接割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．３０％以上０．５０％未満とする。Ｃｒ含有量は０．３５％以上であるのが好ましく、０．４０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は０．４７％以下であるのが好ましく、０．４５％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｏ：０．３０～０．５０％
　Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上させる作用がある。これらの効果を得るためには、Ｍｏを０．３０％以上含有させる必要がある。一方、良好な焼入れ性を確保するために、後述する０．０００５～０．００２０％のＢとともに、ＭｏおよびＣｒを複合して含有する低合金鋼の場合、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、焼戻し時に粗大な硼炭化物が形成されて靱性の低下を招くことがある。また、Ｐｃｍ（溶接割れ感受性組成）が高くなり溶接割れが発生しやすくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．３０～０．５０％とする。Ｍｏ含有量は０．３５％以上であるのが好ましく、０．４０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｏ含有量は０．４８％以下であるのが好ましく、０．４６％以下であるのがより好ましい。
　Ｎｂ：０．０１～０．０５％
　Ｎｂは、Ｃまたは／およびＮと結合して微細な析出物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して、靱性を向上させる作用を有する。上記の効果を安定して確保するためには、Ｎｂを０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．０５％を超える量のＮｂを含有させると、析出物の量が増大し、却って靱性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１～０．０５％とする。Ｎｂ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０４％以下であるのが好ましい。
　Ａｌ：０．００１～０．１００％
　Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。この効果を確保するためには、Ａｌを０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌを０．１００％を超えて含有させても上記の効果が飽和するうえに、地疵の発生も多くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％とする。Ａｌ含有量は０．０５５％以下であるのが好ましい。なお、本発明のＡｌ含有量とは酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）での含有量を指す。
　Ｂ：０．０００５～０．００２０％
　Ｂは、溶接性の点からＰｃｍを０．３０以下の低い値に抑制した厚肉の鋼管に、十分な焼入れ組織を具備させるのに極めて重要な元素であって、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、Ｃｒ含有量が０．５０％未満で、かつＭｏ含有量が０．５０％以下であっても、それらを複合して含む場合には、焼戻し時に粗大な硼炭化物が形成されて、靱性の低下を招く場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００２０％とする。Ｂ含有量は０．０００８％以上であるのが好ましく、０．００１６％以下であるのが好ましい。
　Ｔｉ：０．００３～０．０５０％
　Ｔｉは、焼戻しの際にＴｉ炭化物として析出し、強度を向上させる作用を有する。Ｔｉには、Ｎを固定して、Ｂの焼入れ性向上効果を発揮させるのに有効な固溶Ｂを確保する作用もある。これらの効果は、Ｔｉ含有量が０．００３％以上で得られる。しかし、Ｔｉの含有量が０．０５０％を超えると、凝固中など高温域で粗大なＴｉ炭窒化物が形成し、また焼戻し時のＴｉ炭化物の析出量が過剰となるため、靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３～０．０５０％とする。Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。
　また、上記のように、Ｎを固定するためには、Ｔｉ／Ｎ≧４８／１４を満足することが好ましい。
　Ｖ：０．０１～０．２０％
　Ｖは、焼戻しの際にＶ炭化物として析出し、強度を向上させる作用を有する。この効果は、Ｖ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｖ含有量が０．２０％を超えると、焼戻し時のＶ炭化物の析出量が過剰となるため、靱性が低下する。また、Ｐｃｍが高くなり、溶接割れが発生しやすくなる。したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．２０％とする。なお、Ｖ含有量は０．０４％以上であるのが好ましい。また、Ｖ含有量は０．１５％以下であるのが好ましく、０．１０％以下であるのがより好ましい。
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれか１種以上の合計：０～０．０２５０％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれもＳと反応して硫化物を形成することにより介在物の形態を改善し、靱性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれか１種以上を含有させてもよい。この効果を安定して得るためには、これら成分の含有量は、合計で０．０００５％以上であることが好ましい。一方、これら成分の合計の含有量が０．０２５０％を超えると、介在物量が増大して鋼の清浄性が低下するので、却って靱性が低下する。したがって、これらの元素の合計含有量の上限を０．０２５０％とする。合計含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００８０％以下であることがより好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。
　本発明において「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙ、およびランタノイドの合計１７元素を指し、「ＲＥＭの含有量」とは、ＲＥＭが１種の場合はその含有量、２種以上の場合はそれらの合計含有量を指す。また、ＲＥＭは一般的には複数種のＲＥＭの合金であるミッシュメタルとしても供給されている。このため、個別の元素を１種または２種以上添加して含有させてもよいし、例えば、ミッシュメタルの形で添加してもよい。
　本発明に係る母材部は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなる。ここで「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　Ｐｃｍ：０．２５～０．３０
　本発明に係る母材部は、下記［Ａ］式で表されるＰｃｍが０．２５～０．３０である。Ｐｃｍが０．２５未満では、十分な継手強度の確保が困難になる。一方、Ｐｃｍを０．３０以下にすることで、円周溶接部における低温割れを防止することが可能となる。
　Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ　　・・・［Ａ］
　但し、［Ａ］式中の元素記号は、各元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、含有されない場合はゼロとする。
　（Ｃ）溶接金属部の化学組成
　溶接金属部の化学組成の限定理由は次のとおりである。以下の説明において各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。なお、ここでいう溶接金属部の化学組成とは、初層溶接部における化学組成を意味する。
　Ｃ：０．０４～０．１４％
　Ｃは、強度を高めるために不可欠な元素である。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると、溶接性が著しく低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０４～０．１４％とする。Ｃ含有量は０．０６％以上であるのが好ましく、０．１２％以下であるのが好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　Ｓｉは、強度の向上作用を有する元素である。この効果を得るには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．６０％以下であるのが好ましい。
　Ｍｎ：１．００～２．００％
　Ｍｎは、強度の向上作用を有する元素である。この効果を得るためには、Ｍｎを１．００％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００～２．００％とする。Ｍｎ含有量は１．２０％以上であるのが好ましく、１．８０％以下であるのが好ましい。
　Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐ含有量が０．０２５％を超えると、靱性の低下が著しくなって所定のシャルピー衝撃値を確保することが難しくなる。このため、不純物としてのＰ含有量を０．０２５％以下とする。Ｐ含有量は０．０２０％以下であることが好ましい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓ含有量が０．００５％を超えると、靱性の低下が著しくなって所定のシャルピー衝撃値を確保することが難しくなる。このため、不純物としてのＳ含有量を０．００５％以下とする。Ｓ含有量は０．００３％以下であることが好ましい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、靱性の低下を招くことがある。このため、不純物としてのＣｕ含有量を０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４０％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
　Ｎ：０．００７％以下
　Ｎ含有量が０．００７％を超えると、粗大な窒化物が形成され、靱性の低下が著しくなるので、所定のシャルピー衝撃値を確保することが難しくなる。このため、不純物としてのＮ含有量を０．００７％以下とする。Ｎ含有量は０．００６％以下であることが好ましい。
　Ｎｉ：２．５０～３．００％
　Ｎｉは、強度および靱性を向上させる作用がある。これらの効果を得るためには、Ｎｉを２．５０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉを３．００％を超えて含有させると、合金コストが嵩む。したがって、Ｎｉ含有量は２．５０～３．００％とする。Ｎｉ含有量は２．６０％以上であるのが好ましく、２．８０％以下であるのが好ましい。
　Ｃｒ：０．９０％以上１．４０％未満
　Ｃｒは、強度を向上させる作用がある。この効果を得るためには、Ｃｒを０．９０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒ含有量が１．４０％以上となると、靱性の低下を招くことがある。したがって、Ｃｒ含有量は０．９０％以上１．４０％未満とする。Ｃｒ含有量は１．００％以上であるのが好ましい。また、Ｃｒ含有量は１．３０％以下であるのが好ましく、１．２０％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｏ：０．４０～０．９０％
　Ｍｏは、強度を向上させる作用がある。この効果を得るためには、Ｍｏを０．４０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｏ含有量が０．９０％を超えると、靱性の低下を招くことがある。したがって、Ｍｏ含有量は０．４０～０．９０％とする。Ｍｏ含有量は０．５０％以上であるのが好ましく、０．８０％以下であるのが好ましく、０．７０％以下であるのが好ましい。
　Ｎｂ：０．０１０％以下
　Ｎｂは、母材部から混入し得る元素である。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０１０％を超えると、靱性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。
　Ａｌ：０．０１０％以下
　Ａｌは、母材部から不可避的に混入する元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０１０％を超えると、靱性の低下を招く。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０％以下とする。Ａｌ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。なお、本発明のＡｌ含有量とは酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）での含有量を指す。
　Ｂ：０．００１０％以下
　Ｂは、母材部から不可避的に混入する元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．００１０％を超えると、溶接金属部中で凝固割れが発生するおそれがある。したがって、Ｂ含有量は０．００１０％以下とする。Ｂ含有量は低ければ低いほど好ましく、０．０００７％以下であるのが好ましく、０．０００５％以下であるのがより好ましく、０．０００３％以下であるのがさらに好ましい。一方、溶接金属部の強度を向上させたい場合は、積極的に含有させてもよい。その効果を得たい場合は、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００３％以上であるのがより好ましい。
　Ｔｉ：０．００３～０．０５０％
　Ｔｉは、強度を向上させる作用を有する。この効果は、Ｔｉ含有量が０．００３％以上で得られる。しかし、Ｔｉの含有量が０．０５０％を超えると、靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３～０．０５０％とする。Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。
　Ｖ：０．０１～０．２０％
　Ｖは、強度を向上させる作用を有する。この効果は、Ｖ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｖ含有量が０．２０％を超えると、靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．２０％とする。なお、Ｖ含有量は０．０４％以上であるのが好ましく、０．１５％以下であるのが好ましい。
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれか１種以上の合計：０～０．０２５０％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれもＳと反応して硫化物を形成することにより介在物の形態を改善し、靱性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれか１種以上を含有させてもよい。この効果を安定して得るためには、これら成分の含有量は、合計で０．０００５％以上であることが好ましい。一方、これら成分の合計の含有量が０．０２５０％を超えると、介在物量が増大して鋼の清浄性が低下するので、却って靱性が低下する。したがって、これらの元素の合計含有量の上限を０．０２５０％とする。合計含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。
　本発明に係る溶接金属部は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなる。ここで「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　（Ｄ）母材部の金属組織
　本発明に係る母材部は、高強度と高い靱性とを両立するため、焼戻しマルテンサイトを主体とする金属組織を有することが望ましい。具体的には、焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％以上であることが望ましい。残部の組織については特に制限はないが、ベイナイト、フェライトおよびパーライトから選択される１種以上が含まれていてもよい。
　なお、本発明においては、金属組織は以下の方法により測定する。まず、母材部から、鋼管の肉厚中央部を含み、かつ、圧延方向に垂直な断面が観察面となるよう、観察用試験片を採取する。ここで、鋼管が溶接鋼管である場合には、観察用試験片は、溶接部から鋼管の周方向に１８０°離れた位置において採取することとする。以降の説明において、上記の「円周溶接部」と区別するため、溶接鋼管において、鋼管の長手方向に延びる溶接部を「長手方向溶接部」という。そして、観察面を研磨した後、ナイタールエッチングを行う。その後、倍率５００倍の光学顕微鏡にて撮影した組織写真から焼戻しマルテンサイトの面積率を求める。
　（Ｅ）機械特性
　本発明に係る鋼管溶接継手において、母材部の引張強さ、および円周溶接部の継手引張試験における引張強さ（以下、いずれの場合も「ＴＳ」という。）は、いずれも９８０ＭＰａ以上である。母材部および円周溶接部のＴＳがともに９８０ＭＰａ以上であれば、安定的に軽量化が行えるので、クレーンの大型化に対応可能なクレーンブームへの用途として、十分安定して用いることができる。
　母材部および円周溶接部のＴＳの好ましい下限は１０００ＭＰａである。また、母材部および円周溶接部のＴＳの好ましい上限は１１００ＭＰａである。なお、本発明に係る鋼管溶接継手において、母材部の降伏応力、および円周溶接部の継手引張試験における降伏応力（以下、いずれの場合も「ＹＳ」という。）は、いずれも８９０ＭＰａ以上であることが好ましく、９００ＭＰａ以上であることがより好ましい。
　なお、本発明において、母材部における引張強さおよび降伏応力は、母材部からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の１２Ｂ号試験片（幅２５ｍｍの円弧状試験片）を切り出して、室温大気中で引張試験を実施することによって測定する。また、円周溶接部の継手引張試験における引張強さおよび降伏応力は、鋼管溶接継手の長手方向と長さ方向が一致し、平行部の中央に円周溶接部が位置するよう採取されたＪＩＳ　Ｚ　３１２１：２０１３に準拠した３号試験片（平行部の幅：２０ｍｍ）を用いて測定することとする。すなわち、円周溶接部の強度が実質的に継手強度となる。ここで、母材部が溶接鋼管である場合には、引張試験用の試験片は、長手方向溶接部から鋼管の周方向に１８０°離れた位置において採取することとする。
　ここで、上記のような継手強度を実現するためには、溶接熱影響部における軟化を極力抑制する必要がある。そのため、本発明においては、母材部における平均硬さを３００ＨＶ１０以上とし、かつ、溶接熱影響部における平均軟化幅を４．０ｍｍ以下、平均軟化代を８０ＨＶ１０以下とする。
　なお、溶接熱影響部における最高硬さについては特に制限を設ける必要はないが、低温割れを抑制する観点からは、４１５ＨＶ１０以下とすることが好ましい。
　本発明において、「母材部における平均硬さ」、「溶接熱影響部における平均軟化幅」、「溶接熱影響部における平均軟化代」および「溶接熱影響部における最高硬さ」は、以下の手順で求めるものとする。
　鋼管長手方向に垂直な断面において、母材部での外表面から１．０ｍｍ位置、肉厚中央位置、内表面から１．０ｍｍ位置の３点で硬さ測定を行う。各測定値の平均値を算出することで、母材部における平均硬さを求める。
　図２は、溶接熱影響部における平均軟化幅および平均軟化代の測定方法を説明するための図である。図２ａに示すように、母材部１ａ，１ｂ、溶接金属部２ａ、および溶接熱影響部２ｂ，２ｃを含み、鋼管の軸を通る、鋼管長手方向に平行な断面を切り出す。
　そして、外表面から１．０ｍｍ位置、肉厚中央位置、内表面から１．０ｍｍ位置を通る鋼管長手方向に平行な３本の線上において、溶接金属部２ａと溶接熱影響部２ｂ，２ｃとの境界から母材部１ａ，１ｂ側にそれぞれ０．５ｍｍ離れた位置を含むように、１．０ｍｍ間隔で硬さ測定を行う。
　その後、図２ｂに示すように、硬さが最低となる測定点を特定し、最低硬さ位置とする。なお、硬さが最低となる測定点が複数存在する場合は、そのうち、最も母材部１ｂ側の測定点を最低硬さ位置とする。そして、上記の母材部における平均硬さと、最低硬さ位置における硬さとの差を軟化代とする。
　続いて、最低硬さ位置から母材部１ｂ側に向かって、硬さが低下に転じるまでの領域内において、隣り合う２点間の硬さが１０ＨＶ以上である母材部１ｂ側の測定点のうち、最も溶接金属部２ａから遠い測定点を特定し、外側軟化限位置とする。
　次に、最低硬さ位置から、溶接金属部２ａと溶接熱影響部２ｃとの境界までの領域内において、上記の外側軟化限位置での硬さに最も近い硬さを有する測定点を特定し、内側軟化限位置とする。そして、外側軟化限位置から内側軟化限位置までの、鋼管長手方向に平行な方向における距離を軟化幅とする。
　上記の軟化代および軟化幅を、溶接熱影響部２ｂ側および溶接熱影響部２ｃ側それぞれの、外表面から１．０ｍｍ位置、肉厚中央位置、および内表面から１．０ｍｍ位置の計６か所で測定し、それらの平均値を、溶接熱影響部における平均軟化幅および平均軟化代とする。
　さらに、溶接熱影響部２ｂ，２ｃでの硬さの全測定値のうち、最大となる値を、溶接熱影響部における最高硬さとする。なお、「ＨＶ１０」とは、試験力を９８Ｎ（１０ｋｇｆ）として、ビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する（ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１：２０２０を参照）。
　また、本発明に係る鋼管溶接継手において、母材部の－４０℃でのシャルピー衝撃値は７５Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。－４０℃でのシャルピー衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ２以上であれば、寒冷地での作業が行われるクレーンブームへの用途としても、十分安定して用いることができる。該継目無鋼管の－４０℃でのシャルピー衝撃値のより好ましい下限は１２５Ｊ／ｃｍ２であり、高ければ高いほど好ましい。
　（Ｆ）肉厚
　本発明に係る鋼管溶接継手における母材部の肉厚について、特に制限は設けない。しかし、母材部の肉厚が４５．０ｍｍを超えると、母材部でベイナイトが生じやすくなり、焼戻しマルテンサイト主体の組織とすることが難しくなる。したがって、母材部の肉厚は４５．０ｍｍ以下であることが好ましく、４０．０ｍｍ以下、３０．０ｍｍ以下または２０．０ｍｍ以下であるのがより好ましい。一方、鋼管溶接継手の強度を確保する観点からは、厚肉であるほど有利である。そのため、母材部の肉厚は５．０ｍｍ以上であることが好ましく、８．０ｍｍ超であることがより好ましく、１２．０ｍｍ超であることがさらに好ましい。これは、厚肉であるほど、溶接後の冷却速度増加に伴うＨＡＺ軟化抑制および変形に対する拘束力増加により、鋼管溶接継手の強度が増加する傾向にあるためである。
　（Ｇ）母材部の製造方法
　本発明に係る鋼管溶接継手の製造に用いられる母材部は、例えば、以下の方法によって製造することができる。なお、以下の説明においては、母材部が継目無鋼管である場合を例としているが、これに限定されない。
　前記（Ｂ）項で述べた化学組成を有する鋼を、一般的な低合金鋼と同様の方法で溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。なお、いわゆる「ラウンドＣＣ」法によって、製管用の円形ビレット形状を有する鋳片にしてもよい。
　次の工程として、鋳造されたインゴットまたは鋳片に、分塊圧延または熱間鍛造を施す。該工程は、最終的な熱間製管（例えば、熱間での穿孔、圧延および延伸工程による製管、または熱間押し出しプレスによる製管）に用いる素材を得る工程である。なお、上記「ラウンドＣＣ」法によって、円形ビレット形状とした鋳片は、直接それを用いて継目無鋼管に仕上げることができるので、必ずしも分塊圧延または熱間鍛造を施す必要はない。
　上記の分塊圧延または熱間鍛造で製造した、最終的な熱間製管に用いる素材および円形ビレット形状とした鋳片（以下、「鋼片」という。）に、以下に示す［ｉ］から［iv］までの工程を順に施して、本発明の継目無鋼管が製造される。
　［ｉ］：鋼片を１２００～１３００℃に加熱した後、断面減少率で４０～９９％の加工を行って素管を製造する、熱間製管工程
　上述した鋼片を１２００～１３００℃に加熱した後、断面減少率で４０～９９％の加工を行って所定の形状を有する素管を製造する。鋼片の加熱温度が１２００℃を下回ると、次の断面減少率が４０～９９％で加工する際の変形抵抗が大きくなって製管設備が受ける負荷が大きくなるし、疵または割れ等の加工不良を生じることがある。一方、鋼片の加熱温度が１３００℃を上回ると、高温粒界割れまたは延性低下をきたすことがある。したがって、熱間製管工程は、先ず、鋼片の加熱温度を１２００～１３００℃とする。
　鋼片の加熱温度が上記の範囲であっても、加熱後の熱間製管における断面減少率が４０％を下回ると、後述する［ii］の冷却工程を経ても、［iii］の焼入れ工程で微細な焼入れ組織にならず、継目無鋼管に所望の機械的特性を具備させることができない場合がある。一方、断面減少率で９９％を上回る製管工程には、製管設備の増設等が必要になる場合がある。したがって、熱間製管工程は、断面減少率で４０～９９％の加工を行うこととする。
　この［ｉ］の工程での加熱温度は、鋼片の表面における温度を指す。上記温度域での保持時間は、鋼片のサイズおよび形状にもよるが６０～３００分とすることが好ましい。また、熱間製管での素管仕上げ温度は８５０～９５０℃とすることが好ましい。上述の素管仕上げ温度は、素管の外表面における温度を指す。［ｉ］の工程において、加熱温度の好ましい下限は１２３０℃、また、好ましい上限は１２８０℃である。さらに、断面減少率の好ましい下限は５０％、また、好ましい上限は９０％である。
　［ii］：前記素管をＡｃ１点未満の温度まで冷却する、冷却工程
　所定の形状に仕上げられた素管は、［iii］の焼入れ工程で微細な焼入れ組織を得るためにＡｃ１点未満の温度まで冷却される。この際の冷却速度については、特に制限がない。なお、熱間製管後の素管には、一旦室温まで冷却した後で、再加熱して次の［iii］の工程を施してもよいし、熱間製管後に、Ａｃ１点未満の適宜の温度まで冷却した後、該温度から直接に加熱して次の［iii］の工程を施してもよい。この［ii］の工程での冷却温度は、素管の外表面における温度を指す。
　［iii］：冷却した素管をＡｃ３点～９５０℃に加熱した後、急冷する、焼入れ工程
　前記［ii］の工程で冷却した素管には、次に、Ａｃ３点～９５０℃の温度に加熱した後で急冷する焼入れ処理が施される。加熱温度がＡｃ３点未満であると、オーステナイト化が完了しないので、継目無鋼管に所定の機械的特性を具備させることができない場合がある。一方、加熱温度が９５０℃を超えると、１回の焼入れ処理では、微細なオーステナイト粒が得られず、継目無鋼管に所定の機械的特性を具備させることができない場合がある。したがって、焼入れ処理の際の加熱温度はＡｃ３点～９５０℃とする。
　上記加熱温度での保持時間は、素管のサイズにもよるが５～３０分とすることが好ましい。ほぼ均一な加熱が可能であれば、誘導加熱を用いた短時間の急速加熱処理であっても構わない。この［iii］の工程での加熱温度は、素管の外表面における温度を指す。急冷には、十分な焼入れ組織が得られるのであれば、水冷または油冷など適宜の方法を用いればよい。［iii］の工程において、加熱温度の好ましい下限は８８０℃、また、好ましい上限は９２０℃である。
　［iv］：焼入れした素管を５００～６００℃に加熱した後、室温まで冷却する、焼戻し工程
　前記［iii］の工程で焼入れした素管には、継目無鋼管としての所定の機械的特性を具備させるために、５００～６００℃に加熱した後、室温まで冷却する、焼戻し処理が施される。前記（Ｂ）項で述べた化学組成の場合には、焼戻しの加熱温度が５００℃を下回ると、所定の強度（ＴＳ）は確保できても低温靱性が低下して、－４０℃でのシャルピー衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ２を下回ることがある。一方、焼戻しの加熱温度が６００℃を上回ると、所定の低温靱性（－４０℃でのシャルピー衝撃値）は得られても強度が低下して、ＴＳが９８０ＭＰａ以上という高強度を確保できないことがある。したがって、焼戻し処理の際の加熱温度は５００～６００℃とする。
　上記加熱温度での保持時間は、素管のサイズにもよるが３０～６０分とすることが好ましい。この［iv］の工程での加熱温度は、素管の外表面における温度を指す。焼戻しの際の冷却速度については、特に制限がない。このため、大気中での放冷、強制風冷、ミスト冷却、油冷、水冷等、設備に応じた冷却を行えばよい。［iv］の工程において、加熱温度の好ましい下限は５２５℃、また、好ましい上限は５７５℃である。
　（Ｈ）鋼管溶接継手の製造方法
　上記の方法により製造された母材部の管端同士を突き合わせた状態で、ソリッドワイヤまたはフラックス入りワイヤ等の溶接材料を用いて円周溶接を行うことによって、鋼管溶接継手を製造することができる。
　溶接熱影響部における軟化を抑制するためには、低入熱による溶接を行う必要がある。また、生産効率を上げるため、初層溶接を低入熱で行った場合であっても、２層目以降は徐々に入熱量を上げるのが一般的である。しかしながら、本発明においては、継手強度を確保する観点から、初層から最終層まで０．５ｋＪ／ｍｍ以下の低入熱で溶接を行うこととする。
　加えて、初層から最終層まで低入熱で溶接を行うことで、母材部から溶接金属部への合金元素の流入を最小限に抑制し、特に、溶接金属部におけるＢ含有量を低減することが可能となる。これにより、凝固割れ等の高温割れの発生を抑制することができる。
　また、通常の施工においては、低温割れを防止するために、溶接前の予熱が行われる。しかしながら、本発明においては、溶接熱影響部における軟化を抑制するため、予熱は行わず、層間温度も低めで管理する。具体的には、層間温度は、１５０℃以下とする。
　なお、その他の溶接条件としては一般的な条件で行えばよく、例えば、ガスシールドアーク溶接が用いられる。この場合、溶接における電流値、電圧値、溶接速度、シールドガスは公知の技術から適宜選択することができる。また、溶接材料の種類についても特に制限はないが、溶接金属部の化学組成が上記規定を満足するような溶接材料を選択する必要がある。
　また、円周溶接を行うに際しては、多層盛溶接を行うことが好ましい。肉厚が５．０ｍｍ以上の場合において、通常のガスシールドアーク溶接等では、１層のみで溶接を行うことは困難である。レーザー溶接等を用いれば１層のみで溶接を行うことは可能であるが、その場合は、大入熱にするか、開先の間隔を狭く、かつ開先角度を小さくする必要がある。前者の場合は、上述のように母材部から溶接金属部へのＢの流入が顕著となるため好ましくない。
　一方、開先の間隔を狭く、かつ開先角度を小さくすると、溶接欠陥が生じ、それにより、継手の疲労強度が低下するおそれがある。そのため、継手の疲労強度を確保する観点から、開先の間隔を十分に確保した上で、多層盛溶接を行うことが好ましい。すなわち、溶接金属部は、多層盛溶接金属であることが好ましい。
　同様の理由により、図２に示される溶接金属部の幅Ｗは７．０ｍｍ超であることが好ましく、９．０ｍｍ以上であることがより好ましい。図２を用いて、溶接金属部の幅Ｗの測定方法について説明する。図２に示されるように、鋼管の軸を通る、鋼管長手方向に平行な断面において、溶接金属部２ａと溶接熱影響部２ｂとの境界が、鋼管溶接継手の外表面と交わる交点２ｄを特定する。同様に、溶接金属部２ａと溶接熱影響部２ｃとの境界が、鋼管溶接継手の外表面と交わる交点２ｅを特定する。そして、交点２ｄと交点２ｅとの、鋼管長手方向における距離が、溶接金属部の幅Ｗとなる。
　以下、実施例によって、本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｈを溶製し、転炉－連続鋳造プロセスにより、矩形ビレットを鋳造した。矩形ビレットは、さらに熱間鍛造により円形ビレットに成形し、室温まで冷却した。
　表１中の鋼Ａ～Ｅは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼Ｆ～Ｈは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。なお、表１には、下記の式（ｉ）および式（ii）から求めたＡｃ１点およびＡｃ３点を併せて示した。
　Ａｃ１点（℃）＝７２３＋２９．１×Ｓｉ－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋１６．９×Ｃｒ・・・（ｉ）
　Ａｃ３点（℃）＝９１０－２０３×Ｃ０．５＋４４．７×Ｓｉ－１５．２×Ｎｉ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ－（３０×Ｍｎ＋１１×Ｃｒ＋２０×Ｃｕ－７００×Ｐ－４００×Ａｌ－４００×Ｔｉ）・・・（ii）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記の円形ビレットを、１２４０℃で加熱し、マンネスマン－マンドレル方式によって、仕上げ温度が８５０～９５０℃の範囲になるように、外径１１４．３ｍｍ、肉厚が８．６ｍｍの継目無鋼管を２つずつ作製し、室温まで冷却した。ここで、比較的薄肉である鋼管を作製した理由は、鋼管溶接継手の強度の観点から不利となる薄肉の鋼管にて当該強度を確保可能であれば、それより厚肉の鋼管でも十分に当該強度を確保可能と想定されたためである。このようにして得た各継目無鋼管を、表２に示す条件で、焼入れおよび焼戻しを施して、鋼管母材を製造した。なお、焼入れは全て水焼入れによって実施した。焼戻しの際の冷却は全て大気中での放冷とした。
　その後、各鋼管溶接継手の母材部から、圧延方向に垂直な断面が観察面となるよう、観察用試験片を採取し、観察面を研磨した後、ナイタールエッチングを行った。その後、倍率５００倍の光学顕微鏡にて撮影した組織写真から焼戻しマルテンサイトの面積率を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　続いて、得られた２つの鋼管母材の端部に、開先角度が６０°となるように開先を加工した後、端部同士を突き合わせた状態で、表２に示す条件でガスシールドアーク溶接による円周溶接を行い、鋼管溶接継手（試験番号１～１２）を製造した。円周溶接を行うに際しては、日鉄溶接工業株式会社製高張力鋼用ソリッドワイヤ（ＹＭ－１００Ａ）を溶接材料として使用し、シールドガスとしてＡｒ－２０％ＣＯ２を用いた。また、裏当て材を使用し、開先同士の間隔は０ｍｍとした。得られた各鋼管溶接継手について、溶接金属部の初層溶接部における化学組成を測定した結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　次に、各鋼管溶接継手の母材部から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の附属書Ｅに記載された１２Ｂ号試験片（幅２５ｍｍの円弧状試験片）を切り出した。ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して、室温大気中で引張試験を実施し、ＹＳおよびＴＳを求めた。また、各鋼管溶接継手の母材部から、ノッチ面を管軸方向と肉厚（管径）方向を含む面として、管軸方向と長さ方向が一致するように、幅が１０ｍｍ、厚さが５ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片を各３本ずつ切り出した。そして、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に準拠して、－４０℃にてシャルピー衝撃試験を実施した。各３本の吸収エネルギーの平均値から、衝撃値を求めた。具体的には、測定された吸収エネルギー（Ｊ）を、試験片の長さ方向に垂直で、かつ、ノッチ位置における断面積（例えば、厚さ５ｍｍの場合、幅８ｍｍ×厚さ５ｍｍ＝０．４ｃｍ２）で除して求めた。
　続いて、各鋼管溶接継手の長手方向と長さ方向が一致し、平行部の中央に円周溶接部が位置するよう採取されたＪＩＳ　Ｚ　３１２１：２０１３に準拠した３号試験片（平行部の幅：２０ｍｍ）を用いて、円周溶接部の継手引張試験を実施し、ＹＳおよびＴＳを求めた。
　さらに、上述した手順により、「母材部における平均硬さ」、「溶接熱影響部における平均軟化幅」、「溶接熱影響部における平均軟化代」、「溶接熱影響部における最高硬さ」および「溶接金属部の幅Ｗ」を測定した。
　そして、以下の方法によって、耐凝固割れ性および耐低温割れ性を評価した。具体的には、Ｃ形ジグ拘束突合せ溶接割れ試験方法により凝固割れの有無を評価し、ｙ形溶接割れ試験方法により低温割れの有無を評価した。各試験方法について、以下により詳しく説明する。
　まず、上記の鋼Ａ～Ｈからスラブを作製し、１２５０℃で６０分加熱した後、１０００～１２５０℃の温度範囲で熱間圧延を施し、肉厚が８．６ｍｍの鋼板を作製した。続いて、表２に示す条件で焼入れおよび焼戻しを施し、各試験番号に対応する鋼板を得た。
　得られた鋼板から１２０ｍｍ×２００ｍｍの鋼板を２枚切り出した後、開先形状を形成し、図３に示す形状の試験板を作製した。そして、ＪＩＳ　Ｚ　３１５５：１９９３に準拠して、Ｃ形ジグ拘束突合せ溶接割れ試験を実施した。この際、溶接ビードを２本形成し、溶接条件は、表２に示される条件と同一とした。その後、ＪＩＳ　Ｚ　３１５５：１９９３に記載の方法で割れの有無を調査した。そして、２本の溶接ビードのうち、いずれも割れが観察されなかった場合に、凝固割れ無し（Ａ）と評価した。また、１つで割れが観察された場合に、凝固割れ有り（Ｂ）、２つともで割れが観察された場合に、凝固割れ有り（Ｃ）と評価することとした。本実施例では、低温割れ無し（Ａ）の場合にのみ、優れた耐低温割れ性を有すると判定した。
　また、上記した鋼板から１５０ｍｍ×２００ｍｍの鋼板を切り出し、直径８ｍｍの孔を４か所に形成してから、２か所ずつの孔を繋ぐように、幅５ｍｍの溝を２本形成した。その後、２本の溝の間に放電加工により開先を形成し、図４に示す形状の試験板を作製した。そして、試験板の形状以外については、ＪＩＳ　Ｚ　３１５８：２０１６に準拠して、ｙ形溶接割れ試験を実施した。この際、溶接条件は、表２に示される条件と同一とした。その後、ＪＩＳ　Ｚ　３１５８：２０１６に記載の方法で割れの有無を調査した。なお、割れの調査は、形成した溶接ビードを４等分した５断面について行った。そして、全ての断面で割れが観察されなかった場合に、低温割れ無し（Ａ）と評価した。また、２つ以下の断面で割れが観察された場合に、低温割れ有り（Ｂ）、３つ以上の断面で割れが観察された場合に、低温割れ有り（Ｃ）と評価することとした。本実施例では、凝固割れ無し（Ａ）または凝固割れ有り（Ｂ）の場合を、優れた耐凝固割れ性を有すると判定した。
　表４に、上記の各調査結果をまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示されるように、本発明の規定を全て満足する試験番号１～５では、高い継手強度と、優れた耐凝固割れ性および耐低温割れ性を有する結果となった。これらに対して、本発明の規定を満足しない比較例である試験番号６～１２では、継手強度、耐凝固割れ性および耐低温割れ性の少なくともいずれかが劣化する結果となった。
　実施例１と同様に、表５に示す化学組成を有する鋼Ｉ～Ｐを溶製し、転炉－連続鋳造プロセスにより、矩形ビレットを鋳造した。矩形ビレットは、さらに熱間鍛造により円形ビレットに成形し、室温まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記の円形ビレットを、１２４０℃で加熱し、マンネスマン－マンドレル方式によって、仕上げ温度が８５０～９５０℃の範囲になるように、表６に示す外径および肉厚を有する継目無鋼管を２つずつ作製し、室温まで冷却した。このようにして得た各継目無鋼管を、表６に示す条件で、焼入れおよび焼戻しを施して、鋼管母材を製造した。なお、焼入れは全て水焼入れによって実施した。焼戻しの際の冷却は全て大気中での放冷とした。
　その後、各鋼管溶接継手の母材部から、圧延方向に垂直な断面が観察面となるよう、観察用試験片を採取し、観察面を研磨した後、ナイタールエッチングを行った。その後、倍率５００倍の光学顕微鏡にて撮影した組織写真から焼戻しマルテンサイトの面積率を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　続いて、得られた２つの鋼管母材の端部に、開先角度が６０°となるように開先を加工した後、端部同士を突き合わせた状態で、表６に示す条件でガスシールドアーク溶接による円周溶接を行い、鋼管溶接継手（試験番号１３～２０）を製造した。円周溶接を行うに際しては、表７に示す化学組成を有する溶接材料を使用し、シールドガスとしてＡｒ－２０％ＣＯ２を用いた。また、裏当て材を使用し、開先同士の間隔は０ｍｍとした。得られた各鋼管溶接継手について、溶接金属部の初層溶接部における化学組成を測定した結果を表８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　次に、実施例１と同一の方法で、母材部のＹＳ、ＴＳおよびシャルピー衝撃値、円周溶接部の継手引張試験におけるＹＳおよびＴＳ、「母材部における平均硬さ」、「溶接熱影響部における平均軟化幅」、「溶接熱影響部における平均軟化代」、「溶接熱影響部における最高硬さ」ならびに「溶接金属部の幅Ｗ」を測定した。さらに、実施例１と同一の方法によって、耐凝固割れ性および耐低温割れ性を評価した。
　表９に、上記の各調査結果をまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表９に示されるように、本発明の規定を全て満足する試験番号１３～２０では、高い継手強度と、優れた耐凝固割れ性および耐低温割れ性を有する結果となった。
　本発明によれば、高い継手強度と優れた耐低温割れ性とを有する鋼管溶接継手を得ることが可能である。そのため、本発明に係る鋼管溶接継手は、機械構造部材用、なかでもクレーンブーム用として好適である。
　１ａ，１ｂ　母材部
　２　円周溶接部
　２ａ　溶接金属部
　２ｂ，２ｃ　溶接熱影響部
　２ｄ，２ｅ　交点
　１０　鋼管溶接継手

 

Claims (3)

  1. 　母材部と円周溶接部とを含む鋼管溶接継手であって、
    　前記円周溶接部は、溶接金属部および溶接熱影響部によって構成され、
    　前記母材部の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１０～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｎ：０．０５～１．２０％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ｃｕ：０．２０％以下、
    　Ｎ：０．００７％以下、
    　Ｎｉ：０．２０～０．５０％、
    　Ｃｒ：０．３０％以上０．５０％未満、
    　Ｍｏ：０．３０～０．５０％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．０５％、
    　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    　Ｂ：０．０００５～０．００２０％、
    　Ｔｉ：０．００３～０．０５０％、
    　Ｖ：０．０１～０．２０％、
    　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれか１種以上の合計：０～０．０２５０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記［Ａ］式で表わされるＰｃｍの値が０．２５～０．３０であり、
    　前記溶接金属部の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０４～０．１４％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｎ：１．００～２．００％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｎ：０．００７％以下、
    　Ｎｉ：２．５０～３．００％、
    　Ｃｒ：０．９０％以上１．４０％未満、
    　Ｍｏ：０．４０～０．９０％、
    　Ｎｂ：０．０１０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０％以下、
    　Ｂ：０．００１０％以下、
    　Ｔｉ：０．００３～０．０５０％、
    　Ｖ：０．０１～０．２０％、
    　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのいずれか１種以上の合計：０～０．０２５０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　前記母材部の引張強さ、および前記円周溶接部の継手引張試験における引張強さが、いずれも９８０ＭＰａ以上であり、
    　前記母材部における平均硬さが３００ＨＶ１０以上であり、前記溶接熱影響部における平均軟化幅が４．０ｍｍ以下であり、前記溶接熱影響部における平均軟化代が８０ＨＶ１０以下である、
    　鋼管溶接継手。
    　Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ　　・・・［Ａ］
    　但し、［Ａ］式中の元素記号は、各元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、含有されない場合はゼロとする。
  2. 　前記母材部の金属組織が、面積％で、
    　焼戻しマルテンサイト：９０％以上である、
    　請求項１に記載の鋼管溶接継手。
  3. 　前記溶接金属部が、多層盛溶接金属である、
    　請求項１または請求項２に記載の鋼管溶接継手。

     
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