CN103874558A - 焊接热影响部韧性优良的焊接钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供生产率优良、并且不会使焊接内部品质劣化、焊接热影响部韧性优良的焊接钢管。一种焊接热影响部韧性优良的焊接钢管，其具有在先对内表面或外表面中的任意一个表面进行了焊接的内外表面各一层的对焊部，其特征在于，在焊接热影响部的金属组织中，岛状马氏体(MA)面积百分率为4%以下，平均原奥氏体粒径为400μm以下，并且考虑了通过在先焊接和后续焊接形成的焊接热影响部的平均原奥氏体粒径、通过在先焊接和后续焊接形成的焊缝的距焊缝前端5mm的位置处的焊缝宽度、在先焊接和后续焊接的焊缝的熔合线倾斜角等。

Description

焊接热影响部韧性优良的焊接钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及通过利用冷弯曲加工将厚钢板成形为筒状、并焊接对接部而制造的焊接钢管(welded steel pipe)，涉及作为天然气(natural gas)和原油(crude oil)用管线管(line pipe)用焊接钢管适合的焊接热影响部韧性(welded heat affected zone toughness)优良的焊接钢管。
背景技术
作为天然气和原油运输使用的管线管，为了实现高压作业的运输效率(transportation efficiency)的提高，正在不断进行高强度化、厚壁(heavy-walled)化。另外，在运输天然气的海底管道(sub sea pipeline)***中，铺设深度(laying depth)越深，越能确保铺设时的耐压曲强度(buckling resistance)，从作业时的耐水压强度以及对潮流的安全性的观点出发，要求更厚壁的管线管。
另一方面，高压下使用在海底铺设的管线管的情况下，在作业停止时气体发生断热性地减压(adiabatically-depressurization)，其结果，管体的温度有可能降低。因此，对于在海底铺设的管线管而言，对在比一直以来的以海水温度为基准的标准温度更低的温度下的韧性的要求增多。另一方面，管厚越增大，确保强度所必须的合金元素的添加量越增加，另外，接缝部的必要焊接输入热量增大，因此，难以确保焊接热影响部的韧性。
如上所述，在海底铺设的管线管，确保在标准温度下的焊接热影响部韧性极其困难。
针对这样的课题，专利文献1和2中公开了如下方法：通常，通过进行内外表面各一层的对焊，对内表面1～2层、外表面2层或内表面1层、外表面3层进行多层焊接(multi-pass welding)，降低各焊接的焊接输入热量，确保焊接热影响部韧性。另外，专利文献3和4中公开了如下方法：通过对定位焊接部(tack-welded portion)进行研削而使其平滑，使焊接稳定，确保焊接热影响部韧性。专利文献5中公开了如下方法：通过残留定位焊接而进行内外表面的焊接，降低焊接截面积，其结果，降低焊接输入热量，确保焊接热影响部韧性。
另外，专利文献6中公开了如下方法：通过焊接热影响部的化学成分的最佳化与加速冷却速度(cooling rate)的组合，使焊接热影响部组织成为靭性高的组织，确保韧性。专利文献7和8中提出了如下方法：通过使用直径比一般细的丝，在低输入热量下确保深的熔深(deeppenetration)，降低焊接输入热量，由此，使焊接热影响部韧性提高。
另外，在专利文献9和10中公开了如下方法：通过分别将焊缝宽度(bead width)、焊缝截面积(bead section area)控制为最佳，确保焊接热影响部韧性。另外，专利文献11中公开了如下方法：通过规定内外表面输入热量平衡以及内表面输入热量的与管厚对应的上限，改善也包括在会合部(cross bond)附近生成的ICCGHAZ(Inter Critical CoarseGrain Heat Affected Zone：由通过在先焊接形成的熔合线附近的粗大粒子构成的焊接热影响部通过后续焊接而被再加热至Ac1～Ac3相变点的区域)的焊接热影响部韧性。另外，专利文献12中公开了如下方法：规定通过内外表面焊接形成的焊接热影响部的奥氏体粒径以及焊缝倾斜角，由此，改善也包括在会合部附近生成的ICCGHAZ的焊接热影响部韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-328255号公报
专利文献2：日本特开平10-277744号公报
专利文献3：日本特开平8-57642号公报
专利文献4：日本特开2003-136130号公报
专利文献5：日本特开2001-113374号公报
专利文献6：日本特开2004-99930号公报
专利文献7：日本特开2006-272377号公报
专利文献8：日本特开2007-268564号公报
专利文献9：日本特开2009-214127号公报
专利文献10：日本特开2009-233679号公报
专利文献11：日本特开2009-241128号公报
专利文献12：日本特开2009-202167号公报
发明内容
发明要解决的问题
但是，像专利文献1、2那样增加对焊的层叠数、以及像专利文献3、4那样研削定位焊接部，均导致工时的增大，显著的生产率降低成为问题。
另外，像专利文献5那样残留定位焊接而进行焊接，还需要注意定位焊接部的韧性确保和焊接缺陷的降低。另外，为了得到定位焊接的焊接速度降低和靭性高的定位焊接金属，需要进行焊接材料的组合的选择等，该技术的实现性存在困难。另外，API(美国石油协会，American Petroleum Institute)等的适用于管线管的标准中，规定需要以不残留定位焊接的方式进行接缝焊接，因此，在这些标准品的制造中不能采用这些技术。
专利文献6中，以通过控制成分以及焊接输入热量使焊接热影响部成为高韧性的组织作为目标，但应用于厚壁材料必须增大焊接输入热量，难以得到期望的高韧性的焊接热影响部组织。
像专利文献7和8那样使用直径细的丝降低焊接输入热量的方法，对于通过1道次的焊接形成的CGHAZ(Coarse grain HAZ；粗粒热影响部)是有效的，但对于通过2道次的焊接形成的ICCGHAZ来说，仅通过降低焊接输入热量无法得到充分的韧性，难以确保韧性。
专利文献9和10也同样地以降低焊接输入热量作为目标，但难以确保ICCGHAZ的韧性。
专利文献11和12中，通过控制内外表面输入热量平衡以及控制焊缝倾斜角，不仅能够确保CGHAZ的韧性，也能够确保ICCGHAZ的韧性。但是，确保ICCGHAZ的韧性的方法是主要着眼于过度降低内外表面焊接输入热量的方法。进行这样的焊接施工会助长焊接缺陷等的产生，不能说是上策。
因此，本发明中，为了解决上述问题，其目的在于，提供生产率优良、并且不会使焊接内部品质劣化、焊接热影响部韧性优良的焊接钢管。
用于解决问题的方法
本发明人为了确保高生产率，以内外表面各一层的方式进行焊接管的长度方向的焊接。并且，没有进行对也包括健全地焊接后的部分的定位焊接部的切削等，对得到该焊接部中优良的焊接热影响部韧性的微观组织、焊接熔深形状以及用于实现其的钢材成分、焊接条件进行了各种研究。
需要说明的是，本发明主要以在海底铺设的厚壁高强度管线管作为对象，因此，作为焊接热影响部韧性的评价方法，通过DNV-OS-F101中规定的夏比试验的方法来实施。
首先，在通过DNV-OS-F101中要求的焊接热影响部的夏比试验特别难以确保韧性的、图1的内表面FL(熔合线，Fusion line)切口、外表面FL切口、会合部FL切口处进行试验，进行作为断裂起点(fractureinitiation)的组织的鉴定。其结果，在内外表面FL切口处，从被称为CGHAZ的FL附近的粗粒组织区域开始发生断裂。更加详细而言，进行断裂起点部的组织观察时，可知断裂起点为发生富集了化学成分的显微偏析的部分，被称为岛状马氏体(Martensite Austenite constituent)的硬质第二相在作为母相的贝氏体的板条之间大量生成并聚集。另外，对会合部FL切口也同样地考察断裂起点。可知断裂起点是被称为ICCGHAZ的上述CGHAZ的组织通过后续的焊接热影响而被再加热至双相区的区域。另外，详细考察该微观组织时，成为断裂起点的ICCGHAZ，由CGHAZ的组织进一步在晶界上也大量生成MA，与外表面FL的情况相同，多数情况下断裂起点位置与显微偏析(microsegregation)位置一致。
因此，首先进行了通过改善这些HAZ组织来确保韧性的研究。为了改善HAZ韧性，根据上述组织的特征，接受了焊接热历史后的原奥氏体粒径(prior austenite grain size)的微小化以及MA的降低是有效的。可知为了使原奥氏体粒径微小化，Ti的微量添加以及焊接输入热量的降低是有效的。另一方面可知，为了降低MA，具有降低硬质第二相的总量的效果的C的降低是有效的，为了降低硬质第二相(hard secondphase)转变成MA的容易性，可以降低合金元素。
另外，在该合金元素中，Si、Al、Nb对该效果具有特别大的作用。P通过P自身的效果来降低MA的效果很小，但通过降低P，显微偏析的生成得到抑制，能够降低上述MA聚集的区域。其结果，也得到能够改善焊接热影响部韧性的见解。
基于如上所述的见解，发现考虑到各合金元素对MA生成产生的功能和影响的后述式(5)所定义的PMA成为焊接热影响部韧性的指标。即可知，通过使该PMA为5.0以下，能够抑制在焊接热影响部生成的MA的生成，从而能够大幅提高韧性。需要说明的是，PMA是使焊接热影响部中的MA的生成程度参数化的指标，为了使焊接热影响部韧性提高，确认到其越低越好。
另外，如专利文献12所示可知，对于内外表面FL切口夏比试验，通过使内外表面焊缝倾斜角增大，能够改善韧性。
通过以上的对策，能够确保内外表面FL切口的韧性，但对于会合部FL来说不充分。其原因在于ICCGHAZ本身的韧性值。即使采取上述对策，ICCGHAZ的韧性改善也小，其结果，无法稳定地确保会合部FL的韧性值。
因此，本发明人接着考察了在会合部FL切口稳定地得到高韧性值的方法。其结果，会合部FL切口的韧性值受到切口底部中ICCGHAZ所占的长度的影响很大。可知越是缩小ICCGHAZ的长度，低韧性值发生的概率越小。因此，接着对用于缩小在会合部附近生成的ICCGHAZ长度的焊缝形状以及焊接输入热量进行了研究。其结果可知，在进行内表面焊接接着进行外表面焊接而焊接2层的情况下，通过降低内外表面的总输入热量、缩小搭接长度(内表面焊接部与外表面焊接部重叠的部分的管厚方向的长度)、以及增大内表面焊接的焊缝宽度三种方式，能够缩小ICCGHAZ长度。后述PLBZM、式(1)以及PLBZS、式(6)是基于这些结果制作的式子。可知通过该式计算的值越小，越能够缩小ICCGHAZ长度，从而可以使会合部FL切口的韧性值稳定。
本发明基于所得到的见解进一步进行研究而完成。
一种焊接热影响部韧性优良的焊接钢管，其具有在先对内表面或外表面中的任意一个表面进行了焊接的内外表面各一层的对焊部，其特征在于，
在焊接热影响部的金属组织中，岛状马氏体(MA)面积百分率为4%以下，
平均原奥氏体粒径为400μm以下，
通过下述式(1)计算的PLBZM为1400以下，
并且，通过下述式(2)和(3)分别计算的CM1和CM2为13以下，
PLBZM=1.62D1t+0.84D2t-39t-89R1+81L+1510    式(1)
CM1=0.0012(90-(K1+15))D1     式(2)
CM2=0.0012(90-(K2+15))D2     式(3)
其中，
D1(μm)：通过在先焊接形成的焊接热影响部的平均原奥氏体粒径，
D2(μm)：通过后续焊接形成的焊接热影响部的平均原奥氏体粒径，
R1(mm)：通过在先焊接形成的焊缝的距焊缝前端5mm的位置处的焊缝宽度，
L(mm)：内外表面焊接的搭接长度，
t(mm)：管厚，
K1(°)：在先焊接的焊缝的熔合线倾斜角，
K2(°)：后续焊接的焊缝的熔合线倾斜角。
如[1]所述的焊接热影响部靭性优良的焊接钢管，其特征在于，
焊接钢管的化学成分，以质量%计含有C：0.03～0.08%、Si：0.01～0.20%、Mn：1.0～2.2%、P：0.015%以下、Al：0.001～0.05%、Nb：0.005～0.050%、Ti：0.005～0.030%、N：0.0020～0.0080%，还含有选自Cu：0.10～0.50%、Ni：0.10～1.00%、Cr：0.10～0.40%、Mo：0.10～0.30%、V：0.005～0.030%、B：0.0005～0.0030%中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
由下述式(4)表示的Ceq为0.30≤Ceq≤0.50，
由下述式(5)表示的PMA为5.0以下，
Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5     式(4)
PMA=100000(C-0.0218)(0.2Si+0.5Al)(2(C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B)+2.5Nb)(10/(50P+2.5))-2  式(5)
其中，各式的右边的元素符号表示各自的含量(质量%)。
如[2]所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管，其特征在于，以质量%计还含有选自Ca：0.0005～0.0100%、Mg：0.0005～0.0100%、REM：0.0005～0.0200%、Zr：0.0005～0.0300%中的一种以上。
一种[2]～[3]中任一项所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管的制造方法，其通过多电极埋弧焊法在先对内表面或外表面中的任意一个表面进行焊接并且焊接内外表面各一层，其特征在于，
由下述式(6)表示的PLBZS为1400以下，
由下述式(7)和(8)计算的CS1和CS2为16以下，
PLBZS=135HI1+70HI2-39t-89R1+81L+1510    式(6)
CS1=(90-(K1+15))HI1/t    式(7)
CS2=(90-(K2+15))HI2/t   式(8)
其中，
HI1(kJ/mm)：在先焊接的焊接输入热量，
HI2(kJ/mm)：后续焊接的焊接输入热量，
R1(mm)：在先焊接的焊缝的距焊缝前端5mm的位置处的焊缝宽度，
L(mm)：内外表面焊缝的搭接长度，
t(mm)：管厚，
K1(°)：在先焊接的焊缝的熔合线倾斜角，
K2(°)：后续焊接的焊缝的熔合线倾斜角。
如[4]所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管的制造方法，其特征在于，在所述后续焊接的多电极埋弧焊中，至少第一电极使用直径为3.5mm以下的焊丝。
如[4]或[5]所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管的制造方法，其特征在于，进行所述后续焊接的一侧的坡口形状为表面侧坡口角度为90°以上且管厚中央侧坡口角度为60°以下的2段坡口形状。
如[6]所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管的制造方法，其特征在于，进行所述后续焊接的一侧的表面侧坡口深度为管厚的1/3以上。
发明效果
根据本发明，能够以低成本并且生产率良好地制造焊接热影响部靭性优良的管线管用焊接钢管，在产业上极其有效。
附图说明
图1是表示V切口夏比试验片的裁取位置的图。
图2是表示搭接长度的测定方法的图。
图3是表示内外表面FL角的测定方法的图。
具体实施方式
以下对用于实施本发明的方式具体进行说明。
本发明的(1)的焊接钢管的原材钢板没有特别规定，但在制作X70和X80这样的高强度管线管的情况下，优选通过在采用控制轧制的基础上适当采用加速冷却和直接淬火-回火来确保强度以及韧性。
本发明中，对焊接钢管的焊接部的形状、焊接热影响部的微观组织进行规定。以下，说明其限定理由。
PLBZM(式(1))、PLBZS(式(6))：1400以下
PLBZM和PLBZS均为在会合部附近生成的ICCGHAZ的长度的指标，该值越小，ICCGHAZ长度越小，会合部FL韧性提高。另一方面，过度缩小PLBZM以及PLBZS，会引起焊接输入热量的过度降低和搭接长度的减小等，助长焊接缺陷的发生。
PLBZM用下述式(1)定义。
PLBZM=1.62D1t+0.84D2t-39t-89R1+81L+1510 式(1)
其中，D1(μm)为通过在先焊接形成的焊接热影响部的平均原奥氏体粒径，D2(μm)为通过后续焊接形成的焊接热影响部的平均原奥氏体粒径。D1以及D2可以通过以下的方法测定。用于这些式子的焊接热影响部的平均原奥氏体粒径表示由在焊接部截面中与熔合线接触的10个以上的原奥氏体粒子计算的平均圆当量直径。测定方法从接缝焊接部上裁取在焊接长度方向上观察的显微观察用样品。将观察面进行研磨后，通过硝酸化乙醇腐蚀液和苦味酸这样的能够使钢铁材料的原奥氏体粒子显示出来的蚀刻法进行蚀刻。通过光学显微镜拍摄照片，测定该照片的各原奥氏体粒子的面积，求出圆当量直径。本测定方法求出某个截面中的原奥氏体粒径，在本发明中作为对象的约50μm～约500μm的粒径的情况下，与实际粒径的误差很小。公知的是，原奥氏体粒子越微小，其内部的组织也越微细，靭性提高。
R1(mm)为通过在先焊接形成的焊缝的距焊缝前端5mm的位置处的焊缝宽度。测定使用上述显微样品。原本将焊缝前端假定为圆，求出其直径，能得到更正确的值。但是，该方法中，根据测定者不同而误差增大，或需要使用特別的图像处理PC软件。因此，作为能够简便地测定的方法，测定距焊缝前端5mm的位置处的焊缝宽度。
L(mm)为内外表面焊接的搭接长度(lap)。搭接长度是内表面焊接部与外表面焊接部重叠的部分的管厚方向的长度。测定方法如图2所示，使用上述显微样品，测定外表面焊缝的底部与内表面焊缝的底部的管厚方向的距离。此时，内表面焊缝的底部被外表面焊缝熔融而不能确定位置，因此，画出将内表面焊缝被外表面焊缝融合的左右两点(称为根部)作为底边的角度30°的直角三角形，将构成该60°的角的点与外表面焊缝的底部的部分的管厚方向的距离作为搭接长度。内外表面焊接的搭接长度越小，在会合部附近生成的ICCGHAZ的面积越小，靭性提高。t(mm)为管厚。测定在制管后用厚度计进行。
PLBZS用下述式定义。
PLBZS=135HI1+70HI2-39t-89R1+81L+1510  式(6)
其中，HI1(kJ/mm)为在先焊接的焊接输入热量，HI2(kJ/mm)为后续焊接的焊接输入热量。
R1(mm)为通过在先焊接形成的焊缝的距焊缝前端5mm的位置处的焊缝宽度，L(mm)为内外表面焊缝的搭接长度。
需要说明的是，用于导出PLBZ的形状参数均是由用硝酸化乙醇腐蚀液等使将接缝焊接部沿焊接线方向垂直地切断的面的组织显现出来的样品进行测定的。焊接热影响部的平均原奥氏体粒径表示由焊接部截面中与熔合线接触的10个以上的原奥氏体粒子计算的平均圆当量直径。
如果PLBZM以及PLBZS为1400以下，则能够在防止焊接缺陷发生的同时，确保会合部FL韧性，因此，将上限设为1400。更优选为1300以下。
CM1、CM2：13以下、CS1、CS2：16以下
CM1(式(2))、CM2(式(3))以及CS1(式(7))、CS2(式(8))均为内外表面FL韧性的指标。降低焊接热影响部的平均原奥氏体粒径或焊接输入热量和熔合线的角度，这些参数减小，内外表面FL韧性提高。
CM1=0.0012(90-(K1+15))D1  式(2)
CM2=0.0012(90-(K2+15))D2  式(3)
其中，K1(°)为在先焊接的焊缝的熔合线倾斜角，K2(°)为后续焊接的焊缝的熔合线倾斜角，如图3所示，熔合线倾斜角是将管厚方向设为0°时的内外表面下6mm的位置处的熔合线的角度。设定为6mm的位置是由于，该位置成为通过DNV-OS-F101评价的内外表面夏比试验的试验片厚度中央，并且在本发明中作为对象的焊接钢管的情况下能够得到与内外表面各焊缝角的平均值几乎相等的值。
CS1=(90-(K1+15))HI1/t  式(7)
CS2=(90-(K2+15))HI2/t  式(8)
其中，HI1(kJ/mm)：在先焊接的焊接输入热量，HI2(kJ/mm)：后续焊接的焊接输入热量，R1(mm)：在先焊接的焊缝的距焊缝前端5mm的位置处的焊缝宽度，L(mm)：内外表面焊缝的搭接长度，t(mm)：管厚，K1(°)：在先焊接的焊缝的熔合线倾斜角，K2(°)：后续焊接的焊缝的熔合线倾斜角。
通过使CM1、CM2为13以下以及使CS1、CS2为16以下，内外表面FL韧性极度提高，因此，将上限分别设为13和16。更优选CM1和CM2为12以下并且CS1和CS2为15以下。
焊接热影响部的MA面积百分率：4%以下
MA百分率对焊接热影响部韧性产生很大影响，越减少MA面积百分率，焊接热影响部韧性越提高。另一方面，为了降低MA面积百分率，需要降低钢材添加元素，母材强度的确保变困难，因此，允许为4%以下。更优选为3%以下。
焊接热影响部的平均原奥氏体粒径：400μm以下
平均原奥氏体粒径(原γ粒径)对焊接热影响部韧性产生很大影响，平均原γ粒径越小，焊接热影响部韧性越提高。γ粒径超过400μm时，即使控制MA百分率和焊接部形状等其他因素，也无法得到期望的韧性，因此，将上限设为400μm。更优选为250μm以下。需要说明的是，在此所谓的平均原奥氏体粒径表示由在焊接部截面中与熔合线接触的10个以上的原奥氏体粒子计算的平均圆当量直径。
另外，本发明的(2)中，对钢材的化学成分进行规定。以下，说明其限定理由。
C：0.03～0.08%
C在低温相变组织中通过过饱和地固溶，有助于强度提高。为了得到该效果，需要添加0.03%以上。但是，添加超过0.08%时，在焊接热影响部生成的第二相百分率上升，而且其一部分形成MA，由此，使韧性显著变差，因此，将上限设为0.08%。
Si：0.01～0.20%
Si是作为脱氧材料起作用、进而通过固溶强化使钢材的强度增加的元素。焊接热影响部的组织为上贝氏体时，由于延迟渗碳体生成的效果，助长岛状马氏体(MA)的生成，使焊接热影响部韧性显著变差。Si是在制钢工序中不可避免地含有的元素，因此，将下限设为0.01%。另一方面，超过0.20%时，在焊接热影响部大量生成MA，韧性显著变差，因此，将上限设为0.20%。更优选为0.01～0.12%。另外，在需要确保低温下的韧性的情况下，更优选降低至0.01～0.06%的范围。
Mn：1.0～2.2%
Mn作为淬透性提高元素起作用，通过添加1.0%以上得到其效果。采用连铸工艺的情况下，中心偏析部的浓度上升显著，进行超过2.2%的添加时，偏析部的靭性变差，因此，将上限设为2.2%。
P：0.015%以下
P是通过固溶强化使强度增加的元素。但是，由于使母材以及焊接热影响部的靭性和焊接性变差，因此，通常期望降低其含量。本发明中，通过降低P，抑制显微偏析的生成，降低在焊接热影响部生成的MA，由此，使焊接热影响部靭性提高。P降低的效果通过抑制为0.015%以下而发挥，因此，将上限设为0.015%。更优选为0.010%以下。
Al：0.001～0.05%以下
Al是用于脱氧的元素，即使使用任意步骤的制钢方法也都不可避免地含有0.001%。另一方面，添加超过0.05%时，钢中的洁净度降低，不仅母材韧性变差，而且由于抑制渗碳体生成的效果而助长MA的生成，使焊接热影响部韧性变差，因此，将上限设为0.05%。更优选为0.001～0.035%。
Nb：0.005～0.050%
Nb具有扩大热轧时的奥氏体未再结晶区域的效果，特别是在900℃以下形成未再结晶区域，因此，需要添加0.005%以上。另一方面，增大Nb的添加量时，特别是在焊接热影响部生成岛状马氏体，而且在多层焊接时的再热焊接热影响部发生析出脆化，靭性显著变差，因此，将上限设为0.050%。需要说明的是，从焊接热影响部靭性的观点出发，Nb的添加量越低越优选，更优选为0.005～0.025%。
Ti：0.005～0.030%
Ti形成氮化物，对钢中的固溶N量降低有效。析出的TiN通过锁定效果(ピンニング効果)抑制热轧前的钢坯加热时的母材以及焊接热影响部、特别是焊接热影响部的奥氏体粒子的粗大化，有助于母材以及焊接热影响部的靭性的提高。为了得到该效果，需要添加0.005%以上。但是，超过0.030%添加时，由于***大的TiN和碳化物的析出，母材以及焊接热影响部靭性变差，因此，将上限设为0.030%。
N：0.0020～0.0080%
N通常在钢中作为不可避免的杂质存在。如上所述，通过进行Ti添加，形成抑制奥氏体粗大化的TiN，因此对其进行规定。为了得到必要的锁定效果，需要在钢中存在0.0020%以上。但是，超过0.0080%的情况下，固溶N的增大引起的母材以及焊接热影响部的靭性劣化显著，因此，将上限设为0.0080%。
Ceq：0.30～0.50
下述式(4)的Ceq是主要用于评价焊接热影响部的最高硬度的参数，同时可以作为评价母材强度的指标使用。Ceq低于0.30时，母材无法得到期望的强度，因此将下限设为0.30%。另一方面，超过0.50时，焊接热影响部韧性的确保变困难，因此，将上限设为0.50%。更优选为0.34～0.45。
Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5  式(4)
其中，式的右边的元素符号表示各自的含量(质量%)。
PMA：5.0以下
PMA是将焊接热影响部中的MA的生成程度进行参数化而得到的，为了使焊接热影响部韧性提高，越低越优选。但是，降低PMA的同时母材强度也降低，因此，从同时实现母材强度-焊接热影响部韧性的观点出发，优选允许为5.0以下。更优选为4.5以下。
其中，
PMA=100000(C-0.0218)(0.2Si+0.5Al)(2(C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B)+2.5Nb)(10/(50P+2.5))-2  式(5)
其中，式的右边的元素符号表示各自的含量(质量%)。
本发明中，为了进一步确保强度，可以选择地添加以下元素中的一种以上。
Cu：0.10～0.50%
Cu通过添加0.10%以上，有助于钢的淬透性提高。另一方面，过量添加时，使母材以及焊接热影响部的靭性变差，因此，在添加的情况下，将上限设为0.50%。
Ni：0.10～1.00%
Ni通过添加0.10%以上，有助于钢的淬透性提高。特别是即使大量添加，与其他元素相比靭性劣化也小，是对强靭性化有效的元素。但是，由于为高价的元素，并且添加超过1.00%时，淬透性过量增加，焊接热影响部靭性变差，因此，在添加的情况下，将上限设为1.00%。
Cr：0.10～0.40%
Cr通过添加0.10%以上，有助于钢的淬透性提高。另一方面，过量添加时，使母材以及焊接热影响部的靭性变差，因此，在添加的情况下，将上限设为0.40%。
Mo：0.10～0.30%
Mo通过添加0.10%以上，有助于钢的淬透性提高。另一方面，增大Mo的添加量时，使大输入热量焊接部的靭性变差。另外，在多层焊接时的再热焊接热影响部发生析出脆化，靭性变差，因此，在添加的情况下，将上限设为0.30%。从焊接热影响部靭性的观点出发，Mo的添加量越低越优选。
V：0.005～0.030%
V通过添加0.005%以上，有助于钢的淬透性的提高。另一方面，增大V的添加量时，在受到再热的焊接热影响部析出，发生析出脆化，因此，在添加的情况下，将上限设为0.030%以下。需要说明的是，从焊接热影响部韧性的观点出发，V的添加量越低则更优选。
B：0.0005～0.0030%
B是对淬透性的提高极其有效的元素，通过添加0.0005%以上，有助于母材强度的提高。另一方面，添加超过0.0030%时，助长韧性的劣化和焊接低温裂纹，因此，将上限设为0.0030%。
以上为限定成分时的基本成分，但在抑制靭性的提高和面积性夹杂物的生成的情况下，可以进一步选择添加Ca、Mg、REM、Zr中的一种以上。
Ca：0.0005～0.0100%
Ca是对钢中的硫化物的形态控制有效的元素，通过添加0.0005%以上，抑制对靭性有害的MnS的生成。但是，添加超过0.0100%时，形成CaO-CaS的团簇，使靭性变差，因此，在添加的情况下，设定为0.0005～0.0100%。
Mg：0.0005～0.0100%
Mg在制钢过程中在钢中生成微小的氧化物，特别是带来抑制焊接热影响部中奥氏体粒子的粗大化的锁定效果。为了得到充分的锁定效果，需要添加0.0005%以上。但是，添加超过0.0100%时，钢中的洁净度降低，使靭性降低，因此，在添加的情况下，设为0.0005～0.0100%。
REM：0.0005～0.0200%
REM是对钢中的硫化物的形态控制有效的元素，通过添加0.0005%以上，抑制对靭性有害的MnS的生成。但是，由于为高价的元素，并且添加超过0.0200%时效果饱和，因此，在添加的情况下，设为0.0005～0.0200%。
Zr：0.0005～0.0300%
Zr在钢中形成碳氮化物，特别是带来抑制焊接热影响部中奥氏体粒子的粗大化的锁定效果。为了得到充分的锁定效果，需要添加0.0005%以上。但是，添加超过0.0300%时，钢中的洁净度显著降低，靭性降低，因此，在添加的情况下，设为0.0005～0.0300%。
本发明中，为了进一步得到上述的接缝焊接部形状以及焊接热影响部的微观组织，规定为以下的焊接方法。
焊丝直径：后续的多电极埋弧焊的至少第一电极为直径3.5mm以下的丝
为了使焊接热影响部韧性提高，降低焊接输入热量是有效的。因此，通过使用直径细的丝作为多电极埋弧焊的在先极，在低输入热量下得到深的熔深，能够降低焊接输入热量。另外，如PLBZM、PLBZS中所示，后续的焊缝的宽度对会合部FL韧性不产生影响。因此，通过使用直径小的丝，能够对会合部FL韧性不产生影响地使后续焊缝侧的FL韧性提高。该效果在丝直径为3.5mm以下时变显著，因此，将上限设为3.5mm。更优选为2～3.5mm。
坡口形状：进行后续焊接一侧的坡口形状为表面侧坡口角度为90°以上且管厚中央侧坡口角度为60°以下的2段坡口形状
坡口形状是支配焊缝形状的重要因素，为了在抑制输入热量增大的同时增大FL倾斜角，采用管厚中央侧窄、表面侧宽的2段坡口是有效的。优选分别为60°以下、90°以上，能够稳定地确保期望的FL倾斜角。
优选进行后续焊接一侧的表面侧坡口深度为管厚的1/3以上
通过使表面侧的坡口深度为管厚的1/3以上，焊缝形状更加稳定，能够稳定地确保期望的FL倾斜角。
另外，根据PLBZM、PLBZS，在先的焊缝的焊缝宽度对会合部FL韧性产生影响，不能过宽，因此，对在先的焊缝一侧应用2段坡口没有充分地观察到效果，因此，2段坡口应用于后续焊缝一侧。但是，更优选也应用于在先焊缝一侧。
本发明的焊接钢管通过上述方法进行焊接。SAW焊接以外的制造方法没有特别规定，但优选将厚钢板利用冷加工成形为筒状，进行对接部的定位焊接后，通过上述的方法进行对接接头焊接，通过扩管(expansion)得到焊接钢管。
实施例
将表1所示化学成分的钢坯进行再加热，通过热轧、加速冷却，形成厚钢板。
Figure BDA0000486768680000201
对这些厚钢板的宽度端实施坡口加工，通过C加压、U加压、O加压、定位焊接，制造开口管，在表2所示条件下通过多电极埋弧焊进行接缝焊接，通过扩管形成焊接钢管。需要说明的是，焊接全部是钢管内表面侧在先进行，钢管外表面侧后续进行。
Figure BDA0000486768680000221
从所得到的焊接钢管的焊接线垂直截面上裁取样品，进行镜面研磨、硝酸化乙醇腐蚀液腐食，通过数码相机进行焊接部整体的拍摄。由所得到的数码相机照片，测定在先焊接的焊缝的距焊缝前端5mm位置处的焊缝宽度R1、内外表面搭接长度L、在先焊接的焊缝的熔合线倾斜角K1以及后续焊接的焊缝的熔合线倾斜角K2。接着，通过对所使用的样品进行电解蚀刻，使MA显现，拍摄SEM照片，通过图像分析导出在该照片中观察到的白色组织的面积百分率。需要说明的是，拍摄位置是与MA生成最多的ICCGHAZ相当的部位。另外，对该样品的观察面进行再研磨，通过苦味酸腐食使原奥氏体粒子显现，通过光学显微镜拍摄熔合线附近的焊接热影响部的照片，由所得到的照片的原奥氏体晶界通过图像分析计算出圆当量直径。需要说明的是，为了使利用夏比试验的韧性评价位置一致，拍摄位置设定为内外表面的表面下6mm的位置。
另外，从所得到的焊接钢管的焊接部中裁取图1所示的DNV-OS-F101中规定的内外表面FL以及会合部FL基于JIS Z2202标准的、V切口夏比试验片，实施基于JIS Z2242标准的夏比试验。在各条件下分别测定3根-40℃下的吸收能，求出其平均值以及最低值。需要说明的是，目标值基于DNV-OS-F101将平均值设为50J以上、将最低值设为40J以上。
表3中示出焊缝的形状以及焊接热影响部的微观组织以及夏比试验结果。
Figure BDA0000486768680000241
本发明例在内外表面FL夏比试验以及会合部FL夏比试验中均实现了目标值。另一方面，本发明例之外的比较例没有得到目标值。
标号说明
1    母材
2    焊接金属
3    外表面焊接的焊接部的切口位置
3a   内表面焊接的焊接部的切口位置
3b   中央部(t/2)的焊接部的切口位置
4    夏比试验片的切口位置
11   母材外表面
12   母材内表面
L    内外表面焊缝的搭接长度距离(mm)
K1   在先焊接的焊缝的熔合线倾斜角(°)
K2   后续焊接的焊缝的熔合线倾斜角(°)

Claims (7)

1.一种焊接热影响部韧性优良的焊接钢管，其具有在先对内表面或外表面中的任意一个表面进行了焊接的内外表面各一层的对焊部，其特征在于，
在焊接热影响部的金属组织中，岛状马氏体(MA)面积百分率为4%以下，
平均原奥氏体粒径为400μm以下，
通过下述式(1)计算的PLBZM为1400以下，
并且，通过下述式(2)和(3)分别计算的CM1和CM2为13以下，
PLBZM=1.62D1t+0.84D2t-39t-89R1+81L+1510     式(1)
CM1=0.0012(90-(K1+15))D1      式(2)
CM2=0.0012(90-(K2+15))D2     式(3)
其中，
D1(μm)：通过在先焊接形成的焊接热影响部的平均原奥氏体粒径，
D2(μm)：通过后续焊接形成的焊接热影响部的平均原奥氏体粒径，
R1(mm)：通过在先焊接形成的焊缝的距焊缝前端5mm的位置处的焊缝宽度，
L(mm)：内外表面焊接的搭接长度，
t(mm)：管厚，
K1(°)：在先焊接的焊缝的熔合线倾斜角，
K2(°)：后续焊接的焊缝的熔合线倾斜角。
2.如权利要求1所述的焊接热影响部靭性优良的焊接钢管，其特征在于，
焊接钢管的化学成分，以质量%计含有C：0.03～0.08%、Si：0.01～0.20%、Mn：1.0～2.2%、P：0.015%以下、Al：0.001～0.05%、Nb：0.005～0.050%、Ti：0.005～0.030%、N：0.0020～0.0080%，还含有选自Cu：0.10～0.50%、Ni：0.10～1.00%、Cr：0.10～0.40%、Mo：0.10～0.30%、V：0.005～0.030%、B：0.0005～0.0030%中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
由下述式(4)表示的Ceq为0.30≤Ceq≤0.50，
由下述式(5)表示的PMA为5.0以下，
Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5      式(4)
PMA=100000(C-0.0218)(0.2Si+0.5Al)(2(C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B)+2.5Nb)(10/(50P+2.5))-2   式(5)
其中，各式的右边的元素符号表示各自的含量(质量%)。
3.如权利要求2所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管，其特征在于，以质量%计还含有选自Ca：0.0005～0.0100%、Mg：0.0005～0.0100%、REM：0.0005～0.0200%、Zr：0.0005～0.0300%中的一种以上。
4.一种权利要求2～3中任一项所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管的制造方法，其通过多电极埋弧焊法在先对内表面或外表面中的任意一个表面进行焊接并且焊接内外表面各一层，其特征在于，
由下述式(6)表示的PLBZS为1400以下，
由下述式(7)和(8)计算的CS1和CS2为16以下，
PLBZS=135HI1+70HI2-39t-89R1+81L+1510      式(6)
CS1=(90-(K1+15))HI1/t     式(7)
CS2=(90-(K2+15))HI2/t     式(8)
其中，
HI1(kJ/mm)：在先焊接的焊接输入热量，
HI2(kJ/mm)：后续焊接的焊接输入热量，
R1(mm)：在先焊接的焊缝的距焊缝前端5mm的位置处的焊缝宽度，
L(mm)：内外表面焊缝的搭接长度，
t(mm)：管厚，
K1(°)：在先焊接的焊缝的熔合线倾斜角，
K2(°)：后续焊接的焊缝的熔合线倾斜角。
5.如权利要求4所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管的制造方法，其特征在于，在所述后续焊接的多电极埋弧焊中，至少第一电极使用直径为3.5mm以下的焊丝。
6.如权利要求4或5所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管的制造方法，其特征在于，进行所述后续焊接的一侧的坡口形状为表面侧坡口角度为90°以上且管厚中央侧坡口角度为60°以下的2段坡口形状。
7.如权利要求6所述的焊接热影响部韧性优良的焊接钢管的制造方法，其特征在于，进行所述后续焊接的一侧的表面侧坡口深度为管厚的1/3以上。
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