CN110475887A - 纵缝焊接钢管 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及具有X60～X70级的强度的在长度方向上从内外两面埋弧焊而成的、在低温下的焊缝金属部的韧性优异的钢管。本发明的钢管，是具有在长度方向上内面以及外面被焊接而成的焊接部的管，其特征在于，母材的抗拉强度为480～620MPa，焊缝金属具有规定的成分组成，在％X表示元素X在焊缝金属中的含量时，用Pcm＝％C+％Si/30+(％Mn+％Cu+％Cr)/20+％Ni/60+％Mo/15+％V/10+5×％B定义的Pcm为0.2％以下，用Ceq＝％C+％Mn/6+(％Cr+％Mo+％V)/5+(％Ni+％Cu)/15定义的Ceq为0.35～0.45％，用α′＝(1.5×(％O‑0.89×％Al)+3.4×％N‑％Ti)×1000定义的α′为‑20～40，％Al/％O为0.3～0.8。

Description

纵缝焊接钢管
技术领域
本发明涉及具有API5L X60～X70级的强度(规格最小屈服强度分别为413MPa、482MPa)的、在长度方向上从内外两面进行了埋弧焊的钢管。
背景技术
作为原油和天然气的长距离输送方法，管线管(line pipe)的重要性变高。作为长距离输送用的干线管线管，美国石油协会(API)5L规格X65(规格最小屈服强度分别为448MPa)成为设计的基本，实际的使用量也多。
管线管用的钢管，一般地将钢板成形，将钢板的对接部在长度方向上从内外两面进行缝焊而制造。缝焊，通常在将坡口的一部分采用气体保护电弧焊进行定位焊后，通过埋弧焊从钢管的内面和外面逐层进行焊接来完成。定位焊通过后续进行的埋弧焊而被完全消去。
作为这样制造的钢管的例子，可列举UOE钢管、JCOE钢管。从开采地的寒冷化、和由高压化实现的输送效率提高的观点出发，对管线管的焊接接头部要求高韧化。
专利文献1涉及API规格X65～X70级的焊接钢管，公开了以下内容：使焊缝金属成为以许多的TiO为核而相变生成的微细的针状铁素体组织，兼备高强度和优异的韧性。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-49895号公报
发明内容
管线管用钢管，在深海井、寒冷地区中被使用的情况也较多，厚壁化在推进。在厚钢板的焊接中，需要如埋弧焊那样的大线能量焊接。在大线能量焊接中，一般地焊接热影响区(以下称作[HAZ])的韧性的降低是应该解决的课题。
本发明的课题是，将具有API规格X60～X70级的强度、且具有将板厚6～40mm的厚钢板成形并在长度方向上从内外面进行缝焊而成的焊接部的纵缝焊接钢管作为对象，即使是将厚钢板以焊接线能量15～110kJ/cm进行焊接而制成钢管的情况，也得到在低温下的焊缝金属部的韧性优异的钢管。
在埋弧焊中，纵缝部的焊缝金属的成分会受到母材稀释的影响，因此必须进行与母材的成分相称的焊缝金属部的成分设计。具体而言，Al量、Ti量、O量、N量的控制变得重要。
焊缝金属的微观组织大致由合金量决定。若考虑母材的成分，则在母材具有X60～X70级的强度的情况下，焊缝金属成为以针状铁素体为中心的组织。再者，若母材的强度变得更高，则焊缝金属成为贝氏体组织。在母材的强度为X60～X70级的情况下，为了使焊缝金属部的韧性提高，需要基于与例如母材的强度为X80级的情况不同的设计思想进行研究。
本发明人发现，通过使考虑了母材稀释的影响的焊缝金属的成分为适当的成分，而且使基于Al、O、Ti和N的化学计量比求出的、表示有效的针状铁素体生成能力的参数α′以及Al量与O量之比相应于焊缝金属中的O量而成为适当的值，能够提高焊缝金属部的韧性，而且进一步进行研究，完成了本发明。其主旨如下。
(1)一种纵缝焊接钢管，是具有在长度方向上内面以及外面被焊接而成的焊接部的钢管，其特征在于，母材的化学组成以质量％计含有0.01～0.1％的C、0.03～0.5％的Si、0.5～2.0％的Mn、0.015％以下的P、0.01％以下的S、0.01～0.05％的Al、0.005～0.03％的Ti、0.002～0.006％的N、0.005％以下的O、0～0.01％的Mg、0～0.03％的Ca、0～0.6％的Ni、0～0.5％的Cr、0～0.5％的Cu、0～0.4％的Mo、0～0.06％的Nb、0～0.002％的B和0～0.06％的V，余量为Fe和杂质，母材的抗拉强度为480～620MPa，焊缝金属的化学组成以质量％计含有0.03～0.1％的C、0.03～0.5％的Si、0.5～2.0％的Mn、0.015％以下的P、0.01％以下的S、0.001～0.03％的Al、0.005～0.04％的Ti、0.002～0.006％的N、0～0.035％的B、0.015～0.055％的O、0～0.6％的Ni、0～0.5％的Cr、0～0.5％的Cu、0～0.4％的Mo、0～0.06％的V、0～0.005％的Ca、0～0.01％的Mg和0～0.06％的Nb，余量为Fe和杂质，在％X表示元素X在焊缝金属中的含量时，用Pcm＝％C+％Si/30+(％Mn+％Cu+％Cr)/20+％Ni/60+％Mo/15+％V/10+5×％B定义的Pcm为0.2％以下，用Ceq＝％C+％Mn/6+(％Cr+％Mo+％V)/5+(％Ni+％Cu)/15定义的Ceq为0.35～0.45％，用α′＝(1.5×(％O-0.89×％Al)+3.4×％N-％Ti)×1000定义的α′满足1000×％O-10≤α′≤1000×％O+1，％Al/％O满足0.3～0.8。
(2)根据上述(1)所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，上述焊缝金属的组织以面积率计包含70％以上的针状铁素体、15％以下的晶界铁素体、3％以下的岛状马氏体。
(3)根据上述(1)或(2)所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，焊缝金属的抗拉强度为母材的抗拉强度的1.05倍以上。
(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，上述焊缝金属的在-10℃下的夏比冲击吸收能为100J以上。
(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，上述焊缝金属的在1300×％O-60(℃)下的夏比冲击吸收能为100J以上。
根据本发明，能够得到具有API规格X60～X70级的强度、且在低温下的焊缝金属部的韧性优异的如UOE钢管、JCOE钢管之类的纵缝焊接钢管。
附图说明
图1是对焊缝金属中的量和低温韧性进行说明的图，(a)是表示O量与α′的关系的图，(b)是表示α′与在-10℃下的吸收能的关系的图。
图2是焊缝金属的组织的例子，(a)、(b)是本发明的纵缝焊接钢管的焊缝金属的组织，(c)、(d)是以往例的纵缝焊接钢管的焊缝金属的组织。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行详细说明。
首先，对焊缝金属的成分组成进行说明。再者，以下，与成分组成有关的“％”表示“质量％”。
C：0.03～0.10％
C是为了确保钢的强度而必需的元素，需要含有0.03％以上的C。若C量多，则在焊缝部容易发生焊接高温破裂，因此上限设为0.10％。C优选为0.05％以上且0.065％以下。
Si：0.03～0.50％
为了防止气孔需要含有0.03％以上的Si。若Si量多，则容易形成岛状马氏体，使低温韧性显著劣化，因此上限设为0.50％。Si优选为0.15％以上且0.25％以下。
Mn：0.5～2.0％
Mn作为淬火性提高元素发挥作用。为了使焊缝金属成为针状铁素体主体的组织，需要含有0.5％以上的Mn。若Mn量多，则形成粗大的MnS，成为破坏的起点，因此上限设为2.0％。Mn优选为1.2％以上且1.5％以下。
P：0.015％以下(包含0％)
S：0.010％以下(包含0％)
P、S均为杂质，是使接头的韧性恶化的元素。P限制为0.015％以下，S限制为0.010％以下。它们的含量优选尽可能地低。优选P为0.008％以下。优选S为0.003％以下。
Al：0.001～0.030％
Al作为脱氧元素发挥作用，是用于使作为针状铁素体核生成位点有效的Ti氧化物分散的氧量控制所需的元素。若考虑母材稀释，则需要含有0.001％以上的Al。若Al量超过0.030％，则阻碍氧化物的生成，不能确保韧性，因此上限设为0.030％。优选为0.010％以上且0.015％以下。
Ti：0.005～0.040％
Ti与焊缝金属中的氧反应而形成成为针状铁素体的核的Ti氧化物。为了使该氧化物在焊缝金属中大量微细分散，需要含有0.005％以上的Ti。若Ti量变得过量，则Ti氧化物凝聚·粗大化，生成针状铁素体的核的能力降低，另外，Ti氧化物成为破坏的起点，不能确保韧性，因此上限设为0.040％。优选为0.009％以上且0.015％以下。
N：0.002～0.006％
N是为了调整对于形成针状铁素体组织有效的Ti量而有效的元素，因此需要含有0.002％以上的N。但是，若超过0.006％，则不与Ti反应而残留的固溶N使韧性显著地降低，因此将其上限优选设为0.006％。优选为0.003％以上且0.004％以下。
B：0～0.035％
关于B，固溶状态的B通过抑制焊缝金属的晶界铁素体形成，从而促进针状铁素体的形成。可以不含有B，但是，为了得到该效果，优选含有0.0001％以上的B。若B量超过0.035％，则强度变得过高，韧性降低，因此将上限设为0.035％。关于向焊缝金属中的B的添加，不论从厚板母材、焊剂、或焊丝的哪一方都能够进行添加。例如，在母材为不添加B的钢的情况下，只要使用含有B氧化物的焊剂即可。B优选为0.0005％以上且0.010％以下。
O：0.015～0.055％
O是为了形成成为针状铁素体的核的氧化物而必需的元素。因此需要含有0.015％以上的O。若O量超过0.055％，则因氧化物的过量形成、凝聚·粗大化而导致韧性降低，因此上限设为0.055％。优选为0.020％以上且0.030％以下。
Ni：0～0.60％
Ni是能够不使韧性降低而提高焊缝金属的强度的元素。不必须含有Ni。若超过0.60％，则效果饱和，因此上限设为0.60％。
Cr：0～0.50％
Cr是能够提高焊缝金属的强度的元素。不必须含有Cr。若超过0.50％，则效果饱和，因此上限设为0.50％。
Cu：0～0.50％
Cu是能够提高焊缝金属的强度的元素。不必须含有Cu。若超过0.50％，则效果饱和，因此上限设为0.50％。
Mo：0～0.40％
Mo是能够提高焊缝金属的强度的元素。不必须含有Mo。若超过0.40％，则效果饱和，因此上限设为0.40％。
V：0～0.06％
V是能够提高焊缝金属的强度的元素。不必须含有V。若超过0.06％，则效果饱和，因此上限设为0.06％。
Ca：0～0.005％
Ca是对基于形态控制的延展性的改善和组织微细化有效的元素。不必须含有Ca。若Ca量多，则产生硫化物、氧化物的粗大化，延展性和韧性劣化，因此上限设为0.005％。
Mg：0～0.010％
Mg形成MgS或MgAl2O4，作为钉扎粒子发挥作用。不必须含有Mg。为了抑制焊缝金属的奥氏体晶粒生长，优选含有0.001％以上的Mg。若超过0.010％，则效果饱和，因此上限设为0.010％。优选为0.0015％以上且0.0025％以下。
Nb：0～0.06％
Nb是为了使对于提高强度、抑制晶界铁素体有效的固溶B存在而有效的元素。不必须含有Nb。若Nb量超过0.06％，则容易形成岛状马氏体，韧性降低，因此将上限设为0.06％。优选为0.02％。
焊缝金属的余量为Fe和杂质。杂质是在焊接的过程中从焊丝、焊剂、钢板、周边气氛等混入的成分，是指并非有意地含有的成分。
具体而言，可列举P、S、N、Sb、Sn、W、Co、As、Pb、Bi和H。其中，如上述所示，P和S需要进行控制以使得P为0.015％以下、S为0.01％以下。
关于其他的元素，通常，Sb、Sn、W、Co和As可作为不可避免的杂质混入0.1％以下，Pb和Bi可作为不可避免的杂质混入0.005％以下，H可作为不可避免的杂质混入0.0005％以下，但如果是通常的范围，则不需要特别地控制。
本实施方式中的焊缝金属的成分进而需要满足以下说明的关系。
Pcm：0.2％以下
焊缝金属的成分组成，需要用下述式表示的Pcm成为0.2％以下。式中的％X意指元素X在焊缝金属中的含量(质量％)(在以后的说明中同样)。另外，不添加到焊缝金属中的元素作为零来计算(在以后的说明中同样)。
Pcm＝％C+％Si/30+(％Mn+％Cu+％Cr)/20+％Ni/60
+％Mo/15+％V/10+5×％B
Pcm被称为焊接敏感性，是定量地评价钢材的化学成分对低温裂纹的影响的参数。若Pcm超过0.2％，则容易发生低温裂纹，因此上限设为0.2％。
Ceq：0.35～0.45％
焊缝金属的成分组成需要用下述式表示的Ceq成为0.35～0.45％。
Ceq＝％C+％Mn/6+(％Cr+％Mo+％V)/5
+(％Ni+％Cu)/15
Ceq是关于母材的由焊接热影响所致的硬化能力，将各合金元素的硬化能力分别换算成为C量来合计而得到的值。为了焊缝金属达成所期望的抗拉强度，将Ceq控制为0.35～0.45％。优选使Ceq为0.40～0.43％。
α′：-20≤α′≤40
焊接接头的焊缝金属的成分组成需要用下述式表示的α′成为-20～40。
α′＝(1.5×(％O-0.89×％Al)+3.4×％N-％Ti)×1000
α′是基于Al、O和Ti、N的化学计量比而表示有效的针状铁素体生成能力的参数，通过将α′控制在-20～40的范围，针状铁素体核生成能力提高。
在α′小于-20的情况下，Al、Ti量的某方过多或者N、O量过少，因此针状铁素体核生成能力显著减少。在α′超过40的情况下，Al、Ti量的某方过少或者N、O量过多，因此针状铁素体核生成能力显著减少。
％Al/％O：0.30～0.80
％Al/％O是Al量与O量之比，是表示铝脱氧结束后的氧势的指标。通过将％Al/％O控制在0.3～0.80，能够提高针状铁素体的生成量。
在％Al/％O比小于0.30的情况下，O量变得过多，未形成Ti氧化物的溶解氧降低钢的洁净度，因此韧性降低。另一方面，在％Al/％O超过0.80的情况下，Al量变得过多，与Ti结合的O量降低，成为针状铁素体核的Ti氧化物减少，韧性降低。因此，％Al/％O设为0.30～0.80。
接着，对焊缝金属的优选的金属组织进行说明。
若使焊缝金属的成分和参数在上述的范围，以焊接线能量15～110kJ/cm对具有X60～X70级的强度的钢板进行埋弧焊，则焊缝金属的金属组织成为以针状铁素体为主的组织。本发明的作为对象的UO钢管，板厚为6～40mm左右，在将这样的厚度的钢板进行埋弧焊时，以焊接线能量15～110kJ/cm的范围进行。于是，焊缝金属受到的冷却速度确定，最终道次的焊缝金属的金属组织成为以下那样的组织。以下所示的比例为面积率。
针状铁素体：70％以上
针状铁素体是以Ti系氧化物为核的针状的铁素体组织，其比例越大，焊缝金属部的破坏单元越微细化。为了得到其效果，优选使针状铁素体为70％以上。
晶界铁素体：15％以下
晶界铁素体是脆化相之一，成为破坏的起点，成为韧性降低的主要因素。因此，晶界铁素体优选为15％以下。
岛状马氏体：3％以下
岛状马氏体是脆化相之一，硬度非常高，因此成为破坏的起点，成为韧性降低的主要因素。因此，优选使岛状马氏体为3％以下。
EBSD粒径：10μm以下
EBSD(Electron BackScatter Diffraction：电子背散射衍射)粒径是成为破坏单元的目标的晶体粒径尺寸。如果EBSD粒径为10μm以下，则破坏单元微细，在确保在低温下的韧性方面是优选的。
通过使焊缝金属为满足上述条件的成分，并以焊接线能量15～110kJ/cm进行焊接，能够得到焊缝金属的抗拉强度为480～620MPa、且上述焊缝金属的按照JIS Z2242测定出的在-10℃下的夏比冲击吸收能为100J以上的埋弧焊接接头。
低温韧性根据表示有效的针状铁素体生成能力的参数α′而不同。α′根据焊缝金属中的氧浓度而存在更优选的范围。具体而言，使1000×％O-10≤α′≤1000×％O+1为好(图1)。通过将α′调节为该范围，进而针状铁素体核生成能力提高、低温韧性提高，能够得到在1300×％O-60(℃)下的夏比冲击吸收能为100J以上的埋弧焊接接头。
另外，通过使焊缝金属为满足上述条件的成分，并以焊接线能量15～110kJ/cm进行焊接，焊缝金属的硬度变得大于母材的硬度，优选其差以维氏硬度计为10Hv以上。进而，焊缝金属的抗拉强度优选为母材的抗拉强度的1.05倍以上。
母材只要是具有X60～X70级的强度的钢板(母材的抗拉强度为480～620MPa的钢板)，其组织就无特别限定。以下，示出适合作为本发明的纵缝焊接钢管的母材的具有X60～X70级的强度的钢板的成分。
C：0.01～0.1％
C对提高钢的强度有效，含有0.01％以上的C。若C量过多，则母材和HAZ的低温韧性劣化，而且焊接性劣化，因此，C量设为0.1％以下。优选为0.03～0.07％。
Si：小于0.5％
Si是脱氧所必需的元素。若Si量多，则容易形成岛状马氏体，使低温韧性显著劣化，因此Si量设为小于0.5％。优选为小于0.35％。由于脱氧即使采用Al、Ti也能进行，因此不必须添加Si。
Mn：0.5～2.0％
Mn作为淬火性提高元素发挥作用，为了得到该效果而含有0.5％以上的Mn。若Mn量多，则钢的淬火性增大，会使HAZ韧性、焊接性劣化。而且助长连续铸造钢坯的中心偏析，母材的低温韧性劣化，因此Mn量设为2.0％以下。优选为1.0～1.8％。
P：0.015％以下
S：0.01％以下
P、S均为杂质，是使接头的韧性恶化的元素。它们的含量优选尽可能地低，P设为0.015％以下，S设为0.01％以下。优选P为0.008％以下。优选S为0.003％以下。
Al：0.01～0.05％
Al是作为脱氧材料而包含于钢材中的元素。Al还与N结合而形成AlN，抑制钢材的淬火部分的晶粒的粗大化。若Al的含量过低，则不能得到该效果，因此含有0.01％以上的Al。若Al含量过高，则钢材的高频淬火性降低，因此Al量为0.05％以下。优选为0.02～0.04％。
Ti：0.005～0.03％
Ti在钢中形成微细的TiN，其单质或与Mg(MgAl2O4)氧化物的复合夹杂物作为钉扎粒子发挥作用。其结果抑制HAZ的奥氏体粒的粗大化，使微观组织微细化，改善低温韧性。为了得到该效果，含有0.005％以上的Ti。若Ti量变多，则Ti氧化物凝聚·粗大化，韧性劣化，因此Ti量为0.03％以下。优选为0.01～0.02％。
N：0.002～0.006％
N是与Ti结合而形成TiN的元素，含有0.002％以上的N。若N量多，则未与Ti结合的固溶N使韧性降低，因此N量为0.006％以下。优选为0.003～0.005％。
O：0.005％以下
O是形成钉扎粒子的元素。然而，若含有O，则钢的洁净度降低，因此优选少，设为0.005％以下。优选为0.003％以下。
Mg：0～0.01％
Mg是形成MgAl2O4、MgS之类的夹杂物的元素。MgAl2O4在TiN上析出。这些夹杂物作为钉扎粒子发挥作用，抑制HAZ的奥氏体粒的粗大化，将微观组织微细化，改善低温韧性。若Mg量变多，则效果饱和。Mg不一定需要在纵缝焊接钢管的母材中含有，适合的Mg量为0～0.01％。
Ca：0～0.03％
Ca是控制硫化物系夹杂物的形态、使低温韧性提高的元素。而且，形成磷化物、硫化物，实质上降低P、S的浓度，使抗硫化物应力裂纹性提高。若Ca量多，则CaO-CaS变成大型的团簇、夹杂物，有可能对韧性造成不良影响。Ca不一定需要在纵缝焊接钢管的母材中含有，适合的Ca量为0～0.03％。
Ni：0～0.6％
Ni是能够不使韧性降低而提高母材的强度的元素。若Ni量变多，则效果饱和。Ni不一定需要在纵缝焊接钢管的母材中含有，适合的Ni量为0～0.6％。
Cr：0～0.5％
Cr是能够提高母材的强度的元素。若Cr量变多，则效果饱和。Cr不一定需要在纵缝焊接钢管的母材中含有，适合的Cr量为0～0.5％。
Cu：0～0.5％
Cu是能够提高母材的强度的元素。若Cu量变多，则效果饱和。Cu不一定需要在纵缝焊接钢管的母材中含有，适合的Cu量为0～0.5％。
Mo：0～0.4％
Mo是能够提高母材的强度的元素。若Mo量变多，则效果饱和，而且韧性降低。Mo不一定需要在纵缝焊接钢管的母材中含有，适合的Mo量为0～0.4％。
Nb：0～0.060％
Nb是使母材强度提高的元素。若Nb量变多，则容易形成岛状马氏体，韧性降低。Nb不一定需要在纵缝焊接钢管的母材中含有，适合的Nb量为0～0.40％。
B：0～0.002％
B是对提高母材的淬火性、抑制晶界铁素体形成有效的元素。若B量变多，则效果饱和。B不一定需要在纵缝焊接钢管的母材中含有，适合的B量为0～0.002％。
V：0～0.06％
Nb是使母材强度提高的元素。若V量变大，则有时因析出硬化而导致屈服比上升。V不一定需要在纵缝焊接钢管的母材中含有，适合的V量为0～0.06％。
以上说明以外的余量为Fe和杂质。杂质是在原材料中含有的、或者在制造的过程中混入的成分，是指并非有意地使钢中含有的成分。
具体而言，可列举P、S、O、Sb、Sn、W、Co、As、Pb、Bi和H。其中，P、S和O优选进行控制以使得成为上述的适合的范围。
关于其他的元素，通常Sb、Sn、W、Co和As可作为不可避免的杂质混入0.1％以下，Pb和Bi可作为不可避免的杂质混入0.005％以下，H可作为不可避免的杂质混入0.0005％以下，但如果是通常的范围，则不需要特别地控制。
成为母材的钢板的制造方法，并无特别限定，只要采用具有X60～X70级的强度的钢板的一般的制造方法即可。纵缝焊接钢管，通过将厚度6～40mm左右的成为母材的厚钢板采用埋弧焊进行接合而得到。UOE钢管、JCOE钢管是其例子。
对焊接方法进行详细说明。
首先，对上述的厚钢板实施规定形状的坡口加工。坡口形状并无特别限定。纵缝焊接钢管可通过在厚钢板的端部加工成能够从表面和背面两面进行焊接的坡口形状、例如X型坡口，将端部对接，使从内面侧的埋弧焊结束后，从外面侧在长度方向上实行埋弧焊来制造。
然后，向坡口内散布焊剂，使用埋弧焊用钢丝，采用线能量15～110kJ/cm的大线能量埋弧焊进行接合。焊剂和钢丝并无特别限定，能够使用公知的焊剂和钢丝。在使用钢丝的情况下，焊剂能够使用公知的烧结型焊剂、熔炼型焊剂等，如果由此能够得到上述的焊缝金属成分，则得到韧性优异的焊缝金属。另外，也可以根据需要进行焊接前的焊剂预热。
埋弧焊的方法并无特别限定，包括多电极的埋弧焊在内的公知的焊接法都能够应用，焊接条件也并无特别限定。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明并不被该一个条件例限定。在不脱离本发明的主旨而达到本发明的目的的限度下，本发明能够采用各种条件。
熔炼各种成分组成的钢材，将进行了精炼的钢液利用连续铸造法制成板坯，加热至1100℃后，进行热轧，将热轧的终轧温度设为780℃，空冷至750℃后，从750℃水冷至常温，制成了各种成分组成的具有X60～X70级的强度的钢板。在表1中示出钢板的板厚、成分组成和抗拉强度。
接着，在所制作的钢板上形成X型坡口，成型为管状，使用公知的焊丝和焊剂，按管的内面侧、外面侧的顺序进行埋弧焊，制成UO钢管。在焊接时，调整焊接速度等以使得线能量成为65kJ/cm程度。在表2～4中示出使用的钢板、焊缝金属的成分组成。
在埋弧焊后，测定了焊缝金属组织(针状铁素体、晶界铁素体和岛状马氏体的合计)的面积率(％)、焊缝金属部的EBSD粒径、焊缝金属的抗拉强度、焊缝金属和母材的硬度之差、以及夏比冲击试验的吸收能。在表5～7中示出其结果。表5～7中的AF率、GBF率、MA率分别表示焊缝金属组织中的针状铁素体、晶界铁素体、岛状马氏体的面积率。
夏比冲击试验的吸收能如以下那样测定。
在与包含HAZ和焊缝金属的方向平行的板厚截面中，从钢板的表层2mm下从焊缝金属部中央制取夏比冲击试样，按照JIS Z2242在-10℃下进行夏比冲击试验，测定了吸收能。关于吸收能，进行3次夏比冲击试验，取其平均值，将小于100J的试样判断为韧性不良。关于一部分的试样，也测定了在-10℃以外的温度下的夏比冲击吸收能。
组织的面积率如以下那样测定。
对从第2道次的表层起算为壁厚t/4的位置的焊道宽度的1/2部进行试样制取，研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀溶液腐蚀和Lepera试剂腐蚀，将显现出的组织采用光学显微镜以在1000μm×1000μm的范围观察到的组织为对象进行10个视场的测定，对所得到的像进行图像解析，算出各组织的平均面积率从而求得。
关于EBSD粒径，在500μm×500μm的范围进行20个视场的EBSD解析，取以晶体取向差15°划分时的晶粒尺寸的平均值。
如表5～7所示，满足本发明的焊接接头成分组成的发明例，均在-10℃下的夏比冲击吸收能为100J以上，具有优异的焊缝金属部韧性。
与此相对，不满足本发明的焊接接头成分组成的比较例，在-10℃下的夏比冲击吸收能小于100J，焊缝金属部和焊接接头韧性变低。
另外，在发明例中，根据焊缝金属中的O量，即使在-20℃、-30℃、-45℃下也得到了高的夏比冲击吸收能。
图2中示出焊缝金属的组织的一例。(a)、(b)是发明例的组织，(c)、(d)是比较例的组织。可知：在发明例中，焊缝金属的组织被微细化。
产业上的可利用性
根据本发明，即使是对厚钢板实施大线能量焊接来进行接合的情况，也能提供焊缝金属部的韧性优异的纵缝焊接钢管。因此，本发明的产业上的可利用性高。

Claims (7)

1.一种纵缝焊接钢管，是具有在长度方向上内面以及外面被焊接而成的焊接部的钢管，其特征在于，
母材的化学组成以质量％计含有
C：0.01～0.1％、
Si：小于0.5％、
Mn：0.5～2.0％、
P：0.015％以下、
S：0.01％以下、
Al：0.01～0.05％、
Ti：0.005～0.03％、
N：0.002～0.006％、
O：0.005％以下、
Mg：0～0.01％、
Ca：0～0.03％、
Ni：0～0.6％、
Cr：0～0.5％、
Cu：0～0.5％、
Mo：0～0.4％、
Nb：0～0.06％、
B：0～0.002％、和
V：0～0.06％，
余量为Fe和杂质，
母材的抗拉强度为480～620MPa，
焊缝金属的化学组成以质量％计含有
C：0.03～0.10％、
Si：0.03～0.50％、
Mn：0.5～2.0％、
P：0.015％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.001～0.030％、
Ti：0.005～0.040％、
N：0.002～0.006％、
B：0～0.035％、
O：0.015～0.055％、
Ni：0～0.60％、
Cr：0～0.50％、
Cu：0～0.50％、
Mo：0～0.40％、
V：0～0.06％、
Ca：0～0.005％、
Mg：0～0.010％、和
Nb：0～0.060％，
余量为Fe和杂质，
在％X表示元素X在焊缝金属中的含量时，
用Pcm＝％C+％Si/30+(％Mn+％Cu+％Cr)/20+％Ni/60+％Mo/15+％V/10+5×％B定义的Pcm为0.2％以下，
用Ceq＝％C+％Mn/6+(％Cr+％Mo+％V)/5+(％Ni+％Cu)/15定义的Ceq为0.35～0.45％，
用α′＝(1.5×(％O-0.89×％Al)+3.4×％N-％Ti)×1000定义的α′为-20～40，
％Al/％O为0.3～0.8。
2.根据权利要求1所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，所述α′满足1000×％O-10≤α′≤1000×％O+1。
3.根据权利要求1或2所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，所述焊缝金属的组织以面积率计包含70％以上的针状铁素体、15％以下的晶界铁素体、3％以下的岛状马氏体，EBSD粒径为10μm以下。
4.根据权利要求1～3的任一项所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，焊缝金属的抗拉强度为母材的抗拉强度的1.05倍以上。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，所述焊缝金属的硬度大于所述母材的硬度，其差为10Hv以上。
6.根据权利要求1～5的任一项所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，所述焊缝金属的在-10℃下的夏比冲击吸收能为100J以上。
7.根据权利要求1～6的任一项所述的纵缝焊接钢管，其特征在于，所述焊缝金属的在1300×％O-60℃下的夏比冲击吸收能为100J以上。
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