JP4082464B2 - 高強度高靭性大径溶接鋼管の製造方法 - Google Patents
高強度高靭性大径溶接鋼管の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4082464B2 JP4082464B2 JP52417197A JP52417197A JP4082464B2 JP 4082464 B2 JP4082464 B2 JP 4082464B2 JP 52417197 A JP52417197 A JP 52417197A JP 52417197 A JP52417197 A JP 52417197A JP 4082464 B2 JP4082464 B2 JP 4082464B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- weld metal
- strength
- toughness
- steel pipe
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K9/00—Arc welding or cutting
- B23K9/18—Submerged-arc welding
- B23K9/186—Submerged-arc welding making use of a consumable electrodes
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
- B23K2101/04—Tubular or hollow articles
- B23K2101/06—Tubes
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
- B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
- B23K2103/04—Steel or steel alloys
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Description
【0001】
本発明は、ラインパイプに用いられる大径溶接鋼管の製造方法に関し、とくに大径溶接鋼管の溶接部の強度、靱性および割れ特性の改善に関する。
【背景技術】
【0002】
産業用原燃料として採掘される原油や天然ガス、或いはそれらを精製して得られた液体もしくは気体、或いはその他の液体、気体、スラリーなどを大量輸送する手段としてパイプラインが用いられていることは良く知られている。このパイプラインは産業用原燃料の大量輸送の方法として極めて効果的な手段であり、パイプライン用としてより厳しい環境に耐え得るラインパイプが要求されている。
【0003】
このラインパイプには、大径のUOE鋼管が使用されている。しかも最近は、これらエネルギの供給地が寒冷地、あるいは海底など多岐にわたり、ラインパイプに要求される特性も高度なものになっている。
特に、寒冷地に敷設されるラインパイプには、強度と同時に優れた低温靱性を具備することが要求されている。また、ガスパイプラインにおいては、輸送効率を向上させるために、管内の輸送圧カを増加させる傾向にあり、これに伴い、ラインパイプには、高強度化が要求されている。これらの要求に応えるべく鋼材および溶接材料の開発は続けられており、UOE鋼管はX50級の強度から、徐々にグレードを上げて、現在X70級までの鋼管が実用化されている。
【0004】
これらのX70級までのUOE鋼管では、溶接部の強度、靱性向上のため、いずれ溶接金属中にTi、B、Moを適正量添加している。これにより溶接金属の組織をアシキュラーフェライト主体の組織としている。アシキュラーフェライト組織は結晶粒が微細であるため、溶接金属は高強度と高靱性が得られることになる。
例えば、特公昭57-17637号公報では、溶接ワイヤにTi、B、Moを添加して溶接金属の成分調整を行ない、溶接金属を微細組織とし、高靱性溶接金属を得る潜弧溶接法が提案されている。
【0005】
また、特開昭63-2588号公報には、現地溶接性に優れた溶接鋼管が開示されている。この溶接鋼管は鋼管素材の化学組成(Pcm)を低くおさえ、溶接金属の化学組成、とくにTi、B、Mo量を規制したもので、現地における比較的小入熱溶接によって形成された溶接金属、再熱熱影響部においても低硬度が得られ耐食性と高靱性を兼備するパイプとするものである。
【0006】
また、特開平3-285770号公報には、円周溶接時に形成される溶接金属、再熱熱影響部においても低硬度が得られるように鋼管素材、溶接金属の化学組成、とくにTiをAl、O、Nとのバランスで含有させ、耐サワーガス性に優れた大径鋼管とする大径鋼管の製造方法が提案されている。この方法では溶接金属をアシキュラーフェライトになるように成分規制している。
【0007】
これらは、いずれも溶接金属の化学組成等を規定することにより、溶接金属を低硬度化させつつX60〜70級までの大径鋼管の製造を可能にしたものである。しかしながら、ラインパイプの高強度化の要求はさらに強まっており、X100級までの高強度が検討されるようになっている。
【0008】
鋼管を高強度化するにあたり最大の問題は、鋼管溶接部に発生する割れをいかに防止するかである。溶接部の割れとしては、高温割れ、低温割れがある。高温割れは、溶接時に、約1000℃以上の温度域で生じる割れであり、P、S、Niなどの低融点化合物が結晶粒界に形成されることによる結晶粒界割れである。また低温割れは、溶接後の冷却途中や冷却後に発生する割れであり、HAZ部や溶接金属に発生し、拡散性水素量と合金元素量の増加および拘束引張応力が存在することによって生じる。したがって、高温割れ、低温割れともに、溶接金属の合金元素量が増加するに伴い増加することになる。また、溶接後に再加熱を受けた場合に生じる再熱割れについても、Cr、Mo、Vなどの合金元素量が増加するにともない、割れが生じやすくなる。
【0009】
強度を増加させるために単純に合金元素を増加するのみでは、割れの発生を防止することは非常に困難となる。このように、X100級の高強度を有する鋼管を製造するにあたり、割れを発生させることなくシーム溶接部の溶接金属の強度、靱性を確保することが非常に難しく、未だ有効な解決策を得るまでに至っていないのである。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
本発明は、かかる事情を鑑みてなされたもので、X100級の高強度と−20℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギ、VE-20が80J以上の高靱性を有する大径溶接鋼管の製造方法を提供すること目的とする。
本発明は、鋼板の化学組成と鋼板加工後の内面および外面の1パス潜弧溶接による溶接金属の化学組成を限定することにより、X100級の高強度と、かつVE-20が80J以上の高靭性を有する大径溶接鋼管の製造を可能にしたものである。
【課題を解決するための手段】
【0011】
本発明の基礎となった実験結果について説明する。
板厚20mmのX100級厚鋼板を、低酸素系フラックスとTi量の異なる低炭素系溶接ワイヤを用い、開先形状をX開先とし、両側一層のサブマーアーク溶接(3電極、溶接速度1200mm/min)を行い溶接部を作製した。この溶接金属について、組織観察、シャルピー衝撃試験および引張試験を実施した。試片は、溶接金属垂直断面部分の凝固会合部を中心位置として採取した。
【0012】
本実験により得られた溶接金属中の酸素量と溶接金属の強度靱性の関係を図1に示す。溶接金属中の酸素量が増加した場合、溶接金属中の介在物を増加させ、溶接金属の強度は低下し、靭性も低下する。また、酸素量が少なすぎても溶接金属の靱性は低下する。このように溶接金属の酸素量は、0.011〜0.038%の範囲とすることが必要である。溶接金属中の酸素量は、溶接用フラックスと密接な関係があることはよく知られており、本発明では、溶接金属中の酸素量を適正量とするため、低酸素系溶接フラックスを用いる。
【0013】
図2に溶接金属中のTi含有量とアシキュラーフェライト率の関係を示す。
図3に溶接金属中のTi含有量とVE-20の関係を示す。
図2からわかるように、Tiの微量添加でアシキュラーフェライト量が増加し、溶接金属の組織をアシキュラーフェライトを主体とする組織とすることができ、しかも図2、図3からわかるように、Ti含有量を0.007〜0.028%とすることによりアシキュラーフェライト率が55%以上となり、VE-20が80J以上の高靱性が得られる。降伏強さはいずれもX100級の強度となっている。
【0014】
すなわち、従来のX70級までの鋼管においては、アシキュラーフェライトを生成させるために、多量のTiが必要とされていたが、X100級では、Tiを0.007%以上の微量添加すればアシキュラーフェライト組織が得られ、しかも高靱性が得られることになる。しかし、0.028%を超えると靱性が劣化する。このようにX100級の溶接金属中のTi含有量あるいはO含有量には、最適な範囲があるという知見を得た。しかし、Ti含有量あるいはO含有量が上記最適範囲内でも靱性が劣化する場合が見られた。
【0015】
溶接金属の強度と靱性は、含有する合金元素量により大きく変化することは良く知られて、合金元素量をPcm値で整理する場合が多いが、本発明者らはPcm値に影響する元素以外に、上記したようにTiとOの影響が大きいことに着目し、Ti、Oそれぞれ単独ではなくTi、Oおよび他の合金元素により規定されるパラメータが適正範囲内となったときのみ、強度が高いにもかかわらず靱性が向上することを見い出した。すなわち、図4に示されるように、PWM=Pcm+3.19Ti−1.02Oが0.18〜0.33となるときのみ、X100級の強度とVE-20が80J以上という高強度と高靱性を有する溶接金属を得ることを新規に見い出したのである。
【0016】
すなわち、本発明は、重量%で、C:0.05〜0.10%、Si:0.1〜0.5%、Mn:1.2〜2.5%、P:0.010%以下、S:0.008%以下、Al:0.1%以下、Ti:0.008〜0.055%、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、N:0.010%以下、O:0.0035%以下を含み、さらに、Cu:0.2〜2.0%、Ni:0.2〜2.0%、Cr:0.2〜2.0%およびMo:0.05〜2.0%のうちから選ばれた1種又は2種以上を含有し、かつ残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板をUO加工により成形したのち、重量%で、SiO 2 :20〜35%、MnO:3〜10%、CaO:10〜25%、MgO:2〜7%、CaF 2 :25〜40%、Al 2 O 3 :3〜14%、BaO:0〜5%からなる低酸素系フラックスおよび重量%で、C:0.01〜0.10%を含有する低炭素系溶接ワイヤを用いて、内面ついで外面から1パス潜弧溶接を施し、さらに拡管して大径溶接鋼管とする大径溶接鋼管の製造方法において、前記1パス潜弧溶接により得られる溶接金属が、重量%で、C:0.02〜0.10%、Si:0.1〜0.6%、Mn:1.0〜2.7%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:0.02%以下、Ti:0.007〜0.028%、V:0.1%以下、Nb:0.06%以下、N:0.01%以下、O:0.011〜0.038%を含み、さらにCu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、B:0.01%以下のうちから選ばれた1種又は2種以上を含有し、さらに下記PWMが0.18〜0.33であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつアシキュラーフェライトが面積率で55%以上である組織を有する溶接金属であることを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管の製造方法である。
PWM=Pcm+3.19Ti−1.02O
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
【0017】
また、本発明は、重量%で、C:0.05〜0.10%、Si:0.1〜0.5%、Mn:1.2〜2.5%、P:0.010%以下、S:0.008%以下、Al:0.1%以下、Ti:0.008〜0.055%、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、N:0.010%以下、O:0.0035%以下を含み、さらに、Cu:0.2〜2.0%、Ni:0.2〜2.0%、Cr:0.2〜2.0%およびMo:0.05〜2.0%のうちから選ばれた1種又は2種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板を、UO加工により成形したのち、重量%で、SiO 2 :20〜35%、MnO:3〜10%、CaO:10〜25%、MgO:2〜7%、CaF 2 :25〜40%、Al 2 O 3 :3〜14%、BaO:0〜5%からなる低酸素系フラックスおよび重量%で、C:0.01〜0.10%を含有する低炭素系溶接ワイヤを用いて、内面ついで外面から1パス潜弧溶接を施し、さらに拡管して大径溶接鋼管とする大径溶接鋼管の製造方法において、前記1パス潜弧溶接により得られる溶接金属が、重量%で、C:0.02〜0.10%、Si:0.1〜0.6%、Mn:1.0〜2.7%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:0.02%以下、Ti:0.007〜0.028%、V:0.1%以下、Nb:0.06%以下、N:0.01%以下、O:0.011〜0.038%を含み、さらにCu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、B:0.01%以下のうちから選ばれた1種又は2種以上を含有し、さらに下記PWMが0.18〜0.33であり、さらに下記Prhが2.8未満を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつアシキュラーフェライトが面積率で55%以上である組織を有する溶接金属であることを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管の製造方法である。
PWM=Pcm+3.19Ti−1.02O
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
Prh=Cr+Cu+Ni+2Mo+10V+7Nb+5Ti
【産業上の利用可能性】
【0018】
本発明はラインパイプに用いられる大径溶接鋼管の製造方法に関し、特に大径溶接鋼管の溶接部の強度・靱性および割れ特性の改善に関する。ラインパイプは産業用原料の大量輸送の方法として極めて有効な手段であり、パイプライン用としてより厳しい環境に耐え得るラインパイプが要求されている。
本発明は高強度かつ高靱性を有する大径溶接鋼管の製造を可能したものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【0019】
まず、本発明に用いる鋼板の化学成分の限定理由について説明する。
C:0.05〜0.10%
Cは、鋼板の強度を確保するうえでは最も重要な元素の1つであり、0.05%未満では必要強度が得られない。しかし、0.10%を超えると溶接部の炭素量が増加して溶接部が極めて割れやすくなり、また溶接部の靱性をそこなうのでCは0.05〜0.10%の範囲とした。
【0020】
Si:0.1〜0.5%
Siは、脱酸上必要な元素であり、0.1%は必要である。しかし、0.5%を超えると母材の靱性を劣化させるため、Siは0.1〜0.5%の範囲とした。
Mn:1.2〜2.5%
Mnは、鋼板および溶接金属の強度を確保するうえで最も重要な元素の1つであり、X100級の強度を得るためには1.2%は必要である。しかし、2.5%を超すと溶接部に高温割れを生じやすくなるために、Mnは1.2〜2.5%の範囲とした。
【0021】
P:0.010%以下
Pは中心偏析を助長させ、さらに溶接部の高温割れを生じやすくする元素であり、できるだけ低減する。しかし、0.010%以下であれば許容できるため、0.010%を上限とした。
S:0.008%以下
Sは、介在物となり延性、靱性を低下させる。また溶接部の高温割れを生じやすくする元素であるため、できるだけ低減する。0.008%までは許容できるが、0.008%を超えると母材の靱性が劣化し、水素誘起割れが生じやすくなるため上限とした。
【0022】
Al:0.1%以下
Alは、脱酸剤として作用し、さらに結晶粒を微細化させるが0.1%を超えるとHAZ靱性を劣化させ、硫化物応カ腐食割れ感受性を上げるために上限を0.1%とした。
Ti:0.008〜0.055%
Tiは、鋼中で微細なTiNを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靱性およびHAZ靱性を改善する。このためにはTiは0.008%は必要である。しかし、Tiが0.055%を越えて含有されるとTi炭化物が形成されて靱性が劣化するため、上限を0.055%とした。
【0023】
Nb:0.1%以下
Nbは、母材の強度を確保するために必要な元素であり、また優れたHAZ靱性を得るため必要であるが、0.1%を越えて添加すると母材の靱性を劣化するため0.1%を上限とした。なお、Nbは溶接金属の靱性確保の.点から0.01〜0.05%の範囲が好ましい。
V:0.1%以下
Vは、母材の強度を確保するために添加するが、0.1%を超えて添加すると母材の靱性を劣化させるため0.1%を上限とした。なお、Vは好ましくは0.01〜0.05%の範囲である。
【0024】
N:0.010以下%
N含有量が0.010%を越えると母材から溶接金属に溶け込む量が増し、溶接金属のN含有量を増加させ、溶接金属の靱性を劣化させるため0.010%を上限とした。なお、好ましくは0.004%以下である。
O:0.0035%以下
Oは、鋼板においては、介在物となり靱性を劣化させる元素であり、低いほうが好ましい。0.0035%を超えて含有する場合、靱性を劣化させるばかりか、硫化物応力腐食割れを起こしやすくするため0.0035%を上限とした。
【0025】
上記基本成分に加えて、下記の元素を任意成分として添加できる。
Cu:0.2〜2.0%
Cuは強度増加の点から重要な元素であり、必要に応じ添加する。強度の増加は、0.2%以上の添加で認められる。しかし、2.0%を超えて添加すると靱性が劣化するため2.0%を上限とした。
Ni:0.2〜2.0%
Niは強度と靱性をともに向上させる元素であり、必要に応じ添加する。強度・靱性の改善効果が認められるのは0.2%以上添加した場合であり、2.0%を超えると母材からの希釈により溶接金属の高温割れを起こしやすくなるため、2.0%を上限とした。
【0026】
Cr:0.2〜2.0%
Crは強度増加の点から重要な元素である。強度増加のためには0.2%以上の添加が必要である。しかし、2.0%を超えて添加すると靱性が劣化するため、Crは0.2〜2.0%の範囲とした。
Mo:0.05〜2.0%
Moは強度増加の点から重要な元素である。強度増加のためには0.05%以上の添加が必要である。しかし、2,0%を超えて添加すると靱性が劣化するため、Moは0.05〜2.0%の範囲とした。
【0027】
本発明は、上記組成の鋼板をU加工およびO加工によりパイプ形状に成形したのち、低酸素系フラックスおよび低炭素系溶接ワイヤを用いて、シーム部を内面ついで外面から潜弧溶接(サブマージアーク溶接)により一層溶接する。ついで拡管し大径溶接鋼管とする。パイプ形状への成形は通常のUO加工装置を用いて行う。
【0028】
サブマージアーク溶接は、溶接の効率を上げるために多電極方式(好ましくは3〜4電極)による一層溶接が望ましい。開先形状はX開先が望ましく、溶接金属における母材の希釈率は、約50〜75%とすることが望ましい。
さらにフラックスは、低酸素系のフラックスを使用する。本発明に沿う溶接金属を得るためには、溶接金属中の酸素量をコントロールすることが非常に重要になる。溶接金属中の酸素量が増加すると、溶接金属の強度は低下する。また、酸素量が多くなると、溶接金属中の介在物が増加する。酸素量が少な過ぎても溶接金属の靱性が低下することから、これらのバランスを考慮して、溶接金属の酸素量が0.011〜0.038%の範囲となるフラックスを選定する。
【0029】
本発明に使用できるフラックスとしては、つぎのような組成範囲のものとする。低酸素系フラックスは、SiO2:20〜35%、MnO:3〜10%、CaO:10〜25%、MgO:2〜7%、CaF2:25〜40%、Al2O3:3〜14%、BaO:0〜5%からなるものが、X100級の溶接にはとくに好ましい。また、溶接金属へ合金元素を含有させるために、溶接フラックスに必要量添加してもよい。
【0030】
溶接ワイヤは、特にNi、Cr、Moを含有し、C:0.01〜0.10%を含有する低炭素系の溶接ワイヤを使用する。本発明では、溶接金層の化学成分を特定の範囲に限定することにより、溶接部を含めて高強度、高靱性を有する大径溶接鋼管の製造を可能にしたのである。溶接金属の化学組成は、供試鋼板、溶接ワイヤ、溶接用フラックスおよび溶接条件により決定されるものであり、溶接ワイヤのみの化学組成では決定できないが、溶接ワイヤの望ましい化学組成は、C:0.01〜0.10%、Si:0.5%以下、Mn:1.2〜3.5%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Ni:4.0%以下、Cr:1.5%以下、Mo:1.5%以下、Ti:0.15%以下、N:0.01%以下、O:0.01%以下である。その限定理由を以下に説明する。
【0031】
C:0.01〜0.10%
Cは、溶接金属の強度を確保するうえでは最も重要な元素の1つであり、0.01%未満では必要強度が得られない。しかし、0.10%を超えると溶接部の炭素量が増加して溶接部が極めて割れやすくなるばかりか靱性を損なうので0.01〜0.10%の範囲が好ましい。
Si:0.5%以下
Siは、0.5%を超えて添加すると、溶接金属が割れやすくなるために望ましい上限は0.5%である。
【0032】
Mn:1.2〜3.5%
Mnも溶接金属の強度を確保するうえで最も重要な元素の1つであり、X100級の強度を得るためには1.2%は必要である。しかし、3.5%を超すと溶接金属の高温割れが生じやすくなるために1.2〜3.5%の範囲が望ましい。
P、S:0.02%以下
P、Sともに不純物であり、低いことが好ましいが、0.02%まで許容できる。
Ni:4.0%以下
Niは、溶接金属の強度と靱性を向上させる元素である。しかし、4.0%を超えると溶接部に高温割れを起こしやすくなるため望ましい上限は4.0%である。さらに、Niは、0.2〜1.5%の範囲が好ましい。
【0033】
Cr:1.5%以下
Crは、溶接金属の強度増加の点から重要な元素であるが、1.5%を超える添加は焼入性が増加して割れ感受性が増加するため、望ましい上限値は1.5%である。なお、Crは、0.1〜0.6%の範囲が好ましい。
Mo:1.5%以下
Moは、溶接金属の強度増加の点から重要な元素であるが、1.5%を超える添加は焼入性が増加して割れ感受性が増加するため、望ましい上限値は1.5%である。なお、Moは、0.1〜0.5%の範囲が好ましい。
【0034】
Ti:0.15%以下
Tiは、溶接金属の強度と靱性を確保するうえで最も重要な元素の1つであり、X100級の溶接金属を得るためには不可欠の成分である。Tiの添加により、溶接金属の組成をアシキュラーフェライトとする。しかし、0.15%を超えると靱性が劣化するため0.15%以下が望ましい。なお、組織をアシキュラーフェライトとするためには、少なくともTiの添加は0.01%以上が必要であり、好ましくは0.01〜0.07%の範囲である。
N:0.01%以下
Nは、溶接金属の靱性を劣化させるため、ワイヤのN量は0.01%以下が望ましい。
O:0.01%以下
Oは、溶接金属の強度と靱性と密接な関係があるが、特に溶接金属中の酸素量は、主としてフラックスにより決定されるため、溶接ワイヤ中の酸素量は0.01%以下の範囲であれば問題ない。
【0035】
つぎに、上記した溶接フラックス、溶接ワイヤを用いてサブマージアーク溶接により得られる溶接金属の化学組成の限定理由について説明する。
C:0.02〜0.10%
Cは、溶接金属の強度を確保するうえでは最も重要な元素の1つであり、0.02%未満では必要強度が得られない。しかし、0.10%を超えると溶接部の炭素量が増加して溶接部が極めて割れやすくなるばかりか靱性を損なうので0.02〜0.10%の範囲とした。
Si:0.1〜0.6%
Siは、溶接金属の強度を高めるのに寄与するが、過剰となり過ぎると靱性が劣化し、溶接金属が割れやすくなるために、Siは、0.1〜0.6%の範囲とした。
【0036】
Mn:1.0〜2.7%
Mnも溶接金属の強度を確保するうえでは最も重要な元素の1つであり、X100級の強度を得るためには1.0%は必要である。しかし、2.7%を超すと溶接金属の高温割れが生じやすくなるために、1.0〜2.7%の範囲とした。
P:0.02%以下
Pは不純物であり、低いことが好ましいが、0.02%まで許容できるため0.02%を上限とした。
S:0.02%以下
Sは不純物であり、好ましくは、できるだけ低減するが、0.02%まで許容できるため0.02%を上限とした。
【0037】
Al:0.02%以下
Alは溶接金属の脱酸剤として作用するが、0.02%を超えると溶接金属の靱性を劣化させるので0.02%以下とした。
Ti:0.007〜0.028%
Tiは、溶接金属の高強度化と高靱性化を達成するうえで重要な元素である。Tiの微量添加は、溶接金属をアシキュラーフェライト主体の組織とするために必須である。0.007%以上の添加により上記した組織とすることができる。しかし、0.028%を超えると、Tiが過剰になり、溶融金属の組織にベイナイトが増加し、靱性が劣化する。このためTiは0.007〜0.028%の範囲とした。
【0038】
V:0.1%以下
Vは、溶接金属の強度増加に有効な元素であるが、0.1%を超えると溶接金属の焼入性が増加して靱性が劣化するため、0.1%を上限とした。
Nb:0.06%以下
Nbは、溶接材料からではなく、母材の希釈により溶接金属へ含有されるが、溶接金属の靱性の点から低いほうが好ましいため、0.06%を上限とする。なお、Nbは、強度の増加が0.01%以上で著しくなるため、好ましくは0.01〜0.03%の範囲である。
N:0.01%以下
Nは、溶接金属の靱性を劣化させるため、低いほうが好ましいが、0.01%まで許容できるため0.01%を上限とした。
【0039】
O:0.011〜0.038%
Oは、溶接金属の強度と靱性に大きな影響を与える。Oが0.011%未満では溶接金属の靭性が低下し、また、0.038%を超えると溶接金属中の介在物が増加し、靱性が劣化するため、Oは0.011〜0.038%の範囲とした。
Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、B:0.01%以下のうちから選ばれた1種または2種以上
Cu、Ni、Cr、Mo、Bはいずれも溶接金属の強度増加に有効な元素であり、必要に応じて含有させる。なお、耐割れ性がより高く要求される場合には、任意添加元素量を厳しく制限する。
Cuは0.3%以上で強度増加が顕著になるが、1.0%を超えると溶接金属に凝固割れが著しく生じやすくなるため、1.0%以下とした。なお、好ましくは0.3〜1.0%の範囲である。耐割れ性を重視する場合には、添加量は最小限とするのが望ましい。耐割れ性の点からCuの望ましい含有量の範囲は0.5%以下である。
Niは含有量が0.4%以上で強度増加が顕著になるが、2.0%を超えると溶接金属に高温割れや硫化物応カ腐食割れが生じやすくなるため、2.0%以下とした。なお、好ましくは、0.4〜1.2%の範囲である。耐割れ性を重視する場合には、添加量を最小限とするのが望ましい。耐割れ性の点からNiの望ましい範囲は0.2〜0.8%である。
【0040】
Crは含有量が0.1%以上で強度増加が著しくなるが、1.0%を超えると靱性が劣化するため、Crは1.0%以下とした。なお、好ましくは、0.15〜0.5%の範囲である。耐割れ性を重視する場含には、添加量は最小限とするのが望ましい。耐割れ性の点からCrの望ましい範囲は0.3%以下である。
Moは含有量が0.05%以上で強度増加が顕著になるが1.0%を超えると靭性が劣化するため、Moは1.0%以下とした。なお、好ましくは、0.2〜0.9%の範囲である。耐割れ性を重視する場合には、0.8%を超えると割れ感受性が増加するため0.05〜0.8%の範囲が好ましい。
Bは含有量が0.001%以上の含有量で顕著にその効果が認められるが0.01%を超えると靭性が劣化するため、Bは0.01%以下とした。なお好ましくは0.001〜0.005%の範囲である。
【0041】
溶接金属の組織は、アシキュラーフェライトが面積率で55%以上の組織とする。アシキュラーフェライトの面積率が55%以上では、X100級の高強度でも高靱性が得られるが、55%未満では、靱性が劣化するため、55%を下限とした。
PWM=Pcm+3.19Ti−1.02Oで定義されるPWMが0.18〜0.33の範囲とする。Pcmは
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
で定義される。なお、ここではC、Si等の値はwt%の値を使用する。
【0042】
PWMは、強度と靱性を推定できる指標である。PWMが0.18未満では、溶接金属の強度がX100級とならず不足し、PWMが0.33を超えると、靱性が劣化するためPWMは、0.18〜0.33の範囲とした。
耐割れ性を要求される場合には、とくに割れが発生しやすい溶接金属の化学組成をPrh=Cr+Cu+Ni+2Mo+10V+7Nb+5Tiで定義される割れ感受性パラメータPrhを2.8未満に限定する。
シーム溶接部の内面側の溶接金属は、外面溶接により硬化し、割れが発生しやすくなる。本発明では、溶接金属の化学組成を、Prhで2.8未満に限定する。図5に示すようにPrhを2.8未満とすることにより、硬化量が低減し、割れ感受性が低く抑えられる。
【実施例】
【0043】
表1に示す化学組成を有する板厚20mmの厚鋼板をUプレス、Oブレスにより成形したのち、表2に示す低炭素系溶接ワイヤ、および表3に示す低酸素高塩基性フラックスを用い、4電極サブマージアーク溶接により表4に示す溶接条件で内面側、ついで外面側のシーム溶接を行い、ついで拡管し内径750mmの大径溶接鋼管を製造した。なお、溶接金属の化学組成を調整するために、フラックス中に金属粉末を混合した。
【0044】
シーム溶接部の溶接金属について、内面側溶接金属中央部から分析試料を採取し、溶接金属の化学組成を調査した。その結果を表5に示す。また、シーム溶接部の溶接金属から、引張試験片(6mmφJIS A2号試験片)、衝撃試験片(JIS 4号)を採取し、引張強さおよび−20℃での吸収エネルギを求め、表6に示した。さらに、溶接部から試験片を採取し、溶接金属の断面について、光学顕微鏡観察により溶接金属の組織を調査し、さらに、溶接部の断面硬さを内面ビード中央について測定(ビッカース硬度10kg荷重)し最高硬さを求め、表6に併せて示した。
【0045】
本発明例の溶接金属は、VE-20が80J以上で、引張強度が760MPa以上を満足し、X100級の特性を十分に有している。また、本発明例の溶接金属は、Hmaxも低く割れ感受性が低い。
また、比較例は、いずれも化学組成が本発明の範囲外で、VE-20が80J未満か、引張強度が760MPa以下となっており、X100級鋼管の溶接部として不適である。比較例は、強度、靱性が良くても溶接部の最高硬さが高くなっている。
以上説明したように本発明の方法によれば、X100級の強度と同時に優れた低温靱性を有する大径溶接鋼管が製造でき、厳しい環境下に敷設されるパイプラインに使用できるラインパイプを安定して供給できる工業的効果は大である。
【0046】
【表1】
【0047】
【表2】
【0048】
【表3】
【0049】
【表4】
【0050】
【表5】
【0051】
【表6】
【図面の簡単な説明】
【0052】
図1は溶接金属中の酸素量と溶接金属の引張強さと−20℃における吸収エネルギ(VE-20)の関係を示すグラフである。
図2は溶接金属のTi含有量とアシキュラーフェライト量の関係を示すグラフである。
図3は溶接金属のTi含有量と−20℃における吸収エネルギ(VE-20)の関係を示すグラフである。
図4は溶接金属のPWMと引張強さ、−20℃における吸収エネルギ(VE-20)の関係を示すグラフである。
図5は溶接金属の硬さ増加量と割れ感受性パラメータPrhの関係を示すグラフである。
Claims (2)
- 重量%で、C:0.05〜0.10%、Si:0.1〜0.5%、Mn:1.2〜2.5%、P:0.010%以下、S:0.008%以下、Al:0.1%以下、Ti:0.008〜0.055%、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、N:0.010%以下、O:0.0035%以下を含み、さらに、Cu:0.2〜2.0%、Ni:0.2〜2.0%、Cr:0.2〜2.0%およびMo:0.05〜2.0%のうちから選ばれた1種又は2種以上を含有し、かつ残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板をUO加工により成形したのち、重量%で、SiO 2 :20〜35%、MnO:3〜10%、CaO:10〜25%、MgO:2〜7%、CaF 2 :25〜40%、Al 2 O 3 :3〜14%、BaO:0〜5%からなる低酸素系フラックスおよび重量%で、C:0.01〜0.10%を含有する低炭素系溶接ワイヤを用いて、内面ついで外面から1パス潜弧溶接を施し、さらに拡管して大径溶接鋼管とする大径溶接鋼管の製造方法において、前記1パス潜弧溶接により得られる溶接金属が、重量%で、C:0.02〜0.10%、Si:0.1〜0.6%、Mn:1.0〜2.7%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:0.02%以下、Ti:0.007〜0.028%、V:0.1%以下、Nb:0.06%以下、N:0.01%以下、O:0.011〜0.038%を含み、さらにCu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、B:0.01%以下のうちから選ばれた1種又は2種以上を含有し、さらに下記PWMが0.18〜0.33であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつアシキュラーフェライトが面積率で55%以上である組織を有する溶接金属であることを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管の製造方法。
PWM=Pcm+3.19Ti−1.02O
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B - 重量%で、C:0.05〜0.10%、Si:0.1〜0.5%、Mn:1.2〜2.5%、P:0.010%以下、S:0.008%以下、Al:0.1%以下、Ti:0.008〜0.055%、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、N:0.010%以下、O:0.0035%以下を含み、さらに、Cu:0.2〜2.0%、Ni:0.2〜2.0%、Cr:0.2〜2.0%およびMo:0.05〜2.0%のうちから選ばれた1種又は2種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板を、UO加工により成形したのち、重量%で、SiO 2 :20〜35%、MnO:3〜10%、CaO:10〜25%、MgO:2〜7%、CaF 2 :25〜40%、Al 2 O 3 :3〜14%、BaO:0〜5%からなる低酸素系フラックスおよび重量%で、C:0.01〜0.10%を含有する低炭素系溶接ワイヤを用いて、内面ついで外面から1パス潜弧溶接を施し、さらに拡管して大径溶接鋼管とする大径溶接鋼管の製造方法において、前記1パス潜弧溶接により得られる溶接金属が、重量%で、C:0.02〜0.10%、Si:0.1〜0.6%、Mn:1.0〜2.7%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:0.02%以下、Ti:0.007〜0.028%、V:0.1%以下、Nb:0.06%以下、N:0.01%以下、O:0.011〜0.038%を含み、さらにCu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、B:0.01%以下のうちから選ばれた1種又は2種以上を含有し、さらに下記PWMが0.18〜0.33でありさらに下記Prhが2.8未満を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつアシキュラーフェライトが面積率で55%以上である組織を有する溶接金属であることを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管の製造方法。
PWM=Pcm+3.19Ti−1.02O
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
Prh=Cr+Cu+Ni+2Mo+10V+7Nb+5Ti
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP34224195 | 1995-12-28 | ||
PCT/JP1996/003693 WO1997024203A1 (fr) | 1995-12-28 | 1996-12-18 | Procede de fabrication de tubes d'acier soudes de grand diametre qui possedent une grande resistance et une grande solidite |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP4082464B2 true JP4082464B2 (ja) | 2008-04-30 |
Family
ID=18352207
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP52417197A Expired - Fee Related JP4082464B2 (ja) | 1995-12-28 | 1996-12-18 | 高強度高靭性大径溶接鋼管の製造方法 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5837956A (ja) |
EP (1) | EP0812646B1 (ja) |
JP (1) | JP4082464B2 (ja) |
DE (1) | DE69629552T2 (ja) |
WO (1) | WO1997024203A1 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2015083928A1 (ko) * | 2013-12-06 | 2015-06-11 | 주식회사 포스코 | 내충격성 및 내마모성이 우수한 서브머지드아크용접 및 가스금속아크용접용 용접재료 |
KR101568642B1 (ko) | 2015-09-07 | 2015-11-12 | 주식회사 포스코 | 내충격성 및 내마모성이 우수한 서브머지드아크용접 및 가스금속아크용접용 용접재료 |
Families Citing this family (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3320014B2 (ja) * | 1997-06-16 | 2002-09-03 | 川崎製鉄株式会社 | 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板 |
US20010047988A1 (en) * | 1997-10-20 | 2001-12-06 | Kazuo Hiraoka | Welding method and welded joint structure |
GC0000233A (en) * | 2000-08-07 | 2006-03-29 | Exxonmobil Upstream Res Co | Weld metals with superior low temperature toughness for joining high strength, low alloy steels |
MXPA05012510A (es) * | 2003-05-28 | 2006-02-08 | Sumitomo Metal Ind | Tubo de acero para pozo petrolifero para empotramiento-expansion. |
SG11201504087XA (en) * | 2013-01-11 | 2015-09-29 | Kobe Steel Ltd | Weld metal with excellent resistance to hydrogen embrittlement, and solid wire for submerged arc welding |
CN104264054B (zh) * | 2014-09-19 | 2017-02-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种550MPa级的耐高温管线钢及其制造方法 |
DE102016104295A1 (de) * | 2016-03-09 | 2017-09-14 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Hochfester lufthärtender Stahl zur Verwendung als Schweißzusatzwerkstoff |
CN109158737B (zh) * | 2018-10-22 | 2019-11-12 | 钢铁研究总院 | 一种焊缝的制备方法 |
CN109366034B (zh) * | 2018-10-22 | 2019-11-12 | 钢铁研究总院 | 一种管件焊缝及其制备方法 |
CN113118600B (zh) * | 2021-04-27 | 2022-08-30 | 中国石油天然气集团有限公司 | 低温、酸性环境服役钢管的焊接方法及钢管 |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5161473A (en) * | 1974-11-27 | 1976-05-28 | Nippon Kokan Kk | Kosokukonoritsugasushiirudoaakuyosetsunyoru atsunikuteionyokochoryokukokanno seizoho |
JPS62179894A (ja) * | 1986-01-31 | 1987-08-07 | Nippon Steel Corp | 潜弧溶接用溶融型フラツクス |
JPH0698500B2 (ja) * | 1990-03-30 | 1994-12-07 | 新日本製鐵株式会社 | 耐サワーガス性に優れた大径鋼管の製造方法 |
JPH05375A (ja) * | 1990-10-12 | 1993-01-08 | Kawasaki Steel Corp | 鋼管のサブマージアーク溶接方法および装置 |
JP3508189B2 (ja) * | 1993-12-15 | 2004-03-22 | Jfeスチール株式会社 | 低温用高靱性uoe鋼管のサブマージアーク溶接法 |
-
1996
- 1996-12-18 US US08/875,884 patent/US5837956A/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-12-18 EP EP96942568A patent/EP0812646B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-12-18 WO PCT/JP1996/003693 patent/WO1997024203A1/ja active IP Right Grant
- 1996-12-18 DE DE69629552T patent/DE69629552T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1996-12-18 JP JP52417197A patent/JP4082464B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2015083928A1 (ko) * | 2013-12-06 | 2015-06-11 | 주식회사 포스코 | 내충격성 및 내마모성이 우수한 서브머지드아크용접 및 가스금속아크용접용 용접재료 |
KR101568642B1 (ko) | 2015-09-07 | 2015-11-12 | 주식회사 포스코 | 내충격성 및 내마모성이 우수한 서브머지드아크용접 및 가스금속아크용접용 용접재료 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE69629552T2 (de) | 2004-04-01 |
DE69629552D1 (de) | 2003-09-25 |
EP0812646A4 (en) | 2000-01-12 |
EP0812646B1 (en) | 2003-08-20 |
US5837956A (en) | 1998-11-17 |
EP0812646A1 (en) | 1997-12-17 |
WO1997024203A1 (fr) | 1997-07-10 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4564245B2 (ja) | 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の製造方法 | |
CA2231985C (en) | Welded high-strength steel structures and methods of manufacturing the same | |
EP1435399B1 (en) | A welding method for improving resistance to cold cracking | |
JP5061483B2 (ja) | 超高強度溶接鋼管の製造方法 | |
JP6308337B1 (ja) | 縦シーム溶接鋼管 | |
JP4977876B2 (ja) | 母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法 | |
CA2644892C (en) | Steel plate for submerged arc welding | |
JP4484123B2 (ja) | 高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 | |
JP4082464B2 (ja) | 高強度高靭性大径溶接鋼管の製造方法 | |
JP4171169B2 (ja) | 耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管とその製造方法 | |
JP3339403B2 (ja) | 溶接鋼構造物の製造方法および溶接鋼構造物 | |
JP6264520B1 (ja) | 縦シーム溶接鋼管 | |
JPH10324950A (ja) | 高強度溶接鋼構造物およびその製造方法 | |
JP3814112B2 (ja) | シーム溶接部の低温強靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法 | |
JP3303647B2 (ja) | 耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性とに優れた溶接鋼管 | |
JP5028761B2 (ja) | 高強度溶接鋼管の製造方法 | |
JP4119706B2 (ja) | 溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管およびその製造方法 | |
JP3582461B2 (ja) | 高強度溶接鋼管 | |
JP2711071B2 (ja) | サブマージアーク溶接用ボンドフラックス | |
JP4964480B2 (ja) | 溶接部の靱性に優れた高強度鋼管及びその製造方法 | |
JP4774588B2 (ja) | 耐食性に優れた高強度油井鋼管継手の作製方法および高強度油井鋼管継手 | |
JPH0813087A (ja) | シーム部の耐ssc性に優れた溶接鋼管用鋼 | |
KR20220115622A (ko) | 용접 강관 및 그의 제조 방법 | |
JPH06287682A (ja) | 溶接部の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度uoeラインパイプ | |
JPH06287683A (ja) | 溶接軟化部の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度uoeラインパイプ |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070327 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070528 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080205 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080206 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110222 Year of fee payment: 3 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |