JPH08197244A - ガスメタルアーク溶接方法 - Google Patents
ガスメタルアーク溶接方法Info
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- JPH08197244A JPH08197244A JP2720095A JP2720095A JPH08197244A JP H08197244 A JPH08197244 A JP H08197244A JP 2720095 A JP2720095 A JP 2720095A JP 2720095 A JP2720095 A JP 2720095A JP H08197244 A JPH08197244 A JP H08197244A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、ＣＯ2 を含んだ石油，天然ガス，
またはＣＯ2 を輸送するラインパイプの円周溶接に適す
るガスシールドアーク溶接方法を提供する。 【構成】 鋼管の円周溶接において、重量％でＣ：０．
０１〜０．０６％，Ｓｉ：０．０５〜０．６０％，Ｍ
ｎ：０．８〜３．１％，Ｃｒ：０．７〜２．０％，Ｃ
ｕ：０．０５〜０．３０％，Ｔｉ：０．００３〜０．０
４５％，Ａｌ：０．０６％以下を含有し、０．１７≦Ｐ
ｃｍ≦０．２８を満足する溶接金属が得られるように鋼
管母材と溶接ワイヤと溶接条件との組合せによりシール
ドガスに０．５〜１０％Ｏ2 ＋Ａｒを使用した鋼管のガ
スメタルアーク溶接方法である。 【効果】 高強度，高靱性，かつ耐溶接割れ性と耐ＣＯ
2 腐食性に優れた溶接金属が得られ、ラインパイプとし
て優れた効果を発揮し得る。
またはＣＯ2 を輸送するラインパイプの円周溶接に適す
るガスシールドアーク溶接方法を提供する。 【構成】 鋼管の円周溶接において、重量％でＣ：０．
０１〜０．０６％，Ｓｉ：０．０５〜０．６０％，Ｍ
ｎ：０．８〜３．１％，Ｃｒ：０．７〜２．０％，Ｃ
ｕ：０．０５〜０．３０％，Ｔｉ：０．００３〜０．０
４５％，Ａｌ：０．０６％以下を含有し、０．１７≦Ｐ
ｃｍ≦０．２８を満足する溶接金属が得られるように鋼
管母材と溶接ワイヤと溶接条件との組合せによりシール
ドガスに０．５〜１０％Ｏ2 ＋Ａｒを使用した鋼管のガ
スメタルアーク溶接方法である。 【効果】 高強度，高靱性，かつ耐溶接割れ性と耐ＣＯ
2 腐食性に優れた溶接金属が得られ、ラインパイプとし
て優れた効果を発揮し得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＣＯ2 を含んだ石油，
天然ガス，またはＣＯ2 を輸送するラインパイプの円周
溶接方法、特に溶接金属の選択腐食や低温靱性および溶
接性に優れたガスシールドアーク溶接方法に関する。
天然ガス，またはＣＯ2 を輸送するラインパイプの円周
溶接方法、特に溶接金属の選択腐食や低温靱性および溶
接性に優れたガスシールドアーク溶接方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地やオフショアにおける石油，ガス
輸送用大径ラインパイプに対しては、高強度とともに優
れた低温靱性，現地溶接性が要求される。さらに近年、
原油の２次，３次回収におけるＣＯ2 注入や、深井戸化
によるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスに
よるラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2
腐食性が要求されるようになった。
輸送用大径ラインパイプに対しては、高強度とともに優
れた低温靱性，現地溶接性が要求される。さらに近年、
原油の２次，３次回収におけるＣＯ2 注入や、深井戸化
によるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスに
よるラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2
腐食性が要求されるようになった。
【０００３】現在までにＣＯ2 腐食に関しては、Ｃｒ添
加が有効であることが公表されている（石油技術協会誌
第５０巻，第２号図９，１０）。また、例えば特開平
０３−２１１２３０号公報において、鋼管の母材の耐Ｃ
Ｏ2 腐食性改善にＣｒを添加する方法が提案されてい
る。しかし、ＣＯ2 を含む腐食環境下で使用されるライ
ンパイプ円周溶接部のＣＯ2 腐食，選択腐食抑制を考慮
したガスメタルアーク溶接方法は開発されていない。
加が有効であることが公表されている（石油技術協会誌
第５０巻，第２号図９，１０）。また、例えば特開平
０３−２１１２３０号公報において、鋼管の母材の耐Ｃ
Ｏ2 腐食性改善にＣｒを添加する方法が提案されてい
る。しかし、ＣＯ2 を含む腐食環境下で使用されるライ
ンパイプ円周溶接部のＣＯ2 腐食，選択腐食抑制を考慮
したガスメタルアーク溶接方法は開発されていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】一般にシームレス鋼
管，または溶接鋼管をＣＯ2 を含んだ石油，天然ガス輸
送に使用すると、円周溶接金属が選択腐食を起こす場合
が多い。これは溶接金属と母材との化学成分や組織が異
なり、溶接金属の耐ＣＯ2 腐食性が劣化するためであ
る。
管，または溶接鋼管をＣＯ2 を含んだ石油，天然ガス輸
送に使用すると、円周溶接金属が選択腐食を起こす場合
が多い。これは溶接金属と母材との化学成分や組織が異
なり、溶接金属の耐ＣＯ2 腐食性が劣化するためであ
る。
【０００５】従来、前述のような環境下で使用されるラ
インパイプに対して、選択腐食を防止した円周溶接方法
は検討されていなかった。
インパイプに対して、選択腐食を防止した円周溶接方法
は検討されていなかった。
【０００６】本発明は前記課題に鑑みなされたもので、
特に円周溶接金属部のＣＯ2 腐食，選択腐食の防止とと
もに、充分な強度と靱性を具備した溶接金属が得られる
ガスメタルアーク溶接方法を提供する。
特に円周溶接金属部のＣＯ2 腐食，選択腐食の防止とと
もに、充分な強度と靱性を具備した溶接金属が得られる
ガスメタルアーク溶接方法を提供する。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を解決
するものであって、すなわち鋼管の円周溶接において、
鋼管母材の化学成分として、重量％で、Ｃ ：０．０１
〜０．０８％， Ｓｉ：０．５％以下，Ｍｎ：０．
７〜１．５％， Ｎｂ：０．０２〜０．０６
％，Ｃｒ：０．４〜１．４％， Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３０％，Ａｌ：０．０５％以下，
Ｎ ：０．００１〜０．００５％，Ｏ ：０．００
１〜０．００５％を含有し、かつ、Ｐ ：０．０３％以
下， Ｓ ：０．００５％以下に規制し、残
部が鉄および不可避的不純物であって、含有元素および
不純物元素について、 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ≦０ ．５２ を満足する鋼管を、溶接ワイヤの化学成分として、重量
％で、Ｃ ：０．０１〜０．０６％， Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％，Ｍｎ：１．０〜３．２％，
Ｃｒ：０．７〜２．０％，Ｃｕ：０．０５〜０．３０
％， Ｔｉ：０．００５〜０．０６％，Ａｌ：０．
０８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる溶接ワイヤを用い、溶接条件として、 シールドガス：０．５〜１０％Ｏ2 ＋Ａｒ， ワイヤ径 ：０．８〜１．６ｍｍ， 溶接電流 ：１００〜５００Ａ， アーク電圧 ：１５〜４５Ｖ， 溶接速度 ：５〜１５０ｃｍ／ｍｉｎ， 溶接姿勢 ：全姿勢 にてガスメタルアーク溶接方法で溶接することにより、
溶接金属の化学成分として、重量％で、Ｃ ：０．０１
〜０．０６％， Ｓｉ：０．０５〜０．６０％，Ｍ
ｎ：０．８〜３．１％， Ｃｒ：０．７〜２．
０％，Ｃｕ：０．０５〜３．０％， Ｔｉ：０．
００３〜０．０４５％，Ａｌ：０．０６％以下を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物であり、含有元素お
よび不純物元素について、 ０．１７≦Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｕ／２０＋ Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１５＋５Ｂ≦０．２８ を満足する溶接金属を得る溶接を行うことを特徴とする
鋼管のガスメタルアーク溶接方法である。
するものであって、すなわち鋼管の円周溶接において、
鋼管母材の化学成分として、重量％で、Ｃ ：０．０１
〜０．０８％， Ｓｉ：０．５％以下，Ｍｎ：０．
７〜１．５％， Ｎｂ：０．０２〜０．０６
％，Ｃｒ：０．４〜１．４％， Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３０％，Ａｌ：０．０５％以下，
Ｎ ：０．００１〜０．００５％，Ｏ ：０．００
１〜０．００５％を含有し、かつ、Ｐ ：０．０３％以
下， Ｓ ：０．００５％以下に規制し、残
部が鉄および不可避的不純物であって、含有元素および
不純物元素について、 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ≦０ ．５２ を満足する鋼管を、溶接ワイヤの化学成分として、重量
％で、Ｃ ：０．０１〜０．０６％， Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％，Ｍｎ：１．０〜３．２％，
Ｃｒ：０．７〜２．０％，Ｃｕ：０．０５〜０．３０
％， Ｔｉ：０．００５〜０．０６％，Ａｌ：０．
０８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる溶接ワイヤを用い、溶接条件として、 シールドガス：０．５〜１０％Ｏ2 ＋Ａｒ， ワイヤ径 ：０．８〜１．６ｍｍ， 溶接電流 ：１００〜５００Ａ， アーク電圧 ：１５〜４５Ｖ， 溶接速度 ：５〜１５０ｃｍ／ｍｉｎ， 溶接姿勢 ：全姿勢 にてガスメタルアーク溶接方法で溶接することにより、
溶接金属の化学成分として、重量％で、Ｃ ：０．０１
〜０．０６％， Ｓｉ：０．０５〜０．６０％，Ｍ
ｎ：０．８〜３．１％， Ｃｒ：０．７〜２．
０％，Ｃｕ：０．０５〜３．０％， Ｔｉ：０．
００３〜０．０４５％，Ａｌ：０．０６％以下を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物であり、含有元素お
よび不純物元素について、 ０．１７≦Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｕ／２０＋ Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１５＋５Ｂ≦０．２８ を満足する溶接金属を得る溶接を行うことを特徴とする
鋼管のガスメタルアーク溶接方法である。
【０００８】また上記鋼管のガスメタルアーク溶接方法
において、鋼管母材の化学成分として、さらに、Ｖ ：
０．００５〜０．０６０％， Ｎｉ：０．０５〜０．５
％，Ｃｕ：０．０５〜０．５％， Ｍｏ：０．０
５〜０．３０％，Ｃａ：０．００１〜０．００５％，
Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％，ＲＥＭ：０．０００
５〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを
特徴とするものである。
において、鋼管母材の化学成分として、さらに、Ｖ ：
０．００５〜０．０６０％， Ｎｉ：０．０５〜０．５
％，Ｃｕ：０．０５〜０．５％， Ｍｏ：０．０
５〜０．３０％，Ｃａ：０．００１〜０．００５％，
Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％，ＲＥＭ：０．０００
５〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを
特徴とするものである。
【０００９】
【作用】前記課題を解決するために発明者らは、ガスメ
タルアーク溶接ワイヤの化学成分を種々変化させて、Ｃ
Ｏ2 と塩水（ＮａＣｌ水溶液）を含む腐食環境中で、溶
接部の耐食性，耐選択腐食性と，機械的性質について綿
密な調査を重ねた結果，Ｃの低減かつＣｒの添加等によ
って、溶接金属部の化学成分を調整することにより、円
周溶接部の選択腐食を効果的に防止し得るガスメタルア
ーク溶接方法を見出した。
タルアーク溶接ワイヤの化学成分を種々変化させて、Ｃ
Ｏ2 と塩水（ＮａＣｌ水溶液）を含む腐食環境中で、溶
接部の耐食性，耐選択腐食性と，機械的性質について綿
密な調査を重ねた結果，Ｃの低減かつＣｒの添加等によ
って、溶接金属部の化学成分を調整することにより、円
周溶接部の選択腐食を効果的に防止し得るガスメタルア
ーク溶接方法を見出した。
【００１０】本発明において、溶接金属の化学成分を限
定した理由は以下の通りである。
定した理由は以下の通りである。
【００１１】Ｃ：ＣはシールドガスとしてＯ2 ガスを使
用した場合、ＣＯ2 をシールドガスとして使用した場合
と異なり溶接金属中へのＣのピックアップはほとんどな
い。そのため溶接金属中のＣ量が下げられ、耐ＣＯ2 腐
食性が向上する。一方Ｃは良好な機械的性質，作業性を
得るために、ワイヤ中に添加する。
用した場合、ＣＯ2 をシールドガスとして使用した場合
と異なり溶接金属中へのＣのピックアップはほとんどな
い。そのため溶接金属中のＣ量が下げられ、耐ＣＯ2 腐
食性が向上する。一方Ｃは良好な機械的性質，作業性を
得るために、ワイヤ中に添加する。
【００１２】０．０１％未満では溶接金属中の粒界フェ
ライト，フェライトサイドプレートが生成，粗大化する
ため強度及び靱性が低下し、機械的性質が母材に対して
不十分である。また溶滴移行が不安定になり、スパッタ
量が増加する。一方０．０８％より超にすると、溶接金
属内のカソードサイトとなり得る炭化物が増加し、耐Ｃ
Ｏ2 腐食性，耐選択腐食性を劣化させる。また溶接金属
の強度が母材に対して過大となり、それによる靱性不足
が生ずる。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受
性が上昇する。よってＣ量は０．０１〜０．０８％の範
囲とした。
ライト，フェライトサイドプレートが生成，粗大化する
ため強度及び靱性が低下し、機械的性質が母材に対して
不十分である。また溶滴移行が不安定になり、スパッタ
量が増加する。一方０．０８％より超にすると、溶接金
属内のカソードサイトとなり得る炭化物が増加し、耐Ｃ
Ｏ2 腐食性，耐選択腐食性を劣化させる。また溶接金属
の強度が母材に対して過大となり、それによる靱性不足
が生ずる。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受
性が上昇する。よってＣ量は０．０１〜０．０８％の範
囲とした。
【００１３】Ｓｉ：Ｓｉは良好な作業性および溶接金属
の機械的性質を得るためには、溶接金属中で０．０５〜
０．６％必要である。０．０５％以上では濡れ性が低下
しビード形状が不良となり、融合不良などの欠陥の原因
となる。特に含有量が少ないと脱酸力が低下してブロー
ホールが発生する。
の機械的性質を得るためには、溶接金属中で０．０５〜
０．６％必要である。０．０５％以上では濡れ性が低下
しビード形状が不良となり、融合不良などの欠陥の原因
となる。特に含有量が少ないと脱酸力が低下してブロー
ホールが発生する。
【００１４】また溶接金属の強度が母材に対して不足す
る。０．６％より多く添加すると溶接性および溶接金属
の靱性が劣化するので、上限を０．６％とした。さらに
硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が上昇する。よ
ってＳｉ量は０．０５〜０．６０％とした。
る。０．６％より多く添加すると溶接性および溶接金属
の靱性が劣化するので、上限を０．６％とした。さらに
硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が上昇する。よ
ってＳｉ量は０．０５〜０．６０％とした。
【００１５】Ｍｎ：Ｍｎは良好な機械的性質，作業性を
得るために溶接金属に添加する。しかし０．８％未満で
は、溶接金属の強度が母材に対して不足したり、焼入性
が低下するため靱性が低下する。また特にＭｎ量が過度
に少ないと脱酸不足によるブローホールが生ずる。
得るために溶接金属に添加する。しかし０．８％未満で
は、溶接金属の強度が母材に対して不足したり、焼入性
が低下するため靱性が低下する。また特にＭｎ量が過度
に少ないと脱酸不足によるブローホールが生ずる。
【００１６】一方３．１％超にすると溶接金属の硬さが
上昇し、強度が母材に対して過大となり、それによる靱
性不足が生ずる。さらに硬さが上昇する。よってＭｎ量
の適正範囲を０．８〜３．１％とした。
上昇し、強度が母材に対して過大となり、それによる靱
性不足が生ずる。さらに硬さが上昇する。よってＭｎ量
の適正範囲を０．８〜３．１％とした。
【００１７】Ｃｒ：Ｃｒは溶接金属の耐ＣＯ2 腐食性，
耐選択腐食性の改善と良好な機械的性質を得るためにワ
イヤ中に添加する。Ｃｒは溶接金属の耐選択腐食性を向
上させる有効な元素であり、０．７０％未満ではその効
果が得られない。
耐選択腐食性の改善と良好な機械的性質を得るためにワ
イヤ中に添加する。Ｃｒは溶接金属の耐選択腐食性を向
上させる有効な元素であり、０．７０％未満ではその効
果が得られない。
【００１８】また２．００％超にすると溶接金属の強度
が母材に対して過大となり、それによる靱性不足が生ず
る。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が上
昇する。よってＣｒ量の適正範囲を０．７０〜２．００
％とした。望ましくは溶接金属のＣｒ量は母材のＣｒよ
りも０．３％以上添加するとよい。
が母材に対して過大となり、それによる靱性不足が生ず
る。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が上
昇する。よってＣｒ量の適正範囲を０．７０〜２．００
％とした。望ましくは溶接金属のＣｒ量は母材のＣｒよ
りも０．３％以上添加するとよい。
【００１９】Ｃｕ：Ｃｕは本発明では重要な元素であ
る。溶接金属の耐ＣＯ2 腐食性，耐選択腐食性の改善
と、良好な機械的性質を得るためにワイヤ中に添加す
る。特にＣｒとの複合効果により不安定な腐食生成物を
形成し、耐ＣＯ2 腐食性を向上させる。
る。溶接金属の耐ＣＯ2 腐食性，耐選択腐食性の改善
と、良好な機械的性質を得るためにワイヤ中に添加す
る。特にＣｒとの複合効果により不安定な腐食生成物を
形成し、耐ＣＯ2 腐食性を向上させる。
【００２０】溶接金属の耐選択腐食性を向上させるため
には、０．０５％未満ではその効果が得られない。また
０．３０％超にすると、溶接金属の強度が母材に対して
過大となり、それによる靱性不足が生ずる。さらに硬さ
が上昇するとともに溶接割れ感受性が上昇する。よって
Ｃｕ量の適正範囲は０．０５〜０．３０％とした。なお
Ｃｕは溶接ワイヤにメッキされるが、上記の量はこれを
含んだものである。
には、０．０５％未満ではその効果が得られない。また
０．３０％超にすると、溶接金属の強度が母材に対して
過大となり、それによる靱性不足が生ずる。さらに硬さ
が上昇するとともに溶接割れ感受性が上昇する。よって
Ｃｕ量の適正範囲は０．０５〜０．３０％とした。なお
Ｃｕは溶接ワイヤにメッキされるが、上記の量はこれを
含んだものである。
【００２１】Ｔｉ：Ｔｉは溶接金属の低温靱性を確保す
るためにワイヤ中に添加する。Ｔｉはフェライトの微細
化による溶接金属の靱性向上に有効である。しかし０．
００３％未満にするとその効果が得られない。一方０．
０４５％を超えるとスラグ量が増加し、スラグ巻き込み
等の欠陥の原因となる。よってＴｉ量は０．００３〜
０．０４５％とした。
るためにワイヤ中に添加する。Ｔｉはフェライトの微細
化による溶接金属の靱性向上に有効である。しかし０．
００３％未満にするとその効果が得られない。一方０．
０４５％を超えるとスラグ量が増加し、スラグ巻き込み
等の欠陥の原因となる。よってＴｉ量は０．００３〜
０．０４５％とした。
【００２２】Ａｌ：Ａｌは溶接性を確保するために規制
する。０．０６％を超えるとスラグ量が増加し、スラグ
巻き込み等の欠陥の原因となる。よってＡｌ量は０．０
６％以下とした。
する。０．０６％を超えるとスラグ量が増加し、スラグ
巻き込み等の欠陥の原因となる。よってＡｌ量は０．０
６％以下とした。
【００２３】なお不可避不純物の量は少ない方が望まし
く、特にＰ：０．０３０％以下，Ｓ：０．０３０％以
下，Ｎｂ：０．０２％以下，Ｖ：０．０２％以下，Ｎ
ｉ：３．０％以下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｚｒ：０．０
５％以下，Ｂ：０．００２％以下，Ｎ：０．０１％以
下，Ｏ：０．０８％以下の範囲内であれば、溶接金属の
耐ＣＯ2 腐食性および機械的性質を阻害しない。これら
の成分が上記範囲を超える場合には、溶接欠陥の発生
（Ｐ，Ｓ，Ｂ，Ｎ），機械的性質の低下（Ｎｂ，Ｖ，Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎ，Ｏ）等の不具合が生ずる。
く、特にＰ：０．０３０％以下，Ｓ：０．０３０％以
下，Ｎｂ：０．０２％以下，Ｖ：０．０２％以下，Ｎ
ｉ：３．０％以下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｚｒ：０．０
５％以下，Ｂ：０．００２％以下，Ｎ：０．０１％以
下，Ｏ：０．０８％以下の範囲内であれば、溶接金属の
耐ＣＯ2 腐食性および機械的性質を阻害しない。これら
の成分が上記範囲を超える場合には、溶接欠陥の発生
（Ｐ，Ｓ，Ｂ，Ｎ），機械的性質の低下（Ｎｂ，Ｖ，Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎ，Ｏ）等の不具合が生ずる。
【００２４】Ｐｃｍ：また個々の量を限定するだけでは
不十分であり、Ｐｃｍを０．１７≦Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／
３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｕ／２０＋Ｃｒ／２
０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１５＋５Ｂ≦０．２８とする必要
がある。
不十分であり、Ｐｃｍを０．１７≦Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／
３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｕ／２０＋Ｃｒ／２
０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１５＋５Ｂ≦０．２８とする必要
がある。
【００２５】０．１７より小さいと、焼入性が低下する
ため粗大なフェライト，フェライト・サイド・プレート
が生成し、低温靱性を劣化させる。０．２８超になる
と、焼入性が上昇し硬化するため、低温靱性の劣化と溶
接割れを引き起こす。このため０．１７≦Ｐｃｍ≦０．
２８以下とした。望ましくは、０．２０〜０．２６の範
囲がよい。
ため粗大なフェライト，フェライト・サイド・プレート
が生成し、低温靱性を劣化させる。０．２８超になる
と、焼入性が上昇し硬化するため、低温靱性の劣化と溶
接割れを引き起こす。このため０．１７≦Ｐｃｍ≦０．
２８以下とした。望ましくは、０．２０〜０．２６の範
囲がよい。
【００２６】次に、鋼管の化学成分を限定した理由は次
の通りである。
の通りである。
【００２７】Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、
母材および溶接部の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖ等の添
加時に、これらの効果を発揮させるための最小量であ
る。しかしＣが多過ぎると、ＨＡＺ靱性に悪影響をおよ
ぼすだけでなく、母材靱性，溶接性を劣化させるので、
上限を０．０８％とした。
母材および溶接部の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖ等の添
加時に、これらの効果を発揮させるための最小量であ
る。しかしＣが多過ぎると、ＨＡＺ靱性に悪影響をおよ
ぼすだけでなく、母材靱性，溶接性を劣化させるので、
上限を０．０８％とした。
【００２８】Ｃ量が多いとマルテンサイトが生成し、低
温靱性を著しく劣化する。過量のＣ添加は、耐ＣＯ2 腐
食の防止の観点からは炭化物などのカソードサイトを生
成するので、Ｃ量は低い方が望ましい。
温靱性を著しく劣化する。過量のＣ添加は、耐ＣＯ2 腐
食の防止の観点からは炭化物などのカソードサイトを生
成するので、Ｃ量は低い方が望ましい。
【００２９】Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸上０．０５％以上鋼に
必要であるが、多く添加すると溶接性および溶接部の靱
性が劣化するので、上限を０．５％とした。
必要であるが、多く添加すると溶接性および溶接部の靱
性が劣化するので、上限を０．５％とした。
【００３０】Ｍｎ：Ｍｎは、強度，靱性を確保する上で
不可欠な元素であり、その下限は０．７％である。ＨＡ
Ｚ靱性を改善するには、γ粒界に生成する粗大な初析フ
ェライトを防止する必要があるが、Ｍｎ添加はこれを抑
制する効果がある。しかしＭｎが多すぎると、焼入性が
増加して溶接性，ＨＡＺ靱性を劣化させるため、上限を
１．５％とした。
不可欠な元素であり、その下限は０．７％である。ＨＡ
Ｚ靱性を改善するには、γ粒界に生成する粗大な初析フ
ェライトを防止する必要があるが、Ｍｎ添加はこれを抑
制する効果がある。しかしＭｎが多すぎると、焼入性が
増加して溶接性，ＨＡＺ靱性を劣化させるため、上限を
１．５％とした。
【００３１】Ｎｂ：Ｎｂは本発明による溶接において重
要な元素であり、高強度鋼においてはＮｂを添加するこ
となく優れたＨＡＺ靱性を得ることは困難である。Ｎｂ
はγ粒界に生成するフェライトを抑制し、結晶粒を微細
化して鋼を高靱化する。この効果を得るためには、最低
０．０２％のＮｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ
量が多すぎると、逆に微細組織の生成が妨げられるの
で、その上限を０．０６％とした。
要な元素であり、高強度鋼においてはＮｂを添加するこ
となく優れたＨＡＺ靱性を得ることは困難である。Ｎｂ
はγ粒界に生成するフェライトを抑制し、結晶粒を微細
化して鋼を高靱化する。この効果を得るためには、最低
０．０２％のＮｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ
量が多すぎると、逆に微細組織の生成が妨げられるの
で、その上限を０．０６％とした。
【００３２】Ｃｒ：Ｃｒは、耐ＣＯ2 腐食防止の観点か
ら重要な元素である。下限値０．４％は耐ＣＯ2 腐食性
の効果を得る最小値である。しかし多過ぎると現地溶接
性やＨＡＺ靱性を劣化させる。そのため、上限を１．４
％とした。
ら重要な元素である。下限値０．４％は耐ＣＯ2 腐食性
の効果を得る最小値である。しかし多過ぎると現地溶接
性やＨＡＺ靱性を劣化させる。そのため、上限を１．４
％とした。
【００３３】Ｔｉ：Ｔｉは本発明による溶接において重
要な元素であり、ＴｉＮを形成してＨＡＺ組織を微細化
し、ＨＡＺ靱性を向上させる。下限の０．００５％は、
この効果を得るための最小量であり、また上限の０．０
３０％は、ＴｉＣ形成によるＨＡＺ靱性劣化を防止する
ためである。
要な元素であり、ＴｉＮを形成してＨＡＺ組織を微細化
し、ＨＡＺ靱性を向上させる。下限の０．００５％は、
この効果を得るための最小量であり、また上限の０．０
３０％は、ＴｉＣ形成によるＨＡＺ靱性劣化を防止する
ためである。
【００３４】Ａｌ：Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる
元素であるが、０．０５％を超えると、Ａｌ系非金属介
在物が増加して鋼の清浄度を害するので、その上限を
０．０５％とした。
元素であるが、０．０５％を超えると、Ａｌ系非金属介
在物が増加して鋼の清浄度を害するので、その上限を
０．０５％とした。
【００３５】Ｎ：Ｎは、ＴｉＮを形成しγ粒の粗大化抑
制効果を通じて母材，ＨＡＺ靱性を向上させる。このた
め最小量は０．００１％である。しかし多すぎると、ス
ラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性劣化の原因となる
ので、上限は０．００５％以下に抑える必要がある。
制効果を通じて母材，ＨＡＺ靱性を向上させる。このた
め最小量は０．００１％である。しかし多すぎると、ス
ラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性劣化の原因となる
ので、上限は０．００５％以下に抑える必要がある。
【００３６】Ｏ：ＨＡＺにおいて鋼靱化に有効な酸化物
を生成するためには、Ｏ量が０．００１％以上必要であ
る。Ｏ量の上限を０．００５％としたのは、非金属介在
物の生成による鋼の清浄度，靱性劣化を防止するためで
ある。
を生成するためには、Ｏ量が０．００１％以上必要であ
る。Ｏ量の上限を０．００５％としたのは、非金属介在
物の生成による鋼の清浄度，靱性劣化を防止するためで
ある。
【００３７】Ｐ：本発明において、不純物であるＰを
０．０３％以下とした。これは、母材，ＨＡＺの低温靱
性をより一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減するた
めである。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向
を減少させる傾向がある。好ましくは、Ｐ量は０．０１
０％以下がよい。
０．０３％以下とした。これは、母材，ＨＡＺの低温靱
性をより一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減するた
めである。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向
を減少させる傾向がある。好ましくは、Ｐ量は０．０１
０％以下がよい。
【００３８】Ｓ：Ｓ量の上限を０．００５％以上にする
と、ＭｎＳによる靱性の劣化を引き起こす。従って本発
明では、Ｓ量を０．００５％以下とした。好ましくは、
０．００３％以下とするのがよい。
と、ＭｎＳによる靱性の劣化を引き起こす。従って本発
明では、Ｓ量を０．００５％以下とした。好ましくは、
０．００３％以下とするのがよい。
【００３９】本発明の溶接にあたっては、所望によりさ
らに強度調整元素として、Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｃ
ａ，Ｚｒ，ＲＥＭの少なくとも１種類以上を添加する。
らに強度調整元素として、Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｃ
ａ，Ｚｒ，ＲＥＭの少なくとも１種類以上を添加する。
【００４０】Ｖ：Ｖは、Ｎｂとほぼ同じ効果を持つ元素
であるが、０．００５％以下では効果がなく、０．０６
０％超添加しても効果は飽和する。
であるが、０．００５％以下では効果がなく、０．０６
０％超添加しても効果は飽和する。
【００４１】Ｎｉ：Ｎｉは、０．０５％以上の添加によ
り、溶接性，ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく母材
の強度，靱性を向上させる。一方１．０％を超えると、
経済性の点で好ましくないため上限を１．０％とした。
り、溶接性，ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく母材
の強度，靱性を向上させる。一方１．０％を超えると、
経済性の点で好ましくないため上限を１．０％とした。
【００４２】Ｃｕ：Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様な効果が
０．０５％以上の添加によって得られる。しかし１．０
％以上添加すると、熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生
して製造困難となる。このため上限を１．０％とした。
０．０５％以上の添加によって得られる。しかし１．０
％以上添加すると、熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生
して製造困難となる。このため上限を１．０％とした。
【００４３】Ｍｏ：Ｍｏは、０．０５％以上の添加によ
り母材の強度，靱性を向上させる元素であるが、多過ぎ
ると母材，ＨＡＺ靱性，溶接性の劣化を招き好ましくな
い。その上限は０．３０％である。
り母材の強度，靱性を向上させる元素であるが、多過ぎ
ると母材，ＨＡＺ靱性，溶接性の劣化を招き好ましくな
い。その上限は０．３０％である。
【００４４】Ｃａ：鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制
御し、靱性を向上する。しかし０．００１％以下では実
用上効果がなく、また０．００５％を超えるとＣａ系の
大型介在物やクラスターが生成し、鋼の清浄度を害する
だけでなく、靱性，現地溶接性に悪影響を及ぼす。従っ
て０．００５％を上限とした。
御し、靱性を向上する。しかし０．００１％以下では実
用上効果がなく、また０．００５％を超えるとＣａ系の
大型介在物やクラスターが生成し、鋼の清浄度を害する
だけでなく、靱性，現地溶接性に悪影響を及ぼす。従っ
て０．００５％を上限とした。
【００４５】Ｚｒ：Ｚｒは、ほぼＴｉと同様の効果を持
つ元素である。その上下限は、それぞれ、０．００５
％，０．０２５％である。
つ元素である。その上下限は、それぞれ、０．００５
％，０．０２５％である。
【００４６】ＲＥＭ（Ｙを含む希土類元素）：Ｃａの場
合と同様に、ＭｎＳの形態制御のために０．０００５％
以上添加するが、０．０１％を超えると清浄度が損なわ
れるので、その上限を０．０１％とした。
合と同様に、ＭｎＳの形態制御のために０．０００５％
以上添加するが、０．０１％を超えると清浄度が損なわ
れるので、その上限を０．０１％とした。
【００４７】０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．５２については、個々の量
を限定するだけでは不十分であり、０．３５≦Ｃ＋（Ｍ
ｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．５２
の範囲としなければならない。これは低温靱性や現地
溶接性がＣｒを含めた化学成分の全量で決まるからであ
る。下限の０．３５は必要な母材，溶接部の強度を得る
ための最小量であり、０．５２は優れた低温靱性，溶接
性を得るための上限値である。
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．５２については、個々の量
を限定するだけでは不十分であり、０．３５≦Ｃ＋（Ｍ
ｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．５２
の範囲としなければならない。これは低温靱性や現地
溶接性がＣｒを含めた化学成分の全量で決まるからであ
る。下限の０．３５は必要な母材，溶接部の強度を得る
ための最小量であり、０．５２は優れた低温靱性，溶接
性を得るための上限値である。
【００４８】本発明において、ガスメタルアーク溶接ワ
イヤにおける化学成分の限定理由は以下の通りである。
イヤにおける化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００４９】Ｃ：Ｃは、良好な機械的性質，作業性を得
るためにワイヤ中に添加する。０．０１０％未満では、
溶接金属中の粒界フェライト，フェライトサイドプレー
トが生成，粗大化するため、強度及び靱性が低下し機械
的性質が母材に対して不十分である。また溶滴移行が不
安定になり、スパッタ量が増加する。
るためにワイヤ中に添加する。０．０１０％未満では、
溶接金属中の粒界フェライト，フェライトサイドプレー
トが生成，粗大化するため、強度及び靱性が低下し機械
的性質が母材に対して不十分である。また溶滴移行が不
安定になり、スパッタ量が増加する。
【００５０】一方０．０６０％超にすると、溶接金属内
のカソードサイトとなり得る炭化物が増加し、耐ＣＯ2
腐食性，耐選択腐食性を劣化させる。また溶接金属の強
度が母材に対して過大となり、それによる靱性不足が生
ずる。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が
上昇する。よってＣ量は０．０１０〜０．０６０％の範
囲とした。
のカソードサイトとなり得る炭化物が増加し、耐ＣＯ2
腐食性，耐選択腐食性を劣化させる。また溶接金属の強
度が母材に対して過大となり、それによる靱性不足が生
ずる。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が
上昇する。よってＣ量は０．０１０〜０．０６０％の範
囲とした。
【００５１】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素として０．１０％以
上添加する。０．１０％未満では、脱酸能力が低下し溶
接作業性が低下する。また０．６０％超にすると、溶接
金属の強度が母材に対して過大となり、それによる靱性
不足が生ずる。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ
感受性が上昇する。よってＳｉ量は０．１０〜０．６０
％とした。
上添加する。０．１０％未満では、脱酸能力が低下し溶
接作業性が低下する。また０．６０％超にすると、溶接
金属の強度が母材に対して過大となり、それによる靱性
不足が生ずる。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ
感受性が上昇する。よってＳｉ量は０．１０〜０．６０
％とした。
【００５２】Ｍｎ：Ｍｎは、良好な機械的性質，作業性
を得るためにワイヤ中に添加する。しかし１．０％未満
では、溶接金属の強度が母材に対して不足したり、焼入
性が低下するため靱性が低下する。また特にＭｎ量が過
度に少ないと、脱酸不足によるブローホールが生ずる。
を得るためにワイヤ中に添加する。しかし１．０％未満
では、溶接金属の強度が母材に対して不足したり、焼入
性が低下するため靱性が低下する。また特にＭｎ量が過
度に少ないと、脱酸不足によるブローホールが生ずる。
【００５３】一方３．２％超にすると、溶接金属の硬さ
が上昇して強度が母材に対して過大となり、それによる
靱性不足が生ずる。さらに硬さが上昇する。よってＭｎ
量の適正範囲を１．０〜３．２％とした。
が上昇して強度が母材に対して過大となり、それによる
靱性不足が生ずる。さらに硬さが上昇する。よってＭｎ
量の適正範囲を１．０〜３．２％とした。
【００５４】Ｃｒ：Ｃｒは、溶接金属の耐ＣＯ2 腐食
性，耐選択腐食性の改善と、良好な機械的性質を得るた
めにワイヤ中に添加する。Ｃｒは溶接金属の耐選択腐食
性を向上させる有効な元素であり、０．７０％未満では
その効果が得られない。
性，耐選択腐食性の改善と、良好な機械的性質を得るた
めにワイヤ中に添加する。Ｃｒは溶接金属の耐選択腐食
性を向上させる有効な元素であり、０．７０％未満では
その効果が得られない。
【００５５】また２．００％超にすると溶接金属の強度
が母材に対して過大となり、それによる靱性不足が生ず
る。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が上
昇する。よってＣｒ量の適正範囲を０．７０〜２．００
％とした。
が母材に対して過大となり、それによる靱性不足が生ず
る。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が上
昇する。よってＣｒ量の適正範囲を０．７０〜２．００
％とした。
【００５６】Ｃｕ：Ｃｕは本発明では重要な元素であ
る。溶接金属の耐ＣＯ2 腐食性，耐選択腐食性の改善
と、良好な機械的性質を得るためにワイヤ中に添加す
る。特にＣｒとの複合効果により不安定な腐食生成物を
形成し、耐ＣＯ2 腐食性を向上させる。溶接金属の耐選
択腐食性を向上させるためには０．０５％未満ではその
効果が得られない。
る。溶接金属の耐ＣＯ2 腐食性，耐選択腐食性の改善
と、良好な機械的性質を得るためにワイヤ中に添加す
る。特にＣｒとの複合効果により不安定な腐食生成物を
形成し、耐ＣＯ2 腐食性を向上させる。溶接金属の耐選
択腐食性を向上させるためには０．０５％未満ではその
効果が得られない。
【００５７】また０．３０％超にすると、溶接金属の強
度が母材に対して過大となり、それによる靱性不足が生
ずる。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が
上昇する。よってＣｕ量の適正範囲は０．０５〜０．３
０％とした。なおＣｕは溶接ワイヤにメッキされるが、
上記の量はこれを含んだものである。
度が母材に対して過大となり、それによる靱性不足が生
ずる。さらに硬さが上昇するとともに溶接割れ感受性が
上昇する。よってＣｕ量の適正範囲は０．０５〜０．３
０％とした。なおＣｕは溶接ワイヤにメッキされるが、
上記の量はこれを含んだものである。
【００５８】Ｔｉ：Ｔｉは、溶接金属の低温靱性を確保
するためにワイヤ中に添加する。Ｔｉはフェライトの微
細化による溶接金属の靱性向上に有効である。しかし
０．００５％未満にするとその効果が得られない。一方
０．０６％を超えるとスラグ量が増加し、スラグ巻き込
み等の欠陥の原因となる。よってＴｉ量は０．００５〜
０．０６％とした。
するためにワイヤ中に添加する。Ｔｉはフェライトの微
細化による溶接金属の靱性向上に有効である。しかし
０．００５％未満にするとその効果が得られない。一方
０．０６％を超えるとスラグ量が増加し、スラグ巻き込
み等の欠陥の原因となる。よってＴｉ量は０．００５〜
０．０６％とした。
【００５９】Ａｌ：Ａｌは溶接性を確保するために規制
する。０．０８％を超えるとスラグ量が増加し、スラグ
巻き込み等の欠陥の原因となる。よってＡｌ量は０．０
８％以下とした。
する。０．０８％を超えるとスラグ量が増加し、スラグ
巻き込み等の欠陥の原因となる。よってＡｌ量は０．０
８％以下とした。
【００６０】なお不可避不純物の量は少ない方が望まし
く、特にＰ：０．０３０％以下，Ｓ：０．０３０％以
下，Ｎｂ：０．０２％以下，Ｖ：０．０２％以下，Ｎ
ｉ：３．０％以下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｚｒ：０．０
５％以下，Ｂ：０．００２％以下，Ｎ：０．０１％以
下，Ｏ：０．０８％以下の範囲内であれば、溶接金属の
耐ＣＯ2 腐食性および機械的性質を阻害しない。これら
の成分が上記範囲を超える場合には、溶接欠陥の発生
（Ｐ，Ｓ，Ｂ，Ｎ），機械的性質の低下（Ｎｂ，Ｖ，Ｎ
ｉ，Ｍｏ，Ｎ，Ｏ）等の不具合が生ずる。
く、特にＰ：０．０３０％以下，Ｓ：０．０３０％以
下，Ｎｂ：０．０２％以下，Ｖ：０．０２％以下，Ｎ
ｉ：３．０％以下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｚｒ：０．０
５％以下，Ｂ：０．００２％以下，Ｎ：０．０１％以
下，Ｏ：０．０８％以下の範囲内であれば、溶接金属の
耐ＣＯ2 腐食性および機械的性質を阻害しない。これら
の成分が上記範囲を超える場合には、溶接欠陥の発生
（Ｐ，Ｓ，Ｂ，Ｎ），機械的性質の低下（Ｎｂ，Ｖ，Ｎ
ｉ，Ｍｏ，Ｎ，Ｏ）等の不具合が生ずる。
【００６１】本発明における溶接条件の好ましい範囲を
示した理由は次の通りである。
示した理由は次の通りである。
【００６２】シールドガス：先ずガスメタルアーク溶接
として使用されるシールドガス組成とする。このガス組
成として、Ｏ2 ＋ＡｒシールドガスはＣＯ2 ガスを使用
するより溶接金属のＣ量を低減でき、耐ＣＯ2 腐食性を
向上できる。０．５％未満のＣＯ2 ガスではアークをと
ばす溶接ができない。また１０％を超えると溶接金属内
に酸化物が多量に生成し、溶接金属の健全性を低下させ
る。望ましくは３〜７％Ｏ2 ＋Ａｒがよい。
として使用されるシールドガス組成とする。このガス組
成として、Ｏ2 ＋ＡｒシールドガスはＣＯ2 ガスを使用
するより溶接金属のＣ量を低減でき、耐ＣＯ2 腐食性を
向上できる。０．５％未満のＣＯ2 ガスではアークをと
ばす溶接ができない。また１０％を超えると溶接金属内
に酸化物が多量に生成し、溶接金属の健全性を低下させ
る。望ましくは３〜７％Ｏ2 ＋Ａｒがよい。
【００６３】ワイヤ径：開先形状および溶接姿勢に応じ
て、一般に使用される溶接用ワイヤ径として０．８〜
１．６ｍｍとした。
て、一般に使用される溶接用ワイヤ径として０．８〜
１．６ｍｍとした。
【００６４】溶接電流，アーク電圧，溶接速度：開先形
状，溶接姿勢およびワイヤ径に応じて、一般に使用され
る溶接電流，アーク電圧，溶接速度とする。溶接電流は
１００〜５００Ａ，アーク電圧は１５〜４５Ｖ，溶接速
度は５〜１５０ｃｍ／ｍｉｎとした。
状，溶接姿勢およびワイヤ径に応じて、一般に使用され
る溶接電流，アーク電圧，溶接速度とする。溶接電流は
１００〜５００Ａ，アーク電圧は１５〜４５Ｖ，溶接速
度は５〜１５０ｃｍ／ｍｉｎとした。
【００６５】溶接姿勢：鋼管の円周溶接を考慮して全姿
勢とする。
勢とする。
【００６６】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。
【００６７】表１に示す化学成分の板厚２５ｍｍの供試
鋼を外径９１０ｍｍで造管した後、表２に示す化学成分
の溶接ワイヤを用いてガスメタルアーク溶接を実施し
た。ワイヤ径は１．２ｍｍφを使用し、溶接入熱４〜１
２ｋＪ／ｃｍで溶接した。
鋼を外径９１０ｍｍで造管した後、表２に示す化学成分
の溶接ワイヤを用いてガスメタルアーク溶接を実施し
た。ワイヤ径は１．２ｍｍφを使用し、溶接入熱４〜１
２ｋＪ／ｃｍで溶接した。
【００６８】その結果得られた溶接金属の化学成分を表
３〜表４に、また機械的性質を表５にそれぞれ示す。Ｙ
ＳはＡＰＩ平型引張りを用いて評価し、靱性はＪＩＳ４
号試験片を用いて−３０℃での吸収エネルギーで評価し
た。溶接割れ発生の有無は溶接後の５断面を観察し評価
した。
３〜表４に、また機械的性質を表５にそれぞれ示す。Ｙ
ＳはＡＰＩ平型引張りを用いて評価し、靱性はＪＩＳ４
号試験片を用いて−３０℃での吸収エネルギーで評価し
た。溶接割れ発生の有無は溶接後の５断面を観察し評価
した。
【００６９】耐ＣＯ2 腐食性は１０％ＮａＣｌ水溶液に
１ａｔｍＣＯ2 をバブリングし、８０℃，ｐＨ５．０に
調整し、試験片を９６ｈｒ以上浸漬し評価した。同時に
溶接部の浸漬試験を実施し、選択腐食の有無を調査し
た。なお試験片から溶接割れ、溶接欠陥，ブローホール
等を極力排除するよう心掛けた。しかしながらＡＰＩ引
張では採取困難な場合は測定不可能（表４および表５中
の−印）とした。
１ａｔｍＣＯ2 をバブリングし、８０℃，ｐＨ５．０に
調整し、試験片を９６ｈｒ以上浸漬し評価した。同時に
溶接部の浸漬試験を実施し、選択腐食の有無を調査し
た。なお試験片から溶接割れ、溶接欠陥，ブローホール
等を極力排除するよう心掛けた。しかしながらＡＰＩ引
張では採取困難な場合は測定不可能（表４および表５中
の−印）とした。
【００７０】
【表１】
【００７１】
【表２】
【００７２】
【表３】
【００７３】
【表４】
【００７４】
【表５】
【００７５】表５に示すように、本発明例による鋼管１
〜１０のガスメタルアーク溶接方法では、溶接性に優
れ、かつ高強度，高靱性で耐ＣＯ2 腐食性の優れた溶接
金属が得られた。
〜１０のガスメタルアーク溶接方法では、溶接性に優
れ、かつ高強度，高靱性で耐ＣＯ2 腐食性の優れた溶接
金属が得られた。
【００７６】これに反し比較例では、鋼管１１〜２３は
ワイヤの化学成分が適切でなく、溶接作業性，機械的性
質が得られない。このうち鋼管１１はＣ量が少なく、強
度靱性が不足した。鋼管１２はＣ量が過多で耐ＣＯ2 腐
食性が劣化した。鋼管１３はＳｉ量が少なく、逆に鋼管
１４はＳｉ量が多くて溶接性が悪く、また低温靱性が劣
化した。
ワイヤの化学成分が適切でなく、溶接作業性，機械的性
質が得られない。このうち鋼管１１はＣ量が少なく、強
度靱性が不足した。鋼管１２はＣ量が過多で耐ＣＯ2 腐
食性が劣化した。鋼管１３はＳｉ量が少なく、逆に鋼管
１４はＳｉ量が多くて溶接性が悪く、また低温靱性が劣
化した。
【００７７】鋼管１５ではＭｎが少ないために、また逆
に鋼管１６ではＭｎが多いためにそれぞれ溶接作業性，
靱性が低下した。鋼管１７ではＣｒ量の不足のため耐Ｃ
Ｏ2腐食性が劣化した。鋼管１８ではＣｒ量が多いた
め、鋼管１９ではＴｉ量が少ないため、それぞれ溶接金
属の靱性が低下した。
に鋼管１６ではＭｎが多いためにそれぞれ溶接作業性，
靱性が低下した。鋼管１７ではＣｒ量の不足のため耐Ｃ
Ｏ2腐食性が劣化した。鋼管１８ではＣｒ量が多いた
め、鋼管１９ではＴｉ量が少ないため、それぞれ溶接金
属の靱性が低下した。
【００７８】さらに鋼管２０はＴｉ量が、鋼管２１では
Ａｌ量がそれぞれ多く、靱性が劣化した例である。また
鋼管２２はＣｕ量が少なく、耐食性が向上しない。鋼管
２３はＣｕ量が多く、溶接性の低下とともに靱性も劣化
した。
Ａｌ量がそれぞれ多く、靱性が劣化した例である。また
鋼管２２はＣｕ量が少なく、耐食性が向上しない。鋼管
２３はＣｕ量が多く、溶接性の低下とともに靱性も劣化
した。
【００７９】鋼管２４〜２６では、母材の化学成分が不
適切である。このうち鋼管２４では母材のＣｒ量が低い
ため、鋼管２６では母材のＣ量が多いため選択腐食が発
生した。また鋼管２５では、母材のＣｒ量が高いためＨ
ＡＺ靱性が低下した。
適切である。このうち鋼管２４では母材のＣｒ量が低い
ため、鋼管２６では母材のＣ量が多いため選択腐食が発
生した。また鋼管２５では、母材のＣｒ量が高いためＨ
ＡＺ靱性が低下した。
【００８０】鋼管２７〜２８では、シールドガスのＯ2
ガス量が適切でないため材質特性の確保が出来ない。こ
のうち鋼管２７では、Ｏ2 ガス量が少ないため良好な溶
接性が得られない。また鋼管２８ではＯ2 ガス量が多い
ため溶接金属の酸化物が増加し、溶接金属の靱性を劣化
させた。
ガス量が適切でないため材質特性の確保が出来ない。こ
のうち鋼管２７では、Ｏ2 ガス量が少ないため良好な溶
接性が得られない。また鋼管２８ではＯ2 ガス量が多い
ため溶接金属の酸化物が増加し、溶接金属の靱性を劣化
させた。
【００８１】
【発明の効果】以上説明したように本発明の鋼管のガス
メタルアーク溶接方法によれば、鋼管母材，溶接ワイ
ヤ，溶接金属それぞれの化学成分および溶接方法条件を
厳密に限定することにより、高強度，高靱性を有し、か
つ耐溶接割れ性と耐ＣＯ2 腐食性に優れた溶接金属を得
ることができ、特に寒冷地やオフショアにおけるＣＯ2
を含有する石油，天然ガスを輸送するラインパイプの中
継（円周）溶接に適しており、また耐選択腐食性に優れ
た円周溶接金属が得られ、ラインパイプとして優れた効
果を発揮し得る。
メタルアーク溶接方法によれば、鋼管母材，溶接ワイ
ヤ，溶接金属それぞれの化学成分および溶接方法条件を
厳密に限定することにより、高強度，高靱性を有し、か
つ耐溶接割れ性と耐ＣＯ2 腐食性に優れた溶接金属を得
ることができ、特に寒冷地やオフショアにおけるＣＯ2
を含有する石油，天然ガスを輸送するラインパイプの中
継（円周）溶接に適しており、また耐選択腐食性に優れ
た円周溶接金属が得られ、ラインパイプとして優れた効
果を発揮し得る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 為広 博 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内 (72)発明者 小川 洋之 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内 (72)発明者 品田 功一 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 鋼管の円周溶接において、鋼管母材の化
学成分として、重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．０８％， Ｓｉ：０．５％以
下，Ｍｎ：０．７〜１．５％， Ｎｂ：０．０
２〜０．０６％，Ｃｒ：０．４〜１．４％，
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％，Ａｌ：０．０５％以
下， Ｎ ：０．００１〜０．００５％，Ｏ
：０．００１〜０．００５％を含有し、かつ、 Ｐ ：０．０３％以下， Ｓ ：０．００５
％以下に規制し、残部が鉄および不可避的不純物であっ
て、含有元素および不純物元素について、 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ≦０ ．５２ を満足する鋼管を、溶接ワイヤの化学成分として、重量
％で、 Ｃ ：０．０１〜０．０６％， Ｓｉ：０．１０〜
０．６０％，Ｍｎ：１．０〜３．２％， Ｃ
ｒ：０．７〜２．０％，Ｃｕ：０．０５〜０．３０％，
Ｔｉ：０．００５〜０．０６％，Ａｌ：０．０８
％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る溶接ワイヤを用い、溶接条件として、 シールドガス：０．５〜１０％Ｏ2 ＋Ａｒ， ワイヤ径 ：０．８〜１．６ｍｍ， 溶接電流 ：１００〜５００Ａ， アーク電圧 ：１５〜４５Ｖ， 溶接速度 ：５〜１５０ｃｍ／ｍｉｎ， 溶接姿勢 ：全姿勢 にてガスメタルアーク溶接方法で溶接することにより、
溶接金属の化学成分として、重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．０６％， Ｓｉ：０．０５〜
０．６０％，Ｍｎ：０．８〜３．１％， Ｃ
ｒ：０．７〜２．０％，Ｃｕ：０．０５〜３．０％，
Ｔｉ：０．００３〜０．０４５％，Ａｌ：０．０
６％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であ
り、含有元素および不純物元素について、 ０．１７≦Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｕ／２０＋ Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１５＋５Ｂ≦０．２８ を満足する溶接金属を得る溶接を行うことを特徴とする
鋼管のガスメタルアーク溶接方法。 - 【請求項２】 鋼管母材の化学成分として、さらに、 Ｖ ：０．００５〜０．０６０％， Ｎｉ：０．０５〜
０．５％，Ｃｕ：０．０５〜０．５％， Ｍｏ：
０．０５〜０．３０％，Ｃａ：０．００１〜０．００５
％， Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％，ＲＥＭ：０．
０００５〜０．０１％の１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１記載の鋼管のガスメタルアー
ク溶接方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2720095A JPH08197244A (ja) | 1995-01-24 | 1995-01-24 | ガスメタルアーク溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2720095A JPH08197244A (ja) | 1995-01-24 | 1995-01-24 | ガスメタルアーク溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08197244A true JPH08197244A (ja) | 1996-08-06 |
Family
ID=12214460
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2720095A Withdrawn JPH08197244A (ja) | 1995-01-24 | 1995-01-24 | ガスメタルアーク溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08197244A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103350289A (zh) * | 2013-06-21 | 2013-10-16 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种低温韧性优异的高强度埋弧焊丝熔敷金属 |
| JP2020111791A (ja) * | 2019-01-11 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
| JP2020111790A (ja) * | 2019-01-11 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
-
1995
- 1995-01-24 JP JP2720095A patent/JPH08197244A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103350289A (zh) * | 2013-06-21 | 2013-10-16 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种低温韧性优异的高强度埋弧焊丝熔敷金属 |
| JP2020111791A (ja) * | 2019-01-11 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
| JP2020111790A (ja) * | 2019-01-11 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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