JPS6171195A - Manufacture of heat treated steel tube - Google Patents

Abstract

PURPOSE:To obtain a heat treated steel tube having necessary strength and tenacity by heat treating a steel tube obtained by submerged arc welding of a steel plate having specified components using a welding wire and flux comprised of specified compositions respectively. CONSTITUTION:The steel plate consisting of, by weight, 0.03-0.15% C, 0.4% or less Si, 0.5-2.0% Mn, and the balance Fe with inevitable impurities is pre pared. This steel plate is made to a steel tube by submerged arc welding using a welding wire consisting of 0.01-0.20%C, 0.2% or less Si, 0.5-2.5% Mn, 0.2% or less Al, and the balance Fe with inevitable impurities, and flux having follow ing composition. Above-mentioned flux is 1.5 or more in basicity Bx shown by the equation, and contain 6-60% the flux weight of, CaF2 excluding CO2 component, and contains 5% or less CO2 of carbonate minerals in the flux in terms of gaseous CO2. The steel tube is then heated at 870-970 deg.C for 1-30 minutes and cooled. Then, the tube is tempered at the temperature of 500- the temp. of just under AC for 5-30 minutes, and an objective heat treated steel tube having high tenacity is obtained.

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は潜弧−溶接により製造した鋼管を熱処Ｆ１１す
ることにより、必要な強度と靭性を有する熱処理鋼管の
製造方法に関するものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION (Industrial Application Field) The present invention relates to a method of manufacturing a heat-treated steel pipe having required strength and toughness by subjecting a steel pipe manufactured by latent arc welding to heat treatment F11.

（従来の技術） 最近、原油ｉ’１ｉｆｉ格の高騰により、従来はかえり
みられなかった寒冷地（例えば−６０℃）、ある（・は
腐食環境下でのエネルギー開発がさかんとなり。(Prior art) Recently, due to the rise in the price of crude oil, energy development in corrosive environments, such as cold regions (for example -60 degrees Celsius), which have not been seen before, has become active.

そこで使用される海洋構造物やラインパイプの低畠靭法
１強度の要求は、低温化、高強度化の一途をたどって℃
・る。The requirements for low ridge toughness 1 strength for offshore structures and line pipes used in these areas are increasing as temperatures continue to decrease and strength increases.
・Ru.

一方、パイプライン敷設時には、直管のみではなく、曲
管、異径管、７字管が必要とされる。このような鋼管は
、溶接後熱間加工を行なうのが最も廉価に製造できるこ
とから、直管を溶接により、製造し高周波加熱等により
熱間加工を行なっている。On the other hand, when laying pipelines, not only straight pipes but also curved pipes, pipes with different diameters, and 7-shaped pipes are required. Since such steel pipes can be manufactured most inexpensively by hot working after welding, straight pipes are manufactured by welding and then hot worked by high frequency heating or the like.

しかし、このような技術はこれまで、常温及び高温用と
して採用されては（・るが、低温用としては採用されな
かった。その理由は溶接金属の靭性が、オーステナイト
域まで加熱後冷却されると低下すると（・５問題があっ
たためである。However, until now, this type of technology has been adopted for applications at room temperatures and high temperatures, but has not been adopted for applications at low temperatures. This is because there were 5 problems.

従来、溶接鋼管を熱処理して、高靭化を達成する技術と
して、特開昭５０−３３９４６号、同５０−５６７７３
４号公報に溶接金属の低酸素化が、高靭化に有効な方法
として提案されている。これらは、酸素量が多（７，Ｃ
ると、酸化物系介在物が増加し、破壊しやすくなること
、および焼入性が低下し、上部ベイナイト組織となるた
め、靭性が低下することを、（＠接金属を低酸素化する
ことによって防止しようとするものである。Conventionally, as a technique for heat-treating welded steel pipes to achieve high toughness, Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 50-33946 and 50-56773 have been proposed.
No. 4 proposes reducing the oxygen content of weld metal as an effective method for increasing toughness. These have a high amount of oxygen (7, C
In this case, the number of oxide inclusions increases, making it easier to fracture, and the hardenability decreases, forming an upper bainite structure, resulting in a decrease in toughness. This is what we are trying to prevent.

しかし、サブマージアーク溶接にお（・て、溶接金属の
低酸素化な計るためには、フラックスの塩＆Ｋを上げる
必要がある。フラックスの塩基度を上げると、溶接作業
性が低下すると（・５問題及び低酸素化を目的としたフ
ラックスでは、溶接金属を７−ルドする効果が減少し、
溶接金属中グ）窒素ｊ［ｔが増加して、靭性が低下する
と（・５問題があった。However, in submerged arc welding (・), it is necessary to increase the salt and K of the flux in order to reduce the oxygen content of the weld metal.If the basicity of the flux is increased, welding workability decreases (・5 Problems and fluxes aimed at lowering oxygen levels reduce the effect of welding the weld metal.
In the weld metal, when nitrogen j[t increases and the toughness decreases (・5 problems occurred).

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は、溶接金属の酸素量を低減すると同時に、Ａｔ
、窒素を積極的に利用して、Ａｔ、窒素の効果を最大限
に利用する熱処理を施すことによって、溶接位属の引張
強さが４０〜７０　Ｋｒ　ｆ　／ｒｘｘ２の範囲で、ミ
クロ組織を倣細フェライトとして、−５０℃以下の開用
に耐える熱処理鋼管の製造方法の提供を目的とする。(Problems to be Solved by the Invention) The present invention reduces the amount of oxygen in weld metal and at the same time
By proactively using nitrogen and performing heat treatment to maximize the effects of At and nitrogen, the microstructure can be imitated with a tensile strength of the welded metal in the range of 40 to 70 Kr f /rxx2. The object of the present invention is to provide a method for manufacturing a heat-treated steel pipe that can withstand use at -50°C or lower as a fine ferrite.

（問題点を解決するための手段、作用）本発明は、熱処
理後の溶接金属の高靭化要因を柾々検討することにより
、溶接金属中の酸素、Ａｔおよび窒素が、靭性と密接な
関係を持つこと、すなわち低酸素化およびＡｔ、窒素の
存在が熱処理後のフェライト組織を微細化して、高靭化
に有効であるとの知見を得てなされたもので、その要旨
は、Ｃ：０．０３〜０１５％（重量チ以下同じ）　、　
Ｓｉ　：０４逅以下、：Ｖｌｎ　：　０．５〜２．０　
％残部Ｆ’ｅおよび不可避的不純物よりなる鋼板を、Ｃ
：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：
０５〜２．５％、Ａｔ　：　０．２％以下残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物よりなる溶接ワ・イヤと、下式に示す
塩基ＡｔＢｘＩＪ″−１，５以上であり、かつＣＯ２成
分を除くフラックス重量に対し、ＣａＦｚ　：　６〜６
０％を含み、かつフラックス中の炭酸塩鉱物り）　ＣＯ
２ガス成分が、　　ＣＯ２ガス量に換算して、ＣＯ２ガ
ス成分を除くフラックス重量の５％以下を富有するフラ
ックスを用いて、潜弧溶接により造管した誦管乞、８７
０℃〜９７０℃で１〜３０分卯２分段２Ａ後冷却し・で
５００℃〜ＡＣ＋直下の温度で、５〜３０分焼戻しする
ことにより高靭性を１′、）るものである。(Means and effects for solving the problem) The present invention, by carefully studying the factors that increase the toughness of weld metal after heat treatment, has revealed that oxygen, At, and nitrogen in weld metal have a close relationship with toughness. This was done based on the knowledge that low oxygen and the presence of At and nitrogen are effective in refining the ferrite structure after heat treatment and increasing toughness.The gist of this is that C:0 .03~015% (same below weight),
Si: 04 or less, Vln: 0.5 to 2.0
% balance F'e and unavoidable impurities, C
: 0.01 to 0.20%, Si: 0.2% or less, Mn:
05 to 2.5%, At: 0.2% or less Welding wire consisting of the balance Fe and unavoidable impurities, and a flux weight of the base AtBxIJ''-1.5 or more shown in the following formula and excluding CO2 components. On the other hand, CaFz: 6-6
carbonate minerals in the flux) CO
87 A pipe made by submerged arc welding using a flux in which two gas components account for 5% or less of the weight of the flux excluding the CO2 gas component in terms of the amount of CO2 gas.
High toughness is achieved by cooling at 0° C. to 970° C. for 1 to 30 minutes in two stages and then tempering at a temperature of 500° C. to just below AC+ for 5 to 30 minutes.

Ｂｘ　＝　６．５　ＯＮｎｍｏ＋６．０５ＮＣａＯ＋４
．８ＮＭｎＯ＋４．ＯＮＭｇＯ＋３．４ＮＦｅＯ＋５．
Ｉ　ＮＣｎＦ２＋　０．３　Ｎ　Ｚｒ０２−０．２Ｎ紅
ｘＯｚ　　２．２ＮＴｉ０２　６．３ＮＳｉＯ□但しＮ
Ｋは成分Ｘのモル分率とする。Bx = 6.5 ONnmo+6.05NCaO+4
．． 8NMnO+4. ONMgO+3.4NFeO+5.
I NCnF2+ 0.3 N Zr02-0.2N Red x Oz 2.2NTi02 6.3NSiO□However, N
K is the mole fraction of component X.

以下、本発明を作用と共に詳細１に説明する。Hereinafter, the present invention will be explained in detail 1 along with its operation.

不発明のメ１犬とする鋼管は、引張強さが７０Ｋｇ７’
ｍ２以下の比較的強度の低（・ものである。鋼管素材と
して、単純にＣ、Ｓｉ　、　Ｍｎ、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる鋼板を用し・る場合と、これにＮｉ
　、　Ｃｒ、　Ｍ０．　Ｃｕ、　Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂを
添加した鋼板を用（・石場合とがある。The uninvented steel pipe has a tensile strength of 70Kg7'
m2 or less and has a relatively low strength.There are two cases in which a steel plate simply made of C, Si, Mn, the balance Fe and unavoidable impurities is used as the steel pipe material, and another case in which Ni
, Cr, M0. Uses steel plates containing Cu, Nb, V, Ti, and B (sometimes with stone).

Ｃは溶接金属中にお（・て、００５％未真の場合は焼入
性が不足し、適正強度を寿らｒＬな（・。他の合金元素
で強度を侮ることは経済的に不利となる。C is present in the weld metal (・If it is less than 0.05%, the hardenability will be insufficient and the proper strength will not be maintained (・. It is economically disadvantageous to underestimate the strength with other alloying elements. Become.

また０１５％を超えると低温靭性か得られな（・。Also, if it exceeds 0.15%, low-temperature toughness cannot be obtained (・.

この、蝋から鋼板中のＣ金は０．０５％〜０．１５チ、
溶接ワイヤ中のＣ量は００１％〜０２０％を限定する。The C gold in the steel plate from this wax is 0.05% to 0.15%,
The amount of C in the welding wire is limited to 0.001% to 0.020%.

Ｓｉは、鋼板中に鋭敏および強度確味の目屹で添加され
るが溶接金属中にお汽・て、０４％を超えて添加される
と、靭性に対して有害であることから、鋼板中のＳｊ　
Ｂを０４係以下とする。しかし溶接ワイヤ中には、０．
２％を超えては必要な（・ことから０．２％以下とする
。結果的にはｆ’ｉ　Ｈ−ｉｋＡ中に０１〜０３％程度
含有されることになる。Si is added to steel sheets to improve sharpness and strength, but if it is added to weld metal in an amount exceeding 0.4%, it is harmful to the toughness. Sj of
Set B to 04 or below. However, in the welding wire, 0.
If it exceeds 2%, it is necessary (・), so it is set to 0.2% or less. As a result, it is contained in f'i H-ikA at about 01 to 03%.

１ＶＩｎは強度を得るために最も一般的に使用される元
素である。通常の鋼＆１シ工ｎ友は０．５〜２．０％が
必要であり、ワイヤ中ＩＶｌｎ鉦が０．５％未満では強
度不足、２５チを超えると低温ｖＪ注が低下することか
ら、ワイヤ中Ｍｎ　’Ａは０５〜２．５％と限定する。1VIn is the most commonly used element for strength. Ordinary steel & 1st grade engineering n friends require 0.5 to 2.0%, and if the IVln in the wire is less than 0.5%, the strength will be insufficient, and if it exceeds 25%, the low temperature vJ will decrease. Mn'A in the wire is limited to 05 to 2.5%.

この埒溶接金楓中ＩＶｌｎ量は、引張強さの点から鋼板
と同じ０５〜２υチとすることが望ましく・０Ａｔは不
発明にお℃・て最も重要な元素である。Ａｔは沿接金（
・ｉ中のフリーＮをＡｔＮとして固定し、また生成した
ＡｔＮは、再加熱時にオーステナイト粒の成長を抑制し
、γ→α変域時にフェライト生成を促進させる。第１図
は、水冷焼入した溶接金属中のｓ　ｏ　ｔＡ　ｔと、破
面遷移＠Ｋ　ｖＴｒｓ　１７）関係を、溶接ＴＬ樵中記
素蓋しにル苺に示したもので、５ｏｔＡｌ量が０００５
多未調ではオーステナイ［・粒粗大化仰利効果および）
ＩＪ−Ｎ固定効果がな℃・ため、本発明の目的とするｖ
Ｔｒｓ　＜　−５０℃が得られていない。From the viewpoint of tensile strength, it is desirable that the IVln content in the welded metal maple be 05 to 2υ, the same as that of the steel plate. 0At is the most important element in the temperature range. At is the interest charge (
- The free N in i is fixed as AtN, and the generated AtN suppresses the growth of austenite grains during reheating and promotes ferrite formation in the γ→α range. Figure 1 shows the relationship between s o tA t in water-quenched weld metal and fracture surface transition @K vTrs 17). 0005
In the Tami tone, austenai [・grain coarsening effect and]
Since there is no IJ-N fixed effect, the v
Trs < -50°C was not obtained.

−万、５ｏｌＡＬが０．１％を超えると、高温脆性ある
℃・：ｉ加工中に割れが生ずるため、溶接金属中の５ｏ
ｊＡｊ量は、０．１％以下とする必要がある。したがっ
て、溶接ワイヤ中のＡｔ含有量を０２９ｂ以下とする必
要がある。γ域熱処理による溶接金属の靭性劣化は、主
として高酸素が原因である。Ａｔの効果を最大限に発揮
させるためには、溶接金属中の総酸素量は、第１図から
も明らかなように、２００ｐｐｍ以下とすることが有効
である。この低醐素化につし・では、後述の本発明フラ
ックスを使用することによって達成できる。- If the 5ol AL exceeds 0.1%, cracks will occur during processing due to high temperature brittleness.
The amount of jAj needs to be 0.1% or less. Therefore, the At content in the welding wire needs to be 029b or less. The deterioration of the toughness of weld metal due to γ-range heat treatment is mainly caused by high oxygen content. In order to maximize the effect of At, it is effective to keep the total amount of oxygen in the weld metal to 200 ppm or less, as is clear from FIG. This reduction in phosphorus content can be achieved by using the flux of the present invention, which will be described later.

窒素は、溶接金属中に不純物元素としで不可避的に混入
している元素であり、これまで低ければ低い程、高靭性
が得られると見なされてきた。しかし、焼入れ焼もどし
た場合の溶接金属の窒素量と、ｖＴｒｓの関係について
検討の結果、第２図から明らかな如（、窒素量が高くて
も、ハｔによりＡｔＮとして固定すれば、高靭性が喝ら
ｎることが判明した。第２図のγ化温度は９２０℃であ
る。Nitrogen is an element that is unavoidably mixed into weld metal as an impurity element, and until now it has been considered that the lower the nitrogen content, the higher the toughness can be obtained. However, as a result of examining the relationship between the nitrogen content of the weld metal and vTrs when quenched and tempered, it is clear from Fig. It was found that the gamma temperature in Fig. 2 is 920°C.

この理由は上述したように、生成したＡｊＮ　ｂ’−做
、ｔｄフェライト生成に寄与していることによる。この
ＡｔＮを種部的に利用するために、溶接金属中の窒素量
の下限値は２０　ｐｐｍとし、上限につ（・では不必要
な過剰添加は、フリー窒素の過剰あるし・はＡｔＨの過
剰析出による靭性低下が生ずるため１１００ｐｐが々子
まし℃・０ な２、鋼板中に通常含有される窒素量は２０〜”　ＯＰ
ｐｍ　程度、溶接ワイヤ中に含有されるものは２０〜３
０ｐｐｍ程度である。The reason for this is that, as described above, the generated AjN b'-做 contributes to the generation of td ferrite. In order to make partial use of this AtN, the lower limit of the amount of nitrogen in the weld metal is set at 20 ppm, and the upper limit is set at 20 ppm. Since toughness decreases due to precipitation, 1100 pp is better.
pm, and those contained in the welding wire are 20 to 3
It is about 0 ppm.

窒素は溶接中に鋼板、ワイヤ及び大気から溶接挺属に入
ってくるが、後述するように、本発明フラックスを用（
・れば、大気から吸収する呈素量の：ま五が可能で１通
常の窒素量を含有する鋼板、ワイマを用（・ても、溶接
金属中の窒素量を１００　ｐｐｍ以下とすることが可能
なので、鋼板及びワイヤの望粱貨につ（・て特に考慮す
る必要シエな（・。Nitrogen enters the welding metal from the steel plate, wire, and atmosphere during welding, but as will be described later, it can be removed using the flux of the present invention (
・If the amount of elements absorbed from the atmosphere is lower than 1, it is possible to use a steel plate containing a normal amount of nitrogen (・Even if the amount of nitrogen in the weld metal is 100 ppm or less) Since it is possible, special consideration should be given to the production of steel plates and wires.

Ｐ及びＳは、不純物元素として溶接中に鋼板、ワイで及
びフラックスがら溶接金属中に入ってくる元素であり、
少な（・はど低温靭性が曖れて（・る二とが知られて（
・る。現在の製鋼及び溶接材料製造技術による制限から
、Ｐ、ｓく０．０２％は通常の値であり、特に添加する
ものではない。P and S are elements that enter the weld metal from the steel plate, wire and flux during welding as impurity elements,
Low temperature toughness is unclear (・ Ruji is known (
・Ru. Due to limitations imposed by current steelmaking and welding material manufacturing technology, 0.02% of P is a normal value and is not particularly added.

これらの元素のほか、必要に応じ強度確保の目的で、Ｃ
ｕ、Ｎｉ、１ｙｌ０．　Ｃｒ、　Ｂ、　Ｔｉ、　Ｎｂ、
　Ｖを添加してもよ（・。これらの元素は溶接金属中に
添加されると、Ｎｉを除き靭性を劣化させる。ｖＴｒｓ
＜、−５０℃を満足させるためには、その量を制限する
必要がある。Ｎｉ　、　Ｃｒ　、　Ｍｏは鋼板及びワイ
ヤ成分として、Ｎｉ　：　３．５％以下、ｌ’Ｖｉｏ　
：　０．５％以下、Ｃｒ　：　０．６％以下に制限する
必要がある。In addition to these elements, C may be added to ensure strength as necessary.
u, Ni, 1yl0. Cr, B, Ti, Nb,
You can also add V (・. When these elements are added to the weld metal, they remove Ni and deteriorate the toughness.vTrs
In order to satisfy <, -50°C, it is necessary to limit the amount. Ni, Cr, and Mo are steel plate and wire components, Ni: 3.5% or less, l'Vio
Cr: 0.5% or less, Cr: 0.6% or less.

このように焼入性元素を匍］限τるのは、ここで目的と
する溶接金属の引張強さが、７０に９／　藺２以下を対
象としているため、過剰のぢミ加；ま不必要であり、か
つ微細フェライト生成には、むしろ有否な元素となるこ
とによる。The hardenable elements are limited in this way because the target tensile strength of the weld metal is 70 to 9/2 or less. This is due to the fact that it is a necessary and, rather, a necessary element for the production of fine ferrite.

歯、Ｖ、Ｔｉにつ（・て′は、鋼板中から不可避叩に入
る元素であり、貿化物、炭化物ある℃・は成製化物を形
成して、溶接金属を脆化させるため、銅板中の含有量を
極微量に制限する必要がある。第３図は溶接金属中の隅
、Ｖ、Ｔｉ童とｖＴｒｓの関係を示して２つ、ｖＴｒｓ
　−；　−５０℃を確保するためニハ、Ｎｂ　：　０．
０６％以下、Ｖ：０．０４％以下、Ｔｉ：０．０４％以
下とする必要がある。このことから鋼板中の隅、■およ
びＴｉの址は、それぞれＯＯ８係、０，０６％および０
．０７％以下とする。Teeth, V, Ti (・Te') are elements that inevitably enter the steel plate, and compounds and carbides (℃・) form compounds and embrittle the weld metal, so they are included in the copper plate. It is necessary to limit the content of
-; To ensure -50°C, Ni, Nb: 0.
V: 0.04% or less, Ti: 0.04% or less. From this, the corners of the steel plate, ■, and Ti areas are OO8, 0.06%, and 0, respectively.
．． 07% or less.

Ａ広巾Ｂにつ（・ては、通常は）１，１−Ｍ素の固定、
焼入性同上を目的として添加されるが、過刺添加１工依
１目」ｊフェライトの生成を阻害りるため、０００２％
Ｕ、下シＣ制限する。For A wide width B (usually) fixation of 1,1-M element,
It is added for the purpose of improving hardenability, but 0002% is added to inhibit the formation of ferrite.
U, lower C limit.

さらに、Ｃｅｑは０５０桑以下とするのが好ましく・５
、Ｃｅｑが０５係を超えると、焼入時の刃口熱温度、パ
′６却速反を実用的な範囲で変化させても、微細フェラ
イト組織が舟られない場合があるためである。Furthermore, Ceq is preferably 050 mulberry or less.・5
, Ceq exceeds 05, the fine ferrite structure may not be formed even if the thermal temperature at the cutting edge during quenching and the deceleration speed of Pa'6 are changed within a practical range.

次（こ溶接フラックスにつ（・て説明する。Next, I will explain about welding flux.

第１′Ａ：ま、７谷嵌全属中の蛇、酸素量と７ヤルピー
・、！Ｉ′Ｉ卓値の関係を示したもので、熱処理溶接金
属の＋３Ｊ　ｆｆを、ｖＴｒｓ＜−５０℃とするには、
溶接金属中のｉ素置を２００　ｐｐｍ以下にすることが
有効である。ｒ＆弧溶接のように、フラックスを使用す
る溶妥にお℃・では、フラックスの塩基度を筒のると、
溶接金属中の酸素量は減少する。1'A: Well, the snake in the entire genus of 7 valleys, the amount of oxygen and 7 yalpi...! This shows the relationship between I′I table values, and in order to make +3J ff of heat-treated weld metal vTrs<-50℃,
It is effective to reduce the i content in the weld metal to 200 ppm or less. When melting using flux, such as in r&arc welding, the basicity of the flux is determined by
The amount of oxygen in the weld metal decreases.

第５ズはフラックスの塩基度（Ｂｘ）と、溶慢金属中焼
、酸素量との関係を示したもので、塩基度（Ｂｘ　）は
仄式による。The fifth item shows the relationship between the basicity (Bx) of the flux, molten metal intermediate quenching, and the amount of oxygen, and the basicity (Bx) is based on the following formula.

Ｂｘ　＝　６．５ＯＮｎｍｏ＋６．０５７ｔＪｃａｏ千
４．８　Ｎ　ＭｎＯ＋　４．ＯＮＭ＋ｒＯ＋３．４ＮＦ
ｅＯ＋５．１ＮＣａＦ２　＋０．３ＮＺｒＯ□−０，２
Ｎ鳩０３　　２．２　Ｎ　ＴｌＯ２’　３　Ｎ　８１０
まただし、ＮＫ：成分にのモル分率 溶接金属中の総酸素量を２００　ｐｐｍ以下とするには
、フラックスの塩基度を１５以上とすることが必要であ
る。しかし一般にフラックスの塩基度を旨めると、次に
述べる問題が生じ、従来市販フラックスでは、溶接金属
の酸素量を３００　ｐｐｍ程度まで減少させることが限
度であった。Bx = 6.5ONnmo+6.057tJcao 1,0004.8N MnO+ 4. ONM+rO+3.4NF
eO+5.1NCaF2 +0.3NZrO□-0,2
N Pigeon 03 2.2 N TlO2' 3 N 810
In addition, in order to make the total amount of oxygen in the mole fraction of NK component in the weld metal 200 ppm or less, it is necessary to make the basicity of the flux 15 or more. However, in general, increasing the basicity of flux causes the following problems, and conventional commercially available fluxes have been limited to reducing the amount of oxygen in the weld metal to about 300 ppm.

第１の問題は、フラックスの高塩基夏化にともな℃・、
ビード形状の悪化やスラグ巻込み、ア／り゛−カット等
溶接欠陥が発生しやすくなる点である。The first problem is that due to high base summerization of flux,
Welding defects such as deterioration of the bead shape, slag entrainment, and cuts are likely to occur.

第２の問題は、溶接金属中の酸素量が減少するにともな
し・、窒素量が増加することである。ジノ謔盛偕弧溶接
にお（・ては、溶接金属中の蓋紫が加昇されて（・くの
で、初層の窒素量を低くする必要がある。多層盛溶接金
属の窒素量をｉｏｏｐｐｍ以下とするには、大気から吸
収する窒素量ΔＮを１０　ｐｐｍ以下にする必要がある
。商塩基性フランクスの上記見聞−の解欠ｌを検討した
結果、ＣａＦ２及び炭設遍を利用することが有効である
ことがわかった。The second problem is that as the amount of oxygen in the weld metal decreases, the amount of nitrogen increases. In arc welding, the nitrogen content in the weld metal increases, so it is necessary to lower the nitrogen content in the first layer. In order to achieve the following, it is necessary to reduce the amount of nitrogen absorbed from the atmosphere ΔN to 10 ppm or less.As a result of examining the solution of the above observation of commercial base Franks, it was found that it is possible to use CaF2 and carbon It turned out to be effective.

ＣａＦ、はフラックスを高塩基にするのに有効な成分で
ある。またフラックスの粘匿、軟化浴融温工を低１させ
るので、適量配合すれば好ましい成庁である。さらに、
　ＣａＦ２は溶込み形状を安定化し、−スラグ巻込みを
防止する。非溶接金属中の窒素、水素をも減少させる。CaF is an effective component to make the flux highly basic. It also reduces the viscosity of the flux and the melting temperature of the softening bath, so if it is added in an appropriate amount, it is a desirable solution. moreover,
CaF2 stabilizes the penetration shape and - prevents slag entrainment. It also reduces nitrogen and hydrogen in non-weld metals.

特にスラグ巻込みを防止するため９では、フランクスミ
汝の６％以上のＣａＦｘ賃が必要である。In particular, in order to prevent slag entrainment, a CaFx content of 6% or more is required in order to prevent slag entrainment.

Ａ１表：て示すよ５ｉＣ，ＣａＦ２含有５：のはｙ％し
い４仕りフラックスを基準とし、ＣａＦ２以外の成分比
を一定ｌこして、ＣａＦ”ｚ配合量を変化させ、ΔＮと
Ｃ訂゛２のに合量を検討の結果、第６図に示すように、
フラックス中ＣａＦ２配合玉と疹接金ｋＡ中の窒素量と
のｒｔ！：月、りζ１１らｚｔた。このＣａ）’２によ
り、溶接金属中の窒素を減少させることができる。Ｃａ
Ｆ２が６０慢を超えると、ＣａＦｘのガス化によって、
ピード表面シこポックマークやヘリンボーンが発生する
ようになる。したがってＣａＦｚ　蚤は、６％以上６０
％以下にすることが必要である。ただ、ΔＮを定常的に
１０　ｐｐｍ以下にするには、　ＣａＦｚの効果だけで
は不充分であり、次に述べるように、フラックス中のＣ
Ｏｔガスを利用しなければならない。ＣＯｔガスは、フ
ラックスの粒度構成が違っても効果がある。Table A1: As shown in 5iC, CaF2 content 5: is y% based on the final flux, the ratio of components other than CaF2 is kept constant, the amount of CaF''z blended is changed, and ΔN and C correction 2 As a result of considering the total amount, as shown in Figure 6,
rt of the amount of nitrogen in the CaF2 compound ball in the flux and the amount of nitrogen in the welding metal kA! :Moon, riζ11 et al. This Ca)'2 can reduce nitrogen in the weld metal. Ca
When F2 exceeds 60%, gasification of CaFx causes
Pockmarks and herringbones begin to appear on the surface of the peel. Therefore, CaFz fleas are more than 6%60
% or less. However, the effect of CaFz alone is not sufficient to keep ΔN below 10 ppm on a regular basis, and as described below,
Ot gas must be used. COt gas is effective even if the particle size structure of the flux is different.

傘その他成分とは、　　Ｂａｄ、　Ｋ２Ｏ，Ｎａ、０１
Ｍｎ０１Ｔｉｌｔ％ＺｒＯ＊などの成分を示す。Umbrella and other components are Bad, K2O, Na, 01
Indicates components such as Mn01Tilt%ZrO*.

第７図に粒度構成の違う２穂のフラックスについて、Ｃ
Ｏｔ成分の含有量と、溶接金属中のΔＮ量のズ化を示す
。図中Ａは２０メツツユより小さく・枝反を２０％す、
上含み、Ｂは２５０メツツユより小さく一６Ｋを２０％
以下含むフラックスな示す。ＣＯ２成分とｆ番接金属中
の酸素量との関係は第８図に示￥０ 第７図に示すように、溶接金属中の大気からの吸収窒素
（」Ｎ）を下げるには、フラックス中のＣ０ｔｋをｊ、
？加すると効果があるが、第８図に示すように、ＣＯ２
量のＮ卯とともに、溶接金属中の酸素量も１加するので
、酸素量を２００　ｐｐｍ以下とするには、ＣＯ２量か
フラックス中ｉの５％を超えては本発明の目的を達成で
きない。Figure 7 shows the flux of two ears with different particle size compositions.
The content of the Ot component and the change in the amount of ΔN in the weld metal are shown. In the figure, A is smaller than 20 meters and has 20% branch resistance.
Including the above, B is smaller than 250 meters and 6K is 20%
The following fluxes are shown below. The relationship between the CO2 component and the amount of oxygen in the f-th weld metal is shown in Figure 8. As shown in Figure 7, in order to reduce the amount of nitrogen (N) absorbed from the atmosphere in the weld metal, it is necessary to C0tk of j,
? However, as shown in Figure 8, CO2
In addition to the amount of nitrogen, the amount of oxygen in the weld metal is also added by 1. Therefore, in order to reduce the amount of oxygen to 200 ppm or less, the object of the present invention cannot be achieved if the amount of CO2 exceeds 5% of the amount of i in the flux.

なお、こムで」Ｎは大気から吸収する窒素量であり、次
式で衣わさｎる。Note that N is the amount of nitrogen absorbed from the atmosphere, which is calculated by the following formula.

１旦し、Ｎはｔ容接金属中の窒素量、Ｎ１は母材中の窒
素量、ン４□はワイヤの屋装置、 ＮＶｌ　ｉ末母材モｐｋ量、Ｗ２はワイヤモ解量である
。Once, N is the amount of nitrogen in the capacitive metal, N1 is the amount of nitrogen in the base metal, N4 is the wire shop equipment, NVli is the amount of mopk in the base metal, and W2 is the amount of wire molyte.

以上のように、フラックス中のＣａＦｔと炭酸埴により
、溶接金属中の酸素が２００　ｐｐｍ以下のもとで、窒
素を２０　ｐｐｍから１００　ｐｐｍまでコントロール
できる。As described above, by using CaFt and carbonate in the flux, nitrogen can be controlled from 20 ppm to 100 ppm while oxygen in the weld metal is 200 ppm or less.

次に本発明におげろ熱処理についてのべる。Next, the heat treatment of the present invention will be described.

溶接金属の靭性ｖＴｒｓ＜−５０℃を唯保する１こめに
は、鋼板、溶接材料成分・組成を限定するのみでは不十
分であり、熱処理条件の限定が必要である。本発明にお
いては、微細粒フェライト組織による靭性同上を計るも
のであり、特にオーステナイト化温度が限定される。す
なわち、焼入前のオーステナイト粒径を、できるだけ小
さくする方法として、上述したＡｔＮによる粗粒化抑制
効果が期待できるが、熱処理により、ＡｔＮ→Ａｔ　＋
　Ｈの反応が起こると、その効果がなくなるため、　Ａ
ｔＮの分解温度以上には、焼入温度を上げることができ
ない。ＡｔとＮの溶解度積は、実験式として次式が与え
られている。In order to maintain the toughness vTrs<-50° C. of the weld metal, it is insufficient to limit the steel plate and welding material components and compositions, and it is necessary to limit the heat treatment conditions. In the present invention, the same as the toughness due to the fine grain ferrite structure is measured, and the austenitization temperature is particularly limited. In other words, as a method of reducing the austenite grain size before quenching as much as possible, the above-mentioned AtN can be expected to have the effect of suppressing grain coarsening, but heat treatment can reduce AtN → At +
When the reaction of H occurs, its effect disappears, so A
The quenching temperature cannot be raised above the decomposition temperature of tN. The solubility product of At and N is given by the following formula as an empirical formula.

Ｌｏｇ（Ａｔ％〕×〔Ｎ％）＝１．９５−７４００／Ｔ
（１０５０℃〜１３５０℃） この式から計算すると、Ａｔ：０．０２％、Ｎ１．１１
．００７０％の時、Ａ７Ｎの完全溶解温度は約９７ＯＬ
となる。Log (At%) x [N%) = 1.95-7400/T
(1050℃~1350℃) Calculating from this formula, At: 0.02%, N1.11
．． At 0.070%, the complete melting temperature of A7N is approximately 97OL.
becomes.

また、この割管の素材２よび溶咲金函は、比較・的、八
Ｃ３２、；Ｊ点が高く、’ｐ　ＪＭにも依ダづ−るが８
５０〜８９０℃となる。実踪の試峡では、８７０℃〜９
７０ＣＪ）万一ステナイト化温反で、高靭性が得られて
（・る二こからこの温度範囲に限定する。また加熱時、
Ｌｌｌは長見・と、γ粒粗大化が起こるためＤ）註が劣
１ヒする。したがって１〜３０分とする。In addition, this split pipe material 2 and the wesaki metal box have comparatively high 8C32;J points, and although it depends on 'p JM,
The temperature will be 50 to 890°C. At the trial gorge of Jitsujin, the temperature is 870℃ ~ 9
70CJ) In the unlikely event that high toughness is obtained by heating to stenite, the temperature is limited to this range.Also, during heating,
D) Notes are poor because Lll becomes Nagami and coarsening of γ grains occurs. Therefore, it is set to 1 to 30 minutes.

・呪もどし温度ケ５００℃〜Ａｃｌ直下と限定した埋巳
：；、低丁ぎると焼もどし局果をイするのに時間が７ノ
・かること、および十分な滉もどし効果が１→られな℃
・こと、また塊もどし温度がＡｃ、以上になるとｊ化が
老しく、目的とする強度が得られないことおよび靭性も
省化することによる。また、焼もどし時間につ（・ては
、短かし・と十分な効果が得られず、長（・と炭窒化物
の形成や、強度低下が起こるため、５〜３０分と限定す
る。- Temperature limit: 500°C - Just below ACl: If the temperature is too low, it will take 7 days to heat up the final result of tempering, and the temperature will be 1°C.
・In addition, if the lump reconstitution temperature exceeds Ac, the J-hardening becomes too old, the desired strength cannot be obtained, and the toughness is also reduced. In addition, the tempering time is limited to 5 to 30 minutes because a short tempering time will not produce a sufficient effect, and a long tempering will cause the formation of carbonitrides and a decrease in strength.

（実施列） 第２表に供試鋼板の成分を示す。Ａ、　Ｂ、　Ｃ鋼板は
それぞれＡＰＩ　　５ＬＸ−５２、Ｘ−６５、Ｘ−７０
相当、Ｄ鋼板はＪＩＳ　５ＬＡ−３３相当である。(Execution column) Table 2 shows the components of the test steel sheets. A, B, and C steel plates are API 5LX-52, X-65, and X-70, respectively.
Equivalent, D steel plate is equivalent to JIS 5LA-33.

浴凝条件を第３表、熱処理条件を第４表に示す。The bath coagulation conditions are shown in Table 3, and the heat treatment conditions are shown in Table 4.

第４表におし・て、Ａ、Ｂは本発明例を、Ｃ，Ｄは本発
明を外れる例である。In Table 4, A and B are examples of the present invention, and C and D are examples outside the present invention.

供試フランクス組成を第５表に、供試ワイヤ組成を第６
表に示す。第７表に試験結果を示す。The sample Franks composition is shown in Table 5, and the sample wire composition is shown in Table 6.
Shown in the table. Table 7 shows the test results.

第７表中、ノに１〜８は従来法による結果で、瓜７．８
は熱処理条件が本発明法から外れるものの結果を示す。In Table 7, No. 1 to No. 8 are the results obtained by the conventional method, and the results are approximately 7.8.
1 shows the results when the heat treatment conditions deviate from those of the method of the present invention.

ノに２．５．６は溶接金属中酸素量が高く、ヱたｍｌ、
３．４は酸素量が低くてもｓｏｔＡｔＭが少ｔ（・ため
、ｖＴｒｓ＜−５０℃か得られて（・なし・。Ａ７は完
全オーステナイト化ができて（・な（・ため、また、に
８はオーステナイトが粗大化しすぎているためは素置が
低く、５ｏｔＡｔ量が多いにもかかわらず低靭性を示す
。On the other hand, 2.5.6 has a high oxygen content in the weld metal,
3.4 has a small sotAtM even when the oxygen content is low (・, so vTrs<-50℃ can be obtained (・none・). A7 can be completely austenitized (・), so In No. 8, the austenite is too coarse, so the roughness is low, and the toughness is low despite the large amount of 5otAt.

一方、本発明法によるδ接金属７５９〜１３では、酸素
量が低く、５ｏｊＡＬｉが十分に存在し、適正な条件に
−〔熱処理を行って（・るため、ｖＴｒｓ＜−５０℃の
靭性が１ｒ＋られている。On the other hand, in the δ weld metals 759 to 13 produced by the method of the present invention, the oxygen content is low, 5ojALi is sufficiently present, and the toughness at vTrs<-50°C is 1r+ due to heat treatment under appropriate conditions. It is being

第　　３　　表 Ｌ：先行、　Ｔ＋　　：中間、Ｔ、：後行第　　４　　
表 （発明の効果） 本発明によると、５ｏｔＡｌ量、ある（・は従来は不’
ｆ　’Ｆ／Ｉ元素としてつ・えり見られなかったＮを利
用することによつ、熱魁埋後の組織を微細化して、廉ゴ
ーな高品質の鋼管が製造可能となり、その工業的Ａ刀果
：工犬き（・。Table 3 L: Leading, T+: Middle, T,: Trailing 4th
Table (Effects of the Invention) According to the present invention, there is an amount of 5otAl (.
By using N, which has never been seen as an F/I element, it becomes possible to produce inexpensive, high-quality steel pipes by refining the structure after heat burial, and its industrial A. Touka: Worker dog (・.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]

第１図は水冷後の溶接金属の／ヤルピー破面趨移温度Ｖ
こお〜よぼす５ｏｌＡＬの彰善を示す図表、第２函：；
た処理後の一５０℃でのシャルピー吸収エネルギーにＬ
−よぼす望素ｔの影廿を示す図表、第３区は２＾処理後
の溶接金属の７ヤルビ′−破面遷移温度におよぼす歯、
Ｖ、Ｔｉ量の影響を示す図表、第４図は熱処理後の溶接
金属の７ヤルピ一飯面遷移温反に訃よぼす酸素量の影背
を示す図表、第５図は玲接全属中のＯ蚕におよぼす塩基
反の影響を示す図表、第６図はフランクス中のＣａＦ、
量と溶接金属中のＪＮ量の関係を示す図表、第７図は大
気中から吸収する溶接金属のＮ蓋とフランクス中のＣ０
ｔｉｖ：の関係を示す図表、第８図は赳接金属中Ｏ量と
フランクス中ＣＯ□量の関係を示す一校である。 第１図 ３ａ１．Ａｌ　ｔ（ｗｅ　％） 第２図 第３図 Ｎｂ　、　Ｖ、　Ｔｔ　　Ｌ　　（ｗｔ　”／、）第４
１ぺ１ ０１０θ　　　２θＯＪθ０４００ ゛　　　　　　　　　　　　　西！２．毫　ｔ　　（ｒ
ｒｎｒ＞第５図 ｊｒｌＬ纂度Ｅｘ 第６図 Ｏｔｏ　　２θ　３θ　４θ　５Ｏ ＣａＦｚ　（ｗｔ７ｍ）Figure 1 shows the /Yarpy fracture surface transition temperature V of the weld metal after water cooling.
Chart showing the success of Koyobosu5olAL, box 2:;
Charpy absorbed energy at -50℃ after treatment
- A diagram showing the influence of the desired element t on the surface, the third section is the effect of the tooth on the 7 Jarvi' - fracture surface transition temperature of the weld metal after the 2^ treatment,
Figure 4 is a diagram showing the effect of the amount of V and Ti on the weld metal after heat treatment. Figure 6 shows the effect of base reaction on O silkworms.
Figure 7 shows the relationship between the amount of JN in the weld metal and the amount of JN in the weld metal.
tiv: Figure 8 is a diagram showing the relationship between the amount of O in the welding metal and the amount of CO□ in the Franks. Figure 1 3a1. Al t (we %) Fig. 2 Fig. 3 Nb, V, Tt L (wt ”/,) Fig. 4
1pe1 010θ 2θOJθ0400 ゛ West! 2. t (r
rnr> Fig. 5 jrlL intensity Ex Fig. 6 Oto 2θ 3θ 4θ 5O CaFz (wt7m)

Claims (1)

【特許請求の範囲】 Ｃ：０．０３〜０．１５％（重量％以下同じ）、Ｓｉ：
０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼板を、Ｃ：０．０１〜０．
２０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％
、Ａｌ：０．２％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
よりなる溶接ワイヤと、下式で与れられる塩基度Ｂ＿Ｘ
が１．５以上であり、かつＣＯ＿２成分を除くフラック
ス重量に対し、ＣａＦ＿２：６〜６０％を含み、かつフ
ラックス中の炭酸塩鉱物のＣＯ＿２ガス成分が、ＣＯ＿
２ガス量に換算して、ＣＯ＿２ガス成分を除くフラック
ス重量の５％以下を含有するフラックスを用いて、潜弧
溶接により造管した鋼管を、８７０℃〜９７０℃で１〜
３０分加熱後冷却し、次いで５００℃〜Ａｃ＿１直下の
温度で５〜３０分焼戻しすることを特徴とする熱処理鋼
管の製造方法。 Ｂ＿Ｘ＝６．５０ＮＢａＯ＋６．０５ＮＣａＯ＋４．８
ＮＭｎＯ＋４．０ＮＭｇＯ＋３．４ＮＦｅＯ＋５．１Ｎ
ＣａＦ＿２＋０．３ＮＺｒＯ＿２−０．２ＮＡｌ＿２Ｏ
＿３−２．２ＮＴｉＯ＿２−６．３ＮＳｉＯ＿２但しＮ
Ｋは成分Ｋのモル分率とする。[Claims] C: 0.03 to 0.15% (the same below weight%), Si:
0.4% or less, Mn: 0.5-2.0%, balance Fe and inevitable impurities, C: 0.01-0.
20%, Si: 0.2% or less, Mn: 0.5-2.5%
, Al: 0.2% or less, balance Fe and inevitable impurities, and basicity B_X given by the following formula:
is 1.5 or more, and contains 6 to 60% of CaF_2 based on the weight of the flux excluding the CO_2 component, and the CO_2 gas component of the carbonate mineral in the flux is CO_
A steel pipe made by submerged arc welding using a flux containing 5% or less of the flux weight excluding CO_2 gas components in terms of the amount of 2 gases is heated at 870°C to 970°C.
A method for manufacturing a heat-treated steel pipe, which comprises heating for 30 minutes, cooling, and then tempering at a temperature of 500° C. to just below Ac_1 for 5 to 30 minutes. B_X=6.50NBaO+6.05NCaO+4.8
NMnO+4.0NMgO+3.4NFeO+5.1N
CaF_2+0.3NZrO_2-0.2NAl_2O
_3-2.2NTiO_2-6.3NSiO_2However, N
K is the mole fraction of component K.