JPH021598B2 - - Google Patents
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- JPH021598B2 JPH021598B2 JP56084322A JP8432281A JPH021598B2 JP H021598 B2 JPH021598 B2 JP H021598B2 JP 56084322 A JP56084322 A JP 56084322A JP 8432281 A JP8432281 A JP 8432281A JP H021598 B2 JPH021598 B2 JP H021598B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- welding
- saw
- heat input
- present
- welded
- Prior art date
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-
- 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
- B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Butt Welding And Welding Of Specific Article (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
Description
本発明は２ 1/4Cr−1Mo溶接鋼管の製造方法
に関するものである。 ２ 1/4Cr−1Mo鋼管（ASTM A691−２ 1/4
CR）は火力発電所の蒸気配管やアンモニア合成、
メタノール合成、重油の脱硫用などの各圧力容器
まわりの配管材料として使用されている。このよ
うな２ 1/4Cr−1Mo鋼管を製造する場合、従来
では一般に２ 1/4Cr−1Mo鋼の鋼板をプレスベ
ント方式やベンデイングロールによつて管状に成
形し、次いで仮付けと予熱を行つたのち多層のシ
ームアーク溶接を行い、ASTM A691−２ 1/4
CR−クラス22の規格に応ずるべく炉内で応力除
去焼鈍（SR）を行つて製品とする手法が採られ
ていた。 しかしこのような従来の製造方法では、成形法
がプレスベント方式やベンデイングロール方式で
あることによる成形上の制約からたかだか６ｍ位
の単管しか製造することができないばかりでな
く、この種２ 1/4Cr−1Mo鋼が溶接継手の硬化
が著しく、低温割れや横割れなどに対する割れ感
受性の大きい点により前述の如く予熱又は後熱を
施してから溶接を行い、しかもその溶接を多層ア
ーク溶接で実施することから、さきの成形法とあ
いまつて生産性や寸法精度が悪く、また成形や溶
接効率も悪く、しかも溶接に際して予熱又は後熱
を要するため作業管理も非常に複雑なものとなる
という欠点があつた。さらに従来の方法では、
SR処理を炉内で一定時間以上保持した場合にパ
イプの変形が大きくなる欠点があり、このような
場合には煩雑な矯正を行う必要があつた。 本発明は前記したような従来の２ 1/4Cr−
1Mo溶接鋼管製造上の欠点を解消しようとする
もので、その目的とするところは、溶接硬化性が
著しく低温割れや横割れ感受性大な２ 1/4Cr−
1Mo鋼を管状に能率的に成形し、更に予熱、後
熱を行うことなく能率よくしかも上記の欠陥なら
びに他の溶接欠陥を伴うことなく溶接鋼管とする
ことが可能で、応力除去焼鈍により所期の性能を
有する優良な当該鋼管を得ることができる。２
１／４Cr−1Mo溶接鋼管製造方法を提供することに
ある。 上記目的を達成するため本発明は、ASTM−
A387−Gr22に規定される組成を有する鋼板を生
産性の高いUOプロセスにより管状に成形するこ
と、及びその高い生産性に合わせて一ラン溶接で
溶接鋼管とすることができる溶接方法を適用し、
その場合に２ 1/4Cr−1Mo鋼管の溶接で上記の
欠点を生じない溶接入熱範囲につき、これを特定
するものである。特にその溶接入熱に関しては、
素管内面側及び外面側から溶接を行つて鋼管とす
るに際し、内面又は外面各側における溶接入熱を
被溶接板厚との関係において特定の範囲内に制御
することを明らかにし、この範囲内で夫々の面側
からサブマージドアーク溶接（以下SAWという）
又は先行を大電流MIG溶接（以下MIGという）
とし後行をSAWとする一ラン溶接を行い、次い
で応力除去焼鈍を行う方法としたものである。 以下本発明を詳述する。 本発明はまずASTMに規格されている２ 1/4
Cr−1Mo鋼管の製造方法に係るもので、ここで
いう２ 1/4Cr−1Mo鋼はASTM A387 Gr.22に
規格化され、Ｃ；0.15％、Mn；0.25〜0.66％、
Si；0.5％、Ｐ；0.035％、Ｓ；0.035％、
Cr；1.88〜2.62％、Mo；0.85〜1.15％残部鉄及び
不可避的不純物からなる組成を有するものを指
す。 本発明は、このような組成を有する鋼板をUO
プロセスにより管状に成形し、仮付け後内面側及
び外面側からシーム溶接を行つて溶接鋼管とする
に際し、夫々の側における溶接入熱量を溶接板厚
との関係において次式で特定される範囲内に制御
しつつ、夫々の面をSAW又は先行をMIG後行を
SAWとする一ラン溶接を行い、必要に応じて適
宜拡管、サイジングなどを施した後、応力除去焼
鈍を行うことを特徴とする。 H.I3.5×W.T−20 …(1) H.I２×W.T＋40 …(2) H.I12×W.T−60 …(3) 但しH.I15、W.T40 ここにおいてH.Iは溶接入熱（KJ／cm） W.Tは板厚（mm） 第１図は２ 1/4Cr−1Mo鋼管の製造法の概略
を従来法と本発明法で比較して示すもので、ａは
従来法の代表的な製造工程図であつて、既述の如
く厚板をプレスベント又はベンデイングロールに
よつて成形し、仮付けと予熱を行つたのち多層の
シームアーク溶接を行い、炉内で応力除去焼鈍を
して製品とするものである。これに対し、ｂの本
発明の代表的な製造法は、厚板を生産性の高い
UO成形及び仮付けした後、タンデムSAW又は
MIG＋SAWもしくは一方をSAW他面からの溶
接をMIG＋SAWとによる両面１層溶接を行つて
拡管、サイジングし、次に通常の炉内における応
力焼鈍又は誘導加熱による急速加熱短時間の応力
除去焼鈍を行つて12ｍ長さの目的鋼管製品とする
ものである。 しかして、２ 1/4Cr−1Mo鋼は前述の如く溶
接による硬化性が著しく、低温割れや横割れに感
受性が高い。そこで従来ではこの鋼の溶接にあた
つて予熱、後熱を行うとともに多ランの多層溶接
を行い、前層による予熱効果後層による後熱効果
をも利用する溶接が採用されていた。しかしこの
ような低溶接能率のものではUOE方式による製
管工程に不適当であり、採用することができな
い。 そこで、本発明者らは２ 1/4Cr−1Mo鋼につ
いてUOE方式でも採用可能な溶接能率（両面一
ラン溶接）のもとで、溶接割れや溶接欠陥の発生
しない溶接条件について検討した。まず、このよ
うな溶接能率を発揮し得る溶接法としては、
SAWおよび本出願人の開発した大電流MIG溶接
法をおいて他にないため、これを採用することと
し、表面又は裏面をSAW又は先行をMIG後行を
SAWで一ラン溶接する溶接条件について検討し
た。その結果を第２図に示す。 一般に溶接金属は溶接入熱が大きい場合、靭性
などの機械的性質が劣化する傾向にあるのででき
るだけ小入熱で溶接することが多い。しかしとく
に２ 1/4Cr−1Mo鋼管の場合、溶接速度を速く
して溶接入熱を小さくするとスラグ巻き込みが多
くなる傾向があり、適正溶接入熱は板厚により異
なるが、板厚20mmのときは50KJ／cm以上の溶接
入熱にする必要がある。このようにして各板厚に
ついてスラグ巻き込みを回避し得る最小入熱を求
めた結果が第２図の直線CDであり、この直線は
H.I＝3.5×W.T−20…(1)で表わすことができる。
なお、第２図における溶接入熱は両面一ラン溶接
における各面の溶接入熱を意味し、SAW（単電極
又は多電極）又はMIG＋SAWのいずれの溶接に
よつたときもそれらの入熱和として表示してあ
る。 上記のように溶接速度を速くして溶接入熱を低
くした条件ではスラグ巻き込みが多く認められる
のに対し、溶接速度を遅くして溶接入熱を高くし
た場合には、スラグ巻き込みが少なくなると共に
低温割れ感受性も軽減され、良好な溶接条件であ
ることがわかる。しかし、あまり溶接入熱を高く
した場合には、靭性の低下を招いたり凝固割れ感
受性を高めるので、溶接入熱の上限も規制されな
ければならない。かくして求めた上限が第２図に
おける直線ABであり、これはH.I＝２×W.H＋
40…(2)で表わされる。また管厚が10mm以下の場合
に溶接入熱が大きいと溶鋼の抜け落ちが発生す
る。これを回避する境界が第２図の直線AEであ
る。 従つて、スラグ巻き込みが良好で、耐凝固割れ
特性が優れ、抜け落ちも発生しない適正な領域は
第２図の斜線で囲まれた領域であり、本発明はこ
の領域の溶接条件で溶接することを特徴とする。
この適正領域は次式で囲まれる領域を示す。 ただしH.Iは溶接入熱（KJ／cm）、W.Tは管厚
（mm）である。 H.I3.5×W.T−20 …(1) H.I２×W.T＋40 …(2) H.I12×W.T−60 …(3) H.I15 …(4) W.T40 …(5) なお、式(4)は第２図EDを示すもので、H.Iが
15KJ／cm未満では溶接継手を形成することがで
きないので、これ以上とすることが必要となる。
式(5)は第２図BCを示し、管厚が40mmを超える場
合は多ラン溶接が必要となるので本発明から除外
する趣旨である。 本発明は前述のように内面又は外面各側におけ
る溶接入熱量を板厚との関係において特定の範囲
内に制御するが、その際の夫々の面UOEライン
の高生産性に合わせてSAW又は先行をMIG後行
をSAWとする一ラン溶接を採用している。そこ
で、次に表面側又は内面側からの両溶接法
（SAW及びMIG＋SAW）の得失について説明す
ると、第３図は内面側を本発明で特定する条件下
でSAW溶接し（２電極）、その後表面側からこれ
また本発明で特定する条件のもとでSAW又は
MIG＋SAWの一ラン溶接した際に得られる溶接
金属の靭性を比較したものである。 この第３図から明らかなように、溶接金属の靭
性は母材Ｃ量の依存性よりもむしろ溶接法による
依存性の方が大きく、溶接法として2SAWを用い
るよりも、MIG＋SAWの方が先行、後行の極間
距離を大きくとれ入熱を分散するため（２層溶
接）高靭性が得られる。MIGを用いた場合は、
一般的に溶接金属の拡散性水素量がSAWに比べ
て少なく、低温割れ感受性が低いので、耐割れ性
能に優れている。しかし、上記拡散性水素量すな
わち低温割れ感受性については、SAW単独溶接
を行つても水素含有量の低いフラツクスを用いて
溶接すれば良好な継手が得られる。従つて本発明
はSAWを含めるものである。ただ低温割れに関
してはSAWにおいてもフラツクスの管理等によ
り問題のない溶接が可能であるが、フラツクス管
理の手間及び溶接部靭性を考えるとSAWよりも
MIG＋SAWの方が好ましいといえる。 次に溶接後の熱処理について述べると、この種
２ 1/4Cr−1Mo溶接鋼管の製造においては、溶
接後のSR処理を炉内で行つている。本発明にお
いても、このSRについて特に限定はない。すな
わち通常の炉内加熱による方法を用いてもかまわ
ない。しかし、このような通常の炉内加熱による
SRを行うとが変形しやすく、出荷前に矯正作業
を必要とするものが多くなる。そこで、本発明で
は短時間加熱のSRを推奨するものであり、加熱
時間を５分以下とすることによりほとんど矯正が
不要となる。また、後述の如く残留応力、高温強
度の点でも炉内加熱によるものと遜色ないものを
能率よく製造し得る。この短時間加熱SRはたと
えば第４図に示す加熱冷却パターンをもつ誘導加
熱による短時間加熱空冷によつて実施することが
好ましい。第５図は短時間加熱後空冷による焼戻
パラメーターＰ値と溶接継手部靭性の関係を示
す。ここで、Ｐ値は次式によつて表わされるパラ
メーターである。 Ｐ＝Ｔ（log ｔ＋20） Ｔ：加熱温度（〓） ｔ：加熱時間（hr） 上記第５図から明らかなように、焼戻パラメー
ターが18×103以上で溶接金属、Bond、HAZの
靭性は良好である。しかし、20×103以にしても
靭性向上はそれ以上望めないことから、本発明の
範囲は18×103〜20×103の範囲が適正である。 次に本発明の具体的な実施例を示す。 実施例 １ 管厚20mmの２ 1/4Cr−1Mo鋼管内面側を２電
極SAW溶接した後表面側をMIG＋SAW溶接し
たときの溶接条件と溶接部のスラグ巻き込み発生
率の関係を下記第１表に示す。表中表示単位は単
位溶接長さ当りの欠陥個数である。
に関するものである。 ２ 1/4Cr−1Mo鋼管（ASTM A691−２ 1/4
CR）は火力発電所の蒸気配管やアンモニア合成、
メタノール合成、重油の脱硫用などの各圧力容器
まわりの配管材料として使用されている。このよ
うな２ 1/4Cr−1Mo鋼管を製造する場合、従来
では一般に２ 1/4Cr−1Mo鋼の鋼板をプレスベ
ント方式やベンデイングロールによつて管状に成
形し、次いで仮付けと予熱を行つたのち多層のシ
ームアーク溶接を行い、ASTM A691−２ 1/4
CR−クラス22の規格に応ずるべく炉内で応力除
去焼鈍（SR）を行つて製品とする手法が採られ
ていた。 しかしこのような従来の製造方法では、成形法
がプレスベント方式やベンデイングロール方式で
あることによる成形上の制約からたかだか６ｍ位
の単管しか製造することができないばかりでな
く、この種２ 1/4Cr−1Mo鋼が溶接継手の硬化
が著しく、低温割れや横割れなどに対する割れ感
受性の大きい点により前述の如く予熱又は後熱を
施してから溶接を行い、しかもその溶接を多層ア
ーク溶接で実施することから、さきの成形法とあ
いまつて生産性や寸法精度が悪く、また成形や溶
接効率も悪く、しかも溶接に際して予熱又は後熱
を要するため作業管理も非常に複雑なものとなる
という欠点があつた。さらに従来の方法では、
SR処理を炉内で一定時間以上保持した場合にパ
イプの変形が大きくなる欠点があり、このような
場合には煩雑な矯正を行う必要があつた。 本発明は前記したような従来の２ 1/4Cr−
1Mo溶接鋼管製造上の欠点を解消しようとする
もので、その目的とするところは、溶接硬化性が
著しく低温割れや横割れ感受性大な２ 1/4Cr−
1Mo鋼を管状に能率的に成形し、更に予熱、後
熱を行うことなく能率よくしかも上記の欠陥なら
びに他の溶接欠陥を伴うことなく溶接鋼管とする
ことが可能で、応力除去焼鈍により所期の性能を
有する優良な当該鋼管を得ることができる。２
１／４Cr−1Mo溶接鋼管製造方法を提供することに
ある。 上記目的を達成するため本発明は、ASTM−
A387−Gr22に規定される組成を有する鋼板を生
産性の高いUOプロセスにより管状に成形するこ
と、及びその高い生産性に合わせて一ラン溶接で
溶接鋼管とすることができる溶接方法を適用し、
その場合に２ 1/4Cr−1Mo鋼管の溶接で上記の
欠点を生じない溶接入熱範囲につき、これを特定
するものである。特にその溶接入熱に関しては、
素管内面側及び外面側から溶接を行つて鋼管とす
るに際し、内面又は外面各側における溶接入熱を
被溶接板厚との関係において特定の範囲内に制御
することを明らかにし、この範囲内で夫々の面側
からサブマージドアーク溶接（以下SAWという）
又は先行を大電流MIG溶接（以下MIGという）
とし後行をSAWとする一ラン溶接を行い、次い
で応力除去焼鈍を行う方法としたものである。 以下本発明を詳述する。 本発明はまずASTMに規格されている２ 1/4
Cr−1Mo鋼管の製造方法に係るもので、ここで
いう２ 1/4Cr−1Mo鋼はASTM A387 Gr.22に
規格化され、Ｃ；0.15％、Mn；0.25〜0.66％、
Si；0.5％、Ｐ；0.035％、Ｓ；0.035％、
Cr；1.88〜2.62％、Mo；0.85〜1.15％残部鉄及び
不可避的不純物からなる組成を有するものを指
す。 本発明は、このような組成を有する鋼板をUO
プロセスにより管状に成形し、仮付け後内面側及
び外面側からシーム溶接を行つて溶接鋼管とする
に際し、夫々の側における溶接入熱量を溶接板厚
との関係において次式で特定される範囲内に制御
しつつ、夫々の面をSAW又は先行をMIG後行を
SAWとする一ラン溶接を行い、必要に応じて適
宜拡管、サイジングなどを施した後、応力除去焼
鈍を行うことを特徴とする。 H.I3.5×W.T−20 …(1) H.I２×W.T＋40 …(2) H.I12×W.T−60 …(3) 但しH.I15、W.T40 ここにおいてH.Iは溶接入熱（KJ／cm） W.Tは板厚（mm） 第１図は２ 1/4Cr−1Mo鋼管の製造法の概略
を従来法と本発明法で比較して示すもので、ａは
従来法の代表的な製造工程図であつて、既述の如
く厚板をプレスベント又はベンデイングロールに
よつて成形し、仮付けと予熱を行つたのち多層の
シームアーク溶接を行い、炉内で応力除去焼鈍を
して製品とするものである。これに対し、ｂの本
発明の代表的な製造法は、厚板を生産性の高い
UO成形及び仮付けした後、タンデムSAW又は
MIG＋SAWもしくは一方をSAW他面からの溶
接をMIG＋SAWとによる両面１層溶接を行つて
拡管、サイジングし、次に通常の炉内における応
力焼鈍又は誘導加熱による急速加熱短時間の応力
除去焼鈍を行つて12ｍ長さの目的鋼管製品とする
ものである。 しかして、２ 1/4Cr−1Mo鋼は前述の如く溶
接による硬化性が著しく、低温割れや横割れに感
受性が高い。そこで従来ではこの鋼の溶接にあた
つて予熱、後熱を行うとともに多ランの多層溶接
を行い、前層による予熱効果後層による後熱効果
をも利用する溶接が採用されていた。しかしこの
ような低溶接能率のものではUOE方式による製
管工程に不適当であり、採用することができな
い。 そこで、本発明者らは２ 1/4Cr−1Mo鋼につ
いてUOE方式でも採用可能な溶接能率（両面一
ラン溶接）のもとで、溶接割れや溶接欠陥の発生
しない溶接条件について検討した。まず、このよ
うな溶接能率を発揮し得る溶接法としては、
SAWおよび本出願人の開発した大電流MIG溶接
法をおいて他にないため、これを採用することと
し、表面又は裏面をSAW又は先行をMIG後行を
SAWで一ラン溶接する溶接条件について検討し
た。その結果を第２図に示す。 一般に溶接金属は溶接入熱が大きい場合、靭性
などの機械的性質が劣化する傾向にあるのででき
るだけ小入熱で溶接することが多い。しかしとく
に２ 1/4Cr−1Mo鋼管の場合、溶接速度を速く
して溶接入熱を小さくするとスラグ巻き込みが多
くなる傾向があり、適正溶接入熱は板厚により異
なるが、板厚20mmのときは50KJ／cm以上の溶接
入熱にする必要がある。このようにして各板厚に
ついてスラグ巻き込みを回避し得る最小入熱を求
めた結果が第２図の直線CDであり、この直線は
H.I＝3.5×W.T−20…(1)で表わすことができる。
なお、第２図における溶接入熱は両面一ラン溶接
における各面の溶接入熱を意味し、SAW（単電極
又は多電極）又はMIG＋SAWのいずれの溶接に
よつたときもそれらの入熱和として表示してあ
る。 上記のように溶接速度を速くして溶接入熱を低
くした条件ではスラグ巻き込みが多く認められる
のに対し、溶接速度を遅くして溶接入熱を高くし
た場合には、スラグ巻き込みが少なくなると共に
低温割れ感受性も軽減され、良好な溶接条件であ
ることがわかる。しかし、あまり溶接入熱を高く
した場合には、靭性の低下を招いたり凝固割れ感
受性を高めるので、溶接入熱の上限も規制されな
ければならない。かくして求めた上限が第２図に
おける直線ABであり、これはH.I＝２×W.H＋
40…(2)で表わされる。また管厚が10mm以下の場合
に溶接入熱が大きいと溶鋼の抜け落ちが発生す
る。これを回避する境界が第２図の直線AEであ
る。 従つて、スラグ巻き込みが良好で、耐凝固割れ
特性が優れ、抜け落ちも発生しない適正な領域は
第２図の斜線で囲まれた領域であり、本発明はこ
の領域の溶接条件で溶接することを特徴とする。
この適正領域は次式で囲まれる領域を示す。 ただしH.Iは溶接入熱（KJ／cm）、W.Tは管厚
（mm）である。 H.I3.5×W.T−20 …(1) H.I２×W.T＋40 …(2) H.I12×W.T−60 …(3) H.I15 …(4) W.T40 …(5) なお、式(4)は第２図EDを示すもので、H.Iが
15KJ／cm未満では溶接継手を形成することがで
きないので、これ以上とすることが必要となる。
式(5)は第２図BCを示し、管厚が40mmを超える場
合は多ラン溶接が必要となるので本発明から除外
する趣旨である。 本発明は前述のように内面又は外面各側におけ
る溶接入熱量を板厚との関係において特定の範囲
内に制御するが、その際の夫々の面UOEライン
の高生産性に合わせてSAW又は先行をMIG後行
をSAWとする一ラン溶接を採用している。そこ
で、次に表面側又は内面側からの両溶接法
（SAW及びMIG＋SAW）の得失について説明す
ると、第３図は内面側を本発明で特定する条件下
でSAW溶接し（２電極）、その後表面側からこれ
また本発明で特定する条件のもとでSAW又は
MIG＋SAWの一ラン溶接した際に得られる溶接
金属の靭性を比較したものである。 この第３図から明らかなように、溶接金属の靭
性は母材Ｃ量の依存性よりもむしろ溶接法による
依存性の方が大きく、溶接法として2SAWを用い
るよりも、MIG＋SAWの方が先行、後行の極間
距離を大きくとれ入熱を分散するため（２層溶
接）高靭性が得られる。MIGを用いた場合は、
一般的に溶接金属の拡散性水素量がSAWに比べ
て少なく、低温割れ感受性が低いので、耐割れ性
能に優れている。しかし、上記拡散性水素量すな
わち低温割れ感受性については、SAW単独溶接
を行つても水素含有量の低いフラツクスを用いて
溶接すれば良好な継手が得られる。従つて本発明
はSAWを含めるものである。ただ低温割れに関
してはSAWにおいてもフラツクスの管理等によ
り問題のない溶接が可能であるが、フラツクス管
理の手間及び溶接部靭性を考えるとSAWよりも
MIG＋SAWの方が好ましいといえる。 次に溶接後の熱処理について述べると、この種
２ 1/4Cr−1Mo溶接鋼管の製造においては、溶
接後のSR処理を炉内で行つている。本発明にお
いても、このSRについて特に限定はない。すな
わち通常の炉内加熱による方法を用いてもかまわ
ない。しかし、このような通常の炉内加熱による
SRを行うとが変形しやすく、出荷前に矯正作業
を必要とするものが多くなる。そこで、本発明で
は短時間加熱のSRを推奨するものであり、加熱
時間を５分以下とすることによりほとんど矯正が
不要となる。また、後述の如く残留応力、高温強
度の点でも炉内加熱によるものと遜色ないものを
能率よく製造し得る。この短時間加熱SRはたと
えば第４図に示す加熱冷却パターンをもつ誘導加
熱による短時間加熱空冷によつて実施することが
好ましい。第５図は短時間加熱後空冷による焼戻
パラメーターＰ値と溶接継手部靭性の関係を示
す。ここで、Ｐ値は次式によつて表わされるパラ
メーターである。 Ｐ＝Ｔ（log ｔ＋20） Ｔ：加熱温度（〓） ｔ：加熱時間（hr） 上記第５図から明らかなように、焼戻パラメー
ターが18×103以上で溶接金属、Bond、HAZの
靭性は良好である。しかし、20×103以にしても
靭性向上はそれ以上望めないことから、本発明の
範囲は18×103〜20×103の範囲が適正である。 次に本発明の具体的な実施例を示す。 実施例 １ 管厚20mmの２ 1/4Cr−1Mo鋼管内面側を２電
極SAW溶接した後表面側をMIG＋SAW溶接し
たときの溶接条件と溶接部のスラグ巻き込み発生
率の関係を下記第１表に示す。表中表示単位は単
位溶接長さ当りの欠陥個数である。
【表】
第１表から明らかなように、溶接速度750mm／
min（入熱48.5KJ／cm）の溶接条件で溶接した
ときにはスラグ巻き込みが生じているのに対し、
本発明に用いた溶接条件（入熱55.0KJ／cm）
すなわち第２図の適正領域中に含まれる溶接条件
で溶接した場合にはスラグ巻き込みが認められ
ず、健全な溶接金属が得られている。 実施例 ２ () 下記第２表に示す化学成分をもつ２ 1/4Cr
−1Mo鋼管（内面側を溶接したもの）を、予
熱、後熱を行わないで第１表の溶接条件によ
り表面側をMIG＋SAW溶接法及びSAW溶接
してUOE鋼管を製造した。 溶接後の熱処理として、第４図に示す加熱冷
却パターンともつた誘導加熱による短時間加熱
のSRを実施した。この時のSR加熱温度は720
℃である。 第３表は２ 1/4Cr−1Mo鋼管の母材の機械
的性質を示し、第４表は溶接部の機械的性質を
示す。
min（入熱48.5KJ／cm）の溶接条件で溶接した
ときにはスラグ巻き込みが生じているのに対し、
本発明に用いた溶接条件（入熱55.0KJ／cm）
すなわち第２図の適正領域中に含まれる溶接条件
で溶接した場合にはスラグ巻き込みが認められ
ず、健全な溶接金属が得られている。 実施例 ２ () 下記第２表に示す化学成分をもつ２ 1/4Cr
−1Mo鋼管（内面側を溶接したもの）を、予
熱、後熱を行わないで第１表の溶接条件によ
り表面側をMIG＋SAW溶接法及びSAW溶接
してUOE鋼管を製造した。 溶接後の熱処理として、第４図に示す加熱冷
却パターンともつた誘導加熱による短時間加熱
のSRを実施した。この時のSR加熱温度は720
℃である。 第３表は２ 1/4Cr−1Mo鋼管の母材の機械
的性質を示し、第４表は溶接部の機械的性質を
示す。
【表】
【表】
【表】
上記第３表と第４表から明らかなように、本
発明法によれば母材及び溶接部の機械的性質は
良好な結果が得られている。 () なお、本発明法で製造した２ 1/4Cr−1Mo
鋼管の残留応力特性、クリープ特性などについ
て従来法と比較検討してみた。 まず、ASTM A691 ２ 1/4CR鋼管（20t）
を従来の炉内SRたとえばJISボイラ基準による
SR〔675−725℃で2hr／インチ保持、加熱及び
冷却速度200×25／ｔ ℃／hr、但しｔ：板厚
mm〕を行つた場合と、本発明による急速加熱短
時間SRを行つた場合における溶接部を含む鋼
管の残留応力測定結果の例を第５表に示す。
発明法によれば母材及び溶接部の機械的性質は
良好な結果が得られている。 () なお、本発明法で製造した２ 1/4Cr−1Mo
鋼管の残留応力特性、クリープ特性などについ
て従来法と比較検討してみた。 まず、ASTM A691 ２ 1/4CR鋼管（20t）
を従来の炉内SRたとえばJISボイラ基準による
SR〔675−725℃で2hr／インチ保持、加熱及び
冷却速度200×25／ｔ ℃／hr、但しｔ：板厚
mm〕を行つた場合と、本発明による急速加熱短
時間SRを行つた場合における溶接部を含む鋼
管の残留応力測定結果の例を第５表に示す。
【表】
〓；引張残留応力
〓；圧縮残留応力
この第５表から本発明法は短時間SRでも残
留応力軽減の点では従来に比べ全く問題なく、
むしろ能率が向上する点で工業的に有利である
ことがわかる。 次に２ 1/4Cr−1Mo鋼管が通常使用される
温度でのクリープ特性を従来法と本発明法で比
較して示すと第６図のこときである。この第６
図から、本発明法によつて製造された鋼管は、
従来法における破断強さ一時間相関曲線とほぼ
一致し、高温特性においても何ら劣つていない
ことがわかる。 なお、本発明でいう大電流MIG溶接とは当出
願人が開発した溶接であり、サブマージドアーク
溶接に相当する溶接能率を有しながらこれよりも
小入熱で溶接が可能なMIG溶接法をいう。すな
わち、一般に不活性ガス又はこれを主体とし炭酸
ガスもしくは酸素を添加した総流量50〜200／
minのシールドガス雰囲気、消耗電極として直径
3.2〜6.4mmφ、溶接電流600〜1500Amp、アーク
電圧23〜36Volt、溶接速度300〜1500mm／minの
溶接をいうものである。 以上説明した本発明によるときには、溶接硬化
性が著しく低温割れや横割れ感受性の大きな２
１／４Cr−1Mo鋼を、予熱、後熱を行うことなく能
率よくしかも上記欠陥並びに他の溶接欠陥を伴う
ことなく長尺のUOEプレス溶接鋼管とすること
ができ、所期の性能を有する良好な当該２ 1/4
Cr−1Mo溶接鋼管を能率よく製造することがで
きるものであるから工業上その効果の大きい創案
である。
〓；圧縮残留応力
この第５表から本発明法は短時間SRでも残
留応力軽減の点では従来に比べ全く問題なく、
むしろ能率が向上する点で工業的に有利である
ことがわかる。 次に２ 1/4Cr−1Mo鋼管が通常使用される
温度でのクリープ特性を従来法と本発明法で比
較して示すと第６図のこときである。この第６
図から、本発明法によつて製造された鋼管は、
従来法における破断強さ一時間相関曲線とほぼ
一致し、高温特性においても何ら劣つていない
ことがわかる。 なお、本発明でいう大電流MIG溶接とは当出
願人が開発した溶接であり、サブマージドアーク
溶接に相当する溶接能率を有しながらこれよりも
小入熱で溶接が可能なMIG溶接法をいう。すな
わち、一般に不活性ガス又はこれを主体とし炭酸
ガスもしくは酸素を添加した総流量50〜200／
minのシールドガス雰囲気、消耗電極として直径
3.2〜6.4mmφ、溶接電流600〜1500Amp、アーク
電圧23〜36Volt、溶接速度300〜1500mm／minの
溶接をいうものである。 以上説明した本発明によるときには、溶接硬化
性が著しく低温割れや横割れ感受性の大きな２
１／４Cr−1Mo鋼を、予熱、後熱を行うことなく能
率よくしかも上記欠陥並びに他の溶接欠陥を伴う
ことなく長尺のUOEプレス溶接鋼管とすること
ができ、所期の性能を有する良好な当該２ 1/4
Cr−1Mo溶接鋼管を能率よく製造することがで
きるものであるから工業上その効果の大きい創案
である。
第１図ａ，ｂは２ 1/4Cr−1Mo鋼管の従来法
と本発明法の工程を比較して示す説明図、第２図
は本発明法で特徴とするUOプロセスで成形され
た２ 1/4Cr−1Mo鋼管両面一ラン溶接時の適正
溶接条件範囲を示すグラフ、第３図は本発明法に
おける溶接金属の靭性と母材のＣ量の関係を示す
グラフ、第４図は本発明法における急速加熱短時
間SRの加熱冷却パターンを示すグラフ、第５図
はSRにおける焼戻パラメーターと溶接継手部靭
性の関係を示すグラフ、第６図は本発明法と従来
法のクリープ破断強さを比較して示すグラフであ
る。
と本発明法の工程を比較して示す説明図、第２図
は本発明法で特徴とするUOプロセスで成形され
た２ 1/4Cr−1Mo鋼管両面一ラン溶接時の適正
溶接条件範囲を示すグラフ、第３図は本発明法に
おける溶接金属の靭性と母材のＣ量の関係を示す
グラフ、第４図は本発明法における急速加熱短時
間SRの加熱冷却パターンを示すグラフ、第５図
はSRにおける焼戻パラメーターと溶接継手部靭
性の関係を示すグラフ、第６図は本発明法と従来
法のクリープ破断強さを比較して示すグラフであ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ ２ 1/4Cr−1Mo鋼板を管状に成形し内面側
及び外面側からシーム溶接を行つて鋼管とするに
際し、UOプロセスにより管状に成形すると共
に、内面と外面夫々の側における溶接入熱を溶接
板厚との関係において次式で特定される範囲内に
制御しつつサブマージドアーク溶接又は先行を大
電流MIG溶接後行をサブマージドアーク溶接に
よる一ラン溶接を行い、次いで応力除去焼鈍を行
うことを特徴とする２ 1/4Cr−1Mo溶接鋼管の
製造方法。 H.I3.5×W.T−20 …(1) H.I２×W.T＋40 …(2) H.I12×W.T−60 …(3) 但しH.I溶接入熱KJ／cm（15） W.T板厚mm（40）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8432281A JPS57199577A (en) | 1981-06-03 | 1981-06-03 | Production of 21/4cr-1mo welded steel pipe |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8432281A JPS57199577A (en) | 1981-06-03 | 1981-06-03 | Production of 21/4cr-1mo welded steel pipe |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57199577A JPS57199577A (en) | 1982-12-07 |
| JPH021598B2 true JPH021598B2 (ja) | 1990-01-12 |
Family
ID=13827270
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8432281A Granted JPS57199577A (en) | 1981-06-03 | 1981-06-03 | Production of 21/4cr-1mo welded steel pipe |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57199577A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102233473B (zh) * | 2010-04-30 | 2012-12-26 | 华泰(南通)船务有限公司 | 一种船舶板单元的装焊工艺 |
| CN103182591B (zh) * | 2013-03-12 | 2014-12-31 | 杭州联源重工机械有限公司 | 应用于水轮机的高强调质特厚s500q钢板焊接工艺 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5329658A (en) * | 1976-09-01 | 1978-03-20 | Hitachi Ltd | Surplus liquid recovery unit |
| JPS5811311B2 (ja) * | 1977-03-29 | 1983-03-02 | 新日本製鐵株式会社 | 低温高靭性鋼の高能率多電極自動ア−ク溶接法 |
| JPS5913690B2 (ja) * | 1977-06-29 | 1984-03-31 | 株式会社日立製作所 | ナトリウム漏洩検出装置 |
-
1981
- 1981-06-03 JP JP8432281A patent/JPS57199577A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57199577A (en) | 1982-12-07 |
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