JPH05144B2 - - Google Patents
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- JPH05144B2 JPH05144B2 JP62132080A JP13208087A JPH05144B2 JP H05144 B2 JPH05144 B2 JP H05144B2 JP 62132080 A JP62132080 A JP 62132080A JP 13208087 A JP13208087 A JP 13208087A JP H05144 B2 JPH05144 B2 JP H05144B2
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- welding
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- steel
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は、溶接鋼管の製造方法に関するもので
あり、特に最近鋼板製造分野で盛んに採用されて
いる加工熱処理法によつて製造された高強度鋼板
を素材として、UOE製管法により高強度溶接鋼
管を製造する方法に関する。 （従来の技術） 鋼板をUO成形した後接合部を溶接するUOE製
管法では、溶接工程の高能率化を図るため内外面
から各一層盛りの大入熱サブマージアーク溶接法
を用いるのが通例である。その母材となる鋼板
は、製管時の溶接性および製品鋼管の使用現場で
の溶接性を考慮して炭素当量または溶接割れ感受
性指数（PCM）を低く抑えたものを使用する。 高強度鋼管を製造するためには高強度の素材鋼
板を使用しなければならないが、Ｃ含有量を上げ
たり強化合金成分を増やしたりするとPCMが高く
なり、たとえ製管溶接ができたとしても、鋼管の
使用現地での円周溶接時に溶接熱影響部の硬化、
割れ発生の危険が高まる。 上記の問題に対処するため、最近では低炭素当
量の鋼を圧延時の加工熱処理で高強度化したいわ
ゆる水冷型加工熱処理鋼板（TMCP型鋼板）が
使用されるようになつてきた。しかし、TMCP
型鋼板は熱間圧延後の強制冷却による変態強化を
利用するものであるため、大入熱溶接の製管法で
は溶接熱影響部（HAZ）で上記の変態強化の効
果が失われて溶接部の強度が母材強度よりも低く
なるという問題が生じる。これは低炭素当量の鋼
を水冷によつて変態強化しておいても、溶接入熱
での温度上昇によつて焼戻され母材成分で定まる
標準状態の強度近くまで低下するためである。 例えば、溶接学会溶接冶金研究委員会シンボジ
ユウム「TMCP鋼の溶接治金」昭和60年５月21、
22日の配付資料P.140−150には、TMCP型HT50
鋼板のHAZ軟化について詳しい報告がある。こ
こでは、HT50鋼板でのHAZ軟化幅は板厚と同
程度で引張強さも母材の90％程度であると述べ、
この程度であれば溶接継手HAZ軟化による強度
低下は殆どない、と結論している。 上記の報告にあるとおり、HT50クラスまでの
TMCP型鋼板についてはある程度研究され、例
えば、溶接条件を考慮し母材の炭素当量を溶接性
を害さない程度に上げてその強度を規格値よりも
若干高めとし、HAZ軟化による強度低下を補う
等の対策が可能となつた。しかし、HT60クラス
以上の高強度TMCP型鋼板、特にそれを用いて
溶接鋼管を製造する場合の問題はこれまで全く未
解決である。 （発明が解決しようとする問題点） 例えば、油送用ラインパイプなどに使用される
大径溶接鋼管については高強度化の要望が強く、
引張強さ60Kgf/mg以上の鋼板を素材として用いる
ことも多い。母材の強化のために合金成分を増や
し炭素当量を上げることは致命的な溶接性の低下
を招くから、この場合もTMCP型鋼板を用いる
のが望ましい。しかし、かかる高強度TMCP型
鋼板では水冷による変馳強化を最大限に発揮させ
ねばならず、従つて溶接によるHAZ軟化の問題
も一層深刻になる。 本願発明は、引張強さ60Kgf/mg以上の鋼板から
溶接鋼管を製造するに当たり、溶接性を損なうこ
とのない低PCMの素材鋼板を用いながら、しかも
溶接部の強度低下を来さない新しい溶接鋼管の製
造方法を提供することを目的とする。 （問題点を解決するための手段） 本願発明は下記の高強度溶接鋼管の製造方法を
要旨とする。 「下記の式で定義されるPCMが0.175％以下で圧延
時の加工熱処理によつて引張強さ60Kgf/mg以上に
強化された鋼板を素材としてUOE製管法で溶接
鋼管を製造する方法において、溶接による母材の
軟化幅（H0）と母材肉厚(t)との比、、H0/tを0.30
以下にすることを特徴とする高強度溶接鋼管の製
造方法。 PCM＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋
Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B 〔％〕」 本発明者は、水冷型加工熱処理で変態強化され
た鋼板を種々の溶接条件で接合し、継手部の引張
試験や硬さ分布測定を行い、そのデータを解析す
ることによつて次のことを明らかにした。即ち、
溶接熱影響部の軟化幅H0（硬さが母材の平均硬さ
を下まわる領域）が鋼板の厚さに対して0.3以下
であれば、継手引張強さが母材のそれと同等もし
くはそれ以上となるということである。この知見
を基礎にすれば、強化成分の少ない低PCMの
TMCP型鋼板を素材として用いても、十分な継
手強度をもつ溶接鋼管が製造できる。 H0/tを0.30以下とする具体的手段は種々有る
が、その一つは溶接時の入熱量を抑えることであ
る。後に実験結果を示すが、１パス当たりの入熱
量を15KJ/cm以下とすればH0/tは0.30以下とな
り、継手強度は母材の60Kgf/mg以上となる。 更に、素材鋼板が0.01〜0.06％（本明細書にお
いて、特にことわらない限り「％」は全て「重量
％」である）のNbを含有するものである場合は、
入熱量の制限を緩くすることができ上記入熱量を
40KJ/cm以下とすればよい。 本発明は、加工熱処理によつて引張強さ60Kgf/
mg以上に強化された鋼板を製管用の素材とするこ
とを前提とする。そして、この鋼板はPCMが0.175
％以下でなければならない。PCMは溶接時の低温
割れ感受性を表す指数であつて、この値が低い程
割れ感受性が小さい。PCM0.175％というのは製品
鋼管を使用現地でセルロース系溶接棒で周溶接す
る場合、予熱なしで低温割れを発生させない値に
相当する。 素材鋼板の化学組成については、上記PCMの条
件以外に特別の制約はない。加工熱処理によつて
60Kgf/mg以上の引張強さをもつに足りる必要最小
限の合金成分を含有し、PCM0.175％以下の鋼板が
全て本発明の対象になる。かかる鋼板の組成とし
ては数多くの合金成分の組合せが考えられるが、
使用される合金元素のうち上記PCMの式に関与す
る元素の含有量の目安はおよそ下記のとおりであ
る。 Ｃ：0.1％以下、Si：0.5％以下、Mn：2.0％以
下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Cu：0.35％
以下、Mn：0.25％以下、Ｖ：0.06％以下、Ｂ：
0.002％以下。 上記の成分は勿論その全てが含有されている必
要はなく、また上記以外の成分、例えば、Ti：
0.1％以下、Al：0.07％以下などを適宜含有させ
てもよい。 合金成分としてのNbは特殊な作用をもつ。即
ち、Nb0.01〜0.06％を含む鋼板を素材として用い
ると、溶接時の入熱量がある程度大きくなつても
Ｈ０／ｔを0.30以下にすることが容易になる。 素材鋼板の加工熱処理のプロセスとしては、例
えば、Ac3点〜1280℃に加熱したスラブを圧延
し、800℃〜Ar3点で圧延を終了した後、この圧
延終了温度から少なくとも450℃までの温度域を
15〜50℃／秒の冷却速度で強制冷却する。もとよ
りこのプロセスも鋼板の組成や要求される強度レ
ベルによつて選ばれるべきもので、要するにpCM
が0.175％であつても引張強さ60Kgf/mg以上の高
強度を付与できるように加工熱処理の条件を定め
ればよい。 （作用） 以下、実験データに基づいて本発明の作用を説
明する。 〔実験１〕 第１表に示す成分の鋼を高周波溶解炉で溶製
し、鍜造で厚さ100mm、幅200mmのスラブとし、
1250℃に加熱して通常の圧延で板厚30mmまで圧延
し、850℃から水焼入れを行つて水冷型加工熱処
理鋼板を製作した。この鋼板に第５表備考欄の
の開先を切り、一層（１パス）当たりの入熱量を
９、17、25、35、50および75KJ/cmに変化させた
多層盛り溶接を行つた。 溶接後の継手部断面の硬さ分布を求め、いずれ
か片方の軟化部を中心とする引張試験片（JIS ４
号引張試験片）を板厚中央部より採取した。 これらの試験結果を第１表に併せて示す。 第１表中、TSBMは母材の引張強さ(Kgf/mg)、
TSjpiotは継手部の引張強さ(Kgf/mg)である。また、
H0は第１図に示すように板厚中心部における溶
接熱影響部の軟化幅（母材の平均硬度よりも硬度
の低い部分の幅）を示している。
あり、特に最近鋼板製造分野で盛んに採用されて
いる加工熱処理法によつて製造された高強度鋼板
を素材として、UOE製管法により高強度溶接鋼
管を製造する方法に関する。 （従来の技術） 鋼板をUO成形した後接合部を溶接するUOE製
管法では、溶接工程の高能率化を図るため内外面
から各一層盛りの大入熱サブマージアーク溶接法
を用いるのが通例である。その母材となる鋼板
は、製管時の溶接性および製品鋼管の使用現場で
の溶接性を考慮して炭素当量または溶接割れ感受
性指数（PCM）を低く抑えたものを使用する。 高強度鋼管を製造するためには高強度の素材鋼
板を使用しなければならないが、Ｃ含有量を上げ
たり強化合金成分を増やしたりするとPCMが高く
なり、たとえ製管溶接ができたとしても、鋼管の
使用現地での円周溶接時に溶接熱影響部の硬化、
割れ発生の危険が高まる。 上記の問題に対処するため、最近では低炭素当
量の鋼を圧延時の加工熱処理で高強度化したいわ
ゆる水冷型加工熱処理鋼板（TMCP型鋼板）が
使用されるようになつてきた。しかし、TMCP
型鋼板は熱間圧延後の強制冷却による変態強化を
利用するものであるため、大入熱溶接の製管法で
は溶接熱影響部（HAZ）で上記の変態強化の効
果が失われて溶接部の強度が母材強度よりも低く
なるという問題が生じる。これは低炭素当量の鋼
を水冷によつて変態強化しておいても、溶接入熱
での温度上昇によつて焼戻され母材成分で定まる
標準状態の強度近くまで低下するためである。 例えば、溶接学会溶接冶金研究委員会シンボジ
ユウム「TMCP鋼の溶接治金」昭和60年５月21、
22日の配付資料P.140−150には、TMCP型HT50
鋼板のHAZ軟化について詳しい報告がある。こ
こでは、HT50鋼板でのHAZ軟化幅は板厚と同
程度で引張強さも母材の90％程度であると述べ、
この程度であれば溶接継手HAZ軟化による強度
低下は殆どない、と結論している。 上記の報告にあるとおり、HT50クラスまでの
TMCP型鋼板についてはある程度研究され、例
えば、溶接条件を考慮し母材の炭素当量を溶接性
を害さない程度に上げてその強度を規格値よりも
若干高めとし、HAZ軟化による強度低下を補う
等の対策が可能となつた。しかし、HT60クラス
以上の高強度TMCP型鋼板、特にそれを用いて
溶接鋼管を製造する場合の問題はこれまで全く未
解決である。 （発明が解決しようとする問題点） 例えば、油送用ラインパイプなどに使用される
大径溶接鋼管については高強度化の要望が強く、
引張強さ60Kgf/mg以上の鋼板を素材として用いる
ことも多い。母材の強化のために合金成分を増や
し炭素当量を上げることは致命的な溶接性の低下
を招くから、この場合もTMCP型鋼板を用いる
のが望ましい。しかし、かかる高強度TMCP型
鋼板では水冷による変馳強化を最大限に発揮させ
ねばならず、従つて溶接によるHAZ軟化の問題
も一層深刻になる。 本願発明は、引張強さ60Kgf/mg以上の鋼板から
溶接鋼管を製造するに当たり、溶接性を損なうこ
とのない低PCMの素材鋼板を用いながら、しかも
溶接部の強度低下を来さない新しい溶接鋼管の製
造方法を提供することを目的とする。 （問題点を解決するための手段） 本願発明は下記の高強度溶接鋼管の製造方法を
要旨とする。 「下記の式で定義されるPCMが0.175％以下で圧延
時の加工熱処理によつて引張強さ60Kgf/mg以上に
強化された鋼板を素材としてUOE製管法で溶接
鋼管を製造する方法において、溶接による母材の
軟化幅（H0）と母材肉厚(t)との比、、H0/tを0.30
以下にすることを特徴とする高強度溶接鋼管の製
造方法。 PCM＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋
Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B 〔％〕」 本発明者は、水冷型加工熱処理で変態強化され
た鋼板を種々の溶接条件で接合し、継手部の引張
試験や硬さ分布測定を行い、そのデータを解析す
ることによつて次のことを明らかにした。即ち、
溶接熱影響部の軟化幅H0（硬さが母材の平均硬さ
を下まわる領域）が鋼板の厚さに対して0.3以下
であれば、継手引張強さが母材のそれと同等もし
くはそれ以上となるということである。この知見
を基礎にすれば、強化成分の少ない低PCMの
TMCP型鋼板を素材として用いても、十分な継
手強度をもつ溶接鋼管が製造できる。 H0/tを0.30以下とする具体的手段は種々有る
が、その一つは溶接時の入熱量を抑えることであ
る。後に実験結果を示すが、１パス当たりの入熱
量を15KJ/cm以下とすればH0/tは0.30以下とな
り、継手強度は母材の60Kgf/mg以上となる。 更に、素材鋼板が0.01〜0.06％（本明細書にお
いて、特にことわらない限り「％」は全て「重量
％」である）のNbを含有するものである場合は、
入熱量の制限を緩くすることができ上記入熱量を
40KJ/cm以下とすればよい。 本発明は、加工熱処理によつて引張強さ60Kgf/
mg以上に強化された鋼板を製管用の素材とするこ
とを前提とする。そして、この鋼板はPCMが0.175
％以下でなければならない。PCMは溶接時の低温
割れ感受性を表す指数であつて、この値が低い程
割れ感受性が小さい。PCM0.175％というのは製品
鋼管を使用現地でセルロース系溶接棒で周溶接す
る場合、予熱なしで低温割れを発生させない値に
相当する。 素材鋼板の化学組成については、上記PCMの条
件以外に特別の制約はない。加工熱処理によつて
60Kgf/mg以上の引張強さをもつに足りる必要最小
限の合金成分を含有し、PCM0.175％以下の鋼板が
全て本発明の対象になる。かかる鋼板の組成とし
ては数多くの合金成分の組合せが考えられるが、
使用される合金元素のうち上記PCMの式に関与す
る元素の含有量の目安はおよそ下記のとおりであ
る。 Ｃ：0.1％以下、Si：0.5％以下、Mn：2.0％以
下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Cu：0.35％
以下、Mn：0.25％以下、Ｖ：0.06％以下、Ｂ：
0.002％以下。 上記の成分は勿論その全てが含有されている必
要はなく、また上記以外の成分、例えば、Ti：
0.1％以下、Al：0.07％以下などを適宜含有させ
てもよい。 合金成分としてのNbは特殊な作用をもつ。即
ち、Nb0.01〜0.06％を含む鋼板を素材として用い
ると、溶接時の入熱量がある程度大きくなつても
Ｈ０／ｔを0.30以下にすることが容易になる。 素材鋼板の加工熱処理のプロセスとしては、例
えば、Ac3点〜1280℃に加熱したスラブを圧延
し、800℃〜Ar3点で圧延を終了した後、この圧
延終了温度から少なくとも450℃までの温度域を
15〜50℃／秒の冷却速度で強制冷却する。もとよ
りこのプロセスも鋼板の組成や要求される強度レ
ベルによつて選ばれるべきもので、要するにpCM
が0.175％であつても引張強さ60Kgf/mg以上の高
強度を付与できるように加工熱処理の条件を定め
ればよい。 （作用） 以下、実験データに基づいて本発明の作用を説
明する。 〔実験１〕 第１表に示す成分の鋼を高周波溶解炉で溶製
し、鍜造で厚さ100mm、幅200mmのスラブとし、
1250℃に加熱して通常の圧延で板厚30mmまで圧延
し、850℃から水焼入れを行つて水冷型加工熱処
理鋼板を製作した。この鋼板に第５表備考欄の
の開先を切り、一層（１パス）当たりの入熱量を
９、17、25、35、50および75KJ/cmに変化させた
多層盛り溶接を行つた。 溶接後の継手部断面の硬さ分布を求め、いずれ
か片方の軟化部を中心とする引張試験片（JIS ４
号引張試験片）を板厚中央部より採取した。 これらの試験結果を第１表に併せて示す。 第１表中、TSBMは母材の引張強さ(Kgf/mg)、
TSjpiotは継手部の引張強さ(Kgf/mg)である。また、
H0は第１図に示すように板厚中心部における溶
接熱影響部の軟化幅（母材の平均硬度よりも硬度
の低い部分の幅）を示している。
【表】
実験１で、素材鋼板にNbが含有されていれば
継手引張強さを低下させる限界入熱量が高くなる
ことがわかつたので、ここではNbの含有量の影
響について調査した。 PCMを0.16から0.175％の範囲に調整し、Nb量
を0.005から0.073％の範囲で５段階に変化させた
鋼を高周波溶解炉で溶製し、実験１と同じ方法で
板厚19mmの鋼板を製作し、入熱量39.9KJ/cmで内
外面を一層盛り溶接した。 供試材の化学組成並びに実験１と同じ引張試験
およびシヤルピー衝撃試験の結果をまとめて第２
表に示す。また、第４図に、Nb含有量と継手部
靭性（vE-40）およびTSjpiot／TSBMとの関係を示
す。 これらの結果に見られるように、Nbを0.01％
以上含むものでは継手引張強さは母材のそれを上
まわつている。一方、継手部靭性（vE-440）は最
初Nbの含有量とともに上昇するが、Nbが0.06％
を越えると逆にNbを含有しないものより低下す
る。
継手引張強さを低下させる限界入熱量が高くなる
ことがわかつたので、ここではNbの含有量の影
響について調査した。 PCMを0.16から0.175％の範囲に調整し、Nb量
を0.005から0.073％の範囲で５段階に変化させた
鋼を高周波溶解炉で溶製し、実験１と同じ方法で
板厚19mmの鋼板を製作し、入熱量39.9KJ/cmで内
外面を一層盛り溶接した。 供試材の化学組成並びに実験１と同じ引張試験
およびシヤルピー衝撃試験の結果をまとめて第２
表に示す。また、第４図に、Nb含有量と継手部
靭性（vE-40）およびTSjpiot／TSBMとの関係を示
す。 これらの結果に見られるように、Nbを0.01％
以上含むものでは継手引張強さは母材のそれを上
まわつている。一方、継手部靭性（vE-440）は最
初Nbの含有量とともに上昇するが、Nbが0.06％
を越えると逆にNbを含有しないものより低下す
る。
【表】
【表】
以上の実験結果から、H0/tを0.30以下にするこ
とによつて継手強度の低下のない溶接ができるこ
と、並びにNbを0.01％以上含有する鋼板を用い
るときは１パス当たりの入熱量を40KJ/cm以下
に、また、Nbを含有しない鋼板を用いるときは
同じく入熱量を15KJ/cm以下にそれぞれ抑えるこ
とによつてH0/tが0.30以下となつて、母材強度と
同等以上の高強度継手が得られること、が明らか
となつた。更に、継手部の靭性確保のために、
Nb含有量の上限を0.06％とすべきことも第４図
に明らかである。 実施例 １ 第３表に示す成分の鋼を連続鋳造でスラブと
し、1250℃に加熱後通常の圧延で第４表に示す
12.7mmから38.1mmまでの６種類の板厚まで圧延
し、850℃で圧延を終了しこの温度から450℃まで
を約30℃／秒の冷却速度で冷却した。得られた鋼
板から引張強さ60Kgf/mg以上のものを選び、UO
方式により素管に成形し、接合部を３電極サブマ
ージアーク溶接で内外面一層盛り溶接して溶接鋼
管とした。このときの溶接条件を第４表に示す。
なお、溶接材料はJIS等に定められた母材強度に
適用される市販のものを用いた。また、サブマー
ジアーク溶接する前にはAr−CO2自動溶接で接
合部の全長にわたり仮付け溶接を行つている。溶
接電流や溶接速度は通常の条件を採用した。 得られた溶接鋼管の溶接継手部からAPI規格に
基づいて引張試験片と硬度分布試験片を採り、そ
れぞれ測定した。その結果を第４表にまとめて示
す。 第４表の結果をみれば、継手引張強さが母材強
度より高くなつているのはNo.１、２、３であり、
板厚が厚く溶接入熱量が40KJ/cmを越えているNo.
４、５、６では軟化幅（H0）が大きく、H0/tが
0.30を越えて継手引張強さが母材のそれより低く
なつている。 なお、第４表の△Hvは第１図に示すように母
材の平均硬度と軟化部の最低硬度の差を示す。
とによつて継手強度の低下のない溶接ができるこ
と、並びにNbを0.01％以上含有する鋼板を用い
るときは１パス当たりの入熱量を40KJ/cm以下
に、また、Nbを含有しない鋼板を用いるときは
同じく入熱量を15KJ/cm以下にそれぞれ抑えるこ
とによつてH0/tが0.30以下となつて、母材強度と
同等以上の高強度継手が得られること、が明らか
となつた。更に、継手部の靭性確保のために、
Nb含有量の上限を0.06％とすべきことも第４図
に明らかである。 実施例 １ 第３表に示す成分の鋼を連続鋳造でスラブと
し、1250℃に加熱後通常の圧延で第４表に示す
12.7mmから38.1mmまでの６種類の板厚まで圧延
し、850℃で圧延を終了しこの温度から450℃まで
を約30℃／秒の冷却速度で冷却した。得られた鋼
板から引張強さ60Kgf/mg以上のものを選び、UO
方式により素管に成形し、接合部を３電極サブマ
ージアーク溶接で内外面一層盛り溶接して溶接鋼
管とした。このときの溶接条件を第４表に示す。
なお、溶接材料はJIS等に定められた母材強度に
適用される市販のものを用いた。また、サブマー
ジアーク溶接する前にはAr−CO2自動溶接で接
合部の全長にわたり仮付け溶接を行つている。溶
接電流や溶接速度は通常の条件を採用した。 得られた溶接鋼管の溶接継手部からAPI規格に
基づいて引張試験片と硬度分布試験片を採り、そ
れぞれ測定した。その結果を第４表にまとめて示
す。 第４表の結果をみれば、継手引張強さが母材強
度より高くなつているのはNo.１、２、３であり、
板厚が厚く溶接入熱量が40KJ/cmを越えているNo.
４、５、６では軟化幅（H0）が大きく、H0/tが
0.30を越えて継手引張強さが母材のそれより低く
なつている。 なお、第４表の△Hvは第１図に示すように母
材の平均硬度と軟化部の最低硬度の差を示す。
【表】
【表】
【表】
実施例 ２
第４表のNo.５（板厚31.7mm）の鋼板を使用して
片面溶接で種々の条件で多層盛り溶接を行い、実
施例１と同様の測定を行つた。条件と測定結果を
第５表にまとめて示す。 これらの結果から、溶接方法の種類を問わず、
１パス当たりの入熱量が30KJ/cm以下であれば
TSjpiot／TSBMが１以上となつて、継手部引張強
さの低下がないことがわかる。 （発明の効果） 本発明によつて、溶接割れ感受性指数（PCM）
の小さな鋼材を加工熱処理による変態強化で高強
度化した鋼板を素材とする高強度溶接鋼管の製造
方法が確立された。本発明方法によれば、特に引
張強さが60Kgf/mg以上の変態強化型鋼板を用いる
UOE製管法においても、溶接接合部の強度低下
の懸念がない。しかも、製品鋼管は不必要な合金
成分を含有せず、従つて、廉価であるとともに溶
接性に優れたものとなる。
片面溶接で種々の条件で多層盛り溶接を行い、実
施例１と同様の測定を行つた。条件と測定結果を
第５表にまとめて示す。 これらの結果から、溶接方法の種類を問わず、
１パス当たりの入熱量が30KJ/cm以下であれば
TSjpiot／TSBMが１以上となつて、継手部引張強
さの低下がないことがわかる。 （発明の効果） 本発明によつて、溶接割れ感受性指数（PCM）
の小さな鋼材を加工熱処理による変態強化で高強
度化した鋼板を素材とする高強度溶接鋼管の製造
方法が確立された。本発明方法によれば、特に引
張強さが60Kgf/mg以上の変態強化型鋼板を用いる
UOE製管法においても、溶接接合部の強度低下
の懸念がない。しかも、製品鋼管は不必要な合金
成分を含有せず、従つて、廉価であるとともに溶
接性に優れたものとなる。
【表】
第１図は、溶接熱影響部の軟化帯幅（H0）の
測定要領を示す溶接部断面図、第２図は、溶接入
熱量と継手・母材強度比（TSjpiot／TSBM）との
関係を示す図、第３図は、軟化帯幅（H0）と母
材肉厚(t)の比(H0/t)がTSjpiot／TSBMに及ぼす影響
を示す図、第４図は、母材のNb含有量と
TSjpiot／TSBMおよび継手部靭性（vE-40）との関
係および示す図、である。
測定要領を示す溶接部断面図、第２図は、溶接入
熱量と継手・母材強度比（TSjpiot／TSBM）との
関係を示す図、第３図は、軟化帯幅（H0）と母
材肉厚(t)の比(H0/t)がTSjpiot／TSBMに及ぼす影響
を示す図、第４図は、母材のNb含有量と
TSjpiot／TSBMおよび継手部靭性（vE-40）との関
係および示す図、である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 下記の式で定義されるPCMが0.175％以下で圧
延時の加工熱処理によつて引張強さ60kgf/mm2以
上に強化された鋼板を素材としてUOE製管法で
溶接鋼管を製造する方法において、溶接による母
材の軟化幅（H0）と母材肉厚(t)との比(H0/t)を
0.30以下にすることを特徴とする高強度溶接鋼管
の製造方法。 PCM＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋
Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B 〔％〕 ２ １パス当たりの溶接入熱量を制限することに
よつてH0/tを0.30以下とする特許請求の範囲第１
項記載の高強度溶接鋼管の製造方法。 ３ １パス当たりの溶接入熱量を、素材鋼板が
Nb：0.01〜0.06％を含むものであるときは40KJ/
cm以下に、Nbを実質的に含まないものであると
きは15KJ/cm以下にそれぞれ制限する特許請求の
範囲第２項記載の高強度溶接鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13208087A JPS63295070A (ja) | 1987-05-28 | 1987-05-28 | 高強度溶接鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13208087A JPS63295070A (ja) | 1987-05-28 | 1987-05-28 | 高強度溶接鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63295070A JPS63295070A (ja) | 1988-12-01 |
| JPH05144B2 true JPH05144B2 (ja) | 1993-01-05 |
Family
ID=15073040
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13208087A Granted JPS63295070A (ja) | 1987-05-28 | 1987-05-28 | 高強度溶接鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63295070A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4948710B2 (ja) * | 2001-01-30 | 2012-06-06 | 新日本製鐵株式会社 | 高張力厚板の溶接方法 |
| CN101700600B (zh) | 2009-11-19 | 2011-08-03 | 河南第一火电建设公司 | 输电铁塔用新型q460钢的焊接工艺方法 |
| CN102275042A (zh) * | 2010-06-08 | 2011-12-14 | 上海振华重工(集团)股份有限公司 | 一种高强钢焊接工艺 |
| JP6996993B2 (ja) * | 2018-01-31 | 2022-01-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 片面サブマージアーク溶接方法、および片面サブマージアーク溶接装置 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5910477A (ja) * | 1982-07-08 | 1984-01-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 常中温用炭素鋼管のｓａｗタンデム溶接方法 |
-
1987
- 1987-05-28 JP JP13208087A patent/JPS63295070A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63295070A (ja) | 1988-12-01 |
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