JPH09201688A

JPH09201688A - 溶接部の強度に優れた溶接鋼管の製造方法

Info

Publication number: JPH09201688A
Application number: JP8008432A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Ichinose; 威一ノ瀬
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-01-22
Filing date: 1996-01-22
Publication date: 1997-08-05

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】母材部の性能と同等の溶接部性能を有する肉厚
５ｍｍ以上の低合金鋼製溶接鋼管の得られる製造方法を
提供する。【解決手段】重量割合で、Ｃ：0.02-0.40％、Ｓｉ：0.0
8％以下、Ｍｎ：1.30-3.0％、Ｎｂ：0.005％-0.03％、
Ｔｉ：0.005％-0.03％、ｓｏｌ−Ａｌ：0.001-0.040
％、Ｎ：0.010％以下、Ｃａ：0-0.0050％を含有し、Ｃ
ｕ：0-1.0％、Ｎｉ：0-1.0％、Ｃｒ：0-0.40％、Ｍｏ：
0-0.40％、Ｖ：0-0.05％、およびＢ：0-0.0020％のうち
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなり、−0.010≦Ｔｉ−3.4Ｎ≦0.020を満
たす成分組成を有する厚さ５ｍｍ以上の鋼板をオープン
パイプに成形し、その突き合わせ部近傍を不活性ガスで
シールドしつつ突き合わせ部に指向性高エネルギービー
ムを照射して溶接した後、接合部もしくは管全体を熱処
理する。【効果】熱影響部を含めた溶接部の性能、特に硬度の上
昇が抑制された製品が得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、構造用やラインパ
イプ用などに用いられる溶接鋼管の製造方法に係わり、
より詳細には溶接部の強度、硬度および靱性が母材部の
それと同等である肉厚５ｍｍ以上の低合金鋼製の溶接鋼
管の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】鋼管を安価に大量生産する際のシーム溶
接に用いられる溶接法としては、電気抵抗溶接（以下、
ＥＲＷという）法がある。このＥＲＷ法は、他の溶接法
に比べて高速溶接が可能で生産性が高い。しかし、ＥＲ
Ｗ法では、被溶接材料としてＭｎ含有量を高めた素材鋼
板を用いた場合、溶接部に偏平化したＭｎＯやＳｉＯ₂
などの酸化物欠陥が残存し易く、溶接部の靱性や耐食性
などが著しく悪化する。

【０００３】このため、強度確保を目的として、比較的
安価な上記Ｍｎ含有量を高めた鋼板を素材とする場合に
は、上記の性能悪化を容認せねばならない。また、Ｍｎ
含有量を１．２％以下程度までに抑制して同等の強度を
得ようとすると、ＭｏやＮｂなどの高価な合金元素を利
用せざるを得ないくなるために製品のコストアップが避
け難い。

【０００４】これに対し、潜弧溶接（以下、ＳＡＷとい
う）法によって溶接鋼管を製造する場合はに、上記のよ
うなＭｎによる制限は生じない。しかし、ＳＡＷ法はＥ
ＲＷ法に比べて溶接速度が極めて遅く、生産性が低いた
めに製品コストがＥＲＷ法によった場合よりも高くな
る。

【０００５】上記のような手段に代えて、溶接熱源に炭
酸ガスレーザやＹＡＧレーザ、もしくは電子ビームなど
の指向性の高エネルギービームを利用し、上記ＳＡＷ法
によって得られると同等以上の性能を有する溶接鋼管を
ＥＲＷと同等の生産性で製造しようとする種々の試みが
なされている。

【０００６】例えば、特開平２−７０３７９号公報に
は、良好な溶接継手を高い経済性をもって得るために、
所定の位置に高周波加熱手段を配置する一方、オープン
パイプの両エッジ間距離を所定寸法に設定し、この両エ
ッジの突き合わせ部にレーザビームを照射して溶接する
方法が示されている。また、特開平６−１１６６４５号
公報には、良好な溶接継手を高い経済性をもって得るた
めに、所定成分組成の鋼板の突き合わせ部に所定寸法の
Ｖ溝を形成し、このＶ溝の溝底中央にレーザビームを照
射してレーザ溶接する方法が示されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】上記レーザ溶接法は、
生産性が高く、しかもＥＲＷ法で問題になるような溶接
部の欠陥がなく、優れた溶接継手が得られる。しかしな
がら、レーザビームのような高エネルギービームを用い
た溶接は、小入熱の溶接であるために得られた溶接部が
急冷され、溶接部の硬度が非常に高くなって靱性が低下
してしまう。

【０００８】この硬度上昇は、鋼管の肉厚が薄く、溶接
金属の幅が百ミクロン程度である場合には溶金の体積が
小さいので溶接部に何らの悪影響も与えない。しかし、
肉厚が５ｍｍ以上の厚さになると、しばしば１ｍｍに近
い広幅の溶接金属が形成されることがある。この広幅の
溶接金属が形成された場合には、その冷却硬化した溶接
金属部分や、この溶接金属部分と溶接熱影響部（以下、
ＨＡＺという）との境界部分を起点とする破壊に対して
無視できない悪影響を及ぼす。

【０００９】上記の悪影響を軽減するための手段として
は、溶接後に後熱処理を施すことが考えられる。しかし
ながら、素材鋼板が、例えば０．２％以下のＮｂやＴｉ
などの合金元素（以下、マイクロアロイという）を含有
した低合金鋼では、これらのマイクロアロイが溶接時の
高温加熱によって溶接金属部分でのみ多く固溶し、この
多く固溶したマイクロアロイが溶接後に施す後熱処理時
に析出して強化に寄与するため、溶接金属部とそれ以外
の部分（ＨＡＺおよび母材部）との間の強度不均一は簡
単にはなくならない。特に、生産性を確保するためにＥ
ＲＷ法による製管ラインに見られるようなオンライン熱
処理を行うことを前提とした場合、その熱処理条件を自
由に選択できないため、その改善はより一層難しい。

【００１０】一方、マイクロアロイの含有量を少なくす
るか、あるいは後熱処理における焼戻し温度を高くする
ことによって溶接金属部分の硬度を下げようとすると、
ＨＡＺの強度が下がり過ぎ、逆にＨＡＺの強度を確保す
べく、上記マイクロアロイの種類や含有量を増やすか、
あるいは焼戻し温度を低くすると溶接金属部分の強度が
下がらない、といった事態が生ずる。

【００１１】また、製管ライン外に設置した熱処理炉を
用い、溶接後の管に焼ならしや焼戻しなどの熱処理を施
して溶接部とその近傍の強度の均一化を図ることも可能
であるが、この場合は生産性の著しい低下とコスト上昇
を招く。

【００１２】このように、従来は、例えレーザ溶接など
の技術を用いても、特に肉厚が５ｍｍ以上の低合金鋼製
の溶接鋼管を得ようとする場合に、母材の強度と同等の
溶接部強度、具体的には引張強度、硬度および靱性を有
する溶接鋼管を経済的に得られる方法は今だ確立されて
いないのが実情であった。

【００１３】本発明は上記実情に鑑みなされたもので、
その課題は溶接部と溶接熱影響部との強度（引張強度、
硬度および靱性）が母材部のそれと同等、換言すれば溶
接部の強度が円周方向に均一な肉厚５ｍｍ以上の低合金
鋼製の溶接鋼管を生産性よく製造することのできる製造
方法を提供することにある。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明者は、溶接金属の
硬度上昇と溶接熱影響部の軟化を抑制するため、種々の
実験研究を行い、次の（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。

【００１５】（ａ）ＨＡＺを含む溶接部の硬度上昇を抑
制し、母材部と同等の強度（引張強度、硬度および靱
性）を有する溶接金属部分とＨＡＺを得るには、母材鋼
中に添加するＮｂとＴｉの含有量を、いずれも重量％で
０．００５〜０．０３％に抑制する必要のあること。

【００１６】（ｂ）上記ＮｂとＴｉのうち、Ｔｉについ
ては、これがＴｉＣの形で鋼中に存在すると溶接金属の
硬度上昇を招く。ところが、鋼中に不可避不純物として
含有され、固溶状態で存在した場合に鋼の靱性低下をも
たらすＮとの化合物であるＴｉＮの形で存在させると溶
接金属の硬度上昇を招くことがなく、このためにはその
含有量を上記０．００５〜０．０３％の範囲内で下式を
満たす量にする必要のあること。

【００１７】 −０．０１０≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２０（ｃ）上記（ａ）および（ｂ）の２条件下においては、
強度確保に寄与するＭｎを通常よりも多いい１．３０〜
３．０％の範囲で含有させると、急速凝固して得られた
溶接金属部分とＨＡＺとの強度差が小さくなり、溶接ま
まは勿論であるが、特に溶接後に後熱処理を施すとその
差がより一層小さくなること。

【００１８】本発明は、上記の知見に基づいてなされた
ものであり、その要旨は次の溶接部の強度に優れた溶接
鋼管の製造方法にある。

【００１９】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．４０％、Ｓ
ｉ：０．８０％以下、Ｍｎ：１．３０〜３．０％、Ｎ
ｂ：０．００５％〜０．０３％、Ｔｉ：０．００５％〜
０．０３％、ｓｏｌ−Ａｌ：０．００１〜０．０４０
％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃａ：０〜０．００５０％
を含有し、さらに、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜
１．０％、Ｃｒ：０〜０．４０％、Ｍｏ：０〜０．４０
％、Ｖ：０〜０．０５％およびＢ：０〜０．００２０％
のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなり、下式を満たす成分組成を有す
る厚さ５ｍｍ以上の鋼板を、成形ロール群に通して連続
的にオープンパイプに成形し、オープンパイプの相対向
する両側エッジ部をスクイズロールで加圧して突き合わ
せ、その近傍を不活性ガスでシールドしつつ突き合わせ
部に指向性高エネルギービームを照射して溶接した後、
接合部もしくは管全体を熱処理することを特徴とする溶
接部の強度に優れた溶接鋼管の製造方法。

【００２０】 −０．０１０≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２０上記の方法においては、その溶接対象鋼板はＣａ並びに
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうちの１種また
は２種以上を含有したもの、あるいは含有しないものの
何れであってもよい。ただし、Ｃａを含有させる場合、
その含有量は０．０００５％以上とするのが好ましい。
また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうちの１
種または２種以上を含有させる場合の含有量は、Ｃｕ、
Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏについてはいずれも０．０５％以
上、Ｖについては０．００５％以上、Ｂについては０．
０００１％以上とするのが好ましい。

【００２１】また更に、上記の方法においては、オープ
ンパイプの相対向する両側エッジ部を予め６００℃以上
に加熱した後、突き合わせ部に指向性の高エネルギービ
ームを照射して溶接するのが好ましい。

【００２２】

【発明の実施の形態】前述したように、レーザビームな
どの指向性の高エネルギービームを用いた溶接は通常小
入熱の溶接であるため、溶接金属は急冷されてマルテン
サイトもしくはマルテンサイト−ベイナイト組織とな
り、溶接金属とＨＡＺの硬度が上昇する。また、前述の
特開平２−７０３７９号公報に示されるように、高周波
加熱を併用した場合、冷却速度が遅くくなるために必ず
しもマルテンサイト組織とはならないが、溶接金属の硬
度が高くなることには変わりがない。

【００２３】また、被溶接材料である素材鋼板が、Ｎｂ
やＴｉなどのマイクロアロイを含まない通常の鋼であれ
ば、焼き戻しや焼ならしなどの後熱処理を施すことで溶
接部の硬度を任意な硬度に容易に調整することができ
る。しかし、ＮｂやＴｉのようなマイクロアロイを含有
する低合金鋼では、溶接時に溶接金属のみに固溶したマ
イクロアロイが析出してこれが強化に寄与するため、溶
接金属の硬度が相対的に高まってしまう。このような現
象は、製管ライン上でのオンライン熱処理、もしくは製
管ライン外に設けられた熱処理炉を用いてオフライン熱
処理した場合のいずれでも起こる。

【００２４】さらに、同じ溶融溶接法でも、ＳＡＷ法に
よる場合はワイヤやフラックスなどの補助溶接材料を用
いるので、溶接金属部分の成分組成を母材と異なる成分
組成に適宜変更でき、これによって溶接金属の硬度上昇
を抑制もしくは防止することができるので何らの問題も
ない。また、ＥＲＷ法による場合には、溶接金属が衝合
溶接時に付与されるアップセットにより排出されてしま
うために何らの問題もない。

【００２５】これらの溶接法に対し、指向性の高エネル
ギービームを用いた溶接では、接合部に溶融金属が残存
し、なおかつ溶接金属の成分が基本的に母材と同一であ
るという、ＳＡＷ法やＥＲＷ法で得られる溶接継手とは
異なる溶接継手になる。このため、高エネルギービーム
を用いた溶接法では、溶接金属の成分が母材のそれと同
一であって溶接金属の硬度上昇が抑制できる母材鋼の特
別な成分設計が必要になる。

【００２６】その具体的な成分設計手段が、上記（ａ）
〜（ｃ）に述べた内容である。

【００２７】すなわち、Ｔｉは、通常、ＴｉＣの形で鋼
中に析出して鋼の強度上昇に大きく寄与する。ところ
が、このＴｉＣは、溶接時の溶融状態から急速に冷却凝
固して形成される溶接金属部分では、ＴｉＣが完全に固
溶した状態から１０００℃以下の温度域で再析出して極
めて微細になるために溶接金属の硬度を異常に高めるこ
とになる。これに対し、ＴｉＮは、その再析出温度が１
３００℃以上とＴｉＣの再析出温度に比べて高いために
遥かに大きな析出物となり、析出強化に寄与しない。従
って、鋼中に不可避不純物として含有され、固溶状態で
存在した場合に鋼の靱性低下をもたらすＮを、０．００
５〜０．０３％の範囲内で、かつ下式を満たす量のＴｉ
を添加含有させることによってＴｉＮの形で固定する
と、母材の靱性改善と同時に溶接金属の硬度上昇を抑制
することが可能になるのである。

【００２８】 −０．０１０≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２０ただし、Ｔｉの含有量が、（Ｔｉ−３．４Ｎ）で０．０
２０％を超えると、ＴｉＣが多量に析出し、溶接金属の
硬度上昇を抑制できなくなる。一方、（Ｔｉ−３．４
Ｎ）で−０．０１０％未満になると、固溶Ｎの増加によ
って母材の靱性が著しく低下する。

【００２９】また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、析出硬化作
用の大きな元素で、鋼中に固溶状態で多量に存在すると
鋼の焼入れ性が高くなり、溶接金属の硬度上昇を抑制す
ることができなくなる。しかし、ＮｂはＴｉと異なり、
窒化物を形成させてその析出硬化作用を無力化すること
が困難であるが、その含有量を０．０３％以下、好まし
くは０．０２％以下に制限すると鋼の焼入れ性が高くな
らず、溶接金属の硬度上昇を抑制することが可能になる
のである。

【００３０】このように、ＮｂとＴｉの含有量を抑制し
た上で、所定の強度を確保すべくＭｎを通常よりも多い
１．３０〜３．０％の範囲で含有させる場合には、溶接
ままは勿論であるが、後熱処理として例えば鋼管全体を
６００℃に３０分間加熱保持後放冷する焼戻し処理を施
した場合にも、ＮｂおよびＴｉの再析出による溶接金属
の硬化が小さくいため、溶接金属部分での局所的な硬度
上昇を低く抑えることができる。また、焼ならしもしく
は焼入れ焼戻しの後熱処理を施した場合には、ＮｂとＴ
ｉの含有量制限に加え、多量のＭｎによる強化効果が溶
接金属とＨＡＺに均一に及ぶため、相互の強度が均一な
溶接部を得ることができる。

【００３１】以下、本発明の構成要件について説明す
る。

【００３２】［素材鋼について」各成分の添加理由とそ
の成分範囲の限定理由は、次の通りである。なお、％は
重量％を意味する。

【００３３】Ｃ：０．０２〜０．４０％Ｃは、所定の母材強度を確保する目的で含有させる。し
かし、その含有量が０．０２％未満では所望の強度が得
られない。一方、その含有量が０．４０％を超えると、
溶接割れが起きやすくなるだけでなく、所望の母材靱性
を確保することができなくなる。従って、Ｃ含有量は
０．０２〜０．４０％とした。望ましくは、０．０３〜
０．２５％である。

【００３４】Ｓｉ：上限０．８０％Ｓｉは、通常、鋼の脱酸を目的として添加され、母材の
強度上昇にも寄与する元素である。しかし、その含有量
が０．８０％を超えると靱性低下を招く。従って、その
含有量は０．８０％以下とした。望ましくは、０．６０
％以下である。

【００３５】なお、その下限値は特に定める必要はない
が、０．０１％以上とするのが好ましい。ただし、鋼の
脱酸がその他の成分（後述のＭｎ、Ａｌなど）によって
十分に行われる場合には、Ｓｉ含有量はゼロであっても
よい。

【００３６】Ｍｎ：１．３０〜３．０％Ｍｎは、上記Ｃと同様、所定の強度を確保する添加目的
で含有させる。しかし、その含有量が１．３０％未満で
は溶接部の性能改善を図るべくＮｂとＴｉの添加含有量
を抑制したことによる強度低下を補っての所望の強度が
得られない。一方、その含有量が３．０％を超えると靱
性が悪化する。従って、Ｍｎ含有量は１．３０〜３．０
％とした。望ましくは、１．３０〜２．３％である。

【００３７】Ｎｂ：０．００５〜０．０３％Ｎｂは、鋼の組織を細粒にしてその強度を高めるのに大
きく寄与する元素であり、このためには０．００５％以
上の含有量が必要である。しかし、その含有量が０．０
３％を超えると、そのほとんどが急速凝固して得られた
溶接金属中に固溶状態で含有され、溶接後に焼戻しある
いは焼ならしなどの後熱処理を施した場合、その再析出
による溶接金属の硬度上昇と靱性低下が避けられなくな
る。従って、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．０３％と
した。望ましくは、０．００７〜０．０２％である。

【００３８】Ｔｉ：０．００５〜０．０３％の範囲内で
下式を満たす量Ｔｉは、前述したように、鋼中の固溶ＮをＴｉＮの形で
固定する目的をもって添加含有させるが、その含有量は
０．００５〜０．０３％の範囲内で下式を満たす量でな
ければならない。すなわち、その含有量が０．０３％を
超えると、たとえ下式を満足していても、溶接金属の硬
度上昇を抑制しきれなくなるからである。また、その含
有量が０．００５％未満では固溶Ｎの悪影響を確実に避
けることができなくなるからである。従って、Ｔｉ含有
量は０．００５〜０．０３％の範囲内で、かつ下式を満
たす含有量とした。

【００３９】 −０．０１０≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２０Ｎ：上限０．０１０％Ｎは、不可避的不純物であり、その含有量は少なければ
少ないほどよく、ゼロであることが望ましい。この不可
避的不純物としてのＮは、これが鋼中に固溶される場
合、鋼の靱性を低下させるが、上記適正量のＴｉ添加に
よってＴｉＮの形で固定すると無害となる。しかし、そ
の含有量が０．０１０％を超えると、上記の式を満たす
Ｔｉ添加によっても、鋼の靱性低下が避けられない。従
って、Ｎ含有量は０．０１０％以下とした。

【００４０】ｓｏｌ−Ａｌ：０．００１〜０．０４％Ａｌは、脱酸のために必須の元素であり、ｓｏｌ−Ａｌ
で０．００１％以上を含有させないと、脱酸不足によっ
て鋼の清浄度が劣化する。一方、その含有量がｓｏｌ−
Ａｌで０．０４％を超えると、靱性劣化や母材鋼中の粗
大な非金属介在物が増加し、好ましくない。従ってｓｏ
ｌ−Ａｌ含有量は０．００１〜０．０４％とした。

【００４１】本発明の処理対象鋼板は、上記の成分に加
えてＣａ、さらにはＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖおよび
Ｂのうちから選ばれる１種または２種以上の成分を含有
させた鋼板であってもよい。

【００４２】Ｃａ：Ｃａは、鋼中介在物の形態制御を通
じて鋼の耐ＨＩＣ性や耐ＳＳＣ性を向上させる作用効果
を有する元素であり、この効果を得たい場合に含有させ
ることができる。その作用効果は０．０００５％以上を
含有させる場合に得られる。しかし、Ｃａは酸化物系お
よび硫化物系の非金属介在物を形成元素でもあり、０．
００５０％を超えて過剰に添加すると鋼の清浄度劣化を
招き、逆に耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を低下させるのみな
らず、母材の靱性劣化が著しくなる。従って、添加含有
させる場合の含有量は０．０００５〜０．００５０％と
する必要がある。望ましくは、０．００１０〜０．００
４０％である。

【００４３】Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＶおよびＢ：こ
れらの元素は、いずれも鋼の強度、靱性を向上させる作
用効果を有しており、この効果を得たい場合に含有させ
ることができる。その作用効果は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕお
よびＮｉについてはいずれも０．０５％以上、Ｖについ
ては０．００５％以上、Ｂについては０．０００１％以
上、を含有させる場合に得られる。しかし、Ｃｒおよび
Ｍｏは０．４０％、ＣｕおよびＮｉは１．０％、Ｖは
０．０５％、Ｂは０．００２０％、を超えて含有させる
と、鋼の強度が過度に高くなり、靱性劣化を招く。従っ
て、これらの元素を添加含有させる場合の含有量は、Ｃ
ｒおよびＭｏでは０．０５〜０．４０％、ＣｕおよびＮ
ｉでは０．０５〜１．０％、Ｖでは０．００５〜０．０
５％、Ｂでは０．０００１〜０．００２０％、とする必
要がある。

【００４４】［鋼板の厚さについて］本発明は、肉厚が
５ｍｍ以上の製品を製造対象とし、その肉厚上限を特に
定める必要はない。すなわち、所望の強度および靱性を
備える素材鋼板を確保するには、ＮｂやＴｉなどの成分
を含有させることが必要である。もし、これらの成分を
添加含有させることなく高強度かつ低温靱性に優れた素
材鋼板を得ようとすると、焼入れ−焼入れ−焼戻し処理
などの高度な熱処理や大幅な生産性の低下を容認しなけ
ればならなくなり、工業的に著しく不利になる。素材鋼
板の肉厚が大きくなってもこの状況は何ら変化せず、例
えば素材鋼板の肉厚が１０ｍｍあるいは２０ｍｍと厚く
なっても、溶接金属部分が硬化する現象は同じである。

【００４５】これに対し、本発明では素材鋼板の肉厚が
いくら厚くなってもＮｂやＴｉなどのマイクロアロイの
悪影響が生じないように成分設計してある。従って、肉
厚の上限は何等規定する必要がないのである。ただし、
肉厚が４０ｍｍを超えると、１００ｋＷを超えるような
著しく大出力のレーザ発振器を用いる必要があり、この
場合には溶接効率が著しく悪化し、生産性が低下するの
で現実的な製造方法とはいい難い。このため、その肉厚
の上限は４０ｍｍ以下とするのが望ましい。

【００４６】［溶接条件について］上記の素材鋼板は、
成形ロール群に通してその両エッジが相対向するオープ
ンパイプ状に連続的に曲成され、スクイズロールによっ
て上記両エッジを当接せしめられる。次いで、両エッジ
の当接部の近傍に、炭酸ガスレーザやＹＡＧレーザある
いは電子ビームなどの指向性の高エネルギービームを照
射して貫通溶接を行う。

【００４７】この時、その溶接部は雰囲気制御する必要
がある。すなわち、高エネルギービームとして炭酸ガス
レーザやＹＡＧレーザを用いる場合にはＨｅやＡｒなど
の不活性ガスによって溶接部をシールドする必要があ
り、電子ビームを用いる場合には差動排気系を用いて溶
接部を含む近傍全体を例えば０．０１〜５０ｔｏｒｒ程
度の低真空状態に保つ必要がある。これは、上記のよう
に雰囲気制御しないと、プラズマの発生などによってビ
ームのエネルギーが減衰・散乱し、完全な貫通溶接が安
定して行えなくなるからであり、仮に溶接できたとして
も酸化によって溶接金属の強度および靱性が大幅に劣化
するからである。

【００４８】照射する指向性の高エネルギービームとし
ては、上記した以外のイオンビームも用いることができ
るが、経済性および大出力発振器の入手が容易で、その
雰囲気制御が比較的簡単な炭酸ガスレーザやＹＡＧレー
ザなの赤外線レーザを用いるのが好ましい。

【００４９】照射する指向性の高エネルギービームの強
さは、素材鋼板の肉厚を貫通溶接できればよく、特に制
限されない。ただし、貫通溶接が可能な最低限に近いエ
ネルギーで溶接を行うと、溶接速度を著しく遅くする必
要が生じて生産性が低下するのに加え、溶接金属の溶融
幅が広くなり、接合部の組織が粗大化する傾向があるの
で注意を要する。従って、照射する指向性高エネルギー
ビームの強さは、可能な限り大きくするのが好ましい。
具体的には、炭酸ガスレーザを用いる場合を例にとれ
ば、その発振器の出力が１０ｋＷ以上、より好ましくは
２５ｋＷ程度であるものを用いるのが望ましい。

【００５０】上記指向性高エネルギービームによる貫通
溶接に際し、その照射部、換言すれば両エッジ部を高周
波加熱手段を用いて予め予熱するのが、より一層の高速
溶接を達成する観点から好ましい。ただし、その予熱温
度は、６００℃以上とする必要がある。これは、その予
熱温度が６００℃未満では予熱による溶接速度の上昇が
殆ど期待できないからである。なお、予熱温度の上限は
特に定める必要はないが、１４００℃を超えると、深さ
方向だけでなく、幅方向への溶け込みが大きくなって溶
接を安定して行うことが難しくなる。従って、予熱温度
の上限は１４００℃とするのが好ましい。

【００５１】［後熱処理条件について］上記のようにし
て溶接した後、溶接金属の硬度低下もしくは組織改善を
目的として、その溶接部または管全体に後熱処理を施
す。

【００５２】後熱処理としては、焼ならし、焼入れある
いは焼入れ焼戻しのいずれであってもよい。焼ならし
は、Ａc₃点〜１１００℃の温度域に加熱保持した後放冷
するのが望ましい。また、焼入れは、Ａc₃点〜１１００
℃の温度域に加熱保持した後、（Ａr₃−３０）℃以上の
温度域から７℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却するのが望ま
しい。さらに、焼入れ焼戻し処理は、上記の焼入れ処理
に引き続いて３００〜７５０℃の温度域で焼き戻すのが
望ましい。

【００５３】すなわち、焼ならしおよび焼入れを施す場
合、その加熱保持温度がＡc₃点未満では、組織中にフェ
ライト相が残り、γ−α変態による組織の微細化が不十
分になって靱性と強度がともに低下してしまうからであ
る。逆に、加熱保持温度が１１００℃を超えると、特に
ＨＡＺのγ粒が粗大化し、粗大なベイナイト組織となっ
て靱性が低下するからである。

【００５４】また、焼入れを施す場合、その冷却開始温
度が（Ａr₃−３０）Ｔｉ未満では、初析フェライトの析
出が起こって急冷による細粒化効果が薄れ、強度と靱性
がともに低下するので好ましくない。同様に、その冷却
速度が７℃／ｓｅｃ未満であると、やはり急冷による細
粒化効果が薄れて細粒組織が得られず、靱性の低い粗大
なベイナイト組織になり易いためである。

【００５５】また更に、焼戻しを施す場合、その焼戻し
温度が３００℃未満では、焼戻しの効果が小さく、逆に
７５０℃を超えるとフェライトの粗大な再結晶粒の目立
つ組織となり、強度と靱性がともに劣化するからであ
る。

【００５６】

【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼製スラブを用
い、熱間圧延して肉厚と強度の異なる素材鋼板を作成し
た。これらの素材鋼板の特性（降伏強度、引張強度、靱
性および硬度）を表２中に示した。

【００５７】得られた素材鋼板を成形ロール群に通して
表２に示す種々外径のオープンパイプに成形してその両
エッジ部をスクイズロールを用いて突き合わせ、その突
き合わせ部にその直上からレーザビームを照射して溶融
溶接した。この時、その突き合わせ部をＨｅガスを用い
てシールドした。

【００５８】レーザビームは、最大出力２５ｋＷの炭酸
ガスレーザ発振器を使用し、素材鋼板の肉厚とオープン
パイプのエッジ部予熱温度に応じてその出力を種々変化
（８〜２５ｋＷ）させたレーザビームを突き合わせ部に
照射して貫通溶接した。溶接速度は、レーザ単独溶接、
すなわちオープンパイプのエッジ部を予熱しない場合で
は１０ｍ／ｍｉｎ、高周波加熱手段を補助熱源としてオ
ープンパイプの両エッジ部予熱した場合では１５ｍ／ｍ
ｉｎとした。この時、いずれの溶接法においても、スク
イズロールではアプッセト量をゼロとした。

【００５９】そして、上記条件での溶接後に、溶接部
（ＨＡＺを含む）もしくは管全体に所定の後熱処理を施
して製品とした。

【００６０】得られた製品の溶接部の性能（靱性、引張
強度、硬さ）を次に述べる方法によって調べ、その結果
を、溶接条件、後熱処理条件と併せて表２に示した。

【００６１】［靱性］長手方向が製品の溶接方向に直角
で、その長手方向中央部に溶接部が位置するＪＩＳ−Ｚ
２２０２に規定の４号試験片であり、その幅のみを５ｍ
ｍとしたサブサイズの試験片を切り出し採取し、シャル
ピー衝撃試験を行ってエネルギー遷移温度（ｖＴｒｅ：
℃）を求めた。

【００６２】［引張強度］長手方向が製品の溶接方向に
直角で、その長手方向の中央部に溶接部が位置するＪＩ
Ｓ−Ｚ２２０１に規定の４号試験片であり、平行部の直
径が５ｍｍの試験片を採取し、常温で引張試験を行って
引張強度（ＭＰａ）を求めた。

【００６３】なお、素材鋼板の肉厚が６．０ｍｍと７．
８ｍｍのものについては、平行部の直径が３ｍｍの試験
片を切り出し採取し、この試験片を用いて試験を行っ
た。

【００６４】［硬さ］製品からリング状の試験片を切り
出し採取し、その横断面の一方を鏡面研磨した後、マイ
クロビッカース硬度計（MATSUZAWA SEIKI（株）製の商
品名ＭＨＴ−１）を用い、荷重１ｋｇを付加して溶接金
属の中央部と、ＨＡＺであって溶接金属の端部から１ｍ
ｍおよび３ｍｍ離間した位置との鋼管外表面から２ｍｍ
位置の硬度を測定した。

【００６５】

【表１】

【００６６】

【表２】

【００６７】表２に示す結果から明らかなように、本発
明の方法に従って製造した製品の溶接部の性能は、母材
部とほぼ同等の引張強度を有している。また、硬さもＨ
ＡＺを含めて引張強度にほぼ見合う値かそれよりもやや
高い値に収まっている。このため、靱性も母材部とほぼ
同じで良好である。

【００６８】これに対し、比較例の方法で製造した製品
の溶接部の性能は、ＨＡＺを含む溶接金属の硬さが母材
部と同程度のものでは引張強度が母材部に比べて著しく
低下している（No. ＬおよびＮ参照）。また、引張強度
が母材部の引張強度に見合うものではＨＡＺを含めて硬
さが母材の硬さよりも高いために、靱性が著しく劣化し
ている（No. Ｉ、Ｊ、ＫおよびＭ）。

【００６９】

【発明の効果】本発明の方法によれば、特定成分組成の
素材鋼板を用いるのみで、溶接部の性能が母材部の性能
と同等の肉厚５ｍｍ以上の溶接鋼管を高能率に製造する
ことができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．４０％、Ｓ
ｉ：０．８０％以下、Ｍｎ：１．３０〜３．０％、Ｎ
ｂ：０．００５％〜０．０３％、Ｔｉ：０．００５％〜
０．０３％、ｓｏｌ−Ａｌ：０．００１〜０．０４０
％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃａ：０〜０．００５０％
を含有し、さらに、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜
１．０％、Ｃｒ：０〜０．４０％、Ｍｏ：０〜０．４０
％、Ｖ：０〜０．０５％およびＢ：０〜０．００２０％
のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなり、下式を満たす成分組成を有す
る厚さ５ｍｍ以上の鋼板を成形ロール群に通して連続的
にオープンパイプに成形し、オープンパイプの相対向す
る両側エッジ部をスクイズロールで加圧して突き合わ
せ、その近傍を不活性ガスでシールドしつつ突き合わせ
部に指向性高エネルギービームを照射して溶接した後、
接合部もしくは管全体を熱処理することを特徴とする溶
接部の強度に優れた溶接鋼管の製造方法。 −０．０１０≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２０
【請求項２】オープンパイプの相対向する両側エッジ部
を、予め６００℃以上に加熱することを特徴とする請求
項１に記載の溶接部の強度に優れた溶接鋼管の製造方
法。