JPS6137350B2

JPS6137350B2 -

Info

Publication number: JPS6137350B2
Application number: JP52125249A
Authority: JP
Inventors: Yutaka Kasamatsu; Mutsuo Hiromatsu; Nobutsugu Takashima; Takashi Hosoya; Takamichi Hamanaka
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1977-10-18
Filing date: 1977-10-18
Publication date: 1986-08-23
Also published as: CA1147173A; US4210445A; JPS5458615A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、溶接性のすぐれたニオブ含有ライン
パイプ用鋼、更に詳しくは、含Nb鋼に一定の成
分組成を与え、溶接熱影響部の島状マルテンサイ
ト生成量を15％（面積率）以下に規制するように
したことにより、溶接性を改善し、溶接製管後の
降伏応力60Kg/mm²級の機械的性質を保証したニオ
ブ含有ラインパイプ用鋼に関する。 Nbは微量添加によつて鋼の強度、靭性を向上
させ、また経済性にもすぐれた元素であるため、
Nbを含有する鋼（以下、「含ニオブ鋼」と言う）
はラインパイプ用、造船用、圧力容器用、橋梁用
等として広く使用されている。とりわけ、原油や
天然ガスを輸送するパイプラインには、含Nb非
調質高張力鋼が多量に使用されている。しかし、
これまで敷設されてきたパイプラインは、パイプ
径が小さく、内圧も低く、また使用温度も０℃以
上と比較的高く、溶接熱影響部の靭性に対する要
求はそれほど苛酷なものではなかつた。ところが、パイプラインの敷設がソ連、カナ
ダ、アメリカなどの極寒地帯を対象とし、また輸
送物も原油から高圧の天然ガスへと変わるに伴な
い、従来の含Nbラインパイプ用鋼では、製管時
のシーム溶接部の熱影響部（HAZ）が脆化し、
かかる用途に耐え得る十分な靭性を保証し得ない
という問題がクローズアツプされてきた。その対
策として、溶接施工面では溶接熱の影響を緩和す
るために、溶接入熱量を制限した低入熱の多電極
サブマージアーク溶接法、あるいはMIG溶接法な
どが検討され、一方使用鋼材の面では、溶接熱影
響部の靭性が劣化しないような、かつ廉価な成分
組成の鋼の開発が進められている。とりわけ、鋼
材の特性については、溶融施工能率の向上と、製
管時のコスト低減を図るために、片面溶接、両面
一層もしくは二層（片面３パス以下）の大入熱溶
接を行なつても溶接熱影響部が脆化せず、良好な
切欠靭性を発揮し得るものが要請される。また、
寒冷地でパイプラインを現地溶接に用いられる水
素含有量の多い高セルロース系溶接棒は、低温雰
囲気下で予熱なしに使用されるため、溶接部の割
れを防ぐために溶接割れ感受性が小さいという特
性をも備えていなければならない。このように、溶接熱影響部の靭性にすぐれると
同時に熱影響部が硬化しにくく、しかも耐溶接割
れ性にすぐれている、という諸性能を共に満足す
るラインパイプ用鋼板の開発は現下の急務とし
て、斬界の期待を集めつつある。本発明の目的は、含Nbラインパイプ用鋼の溶
接に伴う諸問題を克服し、上記要請に応えんとす
るものである。ところで、一般に溶接用構造鋼に、自動溶接等
の如き入熱量の高い溶接を施すと、溶接熱影響
部、とくにボンド部近傍が脆化することは良く知
られており、この脆化防止策として熱影響部の組
織を、靭性の良好な微細フエライト・パ−ライ
ト、下部ベイナイトあるいは下部ベイナイトとマ
ルテンサイトとの混合組織とすることが有効であ
ると言われている。しかし、この方法は、本発明
が対象とする含Nb鋼に対しては有効な手段とし
て利用することはできない。というのは、熱影響部に生成する組織は、鋼の
焼入れ性によつても異なり、たとえばフエライ
ト・パ−ライト組織を望む場合は、焼入れ性はあ
まり高くてはならず、そのため合金元素の添加量
に自ずと制約があり、合金添加量の少ない降伏応
力20〜40Kg/mm²級のSi−Mn系を主体とする鋼にし
か適用し得ず、もし含Nb鋼に適用すると、靭性
の極めて低劣な上部ベイナイト組織が生成し、却
つて熱影響部の脆化が著しくなる。他方、下部ベ
イナイト組織または下部ベイナイトとマルテンサ
イトとの混合組織を得るためには、Ni、Cr、Mo
など高価な元素を多量に添加した鋼を用いる必要
がある。ところが、かかる元素を多量に含む鋼で
は、耐溶接割れ性が著しく悪くなるほか、製造コ
ストの大幅な上昇を招くなど、溶接用構造材とし
て使用することが困難となる。また、含Nb鋼においても、溶接した場合のボ
ンド部近傍は1300℃以上に急速加熱されるため、
製品圧延中あるいは焼入れ焼もどし後に析出した
Nb炭窒化物が該溶接熱で分解し、地鉄中に固溶
する結果、焼入れ性が著しく高まり、ボンド部近
傍の硬化をもたらし、耐溶接割れ性劣化の大きな
原因となつている。かかる熱影響部の硬化を防止
するには、固溶Nb量を極力低くすれば良い訳で
あるが、それではNb鋼の特徴を生かすことがで
きなくなつてしまうという矛盾がある。本発明者等は、安価に高強度を得ることができ
るというNb鋼の特徴を生かしつつ、ラインパイ
プへの適用を可能にすべく、含Nb鋼の溶接熱影
響部の靭性劣化原因とその防止手段、耐溶接割れ
性改善方法について鋭意研究を重ねた結果、該靭
性の劣化は、片面一層あるいは両面一層などの大
入熱溶接において溶接熱影響部に生成する上部ベ
イナイト組織中に生ずる所謂「島状マルテンサイ
ト」と呼ばれる塊状もしくは球状の組織が脆性亀
裂の発生点あるいは伝播経路となることおよびこ
の島状マルテンサイト量が15％を越えると、靭性
が著しく劣化することをつきとめた。そこで、こ
の島状マルテンサイトの生成による悪影響を緩和
せしめ、かつ耐溶接割れ性を改善するための鋼組
成について更に検討を重ねた結果、Ｃ、Si、
Mn、Nb、Ti等の添加割合を特定するとともに、
Ｃ、Ti、およびＮの量を、これら三者の相互関
連下に規定することにより、島状マルテンサイト
の生成量を15％以下に抑制し、溶接性を顕著に改
善し得ることを見出した。本発明はかかる知見に
基づいて完成されたものである。すなわち、本発明は、C0.005〜0.04％、Si0.01
〜0.50％、Mn1.20〜2.50％、Nb0.01〜0.07％、
Ti0.005〜0.030％、Al 0.005〜0.06％、更に必要
に応じてこれら元素のほか、Cu0.50％以下、
Ni1.00％以下、Cr0.50％以下、Mo0.60％以下、
V0.10％以下、Ce0.02以下、Ca0.003％以下の群
から選ばれる元素を含み、残部鉄および不可避的
不純物から成り、かつＣ（％）＋10N（％）を
0.10％以下、Ti（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））
を0.05〜0.60に規定することにより溶接熱影響部
における島状マルテンサイト生成量を15％以下と
して靭性への悪影響、更には溶接割れ感受性を効
果的に緩和・防止したものであつて、これによ
り、含Nb鋼の溶接に伴う前記諸問題を一挙に解
決し、自動溶接や半自動溶接など大入熱溶接によ
る片面一層ないしは両面二層溶接あるいは円周溶
接等に於る溶接熱影響部に高靭性・高耐割れ性を
付与するとともに、40〜70Kg/mm²級にも及ぶ降伏
応力を保証することを可能としたものである。次に、本発明に係る含Nbラインパイプ用鋼の
成分限定理由について詳しく説明する。Ｃは、後述のTiやＮと共に島状マルテンサイ
トの生成を抑制し、溶接熱影響部の靭性を高め、
本発明の含Nb鋼の特長を十分に発揮させる上で
特にその添加量に注意を払わねばならない。溶接
熱影響部に生成する島状マルテンサイト量の低減
による靭性の改善、耐溶接割れ性の向上のために
は、Ｃ量は低くすべきで、好ましくは0.04％以下
とする。これにより、島状マルテンサイトの生成
量を15％以下に抑えることができる。なお、Ｃ量
は可及的に少ない程好ましいが実用鋼において
0.005％より低くすることは製造コスト上問題が
あり、実用上0.005〜0.04％の範囲が好ましく採
用される。更にＣ量は、TiまたはＮとの関連下に規定を
加える必要がある。これは、上記の如きC0.04％
以下、実用上採用される0.005〜0.04％の規定の
みでは、熱影響部の靭性に対する島状マルテンサ
イトの悪影響を完全に除去することが難しいから
であり、前記Ｃ％の規定に加え、Ｎとの関連下に
「Ｃ（％）＋10N（％）」の値を0.10％以下、Tiお
いてＮとの関連下に「Ti（％）／（Ｃ（％）＋
10N（％））」の値を0.05〜0.60とする条件が加重
される。これによつて、熱影響部にすぐれた衝撃
値を与えることができる。 Tiは、溶接熱影響部に生成する島状マルテン
サイト量を減少せしめる効果を有し、また熱影響
部、特にボンド部近傍のオーステナイト結晶粒の
粗大化を抑制する効果と相まつて、いつそう熱影
響部の靭性を高める効果がある。このTi量は
0.005％に満たないと、TiNによるオーステナイ
ト結晶粒成長抑制効果が不十分であり、また有害
なフリーのＮの固定・無害化が困難となるので、
0.005％以上添加することが望ましい。一方、Ti
の過度の添加は、鋼中のTiNの粗大化やTi系の大
型介在物の生成を招き、熱影響部だけでなく母材
の靭性をも劣化させ好ましくない。そのため、
Ti量の上限は好ましくは0.030％とする。また本発明におけるTi量は前述の如く、Ｃお
よびＮと関連する規定を付加することを必須と
し、Ｃ（％）＋10N（％）≦0.10％の条件下にTi
（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））の値が0.050〜
0.60となるように調節される。これにより、溶接
熱影響部に生成する島状マルテンサイト量15％以
下に抑制するようにした点に一特徴を有する。
Ti（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））の値が0.05に
満たないと、島状マルテンサイトの低減を十分に
はかることが難しく、一方0.60を越えると、Tiの
前記悪影響が現れ、熱影響部の靭性が劣化する。
よつてTi量は、0.005〜0.030％の範囲であつて、
かつTi（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））〔但し、
Ｃ（％）＋10N（％）の値は、前述のように0.10
％以下に規定される。〕の値が0.05〜0.60となる
が如き範囲に特定される。 Nbは、本発明鋼における基本元素であつて本
発明鋼は、所謂含Nb鋼である。Nbは鋼の強度と
靭性を改善するのに極めて有効で、しかも安価な
元素である。その効果は添加量とともに増大し、
多量に添加することも可能であるが、溶接熱影響
部の靭性、耐溶接割れ性が、漸次劣化する傾向に
ある。また多量の添加は経済性をそこなう。かか
る観点より添加量は0.07％を上限とすることが望
ましく、一方、添加量が過度に少ないと含Nb鋼
の特徴を十分発揮させることができないので、好
ましくは0.01％を下限とする。Ｎは、前述の如くＣと同様に、溶接熱影響部の
靭性に著しい影響を与える元素であるが、その量
は、Ｎ自体によるよりも、むしろＣ量およびTi
量との相互関係で定められる。すなわち、Ｃ（％）＋10N（％）≦0.10％ …………(1) 0.05≦Ti（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））≦0.60
…………(2) のいずれをも満たすように規定される。たとえば
Ｃ量が前記の如く実用上定められる下限値の
0.005％、Ti量がその上限値である0.05％である
場合には、Ｎ量は上記(1)式から0.00995％以下
(イ)、(2)式から0.06％以下(ロ)となり、Ｎ量の上限値
は、該(イ)、(ロ)を満たす値である0.00995％とな
る。また、たとえば、Ｃ量がその上限値である
0.04％、Ti量がその下限値である0.005％の場合
には、(1)式から、0.006％以下(ハ)、(2)式から
0.00433％(ニ)となり、Ｎの下限値は、該(ハ)、(ニ)を
満たす値、すなわち0.00433％となる。 Siは、母材の強度を確保するとともに、製鋼時
の脱酸剤として有効であり、これらのために0.01
〜0.50％添加される。 Mnは、前記Siと同様、鋼に所要の強度を与え
るために加えられる。その添加量が1.2％に満た
ないと、本発明の極低Ｃ系鋼では40Kg/mm²級以上
の降伏応力を得難い。従つて、Mnは、好ましく
は1.2％以上加えられる。一方、過度に加える
と、鋼塊中のMn偏析が助長され、清浄度を害す
るだけでなく、溶接熱影響部に島状マルテンサイ
トが生成し易くなり、かつ硬化性も増し、靭性並
びに耐溶接割れ性が劣化する。このためMn量は
2.5％を上限とすることが望ましい。 Alは、製鋼時の脱酸元素および結晶粒微細化
元素として有用であり、かつ溶接熱影響部に生成
するフリーのＮを固定する窒化物形成元素として
作用し、溶接熱影響部の靭性を安定向上させる効
果を有する。但し、過度の添加はアルミナ系介在
物の増大をもたらし、鋼の清浄度を害するので、
好ましくは0.005〜0.06％の範囲で加えられる。本発明に係る含Nb鋼は、上記各元素のほか、
必要に応じ、更にCu、Ni、Cr、Moなどの固溶強
化元素やＶ、Ca、Ceなどの微量元素を適宜含有
させることにより、靭性等を一層向上させ、ある
いは更に強度その他の諸特性を改善することがで
きる。ただし、これらの元素は、溶接熱影響部の
靭性および耐溶接割れ性を劣化させない範囲で加
えられるべきであることは言うまでもない。各元
素の添加量は、鋼板の強度・靭性等材料特性面に
及ぼすそれぞれの特有の作用、更には製造技術面
から一定の制限が付される。次に、本発明における固溶強化元素である
Cu、Ni、Cr、Moの機能および成分値の限定理由
について詳述する。 Cuは、母材および溶接熱影響部の靭性に悪影
響を与えることなく強度を増し、かつ耐水素誘起
割れ性や耐候性を向上させる効果を有する。但
し、0.50％を越えると圧延時に鋼板表面に割れが
生じ易くなるので0.50％以下とする。 Niは、母材および溶接熱影響部の靭性を著し
く改善する効果を有するが、多量に添加すると、
ラインパイプの稼動時に問題となる硫化物応力腐
食割れ感受性が増し、また製造コストの上昇を招
く。従つて1.00％以下の範囲で添加することが望
ましい。 Crは、母材の強度を確保するために有用な元
素であるが、多量に加えると溶接熱影響部が硬化
し、耐溶接割れ性を劣化させるので、好ましくは
0.50％以下の範囲で加えられる。 Moは、微量添加により、製管時に問題となる
バウシンガ効果を低減するに最も有効な元素であ
るが、多量に加えると島状マルテンサイト生成量
が増大し、溶接熱影響部の靭性が低下するととも
に、溶接割れ感受性が高まり、好ましくない。よ
つてMoは0.60％以下の範囲で加えるのがよい。Ｖは、母材の強度を高めるのに有効な元素であ
り、特にＣ量の低減、カーボン当量の低減を図る
のに非常に有効である。但し、多く加えると溶接
熱影響部および溶接金属部の靭性の劣化を招くの
で、好ましくは0.10％以下添加される。 Ceは、鋼中に生成する硫化物系介在物の形
状・形態・大きさを抑制し、異方性の改善および
水素誘起割れ感受性の低減効果をもたらすととも
に、溶接熱サイクルによつて溶解する不純物元素
Ｓを固定し、オーステナイト結晶粒界へのＳの析
出を抑制する効果を有する。かかる効果により、
片面一層あるいは両面二層溶接などの溶接熱影響
部の靭性が改善される。しかし、多量に加える
と、鋼塊の底部にCeの硫化物系、酸化物系ある
いはこれらの複合介在物が生成し、鋼板の超音波
探傷欠陥の発生原因となり、好ましくない。よつ
てCeは、0.02％以下の範囲で添加するのがよ
い。 Caは、上記Ceと同様の効果のほか、更にその
微細介在物は、溶接熱影響部のオーステナイト結
晶粒の粗大化を抑制し、あるいはフエライト変態
時の生成核となつて島状マルテンサイトの生成を
抑制する等の作用を発揮する。かかるCaの効果
を最大限に発揮させるには、0.003％以下に制御
することが必要であり、最も好ましくは、0.0005
〜0.002％の範囲で添加される。上記各諸成分のほか、鋼中には不可避的不純物
としてＰおよびＳが存在する。これらの不純物は
可及的に低いことが望ましいが、本発明において
は、ＰおよびＳのいずれも0.020％以下の存在が
許容される。なお、かかる含Nb鋼の溶製ならびに圧延加工
等の操業条件に特別の制約はなく、通常の含Nb
鋼と同様の方法によればよいが、熱間圧延後は焼
入れ・焼ならし処理を施す必要はなく、熱間圧延
後加速冷却処理によつて、あるいは該加速冷却処
理に更に焼もどし処理して製造される。上記熱間
圧延後の加速冷却処理によつて溶接熱影響部での
島状マルテンサイトの生成量を15％以下に抑制
し、良好な靭性・耐溶接割れ性の諸特性を兼備さ
せることができる。次に実施例を挙げて本発明について具体的に説
明する。実施例１第１表に示す各種成分組成を有する鋼片を制御
圧延および加速冷却処理（冷却速度15℃/sec）に
より板厚18.3mmの鋼板を製した。同表中に下記の
式で示されるカーボン当量（C.E.）および鋼材
の溶接割れ感受性を判定する尺度として一般に採
用されているPCM値（この値が小さい程該感受
性は小さいことを示す）PCMを参考のために併
記した。 C.E.＝Ｃ＋１／6Mn＋１／５（Cr＋Mo＋Ｖ）
＋１／15（Ni＋Cu）、 PCM＝Ｃ＋１／30Si＋１／20（Mn＋Cu＋Cr）
＋１／16Ni＋１／15Mo＋１／10V＋5B 第１表に示す供試材１〜33の鋼板（板厚18.3
mm）に、溶接入熱量40KJ/cmの両面一層サブマー
ジアーク溶接および100KJ/cmの片面一層サブマ
ージアーク溶接を施し、溶接継手ボンド部の衝撃
値を調査した。また、耐溶接割れ性を調べるため
に、各供試材についてパイプの円周溶接で最も入
熱量の低い６KJ/cmの「バツテルビード下割れ試
験」及びJIS Ｚ 3158の規定による「斜めＹ形溶
接割れ試験」を行なつた。これらの結果を第２表
に示す。なお、供試材１〜25は本発明材、26〜32
は本発明に類似する比較材、33は従来の代表的含
Nb鋼組成を有する比較材である。なお、本発明材と特許請求の範囲各項との関係
については、供試材１は、特許請求の範囲第１項
に、供試材２および３は同第２項に、供試材４〜
６は同第３項に、供試材７〜９は同第４項に、供
試材10〜12は同第５項に、供試材13〜15は同第６
項に、供試材16〜18は同第７項に、供試材19〜20
は同第８項に、供試材21〜25は同第９項に各々対
応する。

【表】

【表】上記第２表に示されるように、本発明材１〜25
は、ボンド部の衝撃値（vEo）は溶接入熱の大小
にかかわらず、７Kg−ｍ以上の高い値を示してい
る。これに対し、本発明材の成分組成に類似する
がＣ＋10Nの値、Ti／Ｃ＋10Nの値が本発明の規
定から逸脱した比較材26〜32および従来の代表的
組成を有する比較材33は２Kg−ｍないし精々６Kg
−ｍ前後に過ぎず、これら比較材に比し、本発明
材の溶接ボンド部靭性は３〜10倍のすぐれた値を
有していることが認められる。また、耐溶接割れ性についてみると、「割れ
率」の欄に示されるように、比較材26〜33では５
％以上から40％近くにも達するのに対し、本発明
材の場合には、０％ないし、高くて４％と、非常
にすぐれていることが認められる。更に、斜めＹ形高速試験におけるルート割れ防
止予熱温度についてみると、「割れ防止率」の欄
に示されるように、高セルロース系溶接棒を用い
た場合（同欄）、比較材26〜33では、75〜225℃
であるのに対し、本発明材では０〜50℃、高くて
75℃と非常に低く、一方、低水素系溶接棒を用い
た場合でも（同欄）、比較材26〜33が０℃から
100℃であるのに対し、本発明材１〜25では−15
℃から０℃と非常に低い値を示し、比較材26〜33
に比し、極めてすぐれていることが認められる。第１図〜第３図は上記第２表の結果を、Ｃ
（％）＋10N（％）、またはTi（％）／（Ｃ（％）＋
10N（％））との関係でまとめたグラフである。
各図中における記号は、前記表に掲示の各供試材
の記号と対応し、「〇」印は本発明材、「●」印は
供試材26〜32の比較材、「×」印は従来組成の比
較材（供試材33）を表わす。第１図は、両面一層のサブマージアーク溶接継
手ボンド部に生成した島状マルテンサイト量とＣ
（％）＋10N（％）の関係を示す。該マルテンサイ
ト生成量の測定は、画像解析装置（Metal
Reserch Company製）を用いた。図中、実線は
Tiを含有する供試材の値を結ぶ曲線、破線はTi
を含まない供試材（供試材29、30、33）の値を結
ぶ曲線である。同図に示されるように、Ｃ（％）
＋10N（％）の値が減少するにつれ、島状マルテ
ンサイト量は減少し、Ｃ（％）＋10N（％）が
0.10％以下に規定されると、該マルテンサイト量
は15％以下に抑制されることが認められる。第２図は、両面一層のサブマージアーク溶接継
手のボンド部の衝撃値（vEo）とＣ（％）＋10N
（％）の関係を示したグラフであり、Ｃ（％）＋
10N（％）の値が減少するにつれ、vEo値は急激
に向上することを示しており、同図および前記第
１図とから、島状マルテンサイト量の低減という
組織的な条件が、溶接熱影響部の靭性改善に重要
な要因として作用していることが認められる。第３図は、両面一層のサブマージアーク溶接継
手ボンド部の衝撃値（vEo）に及ぼすTi（％）／
（Ｃ（％）＋10N（％））の影響を示したグラフで
あり、曲線１は本発明材、２は比較材を示す。同
図および前記第２図から、Ｃ（％）＋10N（％）
を0.10％以下とし、かつTi（％）／（Ｃ（％）＋
10N（％））を0.05〜0.60に規定することにより、
ボンド部の衝撃値（vEo）を７Kg−ｍ以上の高い
値に保ち得ることが認められる。なお、第４図およびにそれぞれ、本発明材
（供試材２）と従来材（供試材33）について、両
面一層のサブマージアーク溶接を行つた場合のボ
ンド部近傍の顕微鏡組成（倍率×400）を示す。
両図の比較から、本発明材（同図）では、ベイ
ナイト組織中に生成する島状マルテンサイト量は
著しく少ないことが認められる。実施例２前記第１表に示した成分組成の本発明材２と比
較材33について、溶接熱影響部の靭性に及ぼす溶
接入熱量の影響を再現熱サイクル試験によつて行
なつた。熱サイクルの条件として、最高加熱温度1300
℃、また800℃から500℃までの冷却時間が８秒、
36秒、160秒および250秒となるような単一の熱サ
イクル、すなわち、板厚18.3mmの鋼板に対し、そ
れぞれ16KJ/cm、40KJ/cm、100KJ/cmおよび150
KJ/cmに相当する熱サイクルを付与し、2Vシヤル
ピ衝撃試験を行なつた。その結果を第５図に示
す。同図において、破線は、衝撃値（vEo）、実
線は、破面遷移温度（vTrs、50％FATT）を表
わし、曲線１は本発明材２、２は比較材33を示
す。同図から、本発明材は、溶接入熱量の大小にか
かわらず、比較材33よりも、衝撃値（vEo）は高
く、破面遷移温度は低く、良好な性能を有してお
りまた800℃から500℃の間の冷却時間の増加（溶
接入熱量の増大）にかかわらず、破面遷移温度の
劣化が少なく安定していることが認められる。実施例３第３表に示す各種成分組成の鋼（供試材34およ
び35は本発明材、供試材36は比較材であり供試材
34および35は特許請求の範囲第８および第９項に
各々対応する）を用い、(a)圧延まま、(b)圧延後焼
もどし処理、(c)圧延後加速冷却処理、(d)圧延後加
速冷却処理焼もどし処理または、(e)圧延後焼入れ
焼もどし処理、の各処理を施した鋼板を供試材と
し、降伏応力が40〜70Kg/mm²級のレベルにある場
合の溶接ボンド部の靭性および耐溶接割れ性の変
化を、溶接継手衝撃試験、バツテルビード下割れ
試験および斜めＹ形溶接割れ試験にて調査した。
その結果を第４表に示す。

【表】

【表】第４表中、「溶接割れ感受性」の欄の〔〕は
バツテルビード下割れ試験、〔〕は斜めＹ形溶
接割れ試験、また(i)は溶接初温度０℃でのビード
割れ率（％）、(ii)は高セルロース系溶接棒を用い
た場合のルート割れ防止温度（℃）、(iii)は低水素
系溶接棒を用いた場合のルート割れ防止温度
（℃）、の各事項を表わす。同表から認められるように、本発明材34および
35の母材および溶接部における特性は、比較材36
よりもすぐれており、とりわけ、ボンド部におけ
る靭性および耐溶接割れ性は、圧延まま材あるい
は圧延後の各種熱処理工程などの製造方法、更に
降伏強度の高低による影響を受けず、すぐれた溶
接性を具備していることを示している。

【図面の簡単な説明】

第１図は、溶接熱影響部の島状マルテンサイト
生成量とＣ（％）＋10N（％）の関係を示すグラ
フ、第２図は溶接ボンド部の衝撃値とＣ（％）＋
10N（％）の関係を示すグラフ、第３図はボンド
部の衝撃値とTi（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））
の関係を示すグラフ、第４図およびは溶接ボ
ンド部近傍の顕微鏡組織を示す図面代用写真（倍
率×400）、第５図は再現熱サイクル試験による溶
接熱影響部の靭性に及ぼす溶接入熱量の影響を示
すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】１ C0.005〜0.04％、Si0.01〜0.50％、Mn1.20〜
2.50％、Nb0.01〜0.07％、Ti0.005〜0.030％、Al
0.005〜0.06％残部鉄および不可避的不純物より
なり、かつＣ（％）＋10N（％）0.10％以下、Ti
（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））を0.05〜0.60に規
定したことにより、溶接熱影響部における島状マ
ルテンサイト生成量を15％（面積率）以下に規制
したことを特徴とする溶接性にすぐれたニオブ含
有ラインパイプ用鋼。２ C0.005〜0.04％、Si0.01〜0.50％、Mn1.20〜
2.50％、Nb0.01〜0.07％、Ti0.005〜0.030％、Al
0.005〜0.06％、Ni1.00％以下、Mo0.60％以下、
残部鉄および不可避的不純物よりなり、かつＣ
（％）＋10N（％）0.10％以下、Ti（％）／（Ｃ
（％）＋10N（％））を0.05〜0.60に規定したことに
より、溶接熱影響部における島状マルテンサイト
生成量を15％（面積率）以下に規制したことを特
徴とする溶接性にすぐれたニオブ含有ラインパイ
プ用鋼。３ C0.005〜0.04％、Si0.01〜0.50％、Mn1.20〜
2.50％、Nb0.01〜0.07％、Ti0.005〜0.030％、Al
0.005〜0.06％、Ni1.00％以下、並びにCu0.50％
以下およびCr0.50％以下の群から選ばれる１種も
しくは２種の元素を含み、残部鉄および不可避的
不純物よりなり、かつＣ（％）＋10N（％）0.10
％以下、Ti（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））を
0.05〜0.60に規定したことにより、溶接熱影響部
における島状マルテンサイト生成量を15％（面積
率）以下に規制したことを特徴とする溶接性にす
ぐれたニオブ含有ラインパイプ用鋼。４ C0.005〜0.04％、Si0.01〜0.50％、Mn1.20〜
2.50％、Nb0.01〜0.07％、Ti0.005〜0.030％、Al
0.005〜0.06％、Mo0.60％以下、並びにCu0.50％
以下およびCr0.50％以下の群から選ばれる１種も
しくは２種の元素を含み、残部鉄および不可避的
不純物よりなり、かつＣ（％）＋10N（％）0.10
％以下、Ti（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））を
0.05〜0.60に規定したことにより、溶接熱影響部
における島状マルテンサイト生成量を15％（面積
率）以下に規制したことを特徴とする溶接性にす
ぐれたニオブ含有ラインパイプ用鋼。５ C0.005〜0.04％、Si0.01〜0.50％、Mn1.20〜
2.50％、Nb0.01〜0.07％、Ti0.005〜0.030％、Al
0.005〜0.06％、Ni1.00％以下、Mo0.60％以下、
並びにCu0.50％以下およびCr0.50％以下の群か
ら選ばれる１種もしくは２種の元素を含み、残部
鉄および不可避的不純物よりなり、かつＣ（％）
＋10N（％）0.10％以下、Ti（％）／（Ｃ（％）
＋10N（％））を0.05〜0.60に規定したことによ
り、溶接熱影響部における島状マルテンサイト生
成量を15％（面積率）以下に規制したことを特徴
とする溶接性にすぐれたニオブ含有ラインパイプ
用鋼。６ C0.005〜0.04％、Si0.01〜0.50％、Mn1.20〜
2.50％、Nb0.01〜0.07％、Ti0.005〜0.030％、Al
0.005〜0.06％、V0.10％以下、並びにCu0.50％以
下およびCr0.50％以下の群から選ばれる１種もし
くは２種の元素を含み、残部鉄および不可避的不
純物よりなり、かつＣ（％）＋10N（％）0.10％
以下、Ti（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））を0.05
〜0.60に規定したことにより、溶接熱影響部にお
ける島状マルテンサイト生成量を15％（面積率）
以下に規制したことを特徴とする溶接性にすぐれ
たニオブ含有ラインパイプ用鋼。７ C0.005〜0.04％、Si0.01〜0.50％、Mn1.20〜
2.50％、Nb0.01〜0.07％、Ti0.005〜0.030％、Al
0.005〜0.06％、V0.10％以下、並びにCe0.02％以
下およびCa0.003％以下の群から選ばれる１種も
しくは２種の元素を含み、残部鉄および不可避的
不純物よりなり、かつＣ（％）＋10N（％）0.10
％以下、Ti（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））を
0.05〜0.60に規定したことにより、溶接熱影響部
における島状マルテンサイト生成量を15％（面積
率）以下に規制したことを特徴とする溶接性にす
ぐれたニオブ含有ラインパイプ用鋼。８ C0.005〜0.04％、Si0.01〜0.50％、Mn1.20〜
2.50％、Nb0.01〜0.07％、Ti0.005〜0.030％、Al
0.005〜0.06％、Mo0.60％以下、並びにCe0.02％
以下およびCa0.003％以下の群から選ばれる１種
もしくは２種の元素を含み、残部鉄および不可避
的不純物よりなり、かつＣ（％）＋10N（％）
0.10％以下、Ti（％）／（Ｃ（％）＋10N（％））
を0.05〜0.60に規定したことにより、溶接熱影響
部における島状マルテンサイト生成量を15％（面
積率）以下に規制したことを特徴とする溶接性に
すぐれたニオブ含有ラインパイプ用鋼。９ C0.005〜0.04％、Si0.01〜0.50％、Mn1.20〜
2.50％、Nb0.01〜0.07％、Ti0.005〜0.030％、Al
0.005〜0.06％、Ni1.00％以下、Mo0.60％以下、
並びにCu0.50％以下およびCr0.50％以下の群か
ら選ばれる１種もしくは２種の元素、並びに
Ce0.02以下およびCa0.003％以下の群から選ばれ
る１種もしくは２種の元素を含み、残部鉄および
不可避的不純物よりなり、かつＣ（％）＋10N
（％）0.10％以下、Ti（％）／（Ｃ（％）＋10N
（％））を0.05〜0.60に規定したことにより、溶接
熱影響部における島状マルテンサイト生成量を15
％（面積率）以下に規制したことを特徴とする溶
接性にすぐれたニオブ含有ラインパイプ用鋼。