焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管及其製造方法

2023-12-10 17:29:12

焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管及其製造方法
【專利摘要】本發明提供生產率優良、並且不會使焊接內部品質劣化、焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管。一種焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管，其具有在先對內表面或外表面中的任意一個表面進行了焊接的內外表面各一層的對焊部，其特徵在於，在焊接熱影響部的金屬組織中，島狀馬氏體(MA)面積百分率為4%以下，平均原奧氏體粒徑為400μm以下，並且考慮了通過在先焊接和後續焊接形成的焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑、通過在先焊接和後續焊接形成的焊縫的距焊縫前端5mm的位置處的焊縫寬度、在先焊接和後續焊接的焊縫的熔合線傾斜角等。
【專利說明】焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管及其製造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及通過利用冷彎曲加工將厚鋼板成形為筒狀、並焊接對接部而製造的焊接鋼管(welded steel pipe),涉及作為天然氣(natural gas)和原油(crude oil)用管線管(line pipe)用焊接鋼管適合的焊接熱影響部韌性(welded heat affected zonetoughness)優良的焊接鋼管。
【背景技術】
[0002]作為天然氣和原油運輸使用的管線管，為了實現高壓作業的運輸效率(transportation efficiency)的提高,正在不斷進行高強度化、厚壁(heavy-walled)化。另外，在運輸天然氣的海底管道(sub sea pipeline)系統中，鋪設深度(laying depth)越深，越能確保鋪設時的耐壓曲強度(buckling resistance),從作業時的耐水壓強度以及對潮流的安全性的觀點出發，要求更厚壁的管線管。
[0003]另一方面，高壓下使用在海底鋪設的管線管的情況下，在作業停止時氣體發生斷熱性地減壓(adiabatically-depressurization),其結果,管體的溫度有可能降低。因此，對於在海底鋪設的管線管而言，對在比一直以來的以海水溫度為基準的標準溫度更低的溫度下的韌性的要求增多。另一方面，管厚越增大，確保強度所必須的合金元素的添加量越增力口，另外，接縫部的必要焊接輸入熱量增大，因此，難以確保焊接熱影響部的韌性。
[0004]如上所述，在海底鋪設的管線管，確保在標準溫度下的焊接熱影響部韌性極其困難。
[0005]針對這樣的課題，專利文獻I和2中公開了如下方法:通常，通過進行內外表面各一層的對焊，對內表面I?2層、外表面2層或內表面I層、外表面3層進行多層焊接(mult1-pass welding),降低各焊接的焊接輸入熱量,確保焊接熱影響部韌性。另外,專利文獻3和4中公開了如下方法:通過對定位焊接部(tack-welded portion)進行研削而使其平滑，使焊接穩定，確保焊接熱影響部韌性。專利文獻5中公開了如下方法:通過殘留定位焊接而進行內外表面的焊接，降低焊接截面積，其結果，降低焊接輸入熱量，確保焊接熱影響部韌性。
[0006]另外，專利文獻6中公開了如下方法:通過焊接熱影響部的化學成分的最佳化與加速冷卻速度(cooling rate)的組合,使焊接熱影響部組織成為勒性高的組織,確保韌性。專利文獻7和8中提出了如下方法:通過使用直徑比一般細的絲，在低輸入熱量下確保深的熔深(deep penetration),降低焊接輸入熱量，由此,使焊接熱影響部韌性提高。
[0007]另外，在專利文獻9和10中公開了如下方法:通過分別將焊縫寬度(bead width)、焊縫截面積(bead section area)控制為最佳,確保焊接熱影響部韌性。另外，專利文獻11中公開了如下方法:通過規定內外表面輸入熱量平衡以及內表面輸入熱量的與管厚對應的上限，改善也包括在會合部(cross bond)附近生成的ICCGHAZ(Inter Critical CoarseGrain Heat Affected Zone:由通過在先焊接形成的熔合線附近的粗大粒子構成的焊接熱影響部通過後續焊接而被再加熱至Ac1?Ac3相變點的區域)的焊接熱影響部韌性。另外，專利文獻12中公開了如下方法:規定通過內外表面焊接形成的焊接熱影響部的奧氏體粒徑以及焊縫傾斜角，由此，改善也包括在會合部附近生成的ICCGHAZ的焊接熱影響部韌性。
[0008]現有技術文獻
[0009]專利文獻
[0010]專利文獻1:日本特開平6-328255號公報
[0011]專利文獻2:日本特開平10-277744號公報
[0012]專利文獻3:日本特開平8-57642號公報
[0013]專利文獻4:日本特開2003-136130號公報
[0014]專利文獻5:日本特開2001-113374號公報
[0015]專利文獻6:日本特開2004-99930號公報
[0016]專利文獻7:日本特開2006-272377號公報
[0017]專利文獻8:日本特開2007-268564號公報
[0018]專利文獻9:日本特開2009-214127號公報
[0019]專利文獻10:日本特開2009-233679號公報
[0020]專利文獻11:日本特開2009-241128號公報
[0021]專利文獻12:日本特開2009-202167號公報

【發明內容】

[0022]發明要解決的問題
[0023]但是，像專利文獻1、2那樣增加對焊的層疊數、以及像專利文獻3、4那樣研削定位焊接部，均導致工時的增大，顯著的生產率降低成為問題。
[0024]另外，像專利文獻5那樣殘留定位焊接而進行焊接，還需要注意定位焊接部的韌性確保和焊接缺陷的降低。另外，為了得到定位焊接的焊接速度降低和靭性高的定位焊接金屬，需要進行焊接材料的組合的選擇等，該技術的實現性存在困難。另外，API (美國石油協會，American Petroleum Institute)等的適用於管線管的標準中，規定需要以不殘留定位焊接的方式進行接縫焊接，因此，在這些標準品的製造中不能採用這些技術。
[0025]專利文獻6中，以通過控制成分以及焊接輸入熱量使焊接熱影響部成為高韌性的組織作為目標，但應用於厚壁材料必須增大焊接輸入熱量，難以得到期望的高韌性的焊接熱影響部組織。
[0026]像專利文獻7和8那樣使用直徑細的絲降低焊接輸入熱量的方法，對於通過I道次的焊接形成的CGHAZ(Coarse grain HAZ ;粗粒熱影響部)是有效的,但對於通過2道次的焊接形成的ICCGHAZ來說，僅通過降低焊接輸入熱量無法得到充分的韌性，難以確保韌性。
[0027]專利文獻9和10也同樣地以降低焊接輸入熱量作為目標，但難以確保ICCGHAZ的韌性。
[0028]專利文獻11和12中，通過控制內外表面輸入熱量平衡以及控制焊縫傾斜角，不僅能夠確保CGHAZ的韌性，也能夠確保ICCGHAZ的韌性。但是，確保ICCGHAZ的韌性的方法是主要著眼於過度降低內外表面焊接輸入熱量的方法。進行這樣的焊接施工會助長焊接缺陷等的產生，不能說是上策。
[0029]因此，本發明中，為了解決上述問題，其目的在於，提供生產率優良、並且不會使焊接內部品質劣化、焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管。
[0030]用於解決問題的方法
[0031]本發明人為了確保高生產率，以內外表面各一層的方式進行焊接管的長度方向的焊接。並且，沒有進行對也包括健全地焊接後的部分的定位焊接部的切削等，對得到該焊接部中優良的焊接熱影響部韌性的微觀組織、焊接熔深形狀以及用於實現其的鋼材成分、焊接條件進行了各種研究。
[0032]需要說明的是，本發明主要以在海底鋪設的厚壁高強度管線管作為對象，因此，作為焊接熱影響部韌性的評價方法，通過DNV-0S-F101中規定的夏比試驗的方法來實施。
[0033]首先，在通過DNV-0S-F101中要求的焊接熱影響部的夏比試驗特別難以確保韌性的、圖1的內表面FL(熔合線，Fusion line)切口、外表面FL切口、會合部FL切口處進行試驗，進行作為斷裂起點(fracture initiation)的組織的鑑定。其結果，在內外表面FL切口處，從被稱為CGHAZ的FL附近的粗粒組織區域開始發生斷裂。更加詳細而言，進行斷裂起點部的組織觀察時，可知斷裂起點為發生富集了化學成分的顯微偏析的部分，被稱為島狀馬氏體(Martensite Austenite constituent)的硬質第二相在作為母相的貝氏體的板條之間大量生成並聚集。另外，對會合部FL切口也同樣地考察斷裂起點。可知斷裂起點是被稱為ICCGHAZ的上述CGHAZ的組織通過後續的焊接熱影響而被再加熱至雙相區的區域。另外，詳細考察該微觀組織時，成為斷裂起點的ICCGHAZ，由CGHAZ的組織進一步在晶界上也大量生成MA，與外表面FL的情況相同，多數情況下斷裂起點位置與顯微偏析(micix)segregation)位置一至文。
[0034]因此，首先進行了通過改善這些HAZ組織來確保韌性的研究。為了改善HAZ韌性，根據上述組織的特徵，接受了焊接熱歷史後的原奧氏體粒徑(prior austenite grainsize)的微小化以及MA的降低是有效的。可知為了使原奧氏體粒徑微小化，Ti的微量添加以及焊接輸入熱量的降低是有效的。另一方面可知，為了降低MA，具有降低硬質第二相的總量的效果的C的降低是有效的,為了降低硬質第二相(hard second phase)轉變成MA的容易性，可以降低合金元素。
[0035]另外，在該合金元素中，S1、Al、Nb對該效果具有特別大的作用。P通過P自身的效果來降低MA的效果很小，但通過降低P，顯微偏析的生成得到抑制，能夠降低上述MA聚集的區域。其結果，也得到能夠改善焊接熱影響部韌性的見解。
[0036]基於如上所述的見解，發現考慮到各合金元素對MA生成產生的功能和影響的後述式(5)所定義的PMA成為焊接熱影響部韌性的指標。即可知，通過使該PMA為5.0以下，能夠抑制在焊接熱影響部生成的MA的生成，從而能夠大幅提高韌性。需要說明的是，PMA是使焊接熱影響部中的MA的生成程度參數化的指標，為了使焊接熱影響部韌性提高，確認到其越低越好。
[0037]另外，如專利文獻12所示可知，對於內外表面FL切口夏比試驗，通過使內外表面焊縫傾斜角增大，能夠改善韌性。
[0038]通過以上的對策，能夠確保內外表面FL切口的韌性，但對於會合部FL來說不充分。其原因在於ICCGHAZ本身的韌性值。即使採取上述對策，ICCGHAZ的韌性改善也小，其結果，無法穩定地確保會合部FL的韌性值。
[0039]因此，本發明人接著考察了在會合部FL切口穩定地得到高韌性值的方法。其結果，會合部FL切口的韌性值受到切口底部中ICCGHAZ所佔的長度的影響很大。可知越是縮小ICCGHAZ的長度，低韌性值發生的概率越小。因此，接著對用於縮小在會合部附近生成的ICCGHAZ長度的焊縫形狀以及焊接輸入熱量進行了研究。其結果可知，在進行內表面焊接接著進行外表面焊接而焊接2層的情況下，通過降低內外表面的總輸入熱量、縮小搭接長度(內表面焊接部與外表面焊接部重疊的部分的管厚方向的長度)、以及增大內表面焊接的焊縫寬度三種方式，能夠縮小ICCGHAZ長度。後述PLBZM、式(I)以及PLBZS、式(6)是基於這些結果製作的式子。可知通過該式計算的值越小，越能夠縮小ICCGHAZ長度，從而可以使會合部FL切口的韌性值穩定。
[0040]本發明基於所得到的見解進一步進行研究而完成。
[0041]一種焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管，其具有在先對內表面或外表面中的任意一個表面進行了焊接的內外表面各一層的對焊部，其特徵在於，
[0042]在焊接熱影響部的金屬組織中，島狀馬氏體(MA)面積百分率為4%以下，[0043]平均原奧氏體粒徑為400 μ m以下，
[0044]通過下述式(I)計算的PLBZM為1400以下，
[0045]並且，通過下述式(2)和(3)分別計算的CM1和CM2為13以下，
[0046]PLBZM=L 620^+0.84D2t-39t-89R1+81L+1510 式(I)
[0047]CM1=0.0012(90-(^+15))0! 式(2)
[0048]CM2=0.0012 (90-(K2+15)) D2 式(3)
[0049]其中，
[0050]D1 ( μ m):通過在先焊接形成的焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑，
[0051]D2(Um):通過後續焊接形成的焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑，
[0052]R1 (mm):通過在先焊接形成的焊縫的距焊縫前端5mm的位置處的焊縫寬度，
[0053]L (mm):內外表面焊接的搭接長度，
[0054]t (mm):管厚，
[0055]K1 (° ):在先焊接的焊縫的熔合線傾斜角，
[0056]K2 (° ):後續焊接的焊縫的熔合線傾斜角。
[0057]如[I]所述的焊接熱影響部靭性優良的焊接鋼管，其特徵在於，
[0058]焊接鋼管的化學成分，以質量％計含有C:0.03~0.08%、S1:0.01~0.20%、Mn:
1.0 ~2.2%、P:0.015% 以下、Al:0.001 ~0.05%,Nb:0.005 ~0.050%,Ti:0.005 ~0.030%、N:0.0020 ~0.0080%,還含有選自 Cu:0.10 ~0.50%,Ni:0.10 ~1.00%,Cr:0.10 ~0.40%、Mo:0.10 ~0.30%、V:0.005 ~0.030%、B:0.0005 ~0.0030% 中的一種以上，餘量由 Fe 和不可避免的雜質構成，
[0059]由下述式⑷表示的Ceq為0.30≤Ceq ≤0.50,
[0060]由下述式(5)表不的PMA為5.0以下，
[0061]Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 式(4)
[0062]PMA=100000(C_0.0218)(0.2Si+0.5A1)(2(C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B)+2.5Nb)(10/(50P+2.5) -2 式(5)
[0063]其中，各式的右邊的兀素符號表不各自的含量(質量％)。
[0064]如[2]所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管，其特徵在於，以質量％計還含有選自 Ca:0.0005 ~0.0100%、Mg:0.0005 ~0.0100%,REM:0.0005 ~0.0200%,Zr:0.0005 ~0.0300%中的一種以上。
[0065]一種[2]~[3]中任一項所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管的製造方法，其通過多電極埋弧焊法在先對內表面或外表面中的任意一個表面進行焊接並且焊接內外表面各一層，其特徵在於，
[0066]由下述式(6)表示的PLBZS為1400以下，
[0067]由下述式(7)和⑶計算的CS1和CS2為16以下，
[0068]PLBzS=ISSHI^TOHI2-Sgt-SgR1+81L+1510 式(6)
[0069]CS1=(QO-(K^lS))HI1Zt 式(7)
[0070]CS2= (90-(K2+15))HI2/t 式(8)
[0071]其中，
[0072]HI1(Wmm):在先焊接的焊接輸入熱量，
[0073]HI2(kj/mm):後續焊接的焊接輸入熱量，
[0074]R1 (mm):在先焊接的焊縫的距焊縫前端5mm的位置處的焊縫寬度，
[0075]L (mm):內外表面焊縫的搭接長度，
[0076]t (mm):管厚，
`[0077]K1 (° ):在先焊接的焊縫的熔合線傾斜角，
[0078]K2 (° ):後續焊接的焊縫的熔合線傾斜角。
[0079]如[4]所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管的製造方法，其特徵在於，在所述後續焊接的多電極埋弧焊中，至少第一電極使用直徑為3.5mm以下的焊絲。
[0080]如[4]或[5]所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管的製造方法，其特徵在於，進行所述後續焊接的一側的坡口形狀為表面側坡口角度為90°以上且管厚中央側坡口角度為60°以下的2段坡口形狀。
[0081]如[6]所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管的製造方法，其特徵在於，進行所述後續焊接的一側的表面側坡口深度為管厚的1/3以上。
[0082]發明效果
[0083]根據本發明，能夠以低成本並且生產率良好地製造焊接熱影響部靭性優良的管線管用焊接鋼管，在產業上極其有效。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0084]圖1是表示V切口夏比試驗片的裁取位置的圖。
[0085]圖2是表示搭接長度的測定方法的圖。
[0086]圖3是表示內外表面FL角的測定方法的圖。
【具體實施方式】
[0087]以下對用於實施本發明的方式具體進行說明。
[0088]本發明的(I)的焊接鋼管的原材鋼板沒有特別規定，但在製作X70和X80這樣的高強度管線管的情況下，優選通過在採用控制軋制的基礎上適當採用加速冷卻和直接淬火-回火來確保強度以及韌性。[0089]本發明中，對焊接鋼管的焊接部的形狀、焊接熱影響部的微觀組織進行規定。以下，說明其限定理由。
[0090]PLBZM (式(I))、PLBZS (式(6)): 1400 以下
[0091]PLBZM和PLBZS均為在會合部附近生成的ICCGHAZ的長度的指標，該值越小，ICCGHAZ長度越小，會合部FL韌性提高。另一方面，過度縮小PLBZM以及PLBZS，會引起焊接輸入熱量的過度降低和搭接長度的減小等，助長焊接缺陷的發生。
[0092]PLBZM用下述式(I)定義。
[0093]PLBZM=L 620^+0.84D2t-39t-89R1+81L+1510 式(I)
[0094]其中，D1(Um)為通過在先焊接形成的焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑，D2(Um)為通過後續焊接形成的焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑。D1以及D2可以通過以下的方法測定。用於這些式子的焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑表示由在焊接部截面中與熔合線接觸的10個以上的原奧氏體粒子計算的平均圓當量直徑。測定方法從接縫焊接部上裁取在焊接長度方向上觀察的顯微觀察用樣品。將觀察面進行研磨後，通過硝酸化乙醇腐蝕液和苦味酸這樣的能夠使鋼鐵材料的原奧氏體粒子顯示出來的蝕刻法進行蝕刻。通過光學顯微鏡拍攝照片，測定該照片的各原奧氏體粒子的面積，求出圓當量直徑。本測定方法求出某個截面中的原奧氏體粒徑，在本發明中作為對象的約50μπι~約500μπι的粒徑的情況下，與實際粒徑的誤差很小。公知的是，原奧氏體粒子越微小，其內部的組織也越微細，靭性提聞。
[0095]R1 (mm)為通過在先焊接形成的焊縫的距焊縫前端5mm的位置處的焊縫寬度。測定使用上述顯微樣品。原本將焊縫前端假定為圓，求出其直徑，能得到更正確的值。但是，該方法中，根據測定者不同而誤差增大，或需要使用特別的圖像處理PC軟體。因此，作為能夠簡便地測定的方法，測定距焊縫前端5_的位置處的焊縫寬度。
[0096]L(mm)為內外表面焊接的搭接長度(lap)。搭接長度是內表面焊接部與外表面焊接部重疊的部分的管厚方向的長度。測定方法如圖2所示，使用上述顯微樣品，測定外表面焊縫的底部與內表面焊縫的底部的管厚方向的距離。此時，內表面焊縫的底部被外表面焊縫熔融而不能確定位置，因此，畫出將內表面焊縫被外表面焊縫融合的左右兩點(稱為根部)作為底邊的角度30°的直角三角形，將構成該60°的角的點與外表面焊縫的底部的部分的管厚方向的距離作為搭接長度。內外表面焊接的搭接長度越小，在會合部附近生成的ICCGHAZ的面積越小，靭性提高。t(mm)為管厚。測定在制管後用厚度計進行。
[0097]PLBZS用下述式定義。
[0098]PLBzS=ISSHI^TOHI2-Sgt-SgR1+81L+1510 式(6)
[0099]其中，HI1 (kj/mm)為在先焊接的焊接輸入熱量，HI2(kj/mm)為後續焊接的焊接輸入熱量。
[0100]R1 (mm)為通過在先焊接形成的焊縫的距焊縫前端5_的位置處的焊縫寬度，L (mm)為內外表面焊縫的搭接長度。
[0101]需要說明的是，用於導出PLBZ的形狀參數均是由用硝酸化乙醇腐蝕液等使將接縫焊接部沿焊接線方向垂直地切斷的面的組織顯現出來的樣品進行測定的。焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑表示由焊接部截面中與熔合線接觸的10個以上的原奧氏體粒子計算的平均圓當量直徑。[0102]如果PLBZM以及PLBZS為1400以下，則能夠在防止焊接缺陷發生的同時，確保會合部FL韌性，因此，將上限設為1400。更優選為1300以下。
[0103]CMpCM2:13 以下、CS」 CS2:16 以下
[0104]CM1 (式(2) )、CM2 (式(3))以及CS1 (式(7))、CS2 (式⑶)均為內外表面FL韌性的指標。降低焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑或焊接輸入熱量和熔合線的角度，這些參數減小，內外表面FL韌性提高。
[0105]CM1=0.0012(90-(^+15))0!式(2)
[0106]CM2=0.0012 (90-(K2+15)) D2 式(3)
[0107]其中，K1C )為在先焊接的焊縫的熔合線傾斜角，K2(° )為後續焊接的焊縫的熔合線傾斜角，如圖3所示，熔合線傾斜角是將管厚方向設為O。時的內外表面下6mm的位置處的熔合線的角度。設定為6mm的位置是由於，該位置成為通過DNV-0S-F101評價的內外表面夏比試驗的試驗片厚度中央，並且在本發明中作為對象的焊接鋼管的情況下能夠得到與內外表面各焊縫角的平均值幾乎相等的值。
[0108]CS1=(QO-(K^lS))HI1Zt 式(7)
[0109]CS2= (90-(K2+15))HI2/t 式(8)
[0110]其中，HI1 (kj/mm):在先焊接的焊接輸入熱量，HI2(kj/mm):後續焊接的焊接輸入熱量，R1 (mm):在先焊接的焊縫的距焊縫前端5mm的位置處的焊縫寬度，L (mm):內外表面焊縫的搭接長度，t(mm):管厚，K1 (° ):在先焊接的焊縫的熔合線傾斜角，K2(° ):後續焊接的焊縫的熔合線傾斜角。
`[0111]通過使CMpCM2S 13以下以及使CSpCS2S 16以下，內外表面FL韌性極度提高，因此，將上限分別設為13和16。更優選CM1和CM2為12以下並且CS1和CS2為15以下。
[0112]焊接熱影響部的MA面積百分率:4%以下
[0113]MA百分率對焊接熱影響部韌性產生很大影響，越減少MA面積百分率，焊接熱影響部韌性越提高。另一方面，為了降低MA面積百分率，需要降低鋼材添加元素，母材強度的確保變困難，因此，允許為4%以下。更優選為3%以下。
[0114]焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑:400 μ m以下
[0115]平均原奧氏體粒徑(原Y粒徑)對焊接熱影響部韌性產生很大影響，平均原Y粒徑越小，焊接熱影響部韌性越提高。Y粒徑超過400 μ m時，即使控制MA百分率和焊接部形狀等其他因素，也無法得到期望的韌性，因此，將上限設為400 μ m。更優選為250 μ m以下。需要說明的是，在此所謂的平均原奧氏體粒徑表示由在焊接部截面中與熔合線接觸的10個以上的原奧氏體粒子計算的平均圓當量直徑。
[0116]另外，本發明的⑵中，對鋼材的化學成分進行規定。以下，說明其限定理由。
[0117]C:0.03 ~0.08%
[0118]C在低溫相變組織中通過過飽和地固溶，有助於強度提高。為了得到該效果，需要添加0.03%以上。但是，添加超過0.08%時，在焊接熱影響部生成的第二相百分率上升，而且其一部分形成MA，由此，使韌性顯著變差，因此，將上限設為0.08%。
[0119]S1:0.01 ~0.20%
[0120]Si是作為脫氧材料起作用、進而通過固溶強化使鋼材的強度增加的元素。焊接熱影響部的組織為上貝氏體時，由於延遲滲碳體生成的效果，助長島狀馬氏體(MA)的生成，使焊接熱影響部韌性顯著變差。Si是在制鋼工序中不可避免地含有的元素，因此，將下限設為0.01%。另一方面，超過0.20%時，在焊接熱影響部大量生成MA，韌性顯著變差，因此，將上限設為0.20%。更優選為0.01?0.12%。另外，在需要確保低溫下的韌性的情況下，更優選降低至0.01?0.06%的範圍。
[0121]Mn:1.0 ?2.2%
[0122]Mn作為淬透性提高元素起作用，通過添加1.0%以上得到其效果。採用連鑄工藝的情況下，中心偏析部的濃度上升顯著，進行超過2.2%的添加時，偏析部的靭性變差，因此，將上限設為2.2%。
[0123]P:0.015% 以下
[0124]P是通過固溶強化使強度增加的元素。但是，由於使母材以及焊接熱影響部的靭性和焊接性變差，因此，通常期望降低其含量。本發明中，通過降低P，抑制顯微偏析的生成，降低在焊接熱影響部生成的MA，由此，使焊接熱影響部靭性提高。P降低的效果通過抑制為0.015%以下而發揮，因此，將上限設為0.015%。更優選為0.010%以下。
[0125]Al:0.001 ?0.05% 以下
[0126]Al是用於脫氧的元素，即使使用任意步驟的制鋼方法也都不可避免地含有0.001%。另一方面，添加超過0.05%時，鋼中的潔淨度降低，不僅母材韌性變差，而且由於抑制滲碳體生成的效果而助長MA的生成，使焊接熱影響部韌性變差，因此，將上限設為0.05%。更優選為 0.001 ?0.035%。
[0127]Nb:0.005 ?0.050%
[0128]Nb具有擴大熱軋時的奧氏體未再結晶區域的效果，特別是在900°C以下形成未再結晶區域，因此，需要添加0.005%以上。另一方面，增大Nb的添加量時，特別是在焊接熱影響部生成島狀馬氏體，而且在多層焊接時的再熱焊接熱影響部發生析出脆化，靭性顯著變差，因此，將上限設為0.050%。需要說明的是，從焊接熱影響部靭性的觀點出發，Nb的添加量越低越優選，更優選為0.005?0.025%。
[0129]T1:0.005 ?0.030%
[0130]Ti形成氮化物，對鋼中的固溶N量降低有效。析出的TiN通過鎖定效果(> 二>夂効果)抑制熱軋前的鋼坯加熱時的母材以及焊接熱影響部、特別是焊接熱影響部的奧氏體粒子的粗大化，有助於母材以及焊接熱影響部的靭性的提高。為了得到該效果，需要添加0.005%以上。但是，超過0.030%添加時，由於變粗大的TiN和碳化物的析出，母材以及焊接熱影響部靭性變差，因此，將上限設為0.030%。
[0131]N:0.0020 ?0.0080%
[0132]N通常在鋼中作為不可避免的雜質存在。如上所述，通過進行Ti添加，形成抑制奧氏體粗大化的TiN，因此對其進行規定。為了得到必要的鎖定效果，需要在鋼中存在0.0020%以上。但是，超過0.0080%的情況下，固溶N的增大引起的母材以及焊接熱影響部的靭性劣化顯著，因此，將上限設為0.0080%。
[0133]Ceq:0.30 ?0.50
[0134]下述式(4)的Ceq是主要用於評價焊接熱影響部的最高硬度的參數，同時可以作為評價母材強度的指標使用。Ceq低於0.30時，母材無法得到期望的強度，因此將下限設為0.30%。另一方面，超過0.50時，焊接熱影響部韌性的確保變困難，因此，將上限設為0.50%。更優選為0.34~0.45。
[0135]Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 式(4)
[0136]其中，式的右邊的元素符號表示各自的含量(質量％)。
[0137]PMA:5.0 以下
[0138]PMA是將焊接熱影響部中的MA的生成程度進行參數化而得到的，為了使焊接熱影響部韌性提高，越低越優選。但是，降低PMA的同時母材強度也降低，因此，從同時實現母材強度-焊接熱影響部韌性的觀點出發，優選允許為5.0以下。更優選為4.5以下。
[0139]其中，
[0140]PMA=100000 (C-0.0218)(0.2Si+0.5A1)(2(C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B)+2.5Nb)(10/(50P+2.5) -2 式(5)
[0141]其中，式的右邊的元素符號表示各自的含量(質量％)。
[0142]本發明中，為了進一步確保強度，可以選擇地添加以下元素中的一種以上。
[0143]Cu:0.10 ~0.50%
[0144]Cu通過添加0.10%以上，有助於鋼的淬透性提高。另一方面，過量添加時，使母材以及焊接熱影響部的靭性變差，因此，在添加的情況下，將上限設為0.50%。
[0145]N1:0.10 ~1.00%
[0146]Ni通過添加0.10%以上，有助於鋼的淬透性提高。特別是即使大量添加，與其他元素相比靭性劣化也小，是對強靭性化有效的元素。但是，由於為高價的元素，並且添加超過1.00%時，淬透性過量增加，焊接熱影響部靭性變差，因此，在添加的情況下，將上限設為
1.00%O
[0147]Cr:0.10 ~0.40%
[0148]Cr通過添加0.10%以上，有助於鋼的淬透性提高。另一方面，過量添加時，使母材以及焊接熱影響部的靭性變差，因此，在添加的情況下，將上限設為0.40%。
[0149]Mo:0.10 ~0.30%
[0150]Mo通過添加0.10%以上，有助於鋼的淬透性提高。另一方面,增大Mo的添加量時，使大輸入熱量焊接部的靭性變差。另外，在多層焊接時的再熱焊接熱影響部發生析出脆化，靭性變差，因此，在添加的情況下，將上限設為0.30%。從焊接熱影響部靭性的觀點出發，Mo的添加量越低越優選。
[0151]V:0.005 ~0.030%
[0152]V通過添加0.005%以上，有助於鋼的淬透性的提高。另一方面，增大V的添加量時，在受到再熱的焊接熱影響部析出，發生析出脆化，因此，在添加的情況下，將上限設為0.030%以下。需要說明的是，從焊接熱影響部韌性的觀點出發，V的添加量越低則更優選。
[0153]B:0.0005 ~0.0030%
[0154]B是對淬透性的提高極其有效的元素，通過添加0.0005%以上，有助於母材強度的提高。另一方面，添加超過0.0030%時，助長韌性的劣化和焊接低溫裂紋，因此，將上限設為0.0030%。
[0155]以上為限定成分時的基本成分，但在抑制靭性的提高和面積性夾雜物的生成的情況下，可以進一步選擇添加Ca、Mg、REM、Zr中的一種以上。
[0156]Ca:0.0005 ~0.0100%[0157]Ca是對鋼中的硫化物的形態控制有效的元素，通過添加0.0005%以上，抑制對靭性有害的MnS的生成。但是，添加超過0.0100%時，形成CaO-CaS的團簇，使靭性變差，因此，在添加的情況下，設定為0.0005?0.0100% ο
[0158]Mg:0.0005 ?0.0100%
[0159]Mg在制鋼過程中在鋼中生成微小的氧化物，特別是帶來抑制焊接熱影響部中奧氏體粒子的粗大化的鎖定效果。為了得到充分的鎖定效果，需要添加0.0005%以上。但是，添加超過0.0100%時，鋼中的潔淨度降低，使靭性降低，因此，在添加的情況下，設為0.0005?0.0100%O
[0160]REM:0.0005 ?0.0200%
[0161 ] REM是對鋼中的硫化物的形態控制有效的元素，通過添加0.0005%以上，抑制對靭性有害的MnS的生成。但是，由於為高價的元素，並且添加超過0.0200%時效果飽和，因此，在添加的情況下，設為0.0005?0.0200%ο
[0162]Zr:0.0005 ?0.0300%
[0163]Zr在鋼中形成碳氮化物，特別是帶來抑制焊接熱影響部中奧氏體粒子的粗大化的鎖定效果。為了得到充分的鎖定效果，需要添加0.0005%以上。但是，添加超過0.0300%時，鋼中的潔淨度顯著降低，靭性降低，因此，在添加的情況下，設為0.0005?0.0300%。
[0164]本發明中，為了進一步得到上述的接縫焊接部形狀以及焊接熱影響部的微觀組織，規定為以下的焊接方法。
[0165]焊絲直徑:後續的多電極埋弧焊的至少第一電極為直徑3.5mm以下的絲
[0166]為了使焊接熱影響部韌性提高，降低焊接輸入熱量是有效的。因此，通過使用直徑細的絲作為多電極埋弧焊的在先極，在低輸入熱量下得到深的熔深，能夠降低焊接輸入熱量。另外，如PLBZM、PLBZS中所示，後續的焊縫的寬度對會合部FL韌性不產生影響。因此，通過使用直徑小的絲，能夠對會合部FL韌性不產生影響地使後續焊縫側的FL韌性提高。該效果在絲直徑為3.5mm以下時變顯著，因此，將上限設為3.5mm。更優選為2?3.5mm。
[0167]坡口形狀:進行後續焊接一側的坡口形狀為表面側坡口角度為90°以上且管厚中央側坡口角度為60°以下的2段坡口形狀
[0168]坡口形狀是支配焊縫形狀的重要因素，為了在抑制輸入熱量增大的同時增大FL傾斜角，採用管厚中央側窄、表面側寬的2段坡口是有效的。優選分別為60°以下、90°以上，能夠穩定地確保期望的FL傾斜角。
[0169]優選進行後續焊接一側的表面側坡口深度為管厚的1/3以上
[0170]通過使表面側的坡口深度為管厚的1/3以上，焊縫形狀更加穩定，能夠穩定地確保期望的FL傾斜角。
[0171]另外，根據PLBZM、PLBZS，在先的焊縫的焊縫寬度對會合部FL韌性產生影響，不能過寬，因此，對在先的焊縫一側應用2段坡口沒有充分地觀察到效果，因此，2段坡口應用於後續焊縫一側。但是，更優選也應用於在先焊縫一側。
[0172]本發明的焊接鋼管通過上述方法進行焊接。SAW焊接以外的製造方法沒有特別規定，但優選將厚鋼板利用冷加工成形為筒狀，進行對接部的定位焊接後，通過上述的方法進行對接接頭焊接，通過擴管(expansion)得到焊接鋼管。
[0173]實施例
【權利要求】
1.一種焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管，其具有在先對內表面或外表面中的任意一個表面進行了焊接的內外表面各一層的對焊部，其特徵在於， 在焊接熱影響部的金屬組織中，島狀馬氏體(MA)面積百分率為4%以下， 平均原奧氏體粒徑為400 μ m以下， 通過下述式(I)計算的PLBZM為1400以下， 並且，通過下述式(2)和(3)分別計算的CM1和CM2為13以下， PLBZM=L 620^+0.84D2t-39t-89R1+81L+1510 式(I) CM1=0.0012(90-(^+15))0! 式(2)
CM2=0.0012 (90-(K2+15)) D2 式(3) 其中， D1(Um):通過在先焊接形成的焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑， D2(Um):通過後續焊接形成的焊接熱影響部的平均原奧氏體粒徑， R1Oiim):通過在先焊接形成的焊縫的距焊縫前端5_的位置處的焊縫寬度， L (mm):內外表面焊接的搭接長度， t (mm):管厚， K1 (° ):在先焊接的焊縫的熔合線傾斜角， K2 (° ):後續焊接的焊縫的熔合線傾斜角。
2.如權利要求1所述的焊接熱影響部靭性優良的焊接鋼管，其特徵在於， 焊接鋼管的化學成分，以質量％計含有C:0.03~0.08%,S1:0.01~0.20%、Mn:1.0~2.2%、P:0.015% 以下、Al:0.001 ~0.05%、Nb:0.005 ~0.050%、Ti:0.005 ~0.030%、N:0.0020 ~0.0080%,還含有選自 Cu:0.10 ~0.50%、Ni:0.10 ~1.00%、Cr:0.10 ~0.40%、Mo:0.10 ~0.30%、V:0.005 ~0.030%、B:0.0005 ~0.0030% 中的一種以上，餘量由 Fe 和不可避免的雜質構成， 由下述式⑷表示的Ceq為0.30≤Ceq≤0.50， 由下述式(5)表示的PMA為5.0以下， Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 式(4)
PMA=100000(C-0.0218)(0.2Si+0.5A1)(2(C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B) +2.5Nb) (10/ (50P+2.5)) 式(5) 其中，各式的右邊的元素符號表示各自的含量(質量％)。
3.如權利要求2所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管，其特徵在於，以質量％計還含有選自 Ca:0.0005 ~0.0100%、Mg:0.0005 ~0.0100%、REM:0.0005 ~0.0200%、Zr:0.0005~0.0300%中的一種以上。
4.一種權利要求2~3中任一項所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管的製造方法，其通過多電極埋弧焊法在先對內表面或外表面中的任意一個表面進行焊接並且焊接內外表面各一層，其特徵在於， 由下述式(6)表示的PLBZS為1400以下， 由下述式⑵和⑶計算的CS1和CS2為16以下， PLBzS=ISSHI^TOHI2-Sgt-SgR1+81L+1510 式(6) CS1=(QO-(K^lS))HI1Zt 式(7)CS2=(90-(K2+15))HI2/t 式(8) 其中， HI1(Wmm):在先焊接的焊接輸入熱量， HI2(kJ/mm):後續焊接的焊接輸入熱量， R1 (mm):在先焊接的焊縫的距焊縫前端5_的位置處的焊縫寬度， L(mm):內外表面焊縫的搭接長度， t (mm):管厚， K1 (° ):在先焊接的焊縫的熔合線傾斜角， K2 (° ):後續焊接的焊縫的熔合線傾斜角。
5.如權利要求4所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管的製造方法，其特徵在於，在所述後續焊接的多電極埋弧焊中，至少第一電極使用直徑為3.5mm以下的焊絲。
6.如權利要求4或5所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管的製造方法，其特徵在於，進行所述後續焊接的一側的坡口形狀為表面側坡口角度為90°以上且管厚中央側坡口角度為60°以下的2段坡口形狀。
7.如權利要求6所述的焊接熱影響部韌性優良的焊接鋼管的製造方法，其特徵在於，進行所述後續焊接的一側的表面`側坡口深度為管厚的1/3以上。
【文檔編號】B23K9/025GK103874558SQ201280048892
【公開日】2014年6月18日 申請日期:2012年10月3日 優先權日:2011年10月3日
【發明者】谷澤彰彥, 大田芳秋, 內富則明, 岡津光浩, 西村公宏 申請人:傑富意鋼鐵株式會社