(57)【要約】【課題】高張力鋼の鋼管周継手を溶接する際に、良好な溶接作業性及び溶接能率を確保し、十分な強度及び低温靱性を有する溶接金属が得られる鋼管周溶接用ソリッドワイヤを提供する。【解決手段】ソリッドワイヤの成分を、Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．７０質量％、Ｍｎ：１．６０乃至２．２０質量％、Ｓ：０．００３乃至０．０４０質量％、Ｔｉ：０．０３０乃至０．１５０質量％、Ｂ：０．００３０乃至０．００７０質量％、Ｏ：０．００５０乃至０．０１５０質量％及びＨ：１．０乃至４．０ｐｐｍ、Ｍｏ及びＣｒのうち少なくとも１種をＭｏ＋０．８Ｃｒが０．３５乃至１．２０質量％含有し、不可避不純物のうち、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ａｌ：０．０３０質量％以下、Ｎｂ：０．０１５質量％以下、Ｖ：０．０２０質量％以下及びＮ：０．０１０質量％以下に規制する。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
高張力鋼からなる鋼管周継手を溶接するための鋼管周溶接用ソリッドワイヤにおいて、ワイヤ全質量あたり、Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．７０質量％、Ｍｎ：１．６０乃至２．２０質量％、Ｓ：０．００３乃至０．０４０質量％、Ｔｉ：０．０３０乃至０．１５０質量％、Ｂ：０．００３０乃至０．００７０質量％、Ｏ：０．００５０乃至０．０１５０質量％及びＨ：１．０乃至４．０ｐｐｍを含有し、更に、Ｍｏ及びＣｒのうち少なくとも１種をＭｏ＋０．８Ｃｒが０．３５乃至１．２０質量％になるように含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記不可避不純物のうち、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ａｌ：０．０３０質量％以下、Ｎｂ：０．０１５質量％以下、Ｖ：０．０２０質量％以下及びＮ：０．０１０質量％以下に規制したことを特徴とする鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項２】
ワイヤ全質量あたり、Ｃｕを０．３０質量％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項３】
ワイヤ全質量あたり、Ｎｉを０．９０質量％以下含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項４】
前記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｔｉ及びＢは、ワイヤ全質量あたり、Ｃ：０．０５乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．６５質量％、Ｍｎ：１．７０乃至２．０５質量％、Ｓ：０．００５乃至０．０３０質量％、Ｔｉ：０．０３０乃至０．１００質量％及びＢ：０．００４５乃至０．００６０質量％であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項５】
ワイヤ中のＳ含有量を［Ｓ］（質量％）、Ｏ含有量を［Ｏ］（質量％）、Ｈ含有量を［Ｈ］（ｐｐｍ）としたとき、下記数式により与えられるＡの値が０．０４５以上であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
2004148389.tif 000011
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＡＰＩ（Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ  Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ：アメリカ石油協会）規格の５Ｌで規定されているＸ７０及びＸ８０並びにこれらと同等の強度を有する高張力鋼からなる鋼管周継手用ソリッドワイヤに関する。
【０００２】
【従来の技術】
寒冷域又は海底におけるガス及び油田開発が進み、パイプラインの敷設及び使用環境はより多様化しているが、一方では、高騰するパイプライン敷設及び操業コストの低減が求められている。このため、近年、高強度鋼材の使用による鋼材量の低減及び操業圧力の増加が試みられており、国外ではＸ８０クラスの鋼管が使用されている。国内で使用されている鋼管は、現時点ではＸ６５クラスまでにとどまっているが、Ｘ８０クラスの適用も積極的に検討されており、Ｘ８０クラスの鋼管を周継手溶接するためのソリッドワイヤについての検討も進められている。
【０００３】
一般にガスシールドアーク溶接は、使用するシールドガスの種類によって、１００％ＣＯ２による溶接及びＡｒとＣＯ２との混合ガスによる溶接に大別できる。１００％ＣＯ２の場合、シールドガスが安価及びワイヤの溶着速度が速い等の特徴があり、コスト及び能率の点で優れているが、その反面、スラグ及びスパッタの発生量が多い等の欠点がある。前記スラグ及びスパッタに関しては除去に手間をかければ解決するが、１００％ＣＯ２では、更に、溶接金属の酸素量が多くなり低温での靱性が低下するという機械的性質上の問題もある。一方、ＡｒとＣＯ２との混合ガスの場合、溶接時のスパッタは少なく、溶接金属の酸素量も低くなるため優れた低温靱性を得ることができる。そのため、一般的にはＡｒ比率が８０体積％のＡｒとＣＯ２との混合ガスが使用されている。しかしながら、Ａｒ比率の大きなシールドガスは溶融金属の広がりが小さく、開先角度及び開先幅が狭い場合には開先面の際に融合不良が発生しやすいといった問題があり、能率向上のために狭開先化が進められているパイプラインの周溶接分野においては、Ａｒ比率が８０体積％未満のＡｒとＣＯ２の混合ガスが検討されている。
【０００４】
例えば、Ｘ６５以下の鋼管周継手用のソリッドワイヤにおいては、Ａｒの比率を７５体積％とした場合でも開先の際の溶け込みを確保し、更に、ワイヤの低酸素化により溶接金属中の酸素量の低減を図り、１００％ＣＯ２を使用した場合においても−５乃至０℃で１００Ｊ以上の吸収エネルギーを得ている（特許文献１及び２参照）。
【０００５】
また、引張強度６９０ＭＰａ以上の高張力を有する板厚１０ｍｍ以下程度の鋼板ではＣＯ２比率が５乃至５０体積％のＡｒとＣＯ２との混合シールドガスを適用するための検討がなされている（特許文献３参照）。
【０００６】
【特許文献１】
特開２００２−１８５９１号公報  （第２−８頁、図１−３）
【特許文献２】
特開２００２−１８５９２号公報  （第２−６頁、図１−２）
【特許文献３】
特開平８−９９１７５号公報  （第２−７頁）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献１及び２はＸ６５以下に限定したものであり、Ｘ８０クラスについては考慮されていない。また、特許文献３は自動車用の比較的薄い鋼板を対象としたものであり、パイプライン用としては適用可能な板厚が極めて限定される。更に、特許文献１乃至３のいずれの発明も、例えば−３０℃といった低温下での共用を考慮したものではない。
【０００８】
すなわち、シールドガスの組成を広範囲に採用でき、溶接作業性に優れ、且つ、−３０℃以下での低温靱性に優れたＸ８０周継手溶接用のソリッドワイヤは未だ開発されていないのが現状である。
【０００９】
本発明はかかる問題に鑑みてなされたものであって、ＡＰＩ−５Ｌ−Ｘ７０及びＸ８０並びにこれらと同等の強度を有する高張力鋼からなる鋼管周継手を溶接する際に、良好な溶接作業性及び溶接能率を確保しつつ、十分な強度及び低温靱性を有する溶接金属が得られる鋼管周溶接用ソリッドワイヤを提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る鋼管周溶接用ソリッドワイヤは、高張力鋼からなる鋼管周継手を溶接するための鋼管周溶接用ソリッドワイヤにおいて、ワイヤ全質量あたり、Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．７０質量％、Ｍｎ：１．６０乃至２．２０質量％、Ｓ：０．００３乃至０．０４０質量％、Ｔｉ：０．０３０乃至０．１５０質量％、Ｂ：０．００３０乃至０．００７０質量％、Ｏ：０．００５０乃至０．０１５０質量％及びＨ：１．０乃至４．０ｐｐｍを含有し、更に、Ｍｏ及びＣｒのうち少なくとも１種をＭｏ＋０．８Ｃｒが０．３５乃至１．２０質量％になるように含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記不可避不純物のうち、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ａｌ：０．０３０質量％以下、Ｎｂ：０．０１５質量％以下、Ｖ：０．０２０質量％以下及びＮ：０．０１０質量％以下に規制したことを特徴とする。
【００１１】
この場合に、ワイヤ全質量あたり、Ｃｕを０．３０質量％以下含有していてもよく、更に、Ｎｉを０．９０質量％以下含有していてもよい。
【００１２】
また、前記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｔｉ及びＢは、Ｃ：０．０５乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．６５質量％、Ｍｎ：１．７０乃至２．０５質量％、Ｓ：０．００５乃至０．０３０質量％、Ｔｉ：０．０３０乃至０．１００質量％及びＢ：０．００４５乃至０．００６０質量％であることが好ましい。
【００１３】
更に、前記ソリッドワイヤの組成において、ワイヤ中のＳ含有量を［Ｓ］（質量％）、Ｏ含有量を［Ｏ］（質量％）、Ｈ含有量を［Ｈ］（ｐｐｍ）としたとき、下記数式１により与えられるＡの値が０．０４５以上となることが好ましい。
【００１４】
【数１】
2004148389.tif 000002
【００１５】
本発明においては、ソリッドワイヤの組成を前記範囲に限定することにより、溶接金属の靱性を向上させ、適正な強度及び硬さを確保し、耐割れ性及び耐ブローホール性等の欠陥性を改善するとともに、スパッタ発生量、アーク安定性及びスラグ剥離性等の溶接作業性を良好にすることができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明者等は、強度確保に有用なＣｒ又は／及びＭｏの添加によるアーク安定性の低下及びビード形状の劣化を改善するため、ワイヤ成分について種々検討を行った結果、Ｓ、Ｏ及びＨを適量添加することによってアークが安定すると共に、溶融金属の粘度が低下して溶融金属の広がりがよくなり、ビード形状が改善することを見出した。
【００１７】
溶接金属の強度は、Ｘ８０クラスの鋼管を溶接する場合を想定して設定した。ＡＰＩ規格の５Ｌで規定されているＸ８０の引張強さの下限値は６２０ＭＰａであるが、パイプラインでは溶接金属に母材以上の強度を要求されることが多く、本発明では、十分これが期待できる７５０ＭＰａ以上の強度を目標とした。また、溶接金属の最高硬さは、ビッカーズ硬さ（Ｈｖ）で３５０以下を目標とした。強度の確保は、上述の問題を解決したことにより、靱性面でも有用なＣｒ又は／及びＭｏを利用することにした。
【００１８】
一方、溶接金属の低温靱性は吸収エネルギーで１００Ｊ以上を目標とし、−３０℃を標準として更に低温での靱性要求も想定して−６０℃についても検討を行った。パイプラインの鋼管周継手の溶接は本発明で限定している１層１パスでの溶接が能率的であるが、反面、原質部主体のミクロ組織となり、再熱部の比率が多くなる１層２パスでの溶接に比べて靱性の確保が難しい。このため、原質部のミクロ組成の微細化について鋭意検討した。その結果、Ｔｉ及びＢの添加に加え、Ｓの添加、Ｃｒ又は／及びＭｏの添加による焼入性の向上によって原質部のミクロ組成を微細なアシキュラーフェライトと呼ばれる組織に制御することに成功した。前記アシキュラーフェライトとは、Ｔｉ含有酸化物等を核生成サイトとした粒内核生成型のベイナイトであり、一般的にアシキュラーフェライト又は針状フェライトと呼ばれる。更に、この組織制御により、−３０乃至−４０℃程度であれば、高価なＮｉを添加しなくても、靱性を目標値以上に高めることができた。
【００１９】
以下に、本発明の鋼管周溶接用ソリッドワイヤについて更に説明する。先ず、含有成分の限定理由について述べる。
【００２０】
Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％
Ｃは溶接金属の強度を確保するために必要な元素である。また、全姿勢の下進溶接では、ビードの垂れを防ぐために短絡溶滴移行が必要となるが、安定した溶滴移行を得るためにある量以上のＣが必要である。溶接金属の強度確保及びアークの安定性を確保するために有効なＣ含有量は０．０４質量％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１２質量％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過大となり、本発明の狙いとする微細なアシキュラーフェライト主体の組織が得られずにマルテンサイト組織となるため、靱性が低下する。また、溶接作業性の面においても、スパッタが増加して溶接作業性が低下する。従って、ワイヤ中のＣ含有量は０．０４乃至０．１２質量％とする。なお、Ｃ含有量は０．０５乃至０．１２質量％とすることがより好ましい。
【００２１】
Ｓｉ：０．４０乃至０．７０質量％
Ｓｉは主要な脱酸元素であり、またビード止端部のなじみを改善する役割をする。Ｓｉ含有量が、０．４０質量％未満では脱酸不足になり、ブローホールが多発するようになる。一方、Ｓｉ含有量が０．７０質量％を超えると、ラス状ベイナイトを形成し、靱性が低下する。一般に、Ｓｉ含有量が多くなるとスラグ量が増加し、その除去に時間を要するようになるが、０．９０質量％までであればそのような問題も生じない。しかし、本発明は良好な靱性を有する溶接金属を提供することを目的としているため、靱性面を重視し、Ｓｉ含有量の上限を０．７０質量％とする。従って、ワイヤ中のＳｉ含有量は０．４０乃至０．７０質量％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．４０乃至０．６５質量％とすることがより好ましい。
【００２２】
Ｍｎ：１．６０乃至２．２０質量％
Ｍｎは焼入れ性を向上し、溶接金属の強度及び靱性を増加させる効果がある。また、Ｓと化合し、溶接金属中にアシキューラフェライトの核生成サイトとして有効なＭｎＳを形成する。Ｍｎ含有量が１．６０質量％未満では、これらの作用が十分に発揮できない。一方、Ｍｎ含有量が２．２０質量％を超えると、焼入れ性が過大となり、マルテンサイト組成を生じるとともに、強度が過剰になり、靱性が低下する。また、スラグ量も増加し、除去作業の手間も増大する。従って、ワイヤ中のＭｎ含有量は１．６０乃至２．２０質量％とする。なお、Ｍｎ含有量は１．７０乃至２．０５質量％とすることがより好ましい。
【００２３】
Ｓ：０．００３乃至０．０４０質量％
ＳはＭｎと化合して溶接金属中にＭｎＳを形成し、アシキュラーフェライトの核生成サイトとして働いて、靱性を向上させる作用を有する。これは、Ｔｉを添加することによって生成するＴｉ含有酸化物が核生成サイトの働きをするのと同様の働きである。一般に、核生成サイトの主役を担うのはＴｉであるが、Ｓの添加によって相乗効果を発揮し、低温での靱性においては、Ｔｉを単独で添加した場合よりも、靱性を向上させる効果が大きい。また、Ｓは溶融金属の粘性を下げ、ビードを平坦にする効果があり、狭い開先における溶融不良防止に有効である。更に、Ｓは全姿勢溶接において、溶融金属の垂れによる凸ビード化を防止する。このような効果を得るためには、Ｓを０．００３質量％以上の添加することが必要である。一方、Ｓ含有量が０．０４０質量％を超えると、耐高温割れ性が劣化し、低温靱性も劣化傾向に転ずる。従って、ワイヤ中のＳ含有量は０．００３乃至０．０４０質量％とし、更に好ましくは、０．００５乃至０．０３０質量％とする。
【００２４】
Ｔｉ：０．０３０乃至０．１５０質量％
Ｔｉは強力な脱酸剤であり、溶接金属中の酸素量を下げる。また、溶接金属中にＴｉ含有酸化物を生成し、アシキュラーフェライトの核生成サイトとしての作用及び靱性を向上させる作用を有する。これらの効果は、Ｔｉ含有量が０．０３０質量％以上で顕著になる。一方、Ｔｉ含有量が０．１５０質量％を超えると、溶接金属中のＴｉ量が多くなるため、強度及び硬度が過度に高くなり、靱性が低下する。また、スラグ量が増加するため、除去作業の手間も増大する。従って、ワイヤ中のＴｉ含有量は０．０３０乃至０．１５０質量％とする。なお、Ｔｉ含有量は０．０３０乃至０．１００質量％とすることがより好ましい。
【００２５】
Ｂ：０．００３０乃至０．００７０質量％
Ｂはオーステナイト粒界のエネルギーを低下し、オーステナイト粒界から生成するラス状ベイナイトの生成を抑制する。前記効果は、Ｂ含有量が０．００３０質量％以上で現れる。一方、Ｂを０．００７０質量％を超えて添加すると、耐高温割れ性が低下する。従って、ワイヤ中のＢの含有量は０．００３０乃至０．００７０質量％とする。なお、Ｂ含有量は０．００４５乃至０．００６０質量％とすることがより好ましい。
【００２６】
Ｏ：０．００５０乃至０．０１５０質量％
本発明に係る検討において、溶接金属中のＯ含有量を支配するのは、シールドガス組成並びにＣ、Ｓｉ及びＴｉ等の脱酸性元素量の添加量であり、ワイヤに含まれるＯの影響は比較的小さいことが確認された。そこで、本発明では、Ｏはスパッタ発生量を低減し、またＳと同様に溶融金属の粘性を下げてビードを平坦にする効果があるため、靱性向上のためにワイヤ中のＯ含有量を低減するという手段はとらず、Ｏを積極的に利用した。これらの効果はＯ含有量が０．００５０質量％以上で顕著となる。溶接金属中のＯ含有量に対しての寄与は小さいものの、ワイヤ中のＯ含有量が０．０１５０質量％を超えると、溶接金属の酸素量に影響し、靱性が低下するようになる。従って、ワイヤ中のＯ含有量は０．００５０乃至０．０１５０質量％とする。
【００２７】
Ｈ：１．０乃至４．０ｐｐｍ
Ｈは熱的ピンチ効果によりアークを緊縮してアーク安定性をよくする作用があり、更に、Ｓ及びＯとの相互作用によって開先の際の融合不良を防止する役割もする。その効果を発揮するためには、Ｈを１．０ｐｐｍ以上の添加する必要がある。一方、Ｈ含有量が４．０ｐｐｍを超えると、溶接金属中の拡散性水素量が増加し、耐低温割れ性が低下する。従って、ワイヤ中のＨ含有量は、１．０乃至４．０ｐｐｍとする。なお、Ｈはワイヤに添加しても良いが、ワイヤ表面近傍に存在する方がより大きな効果が得られるため、ワイヤ表面塗布物から添加するのがより好ましい。
【００２８】
Ｍｏ＋０．８Ｃｒ：０．３５乃至１．２０質量％
Ｍｏ及びＣｒは溶接金属の強度を高める作用がある。図１はワイヤ中のＭｏ及びＣｒの含有量と溶接金属（板厚２０ｍｍ）の引張強さの関係を示すグラフ図である。また、表１にはＣｒ及びＭｏを添加していないワイヤの成分組成を示す。表１に示したワイヤの場合、溶接金属強度は６７０ＭＰａであった。また、図１に示すように、Ｃｒ及びＭｏを各々単独で使用した場合の強度を比較すると、ＣｒはＭｏのおよそ０．８０倍寄与することがわかる。そこで、Ｃｒの効果をＭｏに換算（Ｍｏ＋０．８Ｃｒ）したところ、Ｃｒ及びＭｏを複合添加した場合の強度は、Ｍｏを単独で添加した場合のＭｏ添加量と強度の関係とほぼ一致した。
【００２９】
【表１】
2004148389.tif 000003
【００３０】
Ｘ８０クラスに適用するために必要である７５０ＭＰａ以上の強度を得るためには、Ｍｏ＋０．８Ｃｒ含有量を０．３５質量％以上とする必要がある。しかし、Ｍｏ＋０．８Ｃｒ含有量が１．２０質量％を超えると、マルテンサイト組織を生じるようになるため靱性が低下し、更に、強度も過剰となり耐割れ性が劣化する。Ｃｒ及びＭｏは強度に寄与すると共に、焼入れ性を向上させ、ミクロ組織を微細化して靱性を向上させる作用を有する。この作用はＭｏ＋０．８Ｃｒ含有量が０．２０質量％程度から現れ、マルテンサイト組織が生成する１．２０質量％まで有効に続く。従って、ワイヤ中のＭｏ＋０．８Ｃｒの含有量は０．３５乃至１．２０質量％とする。
【００３１】
Ｐ：０．０３０質量％以下
Ｐは溶接金属の耐高温割れ性及び低温靱性を劣化させるため、出来る限り少なくすることが望ましい。実用上、Ｐ含有量は０．０３０質量％までは許容できるので、これを上限とする。
【００３２】
Ａｌ：０．０３０質量％以下
Ａｌは、含有量が０．０３０質量％を超えると、ラス状ベイナイトを生成し、靱性を低下させる。従って、ワイヤ中のＡｌ含有量は０．０３０質量％以下とする。
【００３３】
Ｎｂ：０．０１５質量％以下
Ｎｂは含有量が０．０１５質量％を超えると低温での靱性を大きく低下させる。特に低温での靱性が必要でない場合は、強度を上昇させる成分として利用できるが、本発明が目標とする−３０℃、又はそれよりも更に低温での靱性が必要な場合は抑制する必要がある。従って、ワイヤ中のＮｂ含有量は０．０１５質量％以下とする。
【００３４】
Ｖ：０．０２０質量％以下
Ｖは、含有量が０．０２０質量％を超えると低温での靱性を大きく低下させる。特に低温での靱性が必要でない場合は、Ｎｂと同様に強度を上昇させる成分として利用できるが、本発明が目標とする−３０℃、あるいはそれよりも更に低温での靱性が必要な場合は抑制する必要がある。従って、ワイヤ中のＶの含有量は０．０２０質量％以下とする。
【００３５】
Ｎ：０．０１０質量％以下
Ｎは、溶接金属中においてＴｉ及びＢと化合してＴｉＮ及びＢＮを形成するため、Ｔｉ及びＢにより本発明目標とする作用を阻害し、靱性を低下させる。その影響は、Ｎ含有量が０．０１０質量％を超えると現れるので、ワイヤ中のＮ含有量は０．０１０質量％以下とする。
【００３６】
Ｃｕ：０．３０質量％以下
Ｃｕは耐食性を向上する効果があるが、一方で靱性及び耐割れ性を低下させることが知られている。耐食性を考慮する必要がない場合はなるべく少なくすることが望ましいが、Ｃｕ含有量が０．３０質量％以下であれば問題なく、これを上限とする。なお、本発明でいうＣｕ量にはワイヤのメッキ分も含める。
【００３７】
Ｎｉ：０．９０質量％以下
Ｎｉは、低温靱性の確保に有効な元素であるが、０．９０質量％を超えて添加するとミクロ組成がマルテンサイトとなり靱性が低下するので、添加する場合でも０．９０質量％以下にする。なお、本発明のワイヤでは、−３０乃至−４０℃程度までであれば、Ｎｉを添加せずとも良好な靱性が得られる。この温度範囲ではＮｉを添加しても靱性向上効果は僅かであり、意図的に添加しない方が経済的である。意図的に添加しないワイヤにおけるＮｉ含有量は、通常は０．０３質量％以下である。一方、−４０℃を下回る場合の低温下における靱性確保には、Ｎｉ添加が効果的である。その場合のＮｉ添加量としては０．２０乃至０．９０質量％が望ましい。
【００３８】
Ｓ（質量％）＋２×Ｏ（質量％）＋Ｈ（ｐｐｍ）／１００：０．０４５以上
一般に、鋼管の開先幅及び開先角度が狭い場合は、融合不良が発生しやすくなる。本発明のワイヤにおいても、開先幅及び開先角度が狭い場合、Ａｒ比率が６０体積％以下のシールドガスであれば融合不良は発生しないが、Ａｒ比率が６０体積％を超えるシールドガスを使用すると、開先の際に融合不良が発生する場合がある。開先の際の融合不良は、Ｓ、Ｏ及びＨを上述の範囲に規制し、アークの安定性及びビード形状を改善することにより防止しているが、Ａｒ比率が６０体積％を超えるシールドガスを使用する場合にはそれだけでは不十分である。図２は狭開先溶接における融合不良発生状況を示すグラフ図である。図２で示されているように、Ｓ、Ｏ及びＨが上述の範囲を満足していても、上記数式１により与えられるＡの値が０．０４５未満の場合は、融合不良が発生しやすくなる。そこで、上記Ａの値は０．０４５以上とする。
【００３９】
本発明において、狭い開先角度及び開先幅とは以下の場合をいい、併せてそのような開先形状が使用される理由について述べる。先ず、開先角度及び開先幅を以下のように定義する。図３は、種々の形状の開先部における開先角度及び開先幅を示す模式図である。本発明において、開先部を形成する鋼管１の端面（開先面）の断面形状が複数の辺により形成された多段形状となっている場合は、板厚ｔに対して最も大きな割合を占める辺より形成された開先部を主開先部ａとする。従って、図３に示すように、開先角度αとは主開先部ａにおける鋼管１の端面がなす角度をいい、開先幅Ｑとは主開先部ａのうち最大の開先幅をいう。なお、図３（ｂ）は、主開先部ａにおいて、鋼管１の端面は平行となっており、端面がなす角度、即ち開先角度αは０゜である。
【００４０】
本発明のソリッドワイヤを溶接する際の開先角度αは、０乃至４０゜であることが好ましい。開先断面積は、開先角度に大きく依存し、開先角度αが４０゜を超えると、開先断面積が大きくなって、その分溶接金属が必要となり、溶接能率が低下する。また、パイプラインの溶接は自動溶接で行われるが、開先角度が広い場合、下層から上層に進むにつれて開先幅の変化が大きくなるので、溶接条件を大きく変化させなければならず、その設定が面倒になる。一方、開先角度αが０゜未満であると、開先面と溶融金属のなじみが低下し、溶融不良が発生しやすくなる。
【００４１】
また、本発明のソリッドワイヤを溶接する際の開先幅は、４乃至１６ｍｍであることが好ましい。開先幅が１６ｍｍを超えると、その分溶接金属が必要となり溶接能率が低下する。一方、開先幅が４ｍｍ未満では、溶融金属が表面張力により凸形状となり、融合不良が発生しやすくなる。更に、開先幅が４ｍｍ未満では、同一溶着量に対して、溶接金属の表面積が小さくなるので、スラグの厚さ及びビード表面積に占めるスラグ付着量の割合が増加し、除去に手間がかかるようになる。
【００４２】
更に、本発明のソリッドワイヤの施行条件としては、１層あたり１パスの積層方法によって溶接することが好ましい。１層あたり２パス以上で溶接を実施した場合、全体的なパス数が増加するため施行能率が低下する。また、パスを振り分ける場合には狙い位置の変更が必要となり、溶接条件の設定が煩雑になる。なお、溶接姿勢は下進又は上進とし、ウィービングの有無は開先の幅に応じて適宜選択するものとする。
【００４３】
また、本発明のワイヤは、１００％ＣＯ２及びＣＯ２が５体積％以上含まれるＡｒとＣＯ２との混合ガスに適用することができるが、より良好な作業性を得るためには、ＣＯ２比率が２０乃至８０体積％のＡｒとＣＯ２との混合ガスを使用することが望ましい。ＣＯ２比率が２０体積％未満の場合、溶け込み形状が所謂フィンガー形状となり、シールドガスが溶融金属にトラップされてブローホールが発生しやすくなる。一方、ＣＯ２比率が８０体積％を超えると、スパッタ及びスラグの発生量が増える。これらは除去に手間をかければ良いが、トータルコストとしてはＡｒとＣＯ２との混合ガスを使用した方が低くなる。
【００４４】
【実施例】
以下に、本発明の実施例を本発明範囲から外れる比較例と比較して具体的に説明する。図４は本実施例における溶接部の開先の形状を表す断面図である。本実施例では、図４に示す開先形状を有するＡＰＩ−５Ｌ−Ｘ８０鋼の周継手を自動溶接した。表２はこのときの溶接条件を示す。更に、表３及び表４は供試したワイヤの成分を示す。
【００４５】
【表２】
2004148389.tif 000004
【００４６】
【表３】
2004148389.tif 000005
【００４７】
【表４】
2004148389.tif 000006
【００４８】
表３及び４に示す溶接ワイヤと組成を変えたシールドガスとを組み合わせて溶接試験を行った。下進２時方向の位置が最も靱性が低くなるので、試験片は周継手の下進１時の方向から３時の方向にかけて採取した。溶接金属中央の板厚の１／２位置から、溶接金属の機械的性能評価のために、ＪＩＳ  Ｚ３１１１のＡ２号引張試験片及びＪＩＳ  Ｚ３１１１の４号衝撃試験片を採取し、試験を行った。その際、引張強さ７５０ＭＰａ以上を合格とした。衝撃試験は１温度あたり３本の試験片について試験を行い、−３０℃における吸収エネルギーの平均値が１００Ｊ以上を合格とした。また、一部の溶接試験体については、−６０℃における試験も実施した。溶接金属最高硬さは、試験板の表面下２ｍｍ位置（最終パスに相当する）で、荷重９８Ｎにおけるビッカース硬さを測定し、最高硬さＨｖ３５０以下を合格とした。引張強さと最高硬さは相関があり、概ね引張強さが８７０ＭＰａを超えると最高硬さは３５０を超えた。溶接作業性については、ビード形状、アーク安定性、スラグ除去性（スラグ量及び剥離性）を評価した。アーク安定性は、良好であった場合を◎、スパッタが若干多い場合を○、アークが不安定であった場合を×とした三段階で評価し、前二者を合格とした。スラグ除去性は、良好であった場合を◎、除去に多少時間がかかった場合を○、除去に多大の時間を費やした場合を×とした三段階で評価し、前二者を合格とした。ビード形状は、良好であった場合を◎、不良であった場合を×とした二段階で評価し、良好なものを合格とした。融合不良を含めた内部健全性は、Ｘ線透過試験によって評価し、欠陥なしの場合を◎、検査合格範囲ではあるが若干の欠陥が発生していた場合を○、不良の場合を×とした三段階で評価し、前二者を合格した。表５にこれらの試験結果を示す。
【００４９】
【表５】
2004148389.tif 000007
【００５０】
以下、前記溶接試験の結果について詳細に記載する。前記表５における試験番号Ｔ１乃至Ｔ２９は本発明の実施例であり、ワイヤ成分が本発明の範囲内であるため、いずれの試験においても良好な性能を示した。
【００５１】
試験番号Ｔ１乃至Ｔ７で示されるように、シールドガスの組成は、Ａｒ８０体積％−ＣＯ２２０体積％の場合に最も良好な靱性が得られている。また、ＣＯ２比率の増加に伴って吸収エネルギーは低下する傾向にあるが、１００％ＣＯ２を使用した場合でも、−３０℃において１００Ｊ以上の吸収エネルギーが得られた。但し、ＣＯ２比率が２０％未満になると、スラグ発生量が多くなり、合格範囲ではあるが、その除去に時間を要するようになった。一方、Ａｒ９５体積％−ＣＯ２５体積％組成の方が、Ａｒ８０体積％−ＣＯ２２０体積％より溶接金属の酸素量は減少するが、靱性は逆に低下した。これは、溶接金属中の酸素量の減少によって焼入れ性が増加し、靱性を損なうマルテンサイトが一部生成したことによる。更に、Ａｒの比率が８０体積％を超える混合ガスを使用した場合は、所謂フィンガービードとなり、合格範囲ではあるがブローホールが増加した。以上の結果から、溶接作業性及び耐欠陥性を一段厳しくして判定すると、シールドガスとしては、ＣＯ２比率を２０乃至８０体積％としたＡｒとＣＯ２との混合ガスがより好ましいことがわかる。
【００５２】
また、０．２乃至０．９０質量％のＮｉを添加したＴ８（ワイヤはＷ２、以下同様）、Ｔ９（Ｗ３）、Ｔ１４（Ｗ８）、Ｔ１８（Ｗ１２）及びＴ２４（Ｗ１８）は、−６０℃においても１００Ｊ以上の良好な吸収エネルギーが得られた。
【００５３】
次に比較例について述べる。Ｔ３０（Ｗ２４）は、Ｘ６５用として発明されたワイヤにＣｒ及びＭｏを添加して強度の上昇を図ったワイヤである。ワイヤは通常の溶製方法及び伸線工程で製造し、積極的な水素添加は行なわず、ワイヤの水素含有量は０．９ｐｐｍであった。その結果、アーク安定が不良であり、良好なビード形状は得られなかった。また、Ｔ３１（Ｗ２５）及びＴ３２（Ｗ２６）はＸ６５用として発明されたワイヤにＶ及びＮｂを添加したワイヤである。Ｖ及びＮｂの場合は、強度を得るために必要な添加量は微量であるため、溶接作業性はＸ６５用ワイヤと大差はなかったが、靱性が目標値を大きく下回った。
【００５４】
Ｔ３３（Ｗ２７）は、ワイヤ中のＣ含有量が不足しているため、溶接金属の引張強さが低く、アークも不安定であった。逆に、Ｔ３４（Ｗ２８）はワイヤ中のＣ含有量が過剰であるため、アークが不安定でスパッタ量が多く、作業性が非常に悪かった。また、溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト組成となり、靱性が低く、最高硬さも３５０を超え、若干の低温割れの発生も認められた。
【００５５】
Ｔ３５（Ｗ２９は）ワイヤ中のＳｉ含有量が不足しているため、十分な脱酸効果が得られず、ブローホールが多発し、更に、ビード止端が不揃いで外観が非常に悪かった。逆に、Ｔ３６（Ｗ３０）はＳｉ含有量が過剰であるため、低靱性であった。
【００５６】
Ｔ３７（Ｗ３１）はワイヤ中のＭｎ含有量が不足しているため、溶接金属の強度と靱性が低かった。逆に、Ｔ３８（Ｗ３２）はＭｎ含有量が過剰であるため、スラグ発生量が多く、除去するのに時間を要した。また、溶接金属のミクロ組成がマルテンサイト組織となり、硬さが上昇し、低靱性であった。
【００５７】
Ｔ３９（Ｗ３３）はワイヤ中のＳ含有量が不足しているため、溶融金属の粘度が高く、ビード形状が凸形になり、融合不良が発生した。また、ＭｎＳの生成量が少なく、ミクロ組成が十分微細せずに低靱性であった。逆に、Ｔ４０（Ｗ３４）は、Ｓ含有量が過剰であるため、靱性が低かった。また、若干ではあるが凝固剤割れも発生した。
【００５８】
Ｔ４１（Ｗ３５）は、ワイヤ中のＭｏ＋０．８Ｃｒ含有量が不足しているため、強度が不足した。逆に、Ｔ４２（Ｗ３６）はＭｏ＋０．８Ｃｒ含有量が過剰であるため、溶接金属のミクロ組成がマルテンサイト組成となり、硬さが上昇し、低靱性であった。更に、低温割れの発生も認められた。
【００５９】
Ｔ４３（Ｗ３７）はワイヤ中のＴｉ含有量が不足しているため、微細なミクロ組成が得られず、靱性が低かった。逆に、Ｔ４４（Ｗ３８）はＴｉ含有量が過剰であるため、アークが不安定で、スラグも多量に発生し、その除去が困難であった。また、Ｔ４４では硬さが上昇し、低靱性であった。
【００６０】
Ｔ４５（Ｗ３９）は、ワイヤ中のＢ含有量が不足しているため、粗大なフェライトとを生じ、靱性が低かった。Ｔ４６（Ｗ４０）は、ワイヤＢ量が過剰であるため、高温割れが発生した。
【００６１】
Ｔ４７（Ｗ４１）は、ワイヤ中のＯ含有量が不足しているため、アークが不安定で、溶融金属の広がりも悪く、ビード形状が凸形状になり、一部で融合不良が発生した。逆に、Ｔ４８（Ｗ４２）は、Ｏ含有量が過剰であるため、溶接金属の酸素量が増加し、靱性が低かった。
【００６２】
Ｔ４９（Ｗ４３）は、ワイヤ中のＨ含有量が不足しているため、アーク安定性が不良で、融合不良も発生した。Ｔ５０（Ｗ４４）は、ワイヤＨ量が過剰であるため、溶接金属の拡散性水素量が増加し、溶接線の全線にわたって低温割れが発生した。このため、引張及び衝撃試験片が採取できず硬さのみ測定した。
【００６３】
Ｔ５１（Ｗ４５）はワイヤ中のＰ含有量が過剰であるため、低靱性であり、また一部高温割れの発生も認められた。Ｔ５２（Ｗ４６）は、ワイヤ中のＣｕ含有量が規制値を超えているため、靱性が低かった。Ｔ５３（Ｗ４７）は、ワイヤ中のＮｂ量が規制値を超えているため、靱性が大きく低下した。Ｔ５４（Ｗ４８）は、ワイヤ中のＶ量が規制値を超えているため、靱性が大きく低下した。Ｔ５５（Ｗ４９）は、ワイヤ中のＮ量が規制値を超えているため、Ｔｉ及びＢの働きを阻害し、靱性が低かった。Ｔ５６（Ｗ５０）は、ワイヤ中のＮｉ含有量が過剰であるため、マルテンサイト組織が生成し、靱性が低かった。Ｔ５７（Ｗ５１）は、ワイヤ中のＡｌ含有量が過剰であるため、ラス状ベイナイトが生成し、靱性が低下した。
【００６４】
次に、狭開先溶接に使用した場合の試験結果について述べる。以下の実施例では、試験板に板厚１９ｍｍのＡＰＩ−５Ｌ−Ｘ８０鋼を使用し、開先形状は図３（ｂ）に示す形状とした。但し、試験板表面側には開先を設けず、開先底部は初層溶接の裏波形状を考慮して半径３ｍｍのＵ形とした。その際の開先角度は０゜、開先幅は６ｍｍとした。表６はこのときの溶接条件を示す。
【００６５】
【表６】
2004148389.tif 000008
【００６６】
表７には、供試したワイヤの成分を示す。表７に示すように、本実施例で使用したＷ１、Ｗ６及びＷ１２は、６０゜開先の試験でも使用したワイヤである。また、前記供試ワイヤを使用した狭開先溶接の試験結果を表８に示す。本実施例では、試験片の採取要領及び判定基準は、前記６０゜開先の試験と同様にした。
【００６７】
【表７】
2004148389.tif 000009
【００６８】
【表８】
2004148389.tif 000010
【００６９】
前記表７における試験番号Ｔ５８乃至Ｔ６５は本発明の実施例であり、Ａｒ比率が６０体積％を超えたシールドガスを使用した場合でも、融合不良は発生せず、良好な結果が得られている。
【００７０】
次に比較例について述べる。試験番号Ｔ６６（Ｗ１）は、シールドガス組成がＡｒ５０体積％−ＣＯ２５０体積％の場合であるが、シールドガス中のＣＯ２比率が高いため、前記数式１により与えられるＡの値が０．０４５未満ではあるが、良好な結果を示した。Ｔ６７（Ｗ１）は、前記Ｔ６６と同じワイヤを使用し、シールドガス中のＡｒ比率を増加して溶接した場合である。Ｔ６７（Ｗ１）は前記数式１により与えられるＡの値が０．０４５未満であるため、Ａｒの増加に伴いビードの広がりの減少が著しくなり、開先の際に合格レベルの融合不良が発生した。
【００７１】
Ｔ６８乃至Ｔ７２は、同一のワイヤ（Ｗ５４）を使用し、シールドガスを細かく変化させたものである。Ｔ６８乃至Ｔ７０は、シールドガス中のＡｒ比率が６０体積％以下であるため、不合格レベルの欠陥は発生しなかった。但し、Ｔ７０（シールドガス組成：Ａｒ５０体積％−ＣＯ２５０体積％）は融合不良がやや多く発生し、合格レベルであるが、あまり余裕がなかった。Ｔ７１及びＴ７２は、シールドガス中のＡｒ比率が６０体積％を超えた場合であり、前記数式１により与えられるＡの値も０．０４５未満であるため、開先の際に融合不良が多発し、不合格であった。
【００７２】
Ｔ７３乃至Ｔ７７もＷ５５を使用して同様の試験を行ったものである。Ｗ５４と比較して前記数式１により与えられるＡの値が高めであるため、融合不良の発生は多少改善傾向にあるが、前記Ａの値が０．０４５未満の場合、シールドガス中のＡｒ比率が６０体積％を超えたシールドガスでは融合不良が発生し、不合格と判定された。
【００７３】
本発明のワイヤを狭開先の周継手溶接に使用する場合は、前記数式１により与えられるＡの値が０．０４５以上である方が、広範囲のシールドガス組成で、欠陥のない溶接金属を得ることができる。すなわち、狭開先溶接に使用するワイヤは、前記Ａの値を０．０４５以上とするのが適当であり、Ｔ６６以降で合格の結果が得られている場合もあるが、比較例となる。
【００７４】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、ワイヤ中に含まれる成分を適性化することにより、ＡＰＩ−５Ｌ−Ｘ７０及びＸ８０並びにこれらと同等の強度を有する高張力鋼からなる鋼管周継手の溶接において、溶接金属の靱性、強度及び硬度等の機械的性能を向上させ、耐割れ性及び耐ブローホール性等の欠陥性を改善するとともに、スパッタ発生量、アーク安定性及びスラグ剥離性等の溶接作業性を良好にすることができる。これにより、溶接作業性に優れ、且つ、低温靱性に優れた高張鋼からなる鋼管周継手を溶接するための鋼管周溶接用ソリッドワイヤを実現できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ワイヤ中のＭｏ及びＣｒの含有量と溶接金属の引張強さの関係を示すグラフ図である。
【図２】狭開先溶接における融合不良発生状況を示すグラフ図である。
【図３】種々の形状の開先部における開先角度及び開先幅を示す模式図である
【図４】本実施例における溶接部の開先の形状を示す断面図である。
【符号の説明】
１；鋼管
ａ；主開先部
ｔ；板厚
Ｑ；開先幅
α；開先角度
【図１】
2004148389.tif 000012
【図２】
2004148389.tif 000013
【図３】
2004148389.tif 000014
【図４】
2004148389.tif 000015