(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、組成が
０.８５〜１.６０%のMo、
２.５０〜４.５０%のNi、
０.１０〜０.３０％のTi、
０.００５〜０.０２％のB、
０.００５〜０.０２％のREM、
１.６０〜２.００%のMn、
０%を超え０.０６%以下のC、
０%を超え０.１０%以下のSi、
０.００８%以下のP、および
０.００６%以下のS、
を含み、残部がFeであることを特徴とするサブマージアーク溶接ワイヤ。
【請求項２】
さらに、０.６５〜１.４５％のCrを含むことを特徴とする請求項１に記載のサブマージアーク溶接ワイヤ。
【請求項３】
０.１０〜０.５０%のCuをさらに含むことを特徴とする請求項１に記載のサブマージアーク溶接ワイヤ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接技術の分野に関し、特に、サブマージアーク溶接ワイヤ及び溶接方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶接技術とは、高温や高圧条件で、溶接材料（溶接棒や溶接ワイヤ）を用いて２つ或いは２つ以上の母材（溶接されるワーク）を一体に接続する操作方法である。産業技術の持続的な発展につれて、溶接は、単一の加工プロセスから、すでに現代の科学技術における学際融合的な新学科へ発展し、総合的なエンジニアリング技術になり、材料、溶接材料、溶接ワイヤ生産プロセスの制御及び機械化・自動化、溶接品質の制御、溶接後熱処理などの諸技術分野に関し、工業生産の各部門に広く適用され、工業発展及び製品技術の進歩の推進及び国民経済の発展の促進の面で重要な役割を果たしている。
【０００３】
溶接技術の多くの応用領域中では、パイプラインの溶接は、業界でずっと広く注目を集めた焦点の一つとなり、特に近年の経済社会の急速な発展に伴ってエネルギー需要の持続的な増加が速くなり、石油ガス輸送パイプライン建設の急速な発展に繋がった。現在、X８０及びそれ以下グレードのパイプラインの溶接プロセス及び材料技術は比較的に成熟したものであり、中国の「西気東輸２線」と建設中の「３線」の工事のパイプライン建設に好適に使用されている。
【０００４】
しかし、エネルギー需要の持続的な増加につれて、業界では、輸送効率を向上させることが急務になっている。そこで、より数多くの高強度レベルのパイプライン、例えば、X９０、X１００およびX１２０などの高強度鋼管を採用すると、パイプラインの厚さを薄くすることによって材料の消費量を低減する目的を達成できる上、管径及び輸送圧力を増加することも可能であり、油送効率を向上させ、運行コストを節約することができる。したがって、高強度レベルの鋼管は、未来の石油ガスパイプライン建設における主な傾向と方向性であり、当然ながら相関のパイプラインの溶接も徐々に研究開発者の注目を集めている。
【０００５】
パイプラインの溶接には、主に、サブマージアーク溶接による溶接方法が採用されているが、構造の大型化及び安全要求の厳格化につれて、業界ではX１００及びX１２０などの超ハイグレードパイプラインの応用上の要求も厳しくなっている。特にパイプラインの溶接プロセスに対する要求は益々高くなっている。例えば、パイプライン用サブマージアーク溶接ワイヤの高強度、高靭性、優れた成形性及び高溶接効率（大熱量、高速度溶接）などや溶接後の溶接金属の引張強度、低温耐衝撃性及びパイプラインの溶接のプロセスなどに対して、いずれも厳格な要求を有している。
【０００６】
従来技術では、上述のようなX１００とX１２０などの超高グレードのパイプラインの溶接材料に関する報告は少なく、特許CN２０１１１０１７６７６４.２及びCN２０１３１００２５３０９.１には、何れも、X１００グレードのパイプライン専用のサブマージアーク溶接ワイヤを開示し、SJ１０１アルカリ性溶接に応用して製造されたパイプラインの溶接金属は、引張強度が７６０MPa以上、−４０℃における衝撃エネルギーが１５０Jより大きいことが開示され、上記の溶接材料は、X８０およびX１００パイプラインの溶接による製管の需要を満たすことができるが、X１２０パイプラインの溶接による製管の需要をまだ満足できない。
【０００７】
したがって、X１２０グレードのパイプライン用サブマージアーク溶接ワイヤ及び対応の溶接方法であるを見出して、強度、低温靭性および高溶接速度に対する要求を同時に満たすことができる溶接材料及び方法を求めることは、業界におけるずっと解決しようとしている問題である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】中国特許出願第ＣＮ２０１１１０１７６７６４.２号明細書
【特許文献２】中国特許出願第ＣＮ２０１３１００２５３０９.１号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明が解決しようとする技術的課題は、サブマージアーク溶接ワイヤ及びその溶接方を提供することにあり、本発明により提供されたサブマージアーク溶接ワイヤは、X１２０グレードのパイプライン用サブマージアーク溶接ワイヤであり、本発明により提供されたサブマージアーク溶接ワイヤを採用した溶接プロセスと溶接後の溶接継手は、X１２０パイプライン溶接による製管上の要求を満たすことができる。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、質量%で、
０.８５〜１.６０%のMo、
２.５０〜４.５０%のNi、
０.１０〜０.３０％のTi、
０.００５〜０.０２％のB、
０.００５〜０.０２％のREM、
１.６０〜２.００%のMn、
０%を超え０.０６%以下のC、
０%を超え０.１０%以下のSi、
０.００８%以下のP、
０.００６%以下のS、
を含み、残部がFeであることを特徴とするサブマージアーク溶接ワイヤを開示する。
【００１１】
さらに、前記サブマージアーク溶接ワイヤは、０.６５〜１.４５％のCrを含むことが好ましい。
【００１２】
さらに、前記サブマージアーク溶接ワイヤは、０.１０〜０.５０%のCuを含むことが好ましい。
【００１３】
本発明は、さらに、前記のいずれか１項の技術案に記載のサブマージアーク溶接ワイヤと、MgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスとを溶接した後、溶接金属を得るステップを含むことを特徴とする溶接方法を開示している。
【００１４】
さらに、前記溶接の溶接速度は１.８〜２.４m/分であることが好ましい。
【００１５】
さらに、前記溶接の入熱量は１５〜１５０kJ/cmであることが好ましい。
【００１６】
さらに、前記溶接前に、予めMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスを予熱するステップであって、前記予熱の温度は３００〜４００℃、前記予熱の時間は１〜３時間であるステップを含むことが好ましい。
【００１７】
本発明は、さらに、質量%で、
０.８５〜１.６０%のMo、
２.５０〜４.５０%のNi、
０.００５〜０.３０%のTi、
０.００２〜０.０２%のB、
０.００２〜０.０２%のREM、
１.６０〜２.００%のMn、
０%を超え０.０６%以下のC、
０%を超え０.２０％以下のSi、
０.００８%以下のP、および
０.００６%以下のS、
を含み、残部がFeであることを特徴とする溶接金属を開示している。
【００１８】
さらに、前記溶接金属は、０.６５〜１.４５％のCrを含むことが好ましい。
【００１９】
さらに、前記溶接金属は、０.１０〜０.５０%のCuを含むことが好ましい。
【発明の効果】
【００２０】
本発明は、質量%で、０.８５〜１.６０%のMo、２.５０〜４.５０%のNi、０.１０〜０.３０％のTi、０.００５〜０.０２％のB、０.００５〜０.０２％のREM、１.６０〜２.００%のMn、０％を超え０.０６%以下のC、０％を超え０.１０%以下のSi、０％を超え０.００８%以下のP、０％を超え０.００６%以下のS、を含み、残部がFeであるサブマージアーク溶接ワイヤを開示している。従来技術に比べて、本発明は、超高強度パイプラインX１２０の溶接に用いられるサブマージアーク溶接ソリッドワイヤを提供し、MgO-SiO２-CaF２-Al２O３弱塩基性焼結フラックスと組合わせて溶接すると、性能要求を満たす超高強度X１２０溶接継手が得られ、高い引張強度及び良い低温靭性を有し、且つ溶接過程において、高い溶接速度を有する。実験結果により、本発明により提供されたサブマージアーク溶接ワイヤを採用して溶接して得られたサブマージアーク溶接継手の溶接金属は、引張強度≧９２０Mpa、-４０℃の衝撃エネルギー≧１００J、伸び≧１８％、溶接速度が最高で２.４m/分にすることができることが示された。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明をさらに理解するために、以下、実施例に併せて、本発明の好適な実施形態について説明するが、これらの説明は、単に本発明の特徴及び利点をさらに説明しているにすぎず、本発明の特許請求の範囲を限定するものではないと理解されるべきである。
【００２２】
本発明は、質量%で、組成が
０.８５〜１.６０%のMo、
２.５０〜４.５０%のNi、
０.１０〜０.３０％のTi、
０.００５〜０.０２％のB、
０.００５〜０.０２％のREM、
１.６０〜２.００%のMn、０%を超え０.０６%以下のC、０%を超え０.１０%以下のSi、０%を超え０.００８%以下のP、０%を超え０.００６%以下のS、
残部がFeであることを特徴とするサブマージアーク溶接ワイヤを開示している。
【００２３】
本発明において使用される原料は、その由来は特に限定されず、市場で購入すればよい。
【００２４】
本発明において、使用された全ての原料の純度は特に限定されず、当業者によく知られている純度であればよく、分析級試薬であることが好ましい。
【００２５】
本発明において、上記Moの含有量（質量％）は、目的とする溶接金属の強度、及びNiとTiなどの他の合金の含有量によって、総合的に判断して確定する。本発明では、質量%で、上記溶接ワイヤーにおけるMoの含有量は、好ましくは０.８５〜１.６０%、より好ましくは１.０〜１.５％、最も好ましくは１.１〜１.３％である。本発明では、Moの由来は特に限定されず、当業者によく知られている方法により製造されたものや市販品であればよい。本発明において、Moの純度は特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接ワイヤを製造するための純度であればよい。
【００２６】
本発明は、微量元素としてMoをサブマージアーク溶接ワイヤに加えることにより、溶接金属の強度及び低温衝撃靱性(low-temperature impact toughness)を向上させることができ、同時に一定量のMOを添加することで、溶接金属の溶接後の冷却工程における相転移温度を効果的に低減して、溶接金属の組織を微細化するとともに、アシキュラーフェライト及びベイナイトの形成温度範囲を拡大することができる。サブマージアーク溶接ワイヤの組織の微細化は、溶接金属の強度を向上させ、アシキュラーフェライトの促進は、低温衝撃靱性を向上させる。
【００２７】
本発明では、質量%で、上記溶接ワイヤにおけるMｎの含有量が、好ましくは１.６０〜２.００%、より好ましくは１.７０〜１.９０%、最も好ましくは１.１〜１.３%である。本発明では、Mｎの由来は特に限定されず、当業者によく知られている方法によって製造されたものや市販品であればよい。本発明では、Mｎの純度は特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接ワイヤを製造するための純度であればよい。
【００２８】
本発明において、微量元素としてMｎがサブマージアーク溶接ワイヤに添加される。Mｎは、溶接金属における主な脱酸元素の一つであって、同時に鋼板や溶接金属の強度の向上に最も効果的な元素の一つであり、その含有量が１．６０％以上であると、強度向上効果が著しいが、Mｎの含有量が２.０％を超えると、溶接金属の衝撃靭性が著しく低減する。
【００２９】
本発明において、Ni/Mn比は、溶接金属の低温衝撃靭性に直接影響を与えることを考慮して、目的とする溶接金属の性能要求及びMnの含有量（質量％）によって総合的に判定して確定される。本発明では、上記溶接ワイヤにおけるNiの含有量は、質量%で、好ましくは２.５〜４.５%、より好ましくは３.０〜４.０%、最も好ましくは３.３〜４.７%である。本発明では、Niの由来は特に限定されず、当業者によく知られている方法によって製造されたものや市販品であればよい。本発明では、Niの純度は特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接ワイヤを製造するための純度であればよい。
【００３０】
本発明において、微量元素としてNiをサブマージアーク溶接ワイヤに加える。その主な役割は、溶接金属の低温靭性を向上させることであり、同時にその固溶強化効果により、溶接金属の強度を向上させる。Niによる低温靭性の向上のメカニズムは、フェライトマトリックスを靭性化することにより実現される。Ni及びMｎはいずれもオーステナイト安定化元素であり、一定量の添加によってオーステナイト相転移温度を低下させ、強度を向上させるが、両者の衝撃靭性への影響はまったく異なるので、同時に添加する。
【００３１】
本発明に記載のTiの含有量（質量％）は、フラックスや溶接プロセスの影響にしたがって添加することが好ましい。本発明において、質量%で、上記溶接ワイヤにおけるTiの含有量は、好ましくは０.１０〜０.３０%、より好ましくは０.１５〜０.２５%、最も好ましくは０.１８〜０.２２%である。本発明において、Tiの由来は特に限定されず、当業者によく知られている方法によって製造されたものや市販品であればよい。本発明において、Tiの純度は特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接ワイヤを製造するための純度であればよい。
【００３２】
本発明において、微量元素としてTiをサブマージアーク溶接ワイヤに加えることにより、それから形成した酸化物の大きさが微細化され、その体積含有率が著しく増加することができ、それによって、溶接金属におけるアシキュラーフェライトの生成を著しく促進することができる。
【００３３】
本発明において、質量%で、上記溶接ワイヤにおけるBの含有量が、好ましくは０.００５〜０.０２%、より好ましくは０.００８〜０.０１５%、最も好ましくは０.０１〜０.０１３%である。本発明では、Bの由来は特に限定されず、当業者によく知られている方法によって製造されたものや市販品であればよい。本発明において、Bの純度は特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接ワイヤを製造するための純度であればよい。
【００３４】
本発明は、微量元素としてBをサブマージアーク溶接ワイヤに加えることにより、溶接金属の焼入れ性と強度を向上させることができ、それが粒界に偏析しやすい特性を利用して溶接金属における結晶内組織の形成を促進するとともに、粒界の核形成により生じたベイナイトとマルテンサイト組織を抑制し、溶接金属の低温靭性を向上させる。
【００３５】
本発明において、質量%で、上記溶接ワイヤにおけるREMの含有量が、好ましくは０.００５〜０.２%、より好ましくは０.０１〜０.１５%、最も好ましくは０.０５〜０.１０%である。本発明に述べるREMは希土類元素であり、本発明では、REMの組成が特に限定されず、当業者によく知られているREMの組成であればよい。本発明において、質量%で、REMには、５０％以上のLa、５０％以上のCe、或い５０％以上のLaとCeの混合物を含むことが好ましい。本発明では、REMの由来は特に限定されず、当業者によく知られている方法によって製造されたものや市販品であればよい。本発明では、REMの純度は特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接ワイヤを製造するための純度であればよい。
【００３６】
本発明は、重要な微量元素としてREMをサブマージアーク溶接ワイヤに加えることにより、脱酸素を行って溶接金属の酸素含有量を減少させ、溶接金属の低温衝撃靭性を向上することができるとともに、PとSの偏析を改善して溶接金属耐割れ性能を高めることもでき、一方、それから生成した酸化物は分散しやすく、且つ集中成長しにくいという特性を利用して、粒内の針状性の組織の生成を促進し、溶接金属の顕微組織を微細化して、溶接金属の低温靭性を向上させる。
【００３７】
本発明において、質量%で、上記溶接ワイヤにおけるCの含有量が、好ましくは０.０６%以下、より好ましくは０.０５%以下、最も好ましくは０.０３%以下である。Cの含有量が高いと、鉄系材料の低温衝撃靭性及び溶接性能に悪影響を及ぼすので、本発明においては、上記のCの含有量を制御し、Cの含有量を低減して溶接金属の焼入れ性を低下することができ、マルテンサイト変態の傾向を減少し、マルテンサイトが生成された場合にも、低いC含有量がマルテンサイトの硬度を低減し、低温衝撃靭性を改善することができ、さらに、Cの含有量を低減することにより、溶接低温割れ感受性を下げ、溶接品質を上げて、溶接金属の低温衝撃靭性を向上させ、低温割れ感受性を改善することができる。
【００３８】
本発明において、質量%で、上記溶接ワイヤにおけるSiの含有量は、好ましくは０.１０%以下、より好ましくは０.０７%以下、最も好ましくは０.０４%以下である。Siの含有量が高いと、溶接金属の高温割れの傾向を増加させ、溶接に不利であり、また、溶接金属における粒界フェライトおよびフェライトサイドプレートを生成する傾向が増加され、これによって、低温衝撃靭性が損なわれる。
【００３９】
本発明において、質量%で、上記溶接ワイヤは、さらに不純物元素Pを含み、上記溶接ワイヤにおけるPの含有量は、好ましくは０.００８％以下に制御し、より好ましくは０.００５％以下に制御し、最も好ましくは０.００３％以下に制御し、本発明において、質量%で、上記溶接ワイヤは、さらに不純物元素Sを含み、上記溶接ワイヤにおけるSの含有量は、好ましくは０.００６％以下に制御し、より好ましくは０.００４％以下に制御し、最も好ましくは０.００２％以下に制御する。
【００４０】
本発明において、上記サブマージアーク溶接ワイヤは、さらにCrを含むことが好ましい。本発明において、質量%で、上記溶接ワイヤにおけるCrの含有量（質量％）は、好ましくは０.６５〜１.４５%、より好ましくは０.８５〜１.２５%、最も好ましくは０.９５〜１.１５%である。本発明において、Crの由来は特に限定されず、当業者によく知られている方法によって製造されたものや市販品であればよい。本発明において、Crの純度は特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接ワイヤを製造するための純度であればよい。
【００４１】
本発明において、微量元素としてCrをサブマージアーク溶接ワイヤに加える。当該元素は溶接金属の焼き入れ性及び強度を効果的に向上させる元素のひとつであり、その含有量が０.６５％を下回ると、補強効果は著しくなく、その含有量が１.４５％を超えると、溶接金属の低温衝撃靭性に不利である。
【００４２】
本発明において、上記サブマージアーク溶接ワイヤは、さらにCuを含むことが好ましい。本発明において、質量%で、上記溶接ワイヤにおけるCuの含有量は、好ましくは０.１０〜０.５０%、より好ましくは０.２０〜０.４０%、最も好ましくは０.２５〜０.３５%である。本発明では、Cuの由来は特に限定されず、当業者によく知られている方法によって製造されたものや市販品であればよい。本発明では、Cuの純度は特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接ワイヤを製造する際の純度であればよい。
【００４３】
本発明は、微量元素としてCuをサブマージアーク溶接ワイヤに加え、固溶強化により溶接金属の強度を向上させる一方、溶接金属の耐腐食能力も向上させることができる。その含有量が０.１０%以下であると、強度及び耐腐食能力に対する効果が著しくなく、その含有量が０.５０%以上であると、溶接ワイヤ用鋼線材の精錬及び表面品質の制御に困難をもたらす。また、マルチパス溶接継目において後続パスが前のパスに焼戻し効果を起こし、こうして、Cu粒子相の析出が誘導され、溶接金属の衝撃靭性を損なうことなく、溶接金属の強度を大幅に向上させることができるという役割を果たしている。
【００４４】
本発明は、超高強度パイプラインに用いられるサブマージアーク溶接ワイヤを提供し、超高強度X１２０グレードパイプラインのサブマージアーク溶接による製管に用いることができる。サブマージアーク溶接ワイヤは、高Mo、高Ti、高BおよびREMの合金設計であり、溶接後の溶接金属は、比較的大きな入熱量の溶接条件下で、アシキュラーフェライトを主とした溶接組織を得ることを確保でき、強度と靭性の両方を兼ねて、入力量の大きい溶接のニーズを満たすことができ、低C、低Si及び高Niの合金設計が、溶接金属における低炭素当量、低温割れ感受性と脆化相の生成を確保でき、溶接の継目の低温靭性に寄与するとともに、高Niの設計が、フェライトマトリックスを靭性化して溶接金属の低温靱性の安定域を向上し、溶接金属の、大入熱量溶接、高溶接速度の溶接への適用に、基礎を提供している。
【００４５】
本発明は、上記のいずれか１項の技術案に記載のサブマージアーク溶接ワイヤとMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスと溶接して、溶接金属を得るステップであって、上記溶接の溶接速度は、好ましくは１.８〜２.４m/分、より好ましくは１.９〜２.３m/分、最も好ましくは２.０〜２.２m/分であり、上記溶接の入熱量は、好ましくは１５〜１５０kJ/cm、より好ましくは３０〜１２０kJ/cm、最も好ましくは５０〜１００kJ/cmであるステップを含むこと特徴をとする溶接方法を提供している。
【００４６】
本発明において、上記のMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスについては特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接ワイヤに用られるMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスであればよい。本発明において、溶接効果を確保するために、上記溶接の前に、予めMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスを予熱することが好ましく、上記予熱の温度は、好ましくは３００〜４００℃、より好ましくは３３０〜３７０℃であり、上記予熱の時間は、好ましくは１〜３時間、より好ましくは１.５〜２.５時間であり、本発明では、上記予熱の他の条件については特に限定されず、当業者によく知られている弱塩基性焼結フラックスの予熱条件であればよい。本発明では、上記の溶接プロセスは特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接プロセスであればよい。本発明において、上記溶接の他の条件については特に限定されず、当業者によく知られている溶接条件であればよい。本発明では、上記の溶接装置については特に限定されず、当業者によく知られているサブマージアーク溶接装置であればよい。
【００４７】
本発明により提供された溶接方法によれば、本発明により提供された溶接ワイヤ及び相応のMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性フラックスを採用すると、高溶接速度を実現でき、高効率の溶接の要求を満たすことができる。
【００４８】
本発明は、さらに、質量%で、
０.８５〜１.６０%のMo、
２.５０〜４.５０%のNi、
０.００５〜０.３０%のTi、
０.００２〜０.０２%のB、
０.００２〜０.０２%のREM、
１.６０〜２.００%のMn、０%を超え０.０６%以下のC、０%を超え０.２０％以下のSi、
０.００８%以下のP、
０.００６%以下のS、
を含み、残部がFeであることを特徴とする溶接金属を開示する。
【００４９】
本発明に記載の溶接金属は、上記のいずれか１項の技術案に記載のサブマージアーク溶接ワイヤを上記のいずれか１項の技術案に記載の溶接方法により溶接して得られたものである。
【００５０】
本発明において、フラックス及び溶接プロセスの総合的な影響を考慮して、本発明では、質量%で、上記溶接金属におけるTiの含有量が、好ましくは０.０５〜０.３０%、より好ましくは０.１０〜０.２５%、最も好ましくは０.１５〜０.２０%であり、本発明に記載の溶接金属におけるTiの含有量がこの含有量の範囲にあることにより、それから形成された酸化物のサイズが微細化され得、且つその体積含有率が著しく増加し、それによって、溶接金属におけるアシキュラーフェライトの形成を著しく促進することができる。
【００５１】
本発明において、質量%で、上記溶接金属におけるBの含有量が、好ましくは０.００２〜０.０２%、より好ましくは０.００５〜０.０１７%、最も好ましくは０.０１〜０.０１４%であり、本発明に記載の溶接金属におけるTiの含有量がこの含有量の範囲にあることにより、その粒界に偏析しやすい特性を利用して溶接金属における結晶内組織の形成を促進するとともに、粒界における核の形成によって生じたベイナイトとマルテンサイト組織を抑制し、溶接金属の低温靭性を向上させる。
【００５２】
本発明において、上記の溶接金属におけるREMの含有量は、質量%で、好ましくは０.００２〜０.０２%、より好ましくは０.００６〜０.０１７%、最も好ましくは０.０１〜０.０１４%であり、本発明に述べるREMは、上記REMと一致しているので、ここでは説明を省略する。
【００５３】
本発明において、上記溶接金属におけるSiの含有量は、質量%で、好ましくは０.２０%以下、より好ましくは０.１５%以下、最も好ましくは０.１０%以下である。高いSiの含有量は、溶接金属の高温割れの傾向を増加させ、溶接に不利である一方、溶接金属における粒界フェライトおよびフェライトサイドプレートを生成する傾向を増加し、これによって、低温衝撃靭性が損なわれる。しかしながら、溶接プロセス性能を保つように、サブマージアーク溶接フラックスに一定量のSiO２を加えることを必要とするので、溶接金属におけるSiの含有量は増加するが、その含有量が０.２０%以下であるように制御すべきである。その含有量が０.２％を超えると、溶接金属において、特に、マルチパス溶接継目に脆化相M-A組分は著しく増加し、低温靭性が損なわれる。
【００５４】
本発明に記載の溶接金属に含まれる他の組分は、上記溶接ワイヤにおける元素組成、好ましいである原則及び原理と一致しているので、ここで、説明を省略する。
【００５５】
本発明は、上記の溶接方法により得られた溶接金属の性能を測定したところ、実験の結果によると、本発明により提供された溶接金属の引張強度９２０MPa以上、伸び１８％以上、-４０℃における衝撃エネルギー１００J以上であり、本発明の溶接プロセスにおける最大の溶接速度は２.４m/分であり、最大入熱量は１５０kJ/cmに達することが示された。
【００５６】
本発明をさらに説明するために、以下、実施例と組み合わせて、本発明により提供されたサブマージアーク溶接ワイヤ及びその溶接方法を詳細に説明するが、本発明の保護範囲は、以下の実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００５７】
実施例１
溶接試験板は、厚さの仕様が１６.３mmのX１２０パイプライン用鋼板を採取し、断面サイズが３５０×８００mmである。シングルワイヤサブマージアーク溶接方法を採用し、溶接速度は２.０m/分、溶接入熱量は３２kJ/cm、開先はシングルVである。直径が３.２mmのソリッドワイヤを選択し、化学成分（質量％）は表１を参照。表１は、実施例１〜１８で用いられたサブマージアーク溶接ソリッドワイヤの化学成分である。フラックスとして、アルカリ度が１.３５のMgO-SiO２-CaF２-Al２O３弱塩基性焼結フラックスを選択した。溶接前に、フラックスを３５０℃に加熱し、２時間保温した。
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥が見られなった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は、実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００５８】
実施例２
実施例１と同じ鋼板及びフラックスを採用した。溶接ワイヤ成分は、実施例１と同じであり、直径は４mmである。
ダブルワイヤサブマージアーク溶接方法を採用し、溶接入熱量は６５kJ/cm、溶接速度は１.８m/分、開先はダブルVであり、表面と裏面に、１パスずつ行った。
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥は認められなかった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は、実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００５９】
実施例３
実施例１の成分と同じ溶接ワイヤを採用したが、直径が４mmである。溶接試験板の成分及び厚さの仕様は、実施例１と同じであるが、断面サイズが４５０×１２００mmである。フラックスとして、アルカリ度が１.３２のMgO-SiO２-CaF２-Al２O３弱塩基性焼結フラックスを選択した。
両面四線式サブマージアーク溶接方法を用い、開先はシングルVであり、表面と裏面に、溶接をそれぞれ１パスずつ行った。溶接入熱量は７５kJ/cm、溶接速度は２.１m/分である。
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥は認められなかった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は、実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００６０】
実施例４
溶接試験板は、厚さ１７.２mmのパイプライン用鋼板X１２０を採取し、断面サイズが４５０×１０００mmである。直径が４mmのソリッドワイヤを選択し、化学成分（質量％）は表１を参照。表１は、実施例１〜１８で用いられるサブマージアーク溶接ソリッドワイヤの化学成分である。サブマージアーク溶接フラックスとして、アルカリ度が１.３８のMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスを選択し、溶接前に、フラックスを３５０℃に加熱し、２時間保温した。
シングルワイヤサブマージアーク溶接方法を用い、開先はシングルV、溶接入熱量は４８kJ/cm、溶接速度は１.９５m/分である。
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥は認められなかった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００６１】
実施例５
実施例４と同じ溶接試験板、溶接ワイヤ及びフラックスを選択した。
ダブルワイヤサブマージアーク溶接法を用い、開先はシングルV、溶接入熱量は７８kJ/cm、溶接速度は２.０５m/分である。
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥は認められなかった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００６２】
実施例６
実施例４と同じ溶接試験板、溶接ワイヤ及びフラックスを選択した。
両面四線式サブマージアーク溶接法を用い、開先はダブルV、溶接入熱量は６５kJ/cm、溶接速度は２.２m/分である。
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥は認められなかった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００６３】
実施例７-１５
それぞれ異なる成分で、直径が４mmのソリッドワイヤを選択した。フラックスとして、アルカリ度が１.２８のMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスを選択し、溶接前に、フラックスを３５０℃に加熱し、２時間保温した。
溶接試験板は、１４.３mmのパイプライン鋼板X１２０を選択した。上記の溶接ワイヤ及びフラックスにより、外径が１２１９の鋼管製造ラインで内溶接及び外溶接を行った。４線式サブマージアーク溶接を採用し、開先はダブルVであり、表面と裏面にそれぞれは１パスずつ行った。内外溶接の熱入力量はそれぞれ６５及び６８kJ/cm、溶接速度は２.２５m/分である。
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥は認められなかった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００６４】
実施例１６
溶接試験板は２６mm厚さの高強度鋼板を採取し、引張強度はが９２５MPaである。
直径が４mmのソリッドワイヤを選択し、その成分（質量％）は表１を参照。表１は、実施例１〜１８で用いられるサブマージアーク溶接ソリッドワイヤの化学成分である。フラックスとして、アルカリ度が１.３４のMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスを選択し、溶接前に、フラックスを３５０℃に加熱し、２時間保温した。片面３線式サブマージアーク溶接方法を用い、開先はシングルVであり、片面溶接両面成形であり、溶接入熱量は１３６kJ/cm、溶接速度は２.２１m/分である。 
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥は認められなかった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００６５】
実施例１７
溶接試験板は、２０mm厚さの高強度鋼板を採取し、その屈服強度が８４５MPa、引張強度が９６７Mpaである。
直径が４mmのソリッドワイヤを選択し、その成分（質量％）は表１を参照。表１は、実施例１〜１８で使用されるサブマージアーク溶接ソリッドワイヤの化学成分である。フラックスとして、アルカリ度が１.２７のMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスを選択し、溶接前に、フラックスを３５０℃に加熱し、２時間保温した。片面３線式サブマージアーク溶接方法を用い、開先はシングルVであり、片面溶接両面成形であり、溶接入熱量は１２４kJ/cm、溶接速度は２.１５m/分である。 
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥は認められなかった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００６６】
実施例１８
溶接試験板は、２０mm厚さの高強度鋼板を採取し、その屈服強度が８３５MPa、引張強度が９４５MPaである。
直径が４mmのソリッドワイヤを選択し、その成分（質量％）は表１を参照。表１は、実施例１〜１８で使用されるサブマージアーク溶接ソリッドワイヤの化学成分である。フラックスとして、アルカリ度が１.３０のMgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスを選択し、溶接前に、フラックスを３５０℃に加熱し、２時間保温した。両面ダブルワイヤサブマージアーク溶接法を用い、開先はダブルVであり、表面と裏面のそれぞれは、１パスずつ行って、溶接入熱量は１０５kJ/cm、溶接速度は１.９m/分である。
溶接後に、溶接継手をX線および超音波で探傷したところ、欠陥は認められなかった欠陥は認められなかった。溶接継手の溶接金属成分（質量％）は表２を参照。表２は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の化学成分である。溶接金属の力学的特性の検出結果は、表３を参照。表３は実施例１〜１８で得られた溶接継手の溶接金属の力学的特性である。
【００６７】
【表１】
0006392376.tif 000002
【００６８】
【表２】
0006392376.tif 000003
【００６９】
【表３】
0006392376.tif 000004
【００７０】
上記の実施例のデータから分かるように、本発明の技術によれば、欠陥無しのパイプラインサブマージアーク溶接継手を得ることができ、且つ溶接金属の引張強度が９８０MPa以上、破断後の伸び率が１８%以上、-４０℃における衝撃エネルギーが１００J以上であり、超高強度X１２０グレードパイプラインの溶接による製管に適することがわかる。
【００７１】
同時に、本発明は、さらに、MgO-SiO２-CaF２-Al２O３系弱塩基性焼結フラックスを配合した溶接方法を提供し、高溶接速度が１.８〜２.４m/分、高熱入力量が１５〜１５０kJ/cmである溶接加工を達成することができる。
【００７２】
以上には、本発明により提供されたサブマージアーク溶接ワイヤ及びその溶接方法を詳細に説明し、本文において具体例を用い、本発明の原理及び実施形態を述べた。上記の実施例の説明は、単に本発明の方法及びその中心思想を理解するために用いられたものにすぎず、当業者にとって、本発明の原理から逸脱せずに、本発明に対して若干の変更及び修飾を行うことができ、これらの変更や修飾も本発明権利請求の保護範囲に含まれる。