JP6402581B2 - Welded joint and method for producing welded joint - Google Patents
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Description
本発明は、母材と、溶接金属とを備える溶接継手に関する。 The present invention relates to a welded joint including a base material and a weld metal.
油井やガス井から産出される原油及び天然ガスは、硫化水素（Ｈ2Ｓ）を含有する。硫化水素が含有された湿潤硫化水素環境中では、鋼が腐食しやすく、かつ、鋼に水素が浸入しやすい。したがって、湿潤硫化水素環境で使用される溶接継手（パイプライン等）では、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下、ＨＩＣという）及び硫化物応力割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下、ＳＳＣという）が発生しやすい。 Crude oil and natural gas produced from oil and gas wells contain hydrogen sulfide (H 2 S). In a wet hydrogen sulfide environment containing hydrogen sulfide, steel is likely to corrode and hydrogen is likely to enter the steel. Therefore, in a welded joint (pipeline or the like) used in a wet hydrogen sulfide environment, hydrogen induced cracking (hereinafter referred to as HIC) and sulfide stress cracking (hereinafter referred to as SSC) occur. Cheap.
ＨＩＣは、鋼材に外部応力が付加されていなくても、鋼材内部に発生する割れである。ＨＩＣは、腐食反応により生成された水素が鋼中に侵入し、ＭｎＳ等の介在物や、硬い第２相組織の周りに拡散及び集積することにより発生すると言われている。ＨＩＣの発生を抑制する方法は、例えば特開昭５４−１１０１１９号公報（特許文献１）、特開昭６１−６０８６６号公報（特許文献２）及び特開昭６１−１６５２０７号公報（特許文献３）に提案されている。特許文献１に開示された鋼では、鋼中のＳを低減し、Ｃａを適量含有する。これにより、延伸状のＭｎＳの生成を抑制してＨＩＣの発生を抑制する。特許文献２及び３に開示された鋼では、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等の偏析しやすい元素の含有量を低減して、割れの伝播経路となりやすい硬化組織の生成を抑制する。さらに、圧延後に加速冷却を実施して、圧延後の冷却での変態途中でＣの拡散による硬化組織が生成するのを抑制する。
The HIC is a crack generated inside the steel material even if no external stress is applied to the steel material. HIC is said to be generated when hydrogen generated by a corrosion reaction penetrates into steel and diffuses and accumulates around inclusions such as MnS and hard second phase structure. For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 54-110119 (Patent Document 1), Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-60866 (Patent Document 2) and Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-165207 (Patent Document 3) are known as methods for suppressing the generation of HIC. ) Is proposed. In the steel disclosed in Patent Document 1, S in the steel is reduced and an appropriate amount of Ca is contained. Thereby, generation | occurrence | production of extending | stretched MnS is suppressed and generation | occurrence | production of HIC is suppressed. In the steels disclosed in
一方、ＳＳＣは、応力（外部応力又は残留応力）下で発生する割れである。ＳＳＣ感受性は鋼の強度に支配され、高強度鋼ほどＳＳＣ感受性が高い。溶接継手は、母材と、熱影響部（ＨＡＺ）及び溶接金属を含む溶接部とを備えるが、溶接部は硬化するため、ＳＳＣ感受性が高くなりやすい。特許第４５０２０１１号（特許文献４）で提案されたラインパイプ用継目無鋼管では、Ｃ含有量を低減し、かつ、Ｍｏを含有することにより、溶接後の溶接部の硬さを低減し、耐ＳＳＣ性を高める。 On the other hand, SSC is a crack generated under stress (external stress or residual stress). The SSC sensitivity is governed by the strength of the steel, and the higher the strength of the steel, the higher the SSC sensitivity. The welded joint includes a base material and a welded portion including a heat affected zone (HAZ) and a weld metal. However, since the welded portion is cured, the SSC sensitivity is likely to increase. In the seamless steel pipe for line pipes proposed in Japanese Patent No. 4502011 (Patent Document 4), by reducing the C content and containing Mo, the hardness of the welded portion after welding is reduced, and Increase SSC.
サワー環境で使用される溶接継手には、上述のとおり、耐サワー性（耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣ性）が要求される。耐サワー性に優れた溶接鋼管が特開平９−１９４９９１号公報（特許文献５）及び特開２００６−２８３１４８号公報（特許文献６）に提案されている。 As described above, sour resistance (HIC resistance and SSC resistance) is required for a welded joint used in a sour environment. A welded steel pipe excellent in sour resistance has been proposed in JP-A-9-194991 (Patent Document 5) and JP-A-2006-283148 (Patent Document 6).
特許文献５では、母材及び溶接金属にＣｕ及びＮｉを含有する。Ｃｕ及びＮｉを含有することにより、溶接部の局部腐食の発生が抑制され、母材の腐食速度も低減する。さらに、溶接金属のＣｕ及びＮｉの和（ＣｕW＋ＮｉW）を、母材のＣｕ及びＮｉの和（Ｃｕ0＋Ｎｉ0）よりも高くし、かつ、（Ｃｕ0＋Ｎｉ0）＋０．５％以下にする。この場合、溶接金属の選択腐食が抑制され、耐ＳＳＣ性が高まる、と特許文献５には記載されている。 In patent document 5, Cu and Ni are contained in a base material and a weld metal. By containing Cu and Ni, generation | occurrence | production of the local corrosion of a welding part is suppressed and the corrosion rate of a base material also reduces. Further, the sum of Cu and Ni (Cu W + Ni W ) of the weld metal is made higher than the sum of Cu and Ni (Cu 0 + Ni 0 ) of the base metal and (Cu 0 + Ni 0 ) + 0.5% or less To. In this case, Patent Document 5 describes that the selective corrosion of the weld metal is suppressed and the SSC resistance is increased.
特許文献６に開示された溶接鋼管では、溶接金属の浸食電位（腐食電位）を、母材の浸食電位よりも高くする。この場合、溶接金属の選択腐食が抑制され、耐サワー性（耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣ性）が高まる、と記載されている。 In the welded steel pipe disclosed in Patent Document 6, the erosion potential (corrosion potential) of the weld metal is set higher than the erosion potential of the base metal. In this case, it is described that selective corrosion of the weld metal is suppressed and sour resistance (HIC resistance and SSC resistance) is increased.
しかしながら、特許文献５及び特許文献６と同様の対策を実施した場合であっても、耐サワー性、特に、耐ＳＳＣ性が低い場合がある。 However, even when measures similar to those of Patent Document 5 and Patent Document 6 are implemented, the sour resistance, particularly the SSC resistance, may be low.
本発明の目的は、優れた耐サワー性を有する溶接継手を提供することである。 An object of the present invention is to provide a welded joint having excellent sour resistance.
本発明による溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。母材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０〜１０．５％未満、Ｍｏ：０．２５〜３．００％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｚｒ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０，００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｂ：０〜０．０１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。溶接金属は、溶接材料を用いて形成され、溶接材料は、Ｎｉ：０．５〜７０％、及びＭｏ：０〜１０％を含有する。母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％とし、母材のＭｏ含有量を［ＭｏB］％とし、溶接材料のＮｉ含有量を［ＮｉW］％とし、溶接材料のＭｏ含有量を［ＭｏW］％とした場合、溶接継手は式（１）を満たす。溶接継手の最高硬さは、３００Ｈｖ以下である。
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）
The welded joint according to the present invention includes a base material and a weld metal. The chemical composition of the base material is% by mass: C: 0.01 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.030% Hereinafter, S: 0.010% or less, Ni: 0.1 to 2.0%, Cr: 0 to less than 10.5%, Mo: 0.25 to 3.00%, Al: 0.005 to 0. 100%, Cu: 0 to 0.5%, Ti: 0 to 0.05%, V: 0 to 0.1%, Nb: 0 to 0.1%, Zr: 0 to 0.1%, Ca: It contains 0 to 0.005%, Mg: 0 to 0.005%, B: 0 to 0.010%, and the balance consists of Fe and impurities. The weld metal is formed using a welding material, and the welding material contains Ni: 0.5 to 70% and Mo: 0 to 10%. The Ni content of the base material is [Ni B ]%, the Mo content of the base material is [Mo B ]%, the Ni content of the welding material is [Ni W ]%, and the Mo content of the welding material is [ When Mo W ]%, the welded joint satisfies the formula (1). The maximum hardness of the welded joint is 300 Hv or less.
([Ni W ] + [Mo W ] / 2) − ([Ni B ] + [Mo B ] / 2)> 0.4 (1)
上述の母材の化学組成は、Ｃｕ：０．０３〜０．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、及び、Ｂ：０．０００３〜０．０１０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。 The chemical composition of the above-mentioned base material is Cu: 0.03-0.5%, Ti: 0.002-0.05%, V: 0.01-0.1%, Nb: 0.01-0. 1%, Zr: 0.01 to 0.1%, Ca: 0.0005 to 0.005%, Mg: 0.0005 to 0.005%, and B: 0.0003 to 0.010% You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group.
上述の溶接材料の化学組成はさらに、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：１．０％未満、及び、Ｍｎ：０．５〜３．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。 The chemical composition of the above-mentioned welding material is further one or two selected from the group consisting of C: 0.2% or less, Si: less than 1.0%, and Mn: 0.5 to 3.0%. You may contain the above.
本発明による溶接継手は優れた耐サワー性を有する。 The welded joint according to the present invention has excellent sour resistance.
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.
本発明者らは、溶接継手の耐サワー性（耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性）について検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。 The present inventors examined the sour resistance (SSC resistance and HIC resistance) of the welded joint. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
（１）ＨＩＣ感受性は、鋼中の吸蔵水素濃度と比例する。換言すれば、吸蔵水素濃度が低ければ、耐ＨＩＣ性が高まる。 (1) HIC sensitivity is proportional to the concentration of occluded hydrogen in steel. In other words, the lower the stored hydrogen concentration, the higher the HIC resistance.
鋼中のＮｉ含有量が０．１％以上であれば、吸蔵水素濃度が低下して耐ＨＩＣ性が高まる。図１は、鋼中のＮｉ含有量（質量％）と、吸蔵水素濃度（ｐｐｍ）との関係を示す図である。図１は次の試験により得られた。 If the Ni content in the steel is 0.1% or more, the concentration of occluded hydrogen decreases and the HIC resistance increases. FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the Ni content (mass%) in steel and the hydrogen storage concentration (ppm). FIG. 1 was obtained by the following test.
表１に示す化学組成の鋼板を製造した。鋼板に対して周知の焼入れ及び焼戻しを実施した後、吸蔵水素濃度測定試験を実施した。具体的には、鋼板から試験片を採取した。試験片を試験液（ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７で規定されるＳｏｌｕｔｉｏｎ Ａに準拠した、５質量％のＮａＣｌと０．５質量％の酢酸（ＣＨ3ＣＯＯＨ）とを含む水溶液に１気圧の硫化水素を飽和させた環境）に７２０時間浸漬した。浸漬後、グリセリン捕集法を用いて、吸蔵水素濃度を測定した。 Steel plates having the chemical composition shown in Table 1 were produced. After performing well-known quenching and tempering on the steel sheet, a storage hydrogen concentration measurement test was performed. Specifically, a test piece was collected from the steel plate. Saturate 1 atm of hydrogen sulfide with an aqueous solution containing 5% by mass NaCl and 0.5% by mass acetic acid (CH 3 COOH) in accordance with Solution A (Solution A defined by NACE-TM0177). 720 hours). After immersion, the stored hydrogen concentration was measured using a glycerin collection method.
図１を参照して、Ｎｉ含有量が０．１％以上であれば、吸蔵水素濃度が１．５ｐｐｍ以下になり、優れた耐ＨＩＣ性が得られる。したがって、溶接継手（母材及び溶接金属）のＮｉ含有量は０．１％以上にする。 Referring to FIG. 1, when the Ni content is 0.1% or more, the occluded hydrogen concentration is 1.5 ppm or less, and excellent HIC resistance is obtained. Therefore, the Ni content of the welded joint (base metal and weld metal) is 0.1% or more.
（２）Ｎｉが含有されれば、耐ＨＩＣ性が高まるものの、母材において局部腐食が発生しやすくなる。また、母材がＮｉを含有すれば、溶接金属が優先的に腐食しやすくなり、腐食環境に接する溶接金属の面積は母材に対してはるかに小さいために、溶接金属において顕著な腐食又は局部腐食が発生する。局部腐食はＳＳＣの起点となるため、耐ＳＳＣ性が低下する可能性がある。 (2) If Ni is contained, the HIC resistance is increased, but local corrosion is likely to occur in the base material. In addition, if the base metal contains Ni, the weld metal is preferentially corroded, and the area of the weld metal in contact with the corrosive environment is much smaller than that of the base metal. Corrosion occurs. Since local corrosion becomes a starting point of SSC, SSC resistance may be reduced.
局部腐食の生成を抑制するために、本発明では、溶接金属の腐食電位を、母材よりも十分に高くする。腐食電位は、鋼を水溶液に浸した場合に鋼表面の酸化還元反応が釣り合う電位を意味する。 In order to suppress the generation of local corrosion, in the present invention, the corrosion potential of the weld metal is made sufficiently higher than that of the base material. The corrosion potential means a potential at which the redox reaction on the steel surface is balanced when the steel is immersed in an aqueous solution.
溶接金属の腐食電位が母材の腐食電位よりも十分に高い場合、溶接金属よりも母材の腐食が優先的に促進される。したがって、溶接金属において局部腐食が発生するのを抑制でき、溶接金属でＳＳＣが発生するのを抑制できる。一方、母材表面は溶接金属と比較して優先的に腐食する。しかしながらこの場合、母材表面では、局部腐食が発生する代わりに、全面腐食が発生する。したがって、溶接金属及び母材の局部腐食の発生は抑制され、Ｎｉを含有しても耐ＳＳＣ性が高まる。 When the corrosion potential of the weld metal is sufficiently higher than the corrosion potential of the base metal, corrosion of the base metal is promoted preferentially over the weld metal. Therefore, local corrosion can be prevented from occurring in the weld metal, and SSC can be prevented from occurring in the weld metal. On the other hand, the base metal surface corrodes preferentially compared with the weld metal. However, in this case, on the surface of the base material, overall corrosion occurs instead of local corrosion. Therefore, the occurrence of local corrosion of the weld metal and the base metal is suppressed, and even when Ni is contained, the SSC resistance is improved.
Ｎｉは腐食電位を高める。さらに、Ｍｏは、Ｎｉの半分の効果で腐食電位を高める。他の元素に関しては、腐食電位にそれほど影響しない。そこで、母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％とし、母材のＭｏ含有量を［ＭｏB］％とし、溶接材料のＮｉ含有量を［ＮｉW］％とし、溶接材料のＭｏ含有量を［ＭｏW］％とした場合、式（１）を満たせば、溶接金属の腐食電位が、母材の腐食電位よりも十分に高くなる。
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）
Ni increases the corrosion potential. Furthermore, Mo raises the corrosion potential by half the effect of Ni. For other elements, it does not significantly affect the corrosion potential. Therefore, the Ni content of the base material is [Ni B ]%, the Mo content of the base material is [Mo B ]%, the Ni content of the welding material is [Ni W ]%, and the Mo content of the welding material is When [Mo W ]% is satisfied, if the formula (1) is satisfied, the corrosion potential of the weld metal is sufficiently higher than the corrosion potential of the base metal.
([Ni W ] + [Mo W ] / 2) − ([Ni B ] + [Mo B ] / 2)> 0.4 (1)
ΔＤ（％）＝（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）と定義する。図２及び図３は、ΔＤ（％）と、溶接継手の最高硬さ（Ｈｖ）と、ＳＳＣの発生有無との関係を示す図である。溶接継手の最高硬さ（Ｈｖ）は、溶接継手の溶接部及び母材の硬さのうち、最大の硬さ（Ｈｖ）を意味する。最高硬さ（Ｈｖ）の測定方法は後述する。図２及び図３は、後述の実施例の耐ＳＳＣ性評価試験で得られた結果に基づいて作成されたものである。図２は、横軸のΔＤが０〜８０％の範囲での結果であり、図３は、図２中のΔＤ＝０〜１．２％の範囲の拡大図である。図２及び図３中の「◆」印はＳＳＣが発生しなかったことを示し、「■」印はＳＳＣが発生したことを示す。 ΔD (%) = ([Ni W ] + [Mo W ] / 2) − ([Ni B ] + [Mo B ] / 2). 2 and 3 are diagrams showing a relationship among ΔD (%), the maximum hardness (Hv) of the welded joint, and the occurrence of SSC. The maximum hardness (Hv) of the welded joint means the maximum hardness (Hv) among the hardnesses of the welded portion and the base material of the welded joint. A method for measuring the maximum hardness (Hv) will be described later. 2 and 3 are prepared based on the results obtained in the SSC resistance evaluation test of Examples described later. FIG. 2 shows the results when ΔD on the horizontal axis is in the range of 0 to 80%, and FIG. 3 is an enlarged view of ΔD = 0 to 1.2% in FIG. In FIG. 2 and FIG. 3, “♦” marks indicate that no SSC has occurred, and “■” marks indicate that an SSC has occurred.
図３を参照して、ΔＤが０．４％以下である場合、最高硬さが３００Ｈｖ以下であってもＳＳＣが発生した。一方、図２及び図３を参照して、ΔＤが０．４％よりも高くなると、最高硬さが３００Ｈｖ以下であれば、ＳＳＣは発生しなかった。 Referring to FIG. 3, when ΔD was 0.4% or less, SSC occurred even when the maximum hardness was 300 Hv or less. On the other hand, referring to FIG. 2 and FIG. 3, when ΔD was higher than 0.4%, no SSC occurred if the maximum hardness was 300 Hv or less.
以上の結果に基づけば、耐ＨＩＣ性を高めるためにＮｉを０．１％以上含有しても、ΔＤが０．４％よりも高く、かつ、最高硬さが３００Ｈｖ以下であれば、優れた耐ＳＳＣ性を有する溶接継手が得られる。 Based on the above results, even if Ni is contained in an amount of 0.1% or more in order to improve the HIC resistance, it is excellent if ΔD is higher than 0.4% and the maximum hardness is 300 Hv or less. A welded joint having SSC resistance is obtained.
上述のとおり、式（１）を満たして母材が局部腐食に代えて全体腐食することにより耐ＳＳＣ性が高まる。しかしながら、母材の全体腐食が過剰に促進されるのは好ましくない。母材中のＭｏ含有量が０．２５％以上、好ましくは０．３０％以上であれば、全体腐食が抑制される。 As described above, the SSC resistance is enhanced by satisfying the formula (1) and the entire base material corroding instead of local corrosion. However, it is not preferable that the overall corrosion of the base material is accelerated excessively. If the Mo content in the base material is 0.25% or more, preferably 0.30% or more, the overall corrosion is suppressed.
以上の知見に基づいて、本発明による溶接継手は完成した。以下、本発明による溶接継手の詳細を説明する。 Based on the above knowledge, the welded joint according to the present invention has been completed. Hereinafter, the details of the welded joint according to the present invention will be described.
［溶接継手の構成］
本発明による溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。溶接継手はたとえば、鋼管（母材）同士又は鋼板（母材）同士を互いの端部で溶接したものである。鋼管は継目無鋼管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。以下、母材及び溶接金属について詳述する。
[Configuration of welded joint]
The welded joint according to the present invention includes a base material and a weld metal. For example, the welded joint is obtained by welding steel pipes (base materials) or steel plates (base materials) at each end. The steel pipe may be a seamless steel pipe or a welded steel pipe. Hereinafter, the base material and the weld metal will be described in detail.
［化学組成］
本発明による溶接継手の母材の化学組成は、次の元素を含有する。
[Chemical composition]
The chemical composition of the base metal of the welded joint according to the present invention contains the following elements.
Ｃ：０．０１〜０．２５％
炭素（Ｃ）は焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼が硬化して耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
C: 0.01 to 0.25%
Carbon (C) increases the hardenability and increases the strength of the steel. If the C content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the steel hardens and the SSC resistance decreases. Therefore, the C content is 0.01 to 0.25%. The upper limit with preferable C content is 0.20%, More preferably, it is 0.15%.
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．５０％であり、さらに好ましくは。０．３５％である。
Si: 0.01 to 1.0%
Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the toughness of the weld heat affected zone decreases. Therefore, the Si content is 0.01 to 1.0%. The upper limit with preferable Si content is 0.50%, More preferably. 0.35%.
Ｍｎ：０．１〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の溶解が促進され、水素の鋼への侵入を増加させる。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、鋼中に偏析帯が形成されてＨＩＣ感受性が高まる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜３．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。
Mn: 0.1 to 3.0%
Manganese (Mn) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. If the Mn content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the melting of the steel is promoted and the penetration of hydrogen into the steel is increased. If the Mn content is too high, a segregation zone is further formed in the steel and the HIC sensitivity is increased. Therefore, the Mn content is 0.1 to 3.0%. The minimum with preferable Mn content is 0.2%, More preferably, it is 0.3%. The upper limit with preferable Mn content is 2.5%, More preferably, it is 2.0%.
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼中で偏析し、硬化組織を形成しやすい。そのため、Ｐは鋼のＳＳＣ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
P: 0.030% or less Phosphorus (P) is an impurity. P segregates in steel and tends to form a hardened structure. Therefore, P increases the SSC sensitivity of steel. Therefore, the P content is 0.030% or less. A preferable P content is 0.020% or less. The P content is preferably as low as possible.
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＭｎＳを形成する。ＭｎＳはＨＩＣの起点となる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
S: 0.010% or less Sulfur (S) is an impurity. S forms MnS. MnS is the starting point of HIC. Therefore, the S content is 0.010% or less. A preferable S content is 0.005% or less. The S content is preferably as low as possible.
Ｎｉ：０．１〜２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は鋼中の吸蔵水素濃度を低減し、耐ＨＩＣ性を高める。Ｎｉはさらに、鋼の焼入れ性を高め、鋼の靱性も高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部腐食が発生しやすくなる。局部腐食はＳＳＣの起点となるため、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．１〜２．０％である。１気圧のＨ2Ｓを含有した湿潤硫化水素環境での耐ＳＳＣ性をさらに高めるためには、Ｎｉ含有量の好ましい上限は１．０％であり、さらに好ましくは０．７％である。
Ni: 0.1 to 2.0%
Nickel (Ni) reduces the concentration of occluded hydrogen in the steel and increases the HIC resistance. Ni further increases the hardenability of the steel and increases the toughness of the steel. If the Ni content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ni content is too high, local corrosion tends to occur. Since local corrosion becomes a starting point of SSC, the SSC resistance decreases. Therefore, the Ni content is 0.1 to 2.0%. In order to further improve the SSC resistance in a wet hydrogen sulfide environment containing 1 atm of H 2 S, the preferable upper limit of the Ni content is 1.0%, more preferably 0.7%.
Ｃｒ：０〜１０．５％未満
クロム（Ｃｒ）は任意元素である。含有される場合、Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量を高めれば、Ｃｒ酸化物が鋼の表面に形成されて耐食性が高まる。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、Ｃｒ酸化物の一部が破壊され、破壊された箇所がＳＳＣの起点となる。したがって、Ｃｒ含有量は０〜１０．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は３．０％であり、さらに好ましくは１．５％である。
Cr: 0 to less than 10.5% Chromium (Cr) is an optional element. When contained, Cr increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. If the Cr content is increased, Cr oxide is formed on the surface of the steel and the corrosion resistance is increased. However, if the Cr content is too high, a part of the Cr oxide is destroyed, and the destroyed part becomes the starting point of SSC. Therefore, the Cr content is 0 to 10.5%. A preferable lower limit of the Cr content is 0.03%. The upper limit with preferable Cr content is 3.0%, More preferably, it is 1.5%.
Ｍｏ：０．２５〜３．００％
モリブデン（Ｍｏ）は鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、腐食生成物の形成を助け、鋼の全体腐食を抑制する。腐食生成物の生成はさらに、水素の鋼中への侵入も抑制するため、水素に起因するＳＳＣの感受性を低減する効果も期待される。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、これらの効果は飽和する。Ｍｏ含有量が高すぎればさらに、焼入れ時の冷却速度が速い場合において、鋼の表面に硬化組織が形成されやすく、耐水素脆化性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２５〜３．００％である。全体腐食をさらに抑制するためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．３％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．５０％であり、さらに好ましくは２．１０％である。
Mo: 0.25 to 3.00%
Molybdenum (Mo) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. Mo further assists in the formation of corrosion products and suppresses the overall corrosion of the steel. Since the formation of the corrosion product further suppresses the penetration of hydrogen into the steel, an effect of reducing the sensitivity of SSC caused by hydrogen is also expected. If the Mo content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content is too high, these effects are saturated. If the Mo content is too high, a hardened structure is likely to be formed on the surface of the steel and the hydrogen embrittlement resistance is lowered when the cooling rate during quenching is high. Therefore, the Mo content is 0.25 to 3.00%. The minimum with preferable Mo content for further suppressing a general corrosion is 0.3%, More preferably, it is 0.4%. The upper limit with preferable Mo content is 2.50%, More preferably, it is 2.10%.
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大なクラスタ状のアルミニウムが形成されて、溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％である。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
sol. Al: 0.005 to 0.100%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, coarse cluster-like aluminum is formed, and the toughness of the weld heat affected zone decreases. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.100%. sol. A preferable lower limit of the Al content is 0.010%. sol. The upper limit with preferable Al content is 0.050%. In this specification, the Al content is sol. It means the content of Al (acid-soluble Al).
本発明の溶接継手の母材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造過程の環境等から混入される元素をいう。 The balance of the chemical composition of the base material of the welded joint of the present invention consists of Fe and impurities. Impurities here refer to ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in from the environment of the manufacturing process.
母材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕを含有してもよい。 The chemical composition of the base material may further contain Cu instead of a part of Fe.
Ｃｕ：０〜０．５％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕはさらに、ｐＨの高い環境において、鋼の腐食を抑制し、水素の鋼への侵入を抑制する。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、これらの効果が飽和する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４５％である。
Cu: 0 to 0.5%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. Furthermore, Cu suppresses corrosion of steel and suppresses the penetration of hydrogen into steel in an environment having a high pH. However, if the Cu content is too high, these effects are saturated. Therefore, the Cu content is 0 to 0.5%. A preferable lower limit of the Cu content is 0.03%. The upper limit with preferable Cu content is 0.45%.
母材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。 The chemical composition of the base material may further contain one or more selected from the group consisting of Ti, V, Nb and Zr instead of a part of Fe.
Ｔｉ：０〜０．０５％
Ｖ：０〜０．１０％
Ｎｂ：０〜０．１０％
Ｚｒ：０〜０．１０％
チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、及びジルコニウム（Ｚｒ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素はピンニング効果により鋼を細粒化し、鋼の靱性を高める。一方、これらの元素含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０５％であり、Ｖ含有量は０〜０．１０％であり、Ｎｂ含有量は０〜０．１０％であり、Ｚｒ含有量は０〜０．１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０８％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０８％である。
Ti: 0 to 0.05%
V: 0 to 0.10%
Nb: 0 to 0.10%
Zr: 0 to 0.10%
Titanium (Ti), vanadium (V), niobium (Nb), and zirconium (Zr) are all optional elements and may not be contained. When contained, these elements refine the steel by the pinning effect and increase the toughness of the steel. On the other hand, if the content of these elements is too high, the effect is saturated. Therefore, the Ti content is 0 to 0.05%, the V content is 0 to 0.10%, the Nb content is 0 to 0.10%, and the Zr content is 0 to 0.10. %. A preferable lower limit of the Ti content is 0.002%. The upper limit with preferable Ti content is 0.03%. A preferable lower limit of the V content is 0.01%. The upper limit with preferable V content is 0.08%. A preferable lower limit of the Nb content is 0.01%. The upper limit with preferable Nb content is 0.08%. A preferable lower limit of the Zr content is 0.01%. The upper limit with preferable Zr content is 0.08%.
母材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ及びＭｇからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。 The chemical composition of the base material may further contain one or more selected from the group consisting of Ca and Mg instead of a part of Fe.
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｍｇ：０〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）及びマグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素は介在物の形態を制御して、鋼の靱性及び耐食性を高める。これらの元素はさらに、鋳込み時のノズル詰まりを抑制する。しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、介在物がクラスタ化して、かえって靱性及び耐食性（耐ＳＳＣ性及び耐腐食疲労性）が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５％であり、Ｍｇ含有量は０〜０．００５％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３５％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００３５％である。
Ca: 0 to 0.005%
Mg: 0 to 0.005%
Calcium (Ca) and magnesium (Mg) are optional elements and may not be contained. When included, these elements control the form of inclusions and increase the toughness and corrosion resistance of the steel. These elements further suppress nozzle clogging during casting. However, if the content of these elements is too high, inclusions are clustered and the toughness and corrosion resistance (SSC resistance and corrosion fatigue resistance) are reduced. Therefore, the Ca content is 0 to 0.005%, and the Mg content is 0 to 0.005%. A preferable lower limit of the Ca content is 0.0005%. The upper limit with preferable Ca content is 0.0035%. A preferable lower limit of the Mg content is 0.0005%. The upper limit with preferable Mg content is 0.0035%.
母材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。 The chemical composition of the base material may further contain B instead of a part of Fe.
Ｂ：０〜０．０１０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、粒界に粗大炭化物Ｍ23Ｃ6（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ）が生成して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．０１０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３％である。
B: 0 to 0.010%
Boron (B) is an optional element and may not be contained. When contained, B increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. However, if the B content is too high, coarse carbide M 23 C 6 (M is Fe, Cr, Mo) is generated at the grain boundaries, and the SSC resistance of the steel is lowered. Therefore, the B content is 0 to 0.010%. A preferable lower limit of the B content is 0.0003%. The upper limit with preferable B content is 0.003%.
［溶接金属］
溶接金属は、溶接材料を用いて周知の溶接方法で製造される。溶接材料の化学組成は、次の元素を含有する。
[Welded metal]
The weld metal is manufactured by a well-known welding method using a welding material. The chemical composition of the welding material contains the following elements.
Ｎｉ：０．５〜７０％
Ｍｏ：０〜１０％
Ni: 0.5 to 70%
Mo: 0 to 10%
ニッケル（Ｎｉ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、溶接金属の母材に対する腐食電位を高める。溶接金属の腐食電位が、母材の腐食電位よりも十分に高ければ、溶接金属が母材に対して優先的に腐食（局部腐食）されるのを抑制できる。具体的には、溶接金属よりも母材が優先的に腐食（全体腐食）される。そのため、溶接部におけるＳＳＣの発生が抑制される。さらに、母材は全体腐食するため、母材の局部腐食の発生も抑制される。したがって、母材がＮｉを含有していても、溶接継手の耐ＳＳＣ性は高まる。 Nickel (Ni) and molybdenum (Mo) increase the corrosion potential of the weld metal base material. If the corrosion potential of the weld metal is sufficiently higher than the corrosion potential of the base metal, the weld metal can be prevented from being preferentially corroded (local corrosion) with respect to the base metal. Specifically, the base metal is preferentially corroded (overall corrosion) over the weld metal. Therefore, generation | occurrence | production of SSC in a welding part is suppressed. Further, since the base material corrodes as a whole, the occurrence of local corrosion of the base material is suppressed. Therefore, even if the base material contains Ni, the SSC resistance of the welded joint is increased.
溶接材料におけるＮｉ含有量が少なすぎれば、母材に対して十分に高い腐食電位とすることが困難である。したがって、溶接材料中のＮｉ含有量の下限は、０．５％である。一方、Ｎｉ含有量が６０％を超えるＮｉ基合金は水素脆化を起こすことが知られており、過剰なＮｉを含む溶材は本用途には不適である。加えて、Ｎｉは高価であり、施工時のコストを高める。溶接金属中のＮｉ濃度を６０％以下とするためには、溶接材料のＮｉ含有量の上限を７０％とする必要がある。
If the Ni content in the welding material is too small, it is difficult to obtain a sufficiently high corrosion potential with respect to the base material. Therefore, the lower limit of the Ni content in the welding material is 0.5%. On the other hand, it is known that a Ni-based alloy having a Ni content exceeding 60% causes hydrogen embrittlement, and a solution containing excessive Ni is not suitable for this application. In addition, Ni is expensive and increases the cost during construction. In order to make the Ni concentration in the
溶接材料はＭｏを含有しなくてもよい。つまり、Ｍｏは任意元素である。上述のとおり、ＭｏはＮｉの半分程度の効果で腐食電位を高める。したがって、Ｎｉと共にＭｏを含有すれば、溶接金属の腐食電位が上昇しやすい。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。加えてＭｏも高価な元素であり、施工時のコストを高める。したがって、Ｍｏ含有量は０〜１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％である。 The welding material may not contain Mo. That is, Mo is an arbitrary element. As described above, Mo increases the corrosion potential by an effect about half that of Ni. Therefore, if Mo is contained together with Ni, the corrosion potential of the weld metal is likely to increase. On the other hand, if the Mo content is too high, the effect is saturated. In addition, Mo is also an expensive element, which increases the construction cost. Therefore, the Mo content is 0 to 10%. A preferable lower limit of the Mo content is 0.05%.
さらに、溶接材料中のＮｉ含有量を［ＮｉW］％、Ｍｏ含有量を［ＭｏW］％、母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％、Ｍｏ含有量を［ＭｏB］％とした場合、溶接材料中のＮｉ含有量及びＭｏ含有量は、式（１）を満たす。
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）
Furthermore, the Ni content in the welding material was [Ni W ]%, the Mo content was [Mo W ]%, the Ni content of the base metal was [Ni B ]%, and the Mo content was [Mo B ]%. In this case, the Ni content and the Mo content in the welding material satisfy the formula (1).
([Ni W ] + [Mo W ] / 2) − ([Ni B ] + [Mo B ] / 2)> 0.4 (1)
図４は、サワー環境（ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７で規定されるＳｏｌｕｔｉｏｎ Ａに準拠した、５質量％のＮａＣｌと０．５質量％の酢酸（ＣＨ3ＣＯＯＨ）とを含む水溶液）における鋼中の（Ｎｉ＋Ｍｏ／２）含有量（質量％）と、腐食電位（Ｖ）との関係を示す図である。図４を参照して、腐食電位は、（Ｎｉ＋Ｍｏ／２）にほぼ比例する。つまり、サワー環境における母材の腐食電位は［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２に依存し、サワー環境における溶接金属の腐食電位は［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２に依存する。母材及び溶接金属の他の元素の、サワー環境における腐食電位への影響は非常に小さい。 FIG. 4 shows (Ni + Mo / Ni) in steel in a sour environment (an aqueous solution containing 5% by mass NaCl and 0.5% by mass acetic acid (CH 3 COOH) in accordance with Solution A defined by NACE-TM0177). 2) It is a figure which shows the relationship between content (mass%) and a corrosion potential (V). Referring to FIG. 4, the corrosion potential is approximately proportional to (Ni + Mo / 2). That is, the corrosion potential of the base material in the sour environment depends on [Ni W ] + [Mo W ] / 2, and the corrosion potential of the weld metal in the sour environment depends on [Ni B ] + [Mo B ] / 2. The influence of other elements of the base metal and the weld metal on the corrosion potential in the sour environment is very small.
上述のとおり、サワー環境において、Ｎｉは腐食電位を貴側に移行し、ＭｏもＮｉの半分の効果で腐食電位を貴側に移行する。式（１）が満たされれば、溶接金属の腐食電位は母材の腐食電位よりも十分に高い。そのため、溶接金属が母材よりも優先的に腐食されるのを抑制できる。この場合、母材は溶接金属よりも優先的に腐食されるものの、上記のとおり、母材の腐食は局部腐食ではなく、全体腐食となる。そのため、局部腐食に起因したＳＳＣの起点の生成は抑制される。 As described above, in the sour environment, Ni shifts the corrosion potential to the noble side, and Mo also shifts the corrosion potential to the noble side by an effect that is half that of Ni. If the formula (1) is satisfied, the corrosion potential of the weld metal is sufficiently higher than the corrosion potential of the base metal. Therefore, it can suppress that a weld metal is corroded preferentially rather than a base material. In this case, although the base metal is preferentially corroded over the weld metal, as described above, the base metal is not locally corroded but is totally corroded. Therefore, the generation of the starting point of SSC due to local corrosion is suppressed.
ΔＤ＝（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）と定義した場合、好ましいΔＤは０．５以上である。 When it is defined as ΔD = ([Ni W ] + [Mo W ] / 2) − ([Ni B ] + [Mo B ] / 2), a preferable ΔD is 0.5 or more.
溶接材料の化学組成の残部は、例えば、Ｆｅ及び不純物である。 The balance of the chemical composition of the welding material is, for example, Fe and impurities.
溶接材料はさらに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素の含有量は特に制限されない。溶接材料がＣを含有する場合、Ｃ含有量はたとえば、０．２％以下である。溶接材料がＳｉを含有する場合、Ｓｉ含有量はたとえば１．０％未満である。溶接材料がＭｎを含有する場合、Ｍｎ含有量はたとえば、０．５〜３．０％である。しかしながら、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ含有量は上記範囲に限定されない。 The welding material may further contain one or more selected from the group consisting of C, Si, and Mn. The content of these elements is not particularly limited. When the welding material contains C, the C content is, for example, 0.2% or less. When the welding material contains Si, the Si content is, for example, less than 1.0%. When the welding material contains Mn, the Mn content is, for example, 0.5 to 3.0%. However, the C, Si and Mn contents are not limited to the above ranges.
上述の溶接材料の化学組成はさらに、他の元素を含有してもよい。溶接材料の化学組成はたとえば、Ｃｒ、Ｃｕ等を含有してもよい。Ｃｒ含有量はたとえば、０．５％未満である。Ｃｕ含有量はたとえば、０．５％未満である。 The chemical composition of the welding material described above may further contain other elements. The chemical composition of the welding material may contain, for example, Cr, Cu and the like. For example, the Cr content is less than 0.5%. The Cu content is, for example, less than 0.5%.
［ビッカース硬さ］
ＳＳＣ感受性は、硬さ依存性が高い。本発明による溶接継手は、サワー環境で用いられるため、母材及び溶接金属の最高硬さはビッカース硬さで３００Ｈｖ以下である。
[Vickers hardness]
SSC sensitivity is highly dependent on hardness. Since the welded joint according to the present invention is used in a sour environment, the maximum hardness of the base metal and the weld metal is 300 Hv or less in terms of Vickers hardness.
最高硬さは次の方法で測定される。溶接熱影響部（ＨＡＺ）の特に溶接線近傍（溶接線からＨＡＺ側０．５ｍｍ以内の範囲）から任意の１０点を選択する。選択された各点において、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は０．９８Ｎとする。得られたビッカース硬さのうちの最高値を、最高硬さ（Ｈｖ）と定義する。測定箇所をＨＡＺの溶接線近傍とするのは、溶接継手においてＨＡＺの溶接線近傍における冷却速度が最も早く、最も高い硬さを有する可能性が高いためである。 The maximum hardness is measured by the following method. Arbitrary 10 points are selected from the vicinity of the weld heat affected zone (HAZ), particularly in the vicinity of the weld line (range within 0.5 mm from the weld line to the HAZ side). At each selected point, a Vickers hardness test in accordance with JIS Z2244 (2009) is performed. The test force is 0.98N. The highest value of the obtained Vickers hardness is defined as the highest hardness (Hv). The reason why the measurement location is in the vicinity of the HAZ weld line is that, in the welded joint, the cooling rate in the vicinity of the HAZ weld line is the fastest and the possibility of having the highest hardness is high.
［製造方法］
本発明の溶接継手の製造方法の一例を説明する。上述の化学組成を有する母材の溶鋼を製造する。製造された溶鋼からインゴット又は鋳片（スラブ）を製造する。インゴット又はスラブを用いて周知の製造方法で母材を製造する。母材はたとえば鋼板や、鋼管である。
[Production method]
An example of the manufacturing method of the welded joint of the present invention is explained. A base molten steel having the above-described chemical composition is produced. An ingot or slab (slab) is manufactured from the manufactured molten steel. A base material is manufactured by a known manufacturing method using an ingot or a slab. The base material is, for example, a steel plate or a steel pipe.
鋼管は、たとえば次の方法で製造される。製造されたインゴット、スラブ、又はブルームを熱間加工してビレットを製造する。製造されたビレットを熱間加工して鋼管を製造する。熱間加工はたとえば、マンネスマン法による穿孔圧延である。熱間加工として熱間押出を実施してもよいし、熱間鍛造を実施してもよい。 A steel pipe is manufactured by the following method, for example. A billet is manufactured by hot-working the manufactured ingot, slab, or bloom. A steel pipe is manufactured by hot working the manufactured billet. Hot working is, for example, piercing and rolling by the Mannesmann method. Hot extrusion may be performed as hot working, or hot forging may be performed.
上述の化学組成を有する溶接材料を用いて、母材に対して溶接を実施して溶接継手を製造する。溶接方法はたとえば、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接（ＧＭＡＧ溶接）、及び、サブマージアーク溶接等である。溶接時に溶接材と母材の一部とが溶融及び凝固して溶接金属が形成される。 Using the welding material having the chemical composition described above, welding is performed on the base material to produce a welded joint. Examples of the welding method include TIG welding, MIG welding, MAG welding (GMAG welding), and submerged arc welding. During welding, the weld material and a part of the base material are melted and solidified to form a weld metal.
表２に示す化学組成を有するマークＡ〜Ｌのインゴットを製造した。 Ingots of marks A to L having chemical compositions shown in Table 2 were produced.
表２中の「Ｏｔｈｅｒｓ」欄の数値及び元素記号は、対応するマークの鋼に含有される元素及び含有量（質量％）を示す。たとえば、マークＥの鋼にＣｕが０．２９％含有されることを意味する。 The numerical values and element symbols in the “Others” column in Table 2 indicate the elements and content (mass%) contained in the steel of the corresponding mark. For example, it means that 0.29% of Cu is contained in the steel of mark E.
各マークのインゴットを熱間加工して複数のブロックを製造した。各ブロックを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延によって厚さ２０ｍｍの鋼板を製造した。鋼板に対して焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れ温度は９５０℃であり、鋼板を水冷した。焼戻し温度は６５０℃であり、焼戻し後の鋼板を空冷した。 A plurality of blocks were manufactured by hot working the ingot of each mark. After each block was heated to 1250 ° C., a steel plate having a thickness of 20 mm was manufactured by hot rolling. The steel sheet was quenched and tempered. The quenching temperature was 950 ° C., and the steel plate was water cooled. The tempering temperature was 650 ° C., and the tempered steel sheet was air-cooled.
表３中の溶接材料を用いて、鋼板に対して種々の入熱条件でＧＭＡＷ溶接を実施して溶接金属を形成し、溶接継手を製造した。具体的には、ＧＭＡＷ溶接は次の２つの条件で実施した。「ＣＡＳＥ１」では、溶接時の入熱を０．７ｋＪ／ｍｍとした。「ＣＡＳＥ２」では、溶接時の入熱を１．５ｋＪ／ｍｍとした。
Using the welding materials in Table 3, GMAW welding was performed on the steel sheet under various heat input conditions to form a weld metal, and a welded joint was manufactured. Specifically, GMAW welding was performed under the following two conditions. In “CASE 1”, the heat input during welding was set to 0.7 kJ / mm. In “
［最高硬さ試験］
各試験番号のＣＡＳＥ１及びＣＡＳＥ２の溶接継手において、最高硬さ（Ｈｖ）を求めた。具体的には、各溶接継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の任意の１０点で、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は９８．０７Ｎとした。得られたビッカース硬さのうちの最高値を、最高硬さ（Ｈｖ）と定義した。
[Maximum hardness test]
The maximum hardness (Hv) was determined for the welded joints of CASE 1 and
［耐ＳＳＣ性評価試験］
各試験番号ＣＡＳＥ１及びＣＡＳＥ２の溶接継手の鋼板の板厚中央位置から、厚さ５ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１１５ｍｍの平滑試験片を採取した。このとき、溶接継手の溶接金属が平滑試験片の長手方向中央部に配置されるよう、平滑試験片を採取した。
[SSC resistance evaluation test]
A smooth test piece having a thickness of 5 mm, a width of 15 mm, and a length of 115 mm was collected from the central position of the steel plate of the welded joint of each test number CASE1 and CASE2. At this time, the smooth test piece was sampled so that the weld metal of the welded joint was disposed at the center in the longitudinal direction of the smooth test piece.
平滑試験片を用いて、硫化水素を含む試験液中で４点曲げ試験を実施した。具体的には、試験液として、５質量％のＮａＣｌと０．５質量％の酢酸（ＣＨ3ＣＯＯＨ）とを含む水溶液（ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７で規定されるＳｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を準備した。試験中の４点曲げ平滑試験片の表面のＨＡＺに、５９５ＭＰａの応力を付加した。応力が付加された状態の平滑試験片を、試験片に浸漬した。試験中、１ｂａｒのＨ2Ｓガスを試験液に吹き込んだ。試験温度は２４℃とし、試験時間は７２０時間とした。 Using a smooth specimen, a four-point bending test was performed in a test solution containing hydrogen sulfide. Specifically, an aqueous solution (Solution A defined by NACE-TM0177) containing 5% by mass of NaCl and 0.5% by mass of acetic acid (CH 3 COOH) was prepared as a test solution. A stress of 595 MPa was applied to the HAZ on the surface of the 4-point bending smooth test piece under test. The smooth test piece to which stress was applied was immersed in the test piece. During the test, 1 bar of H 2 S gas was blown into the test solution. The test temperature was 24 ° C. and the test time was 720 hours.
試験後の溶接継手を目視で観察し、ＳＳＣの発生の有無及び耐食性を調査した。ＳＳＣが発生しなかったものの、溶接金属が鋼板（母材）と比較して優先的に腐食している場合、耐食性の観点から問題があると判定した。溶接金属が母材よりも優先的に腐食した溶接継手については、表３中の「最高硬さ及びＳＳＣ性試験」欄において、「▽」で示した。 The welded joint after the test was visually observed to investigate the presence or absence of SSC and the corrosion resistance. Although no SSC occurred, it was determined that there was a problem from the viewpoint of corrosion resistance when the weld metal was preferentially corroded compared to the steel plate (base material). The weld joint in which the weld metal corroded preferentially over the base metal is indicated by “▽” in the “maximum hardness and SSC property test” column in Table 3.
溶接金属部分に腐食が観察されなかった溶接継手に対しては、ＳＳＣの発生の有無を目視で観察した。ＳＳＣが観察された溶接継手については、「最高硬さ及びＳＳＣ性試験」欄において、「▼」で示した。ＳＳＣが観察されなかった溶接継手については、「○」で示した。 For welded joints where no corrosion was observed in the weld metal part, the presence or absence of SSC was visually observed. The welded joint in which SSC was observed was indicated by “▼” in the “Maximum hardness and SSC property test” column. The welded joint in which SSC was not observed is indicated by “◯”.
［試験結果］
表３を参照して、「ＣＡＳＥ１」欄及び「ＣＡＳＥ２」欄内の数値は、最高硬さ（Ｈｖ）を示す。「判定」欄の「ＮＡ」は耐ＳＳＣ性が低いことを示し、「Ｅ」は優れた耐ＳＳＣ性を有することを示す。
[Test results]
Referring to Table 3, the numerical values in the “CASE 1” column and the “
表３を参照して、試験番号３、試験番号４のＣＡＳＥ２、試験番号８のＣＡＳＥ２、試験番号１２のＣＡＳＥ２、試験番号１４のＣＡＳＥ２、試験番号１５、試験番号１６のＣＡＳＥ２、１８〜２４のＣＡＳＥ２の溶接継手では、ΔＤが０．４よりも高かった。そのため、最高硬さが３００Ｈｖ以下であれば、溶接金属が母材と比較して優先的に腐食されず、ＳＳＣも観察されなかった。したがって、これらの試験番号では、優れた耐ＳＳＣ性が得られた。 Referring to Table 3, test number 3, test number 4 CASE2, test number 8 CASE2, test number 12 CASE2, test number 14 CASE2, test number 15, test number 16 CASE2, and 18-24 CASE2 In the welded joint, ΔD was higher than 0.4. Therefore, if the maximum hardness is 300 Hv or less, the weld metal is not preferentially corroded as compared with the base material, and SSC is not observed. Therefore, excellent SSC resistance was obtained with these test numbers.
一方、試験番号１では、ΔＤがマイナスとなった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２いずれにおいても、溶接金属が母材よりも優先的に腐食され、耐ＳＳＣ性が低かった。溶接金属の腐食電位が母材の腐食電位よりも低かったためと考えられる。
On the other hand, in test number 1, ΔD was negative. Therefore, in both
試験番号２では、ΔＤが０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
In
試験番号４のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。 In CASE 1 of test number 4, the maximum hardness exceeded 300 Hv. Therefore, SSC was observed.
試験番号５では、溶接材料にＮｉが含有されなかった。そのため、ΔＤがマイナスになった。その結果、溶接金属が母材よりも優先的に腐食され、耐ＳＳＣ性が低かった。 In test number 5, the welding material did not contain Ni. Therefore, ΔD became negative. As a result, the weld metal was preferentially corroded over the base metal, and the SSC resistance was low.
試験番号６では、ΔＤがマイナスになった。そのため、溶接金属が母材よりも優先的に腐食され、耐ＳＳＣ性が低かった。 In test number 6, ΔD became negative. Therefore, the weld metal is preferentially corroded over the base metal, and the SSC resistance is low.
試験番号７では、ΔＤ値が０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
In test number 7, the ΔD value was 0.4 or less. Therefore, SSC was observed in both
試験番号８のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。 In CASE 1 of test number 8, the maximum hardness exceeded 300 Hv. Therefore, SSC was observed.
試験番号９及び１０では、ΔＤ値がマイナスになった。そのため、溶接金属が母材よりも優先的に腐食され、耐ＳＳＣ性が低かった。 In test numbers 9 and 10, the ΔD value was negative. Therefore, the weld metal is preferentially corroded over the base metal, and the SSC resistance is low.
試験番号１１では、ΔＤ値が０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
In test number 11, the ΔD value was 0.4 or less. Therefore, SSC was observed in both
試験番号１２のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。 In CASE 1 of test number 12, the maximum hardness exceeded 300 Hv. Therefore, SSC was observed.
試験番号１３では、ΔＤ値が０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
In test number 13, the ΔD value was 0.4 or less. Therefore, SSC was observed in both
試験番号１４及び１６のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。 In CASE 1 of test numbers 14 and 16, the maximum hardness exceeded 300 Hv. Therefore, SSC was observed.
試験番号１７では、ΔＤ値が０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
In test number 17, the ΔD value was 0.4 or less. Therefore, SSC was observed in both
試験番号１８〜２４のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。 In CASE 1 of test numbers 18 to 24, the maximum hardness exceeded 300 Hv. Therefore, SSC was observed.
試験番号２５では、母材のＮｉ含有量が高すぎた。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、母材でＳＳＣが観察された。母材のＮｉ含有量が高すぎたため、式（１）を満たしていても、局部腐食が発生したと考えられる。
In test number 25, the Ni content of the base material was too high. Therefore, in both
試験番号２６及び２７では、母材のＭｏ含有量が低すぎた。その結果、母材の耐ＳＳＣ性が不足し、ＣＡＳＥ１及び２いずれにおいても、ＳＳＣが確認された。
In test numbers 26 and 27, the Mo content of the base material was too low. As a result, the SSC resistance of the base material was insufficient, and SSC was confirmed in both
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
Claims (6)
Ｃ：０．０１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０〜１０．５％未満、
Ｍｏ：０．２５〜３．００％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｃｕ：０〜０．５％、
Ｔｉ：０〜０．０５％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｚｒ：０〜０．１０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．０１０％
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する母材と、
Ｎｉ：０．５〜１．８％、及び
Ｍｏ：０〜１０％、
を含有する化学組成を有する溶接材料を用いて形成される溶接金属とを備え、
前記母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％とし、前記母材のＭｏ含有量を［ＭｏB］％とし、前記溶接材料のＮｉ含有量を［ＮｉW］％とし、前記溶接材料のＭｏ含有量を［ＭｏW］％とした場合、式（１）を満たし、
３００Ｈｖ以下の最高硬さを有する、溶接継手。
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１） % By mass
C: 0.01 to 0.25%
Si: 0.01 to 1.0%,
Mn: 0.1 to 3.0%
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
Ni: 0.1 to 2.0%,
Cr: 0 to less than 10.5%,
Mo: 0.25 to 3.00%,
Al: 0.005 to 0.100%,
Cu: 0 to 0.5%,
Ti: 0 to 0.05%,
V: 0 to 0.10%,
Nb: 0 to 0.10%,
Zr: 0 to 0.10%,
Ca: 0 to 0.005%,
Mg: 0 to 0.005%,
B: 0 to 0.010%
Containing the base material having a chemical composition consisting of Fe and impurities,
Ni: 0.5-1.8%, and Mo: 0-10%,
A weld metal formed using a welding material having a chemical composition containing
The Ni content of the base material is [Ni B ]%, the Mo content of the base material is [Mo B ]%, the Ni content of the welding material is [Ni W ]%, and the Mo of the welding material is Mo. When the content is [Mo W ]%, the formula (1) is satisfied,
A welded joint having a maximum hardness of 300 Hv or less.
([Ni W ] + [Mo W ] / 2) − ([Ni B ] + [Mo B ] / 2)> 0.4 (1)
前記母材の化学組成は、
Ｃｕ：０．０３〜０．５％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、及び
Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、溶接継手。 The welded joint according to claim 1,
The chemical composition of the base material is:
Cu: 0.03-0.5%,
Ti: 0.002 to 0.05%,
V: 0.01 to 0.10%,
Nb: 0.01-0.10%,
Zr: 0.01 to 0.10%,
Ca: 0.0005 to 0.005%,
Mg: 0.0005-0.005%, and B: 0.0003-0.010%,
A welded joint containing one or more selected from the group consisting of:
前記溶接材料の化学組成はさらに、
Ｃ：０．２％以下、
Ｓｉ：１．０％未満、及び、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、溶接継手。 The welded joint according to claim 1 or 2,
The chemical composition of the welding material is further
C: 0.2% or less,
Si: less than 1.0%, and
Mn: 0.5 to 3.0%
A welded joint containing one or more selected from the group consisting of:
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０〜１０．５％未満、
Ｍｏ：０．２５〜３．００％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｃｕ：０〜０．５％、
Ｔｉ：０〜０．０５％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｚｒ：０〜０．１０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．０１０％
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する母材に対して、
Ｎｉ：０．５〜１．８％、及び
Ｍｏ：０〜１０％、
を含有する化学組成を有する溶接材料を用いて溶接を実施して溶接金属を形成し、
前記母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％とし、前記母材のＭｏ含有量を［ＭｏB］％とし、前記溶接材料のＮｉ含有量を［ＮｉW］％とし、前記溶接材料のＭｏ含有量を［ＭｏW］％とした場合、式（１）を満たし、
３００Ｈｖ以下の最高硬さを有する、溶接継手を製造する溶接継手の製造方法。
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１） A method for manufacturing a welded joint, comprising:
% By mass
C: 0.01 to 0.25%
Si: 0.01 to 1.0%,
Mn: 0.1 to 3.0%
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
Ni: 0.1 to 2.0%,
Cr: 0 to less than 10.5%,
Mo: 0.25 to 3.00%,
Al: 0.005 to 0.100%,
Cu: 0 to 0.5%,
Ti: 0 to 0.05%,
V: 0 to 0.10%,
Nb: 0 to 0.10%,
Zr: 0 to 0.10%,
Ca: 0 to 0.005%,
Mg: 0 to 0.005%,
B: 0 to 0.010%
The balance with respect to the base material having a chemical composition consisting of Fe and impurities,
Ni: 0.5-1.8%, and Mo: 0-10%,
By carrying out welding to form a weld metal with a weld materials having a chemical composition containing,
The Ni content of the base material is [Ni B ]%, the Mo content of the base material is [Mo B ]%, the Ni content of the welding material is [Ni W ]%, and the Mo of the welding material is Mo. When the content is [Mo W ]%, the formula (1) is satisfied,
A method for producing a welded joint for producing a welded joint having a maximum hardness of 300 Hv or less.
([Ni W ] + [Mo W ] / 2) − ([Ni B ] + [Mo B ] / 2)> 0.4 (1)
前記母材の化学組成は、
Ｃｕ：０．０３〜０．５％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、及び
Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、溶接継手の製造方法。 A method for producing a welded joint according to claim 4,
The chemical composition of the base material is:
Cu: 0.03-0.5%,
Ti: 0.002 to 0.05%,
V: 0.01 to 0.10%,
Nb: 0.01-0.10%,
Zr: 0.01 to 0.10%,
Ca: 0.0005 to 0.005%,
Mg: 0.0005-0.005%, and B: 0.0003-0.010%,
A method for producing a welded joint, comprising one or more selected from the group consisting of:
前記溶接材料の化学組成はさらに、
Ｃ：０．２％以下、
Ｓｉ：１．０％未満、及び、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、溶接継手の製造方法。 A method for manufacturing a welded joint according to claim 4 or 5,
The chemical composition of the welding material is further
C: 0.2% or less,
Si: less than 1.0%, and
Mn: 0.5 to 3.0%
A method for producing a welded joint, comprising one or more selected from the group consisting of:
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