专利名称：：焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及一种高强度焊接钢管及其制造方法，该焊接钢管用于天然气、原油输送用管线管等，其母材以及通过电弧焊所形成的焊接金属的周向的拉伸强度为850MPa以上。技术背景近年来，对于输送天然气的长距离管线，从输送的高效率化、减少附带设备的成本的角度考虑，开始研究铺设拉伸强度为850MPa以上的高强度大直径管线。这样的管线通常采用UOE方式、UOC方式、JOE方式和辊式折弯机方式，将钢板成形为筒状，并将对接部进行缝焊而制作管线。在此情况下，成为连接点的缝焊部采用埋弧焊，通常按照内表面焊接、外表面焊接的顺序来形成。但是，在外表面焊接后的非破坏检査中，往往在缝焊部可以散见垂直于钢管轴向的方向上的裂纹、即所谓的横向裂纹。当在冻土地带使用这样的残留有横向裂纹的钢管时，则存在如下的危险性即随着温度的季节变动，在轴向上承载超过管体屈服强度的拉伸应力而发生破坏，或者因反复的应力载荷而使裂纹扩展，从而引起输送流体的泄漏，导致重大事故的发生。因此，制造时的裂纹发生必须防患于未然，或者必须根据非破坏检査准确地检査所产生的裂纹并将其消除。缝焊部的横向裂纹是高强度材料的脆化开裂的一种。该脆化开裂一般是因氢而引起的，也称为氢脆开裂，如果强度降低，则变得难以发生。但是，当使缝焊部的强度降低时，虽然脆化开裂变得难以发生，不过也可以设想到以下的情况在承载内压时会选择性地促进从缝焊部产生的变形，以致于产生焊接部的断裂。因此，需要一种既可以把焊接金属的强度保持在母材强度以上、又可以防止氢脆开裂的方法。氢脆开裂由于依赖于氢浓度、载荷应力、材料特性、特别是强度，所以必须将这些因素控制在临界值以下，以便由于复合的效果而不会发生氢脆开裂。作为降低氢浓度的方法，有焊接后加温到10(TC以上、优选为2ocrc以上，并保温适当时间的方法，所谓的后热法，是在缝焊后加热焊接金属，使氢产生扩散，从而使氢浓度处在产生横向裂纹的临界值以下的方法。从这样的角度考虑，特开2003—311321号公报公开了如下的技术:即通过复合地抑制UOE钢管焊接金属的强度、母材强度和焊接条件，防止高强度材料的缝焊部的氢脆开裂。在特开2003—311321号公报中，虽然就焊接部的横向裂纹在先行的缝焊部频发的问题进行了叙述，但对于通过抑制氢浓度和焊接残余应力进行的横向裂纹的防止，并没有公开具体的条件。另外，特开昭57—35636号公报已经提出了一种在焊接后，通过对整个钢管进行淬火并退火，以防止韧性降低和凝固开裂的方法，但并没有触及氢浓度和焊接残余应力。此外，作为缓和诱导成为氢脆开裂的主要原因的残余应力的方法，还有焊接后加热到70(TC左右的所谓消除应力退火的方法，以及采用通过锤子的敲打进行的打击等赋予焊接部以塑性变形，由此降低残余应力的方法，但是，关于氢浓度和残余应力的关系对横向裂纹所施加的影响是不明确的，而且耐氢脆开裂性没有得到充分的改善。另外，这些方法必须在焊接后立刻进行，考虑到制造工序和制造成本，在适用于缝焊部方面未必是一种合适的方法。据ProceedingsofIPC2004，October4—8，2004，IPC04—0585EvaluationofHydrogenCrackingSusceptibilityinX120GirthWelds报道关于在常温下于钢中扩散、至U400'C以下的加热时可以释放出的扩散性氢量和氢脆开裂之间的关系，只要扩散性氢量为5cc/100g以下，则对于超过827MPa的高强度材料，就不会发生氢脆开裂。但是，这样的见解是就用多通道焊接钢管彼此之间的气体焊接进行叙述的，在本发明作为对象的缝焊的焊接部，确认了即使为5cc/100g以下，也依然发生氢脆开裂。另外，作为焊接材料的改良点，有在焊接金属中生成VN等的氢俘获位置，以降低对裂纹有害的扩散性氢的方法；以及借助于低温相变溶化材料来降低在常温下的残余应力的方法。但是，氢俘获位置的应用对高强度材料来说未必是有用的方法，另外，低温相变溶化材料的使用会导致成本的显著上升。
发明内容本发明的课题在于防止在从内外表面进行过缝焊的高强度焊接钢管的焊接部产生的、由氢引起的横向裂纹。作为防止焊接部的氢脆开裂的技术，有通过热处理降低氢的扩散或残余应力、通过赋予塑性变形以降低残余应力、赋予氢的俘获位置、通过焊接金属的成分设计来控制残余应力等技术，但是，为加热到残余应力可以降低那样的比较高的温度、例如600°C，在加热冷却时需要过多的时间，另外，在通过塑性变形降低残余应力时需要特别的加工装置，金属材料的改良会因合金成分的追加而招致成本的显著上升。本发明提供一种如下的技术，其控制拉伸强度为850MPa以上的高强度焊接钢管的焊接金属、特别是通过先行的缝焊所形成的焊接金属的氢浓度，从而可以防止作为氢诱导开裂的垂直于焊接部的钢管轴的方向上的裂纹、即氢脆开裂。本发明就是为解决上述课题而完成的，其要点如下(1)一种焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管，其是将拉伸强度为850MPa以上的钢板成形为筒状，并从内外表面将对接部进行缝焊，其后进行扩管或縮管矫正而制作的，其特征在于在所述钢管的从内外表面进行的缝焊之中，通过先行的焊接所形成的焊接金属的氢浓度在常温下为0.2cc/100g以下。(2)—种焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于将拉伸强度为850MPa以上的钢板成形为筒状，并从内外表面将对接部进行缝焊，在所述从内外表面进行的缝焊之中，使通过先行的焊接所形成的焊接金属的氢浓度在常温下为0.2cc/100g以下，其后进行扩管或縮管矫正。(3)根据上述(2)所述的焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于通过脱氢处理，使通过从内外表面进行的缝焊所形成的焊接金属的氢浓度在常温下为0.2cc/100g以下。(4)根据上述(2)所述的焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于通过脱氢处理，在从内外表面进行的缝焊之中，使通过先行的焊接所形成的焊接金属的氢浓度在常温下为0.2cc/100g以下。(5)根据上述(3)或(4)所述的焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于脱氢处理的加热温度T〔。C〕为15050(TC的范围，加热时间为根据焊接金属高度h〔mm〕和所述加热温度T，由下式(1)求出的t(s)以上。t=(h/16)Vexp(—957/(273+T))(1)图1表示氢含量和应力对氢脆开裂发生的影响。图2以与距离内表面的位置的关系，表示了在钢管尺寸为4>914X16mm、拉伸强度为850MPa的UOE钢管在缝焊中心的轴向残余应力分布。图3表示了求出了轴向残余应力分布的位置。图4表示了内外表面焊接金属的氢浓度频数分布。图5是表示内表面焊接金属的氢浓度频数分布和裂纹发生率的图。图6是表示外表面焊接金属的氢浓度频数分布和裂纹发生率的图。图7是表示含有热处理材料、滴油底材的内表面焊接金属的氢浓度频数分布和裂纹发生率的图。具体实施方式在用UOE制管工艺制作拉伸强度为850MPa以上的高强度焊接钢管时，用C压力机弯曲钢板的端部，用U压力机弯曲成U字形状，接着通过O压力机成形为筒状，其后，通常从外表面进行定位焊后，再进行使用埋弧焊的内表面焊接，接着进行外表面焊接，进而通过扩管或縮管矫正而调整真圆度。如果依据JISG0584，采用超音波探伤来检测该UOE钢管缝焊部的缺陷，则频数虽少，但横向裂纹零星可见。如果根据超音波探伤的结果来特定检查出缺陷的位置，则可知横向裂纹在先行焊接的内表面的焊接金属上发生。另外，用扫描型电子显微镜观察横向裂纹的断面，结果可知呈现出氢脆开裂特有的断面。从这些现象所得出的结论是在高强度焊接钢管的缝焊部发生的横向裂纹，是因来自焊剂焊药、坡口的结露、大气中的水分等引入到焊接金属内的氢和焊接残余应力而引起的氢脆开裂。但是，在进行内表面焊接之后，不进行外表面焊接而尝试采用超音波探伤进行的缺陷检测，结果可知在只是内表面焊接的状态没有产生横向裂纹。在此叙述的成为UOE钢管基材的厚钢板(母材)是将下述的钢进行热控轧制而得到的，其钢组成以质量％计，含有C:0.020.10%、Si:0.010，6o/o、Mn:1.52.5o/o、P:0.015o/o以下、S:0.003。/。以下、Ni:0.12.0%、Mo:0.150.60%、Nb:0.0010.10%、Ti:0.0050.030%、Al:0.06%以下，进而根据需要，含有B:0.00010.005°/o、N:0.00010.006%、V:0.001%0,10%、Cu:0.011.0%、Cr:0.011.0%、Zr:0.00010.005%、Ta:0.00010.005%、Ca:0.00010.01%、REM:0.00010.01%、Mg:0.00010.006%之中的1种或2种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。在制造上述UOE钢管时，将具有上述钢组成的厚钢板(母材)使用焊条以1.5kJ/mm6.3kJ/mm的线能量进行焊接，其中焊条以质量％计，含有C:0.010.12%、Si:0.3%以下、Mn:1.22.4%、Ni:4.08.5%、Cr+Mo+V:3.05.0%、Ti:0.0050.15%、Al:0.02%以下。关于这样得到的焊接金属，其成分以质量％计，含有C:0.040.14%、Si:0.050.4%、Mn:1.22.2%、P:0.01%以下、S:0.010%以下、Ni:1.33.2%、Cr+Mo+V:1.02.5%、T:0.0030.050%、Al:0.02%以下、B:0.005%以下、O:0.010.03%，余量由Fe和不可避免的杂质构成。本发明者如以下那样研究了拉伸强度为850MPa以上的高强度焊接钢管的焊接金属发生氢脆开裂的应力和氢含量的关系。为了包含内外表面焊接金属，从焊接钢管上截取周向和轴向的尺寸为200mmX200mm的样品，然后立即用干冰冷却、保存。从该样品的焊接金属上，截取了长度方向与焊接方向平行、平行部的直径为6mm的圆棒拉伸试片。对这些圆棒拉伸试片实施镀镉，以便使氢不会逸出。其次，在该拉伸试片上施加240小时的一定的载荷，研究断裂的有无，即氢脆开裂发生的有无。再者，使用同样截取的平行部直径为6mm的圆棒拉伸试片，依据JISZ3118的钢焊接部的氢测量方法所采用的气相色谱分析法结果如图l所示，而氢含量是用每100g试片所含有的氢的体积(cc)来表示根据上述的测量方法测量的、即在45'C保持72小时所捕集到的扩散性氢的数量。图l的纵轴是用试片的平行部的断面积除施加在试片的恒定载荷、用应力o(MPa)来表示。正如图l所示的那样，在所施加的应力较高的情况下，因少量的氢就会发生氢脆开裂，如果应力较低，则即使氢含量较多，氢脆开裂也不会发生。另夕卜，从图l可以推定在氢含量H〔cc〕和拉伸应力o(MPa〕(H—0.1)X(o—550)《45的情况下，氢脆开裂就不会发生。因此，如果通过先行的缝焊所形成的焊接金属所含有的氢量为H(cc)、施加在该焊接金属上的拉伸残余应力为(MPa)且满足上式的关系，便可以防止高强度焊接钢管的氢脆开裂。于是，本发明者用根据有限元法(以下也称为FEA)的数值分析模拟法，求出UOE工序的扩管前的焊接金属部的残余应力。这是因为要非破坏地实测从内外表面进行缝焊的焊接金属的残余应力是很困难的。图2表示按内表面、外表面的顺序进行缝焊而形成焊接金属，并假定扩管前的状态，用FEA求出在钢管周向的断面的焊接金属的中心线(焊接中心线)上的轴向残余应力沿壁厚方向的分布的结果。此外，图2的横轴正如图3示意表示的那样，是从钢管的内表面到外表面的距离。如图2所示，残余应力在先行焊接的、内表面焊接金属侧表现出最大值，其数值达到焊接金属的屈服强度。另外，残余应力达到最大的位置与横向裂纹的发生部位一致。因此，正如图l所示的那样，具有高强度的焊接金属的钢管的氢脆开裂发生的有无，由焊接金属的强度、氢浓度、残余应力、在氢存在下承载残余应力的时间来决定，因此，发明者制造了拉伸强度为850MPa以上的高强度焊接钢管，并着眼于在常温经过一定的时间后，内表面焊接金属的氢浓度和横向裂纹发生之间的关系。横向裂纹在内表面焊接和外表面焊接结束后，不进行扩管而放置72小时，依据JISG0584而采用超音波探伤法进行检查，根据检査出的横向裂纹的位置，来特定发生的部位是内表面焊接金属、还是外表面焊接金属。另外，横向裂纹由于是在实施缝焊之后，到扩管或縮管矫正的期间发生，所以从内表面先行进行缝焊之后，再从外表面进行缝焊，然后不进行扩管或縮管矫正，经过4小时之后，在焊接金属处在常温附近时，测量内表面和外表面的焊接金属的氢浓度。为了测量氢浓度，从焊接钢管上以包含内外表面焊接金属的方式，截取周向和轴向的尺寸为200mmX200mm的样品，然后立即用干冰冷却、保存。从该样品的内表面焊接金属和外表面焊接金属上截取5mmX5mmX40mm的试片。为抑制扩散性氢的释放，氢浓度的测量在试片的截取之后立刻进行。氢浓度是在45'C保持72小时以提取扩散性氢，然后根据JISZ3118规定的钢焊接部的氢测量方法所采用的气相色谱分析法进行测量。氢浓度用试片的质量除扩散性氢量，计算出作为每100g的浓度。图4用频数分布表示内表面焊接金属和外表面焊接金属的氢浓度。图4是将从1根钢管上截取3个试样而测量的氢浓度的平均值分成不足0.2、0.2不足0.4、0.4不足0.6、0.6不足0.8、0.8不足1.0，以l根钢管的氢浓度为l个频数。从图3可知，内表面焊接金属的氢浓度分散在0.00.6cc/100g的范围，外表面焊接金属的氢浓度分布在0.61.0cc/100g的范围。内表面金属的氢浓度与外表面相比要低的原因在于外表面焊接时内表面焊接金属也被加温，从而使氢发生扩散。图5表示内表面焊接金属的氢浓度频数分布和裂纹发生概率之间的关系。可知当氢浓度超过0.2cc/100g时，横向裂纹便开始发生。在此，所谓裂纹发生概率，是指氢浓度的平均值在同等水平的钢管的内表面焊接金属中被检査出横向裂纹的概率，例如，氢浓度的平均数值为0.2不足0.4cc时，频数是4，裂纹发生概率是20%，意味着在4根钢管当中，在l根中检查出横向裂纹。此外，在内表面焊接金属中发生的横向裂纹，是依据JISG0584，采用超音波探伤法来检査。图6表示外表面焊接金属的氢浓度频数分布和裂纹发生概率之间的关系。在外表面焊接部，尽管氢浓度比内表面的氢浓度高，但不会发生裂纹。其原因在于图2所示的残余应力的峰值出现在内表面恻，这暗示有必要将内表面金属的氢浓度抑制在更低的水平。在此，所谓裂纹发生概率，是指在氢浓度的平均值为同等水平的钢管的外表面焊接金属上被检査出横向裂纹的概率，横向裂纹依据JISG0584，采用超音波探伤法来检查。其次，研究了从内表面进行缝焊后、再从外表面进行缝焊，直到扩管或縮径矫正的期间，加热到150250'C以降低氢浓度的焊接金属的横向裂纹和氢浓度。横向裂纹采用超音波探伤法进行检查，氢浓度是在45t:保持72小时以提取扩散性氢，依据JISZ3118规定的钢焊接部的氢测量方法所采用的气相色谱分析法测量氢含量，并计算出每100g试样的质量在常温下的氢体积。在此情况下，内表面焊接金属的氢浓度为(Ucc/100g以下。为比较起见，在从内表面先行进行的缝焊之前，使油附着在坡口面而从内表面外表面进行缝焊，以提高内表面焊接金属的氢浓度，同样地研究了焊接金属的横向裂纹和氢浓度。其结果是，内表面焊接金属的氢浓度为0.3cc/100g以上。图7表示了内表面焊接金属的氢浓度频数分布和裂纹概率的关系。当氢浓度为0.2cc/100g以下时，来自焊接金属的裂纹均没有发生。另一方面，当氢浓度超过0.4cc/100g时，在全部的样品上都确认有横向裂纹。由以上可知，通过将内表面焊接金属的氢浓度控制在0.2cc/100g以下，可以稳定地防止横向裂纹的发生。对于拉伸强度为850MPa以上的高强度悍接钢管，如果试图通过金属组织来改善耐氢脆开裂特性，则焊接金属强度降低的可能性较高，氢浓度的减少是极为有效的。下面说明在本发明的高强度焊接钢管的制造方法中，规定在常温下的氢浓度的必要性。起因于氢的幵裂是在先行的缝焊所形成的焊接金属上，在常温附近发生的。强度为850MPa以上的高强度焊接钢管的焊接金属的相变点为30040(TC。在此情况下，通过数值分析已经清楚在焊接金属的温度超过10(TC时，内表面焊接金属的残余应力为500MPa以下；当温度低于10(TC以下时，则内表面焊接金属的残余应力上升而超过800MPa。另一方面，外表面焊接金属由于在常温下的残余应力为600MPa，所以尽管氢浓度为0.660.88cc/100g，但均没有发生裂纹。内表面焊接金属的氢浓度比外表面焊接金属低，内表面焊接金属在10(TC以上的残余应力也比外表面焊接金属在常温下的残余应力低，所以在100'C以上，于内表面焊接金属上不会发生氢脆开裂。但是，在内表面焊接金属的温度为10(TC以下时，氢的扩散显著地变慢，氢浓度的降低受到抑制，进而当内表面焊接金属的残余应力上升到超过拉伸强度时，就会导致横向裂纹的发生。因此，规定在常温下的氢浓度对于防止氢脆开裂具有重要的意义。下面就至少在外表面到焊接之后，直至扩管或縮径矫正的矫正加工之前的期间，将内表面焊接金属的氢浓度设计为0.2cc/100g以下的必要性进行说明。在扩管或縮径矫正的矫正加工工序中，为得到更加良好的真圆度，通常要进行1%左右的扩管或縮径矫正。这样，焊接金属的残余应力得以极大的释放，内表面金属残余应力的最大值也锐减到500MPa以下。当残余应力降低到这种程度时，对于由通常条件下的缝焊所引入的氢浓度，氢脆开裂不会发生。另外，调查结果己经明确氢脆开裂是在从后面进行的缝焊到矫正加工工序的期间于常温附近发生的；并得出如下的结论在先行进行内表面焊接、通过扩管而进行矫正加工的情况下，在至少于外表面悍接之后、直到扩管的期间，必须将常温下内表面焊接金属的氢浓度设定为0.2cc/100g。本发明者就在焊接钢管的制造过程中，从先行的内表面焊接、到随后接着进行的外表面焊接的期间裂纹发生的可能性进行了研究。外表面焊接前的内表面焊接金属的氢浓度与如图4所示的外表面的氢浓度相同，为0.61.0cc/100g的范围。也就是说，从外表面进行缝焊之前的内表面焊接金属的氢浓度处于远远高于外表面焊接之后的氢浓度的水准。但是还知道，只因内表面焊接而产生的残余应力最大为500MPa，尽管氢浓度较高，但是不至于发生裂纹。因此，为防止氢脆开裂，从外表面进行的缝焊之后，直到扩管前，必须使常温下的内表面焊接金属的氢浓度为0.2cc/100g以下。因以上的高强度焊接钢管的残余应力所引起的氢脆开裂发生的机理，假想为在UOE钢管的制造中，采用埋弧焊进行缝焊，先行进行从内表面的焊接，其后从外表面进行焊接的情况。此外，在本发明中，也包含先行进行外表面焊接、再追踪内表面焊接的情况。另外，作为钢管的成形法，是以UOE成形工艺作为实例来说明的，但是，即使在使用辊式折弯机和JOC的成形法中，只要是拉伸强度为850MPa以上的焊接钢管，也包含在本发明中。在对缝焊部不进行予热或后加热处理而制作高强度焊接钢管的情况下，如果是在坡口没有附着油的通常的环境中，则如图5所示，以20%的概率发生裂纹。在此情况下，在焊接金属中引入氢的原因一般认为是在坡口表面的结露、焊剂焊药中的水分等，在通常的制造工序中处在不可避免的水平。作为将高强度焊接钢管的焊接金属的氢浓度抑制在0.2cc/100g以下的方法，例如有外表面焊接后、进行后加热处理的方法。采用后加热处理防止氢脆开裂，优选将加热温度设定为20(TC40(rC，将在加热温度下的保持时间设定为1分钟20分钟，越是在高温下加热，就越可以在短时间内获得效果。作为其它的具体方法，可以列举出缝焊中的预热、坡口的洗净、脱脂和干燥，极高水准下的焊剂焊药的干燥、通过从外表面的缝焊的大容量加热而进行的内表面焊接金属的氢扩散等。在从内外表面进行的缝焊完成后，对焊接金属进行后加热以降低氢浓度的方法是防止氢脆开裂的有效的对策，但是，需要在较高的温度下进行长时间的热处理。特别是伴随着钢管的厚壁化，需要更长时间的处理，在加热温度相同的情况下，加热所需要的时间与厚度的二次方成正比，从而时间延长。在用UOE工序批量生产高强度焊接钢管的情况下，由于热处理时间直接影响生产率，所以即使縮短l分钟也是好的。于是，本发明者研究了通过短时间的热处理防止横向裂纹的方法。正如从图2的残余应力分布、图5、图6的结果可以明确的那样，为防止横向裂纹，可以降低因先行的缝焊所形成的内表面焊接金属中的氢浓度。首先，本发明者在从内表面进行的缝焊结束之后，放置l星期使氢扩散，其后从外表面进行缝焊。其结果是，外表面焊接后的内表面焊接金属的氢浓度为0.2cc/100g以下，横向裂纹完全没有发生。其次，在从内表面进行的缝焊结束后，在15050(TC加热，到达加热温度后，不保持便实施冷却的脱氢处理，然后从外表面进行缝焊。在此情况下，内表面焊接金属的氢浓度为0.2cc/100g以下，横向裂纹完全没有发生。脱氢处理的加热温度在15(TC以下，为使氢浓度降低到0.2cc/100g以下所需要的时间变长，当超过50(TC时，则高强度焊接钢管的母材，其韧性因热影响而劣化。为此，脱氢处理的加热温度优选设定在15050(TC的范围内。关于脱氢处理的加热时间，根据实验结果，优选设定为比下式(l)中的t更长时间。由此，可以使外表面焊接后的内表面焊接金属的氢浓度为0,2cc/100g以下。t=(h/16)2Xexp((17000/(273+T))—30)(1)这里，t为加热时间〔s)，h为焊接金属高度〔mm〕，T为加热温度rc〕。实施例下面根据实施例就本发明进行详细的说明。此外，这里4>表示直径，t表示壁厚。表l表示了钢管尺寸为4)711X13t、小762X16t、小914X16t、4>1118X19t、4>1219X19t，通过钢管强度为8501100MPa、钢管强度为9001050MPa的UOE成形工艺、辊式折弯机(BR)成形工艺制造钢管，且按照内表面、外表面的顺序进行缝焊时的实施例和比较例。此外，表l的拉伸强度是从母材上以长度方向为周向而截取API全厚度试片，并进行测量的结果。本实施例使用的UOE钢管的母材所具有的成分组成以质量M计，含有C:0.08%、Sh0.15%、Mn:1.85%、P:0.011%、S:0.0003%、Ni:0.38o/o、Mo:0.34%、Nb:0.0290/0、Ti:0.013%、Al:0.02o/o、B:0.0008%、N:0.0025%、V:0.059%、Cu:0.10%、Cr:0.45%，余量由Fe和不可避免的杂质构成。另外，关于焊接金属，所具有的成分组成以质量％计，含有C:0.061%、Sh0.26%、Mn:1.68%、P:0.01%、S:0%、Ni:2.4%、Cr+Mo+V:1.90/o、Ti:0.020/o、Al:0.013%、B:0.0009%、0:0.015%,余量由Fe和不可避免的杂质构成。此外，关于上述焊接使用的焊条,所具有的成分组成以质量％计，含有C:0.041%、Si:0.21%、Mn:1.73%、Ni:4.9%、Cr+Mo+V:4.3%、Ti:0.005%、Al:0.012%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，而且作为焊接条件的线能量为2.8kJ/mm。横向裂纹发生是在外表面焊接结束后、到扩管之间放置72小时，依据JISG0584，采用超音波探伤而检查的。氢浓度的测量是在内表面焊接后，实施外表面焊接，直到扩管工序以前的期间内，在外表面焊接后，经过4小时，在焊接金属处在常温附近时测量氢浓度。用于测量氢浓度的试片是截取包含内外表面焊接金属的200mmX200mm的样品，然后保存在干冰中。从这样的试样的内表面焊接金属中截取5mmX5mmX40mm的试片，在45'C保持72小时的条件下进行扩散性氢的提取后，用气相色谱分析法进行了测量。气相色谱分析法使用按JISZ3118所规定的钢焊接部的氢测量方法中所采用的方法。表1中用3个试片的平均值表示氢浓度。对于氢浓度为0.2"/100§以下的钢管，氢脆开裂均没有发生。与此相对照，当氢浓度大于0.2且小于等于0.4cc/100g时，裂纹发生的情况和不发生的情况混合存在，当超过0.4cc/100g时，对于全部的钢管都观察到裂纹。这里，氢浓度大于0.2且小于等于0.4cc/100g的样品，含有焊接内外表面后，在20(TC实施保持3分钟的后加热处理的情况。关于氢浓度超过0.4cc/100g的样品，则不实施热处理。表2表示了钢管尺寸为4711X13t、d)762X16t、顿4X16t、*1118X19t、4>1219X19t，通过钢管强度为8501100MPa的UOE成形工艺、辊式折弯机(BR)成形工艺来制造钢管，且按照内表面、外表面的顺序进行缝焊后，实施了规定的热处理时的实施例和比较例。正如实施例1735所示的那样，当在本发明所需要的加热时间以上进行加热时，氢浓度便为0.2cc/100g以下，氢脆开裂不会发生，而如比较例3642所示的那样，在时间较短的情况下，氢浓度变为0.2cc/100g以上，从而发生了裂纹。<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>根据本发明，可以防止用于天然气和原油输送用管线管等的、拉伸强度为850MPa以上的高强度焊接钢管在焊接部的氢脆开裂的发生。权利要求1.一种焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管，其是将拉伸强度为850MPa以上的钢板成形为筒状，并从内外表面将对接部进行缝焊，其后进行扩管或缩管矫正而制作的，其特征在于在所述钢管的从内外表面进行的缝焊之中，通过先行的焊接所形成的焊接金属的氢浓度在常温下为0.2cc/100g以下。2.—种焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于将拉伸强度为850MPa以上的钢板成形为筒状，并从内外表面将对接部进行缝焊，在所述从内外表面进行的缝焊之中，使通过先行的焊接所形成的焊接金属的氢浓度在常温下为0.2cc/100g以下，其后进行扩管或縮管矫正。3.根据权利要求2所述的焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于通过脱氢处理，使通过从内外表面进行的缝焊所形成的焊接金属的氢浓度在常温下为0.2cc/100g以下。4.根据权利要求2所述的焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于通过脱氢处理，在从内外表面进行的缝焊之中，使通过先行的焊接所形成的焊接金属的氢浓度在常温下为0.2cc/100g以下。5.根据权利要求3或4所述的焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于脱氢处理的加热温度T('C〕为15050(TC的范围，加热时间为根据焊接金属高度h〔mm〕和所述加热温度T，由下式(1)求出的t〔s)以上。t=(h/16)Vexp(—957/(273+T))(1)全文摘要本发明提供一种焊接部耐脆化开裂特性优良的高强度焊接钢管、及其制造方法。其中，焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的焊接钢管的制造方法是一种拉伸强度为850MPa以上、从内外表面进行缝焊、其后进行扩管或缩管矫正的焊接钢管的制造方法，其特征在于在上述钢管的内外表面中，先行的焊接金属的氢浓度在直到上述矫正的期间，在常温下为0.2cc/100g以下。焊接金属的耐氢脆开裂特性优良的焊接钢管的特征在于先行的焊接金属的氢浓度在常温下为0.2cc/100g以下。文档编号C22C38/58GK101128273SQ200680006039公开日2008年2月20日申请日期2006年2月22日优先权日2005年2月25日发明者原卓也,吉田达哉,品田功一,寺田好男,朝日均,森本裕,津留英司申请人:新日本制铁株式会社