高强度焊接钢管的制作方法

专利名称：高强度焊接钢管的制作方法
技术领域：
本发明涉及适于输送石油、天然气等的管线管的高强度焊接钢管。
背景技术：
用于输送石油、天然气等的管线的管线管这样的大直径焊接钢管主要是经过U成型、O成型、焊接和扩管(Expanding)工序而制造的UOE钢管，和成形为螺旋状而焊接的螺旋钢管。上述任一钢管在成形后的焊接通常都是通过双面缝焊进行的。该双面缝焊通常分两次焊接并通过埋弧法等进行、即由内表面焊机进行内表面缝焊和在其后由外表面焊机进行外表面焊接。
在管线中，可以通过提高工作压力来提高输送效率、降低成本。为了提高工作压力，需要增加钢管壁厚或使钢管高强度化。虽然钢管的壁厚增加在技术方面简单，但却伴随有钢管重量增加、现场的焊接施工效率降低。因此，对钢管的高强度化的要求提高。为了使焊接钢管高强度化，还需要在使钢管母材高强度化的同时，也使缝焊部的焊缝金属(以下也称为缝焊金属)的高强度化。但是，当使缝焊金属高强度化时，钢管制造时焊缝金属内容易产生横向裂纹，因而确立该防止产生横向裂纹的对策成为课题。
当使用称为HT80的抗拉强度为780MPa以上的高抗拉强度钢制造焊接钢管时，由于防止缝焊金属的横向裂纹较困难，因此需要对焊接部进行预热或后补加热(焊接学会志49(1980)p.572)。但是，预热或后补加热的应用使生产率显著地降低，因此期望开发出不进行预热、后补加热就可以实施高强度钢管的缝焊的方法。
日本特开平10-306348号公报中公开了通过增加焊接钢管的缝焊金属的氧量来改善焊缝金属的裂纹敏感性的技术。但是，氧量的增加使焊缝金属的韧性(特别是韧性断裂时的吸收能量)降低。因此，在该技术中，难以同时达到裂纹敏感性的降低和韧性的提高。
日本特开2002-115032号公报中公开了通过使焊接钢管的缝焊金属中含有1％以上的残留奥氏体相来改善焊缝金属的裂纹敏感性的方法。但是，在以其焊接状态直接使用的焊接钢管的缝焊金属中很难稳定地确保1％以上的残留奥氏体。

发明内容
本发明的课题在于提供可以不用对焊接部进行预热或后补加热而能防止产生焊缝金属的横向裂纹的高强度焊接钢管。
本发明人以API规格X100级以上(抗拉强度760MPa以上)的管线管为对象，对于焊接钢管的缝焊金属的横向裂纹进行了研究。其结果是发现了横向裂纹产生在缝焊金属的内表面焊接部分、或者在从内表面缝焊部到外表面缝焊部的范围中产生，而且，虽然仅仅使焊缝金属的强度高强度化并不能防止产生焊接钢管的缝焊金属处的横向裂纹，但在此基础上，通过规定与内表面缝焊部的焊缝金属的凝固路径相关的旧奥氏体粒径就可以防止产生焊接钢管的缝焊金属处的横向裂纹。
本发明涉及具有由抗拉强度为760MPa以上的钢形成的钢管母材和通过内表面缝焊及其后的外表面焊接形成的缝焊部的高强度钢管。本发明的高强度焊接钢管的特征在于，缝焊部的焊缝金属(缝焊金属)的抗拉强度为780MPa以上，并且通过内表面缝焊形成的内表面缝焊部的焊缝金属的旧奥氏体平均晶粒直径为90μm～150μm。
焊接钢管的缝焊也可以多于2次。由此可以形成2层以上的内表面缝焊部。在这种情况下，本发明的特征在于，最内层的内表面缝焊部(换言之，是与外表面缝焊部连接的内表面缝焊层)的旧奥氏体平均晶粒直径为90μm～150μm。
对于沿焊接方向切断焊接钢管的缝焊部而得到的钢管截面或垂直焊接方向地切断而得到的钢管截面，可以容易地辨别通过内表面缝焊形成的内表面缝焊部的焊缝金属(以下也称为内表面缝焊金属或内表面焊缝金属)和通过外表面缝焊形成的外表面缝焊部的焊缝金属(以下也称为外表面缝焊金属或外表面焊缝金属)。内表面缝焊金属和外表面缝焊金属的抗拉强度及其它的机械性质可以通过使用从各个焊接部选取的焊缝金属的试样进行测定。
对于本发明，“缝焊金属”是指通过内表面缝焊和外表面缝焊形成的整个缝焊部的焊缝金属。缝焊金属的抗拉强度(缝焊部的焊缝金属的抗拉强度)是指内表面缝焊金属的抗拉强度和外表面缝焊金属的抗拉强度中的较低的一方的值。缝焊金属为3层以上时，这些抗拉强度中的最低值是缝焊金属的抗拉强度。
可以在以规定的操作对试样进行密封、磨削、腐蚀后，利用光学显微镜来观察旧奥氏体晶粒。
可以通过观察沿焊接方向(钢管的轴线方向)将缝焊部分割成两部分而得到的试样(实施上述处理后)的截面来测定旧奥氏体平均晶粒直径。具体而言，在该截面的内表面缝焊金属的部分沿轴方向画出固定长度(L)的测量线，测量通过该测量线的旧奥氏体晶粒的个数(n)，将用个数(n)除测定长度(L)而得的值(L/n)作为旧奥氏体的平均晶粒直径。为了避开因外表面缝焊时的热影响而再变态后的内表面缝焊金属的部分(即，与外表面缝焊金属部的边界接近的部分)，在距离内表面缝焊金属的内表面侧端部2～5mm的范围的部分进行测定。
只要本发明的高强度焊接钢管缝焊金属的抗拉强度和内表面缝焊金属的旧奥氏体平均粒径满足前述必要条件，钢管母材、缝焊部的焊缝金属的化学组成就没有特别限制。但是，这样的高强度焊接钢管在钢管母材和内表面缝焊金属分别具有下述优选的化学组成(质量％，剩余部分为Fe和杂质)的情况下可以实现。
钢管母材的优选化学组成C0.02～0.12％、Si0.01～0.50％、Mn0.4～2.5％、P0.015％以下、S0.003％以下、Nb0.005～0.10％、Al0.005～0.06％、N0.006％以下、O0.006％以下、Cu0～3.0％、Ni0～3.0％、Cr0～3.0％、Mo0～3.0％、V0～0.10％、B0～0.0020％、以及Ti0～0.02％。
内表面缝焊金属的优选化学组成C0.02～0.12％、Si0.05～0.50％、Mn0.4～2.5％、P0.015％以下、S0.003％以下、Cr、Mo、Ni各0.1～3.0％、O0.035％以下、N0.01％以下、Ti0.005～0.050％、Al0.005～0.050％、Cu0～1.0％、Nb0～0.05％、V0～0.05％、Ca0～0.01％、Mg0～0.01％、Ce0～0.01％、以及B0～0.0040％。
钢管母材的抗拉强度和缝焊金属的抗拉强度都是优选为900MPa以上。采用本发明，钢管母材和缝焊金属的抗拉强度为900MPa以上，即，即使是超过API规格X100这样的高强度的焊接钢管，也可以防止焊接部的横向裂纹。
本发明人为了调查焊接钢管的缝焊部的横向裂纹的产生原因，在通过U成型压力机和O成型压力机成形钢板后采用埋弧法从内表面进行1层缝焊，然后从外表面进行1层缝焊，从而制造具有总计2层缝焊金属的大直径钢管，对横向裂纹产生位置进行了详细地调查。钢管母材使用抗拉强度943MPa、板厚16mm的钢板，钢管的外径尺寸是36英寸(91.4cm)。焊接材料组合使用各种焊条(或焊丝)。
对于产生了横向裂纹的钢管，横向裂纹停留在内表面焊缝金属内，或者贯通内表面焊缝金属与外表面焊缝金属地存在。另一方面，未观察到仅停留于作为第2层的外表面焊缝金属内的这样的横向裂纹。其结果暗示焊缝金属的横向裂纹发生在焊接后外表面缝焊时受到再加热的内表面缝焊部的焊缝金属内，焊缝金属的再热脆化有可能与横向裂纹的产生有关。
焊接中的再热脆化是P、S在晶界偏析而产生的，为了降低再热脆化，有效的是减少P、S。但是，P、S是钢材(钢管母材、焊条(或焊丝))中含有的不可避免的杂质元素，P、S的减少当然有限度。因此，本发明人对使焊缝金属的凝固路径(凝固的路径)改变是否能降低凝固路径引起的横向裂纹的敏感性进行了研究。
可以认为焊缝金属的凝固路径受到焊缝金属含有的铁素体形成元素和奥氏体形成元素的平衡影响。因此，试作出具有减少作为代表性的奥氏体形成元素的Ni且增加作为铁素体形成元素的Cr、Mo的焊缝金属的钢管，结果发现了尽管焊缝金属的抗拉强度高，但并没有产生焊缝金属的横向裂纹。
焊缝金属的凝固路径伴随奥氏体形成元素的增加而变化。奥氏体形成元素少时，从液相结晶出δ铁素体后，δ单相引起凝固。当奥氏体形成元素增加时，δ铁素体结晶出后，液相不存在之前，通过包晶反应而生成奥氏体相，经过三相共存状态完成凝固。通常可以认为铁素体可以比奥氏体更多地使P、S固溶，因此为了减少P、S的偏析，期望由δ单相进行凝固。
通过以上考察可以推测到与可以通过含有较少的Ni、较多的Cr、Mo来防止横向裂纹的焊缝金属由δ单相凝固相反，由于在含有较多的Ni、较少的Cr、Mo的缝焊金属中产生了包晶反应，因而P、S的偏析状态不同，裂纹敏感性存在差异。
钢中含有的各个元素可以区分为奥氏体形成元素和铁素体形成元素中的任一个，但其效果因元素而不同，因此，难以通过成分元素的含量表示凝固路径的不同。因此，试着根据组织因子来区分以δ单相凝固后的焊缝金属和经包晶反应后的焊缝金属。
为了得到高强度，作为本发明的对象的焊缝金属具有如下特征含有较多的贝氏体、马氏体的低温相变组织，容易地观察到旧奥氏体晶界。因此，沿焊接方向将缝焊金属分割成两部分，对于其截面进行了内表面缝焊金属的旧奥氏体晶粒直径的测定。其结果表明了旧奥氏体晶粒的平均粒径在未产生裂纹的内表面缝焊金属中为90μm以上，而在产生了裂纹的内表面缝焊金属小至50μm左右，可以以将该平均粒径作为指标来评价横向裂纹的敏感性。
可以认为旧奥氏体晶粒直径和凝固路径的关系是如下所述。当凝固路径为δ单相的凝固时，δ铁素体从高温的液相结晶出并粗化，引起从粗大的δ向γ的变态，因此旧奥氏体晶粒直径变大。而在凝固路径经过包晶反应后的情况下，旧奥氏体晶粒直径由于包晶反应引起的组织细化作用而变小。因此，旧奥氏体晶粒直径成为判定凝固路径是由δ铁素体单相凝固了还是经过包晶反应而凝固了的指标，可以由该指标判定内表面缝焊部的横向裂纹敏感性。
关于在高强度焊接钢管的焊缝金属中发现的横向裂纹，明确凝固路径的影响是在现有技术中没有尝试过的。另外，还没有将快速凝固的焊缝金属的凝固路径的不同联系到旧奥氏体晶粒直径的变化的现有技术。
根据本发明，可以不用进行预热或后补加热即可高生产率且稳定地制造缝焊部的抗拉强度为780MPa以上、优选为900MPa以上这种水平的高强度焊接钢管(例如，API规格X100级或其上的高强度大径钢管)。
具体实施例方式
本发明的焊接钢管是通过双面缝焊、即内表面缝焊和其后的外表面缝焊而缝焊成的焊接钢管。虽然这样的焊接钢管的代表例子是UOE钢管和螺旋钢管，但本发明的焊接钢管不限于此。加压前的成形法除了UO压力成型法以外，还可以使用辊弯成型法、压弯法等已知的成形技术中的任一个。另外，还可以将本发明应用于焊接钢管以外的焊接结构件。本发明的焊接钢管的缝焊通常是进行2次缝焊、即内表面缝焊和外表面缝焊，但也可以是3层以上的多层焊接。
本发明以API规格X100级(抗拉强度760MPa)以上的焊接钢管为对象。在强度比X100级低的焊接钢管中，焊缝金属的横向裂纹不是大问题。因此，钢管母材的抗拉强度为760MPa以上。焊缝金属的抗拉强度必须超过钢管母材的抗拉强度的下限值(759MPa)，因此，包含内表面缝焊金属和外表面缝焊金属的缝焊金属的抗拉强度为780MPa以上。即，内表面缝焊金属和外表面缝焊金属的抗拉强度中的较小值都为780MPa以上。
如上所述，为了成为超过X100级的高强度的焊接钢管，优选钢管母材的抗拉强度和缝焊金属的抗拉强度都为900MPa以上。当缝焊金属的抗拉强度为这样的高强度时，更容易产生焊缝金属的横向裂纹。
在本发明的焊接钢管中，内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径为90μm～150μm。当旧奥氏体的平均晶粒直径在该范围内时，即使缝焊金属的抗拉强度为900MPa以上这样的高强度，也可以可靠地防止焊缝金属的横向裂纹。可以认为其理由如下。
如上所述，内表面缝焊金属的旧奥氏体的平均晶粒直径为90μm以上意味着其焊缝金属的凝固路径为δ单相凝固。在这种情况下，晶界偏析被减弱，由此裂纹敏感性降低。而该焊缝金属的旧奥氏体平均晶粒直径小于90μm意味着其凝固路径包含上述的包晶。在这种情况下，晶界偏析增大，横向裂纹的敏感性增加。当内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径超过150μm时，旧奥氏体晶粒过大，焊缝金属的韧性降低。
内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径优选为100μm～130μm。
焊接钢管的外径没有特别限制，但本发明的主要对象是外径20英寸(50.8cm)以上的大直径焊接钢管。虽然钢管的壁厚也没有特别限制，但适合为15～26mm左右。当通过双面缝焊制造高强度焊接钢管时，根据板厚的增加，增加焊接线能量。当钢管的壁厚非常厚时，线能量过大，有可能难以通过本发明来防止横向裂纹产生。但是，即使钢管的壁厚超过26mm，通过使内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径在150μm以下的范围内增加并接近上限，仍可以防止焊缝金属的韧性降低，并可防止产生横向裂纹。
为了使焊接钢管的钢管母材和焊缝金属有适当的抗拉强度、韧性、焊接性，并且得到具有本发明的内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径的钢管，优选使钢管母材和内表面缝焊金属的化学组成(剩余部分为Fe和杂质)如下所述。另外，化学组成中的％都是质量％，Al是指酸可溶性Al。
C为确保强度而添加0.02～0.12％的C。当C小于0.02％的量时，效果小。超过0.12％地添加C时。由于马氏体化时的硬度上升，给焊接性带来不良影响。优选C含量为0.04～0.08％。
Si为脱氧而添加0.01～0.50％的Si。当Si小于0.01％的量时，没有效果。当超过0.50％地添加Si时，容易形成岛状马氏体等硬质相。优选Si含量为0.05～0.30％。
Mn为确保强度和脱氧而添加0.4～2.5％的Mn。当Mn小于0.4％的量时，没有效果。当超过2.5％地添加Mn时，强度上升的效果饱和，另外，中心偏析显著，因而钢质劣化。优选Mn含量为0.8～2.0％。
P、S这些是不可避免地含有的杂质元素，优选其含量越少越好。焊缝金属的再热脆化的原因是由于P、S的晶界偏析。可容许的上限是P0.015％、S0.003％，优选的上限为P0.01％、S0.002％。
Nb为了提高强度、韧性而添加0.005～0.10％的Nb。当Nb小于0.005％的量时，没有效果；当超过0.10％的量时，焊接热影响区的韧性降低。优选Nb含量为0.01～0.05％。
Al为脱氧而添加0.005～0.06％的Al。当Al小于0.005％的量时，没有效果，当添加超过0.06％的量时，形成粗大的氧化物，使钢质劣化。
NN是不可避免的杂质，优选越少越好。其可容许的上限为0.006％，但优选N含量在0.004％以下。
OO也是不可避免的杂质，优选越少越好。其可容许的上限为0.006％，但优选O含量在0.004％以下。
除以上之外，还可以根据情况添加下述的1种或2种以上。
Cu、Ni、Cr、MoCu、Ni、Cr、Mo的上限分别为3.0％，可以为提高强度而添加。添加时的各元素的优选添加量为0.02～3.0％。这四种元素只要添加其中的至少1种即可，但优选添加2种以上，特别优选添加全部四种。当添加Cu时，为了防止脆化，优选一并添加Ni。
V为提高强度还能以0.10％以下的范围的量添加V。添加V时的优选添加量为0.005～0.10％。
B为提高强度还能以0.0020％以下的范围的量添加B。添加B时的优选添加量为0.0005～0.0020％。
Ti为提高韧性还能以0.02％以下的范围的量添加Ti。添加Ti时的优选添加量在0.005～0.02％。Ti与固溶N结合而使韧性提高。
C
为确保强度而含有0.02～0.12％的C。当C小于0.02％的量时，没有效果。超过0.12％地含有C时，导致焊缝金属的显著硬化。
Si为脱氧含有0.05～0.50％的Si。当Si小于0.05％的量时，没有效果。当超过0.50％地含有Si时，导致岛状马氏体等硬质相的增加而导致韧性降低。
Mn为确保强度和脱氧而添加0.4～2.5％的Mn。当Mn小于0.4％的量时，没有效果。另一方面，当Mn超过2.5％的量时，强度上升的效果饱和。
P、S这些是不可避免地含有的杂质元素，优选其含量越少越好。可容许的上限是P0.015％、S0.003％，优选的上限为P0.01％、S0.002％。
Cr、Mo、Ni出于调整强度、韧性的目的，分别含有0.1～3.0％的Cr、Mo、Ni。各元素在小于0.1％时都没有效果。当超过3.0％地含有任一元素时，强度上升的效果饱和。
OO是杂质元素，从确保韧性的观点出发，其含量为0.035％以下。优选为0.030％以下。
NN是杂质元素，优选越低越好。N含量可容许的上限为0.01％，但优选为0.006％以下。
Ti为改善韧性而含有0.005～0.050％的Ti。Ti小于0.005％的量时，没有效果。当Ti含量超过0.050％时，效果饱和。
Al为脱氧而添加0.005～0.050％的Al。当小于0.005％的量时，没有效果，当添加超过0.050％时，效果饱和。
在焊缝金属中除了焊接材料中焊条(或焊丝)的成分以外，还根据焊接时的母材稀释，混入钢管母材所含有的添加元素。另外，焊接时使用的焊剂中含有的杂质元素也通过金属熔渣反应等混入焊缝金属。因此，内表面缝焊金属除了可以含有上述元素外，还可以含有来自钢管母材、焊剂的混入元素。代表性混入元素可容许的上限如下所述。
Cu1.0％以下，Nb、V各0.05％以下，Ca、Mg、Ce各0.01％以下，B0.0040％以下。
当这些混入元素超过上述上限而包含于内表面缝焊金属中时，会导致形成析出物，使内表面焊缝金属的延展性、韧性降低。
考虑到焊接时的母材稀释导致的影响、即钢管母材的化学组成选择焊接用的焊条(或焊丝)的化学组成来，使得内表面焊缝金属成为在上述范围内的化学组成即可。
即使满足上述钢管母材和内表面缝焊金属的化学组成，当内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径小于90μm时，也不能可靠地防止高强度焊接钢管的横向裂纹。
实施例通过控制以连续铸造制造出的板坯的轧制和冷却来制造具有表1中示出的化学组成(质量％)、板厚和抗拉强度的两种钢板H1、H2。并没有实施回火。如表1所示，H1的板厚为16mm、其抗拉强度为941MPa，H2的板厚为20mm、抗拉强度为825MPa。
表1


( )内的数值是钢板H3的数值通过UO压力机成形(由U成型压力机和接着的O成型压力机进行的成形)将这些钢板成形为开缝管后，从开缝管的内外表面进行各一层的缝焊，试作出外径为36英寸(91.4cm)的焊接钢管。
缝焊是这样实施的首先由二氧化碳气体保护焊实施开缝管的点固焊后，使用内表面焊机和外表面焊机从内表面侧开始进行第一层的内表面焊接后从外表面侧进行第二层的外表面焊接，从而进行主焊接。由点固焊形成的焊缝金属在主焊接后没有残留。在主焊接中，没有进行预热和后补加热。
内表面缝焊通过3个电极(DC-AC-AC)的埋弧焊实施，外表面焊接通过4个电极(DC-AC-AC-AC)的埋弧焊实施。焊接线能量如表4所示。
对于作为焊接材料的焊条(或焊丝)，试作了具有表2所示化学组成的直径4mm的实心焊丝。如表4所示地将这些实心焊丝与内表面缝焊和外表面缝焊的各个电极组合使用，试作了表4所示的A～H的8种焊接钢管。
作为焊剂，试作了具有表3所示的主要成分的高碱度熔融型焊剂而使用。对于该焊剂，以JIS-Z-3118为基准，由甘油法进行了的扩散氢量测定，其结果是扩散氢量为3.4ml/100g(n数＝3个试样的平均值)。试验中，使用4号试样，焊条(或焊丝)使用了表2所示的焊条(或焊丝)1。焊剂在焊接前在250℃实施了1小时以上的干燥。
进而，为了研究板厚增加引起的线能量增加的影响，与上述同样地将与钢板H2相同化学组成的板坯制成板厚28mm的钢板H3。钢板H3的抗拉强度为803MPa。
通过辊弯成型将该钢板H3成形为开缝管后，由与上述相同的方法进行内外表面的缝焊，试作了外径36英寸的焊接钢管I。缝焊中使用的焊条(或焊丝)组成和线能量如表4所示。
表2

表3

表4

将通过发射光谱分析法分析制造出的各个焊接钢管的内表面和外表面的缝焊金属的化学组成而得的结果示于表5。
从焊接结束到经过48小时以上的时间后，通过超声波探伤和截面观察，调查了各焊接钢管的缝焊金属中有无横向裂纹的产生。
焊接钢管的抗拉强度是从各个钢管的内表面和外表面的各个缝焊金属中选取直径6mm、测量长度30mm的圆棒试样，在常温下进行拉伸试验而测定的。
夏比冲击试验是这样进行的以内表面和外表面的焊缝金属大致为1∶1的方式，向从各个焊接钢管的板厚中央部选取的焊缝金属的中央导入坡口，从而制得4号V型坡口夏比冲击试样，使用该4号V型坡口夏比冲击试样在-30℃进行试验，测定断裂时的吸收能量(n数＝3个值的平均值)。
用前述方法测定了各焊接钢管的内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径。
综合以上测定结果而将其示于表6。
表5

表6

如表6所示，在钢管A、E、G中，在缝焊金属中产生了横向裂纹。横向裂纹仅停留于内表面缝焊金属内，或者从内表面到外表面贯通缝焊金属。在产生了这些横向裂纹的焊接钢管中，内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径小至50μm左右。因此，可以认为凝固不是δ单相凝固，助长了晶界偏析，产生了横向裂纹。特别是在钢管E中，其焊缝金属的抗拉强度显著下降，比钢管母材的抗拉强度降低很多。
另一方面，在剩余的钢管中，与确保包含内表面和外表面的缝焊金属的抗拉强度为927～998MPa的高强度无关，横向裂纹得以防止。在这些钢管中，内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径大至90μm以上。可以认为由于δ单相凝固，减轻了晶界偏析，防止了横向裂纹。
由于板厚大至28mm，因此，即使对于焊接时的线能量大至4.7J的钢管I，内表面缝焊金属的旧奥氏体平均晶粒直径为90μm以上，防止了横向裂纹的产生。但是，在这种情况下，旧奥氏体平均晶粒直径粗化至155μm，因而，确认到与其它试作钢管相比，韧性降低。
权利要求
1.一种高强度焊接钢管，该高强度焊接钢管具有由抗拉强度760MPa以上的钢形成的钢管母材、以及通过内表面缝焊和其后的外表面缝焊形成的缝焊部，其特征在于，该缝焊部的焊缝金属的抗拉强度为780MPa以上，并且通过内表面缝焊形成的内表面缝焊部的焊缝金属的旧奥氏体平均晶粒直径为90μm～150μm。
2.根据权利要求1所述的焊接钢管，其中，以质量％计，钢管母材具有如下化学组成C0.02～0.12％、Si0.01～0.50％、Mn0.4～2.5％、P0.015％以下、S0.003％以下、Nb0.005～0.10％、Al0.005～0.06％、N0.006％以下、O0.006％以下、Cu0～3.0％、Ni0～3.0％、Cr0～3.0％、Mo0～3.0％、V0～0.10％、B0～0.0020％、以及Ti0～0.02％、剩余部分为Fe和杂质；以质量％计，内表面缝焊部的焊缝金属具有如下化学组成C0.02～0.12％、Si0.05～0.50％、Mn0.4～2.5％、P0.015％以下、S0.003％以下、Cr、Mo、Ni各0.1～3.0％、O0.035％以下、N0.01％以下、Ti0.005～0.050％、Al0.005～0.050％、Cu0～1.0％、Nb0～0.05％、V0～0.05％、Ca0～0.01％、Mg0～0.01％、Ce0～0.01％、以及B0～0.0040％、剩余部分为Fe和杂质。
3.根据权利要求2所述的焊接钢管，其中，钢管母材的化学组成含有选自Cu0.02～3.0％、Ni0.02～3.0％、Cr0.02～3.0％、Mo0.02～3.0％、V0.005～0.10％、B0.0005～0.0020％以及Ti0.005～0.02％中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的焊接钢管，其中，钢管母材和缝焊部的焊缝金属的抗拉强度都为900MPa以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的焊接钢管，其中，钢管的壁厚为15～26mm。
全文摘要
本发明提供一种高强度焊接钢管，该高强度焊接钢管的钢管母材的抗拉强度为760MPa以上，不进行预热和后补加热就可以防止在焊缝金属中产生横向裂纹，其缝焊部的焊缝金属具有780MPa以上的抗拉强度，并且，内表面缝焊部的焊缝金属的旧奥氏体平均晶粒直径为90μm～150μm。钢管母材含有C0.02～0.12％、Si0.01～0.50％、Mn0.4～2.5％、P0.015％以下、S0.003％以下、Nb0.005～0.10％、Al0.005～0.06％，根据情况还含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、B中的1种以上，内表面缝焊金属含有C0.02～0.12％、Si0.05～0.50％、Mn0.4～2.5％、Cr、Mo、Ni各0.1～3.0％、Ti0.005～0.050％、Al0.005～0.050％。
文档编号B23K35/30GK101065507SQ20058003761
公开日2007年10月31日 申请日期2005年10月25日 优先权日2004年11月5日
发明者滨田昌彦, 冈口秀治, 小沟裕一 申请人:住友金属工业株式会社