專利名稱：：具有耐低溫龜裂性優(yōu)異的焊接金屬的高強度焊接鋼管及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及天然氣或原油的輸送中使用的管線管用高強度鋼管，特別是涉及在高強度化中成為問題的焊接金屬的耐龜裂性優(yōu)異、焊接金屬的韌性優(yōu)異的高強度鋼管。
背景技術(shù)：
：近年來，輸送天然氣或原油使用的管線管為了達成高壓化所帶來的運輸效率的提高或薄化所帶來的現(xiàn)場焊接施工效率的提高，有強度逐年提高的趨勢。近年來，開始具體要求拉伸強度超過800MPa的管線管。在管線管的縫焊中通常使用埋弧焊接，但這種超過800MPa的高強度鋼管線管的縫焊中會發(fā)生焊接金屬的低溫龜裂。已知在HT80以上的高強度鋼的焊接中具有發(fā)生低溫龜裂的問題，一般通過減少焊接材料的氫量、預熱或后熱、焊道間溫度管理這種用于氬擴散的熱處理，防止低溫龜裂。例如，專利文獻1公開了規(guī)定焊接部焊接后至冷卻至IO(TC的時間，通過進行后熱來防止焊接部龜裂的方法。但是，在管線管的縫焊中實施預熱和后熱時，會極端損害管線管的生產(chǎn)效率，因此為了在工業(yè)上制造高強度管線管，極為重要的是不進行預熱、后熱即可防止縫焊金屬的低溫龜裂。作為防止低溫龜裂的方法，例如專利文獻2提出了使內(nèi)面焊接金屬中的殘留奧氏體為1%以上來防止低溫龜裂的方法。但是，即使在高強度化至800MPa以上的焊接金屬中殘留奧氏體為1%以上，也無法完全地抑制龜裂。另外，專利文獻3中提出了通過使焊接金屬的Ms點為375。C以下，利用變態(tài)膨脹所產(chǎn)生的拉伸應(yīng)力緩和，防止焊接金屬的低溫龜裂的方法。但是，由于該方法的主旨在于降低焊接金屬的Ms點，因此使得對低溫龜裂敏感的馬氏體組織的比例增加，不僅有時Ms點的降低未必有效，而且具有損害低溫韌性的問題。為了使焊接金屬高強度化至800MPa以上，馬氏體組織的活用不可欠缺。例如，專利文獻4公開了為了進行高強度化、制成馬氏體-貝氏體等低溫變態(tài)組織的內(nèi)容。含有這種馬氏體組織的內(nèi)面焊接金屬由于外面的焊接熱所產(chǎn)生的回火效果，韌性恢復，因此在卻貝試驗的切口位置含有內(nèi)外面的重疊部時，較易確保焊接金屬的韌性。但是，當為外面焊接金屬時，由于未受到其他焊接熱所產(chǎn)生的回火，因此產(chǎn)生未回火的組織(所謂的新鮮馬氏體組織)。已知新鮮馬氏體由于韌性低、且氬脆化敏感性高，確保未受該加熱的外面焊接金屬的韌性成為問題。專利文獻1:日本專利第3726721號公報專利文獻2:日本特開2002-115032號乂>才艮專利文獻3:日本專利第3582461號公報專利文獻4:日本專利第3519966號公報
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的在于提供具有耐低溫龜裂性優(yōu)異的焊接金屬和低溫韌性優(yōu)異的焊接金屬、拉伸強度為800MPa以上的高強度鋼管。本發(fā)明人對抑制800MPa以上高強度鋼管中成為問題的焊接金屬的低溫龜裂和提高低溫韌性進行了深入研究。結(jié)果不對焊接部進行預熱或后熱等熱處理即可抑制焊接部的低溫龜裂，得到具有低溫韌性優(yōu)異的焊接金屬的高強度鋼管。即，本發(fā)明為一種具有低溫韌性和耐低溫龜裂性優(yōu)異的焊接金屬的高強度焊接鋼管，其中，從內(nèi)面和外面兩側(cè)一層一層地進行埋弧焊接而制造的焊接鋼管的母材和焊接金屬的拉伸強度均為800MPa以上，所述焊接金屬含有C:0.04~0,09質(zhì)量％、Si:0.30~0.50質(zhì)量％、Mn:1.4~2.0質(zhì)量％、Cu:小于0.5質(zhì)量％、Ni:超過0.9質(zhì)量％且為4.2質(zhì)量％以下、Mo:0.4~1.6質(zhì)量％、Cr:小于0.3質(zhì)量％、V:小于0.2質(zhì)量％,剩余部分包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)，同時由上述焊接金屬成分通過下述(1)式計算的CS值在內(nèi)面?zhèn)群屯饷鎮(zhèn)染鶠?以上。CS=5.1+1.4[Mo]-[Ni]-0.6[Mn]-36.3[C]…(1):焊接金屬的Mo含量(質(zhì)量％):焊接金屬的Ni含量(質(zhì)量％):焊接金屬的Mn含量(質(zhì)量％):焊接金屬的C含量(質(zhì)量％)另外，本發(fā)明為焊接金屬的耐低溫龜裂性優(yōu)異的高強度焊接鋼管的制造方法，其使用含有C:0.01~0.14質(zhì)量％、Si:0.25~0.7質(zhì)量％、Mn:0.7~2.3質(zhì)量％、Cu:小于1.0質(zhì)量％、Ni:2.0~10.0質(zhì)量％、Mo:0.8~3.8質(zhì)量％、Cr:小于0.7質(zhì)量％、V:小于0.4質(zhì)量％的焊絲和熔煉焊劑，從拉伸強度為800MPa以上的母材的內(nèi)面和外面兩側(cè)一層一層地進行埋弧焊接，使得由焊接金屬的成分通過上述(1)式計算的CS值在內(nèi)面?zhèn)群屯饷鎮(zhèn)染鶠?以上。本發(fā)明的高強度焊接鋼管的制造方法中，優(yōu)選母材含有C:0.03~0.12質(zhì)量％、Si:0.01~0.5質(zhì)量％、Mn:1.5~3.0質(zhì)量％、Al:0.01-0.08質(zhì)量％、滿:0.01~0.08質(zhì)量％、Ti:0.0005~0.024質(zhì)量。/o、N:0.001~0.01質(zhì)量％、O:0.004質(zhì)量％以下、S:0.002質(zhì)量％以下、Ca:0.0005~0.01質(zhì)量％,且含有Cu:0.01~1.3質(zhì)量％、Ni:0.1~3.0質(zhì)量％、Mo:0.01~1.0質(zhì)量％、Cr:0.01~1.0質(zhì)量％和V:0.01~0.1質(zhì)量％中的至少l種，剩余部分包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明的高強度焊接鋼管中，優(yōu)選母材含有C:0.03~0.12質(zhì)量％、Si:0.01~0.5質(zhì)量％、Mn:1.5~3.0質(zhì)量％、Al:0.01~0.08質(zhì)量％、Nb:0.01~0.08質(zhì)量％、Ti:0.0005~0.024質(zhì)量％、N:0.001~0.01質(zhì)量％、0:0.004質(zhì)量％以下、S:0.002質(zhì)量％以下、Ca:0.0005~0.01質(zhì)量％,且含有Cu:0.01~1.3質(zhì)量％、Ni:0.1~3.0質(zhì)量％、Mo:0.01~1.0質(zhì)量％、Cr:0.01~1.0質(zhì)量o/。和V:0.01~0.1質(zhì)量°/0中的至少1種，剩余部分包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)。橫裂，可獲得耐口低溫^裂性;^接口<^J的鈿性優(yōu);的拉伸強度超過800MPa的高強度鋼管。圖1為表示CS值與焊接金屬龜裂的關(guān)系的曲線。圖2為表示卻貝試驗片的采集位置的截面圖。具體實施例方式作為高強度鋼的埋弧焊接用材料，一般使用燒成形焊劑。其原因在于，由于易于達到焊接金屬的低氫化以及使焊劑為高堿性，因此具有易劑由于粒強度低，因此容易粉化，難以重復使用或進行焊劑的壓送。另夕卜，由于容易吸濕，因此干燥管理麻煩，而且具有焊透度低的性質(zhì)，因而一般不會用作UOE鋼管或螺旋鋼管的埋弧焊接材料。因此，本發(fā)明的目的在于提供即使使用有時擴散性氬量稍高于燒成形焊劑的熔煉焊劑，焊接金屬也不發(fā)生低溫龜裂的低溫韌性優(yōu)異的焊接鋼管及其造管方法。本發(fā)明中設(shè)想的熔煉焊劑的氫量最高為5cc/100g。UOE鋼管如下制造進行U成型和0成型成形為圓形后，使端部對接，從外面?zhèn)冗M行定位焊后，將內(nèi)面?zhèn)冗M行l(wèi)層埋弧焊接，之后將外面?zhèn)冗M行l(wèi)層埋弧焊接，然后通過擴管修整形狀，從而制造。為高強度鋼管時，在焊接金屬上產(chǎn)生橫裂成為制造上的大問題。龜裂主要發(fā)生在內(nèi)面焊接金屬上，在外面焊接金屬中也會出現(xiàn)，但龜裂基本與內(nèi)面焊接金屬連接。進一步詳細地觀察龜裂的結(jié)果可知，龜裂基本上發(fā)生自外面焊接金屬的正下面、受到熱影響的內(nèi)面焊接金屬。例外地，有時在外面焊接金屬的內(nèi)部產(chǎn)生lmm左右的小橫裂。由斷面分析結(jié)果可知，這些龜裂為低溫龜裂(氫脆化龜裂)。本發(fā)明人對防止該低溫龜裂進行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)龜裂與焊接金屬的凝固形態(tài)有密切關(guān)系。為了使以凝固狀態(tài)直接使用的焊接金屬高強度化，必須添加C、Mn、Ni、Cr或Mo等強化元素，為了獲得800MPa以上的強度，Pcm達到0.25質(zhì)量％以上成為標準。如此，對于大量添加有合金元素的焊接金屬，即使焊接金屬的強度相等，也有發(fā)生顯著橫裂的情況和完全不發(fā)生龜裂的情況。詳細研究的結(jié)果為，發(fā)生龜裂時，相比較于鐵-碳2元體系狀態(tài)圖的包晶點更處于高碳側(cè)、即凝固初晶為鐵素體，經(jīng)過液相+鐵素體相+奧氏體相的3相凝固狀態(tài)，最終凝固形態(tài)成為液相+奧氏體相。另一方面，不發(fā)生龜裂時，雖然初晶鐵素體相同，但最終凝固形態(tài)為液相+鐵素體相+奧氏體相的3相凝固。即，發(fā)生低溫龜裂時，最終凝固相中沒有4失素體相。已知在軟鋼或50千級鋼(年口夕，只)中，最終凝固形態(tài)成為液相+奧氏體相的是C為0.12質(zhì)量％以上，一般焊接金屬的C設(shè)計為0.10質(zhì)量％以下，因此最終凝固形態(tài)基本不會成為液相+奧氏體相，但當成為超過800MPa的高強度鋼時，由于高強度化，C、Mn、Ni等奧氏體穩(wěn)定化元素增加，因而即使是C少的情況，也多會發(fā)生最終凝固相變?yōu)橐合?奧氏體相的情況，此時，在焊接金屬中發(fā)生橫裂。這種焊接金屬的凝固形態(tài)可以通過使奧氏體穩(wěn)定化元素與鐵素體穩(wěn)定化元素的添加量取得平衡進行控制。具體地說，通過成為以下CS值滿足0以上的化學組成，可以在最終凝固相中穩(wěn)定地析出4失素體相。CS:5.1+1.4[Mo]-[叫0.6[Mn]國36.3[C]...(1)[Mo]:焊接金屬的Mo含量(質(zhì)量％)[Ni]:焊接金屬的Ni含量(質(zhì)量％)[Mn]:焊接金屬的Mn含量(質(zhì)量％)[C]:焊接金屬的C含量(質(zhì)量％)即，通過使焊接金屬的化學組成為上述范圍，可以防止高強度焊接金屬的橫裂。圖1表示CS值與焊接金屬內(nèi)表面龜裂數(shù)的關(guān)系。圖1示出了內(nèi)表面龜裂數(shù)(即內(nèi)面?zhèn)群附咏饘俚谋砻纨斄?，但外面?zhèn)鹊暮附咏饘僖诧@示相同的傾向。由圖l可知，在CS^O的范圍不發(fā)生焊接金屬的龜裂。該CS值所示為利用平衡計算獲得的Fe-C模擬二元體系狀態(tài)圖的包晶點，更詳細地說相比較于利用計算求得的包晶點稍向正側(cè)、即鐵素體凝固側(cè)偏移的點。這是考慮到作為非平衡反應(yīng)的焊接金屬的凝固形態(tài)、考慮到濃度變化所導致的包晶點變化，龜裂被完全抑制的點。推測可以防止龜裂的理由如下所述。即，P、S等雜質(zhì)固溶于鐵素體相，但難以固溶于奧氏體相。因此，當最終凝固形態(tài)不含4失素體相時，P、S等雜質(zhì)濃化于液相，作為最終凝固部在奧氏體晶界處偏析。橫裂的斷面的主體為晶界龜裂，由于雜質(zhì)的偏析晶界強度降低，發(fā)生橫裂。另一方面，當最終凝固相含有鐵素體相時，由于雜質(zhì)固溶于鐵素體相，因此抑制雜質(zhì)向最終凝固部的濃化。進而，由于凝固時的固相為鐵素體相主體，在之后的冷卻過程中鐵素體相擴散變態(tài)于奧氏體相，因此會發(fā)生晶界移動，大量含有雜質(zhì)的最終凝固部與奧氏體晶界變得一致。認為由于這種原因防止了橫裂。當CS值為負時，焊接金屬的韌性也變差。此結(jié)果與上述雜質(zhì)的晶界偏析說不相矛盾。在求得CS值的公式中，1500。C以上高溫下作為鐵素體穩(wěn)定化元素的Mo取+號，作為奧氏體穩(wěn)定化元素的C、Ni、Mn取-號。在不銹鋼焊接金屬的凝固模式控制中，作為Cr當量等處理的代表性鐵素體穩(wěn)定化元素的Cr在至多1~2質(zhì)量°/。左右的添加量下，作為凝固形態(tài)分歧點的包晶點基本不會變化，因此在cs值的計算式中沒有必要考慮。但是，Cr起到形成晶界碳化物、使耐低溫龜裂性變差的作用。進而，Cr與Mo不同，在1000。C以下的溫度下作為奧氏體穩(wěn)定化元素起作用、在發(fā)生貝氏體變態(tài)的500。C附近作為強奧氏體穩(wěn)定化元素起作用，因此添加0.3質(zhì)量％以上時，抑制焊接金屬的貝氏體變態(tài)，馬氏體組織增加，因而有損外面焊接金屬的韌性。但是，為少量時，由于提高焊接金屬的強度而有效。因此，必須使Cr小于0.3質(zhì)量0/0。焊接金屬的C必須為0.04-0.09質(zhì)量％。小于0.04質(zhì)量％時，焊接金屬的強度不足，同時發(fā)生高溫龜裂。超過0.09質(zhì)量％時，在焊接金屬中^^灰化物增多、韌性變差。或者，馬氏體韌性也變差。優(yōu)選為0.05~0.07質(zhì)量％。Si有促進P、S偏析的作用，因此不僅促進龜裂的發(fā)生，而且由于延遲了C的擴散，因此雖然是鐵素體穩(wěn)定化元素，但穩(wěn)定化了奧氏體，促進馬氏體的生長，使焊接金屬的韌性變差。因此，必須為O.50質(zhì)量％以下。過少時，焊接金屬中的氧量高、有損害韌性的可能，因而必須為0.30質(zhì)量％以上。Mn必須為1.4質(zhì)量％~2.0質(zhì)量％。Mn不僅促進P的凝固偏析、促進龜裂的發(fā)生，而且由于提高疊層缺陷能量，因此800。C以下的奧氏體穩(wěn)定化效果顯著。因而，抑制貝氏體變態(tài)，容易產(chǎn)生馬氏體，大量添加會使焊接金屬的韌性變差。因此，添加量必須為2.0質(zhì)量％以下。但是，少于1.4質(zhì)量％時，焊接金屬的氧量高、有損害韌性的可能，因此必須添加1.4質(zhì)量％以上。優(yōu)選為1.5~1.8質(zhì)量％。Cu必須小于0.5質(zhì)量％。Cu不僅使液相線和固相線間的溫度范圍變寬、促進高溫龜裂的發(fā)生，而且還具有提高低溫龜裂敏感性的作用。因而必須小于0.5質(zhì)量％。Ni提高高強度鋼的低溫韌性，因此是重要的元素。與Mn不同，由于降低疊層缺陷能量，因而奧氏體難以在機械上穩(wěn)定化，確保了延展性。因而，為了提高韌性，必須添加超過0.9質(zhì)量％。優(yōu)選添加2.0質(zhì)量％以上。但是，為了使奧氏體在化學上穩(wěn)定而大量添加時，在最終凝固相中析出鐵素體相，發(fā)生低溫龜裂。因此，必須一邊取得Mo、C、Mn的平衡一邊進行添加使得CS值不為負。作為其上限，約4.2質(zhì)量％為上限。Mo作為鐵素體穩(wěn)定化元素，是對于控制焊接金屬的凝固形態(tài)極為重要的元素，且具有使奧氏體不穩(wěn)定、在焊接金屬微組織中產(chǎn)生貝氏體、提高韌性的極為重要的作用。因此，必須至少添加0.4質(zhì)量％以上。另一方面，超過1.6質(zhì)量％時，特別是損害外面焊接金屬的韌性。因此，必須為0.4~1.6質(zhì)量％。V有助于焊接金屬的高強度化，但添加0.2質(zhì)量％以上時，特別是損害外面焊接金屬的韌性，因此必須小于0.2質(zhì)量％。另外，優(yōu)選P、S等雜質(zhì)少，雜質(zhì)的減少與成本呈權(quán)衡(tradeoff)關(guān)系。本發(fā)明中，P為0.016質(zhì)量％以下、S為0.006質(zhì)量％以下時，可獲得本發(fā)明的效果。為了焊接時的精煉，還可以在焊接金屬中含有Al、Ti、Nb、B等元素。焊接金屬的氧量優(yōu)選為0.01~0.04質(zhì)量％的范圍，優(yōu)選氮量少、優(yōu)選為0.010質(zhì)量％以下。接著說明焊絲成分的限定理由。對于C,為了獲得焊接金屬所必需的C量范圍，考慮到母材稀釋和來自大氣的量，為0.01-0.14質(zhì)量％。對于Si，為了獲得焊接金屬所必需的C量范圍，考慮到母材稀釋和焊劑中的Si02的還原，為0.25~0.7質(zhì)量％。對于Mn，為了獲得焊接金屬所必需的Mn量范圍，考慮到母材稀釋和由于脫酸所導致的消耗損失，為0.7~2.3質(zhì)量％。對于Cu，為了獲得焊接金屬所必需的Cu量范圍，為小于1.0質(zhì)量%。對于Ni,為了獲得焊接金屬所必需的Ni量范圍，為2.0~10.0質(zhì)量%。對于Mo,為了獲得焊接金屬所必需的Mo量范圍，為0.8~3.8質(zhì)量％。對于Cr，為了獲得焊接金屬所必需的Cr量范圍，為小于0.7質(zhì)量％。對于V,為了獲得焊接金屬所必需的V量范圍，為小于0.4質(zhì)量％。焊絲的P、S當然優(yōu)選少，但作為焊絲，為了獲得本發(fā)明的效果，優(yōu)選P為0.016質(zhì)量％以下、S為0.006質(zhì)量％以下。其他焊接金屬中可含有的元素也可含有在焊絲中。焊接一般用多個電極進行。因此，沒有必要使得各個焊絲為上述成分范圍，由各電極焊絲的成分和熔融量構(gòu)成的平均組成在上述范圍內(nèi)即可。焊絲的平均組成使焊絲的熔融量與各電極焊接電流成比例而求得。接著，說明母材成分的限定理由。C在低溫變態(tài)組織中通過過飽和固溶而有助于強度提高。為了獲得該效果，必須含有0.03質(zhì)量％以上，但其量超過0.12質(zhì)量％時，當加工成管時，管的圓周焊接部的硬度提高明顯，容易發(fā)生焊接低溫龜裂。因此，使C含量為0.03-0.12質(zhì)量％。Si作為脫酸材料發(fā)揮作用，而且是通過固溶強化增加鋼材強度的元素，其量小于0.01質(zhì)量％時，無法獲得其效果，超過0.5質(zhì)量％時，韌性明顯降低。因此，使Si含量為0.01~0.5%。Mn作為淬硬性提高元素發(fā)揮作用。其效果在其量為1.5質(zhì)量％以上時發(fā)揮，但在連續(xù)鑄造過程中中心偏析部的濃度提高顯著，超過3.0質(zhì)量％時，成為偏析部的延遲破壞的原因。因此，使Mn含量為1.5~3.0質(zhì)量％的范圍。Al作為脫酸材料發(fā)揮作用。其含量為0.01質(zhì)量％以上時可獲得充分的脫酸效果，但超過0.08質(zhì)量％時鋼中的純度降低，成為韌性變差的原因。因此，使A1含量為0.01~0.08質(zhì)量％。Nb具有擴大熱軋時的奧氏體未再結(jié)晶區(qū)域的效果，特別是由于使950。C以下為未再結(jié)晶區(qū)域，因此含有0.01質(zhì)量％以上。但是，其量超過0.08質(zhì)量％時，會顯著損害焊接時的HAZ和焊接金屬的韌性。因此，使Nb的含量為0.01~0.08質(zhì)量％。Ti除了形成氮化物、對減少鋼中的固溶N量有效，而且通過利用析出的TiN的銷住作用(t，二y^効果)抑制奧氏體粒子的粗大化，有助于提高母材、HAZ的韌性。為了獲得必要的銷住作用，必須^使其含量為0.0005質(zhì)量％以上，但超過0.024質(zhì)量％時，則形成碳化物，由于其所導致的析出固化，韌性顯著變差。因此，使Ti含量為0.0005~0.024質(zhì)量％。N通常作為鋼中的不可避免的雜質(zhì)存在，通過如上所述添加Ti,形成抑制奧氏體粒子粗大化的TiN。為了獲得必要的銷住作用，其含量必須為0.001質(zhì)量％以上，但超過0.01質(zhì)量％時，由于在焊接部、特別是熔融線附近^皮加熱至1450。C以上的HAZ,TiN分解，固溶N的不良影響變得明顯，因而使N含量為0.001-0.01質(zhì)量％。由于Cu、Ni、Cr、Mo、V均作為淬硬性提高元素發(fā)揮作用，因此以高強度化為目的，按照以下所述范圍含有這些元素的一種或兩種以上。Cu為0.01質(zhì)量％以上時，有助于提高鋼的淬硬性。但是，超過1.3質(zhì)量％含有時，焊接金屬中的Cu量增高，發(fā)生焊接金屬的高溫龜裂。因而，添加Cu時，使其含量為0.01~1.3質(zhì)量％。Ni添加0.1質(zhì)量％以上時，有助于提高鋼的淬硬性。特別是，即使大量添加韌性也不會變差，因此對強韌化有效，但其為昂貴的元素、且超過3質(zhì)量％時效果飽和。因而，添加Ni時，^f吏其含量為0.1~3質(zhì)量％。Cr也在含有0.01質(zhì)量％以上時有助于提高鋼的淬硬性，但超過1.0質(zhì)量％時韌性變差。因而，添加Cr時，使其含量為0.01~1.0質(zhì)量％。Mo也在含有0.01質(zhì)量％以上時有助于提高鋼的淬硬性，但超過1.0質(zhì)量％時韌性變差。因而，添加Mo時，使其含量為0.01~1.0質(zhì)量％。V通過形成碳氮化物而析出強化，特別有助于防止HAZ的軟化。其效果可在0.01質(zhì)量％以上時獲得，但超過0.1質(zhì)量％時，析出強化明顯，韌性降低。因此，添加V時，使其含量為0.01~1.0質(zhì)量％。在制鋼過程中，當Ca含量小于0.0005質(zhì)量％時，由于脫酸反應(yīng)起支配作用，難以確保CaS、無法獲得韌性改善效果；另一方面，超過O.Ol質(zhì)量％時，容易生成粗大CaO,包括母材在內(nèi)韌性降^^而且成為鋼包噴嘴堵塞的原因，阻礙生產(chǎn)性。因此，使Ca含量為0.0005~0.01質(zhì)量%。本發(fā)明中，O、S為不可避免的雜質(zhì)，規(guī)定含量的上限。O的含量從抑制生成粗大、對韌性有不良影響的夾雜物的觀點出發(fā)，為0.004質(zhì)量％以下。另外，通過添加Ca,抑制MnS的生成，但S的含量多時，即使是利用Ca的形態(tài)控制也無法完全抑制MnS，因此S的含量為0.002質(zhì)量％以下。將具有上述成分的鋼板成形為管狀后，在將對接部進行定位焊后，使用本發(fā)明記載的焊接材料按照內(nèi)部焊接、外面焊接的順序進行焊接，實施擴管率2%以內(nèi)的擴管，從而可獲得耐低溫龜裂性和焊接部韌性優(yōu)異的高強度鋼管。實施例利用U成型和O成型將表1所示鋼板成形為管狀，進而利用氣體保護弧焊進行點固焊后，在內(nèi)外面一層一層地實施埋弧焊接。將埋弧焊接中使用的焊絲成分示于表2。在鋼板B和E中，鋼材的S量高，無法獲得200J以上的充分的卻貝沖擊值。<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>將這些鋼板和焊絲進行各種組合，使用4電極焊接實施內(nèi)外面的兩面1層焊接。表3、4示出焊接條件。埋弧焊接所使用的焊劑使用CaO-CaF2-Si02系的高堿性熔煉焊劑該焊接的基于JISZ3118的擴散性氳量為4.6cc/100g。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>使用這些母材和焊接材料實施4電極埋弧焊接，將所得焊接金屬的化學組成和特性示于表5、6。表7示出焊絲的平均組成。焊絲的平均組成為所適用的各電極焊絲組成乘以各電極的電流值、相加、再除以各電極電流總和所得。予以說明，No.20的實施中，實施2電極埋弧焊接。焊接條件是內(nèi)面?zhèn)葹榈?電極920A-36V、第2電極690A-44V、焊接速度1.1m/分鐘，外面?zhèn)葹榈?電極1000A國36V、第2電極750A-45V、焊接速度1.0m/分鐘。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>說明書第17/18頁No.9~14、16、18~20為本發(fā)明的例子。CS值確保為O以上，未見焊接金屬的低溫龜裂。予以說明，作為龜裂的確認方法，在烊接后放置72小時，在焊道上在焊接線方向和焊接線垂直方向上進行超聲波探傷試驗，檢查有無龜裂，同時由于龜裂多見于焊接金屬表面，因此使用磁粉探傷試驗檢查表面龜裂。將使用超聲波探傷試驗和磁粉探傷試驗未見龜裂發(fā)生的情況作為〇、使用超聲波探傷試驗和/或磁粉探傷試驗確認龜裂發(fā)生的情況作為X,示于表5。作為比較例1的No.l中，焊接金屬的Cr高，焊接金屬的韌性變差。焊接金屬的韌性使用卻貝沖擊試驗進行研究。將卻貝試驗片的采集位置示于圖2。作為比較例2的No.2中，由于Ni高，因此CS值大大向負偏移、發(fā)生明顯的低溫龜裂。雖然龜裂多發(fā)生于內(nèi)面焊道，但在外側(cè)面也觀察到到達與內(nèi)面?zhèn)认噙B接的外表面的龜裂和滯留于焊道內(nèi)的lmm左右的小龜裂。另外，No.2中在CS值為負的同時，焊接金屬的Si降低，焊接金屬的卻貝吸收能量對于內(nèi)外面焊接金屬來說均差。另外，當發(fā)生焊接焊道橫裂時，無法實施拉伸試驗和卻貝試驗，因此通過在焊接后在200°C下實施2小時的后熱處理，抑制橫裂，實施機械試驗。No.3中，焊絲的C高，焊接金屬的C增高、CS值變負、焊接金屬發(fā)生龜裂，同時焊接金屬的Si、Cr高、特別是外面?zhèn)群附咏饘俚膮s貝吸收能量變差。No.4中，各個焊接金屬的成分雖為本發(fā)明的范圍內(nèi)，但由于CS值為負，因此焊接金屬發(fā)生低溫龜裂。為了防止低溫龜裂，不僅需要焊接金屬組成滿足各成分的范圍，而且要求CS值為O以上。No.5中，CS值為正，焊接金屬的低溫龜裂得到抑制。但是，焊絲的Mo高、焊接金屬的Mo變得過高，特別是外面焊接金屬的韌性變差。No.6中，由于焊絲的Mn過量、Mo不足，因此焊接金屬的Mn高、Mo低。因此，CS值變負，焊接金屬發(fā)生橫裂，同時焊接金屬的韌性降低。No.7中，由于焊絲的Cu高，因此焊接金屬的Cu增高，因此焊接金屬發(fā)生高溫龜裂。由于發(fā)生高溫龜裂，因此無法實施焊接金屬的機械試驗。No.8中，CS值為正、抑制了焊接金屬的龜裂。但是，V增高過多，0特別是外面焊接金屬的韌性變差。No.l5中，由于焊絲的Cr量高，因此焊接金屬的Cr增加，焊接金屬的韌性變差。No.l7中，由于焊絲的Si低，焊接金屬的Si降低，因此焊接金屬的韌性變差。No.21中，焊接金屬的C降低，焊接金屬發(fā)生高溫龜裂。No.22中，焊接金屬的Ni降低、焊接金屬的韌性變差。權(quán)利要求1.一種具有耐低溫龜裂性優(yōu)異的焊接金屬的高強度焊接鋼管，其特征在于，從內(nèi)面和外面兩側(cè)一層一層地進行埋弧焊接而制造的焊接鋼管的母材和焊接金屬的拉伸強度均為800MPa以上，所述焊接金屬含有C0.04～0.09質(zhì)量％、Si0.30～0.50質(zhì)量％、Mn1.4～2.0質(zhì)量％、Cu小于0.5質(zhì)量％、Ni超過0.9質(zhì)量％且為4.2質(zhì)量％以下、Mo0.4～1.6質(zhì)量％、Cr小于0.3質(zhì)量％、V小于0.2質(zhì)量％，剩余部分包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)，同時由上述焊接金屬的成分通過下述式(1)計算的CS值在內(nèi)面?zhèn)群屯饷鎮(zhèn)染鶠?以上，CS＝5.1+1.4[Mo]-[Ni]-0.6[Mn]-36.3[C]...(1)[Mo]焊接金屬的Mo含量(質(zhì)量％)，[Ni]焊接金屬的Ni含量(質(zhì)量％)，[Mn]焊接金屬的Mn含量(質(zhì)量％)，[C]焊接金屬的C含量(質(zhì)量％)。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的具有耐低溫龜裂性優(yōu)異的焊接金屬的高度焊接鋼管的制造方法，其特征在于，使用多個電極的平均組成含有C:0.01~0.14質(zhì)量％、Si:0.25~0.7質(zhì)量0/0、Mn:0.7~2.3質(zhì)量％、Cu:小于1.0質(zhì)量％、Ni:2.0~10.0質(zhì)量％、Mo:0.8~3.8質(zhì)量％、Cr:小于0.7質(zhì)量％、:小于0.4質(zhì)量％的焊絲和熔煉焊劑，從母材的內(nèi)面和外面兩側(cè)一層一層地進行埋孤焊接，使由焊接金屬的成分通過下述式(1)計算的CS值在內(nèi)面?zhèn)群屯饷鎮(zhèn)染鶠?以上，CS=5.1+1.4[Mo]-[Ni]-0.6[Mn]-36.3[C]…(1)[Mo]:焊接金屬的Mo含量(質(zhì)量％)，[Ni]:焊接金屬的Ni含量(質(zhì)量％),[Mn]:焊接金屬的Mn含量(質(zhì)量％),[C]:焊接金屬的C含量(質(zhì)量％)。3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的具有耐低溫龜裂性優(yōu)異的焊接金屬的高強度焊接鋼管的制造方法，其特征在于，所述母材含有C:0.03-0.12質(zhì)量％、Si:,01~0.5質(zhì)量％、Mn:1.5~3.0質(zhì)量％、Al:0.01~0.08質(zhì)量％、Nb:0.01~0.08質(zhì)量0/0、Ti:0.0005~0.024質(zhì)量％、N:0.001~0.01質(zhì)量％、O:0.004質(zhì)量％以下、S:0.002質(zhì)量％以下、Ca:0.0005~0.01質(zhì)量％,且含有Cu:0.01~1.3質(zhì)量％、Ni:0.1~3.0質(zhì)量％、Mo:`0.01~1.0質(zhì)量％、Cr:0.01~1.0質(zhì)量％和V:0.01~0.1質(zhì)量％中的至少l種，剩余部分包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)。4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的具有耐低溫龜裂性優(yōu)異的焊接金屬的高強度焊接鋼管，其特征在于，所述母材含有C:0.03-0.12質(zhì)量°/。、Si:`0.01~0.5質(zhì)量％、Mn:1.5~3.0質(zhì)量％、Al:0.01~0.08質(zhì)量％、Nb:`0.01~0.08質(zhì)量0/0、Ti:0.0005~0.024質(zhì)量％、N:0.001~0.01質(zhì)量°/0、`0:0.004質(zhì)量％以下、S:0.002質(zhì)量％以下、Ca:0.0005~0.01質(zhì)量％,且含有Cu:0.01~1.3質(zhì)量％、Ni:0.1~3.0質(zhì)量％、Mo:0.01~1.0質(zhì)量％、Cr:0.01~1.0質(zhì)量％和V:0.01~0.1質(zhì)量％中的至少1種，剩余部分包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)。全文摘要本發(fā)明提供具有耐低溫龜裂性和低溫韌性優(yōu)異的焊接金屬、拉伸強度為800MPa以上的高強度焊接鋼管。高強度焊接鋼管，其中從內(nèi)面和外面兩側(cè)一層一層地進行埋弧焊接而制造的焊接鋼管的母材和焊接金屬的拉伸強度均為800MPa以上，焊接金屬含有C0.04～0.09質(zhì)量％、Si0.32～0.50質(zhì)量％、Mn1.4～2.0質(zhì)量％、Cu小于0.5質(zhì)量％、Ni超過0.9質(zhì)量％且為4.2質(zhì)量％以下、Mo0.4～1.5質(zhì)量％、Cr小于0.5質(zhì)量％、V小于0.2質(zhì)量％，剩余部分包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)，同時由焊接金屬的成分通過CS＝5.1+1.4[Mo]-[Ni]-0.6[Mn]-36.3[C]計算的CS值在內(nèi)面?zhèn)群屯饷鎮(zhèn)染鶟M足0以上。文檔編號C22C38/00GK101652492SQ200880010554公開日2010年2月17日申請日期2008年3月19日優(yōu)先權(quán)日2007年3月28日發(fā)明者岡津光浩,太田誠,川端文丸,早川直哉,石崎圭人,西山繁樹,長谷薰,阪口修一申請人:杰富意鋼鐵株式會社;株式會社神戶制鋼所