JP2000063997A - マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】溶接部に高温割れがなく、しかも強度、靭性お
よび耐食性に優れた溶接金属を有する低Ｃマルテンサイ
ト系ステンレス鋼溶接鋼管を提供する。 【解決手段】母材部がC:0.1％以下、Cr:8〜15％を含有
し、面積率で80％以上がマルテンサイトのマルテンサイ
ト系ステンレス鋼であり、溶接金属がC:0.1％以下、Cr:
（母材のCr含有量-0.5）〜（母材のCr含有量+2.0）％、
Ti:0.003〜0.02％を含み、しかも式「Ni+30C+0.5Mn」で
与えられるNi当量が12％以下、式「Cr+Mo+1.5Si+0.5N
b」で与えられるCr当量が8〜16％で、かつNi当量とCr当
量との関係が式「0.4（Cr当量-8）≦Ni当量≦1.5（Cr当
量-8）」を満たす溶接鋼管。

Description

【発明の詳細な説明】 【０００１】 【発明の属する技術分野】本発明は、Ｃ含有量が０．１
％以下のマルテンサイト系ステンレス溶接鋼管とその製
造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】近年生産されている石油や天然ガス中に
は、炭酸ガスが含まれている場合が増加している。この
ような環境中では、炭素綱や低合金鋼は著しく腐食され
るため、石油や天然ガス中に腐食抑制剤が添加されてい
る。しかし、腐食抑制剤の効果は、高温では失われる。
また、海底パイプラインでは、腐食抑制剤の添加回収に
膨大なコストがかかる。 【０００３】このような背景から腐食抑制剤の添加を必
要としない耐食材料として、ＡＩＳＩ規格に規定される
４１０鋼に代表されるような１２〜１３％のＣｒを含有
するマルテンサイト系ステンレス鋼が広く使用され始め
ている。上記の４１０鋼には、高強度を得るために比較
的多量（０．１６〜０．２２％程度）のＣが添加されて
いる。 【０００４】パイプラインは、パイプとパイプを突き合
わせ溶接接合して施設される。上記の４１０鋼のような
比較的炭素量の高いマルテンサイト系ステンレス鋼を通
常の溶接方法で突き合わせ溶接した場合には、溶接熱影
響部の硬さが上昇し、衝撃特性を劣化させる。また、硬
さの上昇は、硫化物応力腐食割れの感受性が高まる点で
も問題がある。このような溶接後の硬さ上昇は、溶接施
工後に６００℃程度以上に保持するような熱処理を施す
ことにより回避することが可能である。しかし、このよ
うな溶接後の熱処理は、やはり膨大なコスト上昇をもた
らす。このような問題を解決する手段としては、Ｃ量を
下げて溶接熱影響部での硬さ上昇を抑えることが有効で
ある（例えば、特開平２−２４３７４０号公報、同５−
２８７４５５号公報参照）。Ｃ量を低くすることによ
り、炭酸ガスを含有する石油や天然ガス用のラインパイ
プに適する継目無鋼管の製造が可能となる。 【０００５】さらに、特開平４−１９１３１９号公報に
は、熱延法で製造した低Ｃ（≦０．０８％）のマルテン
サイト系ステンレス鋼板を管状に連続的に成形した後、
電縫溶接法にて溶接し、次いでその電縫溶接部を熱処理
することにより、湿潤な炭酸ガスを含有する石油や天然
ガス用のラインパイプに適する電縫鋼管を得る方法が示
されている。 【０００６】マルテンサイト系ステンレス鋼は、基本的
には高強度を有することから、薄肉化によるパイプライ
ン施工コストの削減が可能である。しかし、継目無鋼管
は、比較的小径かつ肉厚の厚い鋼管の製造に適した方法
であるためにこのようなニーズを満足させることが困難
であった。また、電縫鋼管は薄肉化が可能であるが、電
縫鋼管の溶接部にはペネトレーターと呼ばれる特有の欠
陥が発生することが知られており、この欠陥を起点とし
て破壊が生じる可能性があり、安全上の問題が大きい。 【０００７】ラインパイプの製造方法としては、上記の
継目無製管法や電縫管製造法の他に鋼板をプレス成形し
た後に溶融溶接によりシーム溶接する方法がある。この
種の代表的な製管方法としては、サブマージアーク溶接
を利用したＵＯＥ製管法がある。これらの製管方法は、
比較的大径で、かつ厚肉（肉厚１０〜２０ｍｍ）のライ
ンパイプを製造するのに適した代表的な製管法である。
しかし、低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼を対象に
した製管方法については、適当な方法がないのが実状で
ある。 【０００８】 【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
の現状に鑑み、低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼を母
材にして溶融溶接法により製造された溶接鋼管で、その
溶接部に高温割れがなく、しかも溶接部の強度、靭性お
よび耐食性に優れた溶接鋼管を提供することにある。 【０００９】 【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の目
的を達成すべく、マルテンサイト系ステンレス鋼の化学
組成について検討する一方、製管溶接を実施する際の問
題点の抽出を行った結果、次のことを知見した。 【００１０】マルテンサイト系ステンレス鋼（Ｃｒ含有
量８〜１５％）が充分な溶接性と耐食性を有するには、
Ｃ量を０．１％以下に低減することが重要である。 【００１１】溶接入熱量が２０ｋＪ／ｃｍ以上の溶接を
行った場合には、溶接ビードの中央に高温割れが発生す
る。これは、溶接入熱量の増大に伴う熱応力の増大と溶
融金属量の増加が重畳して凝固割れ感受性が高まったた
めと推測される。 【００１２】一般に、高温割れ感受性を改善するには、
Ｐ、Ｓなどの不純物元素を低減することが重要とされて
いる。しかし、不純物元素の低減は、コスト上昇の原因
となる。また、不純物の低減のみで高温割れを完全に停
止することは困難である。 【００１３】さらに、オーステナイト系ステンレス鋼の
溶接金属の高温割れ感受性を改善するには、面積分率に
して数％のフェライト相を含有させることが効果的であ
ることが知られている。 【００１４】ステンレス鋼の凝固組織は、例えば、図１
に示すシェフラーの組織図を用い、後に示す式（Ｎｉ
＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎ）で求められるＮｉ当量と、
式（Ｃｒ＋Ｍｎ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂ）で求
められるＣｒ当量から推定することが可能である。な
お、上記両式中の各元素記号は、鋼中のそれぞれの元素
の含有量（重量％）を意味する。 【００１５】そこで、溶接金属中のＮｉ量（またはＮｉ
当量）を変化させることによって凝固形態を変化させ、
高温割れの発生の有無を調査した。その結果、Ｃｒ当量
とＮｉ当量とを特定の範囲に調整すれば、高温割れが発
生しなくなることを知見した。具体的には、溶接金属の
Ｃｒ当量とＮｉ当量とを図１中に示す斜線領域、すなわ
ちＣｒ当量を８〜１６％、Ｎｉ当量を１２％以下とし、
かつＮｉ当量とＣｒ当量との関係を式「０．４×（Ｃｒ
当量−８）≦Ｎｉ当量≦１．５×（Ｃｒ当量−８）」を
満たすように調整すれば、高温割れが発生しないことを
知見した。 【００１６】この理由は、高温割れが発生しない組成域
では、凝固形態がフェライト−オーステナイト包晶域と
考えられることから、凝固形態をコントロールすること
によって高温割れ感受性が低下したためと推定される。 【００１７】一方、円周溶接施工時のＴクロス部での特
性を考慮すると、溶接金属においても低Ｃ化が重要であ
り、溶接金属のＣ量は母材と同等程度にする必要があ
る。また、耐食性の確保の観点から、母材と同等あるい
は母材以上のＣｒを溶接金属に含有させる必要がある。 【００１８】さらに、溶接金属の靭性を確保するには、
Ｔｉ量のコントロールが極めて重要で、適量のＴｉ、具
体的には０．００５〜０．０２重量％のＴｉ添加によっ
て溶接金属の靭性が著しく向上することを知見した。た
だし、０．０２％を超えるＴｉ添加は、かえって溶接金
属の靭性を低下させる。この微量のＴｉ添加による靭性
の改善と、０．０２％を超える過剰なＴｉ添加による靭
性劣化の理由は、次のように推定される。 【００１９】まず、粒内の組織は、Ｔｉ添加の有無にか
かわらず、マルテンサイト組織であり、低合金鋼の溶接
金属で見られるようなＴｉ添加に伴う組織の微細化は生
じていない。Ｔｉ添加によってスピネル酸化物の生成が
促進されるとの報告もあるが、スピネル酸化物は、球形
の比較的微細な酸化物を形成しやすいことから、Ｔｉ添
加による靭性の改善は、酸化物の形態変化に起因したも
のである可能性が高い。また、過剰なＴｉ添加による靭
性の低下は、ＴｉＮなどの析出物の形成が靭性に悪影響
を及ぼしているものと推測される。 【００２０】本発明は、上記の知見をもとに完成された
もので、その要旨は下記のマルテンサイト系ステンレス
溶接鋼管にある。 【００２１】重量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｃｒ：８〜
１５％を含有し、面積率で８０％以上がマルテンサイト
であるマルテンサイト系ステンレス鋼からなる溶接鋼管
であって、溶接金属の化学組成が下記の条件を満たすマ
ルテンサイト系ステンレス溶接鋼管。 【００２２】溶接金属の化学組成；重量％で、Ｃ：０．
１％以下、Ｃｒ：（母材のＣｒ含有量−０．５）〜（母
材のＣｒ含有量＋２．０）％、Ｔｉ：０．００３〜０．
０２％を含み、しかも下記の式で与えられるＮｉ当量
が１２％以下、式で与えられるＣｒ当量が８〜１６％
で、かつＮｉ当量とＣｒ当量との関係が下記の式を満
たす。 【００２３】 Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎ・・・・・・・・・・・・・ Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂ・・・・・・・・ ０．４×（Ｃｒ当量−８）≦Ｎｉ当量≦１．５×（Ｃｒ当量−８）・・ ここで、式および式中の元素記号は、溶接金属中の
それぞれの元素の含有量（重量％）を意味する。 【００２４】上記本発明のマルテンサイト系ステンレス
溶接鋼管は、母材部の肉厚が１０〜２５ｍｍであること
が好ましい。 【００２５】 【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。なお、以下において、特にことわらない限り
「％」は「重量％」を意味する。 【００２６】まず、母材のマルテンサイト系ステンレス
鋼について説明する。 【００２７】本発明における母材のマルテンサイト系ス
テンレス鋼は、Ｃ：０．１％以下、Ｃｒ：８〜１５％を
含有し、面積率で８０％以上がマルテンサイト組織であ
れば、どのようなマルテンサイト系ステンレス鋼であっ
てもよい。 【００２８】これは、Ｃ含有量が０．１％を超えると、
製管溶接および円周溶接後の溶接熱影響部の硬さが高く
なりすぎて靭性および耐応力腐食割れ性が低下する。Ｃ
の下限は特に定めないが、耐食性、特に溶接部の耐応力
腐食割れ性の観点からは低ければ低いほど好ましい。 【００２９】また、Ｃｒ含有量が８％未満では、炭酸ガ
ス環境下での十分な耐食性の確保が困難になり、逆に１
５％超では強度の調整ができなくなる。さらに、マルテ
ンサイト組織が面積率で８０％未満であると、 局部的
な耐食性低下域が形成され、必要な耐食性が確保できな
くなるためである。 【００３０】なお、上記のＣとＣｒ以外の成分について
は特に制限しないが、下記であることが望ましい。 【００３１】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素として添加される
が、１％超の過剰な添加は靭性の低下を招くので、その
含有量の上限は１％とするのが好ましい。 【００３２】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸元素あるいは強化元素と
して添加されるが、２％超の過剰な添加は耐応力腐食割
れ性の低下を招くので、その含有量の上限は２％とする
のが好ましい。 【００３３】Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として添加される
が、０．１％超の過剰な添加は鋼の清浄度を低下させる
ので、その含有量の上限は０．１％とするのが好まし
い。 【００３４】Ｎ：Ｎは不可避的不純物であり、過剰に存
在すると母材の靭性を低下させるので、その含有量の上
限は０．０２％とするのが好ましい。 【００３５】ＰおよびＳ：ＰとＳは上記のＮと同様の不
可避的不純物であり、母材の熱間加工性の改善および溶
接金属の高温割れ感受性の低減の観点からは低ければ低
いほどよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。しか
し、いずれの元素も０．０２％程度までであれば特に問
題はないので、その含有量の上限は０．０２％とするの
が好ましい。 【００３６】Ｎｉ、ＣｕおよびＣｏ：これらの元素は添
加しなくてもよいが、添加すればいずれの元素も湿潤炭
酸ガス環境下での耐食性の改善および母材の靭性改善に
寄与する。その効果は、いずれの元素も０．５％以上で
顕著になるが、Ｎｉの場合１０％でその効果が飽和して
これ以上添加してもコスト上昇を招くだけであり、Ｃｕ
とＣｏは５％でその効果が飽和する。このため、添加す
る場合のＮｉ、ＣｕおよびＣｏの含有量は、それぞれ
０．５〜１０％、０．５〜５％、０．５〜５％とするの
が好ましい。なお、これらの元素は、いずれか１種の添
加または２種以上の複合添加でもよい。 【００３７】ＭｏおよびＷ：これらの元素は添加しなく
てもよいが、添加すればいずれの元素も湿潤炭酸ガス環
境下での耐食性と耐応力腐食割れ性の改善に寄与する。
その効果は、いずれの元素も０．２％以上で顕著になる
が、いずれの元素も３％でその効果が飽和する。このた
め、添加する場合のＭｏとＷの含有量は、いずれも０．
２〜３％とするのが好ましい。なお、これらの元素は、
いずれか一方の添加または両方の複合添加でもよい。 【００３８】Ｔｉ、ＮｂおよびＶ：これらの元素は添加
しなくてもよいが、添加すればいずれの元素も強度調整
に寄与する。その効果は、Ｔｉでは０．００３％以上、
ＮｂとＶでは０．０１％以上で顕著になるが、Ｔｉの場
合０．０２％超、ＮｂとＶの場合０．０５％超の過剰な
添加は溶接熱影響部および溶接金属の靭性低下を招く。
このため、添加する場合のＴｉ、ＮｂおよびＶの含有量
は、それぞれ０．００３〜０．０２％、０．０１〜０．
０５％、０．０１〜０．０５％とするのが好ましい。な
お、これらの元素は、いずれか１種の添加または２種以
上の複合添加でもよい。 【００３９】次に、溶接金属の化学組成を前記のように
規定した理由について説明する。 【００４０】Ｃ：０．１％以下溶接金属のＣ量が０．１
％超であると、溶接金属および溶接熱影響部の硬さが高
くなりすぎ、これらの部分の靭性および耐応力腐食割れ
性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１％以下と
した。なお、下限は特に定めないが、耐食性、特に耐応
力腐食割れ性の観点からは低ければ低いほど好ましい。 【００４１】Ｃｒ：溶接金属のＣｒ量が母材のＣｒ量よ
りも０．５％を超えて少ないと、溶接金属が選択腐食さ
れ、溶接部の耐食性が確保できなくなる。逆に、溶接金
属中のＣｒ量が母材のＣｒ量よりも２．０％を超えて多
いと、溶接熱影響部に選択腐食が生じやすくなる。した
がって、Ｃｒ含有量は、（母材のＣｒ含有量−０．５）
〜（母材のＣｒ含有量＋２．０）％とした。 【００４２】Ｔｉ：０．００３〜０．０２％ Ｔｉは、溶接金属の靭性を確保するために添加するが、
その含有量が０．００３％未満では効果が得られず、
０．０２％を超えて含有させると逆に靭性が低下する。
したがって、Ｔｉ含有量は０．００３〜０．０２％とし
た。 【００４３】Ｎｉ当量およびＣｒ当量：前述の式で求
められる溶接金属のＮｉ当量が１２％超、同じく前述の
式で求められる溶接金属のＣｒ当量が８％未満または
１６％超であり、かつＮｉ当量の値が｛０．４×（Ｃｒ
当量−８）｝％未満または｛１．５×（Ｃｒ当量−
８）｝％超であると、凝固割れが発生し、欠陥のない健
全な溶接金属部が形成されない。したがって、Ｎｉ当量
を１２％以下、Ｃｒ当量を８〜１６％とした上で、Ｎｉ
当量とＣｒ当量の関係を「｛０．４×（Ｃｒ当量−
８）｝％≦Ｎｉ当量≦｛１．５×（Ｃｒ当量−８）｝
％」と定めた。 【００４４】なお、上記以外の成分については特に制限
しない。しかし、溶接金属中には、母材中に含まれる成
分が必然的に混入し、上記以外の成分を含有することに
なるが、それらの成分の含有量が前述の母材と同じ範囲
内であれば、その特性が劣化することはない。ただし、
一般に、溶接金属中には、母材に比べて多量の酸素が混
入し、酸化物の増加を招いて靭性低下を招く。したがっ
て、溶接金属中の酸素含有量は低い方が好ましく、０．
１％以下であれば特に問題ない。このため、上記以外の
成分は、前述の母材と同じにし、その上で酸素含有量を
０．１％以下に制限するのが好ましい。 【００４５】上記本発明の溶接鋼管を構成する溶接金属
の化学組成は、製管溶接にワイヤなどの添加材を用いな
い例えばプラズマ溶接法やレーザ溶接法などの溶接方法
を採用する場合には、化学組成を本発明で規定する溶接
金属の化学組成と同じに調整した母材を用いることによ
り、何らの問題もなく得られる。 【００４６】また、例えばサブマージドアーク溶接法や
ＴＩＧ溶接法などのように、ワイヤなどの添加材を用い
る溶接方法を採用する場合には、得られた溶接金属の化
学組成は母材の化学組成と用いるワイヤの化学組成の双
方に依存する。このため、本発明の溶接鋼管をサブマー
ジドアーク溶接法やＴＩＧ溶接法を用いて製造するに
は、用いる溶接方法に応じて、上記の化学組成を有する
溶接金属が得られるようにその化学組成を調整した母材
とワイヤを用いれば、上記と同様に何らの問題もなく得
られる。 【００４７】なお、サブマージドアーク溶接法で得られ
た溶接鋼管の場合、その溶接金属に後熱処理を施すのが
好ましく、この場合には強度および耐食性を損なわせる
ことなく、溶接金属の靭性をより一層向上させることが
できる。ただし、その後熱処理は、９００℃以上で焼入
れし、次いで８００℃以下で焼戻すのが好ましく、その
理由は次の通りである。すなわち、９００℃未満で焼入
れしたのでは溶体化が不十分になり、８００℃超で焼戻
ししたのではオーステナイト化して再焼入れされる領域
生じるからである。 【００４８】なお、焼入れ温度の上限および焼戻し温度
の下限は、特に制限されない。しかし、焼入れ温度が１
２００℃超では結晶粒が粗大化し、靭性が低下する。ま
た、焼戻し温度が５００℃未満では十分な硬度低下が図
れず、耐食性の向上が望めない。このため、焼き入れ温
度は９００〜１２００℃、焼戻し温度は５００〜８００
℃とするのが好ましい。 【００４９】上記の後熱処理は、溶接金属（シーム部）
のみまたはシーム部を含む鋼管の一部に施せば十分であ
るが、溶接鋼管全体に施してもよい。 【００５０】 【実施例】表１に示す化学組成を有するとともに、表２
に示すように、マルテンサイト相の面積率が９５％と９
０％の２種類の肉厚２０ｍｍの鋼板（母材）と、表３に
示す化学組成を有する直径４．０ｍｍの７種類のワイヤ
を準備した。なお、表１に示す母材No. Ｂ２の鋼板につ
いては、熱延後、９００℃に５分間加熱保持した後に水
焼入れし、次いで６４０℃に６０分間加熱保持する焼戻
し処理を施し、０．２％耐力と靭性とを表２に示す値、
すなわち０．２％耐力を６１０ＭＰａ（ＡＰＩ規格のＸ
８０グレードを満たす）、破面遷移温度（ｖＴｓ）を−
５０℃に調整した。 【００５１】 【表１】 【００５２】 【表２】 【００５３】 【表３】【００５４】《実施例１》表１および表２に示す鋼板の
うちのNo. Ｂ１の鋼板を対象にした。Ｂ１の鋼板を管状
に成形した後その突き合わせ部を、表３に示すワイヤの
うちのNo. Ｗ１〜Ｗ４のワイヤを用いる一方、１電極の
サブマージアーク溶接機を用い、入熱量を種々変えて
（１０〜４０ｋＪ／ｃｍ）製管溶接した。この時、フラ
ックスには、市販の溶融型のフラックス（住金溶接工業
（株）社製の商品名：＃−１００）を用いた。 【００５５】そして、得られた溶接鋼管の溶接金属の化
学組成を調べる一方、高温割れの発生の有無を調べ、そ
の結果を溶接条件と併せて表３に示した。 【００５６】なお、表３中のＮｉｅｑ欄はＮｉ当量、Ｃ
ｒｅｑ欄はＣｒ当量、※１欄は前述の式の左辺の計算
値、※２欄は同式の右辺の計算値を示し、式欄の結
果の×印はＮｉ当量が前述の式を満たさない場合、○
印はＮｉ当量が前述の式を満たす場合を示している。 【００５７】 【表３】 【００５８】表３に示す結果から明らかなように、上記
の溶接条件で得られた溶接鋼管のうち、各成分の含有量
は本発明で規定する範囲内ではあるが、Ｎｉ当量が本発
明で規定する範囲を外れる溶接金属を有する試番１〜３
および６の溶接鋼管には、溶接ビードの中央部に高温割
れが発生していた。 【００５９】これに対し、各成分の含有量およびＮｉ当
量がともに本発明で規定する範囲内の溶接金属を有する
溶接鋼管の溶接ビードには、高温割れは発生していなか
った。 【００６０】《実施例２》表１および表２に示す鋼板の
うちのNo. Ｂ２の鋼板を対象にし、表３に示すワイヤの
うちのNo. Ｗ２およびNo. Ｗ５〜Ｗ７のワイヤを用いる
一方、３電極のサブマージアーク溶接機（ＤＣ−ＡＣ−
ＡＣ）を用い、入熱量を４０ｋＪ／ｃｍ一定にて両面各
一層の溶接とした以外は上記の実施例１と同様の条件
で、製管溶接を模擬した溶接継手の溶接を行った。 【００６１】そして、得られた溶接継手の溶接金属の化
学組成を調べる一方、高温割れの発生の有無を調べた。
また、溶接金属の強度、靭性および耐食性についても調
査した。さらに、溶接後の溶接継手部に、９５０℃に５
分間加熱保持した後に水焼入れし、次いで６５０℃に５
分間加熱保持する焼戻しの後熱処理を施し、後熱処理の
溶接金属の強度、靭性および耐食性についても調査し
た。 【００６２】なお、強度は、溶接継手部から図２に示す
試験片を採取して引張試験に供し、その破断位置を調べ
ることにより評価した。また、靭性は、溶接継手部から
溶接金属の最終凝固部分にノッチを付与した衝撃試験片
（ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定される４号試験片）を採
取してシャルピー衝撃試験に供し、破面遷移温度を調べ
ることにより評価した。 【００６３】さらに、耐食性は、それぞれ下記の条件に
よる耐炭酸ガス腐食試験とカソード防食下での耐応力腐
食割れ試験を行い、いずれの場合も試験後の試験片を目
視観察し、耐炭酸ガス腐食性については局部腐食の発生
の有無、カソード防食下での耐応力腐食割れ性について
は割れの発生の有無を調べることに評価した。ただし、
カソード防食下での耐応力腐食割れ試験については、後
熱処理を施したものについてのみ行った。 【００６４】耐炭酸ガス腐食性試験：鋼板の表面から５
ｍｍ肉厚方向に入った位置より採取し、その表面を粗さ
６００番のエメリー紙で研磨した後に脱脂乾燥した、長
手方向の中央に溶接ビードが位置する幅２２ｍｍ、厚さ
３ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を、流速２．５ｍ／ｓ
ｅｃ．、液温１２５℃の圧力３０ｂａｒ．にて炭酸ガス
を飽和させた５％食塩水中に７２０ｈｒ浸漬。 【００６５】カソード防食下での耐応力腐食割れ性試
験：鋼板の表面から５ｍｍ肉厚方向に入った位置より採
取した長手方向の中央に溶接ビードが位置する幅１０ｍ
ｍ、厚さ２ｍｍ、長さ７５ｍｍの試験片に、３点曲げ治
具を用いて母材の０．２％耐力（６１０ＭＰａ）と同じ
応力を付加し、この試験片を温度２５℃、電位−１３０
０ｍＶｖｓ．ＳＣＥの人工海水中に７２０ｈｒ浸漬。 【００６６】以上の調査結果のうち、高温割れの発生の
有無については溶接条件と併せて表３に、それ以外の結
果については表５に示した。 【００６７】 【表４】 【００６８】 【表５】【００６９】表４および表５に示す結果から明らかなよ
うに、いずれの試番の溶接金属もＮｉ当量およびＣｒ当
量が本発明で規定する条件を満たしており、高温割れは
発生していなかった。また、溶接のままの強度は、いず
れも母材部で破断し良好であり、耐炭酸ガス腐食性も良
好であった。 【００７０】ところが、Ｔｉ量が本発明で規定する範囲
を外れる溶接金属（試番８、１０）は靭性が悪く、特に
Ｔｉ量が０．０２４％と多い試番１０では靭性が著しく
悪かった。しかし、Ｔｉを含む溶接金属（試番８、１０
および１１）では、溶接後に後熱処理を施すと、靭性が
母材とほぼ同等にまで上昇した。また、後熱処理後の強
度は、いずれも母材部で破断し良好であり、耐炭酸ガス
腐食性およびカソード防食下での耐応力腐食割れ性も良
好であった。 【００７１】 【発明の効果】本発明の溶接鋼管は、溶接部に高温割れ
がなく、しかも溶接部の強度、靭性および耐食性に優れ
ているので、パイプラインの構成部材として用いて極め
て有用である。

【図面の簡単な説明】 【図１】シェフラーの組織図を示す図である。 【図２】実施例における引張試験で用いた試験片の形状
と寸法を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｃｒ：８〜
   １５％を含有し、面積率で８０％以上がマルテンサイト
   であるマルテンサイト系ステンレス鋼からなる溶接鋼管
   であって、溶接金属の化学組成が下記の条件を満たすこ
   とを特徴とするマルテンサイト系ステンレス溶接鋼管。 溶接金属の化学組成；重量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｃ
   ｒ：（母材のＣｒ含有量−０．５）〜（母材のＣｒ含有
   量＋２．０）％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２％を含
   み、しかも下記の式で与えられるＮｉ当量が１２％以
   下、式で与えられるＣｒ当量が８〜１６％で、かつＮ
   ｉ当量とＣｒ当量との関係が下記の式を満たす。 Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋３０×Ｃ＋０．５×Ｍｎ・・・・・・・・・・・・・ Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂ・・・・・・・・ ０．４×（Ｃｒ当量−８）≦Ｎｉ当量≦１．５×（Ｃｒ当量−８）・・ ここで、式および式中の元素記号は、溶接金属中の
   それぞれの元素の含有量（重量％）を意味する。