JP2001179485A - マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】製管溶接のままで良好な靭性と耐食性（耐炭酸
ガス腐食性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性）を発揮する溶
接部を有する厚肉大径のマルテンサイト系ステンレス溶
接鋼管とその製法を提供する。 【解決手段】溶接金属が、Ｃ：０．１％以下、Ｎｉ：２
〜１０％、Ｃｒ：１２〜２０％、残部：実質的にＦｅよ
りなり、不純物として含まれるＰ、Ｓ、Ｖ、ＮおよびＯ
（酸素）の含有量がそれぞれ０．０４％以下、０．０１
％以下、０．１％以下、０．１％以下、０．０６％以下
の化学組成を有し、かつ金属組織が、その組織中に占め
るフェライト相の体積割合をα％、オーステナイト相の
体積割合をγ％とした時、式「250≦1.6γ＋1.3α＋(15
・8Ｃ＋2.8)(100−γ−α)≦320」を満たす。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ラインパイプ、油
井管および油井化工機用配管に用いて好適なマルテンサ
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】Ｃ含有量が０．１質量％以下の低炭素マ
ルテンサイト系ステンレス鋼は、油井用材料として近年
開発が進められている鋼種である。この低炭素マルテン
サイト系ステンレス鋼は、二相ステンレス鋼よりもＣｒ
等の高価な元素の含有量が少ないために安価であり、湿
潤な炭酸ガスや微量の硫化水素を含む環境下で良好な耐
食性を示す。また、炭素含有量が低いために溶接性がよ
く、ガス・タングステン・アーク溶接法（以後、ＧＴＡ
Ｗ法という）やガス・メタル・アーク溶接法（以後、Ｇ
ＭＡＷ法という）による突き合わせ周溶接接合を前提と
するラインパイプに用いて特に好適である。

【０００３】これらの鋼管は、一般には継目無鋼管とし
て製造されることが多い。継目無鋼管は、高耐食性ライ
ンパイプに要求される靭性等の機械的性質および耐炭酸
ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性（以後、耐ＳＳＣ性と
いう）、カソード防食時の耐水素割れ性（以後、耐ＨＥ
性という）等の耐食性が良好で、性能上の信頼性が高
い。しかし、外径３００ｍｍ以上というような大径管の
製造が困難であるという問題がある。

【０００４】このため、大径管については、近年、溶接
による製造方法が検討されるようになってきた。例え
ば、特開平４−１９１３１９号公報や特開平４−１９１
３２０号公報には電縫溶接法（以後、ＥＲＷ法という）
による方法、特開平９−１６４４２５号公報にはレーザ
溶接法による方法が示されている。

【０００５】しかし、上記の各公報に示される方法は、
いずれも肉厚が１０ｍｍ以下の薄肉管の製造を主として
いる。また、一般に、低炭素マルテンサイト系ステンレ
ス鋼は、その溶接金属の金属組織が焼入れマルテンサイ
ト組織となって著しく硬化し、靭性や耐ＳＳＣ性、耐Ｈ
Ｅ性が低下する。このため、製管溶接後に後熱処理を施
して溶接金属の金属組織を回復させ、所望の性能を得る
ようにしている。

【０００６】しかし、上記の両公報に示される方法で
は、近年、需要が増えつつある肉厚が１０ｍｍを超える
厚肉で、かつ外径３００ｍｍ以上の大径厚肉の溶接鋼管
を安定して製造することができないという欠点を有して
いる。また、製管溶接後に後熱処理を施すことは、製造
コストの上昇を招くので好ましくない。

【０００７】上記のような大径厚肉の溶接鋼管を製造す
るには、入熱量の大きいサブマージドアーク溶接法（以
後、ＳＡＷ法という）が好適である。しかし、ＳＡＷ法
によった場合は、溶接金属中のＯ（酸素）とＣの含有量
が多くなる。このため、従来は、かかる溶接金属では所
望の機械的性質と耐食性を得ることは困難である考えら
れ、高濃度のＯとＣを含むＳＡＷ法で得られる溶接金属
で所望の機械的性質と耐食性を得る方法についてはほと
んど検討されることはなかった。その理由は次のとおり
である。

【０００８】ＵＯＥ製管法やスパイラル製管法に代表さ
れる厚肉大径の溶接鋼管の製管設備には、ＥＲＷ法やレ
ーザ溶接法による溶接鋼管や継目無鋼管の製造設備の場
合とは異なり、製管ラインに付随して熱処理設備が設け
られていないことが多い。これは、受注量が比較的多い
ラインパイプを製造する際、全ての製品に十分な後熱処
理を施すことは製造コストの上昇を招くため、必須の製
造条件に後熱処理を加え難いためである。

【０００９】なお、上記のＳＡＷ法またはミグ溶接法
（以後、ＭＩＧ法という）による低炭素マルテンサイト
系ステンレス溶接鋼管の製造方法としては、特開平１０
−６０５９９号公報および特開平１０−１４６６９１号
公報に示される方法がある。

【００１０】しかし、前者の公報には、溶接熱影響部
（以後、ＨＡＺという）の靭性を確保するために十分な
量のマルテンサイトをＨＡＺに生成させるようにした必
須成分としてＣａを含有する母材鋼とその溶接金属の一
例、後者の公報には、マルテンサイト、オーステナイト
およびフェライトの３相からなる金属組織を有する溶接
金属を得るために所定の化学組成を有するワイヤを用い
るＭＩＧ法が示されているにすぎず、ＳＡＷ法で得られ
る溶接金属自体の化学組成と金属組織をどのようにすれ
ば所望の機械的性質と耐食性が確保できるかについては
何等記載されていない。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、ＵＯ
Ｅ製管法やスパイラル製管法に代表され溶接製管法によ
って製造され、製管溶接後の後熱処理が不要であるにも
かかわらず、溶接部の靭性と耐食性、特に耐ＳＳＣ性お
よび耐ＨＥ性が良好な厚肉大径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を提供することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）のマルテンサイト系ステンレス溶接鋼管と下記
（２）のマルテンサイト系ステンレス溶接鋼管の製造方
法にある。

【００１３】（１）溶接金属の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１％以下、Ｎｉ：２〜１０％、Ｃｒ：１２〜２
０％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜３％、Ｍｏ：０〜５
％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ａｌ：０〜０．１％、Ｎｂ：
０〜０．１％、Ｃｕ：０〜３％、Ｗ：０〜６％を含有
し、残部が実質的にＦｅよりなり、不純物として含まれ
るＰ、Ｓ、Ｖ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量がそれぞれ
０．０４％以下、０．０１％以下、０．１％以下、０．
１％以下、０．０６％以下であり、かつ溶接金属の組織
が、その組織中に占めるフェライト相の体積割合をα
％、オーステナイト相の体積割合をγ％としたとき、下
式を満たす金属組織であるマルテンサイト系ステンレス
溶接鋼管。

【００１４】 250≦1.6γ＋1.3α＋(15・8Ｃ＋2.8)(100−γ−α)≦320 ただし、上記式中のＣは溶接金属に含まれるＣ含有量
（質量％）である。

【００１５】（２）上記（１）に記載のマルテンサイト
系ステンレス溶接鋼管の製造方法であって、製管溶接を
サブマージアーク溶接で行うマルテンサイト系ステンレ
ス溶接鋼管の製造方法。

【００１６】上記（１）のマルテンサイト系ステンレス
溶接鋼管は、フェライト相の体積割合αが１５体積％以
下、より好ましくは５〜１５体積％であることが望まし
い。

【００１７】また、上記（２）の製造方法は、ＳＡＷ法
による製管溶接後、焼戻し処理を施して硬度を調整する
ようにしてもよい。

【００１８】本発明者等は、上記の課題を達成するため
に鋭意検討の結果、次のことを知見し、本発明を完成さ
せた。

【００１９】溶接金属の靭性と耐食性は、その化学組成
が適正でも金属組織が適正でないと確保されない。特
に、酸素含有量が高いために靭性の確保が難しく、かつ
金属組織の調整の難しいＳＡＷ法で得られる溶接金属の
場合、その傾向が著しい。

【００２０】ところが、ＳＡＷ法で得られる溶接金属で
も、その金属組織が上記の式「250≦1.6γ＋1.3α＋(15
・8Ｃ＋2.8)(100−γ−α)≦320 」を満たす組織であれ
ば、所望の靭性と耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐ＳＳＣ
性および耐ＨＥ性）が確保されることを知見した。

【００２１】

【発明の実施の形態】以下、本発明の各要件について詳
しく説明する。なお、以下において、「％」は特に断ら
ない限り、「質量％」を意味する。

【００２２】《溶接金属の化学組成》 Ｃ：０．１％以下 Ｃは、その含有量が０．１％を超えると、溶接金属部が
著しく硬化し、靭性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ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、硬化はＣ含有量が低いほど抑制される。このため、
Ｃ含有量の下限は特に定める必要はなく、低ければ低い
ほど好ましい。しかし、過度の低減はコスト上昇を招く
ので、経済性の観点から、その下限は０．００２％程度
とするのがよい。

【００２３】Ｎｉ：２〜１０％ Ｎｉは、オーステナイト相の体積割合γを高めるととも
に、低温靭性を向上させる効果があり、これらの効果を
得るためには最低でも２％が必要である。しかし、１０
％を超えて含有させてもその効果が飽和し、コスト上昇
を招くだけである。したがって、Ｎｉ含有量は２〜１０
％とした。好ましい範囲は４〜８％、より好ましい範囲
は５〜７％である。

【００２４】Ｃｒ：１２〜２０％ Ｃｒは、不動態皮膜を形成し、耐食性、具体的には耐炭
酸ガス腐食性を確保する上で必須の元素であり、その効
果を得るためには最低でも１２％が必要である。しか
し、２０％を超えて含有させるとフェライト相が多量に
析出し、靭性が低下することがあり、これを防ぐには上
記の高価なＮｉ等他の元素を増やす必要が生じ、コスト
上昇を招く。したがって、Ｃｒ含有量は１２〜２０％と
した。好ましい範囲は１２〜１６％、より好ましい範囲
は１２〜１４％である。

【００２５】Ｐ：０．０４％以下 Ｐは、不純物として鋼中に存在し、粒界に偏析して靭
性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性を劣化させる。特に、そ
の含有量が０．０４％を超えるとこれらの特性が著しく
劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．０４％以下とし
た。なお、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。

【００２６】Ｓ：０．０１％以下 Ｓは、上記のＰと同様に、不純物として溶接金属中に存
在し、粒界に偏析したり、硫化物系の介在物を生成して
靭性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性を低下させる。特に、
その含有量が０．０１％を超えると靭性や耐食性の低下
が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０１％以下
とした。なお、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。

【００２７】Ｖ：０．１％以下 Ｖは、主としてＣｒ原料から混入する不純物元素であ
り、その含有量が０．１％を超えると微細なＶＣが析出
し、これが原因で著しく硬化し、靭性、耐ＳＳＣ性およ
び耐ＨＥ性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１
％以下とした。好ましい上限は０．０５％、より好まし
い上限は０．０２％である。

【００２８】Ｎ：０．１％以下 Ｎは、不純物として溶接金属中に混入し、その含有量が
０．１％を超えるとブローホール等の溶接欠陥が生じて
健全な溶接金属が得られない。また、Ｎは粒界に偏析
し、靭性を低下させることがある。したがって、Ｎ含有
量は０．１％以下とした。なお、Ｎ含有量は低ければ低
いほどよい。

【００２９】Ｏ（酸素）：０．０６％以下 Ｏは、上記のＮと同様に、不純物として溶接金属中に混
入し、その含有量が０．０６％を超えると粗大な酸化物
を形成し、靭性が低下する。したがてＯ含有量は０．０
６％以下とした。なお、Ｏ含有量は低ければ低いほどよ
い。

【００３０】本発明の溶接鋼管を構成する溶接金属は、
上記の化学組成をみたせば十分であるが、上記の成分以
外に下記量の各成分を含むものであってもよい。

【００３１】Ｓｉ：０〜１％ Ｓｉは添加しなくてもよいが、添加すれば脱酸に有効で
ある。この効果は０．２％以上で顕著になる。しかし、
１％を超えて含有させると粒界強度を低め、靭性、耐Ｓ
ＳＣ性および耐ＨＥ性が低下する。したがって、添加す
る場合のＳｉ含有量は０．２〜１％とするのがよい。好
ましい範囲は０．２〜０．６％、より好ましい範囲は
０．２〜０．４％である。

【００３２】Ｍｎ：０〜３％ Ｍｎは添加しなくてもよいが、添加すればＳと反応して
ＭｎＳを形成し、熱間加工性を改善するとともに、オー
ステナイト相の体積割合γを高める効果がある。この効
果は０．５％以上で顕著になる。しかし、３％を超えて
含有させると粒界強度を弱めたり、湿潤硫化水素環境中
で鋼が溶解しやすくなって、靭性、耐ＳＳＣ性および耐
ＨＥ性を低下させる。したがって、添加する場合のＭｎ
含有量は０．５〜３％とするのがよい。好ましい範囲は
０．５〜２％、より好ましい範囲は０．５〜１％であ
る。

【００３３】Ｍｏ：０〜５％ Ｍｏは添加しなくてもよいが、添加すれば硫化水素を含
む環境中での耐食性を高める効果がある。この効果は
０．５％以上で顕著になる。しかし、Ｍｏは前記のＣｒ
と同様にフェライト相の生成を助長する元素で、５％を
超えて含有させるとフェライト相の析出を促進し、靭性
を低下させることがあり、これを防ぐには前記の高価な
Ｎｉ等の他の元素を増やす必要が生じ、コスト上昇を招
く。したがって、添加する場合のＭｏ含有量は０．５〜
５％とするのがよい。好ましい範囲は０．５〜３％であ
る。

【００３４】Ｔｉ：０〜０．２％ Ｔｉは添加しなくてもよいが、添加すれば鋼中の不純物
であるＮをＴｉＮとして固定する効果がある。この効果
は０．０１％以上で顕著になる。また、Ｎの固定に必要
な量を超えるＴｉは、Ｃと結合して炭化物を形成し、突
き合わせ周溶接部のＨＡＺ硬化を抑制する効果がある。
しかし、０．２％を超えて含有させると炭窒化物を過剰
に生成し、靭性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性を低下させ
る。したがって、添加する場合のＴｉ含有量は０．０１
〜０．２％とするのがよい。好ましい範囲は０．０１〜
０．１％、より好ましい範囲は０．０１〜０．０２％で
ある。

【００３５】Ａｌ：０〜０．１％ Ａｌは添加しなくてもよいが、添加すれば鋼の脱酸に有
効である。この効果は０．０１％以上で顕著になる。し
かし、０．１％を超えて含有させると粗大なＡｌ₂Ｏ₃系
介在物が多くなって靭性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性が
低下する。したがって、添加する場合のＡｌ含有量は
０．０１〜０．１％とするのがよい。好ましい範囲は
０．０１〜０．０５％、より好ましい範囲は０．０１〜
０．０３％である。なお、本発明にいうＡｌとは、所謂
「ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）」のことである。

【００３６】Ｎｂ：０〜０．１％ Ｎｂは添加しなくてもよいが、添加すれば微細な炭化物
を形成し、粒径の微細化に有効である。この効果は０．
００５％以上で顕著になる。しかし、０．１％を超えて
含有させると炭窒化物を形成し、靭性、耐ＳＳＣ性およ
び耐ＨＥ性が低下する。したがって、添加する場合のＮ
ｂ含有量は０．００５〜０．１％とするのがよい。好ま
しい範囲は０．００５〜０．０５％、より好ましい範囲
は０．００５〜０．０３％である。

【００３７】Ｃｕ：０〜３％ Ｃｕは添加しなくてもよいが、添加すれば耐食性を高め
る効果がある。この効果は０．５％以上で顕著になる。
しかし、３％を超えて含有させると耐食性の向上効果は
飽和し、マルテンサイト相の強度上昇を招き、靭性、耐
ＳＳＣ性および耐ＨＥ性を低下させる。したがって、添
加する場合のＣｕ含有量は０．５〜３％とするのがよ
い。好ましい範囲は０．５〜２％、より好ましい範囲は
０．５〜１％である。

【００３８】Ｗ：０〜６％ Ｗは添加しなくてもよいが、添加すれば前記のＭｏと同
様に、硫化水素を含む湿潤環境中での耐食性を高める効
果がある。この効果は０．５％以上で顕著になる。しか
し、６％を超えて含有させるとフェライト相の析出を促
進し、靭性を低下させることがあり、これを防ぐには前
記の高価なＮｉ等の他の元素を増やす必要が生じ、コス
ト上昇を招く。したがって、添加する場合のＷ含有量は
０．５〜６％とするのがよい。好ましい範囲は０．５〜
４％、より好ましい範囲は０．５〜３％である。

【００３９】《溶接金属の金属組織》溶接金属の金属組
織は、その組織中に占めるオーステナイト相の体積割合
をγ（体積％）、フェライト相の体積割合をα（体積
％）、溶接金属中のＣ含有量をＣ（質量％）とした場
合、式「250≦1.6γ＋1.3α＋(15・8Ｃ＋2.8)(100−γ−
α)≦320 」を満たす必要がある。

【００４０】これは、式「1.6γ＋1.3α＋(15・8Ｃ＋2.
8)(100−γ−α)」で求められる値が２５０未満の金属
組織では、溶接金属の方が母材の硬さよりも低く、アン
ダーマッチングとなって硬さの低い溶接金属部に応力が
集中し、所望の耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性が確保できな
い。逆に、上記の値が３２０を超える金属組織では、溶
接金属の硬さが高すぎるために、所望の靭性、耐ＳＳＣ
性および耐ＨＥ性が確保できないためである。

【００４１】なお、フェライト相の体積割合αは、１５
体積％以下であることが望ましく、より好ましくは５〜
１５体積％であることが望ましい。これは、フェライト
相の体積割合αが１５体積％を超えると、耐食性は確保
できるが、靭性が確保できない場合があり、逆に５体積
％未満であると、溶接高温割れが生じやすいためであ
る。

【００４２】これに対し、オーステナイト相の体積割合
γは、式「250≦1.6γ＋1.3α＋(15・8Ｃ＋2.8)(100−γ
−α)≦320」を満たせばよく、その上下限値は特に制限
されない。

【００４３】ここで、オーステナイト相の体積割合γ
（体積％）は、次の方法によって得られる値である。線
源がＣｏ−ＫαのＸ線回折法により、鋼板の断面でマル
テンサイト相の｛２１１｝回折線とオーステナイト相の
｛２２０｝回折線の強度比を測定し、３断面の測定値を
平均してオーステナイト相の体積割合γを求める。

【００４４】ただし、マルテンサイト相とオーステナイ
ト相では、回折線の強度が異なり、装置毎の特性による
誤差がある。このため、所定の相比に混合された、理学
電機工業（株）製の市販のマルテンサイト系ステンレス
鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼の標準試料を用
いて強度補正を行う。

【００４５】一方、フェライト相は、マルテンサイト相
と同じｂｃｃ構造であるため、Ｘ線回折法では分離でき
ない。このため、フェライト相の体積割合α（体積％）
は、次の点算法により得られる値とする。

【００４６】ミクロ組織を１００倍の光学顕微鏡で観察
し、７３０×９５０ｍｍ角視野の顕微鏡写真を５視野撮
影してこれらの顕微鏡写真を４倍に拡大するとともに、
線幅０．５ｍｍ、ピッチ５ｍｍの升目格子を描く。そし
て、升目格子の格子点がフェライト相中にあれば１点、
マルテンサイト相中またはオーステナイト相中にあれば
０点、境界にあれば０．５点として５視野の全格子点に
ついて調べ、その合計点数を全格子数で除してフェライ
ト相の体積割合α（体積％）を求める。

【００４７】なお、オーステナイト相は、マルテンサイ
ト相中に微細析出しているため、ミクロ組織を観察して
も区別が不可能であり、上記のＸ線回折法を用いる必要
がある。

【００４８】《製造方法》熱延鋼板または厚鋼板を目標
の鋼管外周長とほぼ同じ幅に切断して円筒状に成形し、
その突き合わせ部分をＳＡＷ溶接して溶接鋼管とする。
成形には段階的にＣプレス、ＵプレスおよびＯプレスに
より成形するＵＯＥ法を用いてもよいし、スパイラル法
やロールベンド法を用いてもよい。

【００４９】溶接条件や使用するフラックスや溶接ワイ
ヤは、本発明条件の溶接金属が得られれば特に制限は受
けない。また、溶接後の後熱処理は不要であるが、硬度
の微調整のために焼戻し処理等を施してもよい。

【００５０】用いる母材についても、良好な機械的性質
や耐食性を有する鋼であれば特に制限はされない。ただ
し、母材の強度については、近年は降伏応力が５５１Ｍ
Ｐａ以上級のラインパイプの需要が多いことから、５５
１ＭＰａ以上の降伏応力を有するものであることが望ま
しい。

【００５１】母材の化学組成および金属組織についても
特に指定はされない。例えば、金属組織についてはマル
テンサイト単相であってもよいし、数１０％のオーステ
ナイト相やフェライト相を含んでいてもよい。ただし、
化学組成については、耐炭酸ガス腐食性を確保する観点
から、１２〜２０％のＣｒを含むものであることが望ま
しい。

【００５２】母材の製造方法についても特に制限はな
い。通常の分塊圧延および熱間圧延により製造した熱延
鋼板または厚鋼板を用いればよい。熱延方法について
は、通常の加熱温度、例えば１１００〜１２５０℃の範
囲に加熱した後、通常の方法で圧延して仕上げればよ
い。また、強度の微調整のため圧延後に焼戻しを実施し
てもよい。

【００５３】

【実施例】表１に示す化学組成を有する素材鋼を準備し
た。この素材鋼を、１２５０℃のに加熱後、厚板圧延に
より板厚２５ｍｍの厚鋼板とした。その後焼入れ焼戻し
の熱処理を施し、降伏応力６５４ＭＰａに調整した。

【００５４】

【表１】

【００５５】上記の厚鋼板（母材）を用い、ＵＯＥ製管
法を模擬して単電極のＳＡＷ法によって溶接を行い、表
２と表３に示す化学組成を有する２９種類の溶接金属を
得た。そして、各溶接金属の金属組織に占めるオーステ
ナイト相の体積割合γとフェライト相の体積割合αを前
述した方法により測定して式「 1.6γ＋1.3α＋(15・8Ｃ
＋2.8)(100−γ−α) 」値を求める一方、その性能（靭
性、耐炭酸ガス腐食性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性）を
調査した。

【００５６】

【表２】

【００５７】

【表３】

【００５８】靭性は、溶接金属部が長さ方向の中心に位
置するように、厚さ１０ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍ
ｍのシャルピー衝撃試験片を採取し、−３０℃で衝撃試
験を実施し、吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ² 以上のも
のを良好な靭性を有していると見なした。

【００５９】耐食性は、次の３種類の試験により評価し
た。

【００６０】炭酸ガス腐食試験は、厚さ２ｍｍ、幅２０
ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片を溶接金属を中心として採
取し、この試験片を、３０ａｔｍの炭酸ガスを飽和させ
たＮａＣｌ濃度２５質量％の温度が室温の水溶液からな
るオートクレーブ中に浸漬封入した後、１２０℃に昇温
して７２０時間浸漬保持する試験を行い、腐食速度と選
択腐食の有無を調べた。

【００６１】耐炭酸ガス腐食性の評価は、腐食速度が
０．１ｍｍ／年以下で、かつ溶接金属に選択腐食が認め
られなかったものを良好「○」、腐食速度が０．１ｍｍ
／年を超えるか、または溶接金属に選択腐食が認められ
たものを不芳「×」とした。

【００６２】ＳＳＣ試験は、溶接金属部が長さ方向の中
心に位置するように、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７
５ｍｍの試験片を採取し、この試験片に母材の降伏応力
の１００％の応力が作用する曲げ歪みを付与して下記の
条件で応力腐食割れ試験を行い、割れの発生の有無を調
べた。

【００６３】０．１ａｔｍＨ₂Ｓ−ＣＯ₂バランスガスを
連続通気して飽和させ、酢酸−酢酸ナトリウムを所定量
添加してｐＨを４．５に調整した常温のＮａＣｌ濃度が
５質量％の水溶液中に３３６時間浸漬した。

【００６４】耐ＳＳＣ性の評価は、溶接金属に割れの発
生が認められなかったものを良好「○」、認められたも
のを不芳「×」とした。

【００６５】ＨＥ試験は、上記のＳＳＣ試験に供したの
と同じ寸法の試験片を溶接金属部を中心にして採取し、
この試験片に母材の降伏応力の１００％の応力が作用す
る曲げ歪みを付与して下記の条件で応力腐食割れ試験を
行い、割れの発生の有無を調べた。

【００６６】ＮａＣｌ濃度が３．５質量％で、温度が２
５℃の水溶液中に、−１．５Ｖの電位を負荷して７２０
時間浸漬した。その際、参照電極には、ＫＣｌ水溶液を
飽和させたＡｇ／ＡｇＣｌ電極を用いた。

【００６７】耐ＨＥ性の評価は、割れの発生が認められ
なかったものを良好「○」、認められたものを不芳
「×」とした。

【００６８】以上の調査結果を、表４に示した。なお、
表４には示していないが、母材の靭性、耐炭酸ガス腐食
性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性は、いずれも良好であっ
た。

【００６９】

【表４】

【００７０】表４に示す結果から明らかなように、本発
明で規定する条件を満たす試番１〜８の溶接金属は、い
ずれの性能も良好であった。

【００７１】これに対し、本発明で規定する条件を外れ
る試番９〜２９の溶接金属は、靭性または／および耐食
性が不芳であった。具体的に説明すると次のとおりであ
る。

【００７２】試番９、１０は、化学組成は本発明で規定
する範囲内であるが、その金属組織が式「250≦1.6γ＋
1.3α＋(15・8Ｃ＋2.8)(100−γ−α)≦320」（以降、単
に組織表示式という）の上限値を超える組織で、硬さが
硬すぎるために、靭性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性が不
芳であった。

【００７３】試番１１、１２は、化学組成は本発明で規
定する範囲内であるが、その金属組織が上記の組織表示
式の下限値未満の組織で、硬さが低すぎるために応力が
溶接金属に集中し、耐ＳＳＣ性と耐ＨＥ性が不芳であっ
た。試番１３は、Ｃ含有量が多すぎ、その金属組織が組
織表示式の上限値を超える組織で、硬さが高すぎるため
に、靭性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＥ性が不芳であった。

【００７４】試番１４〜１７は、その金属組織は組織表
示式を満たす組織ではあるが、それぞれＳｉ、Ｍｎ、
Ｐ、Ｓの含有量が多すぎるために、靭性、耐ＳＳＣ性お
よび耐ＨＥ性が不芳であった。試番１８は、その金属組
織は組織表示式を満たす組織ではあるが、Ｎｉ含有量が
低すぎるために、靭性が不芳であった。

【００７５】試番１９は、その金属組織は組織表示式を
満たす組織ではあるが、Ｃｒ含有量が低すぎるために、
耐炭酸ガス腐食性が不芳であった。試番２０、２１は、
その金属組織は組織表示式を満たす組織ではあるが、そ
れぞれＣｒ、Ｍｏの含有量が多すぎるためにフェライト
相が過剰に析出し、靭性が不芳であった。

【００７６】試番２２〜２６は、その金属組織は組織表
示式を満たす組織ではあるが、それぞれＴｉ、Ａｌ、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｃｕが多すぎるために、靭性や耐ＳＳＣ性およ
び耐ＨＥ性が不芳であった。試番２７〜２９は、その金
属組織は組織表示式を満たす組織ではあるが、それぞれ
Ｗ、Ｎ、Ｏの含有量が多すぎるために、靭性が不芳であ
った。

【００７７】

【発明の効果】本発明のマルテンサイト系ステンレス溶
接鋼管は、厚肉大径であるにもかかわらず、溶接部の靭
性と耐食性、すなわち耐炭酸ガス腐食性、耐ＳＳＣ性お
よび耐ＨＥ性に優れている。また、その製造方法はＳＡ
Ｗ法により溶接製管するだけですむので、その工業的利
用価値は絶大である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２１Ｄ 9/08 Ｃ２１Ｄ 9/08 Ｆ 9/50 １０１ 9/50 １０１Ａ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２Ｚ 38/58 38/58 // Ｂ２３Ｋ 101:06 Ｂ２３Ｋ 101:06 (72)発明者 小川 和博 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住 友金属工業株式会社内 (72)発明者 櫛田 隆弘 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住 友金属工業株式会社内 (72)発明者 近藤 邦夫 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住 友金属工業株式会社内 Ｆターム(参考） 4E001 AA03 BB05 CA03 DA01 DG05 4K042 AA06 AA24 BA06 CA05 CA07 CA08 CA09 CA10 CA11 CA12 CA13 CA16 DA02

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃ：
   ０．１％以下、Ｎｉ：２〜１０％、Ｃｒ：１２〜２０
   ％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜３％、Ｍｏ：０〜５
   ％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ａｌ：０〜０．１％、Ｎｂ：
   ０〜０．１％、Ｃｕ：０〜３％、Ｗ：０〜６％を含有
   し、残部が実質的にＦｅよりなり、不純物として含まれ
   るＰ、Ｓ、Ｖ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量がそれぞれ
   ０．０４％以下、０．０１％以下、０．１％以下、０．
   １％以下、０．０６％以下であり、かつ溶接金属の組織
   が、その組織中に占めるフェライト相の体積割合をα
   ％、オーステナイト相の体積割合をγ％としたとき、下
   式を満たす金属組織であるマルテンサイト系ステンレス
   溶接鋼管。 250≦1.6γ＋1.3α＋(15・8Ｃ＋2.8)(100−γ−α)≦320 ただし、上記式中のＣは溶接金属に含まれるＣ含有量
   （質量％）である。
2. 【請求項２】フェライト相の体積割合αが１５％以下で
   ある請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス溶接
   鋼管。
3. 【請求項３】フェライト相の体積割合αが５〜１５％で
   ある請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス溶接
   鋼管。
4. 【請求項４】請求項１〜３のいずれかに記載のマルテン
   サイト系ステンレス溶接鋼管の製造方法であって、製管
   溶接をサブマージアーク溶接で行うマルテンサイト系ス
   テンレス溶接鋼管の製造方法。
5. 【請求項５】サブマージアーク溶接後、焼戻し処理を施
   す請求項４に記載のマルテンサイト系ステンレス溶接鋼
   管の製造方法。