JP2001294992A - 耐炭酸ガス腐食特性及び耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管 - Google Patents
耐炭酸ガス腐食特性及び耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶接部の耐高温割れ性、耐低温割れ性、靱性
および強度が優れ、さらに、耐炭酸ガス腐食特性および
耐硫化水素割れ性に優れた高Ｃｒサブマージアーク溶接
鋼管の製造時には、予熱処理や後熱処理が必要となる。 【解決手段】 母材および溶接金属を有する溶接鋼管で
あって、溶接金属がＮｉ≦−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２
２を満足し、さらに、（母材のＭｏ含有量＋０．２％）
≦（溶接金属のＭｏ含有量）を満足する耐炭酸ガス腐食
特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管である。
および強度が優れ、さらに、耐炭酸ガス腐食特性および
耐硫化水素割れ性に優れた高Ｃｒサブマージアーク溶接
鋼管の製造時には、予熱処理や後熱処理が必要となる。 【解決手段】 母材および溶接金属を有する溶接鋼管で
あって、溶接金属がＮｉ≦−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２
２を満足し、さらに、（母材のＭｏ含有量＋０．２％）
≦（溶接金属のＭｏ含有量）を満足する耐炭酸ガス腐食
特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐炭酸ガス腐食特
性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管に関する。
より具体的には、本発明は、例えば石油や天然ガス等の
輸送に使用されるラインパイプや、貯蔵に使用される容
器、あるいは強度、靱性および耐食性がいずれも要求さ
れる用途に供される高Ｃｒ系溶接鋼管等に用いるのに好
適な、耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に優
れた溶接鋼管に関する。
性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管に関する。
より具体的には、本発明は、例えば石油や天然ガス等の
輸送に使用されるラインパイプや、貯蔵に使用される容
器、あるいは強度、靱性および耐食性がいずれも要求さ
れる用途に供される高Ｃｒ系溶接鋼管等に用いるのに好
適な、耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に優
れた溶接鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】油井環境の過酷化に伴って、生産される
石油や天然ガス中における湿潤な炭酸ガスが含有される
場合が増加している。このような環境下では、炭素鋼や
低合金鋼からなる鋼管は著しく腐食されてしまうため、
腐食抑制剤が添加される。しかし、この腐食抑制剤によ
る腐食抑制効果は高温では消失するとともに、海底パイ
プラインの場合には、腐食抑制剤の添加および回収に膨
大なコストを要する。
石油や天然ガス中における湿潤な炭酸ガスが含有される
場合が増加している。このような環境下では、炭素鋼や
低合金鋼からなる鋼管は著しく腐食されてしまうため、
腐食抑制剤が添加される。しかし、この腐食抑制剤によ
る腐食抑制効果は高温では消失するとともに、海底パイ
プラインの場合には、腐食抑制剤の添加および回収に膨
大なコストを要する。
【０００３】このため、腐食抑制剤の添加を必要としな
い耐食性材料として、ＡＩＳＩ４２０鋼に代表されるよ
うな、１２〜１３％（本明細書では特にことわりがない
限り「％」は「質量％」を意味するものとする）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
れるようになってきた。このＡＩＳＩ４２０鋼では、高
強度を得るために、０．１６〜０．２２％程度と比較的
多量のＣが添加されている。
い耐食性材料として、ＡＩＳＩ４２０鋼に代表されるよ
うな、１２〜１３％（本明細書では特にことわりがない
限り「％」は「質量％」を意味するものとする）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
れるようになってきた。このＡＩＳＩ４２０鋼では、高
強度を得るために、０．１６〜０．２２％程度と比較的
多量のＣが添加されている。
【０００４】しかし、周知のように、ラインパイプは、
パイプ同士の互いの端部を突き合わせて溶接により接合
されることから、ＡＩＳＩ４２０鋼のようにＣを比較的
多量に含有すると、通常の溶接方法で施工した際に溶接
熱影響部の硬さが上昇し、耐衝撃特性が劣化してしま
う。また、溶接熱影響部の硬さが上昇することに起因し
て、硫化物応力腐食割れの感受性も高まってしまう。
パイプ同士の互いの端部を突き合わせて溶接により接合
されることから、ＡＩＳＩ４２０鋼のようにＣを比較的
多量に含有すると、通常の溶接方法で施工した際に溶接
熱影響部の硬さが上昇し、耐衝撃特性が劣化してしま
う。また、溶接熱影響部の硬さが上昇することに起因し
て、硫化物応力腐食割れの感受性も高まってしまう。
【０００５】溶接熱影響部の硬さの上昇を抑制するに
は、溶接後に、溶接熱影響部を６００℃程度以上に保持
する溶接後熱処理を行えばよい。しかし、この溶接後熱
処理を行うと、施工コストが著しく上昇してしまう。
は、溶接後に、溶接熱影響部を６００℃程度以上に保持
する溶接後熱処理を行えばよい。しかし、この溶接後熱
処理を行うと、施工コストが著しく上昇してしまう。
【０００６】このため、特開平２−２４３７４０公報や
同５−２８７４５５公報等には、母材のＣ含有量を低減
して溶接熱影響部の硬さの上昇を抑えて、耐衝撃特性の
低下や硫化物応力腐食割れの感受性の上昇を抑制する発
明が提案されている。これらの発明により、湿潤な炭酸
ガスを含有する石油や天然ガスの輸送用ラインパイプに
好適な継目無鋼管を製造できるようになった。
同５−２８７４５５公報等には、母材のＣ含有量を低減
して溶接熱影響部の硬さの上昇を抑えて、耐衝撃特性の
低下や硫化物応力腐食割れの感受性の上昇を抑制する発
明が提案されている。これらの発明により、湿潤な炭酸
ガスを含有する石油や天然ガスの輸送用ラインパイプに
好適な継目無鋼管を製造できるようになった。
【０００７】さらに、特開平４−１９１３１９公報に
は、熱間圧延により製造された、Ｃ含有量が０．０８％
以下のマルテンサイト系ステンレス鋼板を連続的に成型
した後に電縫溶接を行うことによって鋼管とし、さらに
電縫溶接部に熱処理を施すことにより、湿潤な炭酸ガス
を含有する石油や天然ガスの輸送用ラインパイプに好適
な電縫鋼管を得る発明が開示されている。
は、熱間圧延により製造された、Ｃ含有量が０．０８％
以下のマルテンサイト系ステンレス鋼板を連続的に成型
した後に電縫溶接を行うことによって鋼管とし、さらに
電縫溶接部に熱処理を施すことにより、湿潤な炭酸ガス
を含有する石油や天然ガスの輸送用ラインパイプに好適
な電縫鋼管を得る発明が開示されている。
【０００８】このマルテンサイト系ステンレス鋼は、基
本的に高強度を有することから薄肉化を図ることがで
き、これにより、パイプラインの施工コストを削減する
ことができる。
本的に高強度を有することから薄肉化を図ることがで
き、これにより、パイプラインの施工コストを削減する
ことができる。
【０００９】ところで、継目無鋼管は、押出し加工や圧
延等により製造されることから、比較的小径かつ肉厚の
厚い鋼管の製造に限定される。このため、マルテンサイ
ト系ステンレス鋼を継目無鋼管に適用しても薄肉化を図
ることができず、パイプラインの施工コストを削減でき
ない。
延等により製造されることから、比較的小径かつ肉厚の
厚い鋼管の製造に限定される。このため、マルテンサイ
ト系ステンレス鋼を継目無鋼管に適用しても薄肉化を図
ることができず、パイプラインの施工コストを削減でき
ない。
【００１０】また、電縫鋼管は、電気抵抗溶接法により
接合されることから、薄肉化を図ることができる。この
ため、マルテンサイト系ステンレス鋼を電縫鋼管に適用
することにより、パイプラインの施工コストの削減を図
ることができる。しかし、電縫鋼管の溶接部には、端面
の一部が酸欠した状態のままで内部に残留する、ペネト
レータと呼ばれる特有の内部欠陥が発生するため、溶接
品質および溶接部の腐食性の点で問題であった。
接合されることから、薄肉化を図ることができる。この
ため、マルテンサイト系ステンレス鋼を電縫鋼管に適用
することにより、パイプラインの施工コストの削減を図
ることができる。しかし、電縫鋼管の溶接部には、端面
の一部が酸欠した状態のままで内部に残留する、ペネト
レータと呼ばれる特有の内部欠陥が発生するため、溶接
品質および溶接部の腐食性の点で問題であった。
【００１１】このように、従来は、低コストでかつ比較
的大径の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に
優れた、例えばマルテンサイト系ステンレス鋼管等の高
Ｃｒ溶接鋼管を製造する発明は、提案されていない。
的大径の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に
優れた、例えばマルテンサイト系ステンレス鋼管等の高
Ｃｒ溶接鋼管を製造する発明は、提案されていない。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】通常、比較的大径の高
Ｃｒ溶接鋼管はサブマージアーク溶接により製造される
が、高Ｃｒ鋼等の共金系材料では、Ｎｉを多量に含有し
ても、得られる溶接金属の硬さが非常に上昇し、溶接金
属の低温割れ感受性が著しく上昇する。このため、予熱
処理または後熱処理を行う必要が生じる。したがって、
共金系材料あるいはマルテンサイト系ステンレス鋼から
なる溶接材料を用いて、高Ｃｒ溶接鋼管を製造すること
は、事実上不可能である。
Ｃｒ溶接鋼管はサブマージアーク溶接により製造される
が、高Ｃｒ鋼等の共金系材料では、Ｎｉを多量に含有し
ても、得られる溶接金属の硬さが非常に上昇し、溶接金
属の低温割れ感受性が著しく上昇する。このため、予熱
処理または後熱処理を行う必要が生じる。したがって、
共金系材料あるいはマルテンサイト系ステンレス鋼から
なる溶接材料を用いて、高Ｃｒ溶接鋼管を製造すること
は、事実上不可能である。
【００１３】一方、耐食性の優れた高Ｎｉオーステナイ
ト系ステンレス鋼あるいはＮｉ基超合金からなる溶接材
料を用いると、ペネトレータ等の選択腐食は発生せず、
溶接金属の硬さが低く靱性が優れた溶接金属を得ること
ができる。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼やＮ
ｉ基超合金からなる溶接金属は、その結晶構造に起因し
て強度が非常に低く、外部応力が負荷された場合に溶接
金属が集中的に変形して破壊に至る、いわゆるアンダー
マッチが発生するおそれがある。このため、オーステナ
イト系ステンレス鋼や高Ｎｉ合金を溶接材料として高Ｃ
ｒ鋼からなる母材を溶接することも、困難であった。
ト系ステンレス鋼あるいはＮｉ基超合金からなる溶接材
料を用いると、ペネトレータ等の選択腐食は発生せず、
溶接金属の硬さが低く靱性が優れた溶接金属を得ること
ができる。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼やＮ
ｉ基超合金からなる溶接金属は、その結晶構造に起因し
て強度が非常に低く、外部応力が負荷された場合に溶接
金属が集中的に変形して破壊に至る、いわゆるアンダー
マッチが発生するおそれがある。このため、オーステナ
イト系ステンレス鋼や高Ｎｉ合金を溶接材料として高Ｃ
ｒ鋼からなる母材を溶接することも、困難であった。
【００１４】さらに、近年では二相ステンレス鋼からな
る溶接材料も使用されるようになってきたが、溶接金属
の強度は低く、オーステナイト系ステンレス鋼やＮｉ基
超合金からなる溶接金属と同様に、アンダーマッチが発
生するおそれがある。
る溶接材料も使用されるようになってきたが、溶接金属
の強度は低く、オーステナイト系ステンレス鋼やＮｉ基
超合金からなる溶接金属と同様に、アンダーマッチが発
生するおそれがある。
【００１５】本発明は、このような従来の技術が有する
課題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、予
熱処理や後熱処理を必要とせず、溶接部の耐高温割れ
性、耐低温割れ性、靱性および強度が優れ、さらに、耐
炭酸ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接
鋼管、例えば高Ｃｒサブマージアーク溶接鋼管を提供す
ることである。
課題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、予
熱処理や後熱処理を必要とせず、溶接部の耐高温割れ
性、耐低温割れ性、靱性および強度が優れ、さらに、耐
炭酸ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接
鋼管、例えば高Ｃｒサブマージアーク溶接鋼管を提供す
ることである。
【００１６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決するために鋭意検討を重ねた結果、母材および溶
接金属それぞれの組成、とりわけＭｏ含有量を適正化す
ることにより、炭酸ガス含有環境等で優れた耐食性と、
優れた耐硫化水素割れ性とをともに備える高Ｃｒサブマ
ージアーク溶接鋼管を提供することが可能となることを
知見して、本発明を完成した。
を解決するために鋭意検討を重ねた結果、母材および溶
接金属それぞれの組成、とりわけＭｏ含有量を適正化す
ることにより、炭酸ガス含有環境等で優れた耐食性と、
優れた耐硫化水素割れ性とをともに備える高Ｃｒサブマ
ージアーク溶接鋼管を提供することが可能となることを
知見して、本発明を完成した。
【００１７】本発明は、母材および溶接金属を有する溶
接鋼管であって、母材が、Ｃ：０．００１〜０．０４
％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：
１０．０〜１４．０％、Ｍｏ：２．０〜３．０％、Ｎ
ｉ：３．０〜８．０％、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｔｉ：
０．１５％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１
５％以下、Ｎ：０．０５０％以下、およびＯ：０．０２
５％以下を含有する鋼組成を有し、溶接金属が、Ｃ：
０．００１〜０．０４％、Ｓｉ：０．０１０〜０．５
％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｏ：
０．０５％以下、Ｃｒ：１１〜１４％、Ｍｏ：２．０〜
４．０％、Ｎｉ：５．５〜８．０％、Ｖ：０．０２０〜
０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、およびＡ
ｌ：０．００５〜０．０５％を含有する鋼組成を有する
とともにＮｉ≦−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２２を満足
し、さらに、（母材のＭｏ含有量＋０．２％）≦（溶接
金属のＭｏ含有量）を満足することを特徴とする耐炭酸
ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管
である。
接鋼管であって、母材が、Ｃ：０．００１〜０．０４
％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：
１０．０〜１４．０％、Ｍｏ：２．０〜３．０％、Ｎ
ｉ：３．０〜８．０％、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｔｉ：
０．１５％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１
５％以下、Ｎ：０．０５０％以下、およびＯ：０．０２
５％以下を含有する鋼組成を有し、溶接金属が、Ｃ：
０．００１〜０．０４％、Ｓｉ：０．０１０〜０．５
％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｏ：
０．０５％以下、Ｃｒ：１１〜１４％、Ｍｏ：２．０〜
４．０％、Ｎｉ：５．５〜８．０％、Ｖ：０．０２０〜
０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、およびＡ
ｌ：０．００５〜０．０５％を含有する鋼組成を有する
とともにＮｉ≦−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２２を満足
し、さらに、（母材のＭｏ含有量＋０．２％）≦（溶接
金属のＭｏ含有量）を満足することを特徴とする耐炭酸
ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管
である。
【００１８】
【発明の実施の形態】以下、本発明にかかる耐炭酸ガス
腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管の実
施の形態を、詳細に説明する。
腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管の実
施の形態を、詳細に説明する。
【００１９】まず、本発明において、母材および溶接金
属それぞれの組成を限定する理由を順次説明する。 （１）母材 （Ｃ：０．００１〜０．０４％）Ｃは、０．０４％を超
えて含有するとＣｒ炭化物を生成することによって溶接
性および耐食性をいずれも著しく劣化させる。一方、Ｃ
含有量を０．００１％未満に低減するには相応の処理コ
ストを要し、母材の製造コストを上昇させる。そこで、
本発明では、母材のＣ含有量は０．００１％以上０．０
４％以下に限定する。
属それぞれの組成を限定する理由を順次説明する。 （１）母材 （Ｃ：０．００１〜０．０４％）Ｃは、０．０４％を超
えて含有するとＣｒ炭化物を生成することによって溶接
性および耐食性をいずれも著しく劣化させる。一方、Ｃ
含有量を０．００１％未満に低減するには相応の処理コ
ストを要し、母材の製造コストを上昇させる。そこで、
本発明では、母材のＣ含有量は０．００１％以上０．０
４％以下に限定する。
【００２０】（Ｓｉ：０．５０％以下）Ｓｉは、脱酸元
素として有効な元素であるが、０．５０％を超えて含有
すると、非金属介在物量が増加し、耐ＨＩＣ性能が劣化
するとともに、ＨＡＺ靱性も劣化する。そこで、本発明
では、母材のＳｉ含有量は０．５０％以下に限定する。
素として有効な元素であるが、０．５０％を超えて含有
すると、非金属介在物量が増加し、耐ＨＩＣ性能が劣化
するとともに、ＨＡＺ靱性も劣化する。そこで、本発明
では、母材のＳｉ含有量は０．５０％以下に限定する。
【００２１】（Ｍｎ：２．００％以下）Ｍｎは、脱酸元
素であるとともに、母材の強度、靱性を改善するために
有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が２．００％を
超えると．スラブの中心偏析が悪化し、耐ＨＩＣ性能や
低温割れ性能が劣化するとともに、ＨＡＺ靱性も劣化す
る。そこで、本発明では、母材のＭｎ含有量は２．００
％以下と限定する。
素であるとともに、母材の強度、靱性を改善するために
有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が２．００％を
超えると．スラブの中心偏析が悪化し、耐ＨＩＣ性能や
低温割れ性能が劣化するとともに、ＨＡＺ靱性も劣化す
る。そこで、本発明では、母材のＭｎ含有量は２．００
％以下と限定する。
【００２２】（Ｐ：０．０１５％以下）Ｐは、本発明で
は不可避的不純物であり、その含有量が０．０１５％以
下であれば、所望の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水
素割れ性が得られる。そこで、本発明では、母材のＰ含
有量は０．０１５％以下と限定する。
は不可避的不純物であり、その含有量が０．０１５％以
下であれば、所望の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水
素割れ性が得られる。そこで、本発明では、母材のＰ含
有量は０．０１５％以下と限定する。
【００２３】（Ｓ：０．０１５％以下）Ｓは、本発明で
は不可避的不純物であり、その含有量が０．０１５％以
下であれば、所望の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水
素割れ性が得られる。そこで、本発明では、母材のＳ含
有量は０．０１５％以下と限定する。
は不可避的不純物であり、その含有量が０．０１５％以
下であれば、所望の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水
素割れ性が得られる。そこで、本発明では、母材のＳ含
有量は０．０１５％以下と限定する。
【００２４】（Ｃｒ：１０．０〜１４．０％）Ｃｒは、
１０．０％以上含有することにより含油炭酸ガス環境下
での耐腐食性能、すなわち耐炭酸ガス腐食特性を著しく
向上させる。しかし、Ｃｒ含有量が１４．０％を超える
と、溶接性が低下する。そこで、本発明では、母材のＣ
ｒ含有量は１０．０％以上１４．０％以下と限定する。
１０．０％以上含有することにより含油炭酸ガス環境下
での耐腐食性能、すなわち耐炭酸ガス腐食特性を著しく
向上させる。しかし、Ｃｒ含有量が１４．０％を超える
と、溶接性が低下する。そこで、本発明では、母材のＣ
ｒ含有量は１０．０％以上１４．０％以下と限定する。
【００２５】（Ｍｏ：２．０〜３．０％）Ｍｏは、本発
明では重要な元素であり、耐硫化水素環境下での耐腐食
性を著しく向上させるのに有効であるとともに、高強度
化に寄与する。Ｍｏ含有量が２．０％未満であると、母
材の耐食性および強度がいずれも不充分となる。一方、
Ｍｏ含有量が３．０％を超えると、母材靱性が低下す
る。そこで、本発明では、母材のＭｏの含有量は２．０
％以上３．０％以下と限定する。
明では重要な元素であり、耐硫化水素環境下での耐腐食
性を著しく向上させるのに有効であるとともに、高強度
化に寄与する。Ｍｏ含有量が２．０％未満であると、母
材の耐食性および強度がいずれも不充分となる。一方、
Ｍｏ含有量が３．０％を超えると、母材靱性が低下す
る。そこで、本発明では、母材のＭｏの含有量は２．０
％以上３．０％以下と限定する。
【００２６】なお、後述するように、本発明では、母材
のＭｏ含有量は、溶接金属のＭｏ含有量にも基づいて、
規定される。 （Ｎｉ：３．０〜８．０％）Ｎｉは、３．０％以上含有
することによりＨＡＺ靱性を改善することができるが、
Ｎｉ含有量が８．０％を超えると、コストが嵩むだけで
はなく、オーステナイト分率を増加させて母材の強度が
低下する。そこで、本発明では、母材のＮｉ含有量は
３．０％以上８．０％以下と限定する。
のＭｏ含有量は、溶接金属のＭｏ含有量にも基づいて、
規定される。 （Ｎｉ：３．０〜８．０％）Ｎｉは、３．０％以上含有
することによりＨＡＺ靱性を改善することができるが、
Ｎｉ含有量が８．０％を超えると、コストが嵩むだけで
はなく、オーステナイト分率を増加させて母材の強度が
低下する。そこで、本発明では、母材のＮｉ含有量は
３．０％以上８．０％以下と限定する。
【００２７】（Ｃｕ：０．１０％以下）Ｃｕは、強度お
よび靱性を高める元素であるが、Ｃｕ含有量が０．１０
％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。そこで、本発明で
は、母材のＣｕ含有量は０．１０％以下に限定する。
よび靱性を高める元素であるが、Ｃｕ含有量が０．１０
％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。そこで、本発明で
は、母材のＣｕ含有量は０．１０％以下に限定する。
【００２８】（Ｔｉ：０．１５％以下）Ｔｉは、強度お
よび靱性を高める元素であるが、Ｔｉ含有量が０．１５
％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。そこで、本発明で
は、母材のＴｉ含有量は０．１５％以下と限定する。
よび靱性を高める元素であるが、Ｔｉ含有量が０．１５
％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。そこで、本発明で
は、母材のＴｉ含有量は０．１５％以下と限定する。
【００２９】（Ａｌ：０．０５０％以下）Ａｌは、脱酸
元素であるが、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えると非
金属介在物量が増加し、耐ＨＩＣ性能のみならずＨＡＺ
靱性も劣化する。そこで、本発明では、母材のＡｌ含有
量は０．０５０％以下と限定する。
元素であるが、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えると非
金属介在物量が増加し、耐ＨＩＣ性能のみならずＨＡＺ
靱性も劣化する。そこで、本発明では、母材のＡｌ含有
量は０．０５０％以下と限定する。
【００３０】（Ｖ：０．１５％以下）Ｖは、強度を高め
ることに有効な有効な元素であるが、０．１５％を超え
て含有すると、ＨＡＺ靱性が劣化する。そこで、本発明
では、母材のＶ含有量は０．１５％以下と限定する。
ることに有効な有効な元素であるが、０．１５％を超え
て含有すると、ＨＡＺ靱性が劣化する。そこで、本発明
では、母材のＶ含有量は０．１５％以下と限定する。
【００３１】（Ｎ：０．０５０％以下）Ｎは、本発明で
は不可避的不純物であり、その含有量が０．０５０％以
下であれば、所望の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水
素割れ性が得られる。そこで、本発明では、母材のＯ含
有量は０．０５０％以下と限定する。
は不可避的不純物であり、その含有量が０．０５０％以
下であれば、所望の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水
素割れ性が得られる。そこで、本発明では、母材のＯ含
有量は０．０５０％以下と限定する。
【００３２】（Ｏ：０．０２５％以下）Ｏは、本発明で
は不可避的不純物であり、その含有量が０．０２５％以
下であれば、所望の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水
素割れ性が得られる。そこで、本発明では、母材のＮ含
有量は０．０２５％以下と限定する。
は不可避的不純物であり、その含有量が０．０２５％以
下であれば、所望の耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水
素割れ性が得られる。そこで、本発明では、母材のＮ含
有量は０．０２５％以下と限定する。
【００３３】このように、本発明にかかる溶接鋼管の母
材は、Ｃ：０．００１〜０．０４％、Ｓｉ：０．５０％
以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、
Ｍｏ：２．０〜３．０％、Ｎｉ：３．０〜８．０％、Ｃ
ｕ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ａｌ：
０．０５０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎ：０．０５
０％以下、およびＯ：０．０２５％以下を含有する鋼組
成を有する。
材は、Ｃ：０．００１〜０．０４％、Ｓｉ：０．５０％
以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、
Ｍｏ：２．０〜３．０％、Ｎｉ：３．０〜８．０％、Ｃ
ｕ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ａｌ：
０．０５０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎ：０．０５
０％以下、およびＯ：０．０２５％以下を含有する鋼組
成を有する。
【００３４】また、この母材のミクロ組織は、マルテン
サイト単相または、マルテンサイトとフェライトとの混
合組織である。本発明にかかる溶接鋼管の母材のこれ以
外の要素は、周知慣用の溶接鋼管の母材の要素と同じで
あるため、これ以上の説明は省略する。
サイト単相または、マルテンサイトとフェライトとの混
合組織である。本発明にかかる溶接鋼管の母材のこれ以
外の要素は、周知慣用の溶接鋼管の母材の要素と同じで
あるため、これ以上の説明は省略する。
【００３５】（２）溶接金属 （Ｃ：０．００１〜０．０４％）Ｃは、溶接金属の強度
を大きく上昇させる元素として、またオーステナイト生
成元素として、０．００１％以上含有する。しかし、Ｃ
含有量が０．０４％を超えると、溶接金属中にＣｒ炭化
物を生成させ、耐食性および溶接性がいずれも劣化す
る。そこで、本発明では、溶接金属のＣ含有量は０．０
０１％以上０．０４％以下と限定する。
を大きく上昇させる元素として、またオーステナイト生
成元素として、０．００１％以上含有する。しかし、Ｃ
含有量が０．０４％を超えると、溶接金属中にＣｒ炭化
物を生成させ、耐食性および溶接性がいずれも劣化す
る。そこで、本発明では、溶接金属のＣ含有量は０．０
０１％以上０．０４％以下と限定する。
【００３６】（Ｓｉ：０．０１０〜０．５％）Ｓｉは、
０．０１０％以上含有することにより溶接金属の脱酸剤
および強化元素として有効であるが、Ｓｉ含有量が０．
５％を超えると、このような効果が飽和するばかりでな
く、耐衝撃特性も低下する。そこで、本発明では、溶接
金属のＳｉ含有量は０．０１０％以上０．５％以下と限
定する。
０．０１０％以上含有することにより溶接金属の脱酸剤
および強化元素として有効であるが、Ｓｉ含有量が０．
５％を超えると、このような効果が飽和するばかりでな
く、耐衝撃特性も低下する。そこで、本発明では、溶接
金属のＳｉ含有量は０．０１０％以上０．５％以下と限
定する。
【００３７】（Ｍｎ：０．２〜２．０％）Ｍｎは、０．
２％以上含有することにより、溶接金属の脱酸剤とし
て、また溶接金属の組織を調整するためのオーステナイ
ト生成元素としても、作用する。しかし、Ｍｎ含有量が
２．０％を超えると、かかる効果は飽和してコストが上
昇するだけになるとともに、溶接金属の生成時に様々な
問題を生じる。そこで、本発明では、溶接金属のＭｎ含
有量は０．２％以上２．０％以下と限定する。
２％以上含有することにより、溶接金属の脱酸剤とし
て、また溶接金属の組織を調整するためのオーステナイ
ト生成元素としても、作用する。しかし、Ｍｎ含有量が
２．０％を超えると、かかる効果は飽和してコストが上
昇するだけになるとともに、溶接金属の生成時に様々な
問題を生じる。そこで、本発明では、溶接金属のＭｎ含
有量は０．２％以上２．０％以下と限定する。
【００３８】（Ｐ：０．０２０％以下）Ｐは、本発明で
は不可避的不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。そこで、本発明では、溶接金属のＰ含有量は０．０
２０％以下と限定する。
は不可避的不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。そこで、本発明では、溶接金属のＰ含有量は０．０
２０％以下と限定する。
【００３９】（Ｓ：０．０１０％以下）Ｓは、本発明で
は不可避的不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。そこで、本発明では、溶接金属のＳ含有量は０．０
１０％以下と限定する。
は不可避的不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。そこで、本発明では、溶接金属のＳ含有量は０．０
１０％以下と限定する。
【００４０】（Ｎ：０．０３０％以下）Ｎは、本発明で
は不可避的不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。そこで、本発明では、溶接金属のＮ含有量は０．０
３０％以下と限定する。
は不可避的不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。そこで、本発明では、溶接金属のＮ含有量は０．０
３０％以下と限定する。
【００４１】（Ｏ：０．０５％以下）Ｏは、本発明では
不可避的不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。そこで、本発明では、溶接金属のＯ含有量は０．０
５％以下と限定する。
不可避的不純物であり、その含有量は低い方が望まし
い。そこで、本発明では、溶接金属のＯ含有量は０．０
５％以下と限定する。
【００４２】（Ｃｒ：１１〜１４％）Ｃｒは、溶接金属
の耐食性および強度をともに確保するために、１１％以
上を含有させるが、１４％を超えて含有させると、溶接
金属の強度を確保するためのマルテンサイト組織の生成
が困難になり、強度が低下する。そこで、本発明では、
溶接金属のＣｒ含有量は１１％以上１４％以下と限定す
る。
の耐食性および強度をともに確保するために、１１％以
上を含有させるが、１４％を超えて含有させると、溶接
金属の強度を確保するためのマルテンサイト組織の生成
が困難になり、強度が低下する。そこで、本発明では、
溶接金属のＣｒ含有量は１１％以上１４％以下と限定す
る。
【００４３】（Ｍｏ：２．０〜４．０％）Ｍｏは、溶接
金属の耐食性および高強度をともに確保するために添加
する。Ｍｏ含有量が２．０％未満では、溶接金属の耐食
性および強度がいずれも十分ではなく、一方、Ｍｏ含有
量が４．０％を超えると溶接金属中に金属間化合物を生
成し、靱性が低下する。そこで、本発明では、溶接金属
のＭｏ含有量は２．０％以上４．０％以下と限定する。
金属の耐食性および高強度をともに確保するために添加
する。Ｍｏ含有量が２．０％未満では、溶接金属の耐食
性および強度がいずれも十分ではなく、一方、Ｍｏ含有
量が４．０％を超えると溶接金属中に金属間化合物を生
成し、靱性が低下する。そこで、本発明では、溶接金属
のＭｏ含有量は２．０％以上４．０％以下と限定する。
【００４４】なお、後述するように、本発明では、溶接
金属のＭｏ含有量は、母材のＭｏ含有量にも基づいて、
規定される。 （Ｎｉ：５．５〜８．０％）Ｎｉは、溶接金属の組織中
にオーステナイトを安定的に生成させ、靱性および耐食
性をともに確保するために含有される。Ｎｉ含有量が
５．５％未満では衝撃靱性が不充分であり、逆にＮｉ含
有量が８．０％を超えると、オーステナイト分率が過大
となって溶接金属の強度が低下するとともに、衝撃靱性
の向上効果も飽和する。そこで、本発明では、溶接金属
のＮｉ含有量は５．５％以上８．０％以下と限定する。
金属のＭｏ含有量は、母材のＭｏ含有量にも基づいて、
規定される。 （Ｎｉ：５．５〜８．０％）Ｎｉは、溶接金属の組織中
にオーステナイトを安定的に生成させ、靱性および耐食
性をともに確保するために含有される。Ｎｉ含有量が
５．５％未満では衝撃靱性が不充分であり、逆にＮｉ含
有量が８．０％を超えると、オーステナイト分率が過大
となって溶接金属の強度が低下するとともに、衝撃靱性
の向上効果も飽和する。そこで、本発明では、溶接金属
のＮｉ含有量は５．５％以上８．０％以下と限定する。
【００４５】（Ｖ：０．０２０〜０．１％）Ｖは、溶接
金属の強度を安定化させる元素であり、Ｖ含有量が０．
０２０％未満であると強度が低下する。一方、Ｖ含有量
が０．１％を超えると、靱性が劣化する。そこで、本発
明では、溶接金属のＶ含有量は０．０２０％以上０．１
％以下と限定する。
金属の強度を安定化させる元素であり、Ｖ含有量が０．
０２０％未満であると強度が低下する。一方、Ｖ含有量
が０．１％を超えると、靱性が劣化する。そこで、本発
明では、溶接金属のＶ含有量は０．０２０％以上０．１
％以下と限定する。
【００４６】（Ｔｉ：０．００２〜０．０５％）Ｔｉ
は、溶接金属の強度を安定化させる元素であり、Ｔｉ含
有量が０．００２％未満であると強度が低下する。一
方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると靱性が劣化す
る。そこで、本発明では、溶接金属のＴｉ含有量は０．
００２％以上０．０５％以下と限定する。
は、溶接金属の強度を安定化させる元素であり、Ｔｉ含
有量が０．００２％未満であると強度が低下する。一
方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると靱性が劣化す
る。そこで、本発明では、溶接金属のＴｉ含有量は０．
００２％以上０．０５％以下と限定する。
【００４７】（Ａｌ：０．００５〜０．０５％）Ａｌ
は、溶接金属の脱酸剤として０．００５％以上含有す
る。しかし、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、溶接
金属中のＡｌ系介在物が増加して靱性が低下する。そこ
で、本発明では、溶接金属のＡｌ含有量は０．００５％
以上０．０５％以下と限定する。
は、溶接金属の脱酸剤として０．００５％以上含有す
る。しかし、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、溶接
金属中のＡｌ系介在物が増加して靱性が低下する。そこ
で、本発明では、溶接金属のＡｌ含有量は０．００５％
以上０．０５％以下と限定する。
【００４８】このように、本発明にかかる溶接鋼管の溶
接金属は、Ｃ：０．００１〜０．０４％、Ｓｉ：０．０
１０〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０
２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０３０％
以下、Ｏ：０．０５％以下、Ｃｒ：１１〜１４％、Ｍ
ｏ：２．０〜４．０％、Ｎｉ：５．５〜８．０％、Ｖ：
０．０２０〜０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５
％、およびＡｌ：０．００５〜０．０５％を含有する鋼
組成を有する。
接金属は、Ｃ：０．００１〜０．０４％、Ｓｉ：０．０
１０〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０
２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０３０％
以下、Ｏ：０．０５％以下、Ｃｒ：１１〜１４％、Ｍ
ｏ：２．０〜４．０％、Ｎｉ：５．５〜８．０％、Ｖ：
０．０２０〜０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５
％、およびＡｌ：０．００５〜０．０５％を含有する鋼
組成を有する。
【００４９】また、この溶接金属のミクロ組織は、オー
ステナイト相、フェライト相およびマルテンサイト相を
有する３相組織である。さらに、本実施形態では、溶接
金属の強度を十分に確保するためには、溶接金属におけ
るオーステナイト分率を制御することが、有効である。
このため、オーステナイト安定化元素であるＮｉと、フ
ェライト安定化元素であるＣｒ、Ｍｏとの量比を限定す
る。
ステナイト相、フェライト相およびマルテンサイト相を
有する３相組織である。さらに、本実施形態では、溶接
金属の強度を十分に確保するためには、溶接金属におけ
るオーステナイト分率を制御することが、有効である。
このため、オーステナイト安定化元素であるＮｉと、フ
ェライト安定化元素であるＣｒ、Ｍｏとの量比を限定す
る。
【００５０】すなわち、溶接金属のＮｉ含有量、Ｃｒ含
有量およびＭｏ含有量それぞれの量比を、Ｎｉ≦−０．
８×（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２２と限定することにより、溶接
金属におけるオーステナイト分率を適正な範囲に抑制す
ることができ、これにより、溶接金属の強度を十分に満
足することができる。
有量およびＭｏ含有量それぞれの量比を、Ｎｉ≦−０．
８×（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２２と限定することにより、溶接
金属におけるオーステナイト分率を適正な範囲に抑制す
ることができ、これにより、溶接金属の強度を十分に満
足することができる。
【００５１】さらに、溶接金属のＭｏ含有量が母材のＭ
ｏ含有量よりも小さいと、溶接金属の耐食性が低下し、
溶接金属にペネトレータ等の選択腐食が発生してしま
う。そこで、本実施形態では、溶接金属の選択腐食を防
止するため、溶接金属のＭｏ含有量が母材のＭｏ含有量
よりも０．２％以上大きくなるようにする。
ｏ含有量よりも小さいと、溶接金属の耐食性が低下し、
溶接金属にペネトレータ等の選択腐食が発生してしま
う。そこで、本実施形態では、溶接金属の選択腐食を防
止するため、溶接金属のＭｏ含有量が母材のＭｏ含有量
よりも０．２％以上大きくなるようにする。
【００５２】本実施形態の溶接鋼管は、以上の組成を有
する母材を適宜成型した後に、適当な組成のワイヤを用
いたサブマージアーク溶接を行うことによって、上記の
組成の溶接金属が形成されて、製造される。
する母材を適宜成型した後に、適当な組成のワイヤを用
いたサブマージアーク溶接を行うことによって、上記の
組成の溶接金属が形成されて、製造される。
【００５３】なお、本発明では、溶接金属の性能は、溶
接金属の組成が本発明の範囲内であれば達成される。し
たがって、溶接金属の組成が本発明の範囲を満足するよ
うに、ワイヤの組成や組合せを適宜調節して、溶接を行
えばよい。
接金属の組成が本発明の範囲内であれば達成される。し
たがって、溶接金属の組成が本発明の範囲を満足するよ
うに、ワイヤの組成や組合せを適宜調節して、溶接を行
えばよい。
【００５４】このようにして、本発明により、予熱処理
や後熱処理を必要とせず、溶接部の耐高温割れ性、耐低
温割れ性、靱性および強度が優れ、さらに、耐炭酸ガス
腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管、例
えば高Ｃｒサブマージアーク溶接鋼管が提供される。
や後熱処理を必要とせず、溶接部の耐高温割れ性、耐低
温割れ性、靱性および強度が優れ、さらに、耐炭酸ガス
腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管、例
えば高Ｃｒサブマージアーク溶接鋼管が提供される。
【００５５】
【実施例】（実施例１）次に、本発明を実施例を参照し
ながら詳細に説明する。
ながら詳細に説明する。
【００５６】表１に示す組成を有する２５種の高Ｃｒ鋼
板（板厚１９．０５ｍｍ）母材として開先角度６０度の
開先を作成した。なお、表１に示す鋼板は、焼入れ−焼
戻し熱処理を施して作成した。
板（板厚１９．０５ｍｍ）母材として開先角度６０度の
開先を作成した。なお、表１に示す鋼板は、焼入れ−焼
戻し熱処理を施して作成した。
【００５７】得られた２５種の高Ｃｒ鋼板それぞれの機
械的性質を評価するため、ＡＰＩ板状試験片を切り出し
て引張試験を行い、ＡＰＩＸ８０グレード（ＴＳ＝６２
０ＭＰａ、ＹＳ＝５５１ＭＰａ）以上を目標とした。
械的性質を評価するため、ＡＰＩ板状試験片を切り出し
て引張試験を行い、ＡＰＩＸ８０グレード（ＴＳ＝６２
０ＭＰａ、ＹＳ＝５５１ＭＰａ）以上を目標とした。
【００５８】また、得られた２５種の高Ｃｒ鋼板それぞ
れからシャルピー試験片を切り出してシャルピ衝撃試験
を行い、破面遷移温度が−８０℃以下を目標とした。さ
らに、鋼板の腐食性の評価は、湿潤ガス環境における腐
食試験を行った。湿潤ガス環境における試験条件は、試
験温度５０℃のオートクレーブ中で炭酸ガス１気圧、５
％ＮａＣｌ水溶液中に３０日間浸漬して、試験前後の重
量変化から腐食速度を算出することにより、行った。一
般的に、ある環境における材料の腐食速度が０．１ｍｍ
／ｙ未満の場合、材料は十分耐食的であり、使用可能で
あると判断される。
れからシャルピー試験片を切り出してシャルピ衝撃試験
を行い、破面遷移温度が−８０℃以下を目標とした。さ
らに、鋼板の腐食性の評価は、湿潤ガス環境における腐
食試験を行った。湿潤ガス環境における試験条件は、試
験温度５０℃のオートクレーブ中で炭酸ガス１気圧、５
％ＮａＣｌ水溶液中に３０日間浸漬して、試験前後の重
量変化から腐食速度を算出することにより、行った。一
般的に、ある環境における材料の腐食速度が０．１ｍｍ
／ｙ未満の場合、材料は十分耐食的であり、使用可能で
あると判断される。
【００５９】また、硫化水素に対する腐食性を評価する
ため、上記と同様の温度で炭酸ガス＋０．０１気圧、Ｈ
2 Ｓの混合ガスの条件で割れの有無を調査した。さら
に、母材の溶接性を評価するため、得られた２５種の高
Ｃｒ鋼板それぞれから切り出した試料にＪＩＳ３１５８
に規定されるｙ割れ試験を行い、割れの有無を調査し
た。
ため、上記と同様の温度で炭酸ガス＋０．０１気圧、Ｈ
2 Ｓの混合ガスの条件で割れの有無を調査した。さら
に、母材の溶接性を評価するため、得られた２５種の高
Ｃｒ鋼板それぞれから切り出した試料にＪＩＳ３１５８
に規定されるｙ割れ試験を行い、割れの有無を調査し
た。
【００６０】さらに、継手性能を評価するため、表２に
示す組成を有するワイヤＷ１〜Ｗ８のいずれかを用いて
溶接継手を作成し、Ｆ．Ｌ部にノッチを挿入したシャル
ピー試験片を作成して試験に供し、破面遷移温度が−３
０℃以下を目標とした。
示す組成を有するワイヤＷ１〜Ｗ８のいずれかを用いて
溶接継手を作成し、Ｆ．Ｌ部にノッチを挿入したシャル
ピー試験片を作成して試験に供し、破面遷移温度が−３
０℃以下を目標とした。
【００６１】表１に各試験結果を示し、目標を満足した
試料を○で、満足しなかった試料を×でそれぞれ示し
た。
試料を○で、満足しなかった試料を×でそれぞれ示し
た。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】 本発明例である試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．８は、いずれ
も、母材性能、腐食性および溶接性をいずれも満足して
おり、良好な性能を有することがわかる。
も、母材性能、腐食性および溶接性をいずれも満足して
おり、良好な性能を有することがわかる。
【００６４】一方、試料Ｎｏ．９は、Ｃ含有量が本発明
の範囲の上限を上回っているため、Ｈ2 Ｓ腐食性が低下
するばかりでなく、低温割れ性およびＨＡＺ靱性も劣化
した。
の範囲の上限を上回っているため、Ｈ2 Ｓ腐食性が低下
するばかりでなく、低温割れ性およびＨＡＺ靱性も劣化
した。
【００６５】試料Ｎｏ．１０は、Ｃｒ含有量が本発明の
範囲の下限を下回るため、ＣＯ2 腐食性が低下した。試
料Ｎｏ．１１は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲の下限を下
回るため、ＨＡＺ靱性が低下するばかりでなく、母材強
度も目標値を満足できなかった。
範囲の下限を下回るため、ＣＯ2 腐食性が低下した。試
料Ｎｏ．１１は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲の下限を下
回るため、ＨＡＺ靱性が低下するばかりでなく、母材強
度も目標値を満足できなかった。
【００６６】試料Ｎｏ．１２は、Ｎｉ含有量が本発明の
範囲の上限を上回るため、所定量のマルテンサイト組織
が得られなくなり、母材強度が低下した。試料Ｎｏ．１
３は耐Ｈ2 Ｓ腐食性を向上させるＭｏ含有量が本発明の
範囲の下限を下回るため、Ｈ2 Ｓ腐食が発生した。
範囲の上限を上回るため、所定量のマルテンサイト組織
が得られなくなり、母材強度が低下した。試料Ｎｏ．１
３は耐Ｈ2 Ｓ腐食性を向上させるＭｏ含有量が本発明の
範囲の下限を下回るため、Ｈ2 Ｓ腐食が発生した。
【００６７】試料Ｎｏ．１４は、Ｍｏ含有量が本発明の
範囲の上限を上回ったため、耐Ｈ2Ｓ腐食性およびＨＡ
Ｚ靱性が目標を満足しなかった。試料Ｎｏ．１５は、Ｃ
ｒ含有量が本発明の範囲の上限を上回ったため、ＨＡＺ
靱性が目標を満足しなかった。
範囲の上限を上回ったため、耐Ｈ2Ｓ腐食性およびＨＡ
Ｚ靱性が目標を満足しなかった。試料Ｎｏ．１５は、Ｃ
ｒ含有量が本発明の範囲の上限を上回ったため、ＨＡＺ
靱性が目標を満足しなかった。
【００６８】試料Ｎｏ．１６、試料Ｎｏ．１７および試
料Ｎｏ．２２は、それぞれ、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、
Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限を上回ったため、ＨＡ
Ｚ靱性が劣化するとともに、介在物量の増加によりＨＩ
Ｃ性能も低下した。
料Ｎｏ．２２は、それぞれ、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、
Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限を上回ったため、ＨＡ
Ｚ靱性が劣化するとともに、介在物量の増加によりＨＩ
Ｃ性能も低下した。
【００６９】試料Ｎｏ．１８および試料Ｎｏ．１９は、
それぞれ、Ｐ含有量、Ｓ含有量が本発明の範囲の上限を
超えたため、ＨＡＺ靱性、ＨＩＣ性能に加え、母材靱性
をも低下した。
それぞれ、Ｐ含有量、Ｓ含有量が本発明の範囲の上限を
超えたため、ＨＡＺ靱性、ＨＩＣ性能に加え、母材靱性
をも低下した。
【００７０】試料Ｎｏ．２０、試料Ｎｏ．２１および試
料Ｎｏ．２３は、それぞれ、Ｃｕ含有量、Ｔｉ含有量、
Ｖ含有量が本発明の範囲の上限を超えたため、ＨＡＺ靱
性および低温割れ性が劣化した。
料Ｎｏ．２３は、それぞれ、Ｃｕ含有量、Ｔｉ含有量、
Ｖ含有量が本発明の範囲の上限を超えたため、ＨＡＺ靱
性および低温割れ性が劣化した。
【００７１】試料Ｎｏ．２４は、Ｎ含有量が本発明の範
囲の上限を超えたため、固溶Ｎ量の増加により、母材靱
性およびＨＡＺ靱性がともに劣化した。さらに．試料Ｎ
ｏ．２５は、Ｏ含有量が本発明の範囲の上限を超えてい
るため、酸化物量が増加し、ＨＩＣ性能、ＨＡＺ靱性お
よび母材靱性がいずれも劣化した。
囲の上限を超えたため、固溶Ｎ量の増加により、母材靱
性およびＨＡＺ靱性がともに劣化した。さらに．試料Ｎ
ｏ．２５は、Ｏ含有量が本発明の範囲の上限を超えてい
るため、酸化物量が増加し、ＨＩＣ性能、ＨＡＺ靱性お
よび母材靱性がいずれも劣化した。
【００７２】（実施例２）溶接によって製管される大径
鋼管の溶接金属についても、優れた溶接性能を確保する
必要があるため、溶接金属の特性を評価するため、表２
に示す組成を有するワイヤを使用するとともに表３に示
す組成を有するフラックスを用い、表４に示す溶接条件
で溶接を行った。この際に用いた母材、ワイヤおよびフ
ラックスの組合せを、表５に示す。
鋼管の溶接金属についても、優れた溶接性能を確保する
必要があるため、溶接金属の特性を評価するため、表２
に示す組成を有するワイヤを使用するとともに表３に示
す組成を有するフラックスを用い、表４に示す溶接条件
で溶接を行った。この際に用いた母材、ワイヤおよびフ
ラックスの組合せを、表５に示す。
【００７３】
【表３】
【００７４】
【表４】
【００７５】
【表５】 得られた溶接金属の成分と評価試験結果を表６および表
７にそれぞれ示す。
７にそれぞれ示す。
【００７６】腐食試験方法は、溶接継手部よりサンプル
を採取し、母材の評価試験方法と同様に行った。また、
溶接金属の強度を評価するため、溶接金属部より直径６
ｍｍの引張試験片を採取し引張試験を行い、ＡＰＩＸ８
０グレード（ＴＳ＝６２０ＭＰａ、ＹＳ＝５５１ＭＰ
ａ）以上を目標とした。さらに、溶接部よりシャルピ衝
撃試験片を採取し、ノッチを溶接金属部に挿入して試験
を行った。ここで、溶接金属の靱性として、破面遷移温
度が−３０℃以下を目標とした。
を採取し、母材の評価試験方法と同様に行った。また、
溶接金属の強度を評価するため、溶接金属部より直径６
ｍｍの引張試験片を採取し引張試験を行い、ＡＰＩＸ８
０グレード（ＴＳ＝６２０ＭＰａ、ＹＳ＝５５１ＭＰ
ａ）以上を目標とした。さらに、溶接部よりシャルピ衝
撃試験片を採取し、ノッチを溶接金属部に挿入して試験
を行った。ここで、溶接金属の靱性として、破面遷移温
度が−３０℃以下を目標とした。
【００７７】
【表６】
【００７８】
【表７】 表６および表７において、試料Ｎｏ．Ｃ１〜試料Ｎｏ．
Ｃ５は、本発明の条件を全て満足する本発明例にかかる
溶接金属であり、腐食性能、溶接金属強度および溶接金
属靱性をいずれも十分に満足し、良好な性能を有するこ
とがわかる。
Ｃ５は、本発明の条件を全て満足する本発明例にかかる
溶接金属であり、腐食性能、溶接金属強度および溶接金
属靱性をいずれも十分に満足し、良好な性能を有するこ
とがわかる。
【００７９】これに対し、試料Ｎｏ．Ｃ６、試料Ｎｏ．
７および試料Ｎｏ．Ｃ９は、いずれも、Ｎｉが本発明の
範囲の下限を下回るため、オーステナイトの生成が不充
分となり、Ｈ2 Ｓ腐食性および溶接靱性がともに劣化し
た。
７および試料Ｎｏ．Ｃ９は、いずれも、Ｎｉが本発明の
範囲の下限を下回るため、オーステナイトの生成が不充
分となり、Ｈ2 Ｓ腐食性および溶接靱性がともに劣化し
た。
【００８０】試料Ｎｏ．Ｃ８および試料Ｎｏ．Ｃ１２
は、不純物元素であるＳおよびＰそれぞれの含有量が本
発明の範囲の上限を超えているため、耐食性および溶接
金属靱性がともに低下した。
は、不純物元素であるＳおよびＰそれぞれの含有量が本
発明の範囲の上限を超えているため、耐食性および溶接
金属靱性がともに低下した。
【００８１】試料Ｎｏ．Ｃ１０は、Ｔｉ含有量が本発明
の範囲の上限を超えているため、溶接金属が不安定とな
り、目標を満足しなかった。試料Ｎｏ．Ｃ１１は、Ｓｉ
含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、衝撃特性が
低下し、目標を満足しなかった。
の範囲の上限を超えているため、溶接金属が不安定とな
り、目標を満足しなかった。試料Ｎｏ．Ｃ１１は、Ｓｉ
含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、衝撃特性が
低下し、目標を満足しなかった。
【００８２】試料Ｎｏ．Ｃ１３は、Ｍｏ含有量が本発明
の範囲の上限を超えるために靱性が低下するとともに、
Ｎｉ含有量およびＴｉ含有量がいずれも本発明の範囲を
超えており、腐食性および強度がともに低下した。
の範囲の上限を超えるために靱性が低下するとともに、
Ｎｉ含有量およびＴｉ含有量がいずれも本発明の範囲を
超えており、腐食性および強度がともに低下した。
【００８３】試料Ｎｏ．Ｃ１４は、Ｃｒ含有量が本発明
の範囲の上限を超えているため、マルテンサイト組織の
生成が不充分となり、強度が低下した。試料Ｎｏ．Ｃ１
５は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を外れているた
め、Ｈ2Ｓ腐食性と溶接金属靱性とがともに低下した。
の範囲の上限を超えているため、マルテンサイト組織の
生成が不充分となり、強度が低下した。試料Ｎｏ．Ｃ１
５は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を外れているた
め、Ｈ2Ｓ腐食性と溶接金属靱性とがともに低下した。
【００８４】試料Ｎｏ．Ｃ１８は、Ｎｉ含有量が本発明
の範囲の上限を外れているため、オーステナイト分率が
増加して強度が低下した。試料Ｎｏ．Ｃ１９は、Ｖ含有
量が本発明の範囲の上限を上回っているため、靱性が低
下し目標を満足しなかった。
の範囲の上限を外れているため、オーステナイト分率が
増加して強度が低下した。試料Ｎｏ．Ｃ１９は、Ｖ含有
量が本発明の範囲の上限を上回っているため、靱性が低
下し目標を満足しなかった。
【００８５】試料Ｎｏ．Ｃ２０は、Ｓｉ含有量が本発明
の範囲の下限を下回っているために強度が低下するとと
もに、脱酸が不充分なために溶接金属靱性が低下した。
試料Ｎｏ．Ｃ２１は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲の下限
を下回っているため、、溶接金属強度が低下してしまう
ばかりでなく、ＣＯ2 腐食が発生した。
の範囲の下限を下回っているために強度が低下するとと
もに、脱酸が不充分なために溶接金属靱性が低下した。
試料Ｎｏ．Ｃ２１は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲の下限
を下回っているため、、溶接金属強度が低下してしまう
ばかりでなく、ＣＯ2 腐食が発生した。
【００８６】試料Ｎｏ．Ｃ２２は、Ｍｏ含有量が本発明
の範囲の下限を下回るため、溶接金属強度が低下してし
まうばかりでなく、Ｈ2 Ｓによる腐食が発生した。試料
Ｎｏ．Ｃ２３は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の下限を下
回っているため、強度が安定化せず、目標を満足しなか
った。
の範囲の下限を下回るため、溶接金属強度が低下してし
まうばかりでなく、Ｈ2 Ｓによる腐食が発生した。試料
Ｎｏ．Ｃ２３は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の下限を下
回っているため、強度が安定化せず、目標を満足しなか
った。
【００８７】試料Ｎｏ．Ｃ２４は、Ｖ含有量が本発明の
範囲の下限を外れるため、同様に強度が安定化せず、目
標を満足しなかった。試料Ｎｏ．Ｃ２５は、Ａｌ含有量
が本発明の範囲の上限を外れるため、Ａｌ系の介在物が
増加し、靱性が低下した。
範囲の下限を外れるため、同様に強度が安定化せず、目
標を満足しなかった。試料Ｎｏ．Ｃ２５は、Ａｌ含有量
が本発明の範囲の上限を外れるため、Ａｌ系の介在物が
増加し、靱性が低下した。
【００８８】試料Ｎｏ．Ｃ２６は、Ａｌ含有量が本発明
の範囲の下限を外れるため、脱酸が不充分となって靱性
が低下した。試料Ｎｏ．Ｃ２７は、Ｎ含有量およびＯ含
有量がともに本発明の範囲を外れるため、靱性が低下
し、目標を満足しなかった。
の範囲の下限を外れるため、脱酸が不充分となって靱性
が低下した。試料Ｎｏ．Ｃ２７は、Ｎ含有量およびＯ含
有量がともに本発明の範囲を外れるため、靱性が低下
し、目標を満足しなかった。
【００８９】試料Ｎｏ．Ｃ２２および試料Ｎｏ．Ｃ２４
は、いずれも、溶接金属のＭｏ含有量が母材のＭｏ含有
量よりも低いため、溶接金属の腐食性が劣化した。さら
に、試料Ｎｏ．Ｃ１４および試料Ｎｏ．Ｃ１８は、いず
れも、溶接金属のＮｉ含有量がＮｉ≦−０．８* （Ｃｒ
＋Ｍｏ）＋２２の範囲を超えるため、オーステナイトの
生成が不充分となって、強度が低下した。
は、いずれも、溶接金属のＭｏ含有量が母材のＭｏ含有
量よりも低いため、溶接金属の腐食性が劣化した。さら
に、試料Ｎｏ．Ｃ１４および試料Ｎｏ．Ｃ１８は、いず
れも、溶接金属のＮｉ含有量がＮｉ≦−０．８* （Ｃｒ
＋Ｍｏ）＋２２の範囲を超えるため、オーステナイトの
生成が不充分となって、強度が低下した。
【００９０】
【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
り、予熱処理や後熱処理を必要とせず、溶接部の耐高温
割れ性、耐低温割れ性、靱性および強度が優れ、さら
に、耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れ
た溶接鋼管、例えば高Ｃｒサブマージアーク溶接鋼管を
提供することができた。
り、予熱処理や後熱処理を必要とせず、溶接部の耐高温
割れ性、耐低温割れ性、靱性および強度が優れ、さら
に、耐炭酸ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れ
た溶接鋼管、例えば高Ｃｒサブマージアーク溶接鋼管を
提供することができた。
【００９１】かかる効果を有する本発明の意義は、極め
て著しい。
て著しい。
Claims (1)
- 【請求項１】 母材および溶接金属を有する溶接鋼管で
あって、 前記母材が、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０４％、
Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１
０．０〜１４．０％、Ｍｏ：２．０〜３．０％、Ｎｉ：
３．０〜８．０％、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．
１５％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１５％
以下、Ｎ：０．０５０％以下、およびＯ：０．０２５％
以下を含有する鋼組成を有し、 前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０４
％、Ｓｉ：０．０１０〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．
０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０３０％以下、Ｏ：０．０５％以下、Ｃｒ：１
１〜１４％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｎｉ：５．５〜
８．０％、Ｖ：０．０２０〜０．１％、Ｔｉ：０．００
２〜０．０５％、およびＡｌ：０．００５〜０．０５％
を含有する鋼組成を有するとともにＮｉ≦−０．８（Ｃ
ｒ＋Ｍｏ）＋２２を満足し、 さらに、（前記母材のＭｏ含有量＋０．２％）≦（前記
溶接金属のＭｏ含有量）を満足することを特徴とする耐
炭酸ガス腐食特性および耐硫化水素割れ性に優れた溶接
鋼管。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000112194A JP3541778B2 (ja) | 2000-04-13 | 2000-04-13 | 耐炭酸ガス腐食特性及び耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000112194A JP3541778B2 (ja) | 2000-04-13 | 2000-04-13 | 耐炭酸ガス腐食特性及び耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001294992A true JP2001294992A (ja) | 2001-10-26 |
| JP3541778B2 JP3541778B2 (ja) | 2004-07-14 |
Family
ID=18624407
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000112194A Expired - Lifetime JP3541778B2 (ja) | 2000-04-13 | 2000-04-13 | 耐炭酸ガス腐食特性及び耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3541778B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8168306B2 (en) | 2007-09-18 | 2012-05-01 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Weld metal compositions for joining steel structures in the oil and gas industry |
| CN103990895A (zh) * | 2014-05-14 | 2014-08-20 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种高强度无缝钢管的焊接方法 |
| US11772206B2 (en) | 2019-09-20 | 2023-10-03 | Lincoln Global, Inc. | High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thin walled steel members |
| US11772207B2 (en) | 2019-09-20 | 2023-10-03 | Lincoln Global, Inc. | High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thick walled steel members |
-
2000
- 2000-04-13 JP JP2000112194A patent/JP3541778B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8168306B2 (en) | 2007-09-18 | 2012-05-01 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Weld metal compositions for joining steel structures in the oil and gas industry |
| CN103990895A (zh) * | 2014-05-14 | 2014-08-20 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种高强度无缝钢管的焊接方法 |
| US11772206B2 (en) | 2019-09-20 | 2023-10-03 | Lincoln Global, Inc. | High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thin walled steel members |
| US11772207B2 (en) | 2019-09-20 | 2023-10-03 | Lincoln Global, Inc. | High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thick walled steel members |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3541778B2 (ja) | 2004-07-14 |
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