JP2002060910A - 高Ｃｒ溶接鋼管 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】降伏強さが551MPa以上で、しかも耐食性および
加工性に優れる高Cr溶接鋼管を提供する。 【解決手段】本発明の溶接鋼管は、母材が、C≦0.05
％、Si：0.05〜1％、Mn：0.05〜2％、P≦0.025％、S≦
0.01％、Cr：15〜20％、Ni：4〜7％、Mo：1.5〜4％、A
l：0.001〜0.1％、Ti≦0.015％、N≦0.02％、残：Fe
で、降伏強さが551MPa以上、降伏比85％以下、組織がマ
ルテンサイト相を主とするフェライト相との２相組織
鋼、溶接金属が、C≦0.05％、Si：0.05〜1％、Mn：0.05
〜2％、P≦0.025％、S≦0.01％、Cr：11〜18％、Ni：5
〜10％、Mo：1.5〜4％、Al：0.001〜0.1％、Ti：0.002
〜0.03％、N≦0.05％、O≦0.065％、残部：Feで、Cr、N
iおよびMoの関係が式「−1≦Cr＋Mo−1.7×Ni≦13−220
×O」と式「25≦Cr＋Mo＋1.8×Ni≦30」を満足し、組織
がマルテンサイト相を主とするオーステナイト相との２
相組織である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高Ｃｒ溶接鋼管に
関し、より詳しくは、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物
応力割れ性（以下、両者を総称して耐食性と称す）に優
れ、炭酸ガスや硫化水素を含む原油や天然ガスの掘削や
輸送に用いられる油井管やラインパイプとして好適な高
Ｃｒ溶接鋼管に関する。

【０００２】また、本発明は、溶加材を用いるアーク溶
接法によりオープンパイプの突き合わせ部を溶接して得
られる溶接鋼管、もしくはこの溶接鋼管や継目無管の管
端同士を突き合わせ円周溶接して長尺管とし、これをリ
ールに円筒状に巻き取ってコイル状となした高Ｃｒ溶接
鋼管に関する。

【０００３】さらに、本発明は、降伏比（降伏強さ／引
張強さ）が８５％以下で加工性に優れ、敷設時に曲げや
曲げ戻しの冷間加工を受けるパイプラインや、拡管使用
される油井管として好適な高Ｃｒ溶接鋼管に関する。

【０００４】

【従来の技術】近年生産される石油や天然ガス中には、
湿潤な炭酸ガスが含有される場合が増加している。この
ような環境中では、炭素綱や低合金鋼は著しく腐食され
るため、腐食抑制剤の添加がおこなわれている。

【０００５】しかし、腐食抑制剤の効果は、高温では失
われるのに加え、海底の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。また、環境問題から
このような腐食抑制剤の使用は、避けられる傾向にあ
る。

【０００６】このような背景のもとに腐食抑制剤の添加
を必要としない耐食材料として、油井管ではＡＩＳＩ
４２０鋼に代表されるような１２〜１３質量％のＣｒを
含有するマルテンサイト系の高Ｃｒ鋼が広く使用され始
めている。ＡＩＳＩ ４２０鋼では、高強度を得るため
に比較的多量（０．１６〜０．２２質量％程度）のＣが
添加されている。

【０００７】一方、ラインパイプでは、敷設に際してパ
イプとパイプは管端同士を突き合わせ円周溶接して溶接
接合される。ＡＩＳＩ ４２０鋼のような炭素含有量が
比較的多い高Ｃｒ鋼を通常の溶接方法で溶接した場合に
は、溶接熱影響部の硬さが上昇して、衝撃特性が劣化
し、硫化物応力割れ感受性も高くなる。このような問題
を解決するには、Ｃ含有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り、たとえば特開平２−
２４３７４０号公報や同５−２８７４５５号公報などに
Ｎｉ添加低Ｃマルテンサイト系の高Ｃｒ鋼の技術が示さ
れている。以上の技術により、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継目無鋼管
の製造が可能となっている。

【０００８】さらに、特開平４−１９１３１９号公報に
は、熱延法で製造されたＣ含有量が０．０８質量％以下
の低Ｃ高Ｃｒ鋼板を連続的にオープンパイプに成形して
その突き合わせ部を電縫溶接した後、電縫溶接部を熱処
理することにより、耐食性に優れる電縫鋼管を得る技術
が示されている。また、レーザ溶接にて造管する方法も
数多く提案されている。

【０００９】また更に、上記の低Ｃ高Ｃｒ鋼の溶接に適
した溶接材料（溶加材）として、特開平１０−１４６６
９１号公報には、Ｃ含有量を低減し、かつ式「％Ｎｉ＋
３０×％Ｃ＋０．５×％Ｍｎ」で定義されるＮｉ当量、
および式「％Ｃｒ＋％Ｍｎ＋１．５×％Ｓｉ＋０．５×
％Ｎｂ」で定義されるＣｒ当量を特定の範囲に制限する
ことにより、優れた耐割れ性、強度および靭性を得るガ
スメタルアーク溶接方法が提案されている。

【００１０】従来、継目無鋼管は海底仕上油井のフロー
ラインとして、薄肉の溶接鋼管は陸上のフローラインと
して短い距離で使われてきたが、以下の最近の要望には
従来技術での対応が困難になってきた。

【００１１】(a) 各油井の原油や天然ガスをまとめて輸
送するトランクラインとしても、腐食抑制剤を使わず耐
食性に優れる高Ｃｒ鋼管の使用が検討され始めた。それ
ゆえ大径厚肉の鋼管が要求され、従来の継目無鋼管や電
縫鋼管では対応できないようになってきた。大径厚肉管
の代表的な製管方法としては、厚鋼板をＵプレスとＯプ
レス、あるいはロールベンダーでオープンパイプに成形
した後、その突き合わせ部をサブマージアーク溶接で溶
接する製管方法がある。

【００１２】特開平７−４１８５７号公報には、低Ｃで
１３〜１７質量％のＣｒを含有する鋼を素材とする溶融
溶接法による溶接鋼管の製造方法が提案されており、母
材と溶接金属を特定の成分範囲に制御した上で造管溶接
後に管全体を熱処理する方法が示されている。しかし、
この方法は、造管溶接後、管体に熱処理をする方法であ
るので製造能率が悪いため、その溶接鋼管を多量かつ安
価に製造することが極めて困難であると推定される。

【００１３】(b) パイプラインの敷設コストを下げる観
点からリーリング敷設が増加している。リーリング敷設
とは、長尺の鋼管をリールに円筒状に巻き取って現地ま
で船で運び、そこで巻き戻しながら敷設していく方法で
ある。このリーリング敷設は、船上で短尺鋼管の管端同
士を突き合わせ円周溶接しながら敷設する方法とは異な
り、工場での突き合わせ円周溶接とリールへの巻き取
り、および船上での巻き戻しを並行におこなえるので施
設工期を短縮することができる。ただし、リールへの巻
き取りと巻き戻し時には冷間加工が加わるので、加工性
に優れる鋼管が要求される。しかし、従来のマルテンサ
イト系高Ｃｒ鋼は、降伏比が高く、必ずしも加工性が充
分とはいえなかった。なお、加工性としては、降伏比
（降伏強さ／引張強さ）８５％以下が１つの目安とされ
る。

【００１４】(c) 油井管としても、油井の掘削コストを
下げる観点から、拡管ケーシングが検討されている。従
来の油井では、掘削後まずケーシングで坑井を保護し、
その中に径の細いチュービングを入れて生産する。生産
流体は、このチュービング内だけを流れる。拡管ケーシ
ングとは、ケーシングとチュービングを挿入した後、文
字通りに管の内側から押し広げる方法であり、掘削した
スペースを有効にほぼ全て生産に活用することができ
る。さらに、油井管は、現状ねじ継手で１本ずつ締結さ
れて油井に挿入されていくのがほとんどであるが、管端
同士を突き合わせ円周溶接したりして得られる長尺鋼管
をコイル状にリールに巻き取ったものを巻き戻して挿入
していくコイルドチュービングと呼ばれる使用が連続的
に拡管できるので、この拡管ケーシングに適している。
そして、拡管時には、やはり伸びにして２０〜３０％の
冷間加工が加わるため、加工性に優れることが要求さ
れ、加工性としては、上記のリーリング施設の場合と同
様に、降伏比（降伏強さ／引張強さ）８５％以下が１つ
の目安とされる。

【００１５】なお、高Ｃｒ溶接鋼管に関する従来の知見
事項としては、以下のことが周知である。すなわち、母
材の耐炭酸ガス腐食性は、１０もしくは１１質量％以上
のＣｒ含有量で確保できる。耐硫化物応力割れ性は、硫
化水素分圧に応じた適量のＭｏ添加により確保できる。
溶接性は、０．０５質量％以下のＣ含有量で確保でき
る。このような低Ｃ−高Ｃｒ鋼は、その組織をマルテン
サイト組織にするためにはＮｉ添加が必要であり、マル
テンサイト単相組織にするには、ＣｒとＭｏの合計含有
量によるが、一般的に数％以上のＮｉ添加が必要であ
る。

【００１６】一方、マルテンサイト系の溶接金属に関し
ては、その靭性向上には、低酸素化と適量のオーステナ
イト相生成が望ましいが、フェライト相は望ましくな
い。また、溶接高温割れ防止には、フェライト相生成が
望ましいことが定性的に知られている。

【００１７】さらに、高Ｃｒ鋼とは異なる炭素鋼や低合
金鋼が対象ではあるが、フェライト相＋マルテンサイト
相の２相組織化が低降伏比を確保するのに有効なことが
知られている（たとえば、特開平１２−８１４４号公
報）。

【００１８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の現状
に鑑み、大径厚肉のラインパイプ、リーリング敷設用ラ
インパイプ、拡管ケーシング用コイルドチュービング等
に用いて好適な、ＡＰＩ規格に規定される５Ｌ Ｘ８０
（降伏強さ≧５５１ＭＰａ）以上の高強度で、しかも耐
食性および降伏比８５％以下を目安とする加工性に優れ
る高Ｃｒ鋼を母材とした溶接鋼管を提供することを目的
としている。

【００１９】ここで、大径厚肉管に好適とは、素材鋼板
および溶接製管後の鋼管において熱処理を実施せず、圧
延のままおよび溶接のままで、所望の強度、靱性、耐食
性および加工性が得られることである。すなわち、圧延
のままの鋼板をそのままオープンパイプに成形してその
突き合わせ部を溶接接合し、この溶接接合後に熱処理を
おこなわないままでも、所望の強度、靱性、耐食性およ
び加工性を具備した材質設計が求められる。この材質設
計は、鋼管が継目無鋼管の場合でも、製管後に焼入れ焼
戻しをおこなわず、製管のままで、所望の強度、靱性、
耐食性および加工性が得られる利点がある。

【００２０】また、溶接のままで後熱処理をおこなわず
に、母材の強度、靱性、耐食性および加工性を損なわい
ような溶接技術は、オープンパイプの突き合わせ部溶接
ばかりか、リーリング敷設用ラインパイプや拡管ケーシ
ング用コイルドチュービングとなす上での管端同士の突
き合わせ円周溶接にも共通する課題である。

【００２１】母材および溶接金属それぞれで見た場合、
課題解決の方向は、従来技術の欄でも述べたように、定
性的に理解されているが、溶接鋼管やこの溶接鋼管等を
リールに巻き取ったコイル状の溶接構造物としての鋼管
全体を見た場合、先の課題を全て解決する母材と溶接金
属の適正な組み合わせはないのが現状である。このこと
は、次のことからも明らかである。

【００２２】すなわち、前述したように、たとえば特開
平７−４１８５７号公報には、低Ｃで１３〜１７質量％
のＣｒを含有する鋼からなる溶融溶接法による溶接鋼管
の製造方法の発明が示されているが、そこには母材およ
び溶接金属を特定の成分範囲に制御した上で管全体を熱
処理する方法であり、溶接のままという課題は解決され
ていない。

【００２３】また、特開平１２−８１４４号公報には、
溶接鋼管を熱処理せずに溶接のままで製造する方法の発
明が示されているが、そこに示される発明は強度が前述
したＡＰＩ規格に規定されるＸ５６（降伏強さ≧３８６
ＭＰａ）〜Ｘ７０（降伏強さ≧４８２ＭＰａ）以上の低
強度鋼についての発明であり、また、加工性の目安とな
る降伏比と靱性については何らの考慮もなされていな
い。

【００２４】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記の課
題を達成するために種々実験研究をおこなった。その結
果、以下のことが判明した。

【００２５】高Ｃｒ鋼を圧延のままや溶接のままで使用
する場合、マルテンサイト単相では強度が高すぎるの
で、マルテンサイト相より強度の小さい相との混合組織
とする必要がある。

【００２６】フェライト相またはオーステナイト相を含
有させることによって強度を低下させることが可能であ
る。

【００２７】圧延のままで、母材の強度と降伏比を所望
のＡＰＩ規格に規定されるＸ８０級の強度と８５％以下
の降伏比にするには、組織を主としてマルテンサイト相
として、フェライト相を２０〜４０体積％の範囲にする
のがよい。このとき、母材をマルテンサイト相＋オース
テナイト相の２相組織とするには、多量のＮｉ添加が必
要となって経済的でない上に、溶接熱影響部や溶接金属
部において所望の性能が得られなくなる。

【００２８】溶接高温割れを生じずに、溶接のままで、
溶接金属の強度、靭性および加工性を適正に保つするた
めには、フェライト形成元素であるＣｒ、Ｍｏとオース
テナイト形成元素であるＮｉのバランスが重要である。

【００２９】さらに、適正な靭性を得るためには、酸素
量の影響をも考慮することが重要である。その条件を検
討したところ、下記の(1) 式と(2) 式を同時に満足させ
る必要があることがわかった。

【００３０】 −１≦Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７×Ｎｉ≦１３−２２０×Ｏ ・・・ (1) ２５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８×Ｎｉ≦３０ ・・・・・・・・・ (2) ここで、(1) および(2) 式中の元素記号は、溶接金属中
の各元素の含有量（質量％）を意味する。

【００３１】すなわち、(1) 式中、「Ｃｒ＋Ｍｏ−１．
７×Ｎｉ」の項は、フェライト相の形成傾向を表す実験
式であり、この項の値が小さいほどフェライト相の生成
量が減少し、靭性が向上する。ただし、この項の値が−
１より小さいと、凝固直後にフェライト相が形成しなく
なって高温割れが発生するようになる。一方、この項の
値が大きすぎると、フェライト相の生成量が増加し、靭
性が低下する。

【００３２】また、溶接金属の靭性には、Ｏ（酸素）量
が大きな影響を与えるが、式「Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７×Ｎ
ｉ≦１３−２２０×Ｏ」を満足するＯ含有量であれば、
所望の靭性が確保される。

【００３３】さらに、(2) 式中、「Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８
×Ｎｉ」の項は、オーステナイト相の形成傾向を表す実
験式であり、この項の値が２５未満になると、オーステ
ナイト相が生成せず、靭性が低下する。逆に、この項の
値が３０を超えると、オーステナイト相の生成量が増加
し、充分な引張強さが確保できない。

【００３４】ここで、溶接金属の充分な引張強さとは、
継手引張試験をおこなった際に、溶接部で破断すること
なく、母材部が破断することを意味する。本発明では、
母材の強度をＸ８０（降伏強さ≧５５１ＭＰａ）以上と
定めたので、溶接金属の引張強さについても６５０ＭＰ
ａ以上が確保できるようにした。

【００３５】以上を整理すれば、次の通りである。溶接
金属においては、凝固過程では溶接高温割れを防ぐため
にフェライト相が存在し、凝固の後期およびその後の熱
サイクル過程でフェライト相が消失して、強度、靱性お
よび加工性の観点から、組織を主としてマルテンサイト
相として、オーステナイト相を５〜３０体積％の範囲に
するのがよい。特に、靱性の観点からは、Ｏ（酸素）量
が高くなる溶融溶接法により得られる溶接金属において
は、マルテンサイト相とオーステナイト相の２相組織が
望ましく、マルテンサイト相とフェライト相の２相組織
では高靱性は得にくい。

【００３６】そして、本発明において最も苦労した点
は、母材と溶接金属の両者において所望の性能が得られ
る適正な組み合わせを見出したことである。

【００３７】まず、大径溶接鋼管を製造するときのよう
に、大入熱溶接における溶接熱影響部の靱性確保のため
には、母材のＮｉ含有量が重要で、４質量％以上のＮｉ
添加が必要であることがわかった。

【００３８】このようなＮｉ含有量を前提に、圧延のま
までの母材の強度が所望のＸ８０以上の強度を有し、し
かも降伏比が８５％以下のマルテンサイト相とフェライ
ト相の混合組織にするには、Ｃｒ含有量を１５質量％以
上にする必要がある。このＣｒ含有量１５質量％以上と
いう技術思想は、Ｃｒ含有量が１３質量％程度である従
来の高Ｃｒ鋼の技術思想とは一線を画すものである。

【００３９】次に、本発明では母材と溶接金属を異なる
化学組成と組織、具体的には母材をマルテンサイト相と
フェライト相の２相組織、溶接金属をマルテンサイト相
とオーステナイト相の２相組織にしたことが大きな特徴
点の一つであるが、そのためには、同じフェライト形成
元素であるＣｒとＭｏのバランスが重要であり、１．５
質量％以上のＭｏ添加が必要であることがわかった。な
お、Ｍｏは耐硫化物応力割れ性の向上に極めて有効な元
素であり、この結果として、耐硫化物応力割れ性は充分
なもとのなることもわかった。

【００４０】すなわち、上記の知見に基づいて完成させ
た本発明の要旨は、下記の高Ｃｒ溶接鋼管にある。

【００４１】母材が、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜
２０％、Ｎｉ：４〜７％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１５％以下、Ｎ：
０．０２％以下を含み、残部が実質的にＦｅからなり、
降伏強さが５５１ＭＰａ以上、降伏比（降伏強さ／引張
強さ）が８５％以下で、かつ組織がマルテンサイト相を
主とするフェライト相との２相組織からなる鋼であり、
溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：
０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．
０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１１〜１８
％、Ｎｉ：５〜１０％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３
％、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ（酸素）：０．０６５％以
下を含み、残部が実質的にＦｅからなり、Ｃｒ、Ｎｉお
よびＭｏの関係が下記の(1) 式と(2) 式を満足し、組織
がマルテンサイト相を主とするオーステナイト相との２
相組織である高Ｃｒ溶接鋼管。

【００４２】 −１≦Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７×Ｎｉ≦１３−２２０×Ｏ ・・・ (1) ２５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８×Ｎｉ≦３０ ・・・・・・・・・ (2) ここで、(1) および(2) 式中の元素記号は、溶接金属中
の各元素の含有量（質量％）を意味する。

【００４３】上記本発明の高Ｃｒ溶接鋼管は、母材の鋼
が、Ｆｅの一部に代えて、下記のイ〜ニに記載のグルー
プのうちから選ばれた１グループ以上の元素を含むもの
であってもよい。

【００４４】イ）Ｃｕ：０．１〜３％およびＷ：０．１
〜４％の１種以上、 ロ）Ｃｏ：０．１〜５％、 ハ）Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｚｒ：０．００１〜
０．５％およびＶ：０．０１〜０．５％のうちの１種以
上、 ニ）Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．００
０５〜０．０５％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０
５％の１種以上。

【００４５】また、溶接金属が、Ｆｅの一部に代えて、
下記のイ〜ハに記載のグループのうちから選ばれた１グ
ループ以上の元素を含むものでもあってもよい。

【００４６】イ）Ｃｕ：０．１〜３％およびＷ：０．１
〜４％の１種以上、 ロ）Ｃｏ：０．１〜５％、 ハ）Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｚｒ：０．００１〜
０．５％およびＶ：０．０１〜０．５％の１種以上。

【００４７】さらに、鋼管はリールに円筒状に巻き取ら
れたコイル状であってもよい。

【００４８】

【発明の実施の形態】以下、本発明の高Ｃｒ溶接鋼管を
上記のように定めた理由について詳細に説明する。な
お、以下において、「％」は特に断らない限り「質量
％」を意味する。また、「％Ｃｒ」等は当該元素記号の
溶接金属中の含有量を意味する。

【００４９】Ｃ：０．０５％以下（母材、溶接金属共
通） 本発明において、Ｃは、溶接金属はもちろん、母材では
溶接熱影響部の硬さを上昇させ、硫化物応力割れ感受性
を高める有害な元素であり、低ければ低いほど望ましい
が、０．０５％以下であれば特に問題ないので、その上
限を０．０５％とした。好ましい上限は０．０２％、よ
り好ましい上限は０．０１％である。

【００５０】Ｓｉ：０．０５〜１％（母材、溶接金属共
通） Ｓｉは、母材および溶接金属とも、脱酸のために添加さ
れる。０．０５％以下ではその効果がほとんどない。一
方、過剰の添加は衝撃特性の低下を生じるため、その上
限を１％とする。好ましい範囲は０．０５〜０．５％、
より好ましい範囲は０．１〜０．３％である。

【００５１】Ｍｎ：０．０５〜２％（母材、溶接金属共
通） Ｍｎは、上記のＳｉと同様に、母材および溶接金属の脱
酸に効果がある。０．０５％以下ではその効果がほとん
どない。一方、過剰の添加は、特にＭｎ偏析に起因して
衝撃特性の低下を生じさせ、また、熱間加工性も損なう
ので、その上限を２％とする。好ましい範囲は０．０５
〜１％、より好ましい範囲は０．１５〜０．５％であ
る。

【００５２】Ｐ：０．０２５％以下（母材、溶接金属共
通） Ｐは鋼中に含まれる不純物元素で、母材においては靱性
を低下させ、溶接金属においては溶接高温割れ感受性を
高める。よって、その含有量は少なければ少ないほど望
ましが、０．０２５％までであれば特に問題ないことか
ら、その上限を０．０２５％とした。好ましい上限は
０．０１５％、より好ましい上限は０．０１％である。

【００５３】Ｓ：０．０１％以下（母材、溶接金属共
通） Ｓは、上記のＰと同様、鋼中に含まれる不純物元素で、
母材においては熱間加工性を低下させ、溶接金属におい
ては溶接高温割れ感受性を高める。よって、その含有量
は少なければ少ないほど望ましが、０．０１％までであ
れば特に問題ないことから、その上限を０．０１％とし
た。好ましい上限は０．００５％、より好ましい上限は
０．００２％である。

【００５４】Ｃｒ：（母材：１５〜２０％、溶接金属：
１１〜１８％） Ｃｒは耐食性を確保する上で必須の元素であり、１１％
以上の添加で優れた耐食性が得られ、好ましくは１２％
以上添加するのがよい。

【００５５】しかしながら、母材においては、後述する
Ｎｉ量で、圧延のままで所望のＸ８０級の強度、８５％
以下の降伏比となるマルテンサイト相とフェライト相の
混合組織にするには、１５％以上が必要である。逆に、
２０％を超えると、マルテンサイト変態開始温度が低下
してオーステナイト相が残留し、圧延のままで所望の強
度を確保できなくなる。よって、母材のＣｒ含有量は１
５〜２０％とした。好ましい範囲は１５．５〜１８％、
より好ましい範囲は１５．５〜１７％である。

【００５６】一方、溶接金属においては、先に述べた耐
食性の観点から決定され、１１％以上あればよい。しか
し、１８％を超える多量の添加はフェライト相の生成を
促進し、強度と靱性の低下を招く。よって、溶接金属の
Ｃｒ含有量は１１〜１８％とした。好ましい範囲は１１
〜１８％、より好ましい範囲は１１〜１５％である。

【００５７】Ｎｉ：（母材：４〜７％、溶接金属：５〜
１０％） 母材においては、Ｎｉは、溶接熱影響部の靭性確保に必
須の元素である。溶接熱影響部において遷移温度−３０
℃以下となるようなシャルピー衝撃特性を得るために４
％以上が必要であり、４％未満では溶接熱影響部の中で
も特に高温に加熱された部分でフェライト量が大幅に増
加し、強度低下も起こる。逆に、７％を超えるとオース
テナイト相が残留し、圧延のままで所望の強度を確保で
きなくなる。よって、母材のＮｉ含有量は４〜７％とし
た。好ましい範囲は４．５〜７％、より好ましい範囲は
４．５〜６％である。なお、より大入熱での溶接を可能
とするためには、Ｎｉ含有量は上限に近いほど好まし
い。

【００５８】一方、溶接金属においても、Ｎｉは、靭性
確保に必須の元素である。特に、溶接金属では母材に比
べて不純物としてのＯ（酸素）含有量が高くなるため、
遷移温度−３０℃以下となるようなシャルピー衝撃特性
を得るには５％以上が必要である。しかし、１０％を超
える過剰な添加はオーステナイト相の形成により強度を
低下させる他、高価な元素でコスト上昇を招き経済的で
ない。よって、溶接金属のＮｉ含有量は５〜１０％とし
た。好ましい範囲は６〜９％、より好ましい範囲は６．
５〜８％である。

【００５９】Ｍｏ：１．５〜４％（母材、溶接金属共
通） Ｍｏは、本発明の特徴である母材と溶接金属が異なる化
学組成と組織（母材はフェライト相とマルテンサイト相
の２相組織、溶接金属はオーステナイト相とマルテンサ
イト相の２相組織）とするために、同じフェライト形成
元素であるＣｒとバランスを保つために重要な元素であ
る。母材、溶接金属とも、１．５％未満ではその効果が
得られない。一方、Ｍｏは高価な元素であり、４％以上
の添加はコスト上昇を招き経済的でない。よって、Ｍｏ
含有量は１．５〜４％とした。なお、Ｍｏは耐硫化物応
力割れ性を高める元素でもあるので、２％以上の添加が
望ましく、好ましい範囲は２〜４％、より好ましい範囲
は２〜３．５％である。

【００６０】Ｔｉ：（母材：０．０１５％以下、溶接金
属：０．００２〜０．０３％） Ｔｉは脱酸元素、あるいは固溶ＣおよびＮを炭窒化物と
して固定し強度、靭性を安定させる効果を狙って添加さ
れることがある。ところが、フェライト相＋マルテンサ
イト相の２相組織の母材においては、Ｔｉ添加は靭性を
著しく低下させるので、その含有量は少なければ少ない
ほどよいが、不純物としてのＴｉ含有量が０．０１５％
までであれば特に問題ないことが判明した。よって、母
材のＴｉ含有量は０．０１５％以下とした。好ましい上
限は０．０１％、より好ましい上限は０．００５％であ
る。

【００６１】一方、溶接金属においては、アークの安定
化のためにＴｉがワイヤ（溶加材＝溶接材料）に添加さ
れる。このため、溶接金属には、不可避的にＴｉが含ま
れるようになるが、微量で酸化物の凝集粗大化を防ぐ効
果を発揮する。このアーク安定化効果と酸化物の凝集粗
大化防止効果は、溶接金属中に０．００２％以上のＴｉ
が含まれていれば得られる。そして、溶接金属に含まれ
るＴｉは酸化物を形成するため、上記母材におけるよう
な靭性に及ぼす悪影響が小さく、０．０３％程度までで
あれば許容可能である。よって、溶接金属のＴｉ含有量
は０．００２〜０．０３％とした。

【００６２】Ａｌ：０．００１〜０．１％（母材、溶接
金属共通） Ａｌは、母材および溶接金属とも、脱酸のために添加さ
れる。しかし、その含有量が０．００１％未満ではその
効果が得られない。一方、その含有量が０．１％を超え
ると、衝撃特性の低下を招く。よって、Ａｌ含有量は
０．００１〜０．１とした。好ましい範囲は０．００５
〜０．０５％、より好ましい範囲は０．０１〜０．０５
％である。なお、本発明にいうＡｌとは、Ｓｏｌ．Ａｌ
（酸可溶Ａｌ）のことである。

【００６３】Ｎ：（母材：０．０２％以下、溶接金属：
０．０５％以下） Ｎは不純物元素であり、母材および溶接金属の靭性に大
きな悪影響を及ぼすので、その含有量は低ければ低いほ
ど好ましいが、フェライト相＋マルテンサイト相の２相
組織の母材では０．０２％、マルテンサイト相＋オース
テナイト相の２相組織の溶接金属では０．０５％までで
あればいずれも許容しうる。よって、母材のＮ含有量は
０．０２％以下、溶接金属のＮ含有量は０．０５％以下
とした。母材の好ましいＮ含有量の上限は０．０１％、
溶接金属の好ましいＮ含有量の上限は０．０２％であ
る。なお、靭性に及ぼすＮの悪影響の程度は、フェライ
ト相＋マルテンサイト相の２相組織の母材に比べ、マル
テンサイト相＋オーステナイト相の２相組織の溶接金属
の方が小さい。

【００６４】Ｏ（酸素）：（溶接金属：０．０６５％以
下） 酸素は母材および溶接金属中に含まれる不純物元素であ
り、上記のＮと同様に、靭性に大きな影響を及ぼす。特
に、サブマージアーク方法により得られる溶接金属のＯ
含有量は母材に比べて１桁大きな量となる。このため、
溶接金属のＯ含有量を管理することが靭性確保の観点か
ら極めて重要であり、その含有量は低ければ低いほど好
ましいが、０．０６５％までであれば許容できることか
ら、溶接金属のＯ含有量は０．０６５％以下とした。な
お、Ｏ含有量は、次に述べる下記(1) 式の関係を満足す
る必要がある。

【００６５】溶接金属のＣｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＯの関
係： 溶接金属の強度および靭性を適正に保つためには、フェ
ライト形成元素のＣｒおよびＭｏと、オーステナイト形
成元素のＮｉとの量バランスが重要であり、さらにはＯ
含有量の影響をも考慮する必要があり、下記の(1) 式と
(2) 式を同時に満足させる必要がある。

【００６６】 −１≦Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７×Ｎｉ≦１３−２２０×Ｏ ・・・ (1) ２５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８×Ｎｉ≦３０ ・・・・・・・・・ (2) これは、前述したように、(1) 式中の「Ｃｒ＋Ｍｏ−
１．７×Ｎｉ」の項は、フェライト相の形成傾向を表
し、この項の値が小さいほどフェライト相の生成量が減
少して靭性は向上するが、その値が−１未満では、凝固
直後にフェライト相が形成しなくなって高温割れが発生
する。逆に、その値が「１３−２２０×Ｏ」で求められ
る値を超えると、Ｏ含有量に対してフェライト相が多す
ぎることとなって靭性が低下する。

【００６７】また、(2) 式中の「Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８×
Ｎｉ」の項は、オーステナイト相の形成傾向を表し、こ
の項の値が２５未満であると、オーステナイト相が生成
せず靭性が低下する。逆に、３０を超えると、オーステ
ナイト相の生成量が多くなりすぎて充分な強度、具体的
には継手の引張試験をおこなった際に母材部で破断し、
溶接部の引張強さ６５０ＭＰａ以上という強度の確保が
できなくなるためである。

【００６８】組織：本発明の目的の一つは、ＡＰＩ規格
に規定される５Ｌ Ｘ８０以上の強度を有し、しかも降
伏比が８５％以下の高Ｃｒ溶接鋼管を得ることにある
が、そのためには主たる組織が高強度なマルテンサイト
組織で、強度の低い軟化第２相を含む混合組織とする必
要がある。本発明では、母材については主として経済性
（高価なＮｉの添加量が少なくて済む）の観点からフェ
ライト相との混合組織の方が望ましく、溶接金属につい
ては靱性の観点からオーステナイト相との混合組織の方
が望ましいことから、母材の組織はマルテンサイト相と
フェライト相の２相組織、溶接金属の組織はマルテンサ
イト相とオーステナイト相の２相組織とした。

【００６９】なお、母材の組織に占めるフェライト相の
割合、および溶接金属の組織に占めるオーステナイト相
の割合は、いずれも特に制限しないが、母材の組織に占
めるフェライト相の割合は１０〜４５体積％、好ましく
は２０〜４０体積％、より好ましくは２５〜３５体積％
とするのが望ましい。また、溶接金属の組織に占めるオ
ーステナイト相の割合は、５〜３０体積％、好ましくは
１０〜２５体積％、より好ましくは１５〜２５体積％と
するのが望ましい。

【００７０】本発明の高Ｃｒ溶接鋼管は、以上の条件を
満たせば充分であるが、その母材および溶接金属は、上
記の成分以外に、必要に応じて下記の元素のうちの１種
以上をＦｅの一部に代えて含んでもよく、この場合でも
その基本的な諸特性は何ら損なわれない。

【００７１】Ｗ、Ｃｕ：（母材、溶接金属共通） これらの元素は添加しなくてもよいが、添加すれば、い
ずれの元素も耐硫化物応力割れ性を向上させる。このた
め、その効果を得たい場合にはいずれか一方または両方
を添加することができ、その効果はいずれの元素も０．
１％以上で顕著になる。しかし、３％を超えるＷおよび
４％を超えるＣｕ添加は、母材については熱間加工性、
溶接金属については耐溶接高温割れが劣化する。したが
って、添加する場合のこれら元素の含有量は、Ｗの場合
０．１〜３％、Ｃｕの場合０．１〜４％とするのがよ
い。

【００７２】Ｃｏ：（母材、溶接金属共通） Ｃｏは添加しなくてもよいが、添加すれば、高温でのオ
ーステナイト相を安定化させ、高温に加熱される溶接熱
影響部や溶接金属部の靱性を向上させる。このため、そ
の効果を得たい場合には添加することができ、その効果
は０．１％以上で顕著になるが、高価な元素で多量の添
加はコスト上昇を招く。したがって、添加する場合のＣ
ｏ含有量は０．１〜５％とするのがよい。

【００７３】Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ：（母材、溶接金属共通） 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ＣおよびＮを固定し、強度ばらつきを小さ
くする。このため、その効果を得たい場合にはいずれか
いずれか１種または２種以上を添加することができ、そ
の効果はＮｂとＺｒでは０．００１％以上、Ｖでは０．
０１％％以上で顕著になる。しかし、いずれの元素も
０．５％を超えて含有させると靭性劣化を招く。したが
って、添加する場合のＮｂ含有量とＺｒ含有量は０．０
０１〜０．５％、Ｖ含有量は０．０１〜０．５％とする
のがよい。

【００７４】Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：（母材） これらの元素は添加しなくてもよいが、添加すれば、い
ずれの元素も母材の熱間加工性を向上させる。このた
め、その効果を得たい場合にはいずれかいずれか１種ま
たは２種以上を添加することができ、その効果はいずれ
の元素も０．０００５％以上で顕著になる。しかし、い
ずれの元素も０．０５％を超えて含有させると靭性劣化
を招く。したがって、添加する場合のこれら元素の含有
量は、いずれの元素も０．０００５〜０．０５％とする
のがよい。なお、ＲＥＭの含有量は合計含有量である。

【００７５】以上に説明した本発明の高Ｃｒ溶接鋼管を
構成する母材鋼板の圧延熱処理方法としては、素材の鋼
を１１５０〜１２５０℃程度に加熱し、１０００〜１１
００℃程度で圧延を終了すれば、圧延のままで所望の性
能が得られる。このとき、圧延後の冷却は、空冷、水冷
のいずれであってもよい。また、圧延後、９００℃以上
に再加熱後焼入れし、次いで、５００〜７００℃で焼戻
ししても、所望の性能が得られる。

【００７６】造管方法については、公知のいかなる成形
法を用いてもよく、例えば、ＵＯプレス成形法、プレス
ベンド成形法、ロールベンド成形法などを挙げることが
できる。また、オープンパイプの突き合わせ部の溶接方
法としては、サブマージアーク溶接方法が一般的である
が、その他の溶加材をＴＩＧ法やＭＩＧ法を用いてもよ
い。その際、溶接条件には特別な制約はなく、その溶接
条件は本発明で規定する条件を満足する溶接金属が得ら
れるように適宜選定すればよい。

【００７７】なお、本発明の高Ｃｒ溶接鋼管は、母材が
鋼板の溶接鋼管以外に、上記母材鋼板の圧延熱処理方法
と同様の条件のもとに製造された継目無鋼管の管端同士
を突き合わせ、その突き合わせ部を上記ＴＩＧ法やＭＩ
Ｇ法によって円周溶接して溶接接合されたものであって
もよいことはいうまでもない。さらに、その使用状態を
含む製品形態は、通常の直管状や曲げ管状に限らず、前
述したようにリールに円筒状に巻き取られたコイルであ
ってもよい。

【００７８】

【実施例】《実施例１》溶接熱影響部の靭性に及ぼす成
分元素の影響を調査するために小型の真空溶解炉（１８
０ｋｇ容量）を用いて表１に示す化学組成を有する１１
種類の鋼を溶製し、鍛造、圧延、熱処理をおこなって、
厚さ１９ｍｍ、幅１８０ｍｍ、長さ７００ｍｍの鋼板に
仕上げた。

【００７９】各鋼板の加熱、圧延条件および母材の特性
を表２に示す。母材の強度はＪＩＳＺ２２０１に規定さ
れる５号引張試験片、靭性は板厚中央から採取したＪＩ
Ｓ(1980) Ｚ２２０２に規定されるフルサイズの４号シ
ャルピー試験片を用いて調べた。

【００８０】また、実溶接の前に、溶接熱影響部の靱性
を、板厚中央から採取した厚さ１１ｍｍ、幅１１ｍｍ、
長さ６０ｍｍの試験片に高周波加熱により再現溶接熱サ
イクルを付与した後、上記と同じシャルピー試験片に加
工して試験をおこない、−３０℃での吸収エネルギーで
評価した。ラインパイプでは、使用温度においてシャル
ピー試験の吸収エネルギーが３０〜６０Ｊ以上であるこ
とを要求される。ここでは、−３０℃にて５０Ｊ以上の
吸収エネルギーを有するか否かを判断基準とした。

【００８１】再現溶接熱サイクルは、１００℃／秒で１
４００℃に加熱し、３秒間保持した後に６℃／秒で冷却
する熱サイクルを与えており、２０ｍｍの鋼板に５．５
ｋＪ／ｍｍで溶接した場合に相当する。これはサブマー
ジアーク溶接として標準的な範囲に入る。

【００８２】表２に示す結果からわかるように、代符Ａ
１の鋼は、Ｎｉの量が不足しており、充分な溶接熱影響
部靭性を有していない。代符Ａ５の鋼は、Ｔｉの量が多
すぎるために、溶接熱影響部の靭性が低い。

【００８３】代符Ｂ１の鋼板は、Ｃｒの量が不足してお
り、降伏強さがＸ８０を大きく超えて実質Ｘ１００に近
いために、降伏比が８５％を上回っている。代符Ｂ３の
鋼板は、Ｃｒの量が多すぎるため、降伏強さがＸ８０の
下限値の５５１ＭＰａを下回っている。

【００８４】代符Ｃ１の鋼板は、Ｍｏの量が不足してお
り、降伏強さがＸ８０を大きく超えて実質Ｘ１００に近
いために、降伏比が８５％を上回っている。一方、代符
Ｃ２の鋼板は、代符Ｃ１の鋼板に比べてＣｒがわずかし
か変わらないものの、降伏強さがＸ８０の下限値の５５
１ＭＰａを下回る強度となっている。これはＣｒの含有
量が２０％を超えるところでオーステナイト相も生成し
たためである。このように、Ｍｏの含有量が本発明で規
定する範囲を外れる領域では、わずかのＣｒ含有量の違
いが強度に影響を及ぼす。特に靱性も不芳である。

【００８５】これに対して、本発明で規定する条件を全
て満足する代符Ａ２〜Ａ４、Ｂ２およびＣ３の鋼板は、
いずれも、強度、降伏比および再現熱サイクルによる溶
接熱影響部靭性のいずれもに優れている。

【００８６】

【表１】

【表２】 《実施例２》次に、溶接鋼管の溶接部の特性を実継手で
評価するため、実施例１で準備した代符Ｂ２とＣ３の鋼
板を母材とし、この母材をオープンパイプに成形後、そ
の突き合わせ部をサブマージアーク溶接法で溶接接合す
る試験をおこなった。

【００８７】その際、表３に示す化学組成を有する１２
種類の直径が４ｍｍのワイヤと、表４に示す組成を有す
る塩基度が異なる３種類の溶融型フラックスを種々組み
合わせて溶接し、溶接金属が表５に示す化学組成の１９
種類の溶接鋼管を製作した。

【００８８】なお、溶接は３電極のサブマージアーク溶
接機を用いて入熱量４．５ｋＪ／ｍｍでおこなった。

【００８９】溶接金属の溶接高温割れ感受性は、上記溶
接鋼管の製造時に高温割れの発生の有無を確認し、割れ
が発生しなかったもの良好「○」、発生したものを不芳
「×」として評価した。

【００９０】引張試験は、試験片の平行部に溶接金属、
溶接熱影響部および母材を含むように、平行部の長さが
１１０ｍｍ、評点間距離が１００ｍｍのＪＩＳ Ｚ２２
０１に規定される５号引張試験片に準じた引張試験片
を、溶接線に直交する方向に採取し、室温でおこなっ
た。試験の結果、母材部で破断したものを良好「○」、
溶接金属部で破断したものを不芳「×」として評価し
た。

【００９１】靭性は、各々の溶接継手から溶接金属の中
央にノッチを加工したＪＩＳ(1980)Ｚ２２０２に規定さ
れるフルサイズの４号シャルピー試験片を採取して試験
をおこない、−３０℃での吸収エネルギーを評価した。
評価は、母材の再現熱サイクル試験と同様に、５０Ｊ以
上の吸収エネルギーを有するものを良好「○」、５０Ｊ
未満のものを不芳「×」とした。

【００９２】耐食性試験は次の要領でおこなった。試験
片の長手方向の中央に、一方の溶接線が位置するよう
に、厚さ５ｍｍ、幅２０ｍｍ、平行部長さ１６５ｍｍの
板状試験片を、溶接線に直交する方向から採取した。溶
接ビードの余盛りは、片面にそのまま残し、裏面は平滑
に研削した。この試験片を用いて、４点曲げ法により母
材の実際の降伏強さの１００％の応力を付加して、温度
が２５℃の０．０３ａｔｍＨ₂ Ｓ−１０％ＮａＣｌ−ｐ
Ｈ４．５（酢酸と酢酸ナトリウムで調整）浴中で、硫化
物応力割れ試験をおこなった。試験の結果、割れが認め
られなかったものを、耐硫化物応力割れ性が良好
「○」、認められたものを不芳「×」として評価した。

【００９３】加工性については、突き合わせ溶接した鋼
板を、曲率半径３８ｍｍで曲げる試験をおこなって評価
することとし、割れ、座屈等を生じずに曲げられたもの
を加工性が良好「○」、それ以外のものは不芳「×」と
した。これらの結果を、表６にまとめて示した。

【００９４】試番１〜３、９、１２および１５は、「Ｃ
ｒ＋Ｍｏ−１．７×Ｎｉ」の値が本発明で規定する上限
値を上回り、溶接金属部の靱性が芳しくない。

【００９５】試番５、９および１５は、「Ｃｒ＋Ｍｏ＋
１．８×Ｎｉ」の値が本発明で規定する上限値を上回
り、結果として溶接金属部のオーステナイト相の割合が
高すぎて、溶接金属の強度が低く、溶接金属部で破断し
た。

【００９６】試番１０および１１は、「Ｃｒ＋Ｍｏ−
１．７×Ｎｉ」の値が本発明で規定する下限値を下回
り、溶接金属にフェライト相が晶出し、溶接高温割れが
生じた。

【００９７】試番１３は、Ｃｒ量が低すぎて、耐硫化物
応力割れ性に劣る。試番１６は、溶接金属の酸素量が高
すぎるために靱性が劣る。

【００９８】試番１と１９は、「Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８×
Ｎｉ」の値が本発明で規定する下限値を下回り、曲げ試
験で溶接金属部に割れを生じた。これは、溶接金属部の
オーステナイト相の割合が低すぎて、溶接金属の強度が
高く、降伏比も高かったためと推定される これに対し、本発明で規定する条件を全て満足する試番
４、６〜８、１４、１７および１８は、継手強度、溶接
金属および溶接熱影響部での靭性、耐割れ性、加工性と
もに良好である。

【００９９】

【表３】

【表４】

【表５】

【表６】

【発明の効果】本発明の高Ｃｒ溶接鋼管は、耐炭酸ガス
腐食性、耐硫化物応力割れ性および加工性に優れてい
る。このため、炭酸ガスや硫化水素を含む原油や天然ガ
スの掘削や輸送に用いられる油井管やラインパイプとし
て好適である。特に、加工性に優れるので、リールに円
筒状に巻き取ってコイル状とすることができ、リーリン
グ敷設用のラインパイプや拡管ケーシング用コイルドチ
ュービングに容易に適用できる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 濱田 昌彦 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 大村 朋彦 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） 3H111 AA01 BA03 BA34 DA08 DB08 DB11

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】母材が、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、
   Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：
   ０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜
   ２０％、Ｎｉ：４〜７％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ａｌ：
   ０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１５％以下、Ｎ：
   ０．０２％以下を含み、残部が実質的にＦｅからなり、
   降伏強さが５５１ＭＰａ以上、降伏比（降伏強さ／引張
   強さ）が８５％以下で、かつ組織がマルテンサイト相を
   主とするフェライト相との２相組織からなる鋼であり、
   溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：
   ０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．
   ０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１１〜１８
   ％、Ｎｉ：５〜１０％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ａｌ：
   ０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３
   ％、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ（酸素）：０．０６５％以
   下を含み、残部が実質的にＦｅからなり、Ｃｒ、Ｎｉお
   よびＭｏの関係が下記の(1) 式と(2) 式を満足し、組織
   がマルテンサイト相を主とするオーステナイト相との２
   相組織である高Ｃｒ溶接鋼管。 −１≦Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７×Ｎｉ≦１３−２２０×Ｏ ・・・ (1) ２５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８×Ｎｉ≦３０ ・・・・・・・・・ (2) ここで、(1) および(2) 式中の元素記号は、溶接金属中
   の各元素の含有量（質量％）を意味する。
2. 【請求項２】母材の鋼が、Ｆｅの一部に代えて、下記の
   イ〜ニに記載のグループのうちから選ばれた１グループ
   以上の元素を含む請求項１に記載の高Ｃｒ溶接鋼管。 イ）Ｃｕ：０．１〜３％およびＷ：０．１〜４％の１種
   以上、 ロ）Ｃｏ：０．１〜５％、 ハ）Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｚｒ：０．００１〜
   ０．５％およびＶ：０．０１〜０．５％のうちの１種以
   上、 ニ）Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．００
   ０５〜０．０５％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０
   ５％の１種以上、
3. 【請求項３】溶接金属が、Ｆｅの一部に代えて、下記の
   イ〜ハに記載のグループのうちから選ばれた１グループ
   以上の元素を含む請求項１または２に記載の高Ｃｒ溶接
   鋼管。 イ）Ｃｕ：０．１〜３％およびＷ：０．１〜４％の１種
   以上、 ロ）Ｃｏ：０．１〜５％、 ハ）Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｚｒ：０．００１〜
   ０．５％およびＶ：０．０１〜０．５％の１種以上、
4. 【請求項４】鋼管がリールに円筒状に巻き取られたコイ
   ル状である請求項１〜３のいずれかに記載の高Ｃｒ溶接
   鋼管。