JP2002226947A - 耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】塑性歪みを受けた後に、250℃以下で長期使用
された場合においても歪み時効脆化が生じがたいマルテ
ンサイト系ステンレス鋼溶接継手の提供。 【解決手段】本発明の第1の溶接継手は、母材および溶
接金属の両方が、C：0.02％以下、Si：1％以下、Mn：1.
5％以下、Cr：7〜14％、Ni：0.5〜9％、Ti：0〜0.3％を
含み、残部：実質的にFeで、不純物としてのP：0.03%以
下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.07％以下、
C、NおよびTiの関係が式『N＋(C／5)−(Ti／4)≦0.01
5』を満たし、かつ鋼中に含まれる平均粒径が10μｍ以
上の介在物の量が1.5×10^５個／ｍ^２以下の鋼からな
る。また、第2の溶接継手は、母材が前記と同じ鋼で、
溶接金属が、母材および溶接熱影響部とのビッカース硬
度差の絶対値が50以下の硬さで、かつオーステナイト相
の面積割合が30〜80％の2相ステンレス鋼である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、マルテンサイト系
ステンレス鋼の溶接継手に関し、より詳しくは塑性歪み
を受けた後に、常温から２５０℃程度までの温度域にお
いて使用して好適な耐歪み時効性に優れたマルテンサイ
ト系ステンレス鋼溶接継手に関する。

【０００２】

【従来の技術】１１〜１３質量％のＣｒを含むＣｒ系の
ステンレス鋼は、経済性に優れた耐食材料として広く用
いられている。しかし、溶接構造を前提とする場合に
は、溶接時の加熱冷却にともなう硬いマルテンサイト組
織の生成により、溶接部の靭性低下や溶接割れの発生が
問題となりやすい。これらの問題に関しては、特開平１
１−６１３４７号公報に示されるように、ＣとＮの含有
量を０．１質量％以下に抑える対策により解決できるこ
とが示されている。

【０００３】しかし、油井用ラインパイプ等では、敷設
施工において溶接後に大きな塑性歪みを加えることがあ
る。特に、海底ラインパイプでは、高能率に敷設するた
め突き合わせ円周溶接して長尺化し、コイル状に巻き取
った後にコイルを船に積み、海上でコイルを解きながら
海底に敷設していくリールバージと呼ばれる敷設法が多
用されている。

【０００４】上記の場合、溶接継手は大きな塑性変形を
受けた後、管内の高温流体により２５０℃まで加熱され
ながら長年使用される。その際には、塑性歪みと低温加
熱に起因する歪み時効と呼ばれる脆化が生じる。

【０００５】しかしながら、１１〜１３質量％のＣｒを
含むＣｒ系のステンレス鋼とその溶接部での歪み時効脆
化現象の防止策については、未解決となっていた。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、塑性
歪みを受けた溶接部が２５０℃以下で長期使用された場
合においても歪み時効脆化が生じることがない耐歪み時
効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手を
提供することにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記
（１）、（２）の耐歪み時効性に優れたマルテンサイト
系ステンレス鋼溶接継手にある。 （１）母材および溶接金属が、いずれも、質量％で、
Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．５％
以下、Ｃｒ：７〜１４％、Ｎｉ：０．５〜９％、Ｔｉ：
０〜０．３％、Ｍｏ：０〜５％、Ｗ：０〜５％、Ｃｕ：
０〜５％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０１５を含み、残部は実質的にＦｅから
なり、不純物としてのＰが０．０３％以下、Ｓが０．０
１％以下、Ａｌが０．１％以下、Ｎが０．０７％以下
で、Ｃ、ＮおよびＴｉの関係が下記式を満たし、かつ鋼
中に含まれる平均粒径が１０μｍ以上の介在物の量が
１．５×１０^５ 個／ｍ^２ 以下の鋼からなることを特
徴とする耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステン
レス鋼溶接継手（第１発明）。

【０００８】Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５ ここで、上記式中の元素記号は、母材および溶接金属の
鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。 （２）母材が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：
１％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：７〜１４％、Ｎ
ｉ：０．５〜９％、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜５
％、Ｗ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｖ：０〜０．１
％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０１５を含
み、残部は実質的にＦｅからなり、不純物としてのＰが
０．０３％以下、Ｓが０．０１％以下、Ａｌが０．１％
以下、Ｎが０．０７％以下で、Ｃ、ＮおよびＴｉの関係
が下記式を満たし、かつ鋼中に含まれる平均粒径が１０
μｍ以上の介在物の量が１．５×１０^５ 個／ｍ^２ 以
下の鋼であり、溶接金属が、母材および溶接熱影響部と
のビッカース硬度差の絶対値が５０以下の硬さで、かつ
オーステナイト相の面積割合が３０〜８０％のオーステ
ナイト相とフェライト相のみからなる２相ステンレス鋼
であることを特徴とする耐歪み時効性に優れたマルテン
サイト系ステンレス鋼溶接継手（第２発明）。

【０００９】Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５ ここで、上記式中の元素記号は、母材の鋼中に含まれる
各元素の含有量（質量％）を意味する。

【００１０】なお、上記本発明にいう介在物とは、ＪＩ
Ｓ Ｇ ０５５５に規定される試験方法において対象と
される非金属介在物のことであり、その平均粒径とは、
長径と短径の平均値のことである。

【００１１】また、上記介在物量とは、ＪＩＳ Ｇ ０
５５５に規定されている点算法による顕微鏡試験方法に
準拠して、１００倍の顕微鏡視野でカウントすることに
より測定される値とする。

【００１２】さらに、上記オーステナイト相の面積割合
とは、上記と同様に、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されて
いる点算法による顕微鏡試験方法に準拠して、測定され
る値とする。

【００１３】また更に、上記本発明にいう溶接継手と
は、アーク溶接、電気抵抗溶接、レーザ溶接などにより
接合された部位で、母材、溶接金属および溶接熱影響部
で構成される部位を指す。したがって、継目無鋼管同士
の突き合わ円周溶接部位や、管長手方向に溶接接合して
製造された溶接鋼管のシーム溶接部位とこの溶接鋼管同
士の突き合わ円周溶接部位なども本発明にいう溶接継手
の対象となる。

【００１４】本発明者等は、上記の課題を達成するため
に鋭意実験研究を行い、以下のことを知見し、上記の本
発明を完成させた。

【００１５】(ａ)高Ｃｒマルテンサイト系ステンレス鋼
における溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという）、溶接金
属での歪み時効は、マルテンサイトを構成するラス組織
に塑性加工時に転位が多数導入され、この転位が導入さ
れたラス組織にその後の加熱により固溶したＣ、Ｎが固
着されることにより生じる。特にＨＡＺでは、結晶粒が
大きく、また急熱急冷の熱サイクルを受けるため、過飽
和の固溶Ｃ、Ｎを含んだ組織となりやすく、そのために
歪み時効による脆化が顕著となる。

【００１６】上記の現象を解析し、その防止手段を見出
すために、ＨＡＺを含めた溶接部に３％の引張塑性歪み
を与えた後、歪みが０％となるまで圧縮歪みを加える歪
みサイクルを５回与え、その後３００℃に２時間保持す
る時効処理を行ない、歪み時効脆化を評価するという試
験を重ねた。

【００１７】その結果、質量％で、Ｃｒ：７〜１４％、
Ｎｉ：０．５〜９％を含むマルテンサイト系ステンレス
鋼においては、Ｃ含有量を０．０１５％以下、Ｎ含有量
を０．０７％以下に抑えた上で、その合計含有量を下記
(1) 式を満たす量以下に制限するか、より望ましくは下
記(2) 式を満たす量のＴｉを積極的に添加含有させる
と、溶接部の歪み時効脆化が大幅に抑制されることを知
見した。

【００１８】 Ｎ＋(Ｃ／５)≦０．０１５ ・・・・・・・・・・ (1) Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５ ・・・・ (2) ここで、Ｃに比べてＮの方が許容上限値が高いのは、Ｎ
の方が溶接熱サイクルによる融点直下の高温への加熱に
よってもＴｉ化合物としてより安定に固定できるためで
ある。

【００１９】ただし、上記の要件を満足させただけで
は、歪み時効後の衝撃靭性が不十分であり、十分な衝撃
靭性を確保するための手段を見出すために、さらに研究
を重ねた結果、酸化物や硫化物などの介在物の影響を抑
えることも重要であることがわかった。すなわち、大き
な介在物が多く存在すると、その周囲に塑性歪みの局部
的な集中が生じ、その結果、大きな介在物の周囲で歪み
時効脆化が生じることが判明した。

【００２０】しかし、平均粒径が１０μｍ以上の介在物
の量を、１．５×１０^５ 個／ｍ^２以下に抑えると、介
在物周辺での転位集積が実質的に生じなくなり、介在物
周辺の転位集積起因による歪み時効脆化がほとんど生じ
なくなることを知見した。

【００２１】なお、平均粒径が１０μｍ以上の大きな介
在物の量は、鋼の化学組成に依存することはいうまでも
ないが、化学組成が同じでも、その大きさは鋼の鋳込み
温度や凝固速度にも左右され、例えば高温で鋳込むほど
大きくなりやすい傾向があるので、その大きさと量を制
御することが可能である。

【００２２】(ｂ)母材に近い化学組成のいわゆる共金系
の溶接材料を使用する場合には、溶接金属についても、
母材およびＨＡＺと同じ要件を満たせば、歪み時効脆化
が大幅に抑制されるとともに、十分な歪み時効後の衝撃
靭性が確保されることを知見した。

【００２３】(ｃ)一方、場合によっては、特開平９−８
１２０７２号公報に示されるように、溶接後の後熱処理
を省略するため、溶接のままでも硬さが母材の硬さより
も著しく高くなることがない２相ステンレス鋼を溶接金
属として用いる場合がある。

【００２４】この２相ステンレス鋼を溶接金属として用
いる場合でも、母材が、上記(ａ)に記載の２条件を満た
し、溶接金属が、母材および溶接熱影響部とのビッカー
ス硬度差の絶対値が５０以下の硬さで、かつオーステナ
イト相の面積割合が３０〜８０％のオーステナイト相と
フェライト相のみからなる２相ステンレス鋼であれば、
上記(ａ)、(ｂ)の場合と同様に、歪み時効脆化が大幅に
抑制されるとともに、十分な歪み時効後の衝撃靭性が確
保されることを知見した。

【００２５】ここで、上記(ｃ)の場合に、歪み時効脆化
が大幅に抑制されるとともに、十分な歪み時効後の衝撃
靭性が確保されるのは、次の理由によることもわかっ
た。

【００２６】２相ステンレス鋼は、周知のように、フェ
ライト相とオーステナイト相の２相からなり、マルテン
サイトは含まないが、強度確保の観点から高Ｎであるこ
とが必須となる。このため、溶接金属中のＮが溶融境界
を通してマルテンサイトのＨＡＺに拡散し、過飽和に固
溶されることで歪み時効脆化がより促進される。

【００２７】しかし、溶接金属のオーステナイト量が面
積割合で３０％以上であると、溶接金属中のＮの活量が
低減して溶接金属内にＮが滞留するようになり、マルテ
ンサイト組織のＨＡＺへのＮの拡散が抑制される。

【００２８】また、溶接金属の硬さが母材およびＨＡＺ
の硬さよりも高い場合でも、その差がビッカース硬さで
５０以下、すなわち、母材および溶接熱影響部とのビッ
カース硬度差の絶対値が５０以下の硬さであると、歪み
付加時に溶融境界での塑性歪み集中が生じにくくなり、
上記オーステナイト量３０％以上との相乗効果によって
歪み時効脆化が抑制される。

【００２９】ただし、オーステナイト率が面積割合で８
０％を超えると、溶接部（溶接金属）の強度が母材の強
度に比べて低くなるり、継手全体の強度が実用に適さな
くなる。

【００３０】

【発明の実施の形態】以下、本発明のマルテンサイト系
ステンレス鋼溶接継手を前記のように規定した理由につ
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、各元素の
説明は、母材および溶接金属ともに共通である。

【００３１】先ず、本発明になる第１発明と第２発明の
溶接継手に共通な点について説明する。

【００３２】鋼の化学組成； Ｃ：０．０２％以下 Ｃ含有量が０．０２％を超えると、他の添加元素の含有
量にもよるが、焼入れままのマルテンサイト率（面積割
合）９５％以上の鋼の硬度が高くなり、ロックウエルＣ
スケール硬度（ＨＲｃ）が２６を超えてカソード防食下
での割れを生じる。このため、Ｃ含有量は０．０２％以
下とする。好ましい上限は０．０１５％である。なお、
Ｃ含有量は低ければ低いほどよく、この場合には溶接の
ままでの靭性が良好となる。よって、Ｃ含有量の下限は
特に定める必要はないが、過度の低減はコスト上昇を招
くので、経済性の観点からは０．００１％以上とするの
がよい。

【００３３】Ｓｉ：１％以下 Ｓｉは脱酸剤として添加されるが、その含有量が１％を
超えると熱間加工性が劣化するので、１％以下とする。
好ましい上限は０．７％、より好ましい上限は０．５％
である。なお、下限は特に定めないが、脱酸効果を確実
に得るためには０．０１％以上とするのがよい。

【００３４】Ｍｎ：１．５％以下 Ｍｎは、上記のＳｉと同様に、脱酸剤として添加される
が、その含有量が１．５％を超えると熱間加工性が劣化
するので、１．５％以下とする。好ましい上限は１％、
より好ましい上限は０．８％である。なお、下限は特に
定めないが、脱酸効果を確実に得るためには０．１％以
上とするのがよい。

【００３５】Ｃｒ：７〜１４％ Ｃｒは、耐炭酸ガス腐食性を向上させる成分である。し
かし、７％未満では十分な耐炭酸ガス腐食性が得られな
い。一方、１４％を超えると、焼入れままでマルテンサ
イト率９０％以上の組織を得ることが困難になる。よっ
て、Ｃｒ含有量は７〜１４％とする。好ましい範囲は８
〜１３％、より好ましい範囲は１０〜１３％である。

【００３６】Ｎｉ：０．５〜９％ Ｎｉは、溶接のままで、フェライト率（面積割合）が５
％以下のマルテンサイト組織を得るためには、最低でも
０．５％以上が必要である。しかし、９％を超えて過剰
に含有させると、残留オーステナイト量が増加し、強度
低下を招く。よって、Ｎｉは０．５〜９％とする。好ま
しい範囲は１〜８％、より好ましい範囲は１〜７％であ
る Ｐ：０．０３％以下 Ｐは不純物成分であり、その含有量が０．０３％を超え
ると、硫化水素環境での硫化物割れ性を高める作用が顕
著に現われるので、０．０３％以下とする。なお、Ｐ含
有量は低ければ低いほどよい。

【００３７】Ｓ：０．０１以下 Ｓは、上記のＰと同様に、不純物成分であり、その含有
量が０．０１％を超えると、溶接時の高温割れ感受性、
多層溶接時の再熱割れ感受性を上昇させるので、０．０
１％以下とする。なお、Ｓ含有量は低ければ低いほどよ
い。

【００３８】Ａｌ：０．１％以下 Ａｌは、上記のＳｉ、Ｍｎと同様に、脱酸剤として添加
されるが、その含有量が０．１％を超えると、粒径の大
きな介在物量が急激に増加し、脆化しやすいので、０．
１％以下とする。好ましい上限は０．０６％、より好ま
しい上限は０．０３％である。なお、下限は特に定めな
いが、脱酸効果を確実に得るためには０．００４％以
上、より好ましくは０．００６％以上とするのがよい。

【００３９】Ｔｉ：０〜０．３％ Ｔｉは添加しなくてもよい。添加すれば、Ｃ、Ｎを固定
し、耐歪み時効性の向上に寄与するだけでなく、焼入れ
焼戻し後の靭性、強度を向上させる作用を有する元素で
ある。このため、これらの効果を得たい場合には添加し
てもよく、その効果は０．０４％以上で顕著になる。し
かし、０．３％を超えて含有させると、溶接高温割れ感
受性を増大させる。よって、添加する場合のＴｉ含有量
は０．０４〜０．３％とするのがよい。ただし、その含
有量は、後述するように、Ｃ、Ｎとの関係を満足する量
とする必要がある。

【００４０】Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ：いずれも０〜５％ これらの元素は添加しなくてもよい。添加すれば、いず
れの元素も、耐歪み時効性および靭性を損なうことな
く、Ｃｒとの共存下で炭酸ガス環境での局部腐食を防止
するとともに、強度を向上させる作用がある。このた
め、これらの効果を得たい場合には１種以上を添加して
もよく、その効果はいずれの元素も０．５％以上で顕著
になるが、５％で耐局部腐食性の向上効果は飽和する。
よって、添加する場合のこれら元素の含有量は、いずれ
の元素も０．５〜５％とするのがよい。

【００４１】 Ｖ、Ｎｂ：それぞれ、０〜０．１％、０〜０．０５％ これらの元素は添加しなくてもよい。添加すれば、いず
れの元素も、耐歪み時効性および靭性を損なうことな
く、強度を向上させる他、強度ばらつきを小さくする作
用もある。このため、その効果を得たい場合には１種以
上を添加してもよく、その効果は、Ｖでは０．０２％以
上、Ｎｂでは０．０１％以上で顕著になる。しかし、Ｖ
については０．１％、Ｎｂについては０．０５％を超え
て含有させると、かえって靭性の低下を招く。よって、
添加する場合のこれら元素の含有量は、Ｖについては
０．０２〜０．１％、Ｎｂについては０．０１〜０．０
５％とするのがよい。

【００４２】Ｃａ：０〜０．０１５％ Ｃａは添加しなくてもよい。添加すれば、耐歪み時効性
および靭性を損なうことなく、熱間加工性を向上させる
作用がある。このため、その効果を得たい場合には添加
してもよく、その効果は０．００１％以上で顕著になる
が、０．０１５％を超えて含有させると、耐食性の低下
を招くだけでなく、溶融状態の溶接金属中の浮遊スラグ
量を増加させ溶接作業性を損なう。よって、添加する場
合のＣａ含有量は、０．００１〜０．０１５％とするの
がよい。

【００４３】Ｃ、ＮおよびＴｉの関係式：Ｃ、Ｎおよび
Ｔｉの含有量は、上記の範囲内において、Ｔｉ無添加鋼
の場合には下記の(1) 式、Ｔｉ添加鋼の場合には下記の
(2) 式を満足する必要がある。

【００４４】 Ｎ＋(Ｃ／５)≦０．０１５ ・・・・・・・・・・ (1) Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５ ・・・・ (2) これは、前述したように、上記の(1) 式または(2) 式を
満たさない場合には、塑性加工時に転位が導入されたラ
ス組織にその後の加熱により固溶したＣ、Ｎが固着し、
過飽和の固溶Ｃ、Ｎを含んだ組織となって歪み時効によ
る脆化が顕著となる。これに対し、上記の(1) 式または
(2) 式を満たす場合には、過剰な固溶Ｃ、Ｎが存在しな
いか、存在する場合でもＴｉＣまたはＴｉＮとして固定
されるために、過飽和の固溶Ｃ、Ｎを含んだ組織にはな
らず、転位が導入されたラス組織にＣ、Ｎが固着される
ことがなく、歪み時効による脆化が抑制される。

【００４５】介在物の大きさと量；本発明の溶接継手を
構成する母材および第１発明の溶接継手を構成する溶接
金属は、鋼中に存在する平均粒径が１０μｍ以上の介在
物量が１．５×１０^５ 個／ｍ^２ 以下でなければなら
ない。これは、前述したように、平均粒径が１０μｍ以
上の介在物量が１．５×１０^５ 個／ｍ^２ を超える場
合には、介在物の周囲に対する塑性歪みの局部的な集中
が顕著になり、その結果、介在物の周囲で歪み時効脆化
が生じるようになるからである。

【００４６】ここで、本発明にいう介在物とは、前述し
たように、ＪＩＳ Ｇ ０５５５に規定される試験方法
において対象とされる非金属介在物のことである。

【００４７】また、上記介在物量とは、ＪＩＳ Ｇ ０
５５５に規定されている点算法による顕微鏡試験方法に
準拠して、１００倍の顕微鏡視野でカウントすることに
より測定される値である。

【００４８】次に、本発明になる第２発明の溶接継手に
ついて説明する。

【００４９】本発明になる第２発明の溶接継手は、溶接
金属を２相ステンレス鋼としたものであるが、その２相
ステンレス鋼は、オーステナイト相の面積割合が３０〜
８０％のオーステナイト相とフェライト相のみからなる
２相ステンレス鋼で、かつその硬さは母材およびＨＡＺ
の硬さとのビッカース硬度差の絶対値が５０以下の硬さ
でなければならない。

【００５０】これは、前述したように、オーステナイト
相が面積割合で３０％以上の場合には、溶接金属中のＮ
の活量が減少して溶接金属内にＮが滞留し、ＨＡＺへの
Ｎの拡散が抑制され、その結果として溶接部での歪み時
効脆化が抑制させる。ただし、溶接金属のオーステナイ
ト相が面積割合で８０％を超えると、溶接部（溶接金
属）の強度が母材の強度に比べて低くなって継手全体の
強度が実用に適さなくなる。 また、その硬さが母材お
よびＨＡＺの硬さとの差がある場合でも、その差の絶対
値がビッカース硬さで５０以下の場合には、歪み付加時
に溶融境界での塑性歪み集中が生じにくくなり、両者の
相乗効果によって歪み時効脆化が抑制されるようになる
からである。

【００５１】ここで、上記オーステナイト相の面積割合
とは、前述したように、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定され
ている点算法による顕微鏡試験方法に準拠して、測定さ
れる値である。

【００５２】以上に説明した本発明の溶接継手は、上記
の要件を満たす板材、管材をアーク溶接にて突き合わせ
溶接することにより得られる。その際に用いる溶接材料
は、母材に近い共金系の溶接材料または２相ステンレス
鋼製の溶接材料で、本発明で規定する条件を満たす溶接
金属が得られるものであればよく、その化学組成は特に
制限されない。

【００５３】しかし、第１発明の溶接継手を構成する溶
接金属を得るための共金系の溶接材料としては、上記本
発明の溶接継手を構成する母材に近い化学組成を有する
ものを用いるのが好ましい。

【００５４】また、第２発明の溶接継手を構成する溶接
金属である２相ステンレス鋼としては、下記の化学組成
を有するものであることが好ましい。

【００５５】質量％で、Ｃｒ：２２〜２７％、Ｎｉ：７
〜１１％、Ｍｏ：１．５〜５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍ
ｎ：２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．
１５〜０．４％を含み、必要に応じて、２％以下のＣ
ｕ、３．５％以下のＷ、０．１５％以下のＴｉ、０．１
５％以下のＮｂ、０．１５％以下のＺｒ、０．０１％Ｃ
ａおよび０．０１％以下のＢのうちの１種以上を含み、
残部は実質的にＦｅで、不純物としてのＣが０．０３％
以下、Ｐが０．０２％以下、Ｓが０．０１％以下の２相
ステンレス鋼。

【００５６】

【実施例】化学組成および平均粒径１０μｍ以上の介在
物量が表１に示す値の１６種類のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼からなり、同じく表１に示す降伏強さ（ＹＳ：
ＭＰａ）を有する外径１６８ｍｍ、厚さ１２ｍｍの鋼管
を準備した。その際、代符ＣとＰの鋼管は、同じ溶湯を
分湯し、鋳込み温度を変えて鋳込むことによって平均粒
径１０μｍ以上の介在物量を異ならせた鋼を用いて製造
した。

【００５７】

【表１】 また、上記鋼管の母材と同一の各鋼片を線材に加工し、
線径２ｍｍの共金系溶接材料１６種類を準備する一方、
表２に示す化学組成を有する２種類の２相ステンレス鋼
からなる線径２ｍｍの溶接材料を準備した。

【００５８】その際、共金系溶接材料の素材である１６
種類の各鋼の熱間加工性を、試験温度１０００℃で捻り
試験をおこなって調べた結果、代符ＪおよびＫの鋼の破
断に至るまでの捻り回数は２５回以上であったが、代符
Ａ〜ＩおよびＬ〜Ｐの鋼は１５〜２０回であった。

【００５９】

【表２】 準備した各鋼管は、管端にＶ開先を加工し同じ代符の鋼
管同士を突き合わせ、管を水平に固定して全姿勢にて、
溶接電流１３０Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１５ｃｍ
／ｍｉｎの条件で、ＴＩＧ溶接による円周溶接をおこな
った。その際、準備した鋼管と溶接材料とを種々に組合
せ、表３に示す化学組成を有する２０種類の溶接継手を
作製した。

【００６０】

【表３】 得られた各溶接継手のうち、２相ステンレス鋼製の溶接
材料を用いた以外の溶接継手は、６５０℃に５分間加熱
保持する後熱処理を施した後、ＨＡＺを含む溶接部に３
％の引張塑性歪み付与後、歪みが０％になるまで圧縮歪
みを付与する操作を１サイクルとする歪みサイクルを５
回与え、次いで、３００℃に２時間加熱保持する時効処
理を施し、下記の歪み時効脆化評価試験と耐食性試験に
供した。

【００６１】一方、２相ステンレス鋼製の溶接材料を用
いた各溶接継手は、母材のＨＡＺ部と非ＨＡＺ部の硬度
差と、溶接金属のオーステナイト率を調べる一方、溶接
のままのＨＡＺを含む溶接部に、上記と同じ条件で、歪
みサイクルと時効処理を施し、下記の歪み時効脆化評価
試験と耐食性試験に供した。

【００６２】歪み時効脆化評価試験：各溶接継手から、
溶融線がノッチ底に位置するＪＩＳ Ｚ ２２０２に規
定されるＶノッチ試験片を各３個づつ採取し、試験温度
−３０℃でシャルピー衝撃試験をおこなってシャルピー
衝撃値を調べ、３個の試験片ともにシャルピー衝撃値が
１００Ｊ／ｃｍ^２ を上回ったものを耐歪み時効性が良
好（○）、３個の試験片ともにシャルピー衝撃値が１０
０Ｊ／ｃｍ^２ を下回ったものを耐歪み時効性が不芳
（×）として評価した。

【００６３】耐食性試験：各溶接継手から、長手方向の
中央部に溶接金属が位置する長さ１００ｍｍ、幅２０ｍ
ｍ、厚さ２ｍｍの試験を採取し、この試験片を温度１７
５℃の３ＭＰａＣＯ_２ ＋２５質量％ＮａＣｌの水溶液
中に１５日間浸漬し、腐食減量を調べた。

【００６４】評価は、腐食減量が０．２ｍｍ／年以下の
ものを優良（◎）、０．２ｍｍ／年を超え０．４ｍｍ／
年以下のものを良好（○）として評価した。

【００６５】以上の結果を、表４に、２相ステンレス鋼
製の溶接材料を用いた各溶接継手の母材のＨＡＺ部と非
ＨＡＺ部の硬度差と溶接金属のオーステナイト率ととも
に併せて示した。

【００６６】

【表４】 表４からわかるように、母材および溶接金属とも、本発
明で規定する条件を満たす継手代符ＡＪ１〜ＡＪ１３の
溶接継手は、いずれも、耐歪み時効特性が良好である。

【００６７】これに対し、母材および溶接金属のいずれ
か一方または両方が、本発明で規定する条件を満たして
いない継手代符ＢＪ１〜ＢＪ７の溶接継手は、いずれも
耐歪み時効特性が不芳である。

【００６８】具体的に説明すると、継手代符ＢＪ１とＢ
Ｊ２の溶接継手は、母材のＣ、ＮおよびＴｉの関係が本
発明で規定する式「Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０
１５」を満たさないため、耐歪み時効性が不芳である。

【００６９】継手代符ＢＪ３とＢＪ４の溶接継手は、母
材は本発明で規定する条件を満たすものの、溶接金属の
Ｃ、ＮおよびＴｉの関係が本発明で規定する式「Ｎ＋
(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５」を満たさないた
め、耐歪み時効性が不芳である。

【００７０】継手代符ＢＪ５の溶接継手は、２相ステン
レス鋼からなる溶接金属のオーステナイト量が少なすぎ
るため、耐歪み時効性が不芳である。

【００７１】継手代符ＢＪ６の溶接継手は、２相ステン
レス鋼からなる溶接金属のオーステナイト量は本発明で
規定する範囲内であるが、その硬さが硬すぎるため、耐
歪み時効性が不芳である。

【００７２】継手代符ＢＪ７の溶接継手は、母材と溶接
材料が同じ溶湯を分湯した鋼であるので、母材と溶接金
属の化学組成は実質同じで本発明の範囲内であるが、母
材の鋼中の平均粒径１０μｍ以上の介在物量が多すぎる
ため、耐歪み時効性が不芳である。

【００７３】

【発明の効果】本発明の溶接継手は、塑性歪みを受けた
後に時効されても脆化が生じず、耐歪み時効性に優れて
いる。このため、例えば、突き合わせ円周溶接して長尺
化され、リールバージと呼ばれる敷設法が適用される海
底ラインパイプに適用して好適である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】母材および溶接金属が、いずれも、質量％
   で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．
   ５％以下、Ｃｒ：７〜１４％、Ｎｉ：０．５〜９％、Ｔ
   ｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜５％、Ｗ：０〜５％、Ｃ
   ｕ：０〜５％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．０５
   ％、Ｃａ：０〜０．０１５を含み、残部は実質的にＦｅ
   からなり、不純物としてのＰが０．０３％以下、Ｓが
   ０．０１％以下、Ａｌが０．１％以下、Ｎが０．０７％
   以下で、Ｃ、ＮおよびＴｉの関係が下記式を満たし、か
   つ鋼中に含まれる平均粒径が１０μｍ以上の介在物の量
   が１．５×１０^５個／ｍ^２ 以下の鋼からなることを特
   徴とする耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステン
   レス鋼溶接継手。 Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５ ここで、上記式中の元素記号は、母材および溶接金属の
   鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
2. 【請求項２】母材が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、
   Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：７〜１４
   ％、Ｎｉ：０．５〜９％、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：
   ０〜５％、Ｗ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｖ：０〜
   ０．１％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０１
   ５を含み、残部は実質的にＦｅからなり、不純物として
   のＰが０．０３％以下、Ｓが０．０１％以下、Ａｌが
   ０．１％以下、Ｎが０．０７％以下で、Ｃ、ＮおよびＴ
   ｉの関係が下記式を満たし、かつ鋼中に含まれる平均粒
   径が１０μｍ以上の介在物の量が１．５×１０^５ 個／
   ｍ^２ 以下の鋼であり、溶接金属が、母材および溶接熱
   影響部とのビッカース硬度差の絶対値が５０以下の硬さ
   で、かつオーステナイト相の面積割合が３０〜８０％の
   オーステナイト相とフェライト相のみからなる２相ステ
   ンレス鋼であることを特徴とする耐歪み時効性に優れた
   マルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手。 Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５ ここで、上記式中の元素記号は、母材の鋼中に含まれる
   各元素の含有量（質量％）を意味する。