JP3504518B2 - マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接材料ならびに溶接継手およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、耐食性が要求され
る環境で使用されるマルテンサイト系ステンレス鋼また
はフェライト・マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接に
おいて、溶接のままでも優れた性能を有する溶接継手が
得られ、かつ溶接作業性が良好な溶接材料に関する。ま
た、本発明は、上記の溶接材料を用いて形成した、主に
油井用または輸送用の鋼管の溶接継手およびその継手の
作製方法に関する。

【０００２】さらに詳しくは、本発明の溶接材料は、腐
食環境、例えば、微量のH₂Sを含む湿潤CO₂環境下で使用
される10.5〜14％程度のCrと適量のNi、さらに必要に応
じて適量のMoを含有する低炭素マルテンサイト系ステン
レス鋼の溶接に使用されるものである。この材料を用い
れば、溶接後に熱処理を行わなくても靱性および耐硫化
物応力腐食割れ性の良好な溶接継手が得られる。また、
水平に置かれた鋼管の全姿勢溶接において、優れた溶接
作業性が得られる。

【０００３】

【従来の技術】近年、油井関連の湿潤CO₂環境下で使用
するラインパイプ用鋼として、10.5〜14％（本明細書中
の合金成分含有量に関する％は全て質量％である）程度
のCrを含有し、かつ6％程度以下のNi及び2.5％程度以下
のMoを含有した低炭素13Cr系ステンレス鋼、いわゆるス
ーパーマルテンサイト鋼が開発され、従来の22Cr系二相
ステンレス鋼に代わる経済的な鋼種として脚光を浴びて
いる。

【０００４】上記のスーパーマルテンサイト鋼は、基本
特性として高強度を有し、かつ従来の13Crステンレス鋼
（例えばAISI 410）と較べて溶接熱影響部を含む母材の
耐食性や低温勒性などが格段に改善されている。さら
に、予熱なしで溶接しても低温割れが発生しないという
溶接性の改良が加えられている。

【０００５】スーパーマルテンサイト鋼は、そのミクロ
組織上から、マルテンサイト単相鋼（フル・マルテンサ
イト鋼）とフェライト・マルテンサイト二相鋼の２系統
に分類される。さらにMo添加によって硫化物含有環境へ
の適用が図られているが、その添加量に応じて耐硫化物
応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣ性という）の差別化が
行われている。この明細書では、これらのマルテンサイ
ト単相鋼およびフェライト・マルテンサイト二相鋼をま
とめて「マルテンサイト系ステンレス鋼」または単に
「マルテンサイト鋼」という。

【０００６】ところで、例えば、2.5％Mo系スーパーマ
ルテンサイト鋼用の溶接材料として1997 OMAE-Volume I
II, Materials Engineering,ASME 1997, P．101〜106
（文献１）には、高強度・高靭性・高耐食性を有する高
合金の二相ステンレス鋼の溶接材料を用いたミグ溶接方
法の適用例が開示されている。その溶接材料を用いれ
ば、溶接施工の際に予熱および溶接後の熱処理（以下、
溶接後の熱処理をPWHTと略記する）が不要になる。しか
し、同材料は耐孔食性指数が40以上の、いわゆるスーパ
ー二相ステンレス鋼と呼ばれる高合金材料であるから、
非常に高価である。また、上記のような高耐食性の溶接
材料を用いて溶接すると、母材との間の腐食電位の差が
大きくなり、使用環境によってはガルバニック腐食が発
生するという難点がある。なお、上記の耐孔食性指数と
は、通常、下記の(d)式で表されるものである。

【０００７】 耐孔食性指数＝％Cr＋3.3×（％Mo＋0.5×％W）＋16×％N・・・・(d) 上記の事情から、スーパーマルテンサイト鋼、特にこの
鋼から製造された鋼管の溶接材料として安価な共金系溶
接材料が待ち望まれていた。

【０００８】例えば、0.5％程度のMoを含有するスーパ
ーマルテンサイト鋼を、共金系溶接材料として市販の0.
03％C−4％Ni−12％Cr−0.5％Mo鋼のワイヤを用いてミ
グ溶接を行った場合、母材およびワイヤの低Ｃ化により
予熱なしでも低温割れが防止できる。しかし、溶接金属
の低温靭性および耐食性が溶接ままでは極めて悪い。

【０００９】PWHT以外の解決策として特開平9−295185
号公報（文献２）および特開平10−146691号公報（文献
３）の提案がある。これらの文献には、合金元素の適正
化の一例として溶接材料（ワイヤ）のCr当量とNi当量の
比（Cr当量／Ni当量）を調整し、かつ溶接金属全体のミ
クロ組織を制御することによって低温勒性やCO₂環境で
の耐全面腐食性を改善するという発明が開示されてい
る。しかし、これらの対策もさらに腐食条件が厳しい微
量H₂S含有環境での耐ＳＳＣ性の改善を狙ったものでは
ない。

【００１０】石油や天然ガス等を輸送するラインパイプ
の周溶接では、通常、管端部に開先を切り外面側から片
面溶接を行う。このとき、初層溶接部では溶接金属の母
材による希釈率が約40〜60％にも達する。従って、母材
の組成が溶接材料と大きく相違する場合には、初層溶接
部のミクロ組成およびその性質は、溶接材料のみによっ
て形成される溶接金属が有するミクロ組織および性質と
異なるものになってしまう。ラインパイプにおいては、
当然のことながら石油あるいは天然ガス等の輸送物質は
管内側を通過する。従って、上記のような溶接施工で形
成されたラインパイプの接合部では、母材の組成の影響
を多分に受けた溶接金属のルート面が腐食媒体に曝され
ることになる。このような事情があるにもかかわらず、
これまでは溶接金属全体をマクロ的に捉えた検討に終始
し、初層溶接部を対象とした検討例は少ない。

【００１１】更に、ラインパイプの溶接には次のような
問題がある。即ち、ラインパイプの敷設においては鋼管
を水平に固定して現地で円周溶接を行う。その際にはテ
ィグ溶接またはミグ溶接による全姿勢溶接が適用される
場合が多い。ティグ溶接の場合には、特に溶接作業性に
関する支障はないが、ミグ溶接では時計の文字盤の３時
から６時に至る溶接位置（トーチが水平から上向きにな
る位置）で溶接ビードが垂れやすく、全姿勢溶接が困難
である。

【００１２】特にステンレス鋼の溶接においては炭素鋼
と比べてビ−ドが垂れ落ちやすい傾向がある。これを防
ぐためにパルス電源等の採用による溶接電流の波形を適
正化させる試みはあるが、十分な効果を得るには至って
いない。

【００１３】上記のとおり、種々の腐食環境で使用され
る10.5〜14％程度のCrを含有するマルテンサイト系ステ
ンレス鋼の溶接材料であって、予熱および後熱（PWHT）
無しでも優れた溶接金属が得られる共金系の溶接材料、
しかも全姿勢ミグ溶接を行うのに適する溶接材料は、未
だに開発されていない。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的の一つ
は、下記の様々な特性をもつ溶接材料の提供にある。

【００１５】10.5〜14％のCrを含有するマルテンサイ
ト系ステンレス鋼（前記のとおり、フェライト・マルテ
ンサイト二相系のステンレス鋼を含む）のミグ溶接に使
用することができる。

【００１６】上記のステンレス鋼と同じ程度のCrを含
有する共金系の安価な溶接材料である。

【００１７】予熱なしで溶接しても割れの発生が無
く、また、PWHTなしでも強度、靭性および耐ＳＳＣ性に
優れた溶接金属を得ることができる。

【００１８】H₂Sを含む湿潤炭酸酸ガス環境下で使用
されるMo含有のスーパーマルテンサイト鋼の溶接に使用
されて、初層溶接金属でも優れた耐食性を持つ。

【００１９】ラインパイプの敷設に際し、鋼管を水平
に固定して現地で円周溶接するときに、全姿勢での溶接
作業性に優れる。ここで言う溶接作業性とは3時〜6時位
置での溶接ビードがフラットで垂れ落ちにくく、かつア
ーク安定性に優れていることである。

【００２０】本発明のもう一つの目的は、上記の溶接材
料と被溶接鋼管の材質との適正な組合せによって、優れ
た耐食性を持つ鋼管の溶接継手を提供することにある。

【００２１】本発明のさらにもう一つの目的は、上記の
鋼管の溶接継手を作製するのに最適なガスシールドアー
ク溶接方法を提供することである。

【００２２】

【課題を解決するための手段】本発明の溶接材料は、下
記の特徴を有する。

【００２３】１．質量％で、Cr：10.5〜14％、Ni：2〜7
％、Mo：3％以下、C：0.03％以下を含有する低炭素マル
テンサイト系ステンレス鋼の溶接に使用する溶接材料で
ある。このマルテンサイト系（フエライト・マルテンサ
イト二相系を含む）ステンレス鋼は、上記の成分の外
に、約２％以下のCu、約0.5％以下のＶ、約0.5％以下の
Ti、等の合金元素を含有していてもよい。

【００２４】２．その溶接材料は、質量％で、Si：0.1
〜1.0％、Mn：0.1〜4.0％、Cr：9.5〜14.0％、Ni：4.0
〜9.0％、Mo：0.3〜4.0％、Ti：0.05％を超えて0.50％
まで、Ｗ：0〜2.0％、Cu：0〜2.0％を含有し、残部がFe
と不純物からなる。

【００２５】３．不純物としてのＣ、ＮおよびＰは、そ
れぞれ0.03％以下、Ｓは0.01％以下、Alは0.04％以下に
制限されている。

【００２６】４．下記の式（a）で定義されるNiバラン
スが−0.7から2.0までの範囲で、かつ、下記の式（b）
で定義されるCr当量が11から17までの範囲にある。

【００２７】 Niバランス（％）＝30×％C＋0.5×％Mn＋％Ni＋8.2 −1.1（1.5×％Si+％Cr＋％Mo）・・・・・（a）式 Cr当量（％）＝1.5×％Si＋％Cr＋％Mo ・・・・・（b）式 本発明の溶接継手は「上記の溶接材料を使用し、ガスシ
ールドアーク溶接を行って得られた鋼管の溶接継手」で
ある。ただし、その溶接材料は、前記(a)式で定義され
るNiバランスおよび下記の(c)式で定義される耐孔食性
指数がともに被溶接材である鋼管のそれら以上である。

【００２８】 耐孔食性指数＝％Cr＋3.3×(％Mo＋0.5×％W）−（16.6×％C＋7.4×％N） ・・・・・(c)式 上記の溶接継手の望ましい作製方法は、容量％で30〜80
％のHeおよび0.5〜1.5％の0₂を含み残部がArガスからな
るシールドガスを用いてガスシールドアーク溶接を行う
方法である。

【００２９】

【発明の実施の形態】本発明者らは、母材として市販の
マルテンサイト単相のステンレス鋼やフェライト・マル
テンサイト系ステンレス鋼の鋼管を用いて、希釈が大き
い初層溶接ルート部およびそれ以外の平均的な溶接金属
の２箇所を対象に適正な溶接材料の組成について検討を
重ねた。

【００３０】例えば、Ni含有量が相対的に低いフエライ
ト・マルテンサイト系鋼を溶接する場合、初層溶接部で
はNi含有量の低下に伴う過剰のδフエライト析出が促進
される傾向が見られ、そのためH₂Sを含むCO₂環境ではＳ
ＳＣ発生の懸念がある。

【００３１】油井関連用のラインパイプ用鋼管において
は、溶接性を確保するために低Ｃ−低Ｎとし、さらに強
靭化のため焼入れ・焼戻しの調質熱処理により、適正な
ミクロ組織への調整が行われる。このような母材をそれ
と同成分系の溶接材料を用いて溶接した場合には、フエ
ライト比率が大きくなる傾向にある。これは、溶接金属
は急速に凝固し冷却するので、ミクロ偏析や変態の遅延
があるからである。この傾向を抑制するには、溶接材料
のCr当量（Cr、Si等のフェライト生成元素の含有量をCr
量に換算して合計した量）に対するNi当量（Ni、Ｃ等の
オーステナイト生成元素の含有量をNi量に換算して合計
した量）のバランスを、溶接材料金属の熱履歴に適合す
る適切な値にしなければならない。

【００３２】上記のような低Ｃ、低Ｎの溶接材料で形成
された溶接金属では、残留オーステナイトの存在が抑制
される。従って、残留オーステナイトによる靱性改善が
期待できない。また、高温域でオーステナイト中に生成
したδフェライトが残留するために、このフェライトと
マルテンサイトとの界面で選択腐食が発生する。

【００３３】本発明者らは、上記の問題の解決には、溶
接材料中のオーステナイト生成元素、特に、NiとMnの増
量が有効であると考えた。一方、前述のとおり、油井関
連用のラインパイプにおいては、母材による希釈が大き
い初層溶接部の耐食性確保が主要課題であるが、当然、
溶接継手の機械的性能確保には溶接金属全体のマクロ的
な性質の検討も必要である。

【００３４】前記のとおり、溶接金属の熱履歴は母材と
は大きく異なる。従って、溶接金属のミクロ組織を母材
と同じにするためには、溶接金属の化学組成を母材とは
異なるものにしなければならない。さらに、溶接金属の
初層部分（母材に近接する部分）では、母材との希釈を
考慮しなければならない。

【００３５】ところで、耐食性および経済性の観点か
ら、溶接材料のCrおよびMoの量、言い換えればCr当量
は、最低限でも母材とほぼ同じにする必要がある。従っ
て、母材との間の希釈による溶接金属の成分変化と溶接
金属固有の熱履歴を考慮して、母材と同じミクロ組織と
するためには、「Cr当量／Ni当量」の比をパラメータと
するよりも、Niバランスをパラメータとする方が合理的
である。Niバランスとミクロ組織、特にδフエライトの
生成傾向とは良好な相関関係があるからである。

【００３６】そこで、溶接材料のNiバランスについて、
詳しく調べたところ、次のような技術的知見が得られ
た。

【００３７】溶接材料のNiバランスが−0.7よりも小さ
いと、フェライト・マルテンサイト系母材を溶接した場
合には溶接ルート部の耐食性及び溶接金属全体の靱性が
低下する。しかし、Niバランスが2.0を超えるとマルテ
ンサイト単相系母材を溶接した場合に溶接金属の強度が
母材にくらべて低くなってしまう。

【００３８】従って、両母材に適合しうる溶接材料のNi
バランスは−0.7〜2.0が適正である。

【００３９】次に、スーパーマルテンサイトステンレス
鋼の耐孔食性指標について検討した。従来から二相ステ
ンレス鋼の耐孔食性を表現する方法として、例えば前記
(d)式の耐孔食性指数のように、Ｎ（窒素）を参酌した
パラメーターが提案されている。通常、Ｎはオーステナ
イト相の耐食性改善に効果があると考えられているから
である。しかし、マルテンサイト系の鋼においては、こ
のような考え方は不適当である。Ｎは、マルテンサイト
の基地に対する固溶量が少ないので、Crと窒化物を生成
することにより有効Cr濃度を低下させるから、マルテン
サイト系の鋼では、その耐孔食性を低下させる。この点
においてはＣもＮと同じである。

【００４０】そこで、Ｃは主としてCr₂₃C₆を生成すると
仮定し、Cr有効濃度（質量％）を16.6×Ｃの割合で低下
させ、一方、ＮはCr₂Nを生成すると仮定して7.4×Ｎの
割合でCr有効濃度を低下させるものとし、マルテンサイ
ト系ステンレス鋼に適した下記の(c)の式で示される耐
孔食性指数を定めた。

【００４１】 耐孔食性指数＝％Cr＋3.3×(％Mo＋0.5×％W）−（16.6×％C＋7.4×％N） ・・・・・(c)式 更に、水平固定管の全姿勢溶接においてステンレス鋼ソ
リッドワイヤを用いてミグ溶接する際の、溶接作業性に
ついて検討を行った。ラインパイプのように、現地で鋼
管を水平に固定して円周溶接を行う場合には、ミグ溶接
であっても溶接ビードがフラットで垂れ落ちにくく、か
つアーク安定性に優れること、即ち、全姿勢での溶接作
業性に優れた溶接材料が要望されている。この要望に応
えるために行った試験結果から、下記の知見が得られ
た。

【００４２】従来のステンレス鋼ワイヤを用いたミグ溶
接において、水平固定管の3時〜6時の位置で溶接ビード
が垂れ落ちるのは、溶融池前方に溶融メタルが先行する
ことによりアークが不安定となり、その結果、溶融メタ
ルが母材開先の側壁に十分になじまないためである。ま
た、溶融メタルの粘性が不適正であり、それ自体が落下
しやすいことにも一因である。

【００４３】この問題を解決するためには、溶接材料
（ワイヤ）自体が優れたアークの安定性と集中性を有
し、かつ溶融メタルの粘性が適正であることが不可欠で
ある。これらの特性は、溶接材料に0.05％を超えて0.50
％までの範囲のTiを含有させ、かつAlを0.04％以下に制
限することによって得られる。

【００４４】次に、本発明のワイヤを用いてミグ溶接を
行うのに好適なシールドガス組成について調査した。

【００４５】ステンレス鋼のミグ溶接用シールドガスと
しては、従来、Arガスをベースとしてアーク安定性を向
上させる目的で2〜5容量％程度の酸素(O₂）または10〜2
0容量％の二酸化炭素（CO₂）ガスを混合したものが用い
られている。しかし、CO₂ガスを添加した混合ガスは溶
接中のアーク安定性、集中性の向上に効果があるものの
溶接金属のＣ（炭素）のピックアップと酸素増加による
溶接割れ感受性の増大および靭性低下の問題がある。一
方、Arに２容量％以上の0₂を添加したシールドガスは溶
融メタルの粘性を低下させ、その結果、全姿勢での溶接
作業性を劣化させる。

【００４６】本発明者らは、シールドガス組成の基本成
分としてAr、0₂及びHeを選定し、これらのガスの混合比
率を適正とすることで、溶接金属性能を劣化させること
なく全姿勢での溶接作業性を満足することができるシー
ルドガス組成を見いだした。

【００４７】以下、本発明の溶接材料、溶接継手および
溶接方法について、具体的に説明する。

【００４８】Ｉ．本発明の溶接材料 (1)成分限定理由 Si： Siは、脱酸剤として重要な元素であるが、靭性及
び溶接性には悪影響を与える。特にSi含有量が1.0％を
超えると、靭性及び溶接性の低下が著しい。従って、Si
は0.1〜1.0％とする。

【００４９】Mn： Mnは、脱酸剤として働き、また、Ｎ
と同様にオーステナイト生成元素として重要な元素であ
るから、少なくとも0.1％の含有が必要である。しか
し、4.0％を超える含有量は、溶接金属の強度の低下を
招くから好ましくはない。

【００５０】Cr： Crは、溶接金属の強度とCO₂環境下
での全面腐食に対する耐食性を確保する上で最も重要な
元素であるため、少なくとも9.5％の含有が必要であ
る。しかし、14.0％を超えると強度低下を招く。

【００５１】Ni： Niはオーステナイト安定化ならびに
CO₂環境下での全面腐食に対する耐食性を確保する上で
重要な元素である。本発明材料のように、溶接性、靭性
及び耐食性確保の観点からオーステナイト生成元素であ
るＣとＮの含有量を極限まで低下させた場合には、Niは
オーステナイト安定化元素として最も重要な元素とな
る。靭性及び耐食性確保の観点から、Niは4.0％以上必
要である。しかし、9.0％を超えると強度低下を招く。

【００５２】Mo： Moは溶接金属の耐孔食性を高める元
素である。微量のH₂Sを含む湿潤CO₂環境下で使用される
マルテンサイト系ステンレス鋼において発生するＳＳＣ
は、不働態皮膜に発生した孔食を起点とする。従って耐
ＳＳＣ性改善には耐孔食性を高めるMo添加が有効であ
る。しかし、Mo含有量が0.3％未満ではその効果が不十
分であり、4.0％を超えるとその効果は飽和するばかり
か、却って靭性を低下させる。従って、Moの適正含有量
は、0.3〜4.0％である。

【００５３】Ti： Tiはミグ溶接における溶接作業性に
対して好ましい影響と好ましくない影響とを及ぼす元素
である。即ち、ワイヤ中への適量のTi添加によりアーク
の安定性と集中性が向上し、また、溶融メタルの粘性を
高くする作用もある。しかし、0.05％以下ではその効果
が得られない。一方、Tiの含有量が0.50％を超えると、
却ってスパッタ発生量が多くなる。またティグ溶接時に
溶接スラグを生成して溶接欠陥の原因となる。従って、
Tiの適正含有量は、0.05％を超えて0.50％までである。

【００５４】Ｃ： Ｃは溶接性、ならびに溶接金属の靭
性及び耐食性に悪影響を与える元素である。特にその含
有量が0.03％を超えると、溶接金属のマトリックスであ
るマルテンサイト相を硬化させ、靱性を劣化させる。そ
のため予熱なしで溶接を行った際に溶接金属の割れ感受
性が高くなる。さらに、ＣはCrと結合して炭化物を形成
し、Crの有効濃度を低下させて溶接金属の耐食性を損な
う等の弊害がある。従って、Ｃは、0.03％以下で少ない
程望ましい。

【００５５】Ｎ： ＮはＣと同じように有害な元素であ
り、原子量もほぼ同じであるから、Ｃと同じく0.03％以
下に抑える。

【００５６】Ｐ： Ｐは製鋼時の不純物であり、その含
有量が0.03％を超えると、溶接金属の高温割れ感受性を
著しく高める。従って、Ｐは0.03％以下で、少ない程望
ましい。

【００５７】Ｓ： ＳはＰと同様に製鋼時の不可避的不
純物であるが、溶接金属の耐ＳＳＣ性、ワイヤの熱間加
工性に悪影響を及ぼす。従って、Ｓは、0.01％以下に抑
えるべきであり、少ないほど望ましい。

【００５８】Al： Alは強力な脱酸元素として重要な元
素であり、製鋼時に脱酸剤として添加される。しかし、
溶接作業性には悪影響を与えるものであり、特にA1₂0₃
主体の融点の高い溶接スラグを生成し、これがビード表
面を覆い溶接時のアークを不安定にする主要因となる。
従って、Alは溶接作業性の観点からはできるだけ低い方
が望ましいが、製鋼時の脱酸効果を考慮して、0.04％を
上限とする。

【００５９】Niバランス： 前記(a)式で表されるNiバ
ランスが−0.7未満の場合は、フェライト・マルテンサ
イト系母材では溶接ルート部の耐食性及び溶接金属全体
の靭性が低下する。しかし、Niバランスが2.0を超える
とマルテンサイト単相系母材では溶接金属全体の強度が
母材のそれよりも低くなってしまう。従って、両鋼種の
母材に適合しうる溶接材料のNiバランスは−0.7から2.0
までの範囲である。なお、本発明の鋼管の溶接継手を作
製する場合は、この範囲内で母材のNiバランス以上とな
るように成分を調整する。

【００６０】Cr当量： 前記(b)式で表されるCr当量が1
1％未満のときは、基本性能である耐食性の確保が困難
となる。一方、17％を超えるとマルテンサイト相が不安
定となり、そのため強度確保が困難となる。従って、Cr
当量の適正範囲は11〜17％である。

【００６１】以上が本発明の溶接材料の基本成分である
が、必要に応じて以下の元素を添加して、溶接金属の耐
食性をさらに向上させることができる。

【００６２】Cu： Cuはオーステナイト生成元素である
と同時にCO₂環境下の耐食性向上と靭性を高める元素で
ある。Cuの含有量が0.1％未満ではその効果が不十分で
あるから、Cuを添加する場合は、その含有量は0.1％以
上とするのがよい。しかし、2.0％を超えればその効果
が飽和するばかりか、却って高温割れ感受性を高めた
り、また溶接時のアークを不安定にする。

【００６３】Ｗ： Ｗは隙間腐食などの耐局部腐食性を
高める元素である。Moと併用すればCO₂＋微量H₂S環境下
での耐ＳＳＣ性をさらに高めることが可能である。その
含有量が0.1％未満の場合は、上記の効果が不十分であ
る。従って、Ｗを添加する場合は、その含有量は0.1以
上とするのが望ましい。しかし、2.0％を超えるとその
効果が飽和し、却って溶接金属の靭性を低下させる。

【００６４】II．本発明の溶接継手 この継手は「被溶接材である鋼管の耐孔食性指数以上の
耐孔食性指数、および同じく鋼管のNiバランス以上のNi
バランスを有する溶接材料を使用して、ガスシールドア
ーク溶接を行って得られた鋼管の溶接継手」である。こ
こで使用するのは、前述の本発明の溶接材料である。な
お、耐孔食性指数とは、前掲の(c)式で定義されるもの
であり、Niバランスは前記(a)式で定義されるものであ
る。

【００６５】溶接材料として、その耐孔食性指数が母材
（鋼管）のそれ以上のものを選ぶのは、次の理由に基づ
く。即ち、溶接金属は急速に凝固し、冷却されるため、
ミクロ偏析が生じ、耐孔食性を高めるCr、Mo等の元素が
不足する部分が生じやすい。それを補うために、溶接材
料の耐孔食性指数を母材のそれ以上としておくのであ
る。

【００６６】更に、溶接金属のNiバランスは、母材のそ
れ以上とする。溶接金属は急速冷却されるので、その急
冷によっても母材と同じミクロ組織を持つためには、母
材のNiバランス以上のNiバランスを有する必要があるか
らである。

【００６７】III．本発明の溶接方法 この方法は、本発明のワイヤを用いてミグ溶接で、前記
本発明の溶接継手を作製する方法である。この方法の特
徴は、使用するシールドガスの組成にある。以下、その
組成を選定した理由を説明する。なお、シールドガスの
各気体の混合比は容量％で表す。

【００６８】Ar： Arはイナートガスであり、一般にミ
グ溶接用シールドガスの基本成分である。本発明のシー
ルドガスにおいてもAr（低温割れ防止のために、純度は
99.99％以上が望ましい）をべ−スとする。しかし、純A
rガスだけでは溶接時のアークが不安定になり、また溶
融メタルの母材へのなじみが悪く融合不良の欠陥を生じ
やすい。

【００６９】酸素（0₂）：酸素はアクティブガスであ
り、耐食性が要求されるステンレス鋼の溶接において
は、アークを安定させるために、一般にはArガスに2％
程度を添加して使用する。しかし、本発明のガスにおい
ては、それよりも少ない0.5〜1.5％の添加とする。酸素
が0.5％未満では溶接時のアークを安定させる効果が不
十分であり、1.5％を超えるとその効果はもはや飽和す
るだけでなく、溶融メタルの粘性を低下させ、そのため
水平固定管溶接の３時から６時の位置でビ−ドの垂れ落
ちを生じさせる。

【００７０】He：Heは、Arと同様にイナートガスである
が、Heは母材への溶込み形状およびアークの安定化に効
果があるが、その混合比が30％未満ではこれら効果が不
十分である。Heの混合比は大きいほどよいが、Heは産出
量が少なく非常に高価であるから、経済性を考慮して80
％を上限とした。HeもArと同様に低温割れ防止のために
99.99％以上の純度であることが望ましい。

【００７１】本発明方法で使用するシールドガスは、前
記３成分からなる。以下、不純物として含有されるガス
について簡単に説明する。

【００７２】H₂（水素）：Heと同様に母材への溶込み形
状とアークの安定化に効果がある。しかし、水素は継手
の低温割れ感受性を増大させるため好ましくない。当
然、水素ガスは無添加とする。

【００７３】CO₂：溶接時のアーク集中性を向上させる
効果があるが、シールドガスからのＣピックアップによ
り溶接金属の溶接割れ感受性、靭性および耐食性が劣化
するので好ましくない。従って、CO₂ガスは無添加とす
る。

【００７４】その他不純物：各ガスには水分、C0₂等の
不可避的混入がある。特に水分は、その水素が溶接金属
の低温割れ感受性増大の原因となるので好ましくない。

【００７５】以下、本発明の効果を実施例によって具体
的に説明する。

【００７６】

【実施例】１．継手の作製 表１に供試ワイヤの化学組成を示す。本発明例のワイヤ
は、大気中または真空中で溶製した後、冷間加工を行
い、直径1.0mmの線材に仕上げたものである。比較例と
して用いたワイヤは、上記の本発明のワイヤと同様に製
造したもの、市販のもの、および被溶接材料（母材）か
ら採取して直径1.0mmのワイヤに加工したものである。

【００７７】表１の符号Wl〜W7のワイヤが本発明例、符
号W8〜W16のワイヤが比較例である。その中で、符号WlO
およびW11は、AWS規格のER410NiMo相当、W12は同じくER
308L相当の市販ワイヤであり、またW13〜15は母材から
採取してワイヤに加工したものである。

【００７８】表２に被溶接材（母材）としてに用いた３
種類の鋼管の化学組成を示す。鋼管Ａと鋼管Ｃはマルテ
ンサイト単相系で、それぞれ2％及び0.7％のMoを含有す
る。鋼管Ｂは1％のMoを含有するフェライト・マルテン
サイト系で、すべて微量のH₂Sを含む湿潤CO₂環境用であ
る。鋼管ＡおよびＢの寸法は、外径254mm、厚さ12mmで
あり、鋼管Ｃの寸法は外経273mm、厚さ14mmである。

【００７９】図１は、溶接試験片作製の要領を示す図で
ある。試験材（鋼管）１の管端に、図示のように 形の
開先を切り、水平にして突き合わせ、管内面側から深さ
0.5mmの溝を有する銅製当金２でバッキングを行い、裏
波ビ−ドがきれいに形成されるように準備した。次い
で、表３に示す溶接条件でパルスミグ自動溶接により継
手を作製した。溶接は、12時から６時の方向へ、右回り
と左回りに分けて実施した。即ち、溶接は全姿勢溶接で
ある。予熱およびPWHTは、一切行わなかった。

【００８０】表４に溶接試験に使用した各種のミグ溶接
用シールドガスの組成を示す。符号Gl及びG2が本発明
例、G3〜G6が比較例で、市販のプレミックスガスまたは
単体ガス（純度：99.99％）を組合せて所定の組成にな
るように混合して使用した。

【００８１】２．機械的性質の測定 JIS Z3040の「管の溶接施工方法の確認試験方法」の規
定に従い、継手引張試験片、表と裏の曲げ試験片、およ
び衝撃試験片を採取した。衝撃試験温度は−30℃とし、
溶接金属部に対して実施した。それ以外の機械試験は同
規格のとおりに実施した。

【００８２】３．腐食試験 溶接ルート部の耐ＳＳＣ性を評価するため、溶接ルート
部の溶接線直角方向から溶接金属部が中央になるように
腐食試験片を採取し、裏ビード部を除去した状態で試験
に供した。

【００８３】図２に腐食試験片３を示す。(a)は側面
図、(b)は平面図で、寸法は2mm厚×10mm幅×75mm長であ
る。その中央には(c)に側面拡大図を示すような0.25mmR
のノッチ４を切った。このような試験片３を各継手から
２個作製し、図３(a)に示すように曲げ治具５によって
試験片３に４点曲げ応力を負荷した。

【００８４】曲げ応力は、下記の(e)式で表される応力
（σ）が1ρy（ρyは母材の0.2％耐力）になるように負
荷した。このときの試験片の曲げ形状は図３(b)に示す
とおりである。

【００８５】σ＝12Ety／(3H²−4A²）・・・・・(e) ここで、Eは母材のヤング率、yはたわみ量、H、Aおよび
tは図３(b)中に示した長さ（mm）を表す。

【００８６】表５に腐食試験条件を示す。その試験環境
下において、336時間の浸漬試験の後、試験片を取り出
し、外観観察と試験片断面の光学顕微鏡観察によって割
れ（ＳＳＣ）の有無を調査した。

【００８７】４．溶接割れ試験 溶接継手作製と同じ供試材の組合せで、JIS Z3157規定
のルート間隔を2mmに設定した 型溶接割れ試験を予熱
なしで実施した。試験ビードは１パスとし、表４と同じ
溶接条件で実施した。溶接後、１週間放置した後にJIS
Z3157の規定に従って断面割れを観察した。

【００８８】

【表１】

【００８９】

【表２】

【００９０】

【表３】

【００９１】

【表４】

【００９２】

【表５】

【００９３】各試験結果を表６に示す。衝撃試験結果
は、吸収エネルギーが60J以上を良好、60J未満を不良と
した。引張試験結果は、母材で破断した場合を良好、溶
接金属部で破断したものを不良とした。腐食試験結果
は、割れ発生が認められなかった場合を良好、割れが認
められた場合を不良とした。曲げ試験試験は、目視によ
り割れ発生が認められなかった場合を良好、認められた
場合を不良とした。

【００９４】溶接割れ試験では、目視により割れ発生が
認められなかった場合を良好、認められた場合を不良と
した。なお、割れた試験片の破面を走査型電子顕微鏡で
観察したところ、すべて低温割れであった。

【００９５】溶接作業性の評価は、ビードがたれ落ちて
溶接不可能な場合、または放射線透過試験においてJIS
Z3106の規定で２級以下を不良、それ以外を良好とし
た。

【００９６】

【表６】

【００９７】表６に示す試験結果から次のことが明らか
である。

【００９８】１）本発明のワイヤとシールドガスを使用
した試験No.1〜13（本発明例）においては予熱もなしで
も耐溶接割れ性が良好で、かつ溶接ままの機械的性能も
良好である。

【００９９】２）本発明例では、ワイヤの耐孔食性指数
が母材（鋼管）のそれ以上であるように、母材に応じた
適正なワイヤを選定しているので、耐食性も優れてい
る。この耐食性は、初層溶接ルート部の耐ＳＳＣ性を意
味し、それは、それぞれの母材のグレードに要求される
耐食性に匹敵する。

【０１００】３）比較例である試験No.14、17、19〜22
においては、使用したワイヤ（符号W8、Wll、W13〜16）
のNiバランスが低いために、いずれも溶接金属の靭性が
低く、また各腐食環境での耐ＳＳＣ性も劣る。逆に、試
験No.15では、使用したワイヤ（符号W9）のNiバランス
が高すぎるために、溶接金属の強度が低い。

【０１０１】４）試験No.16においては使用したワイヤ
（符号WlO）のＣの含有量が高すぎるために、また、試
験No.24ではワイヤ（符号W6）のＣ含有量は低いにも拘
わらず、シールドガス（符号G5）からのＣピックアップ
により、それぞれ低温割れ感受性が高くなり、溶接金属
の靭性と耐ＳＳＣ性が悪い。

【０１０２】５）試験No.27は、水素を微量添加したシ
ールドガス（符号G6）を使用した例である。この場合に
は水素による割れが発生した。

【０１０３】６）試験No.18は、市販のJIS 308Lタイプ
のオーステナイトステンレス鋼のワイヤ（符号W12）で
溶接した例であるが、それでは溶接金属の強度が確保で
きない。

【０１０４】７）試験No.23においては使用したワイヤ
（符号W6）が本発明例であるにも拘わらず、溶接材料の
耐孔食性指標が母材のそれよりも小さいために、つまり
母材と溶接材料の組合せが不適切なために、腐食条件１
で割れを生じた。これに対して、試験No.11では、溶接
材料の耐孔食性指標が母材のそれよりも大きいので、溶
接金属部は母材と同等以上の耐ＳＳＣ性を示している。

【０１０５】８）溶接作業性についてみると、それぞれ
本発明例であるワイヤとシールドガスを使用した試験N
o.1〜15、19、21、23においては、固定管の下進振分け
による全姿勢溶接が可能で、かつ溶接割れや融合不良な
どの溶接欠陥は発生していない。これに対して比較例で
ある試験No.16〜18、20においては使用したワイヤ（符
号WlO〜W12、W14）のTi含有量が低いために、3時〜6時
位置での溶接ビードがたれ落ちて溶接作業性が悪い。試
験No.22においては使用したワイヤ（符号W16）のAl含有
量が高すぎるためにアークが安定せず3時〜6時位置での
溶接ビードが不揃いとなった。

【０１０６】９）試験No.25および26においては、使用
ワイヤ（符号Wl）が本発明例であるにも拘わらず、シー
ルドガスの組成が不適切であるために溶接作業性が良く
ない。さらに詳しく説明すれば、純Arガス（符号G3）を
使用した試験No.25ではアーク安定性が悪く溶接全線に
融合不良の溶接欠陥が認められ、市販のAr＋2％0₂ガス
（符号G4）を使用した試験No.26では3時〜6時位置で溶
接ビードがたれ落ちやすく、溶接作業性は良好でなかっ
た。

【０１０７】

【発明の効果】本発明の溶接材料を使用すれば、10.5〜
14％程度のCrを含有するマルテンサイト系ステンレス鋼
（フエライト・マルテンサイト系ステンレス鋼を含む）
の溶接が、予熱も後熱処理（PWHT）もなしで、溶接割れ
の発生なしに実施できる。そして、溶接ままでの溶接金
属は、低温靭性、強度等の機械的性能、および耐食性に
優れている。従って、この溶接材料は、CO₂環境で使用
されるMoを含有しない鋼種には勿論、H₂S含有環境で使
用されるMo含有のスーパーマルテンサイト鋼の溶接に極
めて適する。

【０１０８】本発明の溶接材料は、全姿勢でのミグ溶接
を可能にする優れた溶接作業性を有する。従って、油井
環境で使用される上記鋼種の鋼管の突き合わせ円周溶接
に用いるのに特に好適である。

【図面の簡単な説明】

【図１】溶接試験片の作製要領を示す図である。

【図２】衝撃試験片の形状を示す図である。

【図３】４点曲げ耐ＳＳＣ性試験の試験片と試験要領を
示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ // Ｂ２３Ｋ 103:02 Ｂ２３Ｋ 103:02 (72)発明者 天谷 尚 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 (56)参考文献 特開 平10−146691（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−260101（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−277847（ＪＰ，Ａ) 特開 昭50−158545（ＪＰ，Ａ) 特開 昭47−33844（ＪＰ，Ａ) 特開2000−15447（ＪＰ，Ａ) 特公 昭50−24690（ＪＰ，Ｂ１) 特許3433790（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) B23K 35/30,9/16,9/23 C22C 38/00 - 38/60

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】質量％で、Cr：10.5〜14％、Ni：2〜7％、
   Mo：3％以下、C：0.03％以下を含有する低炭素マルテン
   サイト系ステンレス鋼の溶接に使用する溶接材料であっ
   て、同じく質量％で、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.1〜4.0
   ％、Cr：9.5〜14.0％、Ni：4.0〜9.0％、Mo：0.3〜4.0
   ％、Ti：0.05％を超えて0.50％まで、Ｗ：0〜2.0％、C
   u：0〜2.0％を含有し、残部がFeと不純物からなり、不
   純物としてのＣ、ＮおよびＰは、それぞれ0.03％以下、
   Ｓは0.01％以下、Alは0.04％以下に制限され、下記の
   （a）式で定義されるNiバランスが−0.7から2.0までの
   範囲であって、さらに下記の（b）式で定義されるCr当
   量が11から17までの範囲にあることを特徴とする溶接材
   料。 Niバランス（％）＝30×％C＋0.5×％Mn＋％Ni＋8.2 −1.1（1.5×％Si+％Cr＋％Mo）・・・・・（a）式 Cr当量（％）＝1.5×％Si＋％Cr＋％Mo ・・・・・（b）式
2. 【請求項２】前記(a)式で定義されるNiバランスおよび
   下記の(c)式で定義される耐孔食性指数がともに被溶接
   材である鋼管のそれら以上である請求項１の溶接材料を
   使用して、ガスシールドアーク溶接を行って得られた鋼
   管の溶接継手。 耐孔食性指数＝％Cr＋3.3×(％Mo＋0.5×％W)−(16.6×％C＋7.4×％N) ・・・・・(c)式
3. 【請求項３】容量％で30〜80％のHeおよび0.5〜1.5％の
   Ｏ_２を含み残部がArガスからなるシールドガスを用いて
   ガスシールドアーク溶接を行うことを特徴とする請求項
   ２の溶接継手の作製方法。