JP4196755B2

JP4196755B2 - Pipe welded joint of low carbon stainless steel pipe and its manufacturing method

Info

Publication number: JP4196755B2
Application number: JP2003188043A
Authority: JP
Inventors: 昌幸永井
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2003-06-30
Filing date: 2003-06-30
Publication date: 2008-12-17
Anticipated expiration: 2023-06-30
Also published as: JP2005023354A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接施工によりステンレス鋼管を配管する際に用いられる配管溶接継手とその製造方法に関する。さらに詳述すれば、本発明は、溶接後の耐食性の劣化を防止した、いわゆる非鋭敏化SCC 対策を施した配管溶接継手とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術の問題点】
従来は、化学工業プラント、原子力発電プラント等における各種配管には、通常の JIS規格のSUS304、316 型ステンレス鋼管が使用されていた。しかし、溶接部のHAZ 部での鋭敏化 (Cr炭化物の粒界析出によるCr欠乏層の生成) により、応力腐食割れ(SCC) が発生してしまう場合がある。このような問題を解消する鋼種として、低炭素SUS304、316 型ステンレス鋼が開発された。
【０００３】
かかる低炭素ステンレス鋼は、溶接後に二次的熱処理を必要としないことを特徴として開発され使用されているものである。
例えば特許文献１には、二次的熱処理を実施せず耐硝酸腐食性を高めた材料が開示されている。これは、溶接熱影響部の腐食はδフェライトとオーステナイトの界面にMoが濃縮することが原因であるとして、δフェライトが形成されない母材成分とした発明である。この成分系ではオーステナイトは線膨張率が高く熱収縮が大きくなり、変形性に富んだフェライトが存在しないことから、変形吸収性が不足し溶接割れが発生しやすくなる。
【０００４】
特許文献２には、低炭素ステンレス鋼の高濃度硝酸環境下の粒界腐食、SCC 対策が開示されており、それによれば、低炭素ステンレス鋼の粒界割れは、Laves 相またはχ相が粒界に析出することによるものであることに着目し、Ｖ、 Snの微量添加と特定条件の熱処理を行うものである。しかしながら、溶接施工されるときの熱影響および非鋭敏化SCC のへ考慮がなく、この技術では十分とは言えない。
【０００５】
【特許文献１】
特開平８−209309号公報
【特許文献２】
特開平６−184631号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
ここに、本発明の課題は、溶接施工されるステンレス鋼管の配管において溶接に伴う耐食性の劣化を防止した、いわゆる「非鋭敏化SCC 」に対する対策を施した配管溶接継手とその製造方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
従来、低炭素ステンレス鋼の溶接部におけるSCC(応力腐食割れ) は、予想されなかった新たな課題であり、当然ながら、これを解決する先行技術は見当たらない。
【０００８】
例えば、特許文献１にあっては、後述するように非鋭敏化SCC の大きな要因の一つである残留応力が上昇し耐SCC 性で不利である。
また、特許文献２は、ただ単に粒界での脆化防止を図るというに過ぎず、非鋭敏化SCC の要因については何一つ開示することも示唆することもない。
【０００９】
すなわち、低炭素ステンレス鋼は、これまで、配管溶接時の熱影響によっても鋭敏化が起こらないと考えられ、溶接後の熱処理は不要であると考えられてきた。そのため、これまでに低炭素ステンレス鋼の配管後に熱処理を行うことを前提にこれに適した鋼管の化学組成、熱処理条件を検討したものはない。
【００１０】
ここに、本発明者らは、上述の課題を達成すべく、種々検討を重ね、次のような知見を得た。
(i)低炭素JIS SUS316型ステンレス鋼であっても、700 ℃を超えた温度で鋭敏化処理を行うと粒界に金属間化合物が析出する。Moの増加と共にこれは顕著になり、これが、粒界脆化の一因である。
【００１１】
(ii) 開先加工の表層には切削加工による硬化層が存在する。これは転位密度が高く割れの起点となる。
(iii)配管溶接による溶接部近傍には700 ℃を超えて加熱される熱影響部が存在し、前記(i) の金属間化合物の粒界析出が存在する可能性がある。
【００１２】
(iv) 溶接部は縮径することで、内面近傍では軸方向に大きな引張残留応力が発生するとともに溶接部近傍の硬度が上昇し材料を脆化させている。つまり、SCC による亀裂進展を容易にしてしまう要因である。
【００１３】
(v)開先加工部内面には、切削油の極圧添加剤に由来するCl、Ｆ、Ｓ等のSCC に対する腐食加速物質 (単にSCC 加速物質とも云う) が存在し、加工後アルカリ脱脂液および／または溶剤により除去しても、完全には除去されずに表面で極圧反応膜として残存し、または表面の粗さに取り込まれ切削面に押し込まれている。これらが使用中に表面凹部に濃縮してSCC を加速する。切削油を使用しない場合でも、配管施工時に、作業者が手などで触れることでSCC に対するSCC 加速物質の付着がある。また、この種の配管が使用される化学工業プラント、原子力発電プラント等は海岸近くに多くが立地しているので、配管施工時に環境中のClを多量に含む海塩粒子の付着を避け得ない。
【００１４】
(vi)上記のような状態で使用するため、鋭敏化しない低炭素ステンレス鋼であってもSCC 割れが発生することがあるのである。
すなわち、低炭素ステンレス鋼にあっては、溶接部は鋭敏化されてないものの、開先加工内面の硬化層、溶接熱影響による金属間化合物の粒界析出、溶接熱変形による残留応力および硬化部分、SCC に対するSCC 加速物質 (Clイオン、Ｆイオン、SO₄イオン等を指す) のそれぞれの存在を要因とする新たなSCC(非鋭敏化SCC)が発生している。
【００１５】
本発明は溶接後に溶接部を加熱処理することによりこれらの問題を解消できることを見出したのである。
ここに、本発明は、溶接施工されるステンレス鋼管の配管に際して、配管開先加工の表面硬度上昇と切削油や環境中に含まれるSCC 加速物質の付着、熱影響による母材金属組織変化そして溶接熱変形による残留応力上昇と硬化に伴う耐食性の劣化を防止した、いわゆる非鋭敏化SCC 対策を行った配管溶接継手とその製造方法である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において化学組成、熱処理条件を上述のように限定した理由について説明する。なお、本明細書において、鋼の化学組成を示す「％」は、とくにことわりがない限り、「質量％」である。
【００１７】
図１は、通常のステンレス鋼管に見られた溶接熱影響部の鋭敏化による応力腐食割れの模式的説明図であり、図中、鋼管母材を溶接する溶接金属の周囲には鋭敏化部が生成しており、それに沿って割れは発生する。クロム欠乏層の存在領域と割れ発生領域とは一致している。
【００１８】
図２は、低炭素ステンレス鋼に見られる応力腐食割れを説明する模式図であり、この場合には、図１の場合と異なり、溶接開先部内面の硬化層から発生した割れは、溶接金属に向かって伸びている。
【００１９】
低炭素ステンレス鋼の溶接継手に見られるこのような割れには、本発明によれば、開先部における硬化層の存在およびClイオン、SO₄イオンなどのSCC 加速物質の存在が考えられる。
【００２０】
このように開先加工の内面硬化層の粒内割れを起点とし、その後、残留応力の引張主応力方向に沿って粒界割れとして進展するのである。
ここに、図３は、管端部縦断面における溶接開先部の拡大模式図であり、管端部の内面における開先部の内旋加工部には、図１、図２に示す加工硬化層が形成されており、その周囲には前述のSCC 加速物質が不可避的に存在する。
【００２１】
したがって、本発明によれば、配管溶接後に溶接部の熱処理を行うことで、上述のような割れ発生の原因を除くのである。
すなわち、溶接部を300 〜700 ℃に加熱する熱処理を行うことで、応力歪が開放され、硬度上昇部の軟化も見られ、さらに、切削油中のCl、Ｆ、Ｓ等付着物が飛散してしまうことから、溶接継手部におけるSCC の防止を効果的に図ることができる。
【００２２】
本発明において、鋼の化学組成を規定した理由は、次の通りである。
Ｃ
Ｃ量が、0.08％を超えると、溶接時の加熱により配管の結晶粒界にCr₂₃C₆の炭化物の析出が起こり、その結果粒界に沿ってCr欠乏層が形成し、耐粒界腐食性が劣化する。従って、Ｃ:0.08 ％以下とする。Ｃ含有量の下限は低いほど望ましいが、精錬時の脱炭時間の増大によりコスト増を招くため、0.001 ％以上とするのが好ましい。
【００２３】
Si
Siは脱酸剤として添加される元素である。不可避元素であり、0.1 ％以上が含まれる。1.0 ％を超えると熱間加工性を劣化させる。従って、Si:1.0％以下とする。好ましくは、0.2 〜0.6 ％である。
【００２４】
Mn
Mnは、精錬工程において脱硫、脱酸剤として添加される元素である。不可避的に含有され、0.1 ％以上は含まれる。2.0 ％を超えると熱間加工性を劣化させる。従って、Mn:2.0％以下とする。また、Mnは、溶接割れ防止に有効な元素であり、１％未満ではその効果は充分ではないことから、1 ％以上が望ましい。
【００２５】
Ｐ
Ｐは結晶粒界に偏析して、粒界の脆化をきたし耐SCC 性を劣化させると共に耐溶接割れ性にも悪影響を及ぼす不純物元素である。従って、Ｐ: 0.04％以下とする。
【００２６】
Ｓ
Ｓは硫化物の生成による選択的腐食による耐孔食性の低下、耐溶接割れ性の劣化をもたらす不純物元素である。従って、Ｓは0.01％以下とする。
【００２７】
Ni
Niはオーステナイト相を安定化させる効果を有する。オーステナイト系ステンレス鋼には通常５％以上含有される。しかし、20％を超えて添加するとオーステナイト組織が安定になりすぎ、鋳造時の凝固割れを引き起こす。溶接使用され、かつ高温高圧水による腐食環境下である原子力発電プラントの配管に用いる場合、8 〜16％に制限するのが望ましい。
【００２８】
Cr
Crはステンレス鋼表面に不動態皮膜を形成させる基本元素であり。本発明のステンレス鋼では少なくとも15％以上は必要であるが、Crはフェライト生成元素でもあり、25％を超えて添加するとオーステナイト組織の安定性が得られなくなるので25％を上限とする。溶接使用され、かつ高温高圧水による腐食環境下である原子力発電プラント用途の場合、16〜20％添加しておくことが望ましい。
【００２９】
本発明は、上記の化学組成を有するものであればよく、残部の化学組成については特に制限されないが、残部は鉄および不純物であることが好ましい。また、上記の化学組成成分のほか、下記の化学組成成分を含有させてもよい。
【００３０】
Mo
Moは、必要に応じて添加され、不働態皮膜の安定性を増し、耐孔食性の向上および表面粒界浸食防止に効果のある元素である。その効果は1.5 ％未満では充分でない。一方、３％を超えると金属間化合物析出が顕著となり耐SCC が劣化する。従って、添加する場合、Moは1.5 ％〜３％とする。
【００３１】
溶接部熱処理時の熱影響部において結晶粒界に析出する金属間化合物を抑制するためには上限を2.5 ％とすることが望ましい。
金属間化合物は、Moの増加と共に低温、短時間側で析出しやすくなるためである。
【００３２】
Moは、添加しない場合でも、製鋼原料、製鋼工程時の汚染により不可避的に最大0.5 ％混入してくるため、その場合には、上限は0.5 ％とする。
Ｎ
Ｎは、オーステナイト生成元素であると共に強度の向上に有効な元素であるが、不可避的に混入してくる元素であるため、本発明においてはとくに制限しない。しかし、低炭素ステンレス鋼は、炭素量の減少による強度低下を、Ｎの添加で補うことが行われる。
【００３３】
したがって、Ｎは、必要に応じて含有される。原子力発電プラント用途に適用する場合は、0.05％未満では強度向上が充分ではない。0.13％超になると窒化物の形成で耐食性に悪影響を与えるばかりでなく、加工性の低下を招く。従って、積極的に添加する場合、Ｎは0.05％〜0.13％とする。
【００３４】
Nb 、 Ti 、 Ta 、 Zr
Nb 、 Ti 、 Ta、 Zrの内一種以上を合計で0.01〜１％添加してもよい。鋼管製造時および溶接後の熱処理において炭化物、窒化物を生成し、これが微細に析出することにより、いわゆるピン留め効果により結晶粒成長を防止する効果が有り、0.01％以上でその効果が見られる。また１％超を添加してもその効果が飽和するばかりでなく、炭化物、窒化物が増加しまた大型化して脆化を招く。
【００３５】
結晶粒の粗粒化は、耐SCC 性劣化と亀裂進展速度の増加を引き起こすばかりでなく粒界反射により超音波探傷性を劣化させる。
本発明における溶接部の加熱処理の作用と条件限定理由を説明すると次の通りである。
【００３６】
本発明によれば、溶接部での残留応力の低減、加工硬化部の軟化、SCC 加速物質の低減をそれぞれ図るために、溶接後に、溶接部を300 〜700 ℃に加熱する熱処理を行う。
【００３７】
鋼管の突合せ溶接部では、溶接金属の凝固と冷却熱収縮により外径、内径が縮径変形する。溶接部から離れた鋼管部の変形拘束により、外面は軸圧縮、内面には軸引張の残留応力が発生する。この変形により溶接部近傍では硬度の上昇が見られる。また内面加工層では溶接部近傍数ミリの範囲では若干の軟化が見られるが、その部分を離れると内表面表層分の加工硬化層は残存している。
【００３８】
溶接部数ミリの領域以外は、溶接熱による温度上昇は小さく、300 ℃未満と予想され、SCC 加速物質の熱飛散も充分でない。
図４は、溶接ままと応力低減のため溶接後 200℃〜900 ℃に加熱し１Hr均熱後放冷した時 (以下、単にSR処理という) の残留応力の変化をグラフで示す。
【００３９】
残留応力測定法は、内面外面の軸方向および周方向に歪ゲージを貼り付けた後、その部分を配管より切り取った時の開放歪より算出した。
図４中、溶接ままでは外面圧縮 (図４では●“−”の値) 、内面引張 (○“＋”の値) の絶対値として大きな残留応力が存在する。300 ℃以上のSR処理で大きく低減している。SCC には引張残留応力が悪影響を及ぼすことより、引張残留応力を100N/mm²以下とし更には圧縮残留応力としておくことが望ましい。200 ℃のSR処理では引張残留応力の低減が不十分であり、本発明では300 ℃以上とした。
【００４０】
SR処理後の冷却方法を内面水冷とした場合、内面から外面に冷却速度分布が大きくなり、速く冷却される内面は、その後の外面側部分の冷却による熱収縮の影響を強く受けた結果として圧縮残留応力が残る傾向になる。その傾向はSR処理温度が高いほど冷却時の熱収縮量が大きく、強く現れる。一方、外面は引張残留応力が現れる。特に内面のSCC が問題となる場合においては、SR処理後の冷却方法として内面水冷を選択する。外面SCC に対しては不利である。
【００４１】
図５は、これらの関係をグラフで示す。
次に、配管内面に切削加工を行ったものから試験材を切り出し、200 ℃〜900 ℃に加熱し１Hr均熱後空冷のSR処理を実施し、軸方向断面にて切削加工した内面から0.05mm位置のマイクロビッカース硬さ試験を実施した。
【００４２】
図６はこれらの実験結果をまとめて示すグラフである。
図６から分かるように切削ままでは硬度が高い。200 ℃からやや軟化し500 ℃までは徐々に軟化する。500 ℃を超えると急激な軟化が見られる。SCC を防止する上では250Hv 以下が望ましく、600 ℃以上がさらに望ましい。
【００４３】
次に、極圧添加剤としてCl、 S を含む切削油を使用して内面切削後アルカリ脱脂した配管を用い、加熱した時の発生ガスの分析を行った。各温度に均熱後５分間管内ガスを吸引し純水中に捕集する。捕集水をイオンクロマトグラフにてClイオン、SO₄イオン濃度を分析した。200 ℃、600〜900 ℃では分析定量限界以下（1ppm以下）である。
【００４４】
図７は、このときの実験結果をまとめて示すグラフであり、これからも分かるように、切削面に残存するCl、 S 分は200 ℃では分解飛散せず、300 ℃〜500 ℃で発生しており、700 ℃以上になると定量下限以下となった。切削面に残存していたものが700 ℃までに全て飛散している。
【００４５】
これらの結果から、SCC 加速物質であるCl、S はSR処理により除去可能であることが分かる。
これは環境中より付着したCl、S についても同様である。これらは切削加工時に押し込まれていない分だけ容易に飛散する。
【００４６】
SR 熱処理温度の限定理由
SR処理の温度加熱の下限は、残留応力の除去、軟化、SCC 加速物質の熱飛散という観点からは300 ℃とする。
【００４７】
その効果を十分に引き出すためには前述の図４〜７に示すとおり600 ℃以上とすることが望ましい。
SR処理の加熱温度の上限は、以下の理由で700 ℃とする。
【００４８】
溶接金属は、溶接割れ防止の観点より５％程度のフェライト量が析出するような成分とするのが一般的であり、このフェライトは溶接ままでは溶接時の熱変形の吸収性に富むδフェライトであるが、本鋼種の場合700 ℃以上の熱処理によりδフェライトが脆いσ相に変化する。また700 ℃以上になると配管母材においても粒界に金属間化合物が析出し耐SCC 性が劣化をきたす。このためSR処理の加熱温度の上限を700 ℃とする。
【００４９】
SR処理の均熱時間は、材料温度がこの範囲の所定温度で30分保持されれば良い。
加熱方法は外面からの加熱を行うが、例えば外面からの高周波加熱法がある。
【００５０】
加熱処理後は、冷却されるが、所定値以上の圧縮残留応力を確保するためには、このときの冷却は急冷を行う。特に内面のSCC 割れに対しては内面急冷が良い。かかる態様によれば、内面圧縮残留応力を付与することができる。もちろん、内外面急冷でも可能である。
【００５１】
このような内面圧縮残留応力を付与するには、熱処理後に配管内面に冷却水を流す事で実現できる。
次に、本発明における鋼管、溶接継手の製造法について説明する。
【００５２】
電気炉その他ステンレス鋼にて常用される溶解炉で溶鋼とした後、AOD 炉、VOD 炉その他常用される精錬炉にて成分調整を行う。その後インゴット法または連続鋳造法等の常用される造塊法にて鋼塊を得る。
【００５３】
鋼管は、鋼塊より直接もしくは鍛造または圧延した後、熱間押出法、エルハルトプッシュベンチ法、マンネスマン製管法等の常用される熱間製管法により製造する。必要に応じてこれを更に抽伸法、冷間圧延法等の冷間加工法を加えて鋼管を得る。鋼管には固溶化熱処理を実施する。必要であれば鋼管には内外切削、研削が実施され、曲がり取り、所定長さに切断される。鋼管端部には突合せ溶接用に開先加工を実施する。
【００５４】
管継手類は種々の形状に応じて鋼塊より直接もしくは鍛造または圧延した後、熱間加工法、鋼管からの熱間および／または冷間加工により所定の形状とし、固溶化熱処理を実施する。必要であれば鋼管には内外切削、研削が実施され、所定形状へ仕上られる。端部には突合せ溶接用に開先加工を実施する。
【００５５】
ここで、このような鋼管または管継手は溶接され本発明にかかる配管溶接継手および配管を構成する。
本発明において使用する溶接はTIG 溶接、被覆アーク溶接等一般的な溶接法である。
【００５６】
溶接金属は、溶接割れ防止のため配管母材よりもフェライト量が多くなる成分のものが使用されるのが一般的である。本発明おいても同様のものを使用する。ここに、本発明における配管溶接継手の態様としては、端部に開先加工を行った鋼管同士を直接接合することで構成してもよく、同様に端部を開先加工した継手部材を介在させて鋼管同士を接合して構成してもよい。
【００５７】
配管を溶接施工後にSR処理をするが、その場合、溶接部を外面から加熱できる方法を取るのが良い。例えば高周波加熱法により溶接部の加熱処理を行うことができる。
【００５８】
溶接熱変形部を同時に加熱するため、少なくともこの変形部の長さに相当する長さの加熱長さが必要である。通常の場合、溶接部を中心に100L程度の加熱長さがあればよい。
【００５９】
冷却装置は、内面圧縮残留応力を付与するには内面冷却として配管内面に冷却水を流せるような設備としておく。目的に応じて、内面水冷が選択可能にしておく。また、溶接部熱処理でより確実に内面引張り残留応力を低減する目的で、加熱時から外面を内面より高温になるよう肉厚方向に温度勾配を付与した加熱を行い、冷却時にも外面より内面が低温になるような温度勾配を維持した熱処理を行うことがある。これを実現するため、加熱時より内面に冷却水を流すことも可能である。このうちの熱処理方法を目的に応じて選択すればよい。
【００６０】
次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに具体的に説明する。
【００６１】
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼を電気炉にて溶解し、AOD 炉にて成分調整後にインゴット法にて鋼塊を製造する。
【００６２】
鋼塊より鍛造法にて丸鋼にし、所定長さに切断し穴繰り加工と端面および外面切削加工を行い押出用素材を得る。これをユジーンセジュルネ式熱間押出製管法にて製管し、鋼管とする。この鋼管を固溶化熱処理として1060℃に加熱し３分保持後、水冷を実施し、曲がり取りを行う、所定長さに切断後、脱スケ−ル酸洗を実施する。次いで旋盤により開先加工を行い、溶接継手用鋼管とする。開先加工には極圧剤としてＳを含有する切削油を使用し、加工終了後に溶剤で切削油を除去した。開先加工の形状は、図３に示す通りである。
【００６３】
溶接継手用鋼管の寸法は、外径216.3mm 、内径170.3mm 、肉厚23.0mm 、長さ500 mmである。
このようにして用意された溶接継手用鋼管は、開先部を突き合わせて、被覆アーク溶接にて上記鋼管同士を接続する。
【００６４】
被覆アーク溶接により溶接継手を形成してから、溶接部の応力除去熱処理を行うが、本例では、高周波加熱法により表１の条件で加熱と冷却を実施する。
このようにして得た配管溶接継手について次の各種試験によりその特性を評価する。
【００６５】
残留応力については、溶接部の内外表面に歪ゲージを貼り付け切り出し法にて内外面軸方向残留応力を求める。
次いで、マイクロビッカース硬度試験により、溶接部近傍熱処理部での内表面0.05mm深さ位置での縦断面最大硬度を調査する。
【００６６】
内外表面をスワブ試験による塩化物、フッ化物、硫化物に関する付着物を測定し、合計値を単位表面積当たりで評価する。
溶接部近傍の縦断面腐食試験は、10％蓚酸による粒界腐食試験により行う。
【００６７】
これらの試験結果は、表１にまとめて示す。
本発明に従い溶接部を加熱処理することでSCC 要因の除去改善が確実になされており、応力腐食割れ防止に優れた性能を発揮する。
【００６８】
【表１】

【００６９】
本発明によれば、非鋭敏化SCC の要因である硬さの低下、引張残留応力の低減、SCC 加速物質の除去が確実になされており、応力腐食割れ性に優れた性能を発揮する。特に内面のSCC が問題である場合、内面水冷を実施した実施例２、４、６、８、10、12、14、17において内面軸方向引張応力の低減効果が空冷の場合より大きく有効である。
【００７０】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、ステンレス鋼管の溶接部SCC 問題が防止できることから各種プラントの配管寿命向上、操業上のトラブルによる損失防止が図れる。特に、BWR 原子力発電プラントにおける低炭素ステンレス鋼管の非鋭敏化SCC 割れ問題が防止できるから、本発明にかかるステンレス鋼管の配管溶接継手を採用することにより、BWR 原子力発電プラントの安全性を高め且つプラントの運転効率の向上が期待できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来技術における溶接熱影響部の鋭敏化による応力腐食割れの模式的説明図である。
【図２】低炭素ステンレス鋼に見られる応力腐食割れの模式的説明図である。
【図３】溶接開先部の形状の模式的説明図である。
【図４】管内面および外面のそれぞれにおける応力除去熱処理温度と残留応力との関係を示すグラフである。
【図５】応力除去熱処理温度と残留応力との関係を示すグラフである。
【図６】応力除去熱処理温度と硬さとの関係を示すグラフである。
【図７】応力除去熱処理温度と熱飛散するSCC 加速物質濃度との関係を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a pipe welded joint used when piping a stainless steel pipe by welding and a manufacturing method thereof. More specifically, the present invention relates to a pipe welded joint that has been subjected to so-called non-sensitized SCC countermeasures that prevent deterioration of corrosion resistance after welding, and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Problems of conventional technology]
Conventionally, JIS standard SUS304 and 316 type stainless steel pipes were used for various pipes in chemical industrial plants and nuclear power plants. However, stress corrosion cracking (SCC) may occur due to sensitization at the HAZ part of the weld (generation of Cr-deficient layer due to grain boundary precipitation of Cr carbide). Low-carbon SUS304 and 316 type stainless steels have been developed as steel types that can solve these problems.
[0003]
Such low carbon stainless steel has been developed and used with the feature that it does not require a secondary heat treatment after welding.
For example, Patent Document 1 discloses a material that has improved nitric acid corrosion resistance without performing a secondary heat treatment. This is an invention in which the corrosion of the weld heat-affected zone is caused by the concentration of Mo at the interface between δ ferrite and austenite, and is used as a base material component in which δ ferrite is not formed. In this component system, austenite has a high coefficient of linear expansion and a large thermal contraction, and since there is no ferrite with high deformability, deformation absorptivity is insufficient and weld cracking is likely to occur.
[0004]
Patent Document 2 discloses a countermeasure against intergranular corrosion and SCC in a high-concentration nitric acid environment of low carbon stainless steel. According to it, the intergranular cracking of low carbon stainless steel is caused by the Laves phase or the χ phase. Focusing on the fact that it is caused by precipitation at the boundary, a small amount of V and Sn are added and heat treatment is performed under specific conditions. However, this technique is not sufficient because there is no consideration of thermal effects and non-sensitized SCC when welding.
[0005]
[Patent Document 1]
JP-A-8-209309 [Patent Document 2]
JP-A-6-184631 [0006]
[Problems to be solved by the invention]
Here, an object of the present invention is to provide a pipe-welded joint and a method for manufacturing the same, in which a measure against so-called “non-sensitized SCC” is provided, which prevents deterioration of corrosion resistance associated with welding in a pipe of a stainless steel pipe to be welded. That is.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
Conventionally, SCC (stress corrosion cracking) in welds of low-carbon stainless steel is a new problem that was not anticipated, and of course, there is no prior art that can solve this problem.
[0008]
For example, Patent Document 1 is disadvantageous in SCC resistance because residual stress, which is one of the major factors of non-sensitized SCC, increases as described later.
Further, Patent Document 2 merely aims to prevent embrittlement at grain boundaries, and does not suggest any disclosure of the cause of non-sensitized SCC.
[0009]
That is, it has been considered that low carbon stainless steel has not been sensitized by heat effects during pipe welding so far and does not require heat treatment after welding. For this reason, there has been no study on the chemical composition and heat treatment conditions of a steel pipe suitable for the heat treatment after piping of low carbon stainless steel.
[0010]
Here, the present inventors have made various studies in order to achieve the above-described problems, and obtained the following knowledge.
(i) Even if it is a low carbon JIS SUS316 type stainless steel, an intermetallic compound precipitates at grain boundaries when sensitized at a temperature exceeding 700 ° C. This becomes more prominent with the increase of Mo, which contributes to grain boundary embrittlement.
[0011]
(ii) There is a hardened layer by cutting on the surface layer of the groove processing. This is a high dislocation density and becomes the starting point of cracking.
(iii) There is a heat-affected zone that is heated to over 700 ° C. in the vicinity of the welded portion by pipe welding, and there is a possibility that the intermetallic compound of (i) described above exists.
[0012]
(iv) By reducing the diameter of the weld, a large tensile residual stress is generated in the axial direction in the vicinity of the inner surface, and the hardness in the vicinity of the weld increases to make the material brittle. In other words, it is a factor that facilitates crack growth by SCC.
[0013]
(v) On the inner surface of the groove processed part, there are corrosion accelerating substances against SCC such as Cl, F, S, etc. derived from the extreme pressure additive of cutting oil (also called SCC accelerating substance). Even if it is removed by a solvent, it is not completely removed but remains as an extreme pressure reaction film on the surface, or is taken into the surface roughness and pushed into the cutting surface. These concentrate in surface recesses during use and accelerate SCC. Even when no cutting oil is used, the SCC acceleration material adheres to the SCC when the operator touches it with hands during piping construction. In addition, many chemical industrial plants, nuclear power plants, etc. that use this type of piping are located near the coast, so it is inevitable that sea salt particles containing a large amount of Cl in the environment are attached during piping construction. .
[0014]
(vi) Since it is used in the above-described state, SCC cracks may occur even with low carbon stainless steel that is not sensitized.
That is, in the low carbon stainless steel, although the welded portion is not sensitized, the hardened layer on the inner surface of the groove processing, the intergranular precipitation of intermetallic compounds due to the effect of welding heat, the residual stress and the hardened portion due to welding thermal deformation A new SCC (unsensitized SCC) has been generated due to the presence of SCC accelerators (referring to Cl ions, F ions, SO ₄ ions, etc.) for SCC.
[0015]
The present invention has found that these problems can be solved by heat-treating the weld after welding.
Here, the present invention relates to an increase in the surface hardness of pipe groove processing, adhesion of SCC acceleration substances contained in cutting oil and the environment, changes in the base metal structure due to thermal effects, and welding when piping stainless steel pipes to be welded. This is a pipe welded joint with a so-called non-sensitized SCC countermeasure that prevents the increase in residual stress due to thermal deformation and the deterioration of corrosion resistance due to hardening, and its manufacturing method.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Next, the reason why the chemical composition and the heat treatment conditions are limited as described above in the present invention will be described. In the present specification, “%” indicating the chemical composition of steel is “% by mass” unless otherwise specified.
[0017]
FIG. 1 is a schematic explanatory view of stress corrosion cracking due to sensitization of a weld heat-affected zone seen in a normal stainless steel pipe. In the figure, there is a sensitization zone around the weld metal that welds the steel pipe base material. It is generated and cracks occur along it. The existence region of the chromium-deficient layer and the crack generation region coincide with each other.
[0018]
FIG. 2 is a schematic diagram for explaining stress corrosion cracking observed in low carbon stainless steel. In this case, unlike the case of FIG. 1, the crack generated from the hardened layer on the inner surface of the weld groove is weld metal. It stretches toward.
[0019]
According to the present invention, the presence of a hardened layer in the groove and the presence of SCC accelerating substances such as Cl ions and SO ₄ ions can be considered for such cracks found in welded joints of low carbon stainless steel.
[0020]
In this way, the intragranular cracking of the inner surface hardened layer of the groove processing starts as a starting point, and then progresses as a grain boundary crack along the tensile principal stress direction of the residual stress.
FIG. 3 is an enlarged schematic view of the weld groove portion in the longitudinal section of the pipe end portion, and the work hardening shown in FIGS. 1 and 2 is applied to the inner turning portion of the groove portion on the inner surface of the pipe end portion. A layer is formed, and the aforementioned SCC accelerating substance is unavoidably present around the layer.
[0021]
Therefore, according to the present invention, the cause of cracking as described above is eliminated by heat-treating the welded portion after pipe welding.
That is, by performing a heat treatment that heats the weld to 300 to 700 ° C., stress strain is released, and the hardness-increased portion is also softened. Further, deposits such as Cl, F, and S in the cutting oil are scattered. Therefore, it is possible to effectively prevent SCC at the welded joint.
[0022]
In the present invention, the reason for defining the chemical composition of steel is as follows.
C
When the amount of C exceeds 0.08%, precipitation of Cr ₂₃ C ₆ carbides occurs at the crystal grain boundaries of the piping due to heating during welding, resulting in the formation of Cr-deficient layers along the grain boundaries, resulting in intergranular corrosion resistance. Deteriorates. Therefore, C: 0.08% or less. The lower limit of the C content is desirable, but it is preferably 0.001% or more because an increase in cost is caused by an increase in decarburization time during refining.
[0023]
Si
Si is an element added as a deoxidizer. It is an inevitable element and contains 0.1% or more. If it exceeds 1.0%, the hot workability deteriorates. Accordingly, Si: 1.0% or less. Preferably, it is 0.2 to 0.6%.
[0024]
Mn
Mn is an element added as a desulfurization and deoxidizer in the refining process. It is inevitably contained, and 0.1% or more is contained. If it exceeds 2.0%, the hot workability deteriorates. Therefore, Mn: 2.0% or less. Mn is an element effective for preventing weld cracking, and if it is less than 1%, its effect is not sufficient, so 1% or more is desirable.
[0025]
P
P is an impurity element that segregates at the crystal grain boundaries, embrittles the grain boundaries, degrades SCC resistance, and adversely affects weld crack resistance. Therefore, P: 0.04% or less.
[0026]
S
S is an impurity element that causes a decrease in pitting corrosion resistance due to selective corrosion due to the formation of sulfides and a deterioration in weld crack resistance. Accordingly, S is set to 0.01% or less.
[0027]
Ni
Ni has the effect of stabilizing the austenite phase. Austenitic stainless steel usually contains 5% or more. However, if added over 20%, the austenite structure becomes too stable and causes solidification cracking during casting. When it is used for piping of nuclear power plants that are used for welding and corrosive environment with high temperature and high pressure water, it is desirable to limit to 8 to 16%.
[0028]
Cr
Cr is a basic element that forms a passive film on the surface of stainless steel. In the stainless steel of the present invention, at least 15% is necessary, but Cr is also a ferrite-forming element, and if added over 25%, the stability of the austenite structure cannot be obtained, so the upper limit is 25%. In the case of a nuclear power plant application that is used for welding and is in a corrosive environment with high-temperature and high-pressure water, it is desirable to add 16 to 20%.
[0029]
The present invention is not limited as long as it has the chemical composition described above, and the remaining chemical composition is not particularly limited, but the remainder is preferably iron and impurities. In addition to the above chemical composition components, the following chemical composition components may be included.
[0030]
Mo
Mo is an element that is added as necessary to increase the stability of the passive film, and is effective in improving pitting corrosion resistance and preventing surface grain boundary erosion. The effect is not sufficient if it is less than 1.5%. On the other hand, if it exceeds 3%, precipitation of intermetallic compounds becomes prominent and SCC resistance deteriorates. Therefore, when added, Mo is made 1.5% to 3%.
[0031]
In order to suppress intermetallic compounds precipitated at the grain boundaries in the heat-affected zone during the heat treatment of the weld zone, the upper limit is desirably set to 2.5%.
This is because intermetallic compounds are likely to precipitate at a low temperature for a short time as Mo increases.
[0032]
Even if Mo is not added, up to 0.5% is inevitably mixed due to contamination during the steelmaking raw material and steelmaking process. In this case, the upper limit should be 0.5%.
N
N is an austenite-generating element and an element effective for improving the strength. However, N is an element that is inevitably mixed, and is not particularly limited in the present invention. However, in the low carbon stainless steel, the strength reduction due to the decrease in the carbon content is compensated by the addition of N.
[0033]
Therefore, N is contained as necessary. When applied to a nuclear power plant, the strength is not sufficiently improved at less than 0.05%. If it exceeds 0.13%, the formation of nitride not only adversely affects the corrosion resistance, but also causes a decrease in workability. Therefore, when actively adding, N is made 0.05% to 0.13%.
[0034]
Nb , Ti , Ta , Zr
One or more of Nb, Ti, Ta, and Zr may be added in a total amount of 0.01 to 1%. Carbides and nitrides are produced during the steel pipe manufacturing and post-weld heat treatment, and these precipitates finely, so that there is an effect of preventing crystal grain growth by a so-called pinning effect, and the effect is seen at 0.01% or more. Even if adding over 1%, the effect is not only saturated, but also carbides and nitrides increase and the size increases, leading to embrittlement.
[0035]
Grain coarsening not only causes deterioration of SCC resistance and crack growth rate, but also degrades ultrasonic flaw detection by grain boundary reflection.
The operation of the heat treatment of the welded portion and the reason for limiting the conditions in the present invention will be described as follows.
[0036]
According to the present invention, in order to reduce the residual stress in the welded portion, soften the work-hardened portion, and reduce the SCC acceleration substance, heat treatment is performed to heat the welded portion to 300 to 700 ° C. after welding.
[0037]
At the butt weld of a steel pipe, the outer diameter and inner diameter are deformed by solidification of the weld metal and cooling heat shrinkage. Due to the deformation restraint of the steel pipe portion away from the welded portion, the outer surface generates axial compression and the inner surface generates axial tensile residual stress. Due to this deformation, an increase in hardness is observed in the vicinity of the weld. Further, in the inner surface processed layer, a slight softening is observed in the range of several millimeters in the vicinity of the welded portion, but the work hardened layer corresponding to the inner surface layer remains when leaving that portion.
[0038]
Except for the area of several millimeters of weld, the temperature rise due to welding heat is small and is expected to be less than 300 ° C, and the heat dissipation of SCC acceleration material is not sufficient.
FIG. 4 is a graph showing a change in residual stress when heated to 200 ° C. to 900 ° C. after welding and allowed to cool after soaking for 1 hour (hereinafter simply referred to as SR treatment) in order to reduce stress as it is.
[0039]
The residual stress measurement method was calculated from the open strain when a strain gauge was attached in the axial direction and the circumferential direction on the outer surface of the inner surface and the portion was cut off from the pipe.
In FIG. 4, there is a large residual stress as an absolute value of outer surface compression (value of “−” in FIG. 4) and inner surface tension (value of “+” in FIG. 4) as-welded. It is greatly reduced by SR treatment at 300 ° C or higher. Since tensile residual stress has an adverse effect on SCC, it is desirable that the tensile residual stress be 100 N / mm ² or less, and further compressive residual stress. The SR treatment at 200 ° C. does not sufficiently reduce the tensile residual stress. In the present invention, the temperature is set to 300 ° C. or higher.
[0040]
When the cooling method after SR treatment is inner surface water cooling, the cooling rate distribution increases from the inner surface to the outer surface, and the inner surface that is cooled quickly is compressed as a result of being strongly affected by the heat shrinkage of the subsequent outer surface side cooling. Residual stress tends to remain. The tendency is more pronounced as the SR treatment temperature is higher and the amount of heat shrinkage during cooling is larger. On the other hand, tensile residual stress appears on the outer surface. In particular, when internal SCC is a problem, internal water cooling is selected as the cooling method after SR treatment. It is disadvantageous for external SCC.
[0041]
FIG. 5 shows these relationships graphically.
Next, a test material is cut out from the inner surface of the pipe cut, heated to 200 ° C to 900 ° C, subjected to SR treatment after air soaking for 1 hour, and 0.05mm from the inner surface cut in the axial section. A micro Vickers hardness test of the position was performed.
[0042]
FIG. 6 is a graph collectively showing the results of these experiments.
As can be seen from FIG. 6, the hardness is high as it is cut. It softens slightly from 200 ° C and gradually softens to 500 ° C. When the temperature exceeds 500 ° C, rapid softening is observed. In order to prevent SCC, 250Hv or less is desirable, and 600 ° C or more is more desirable.
[0043]
Next, the gas generated when heated was analyzed using piping that had been subjected to alkali degreasing after internal cutting using cutting oil containing Cl and S as extreme pressure additives. After soaking to each temperature, the gas in the tube is sucked for 5 minutes and collected in pure water. The collected water was analyzed by ion chromatography for Cl ion and SO ₄ ion concentrations. At 200 ° C and 600-900 ° C, it is below the limit of analytical quantification (1 ppm or less).
[0044]
FIG. 7 is a graph summarizing the experimental results at this time. As can be seen, the Cl and S components remaining on the cutting surface are not decomposed and scattered at 200 ° C., but are generated at 300 ° C. to 500 ° C. When the temperature reached 700 ° C or higher, it was below the lower limit of quantification. Anything remaining on the cut surface is scattered by 700 ° C.
[0045]
These results show that Cl and S, which are SCC accelerators, can be removed by SR treatment.
The same applies to Cl and S deposited from the environment. These scatter easily as much as they are not pushed in during the cutting process.
[0046]
Reason for limiting SR heat treatment temperature
The lower limit of SR treatment temperature heating is set to 300 ° C from the viewpoint of removal of residual stress, softening, and heat dissipation of SCC accelerated material.
[0047]
In order to fully bring out the effect, it is desirable that the temperature be 600 ° C. or higher as shown in FIGS.
The upper limit of the SR treatment heating temperature is 700 ° C. for the following reasons.
[0048]
The weld metal is generally made of a component that precipitates about 5% of ferrite from the viewpoint of preventing weld cracking. This ferrite is a δ-ferrite that absorbs heat distortion during welding as it is welded. However, in the case of this steel type, δ ferrite changes to a brittle σ phase by heat treatment at 700 ° C. or higher. When the temperature exceeds 700 ° C, intermetallic compounds precipitate at the grain boundaries even in the pipe base material, and the SCC resistance deteriorates. Therefore, the upper limit of the SR treatment heating temperature is set to 700 ° C.
[0049]
The soaking time of the SR treatment may be maintained for 30 minutes at a predetermined temperature within this range.
As a heating method, heating from the outer surface is performed. For example, there is a high-frequency heating method from the outer surface.
[0050]
Although it cools after heat processing, in order to ensure the compressive residual stress more than a predetermined value, the cooling at this time performs rapid cooling. Especially for internal SCC cracking, internal quenching is good. According to this aspect, the inner surface compressive residual stress can be applied. Of course, rapid cooling inside and outside is also possible.
[0051]
The application of such internal compressive residual stress can be realized by flowing cooling water to the pipe inner surface after the heat treatment.
Next, the manufacturing method of the steel pipe in this invention and a welded joint is demonstrated.
[0052]
After making molten steel in a melting furnace commonly used in electric furnaces and other stainless steels, the components are adjusted in an AOD furnace, VOD furnace and other commonly used refining furnaces. Thereafter, a steel ingot is obtained by a conventional ingot-making method such as an ingot method or a continuous casting method.
[0053]
The steel pipe is manufactured directly from a steel ingot, or after forging or rolling, and then manufactured by a commonly used hot pipe manufacturing method such as a hot extrusion method, an Erhard push bench method, or a Mannesmann pipe manufacturing method. If necessary, this is further subjected to a cold working method such as drawing or cold rolling to obtain a steel pipe. The steel pipe is subjected to solution heat treatment. If necessary, the steel pipe is subjected to internal and external cutting and grinding, bent, and cut to a predetermined length. The end of the steel pipe is grooved for butt welding.
[0054]
The pipe joints are directly or forged or rolled from a steel ingot according to various shapes, and are then formed into a predetermined shape by hot working, hot and / or cold working from a steel pipe, and a solution heat treatment is performed. If necessary, the steel pipe is subjected to internal and external cutting and grinding, and finished into a predetermined shape. At the end, groove processing is performed for butt welding.
[0055]
Here, such a steel pipe or pipe joint is welded to form a pipe welded joint and pipe according to the present invention.
The welding used in the present invention is a general welding method such as TIG welding or covered arc welding.
[0056]
In general, a weld metal having a component having a larger ferrite content than a pipe base material is used to prevent weld cracking. The same thing is used also in this invention. Here, as an aspect of the pipe welded joint in the present invention, it may be configured by directly joining the steel pipes which have been subjected to the groove processing at the end portion, and similarly, a joint member having the groove processed at the end portion is interposed. The steel pipes may be joined together.
[0057]
SR treatment is performed after the pipe is welded. In that case, it is better to take a method that can heat the weld from the outside. For example, the heat treatment of the welded portion can be performed by a high frequency heating method.
[0058]
In order to heat the welded heat deformed portion at the same time, at least a heating length corresponding to the length of the deformed portion is required. In normal cases, a heating length of about 100 L is sufficient, centering on the weld.
[0059]
The cooling device is set up such that cooling water can be flowed to the inner surface of the pipe as inner surface cooling in order to apply the inner surface compressive residual stress. Depending on the purpose, internal water cooling can be selected. Also, for the purpose of more reliably reducing the internal tensile residual stress by heat treatment at the weld zone, heating is performed with a temperature gradient in the thickness direction so that the outer surface is heated to a higher temperature than the inner surface from the time of heating, and the inner surface from the outer surface is also cooled during cooling. There is a case where heat treatment is performed while maintaining a temperature gradient that is low. In order to realize this, it is possible to flow cooling water on the inner surface from the time of heating. Of these, the heat treatment method may be selected according to the purpose.
[0060]
Next, the effects of the present invention will be described more specifically with reference to examples.
[0061]
【Example】
Steel with the chemical composition shown in Table 1 is melted in an electric furnace, and after adjusting the components in an AOD furnace, a steel ingot is produced by the ingot method.
[0062]
The steel ingot is made into a round steel by a forging method, cut into a predetermined length, drilled, end face and outer face cut to obtain an extrusion material. This is made into a steel pipe by the Eugene Sejurne type hot extrusion pipe making method. This steel pipe is heated to 1060 ° C. as a solution heat treatment, held for 3 minutes, then cooled with water, bent off, cut into a predetermined length, and then descaled and pickled. Next, groove processing is performed with a lathe to obtain a steel pipe for a welded joint. A cutting oil containing S as an extreme pressure agent was used for the groove processing, and the cutting oil was removed with a solvent after the processing was completed. The shape of the groove processing is as shown in FIG.
[0063]
The dimensions of the steel pipe for welded joints are an outer diameter of 216.3 mm, an inner diameter of 170.3 mm, a wall thickness of 23.0 mm, and a length of 500 mm.
Thus prepared steel pipes for welded joints are joined to each other by clad arc welding with the groove portions abutted against each other.
[0064]
After forming a welded joint by covered arc welding, stress-relieving heat treatment is performed on the welded portion. In this example, heating and cooling are performed under the conditions shown in Table 1 by a high-frequency heating method.
The characteristics of the pipe welded joint thus obtained are evaluated by the following various tests.
[0065]
As for the residual stress, the residual stress in the axial direction on the inner and outer surfaces is obtained by pasting a strain gauge on the inner and outer surfaces of the welded portion.
Next, the maximum hardness of the longitudinal section at the depth position of 0.05 mm on the inner surface of the heat-treated portion near the welded portion is examined by a micro Vickers hardness test.
[0066]
The inner and outer surfaces are measured for deposits related to chloride, fluoride and sulfide by swab test, and the total value is evaluated per unit surface area.
The longitudinal section corrosion test in the vicinity of the weld is performed by a grain boundary corrosion test with 10% oxalic acid.
[0067]
These test results are summarized in Table 1.
The heat treatment of the welded portion according to the present invention ensures the removal and improvement of the SCC factor, and exhibits excellent performance in preventing stress corrosion cracking.
[0068]
[Table 1]

[0069]
According to the present invention, the reduction in hardness, the reduction in tensile residual stress, and the removal of the SCC accelerating substance, which are the causes of non-sensitized SCC, are ensured, and the performance excellent in stress corrosion cracking property is exhibited. In particular, when SCC on the inner surface is a problem, in Examples 2, 4, 6, 8, 10, 12, 14, and 17 in which inner surface water cooling is performed, the effect of reducing the inner surface axial tensile stress is more effective than in the case of air cooling. .
[0070]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the present invention, since the SCC problem of the welded portion of the stainless steel pipe can be prevented, it is possible to improve the piping life of various plants and prevent loss due to operational troubles. In particular, since the problem of non-sensitized SCC cracking of low carbon stainless steel pipes in BWR nuclear power plants can be prevented, the use of the stainless steel pipe welded joints according to the present invention increases the safety of BWR nuclear power plants and The improvement of driving efficiency can be expected.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic explanatory view of stress corrosion cracking due to sensitization of a weld heat affected zone in the prior art.
FIG. 2 is a schematic explanatory view of stress corrosion cracking observed in low carbon stainless steel.
FIG. 3 is a schematic explanatory view of a shape of a weld groove portion.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the stress relief heat treatment temperature and the residual stress on each of the tube inner surface and the outer surface.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between stress removal heat treatment temperature and residual stress.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between stress relief heat treatment temperature and hardness.
FIG. 7 is a graph showing the relationship between the stress relief heat treatment temperature and the concentration of the SCC accelerated substance that scatters heat.

Claims

In mass%, C: 0.08% or less, Si: 1% or less, Mn: 2% or less, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Ni: 5 to 20%, Cr: 15 comprises 25%, the balance being a pipe welded joint of a steel pipe having a chemical composition of Fe and impurities, the weld of the welded joint, obtained by the SR treatment for soaking 30 minutes or more to 300 to 700 ° C. In addition, the welded portion of the weld joint has an inner surface tensile residual stress of 100 N / mm ² or less, a hardness of 250 Hv or less, and a total adhesion amount of SCC acceleration substances containing chloride, sulfide or fluoride on both the inner and outer surfaces. A pipe welded joint characterized by being 1 mg / m ² or less.

The pipe welded joint according to claim 1 , wherein the chemical composition further contains Mo: 1.5 to 3% by mass.

3. The chemical composition according to claim 1, wherein the chemical composition further includes 0.01 to 1% in total of one or more selected from the group consisting of Nb, Ti, Ta, and Zr by mass%. Pipe welded joint.

A low carbon stainless steel pipe excellent in non-sensitized SCC properties, comprising the pipe welded joint according to any one of claims 1 to 3 .