JP5013030B1 - 二相ステンレス溶接継手 - Google Patents

Abstract

大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑えることができ、高温塩化物環境下における耐ＳＣＣ性に優れた二相ステンレス溶接継手を提供する。本発明による二相ステンレス溶接継手の溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：７．００〜１２．００％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｍｏ：１〜４％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下及びＯ：０．０３５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（３）を満たす。
２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６ （１）
Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００ （３）
ここで、式（１）及び式（３）中の元素記号には、前記母材又は前記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
【選択図】図２

Description

本発明は、二相ステンレス溶接継手に関し、さらに詳しくは、母材と溶接金属とを備える二相ステンレス溶接継手に関する。

油田、ガス田から産出される石油及び天然ガスは、随伴ガスを含有する。随伴ガスは、炭酸ガス（ＣＯ_２）及び硫化水素（Ｈ_２Ｓ）等の腐食性ガスを含有する。ラインパイプは、石油や天然ガスとともに、上述の付随ガスを搬送する。そのため、ラインパイプでは、応力腐食割れ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＳＣＣ）、硫化物応力腐食割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＳＳＣ）、及び、肉厚減少の原因となる全面腐食割れが問題になる。

ＳＣＣ及びＳＳＣは、割れの進展速度が速い。そのため、ＳＣＣ及びＳＳＣにおいては、発生からラインパイプを貫通するまでの時間が短い。さらに、ＳＣＣ及びＳＳＣは局所的に発生する。そのため、ラインパイプ用鋼材には、優れた耐食性（耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性、耐全面腐食性）が要求され、特に、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が要求される。

国際公開第９６／１８７５１号、特開２００３−１７１７４３号公報は、耐食性に優れた二相ステンレス鋼を提案する。国際公開第９６／１８７５１号の二相ステンレス鋼は、Ｃｕを１〜３％含有する。これにより、塩化物及び硫化物環境下における二相ステンレス鋼の耐食性が高まると記載されている。

特開２００３−１７１７４３号公報の二相ステンレス鋼の製造方法は、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎ及びＷの含有量を適正に調整し、二相ステンレス鋼中のフェライト相の面積率を４０〜７０％に制御する。これにより、二相ステンレス鋼の強度、靭性、耐海水性が高まると記載されている。

しかしながら、国際公開第９６／１８７５１号に開示された二相ステンレス鋼においては、大入熱溶接時に溶接部の耐食性が低下しやすく、かつ、溶接部が脆化しやすい。特開２００３−１７１７４３号公報に開示された二相ステンレス鋼においても同様に、大入熱溶接時に、溶接部の耐食性が低下しやすく、溶接部の熱影響部（ＨＡＺ）が脆化しやすい。溶接部の耐食性の低下、及び脆化の原因は、大入熱溶接時に、ＨＡＺに、金属間化合物であるシグマ相（σ相）が析出するためである。

特開２００３−１７１７４３号公報に開示された二相ステンレス鋼においてはさらに、上述の付随ガスを含有し、１２０〜２００℃の温度域を有する高温塩化物環境下において、耐ＳＣＣ性が低い。

さらに、二相ステンレス溶接継手では、溶接部の溶接金属にも、耐ＳＣＣ性が求められる。さらに、大入熱溶接時に、溶接金属内にσ相が析出するのも好ましくない。

本発明の目的は、大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑えることができ、高温塩化物環境下における耐ＳＣＣ性に優れた母材及び溶接金属を備える、二相ステンレス溶接継手を提供することである。

本発明による二相ステンレス溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。母材は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．００％を超え４．００％以下、Ｎｉ：４．００〜８．００％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｍｏ：０．５０〜２．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：７．００〜１２．００％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｍｏ：１．００〜４．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下及びＯ：０．０３５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（３）を満たす。
２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６ （１）
Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜０ （２）
Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の元素記号には、前記母材又は前記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明による二相ステンレス溶接継手の母材及び溶接金属は、大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑えることができ、高温塩化物環境下における耐ＳＣＣ性に優れる。

図１は、二相ステンレス溶接継手の母材のＣｒ含有量、Ｍｏ含有量及びＣｕ含有量と、耐ＳＣＣ性との関係を示す図である。 図２は、二相ステンレス溶接継手の溶接金属のＣｒ含有量、Ｍｏ含有量及びＣｕ含有量と、耐ＳＣＣ性との関係を示す図である。 図３Ａは、実施例１において作製された板材の平面図である。 図３Ｂは、図３Ａに示す板材の正面図である。 図４Ａは、実施例１において作製された溶接継手の平面図である。 図４Ｂは、図４Ａに示す溶接継手の正面図である。 図５は、図４Ａ及び図４Ｂに示された溶接継手から採取された４点曲げ試験片の斜視図である。 図６Ａは、実施例２において作製された板材の平面図である。 図６Ｂは、図６Ａに示す板材の正面図である。 図７Ａは、実施例２において作製された溶接継手の平面図である。 図７Ｂは、図７Ａに示す溶接継手の正面図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

本発明者らは、二相ステンレス溶接継手の母材及び溶接金属に対して種々の実験と詳細な検討を行い、以下の知見を得た。

［母材］
（ａ）大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑制するには、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を抑制する必要がある。しかしながら、モリブデン（Ｍｏ）は、クロム（Ｃｒ）を主成分とする不動態皮膜を強化し、二相ステンレス鋼の耐ＳＣＣ性を高める。したがって、炭酸ガス及び硫化水素を含有し、雰囲気温度が１２０℃〜２００℃の高温塩化物環境下において、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が少なければ、二相ステンレス溶接継手の母材において、優れた耐ＳＣＣ性が得られない場合がある。

（ｂ）Ｃｕは高温塩化物環境下において、鋼材の腐食速度を低減する。したがって、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を低く抑えて、Ｃｕを含有すれば、不動態皮膜を強化できる。

図１は、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量及びＣｕ含有量に対する、二相ステンレス溶接継手の母材の耐ＳＣＣ性を示す図である。図１は後述する実施例１の調査方法により得られた。図１の縦軸は、「７Ｍｏ＋３Ｃｕ」値である。「７Ｍｏ＋３Ｃｕ」値は、母材中のＭｏ含有量及びＣｕ含有量に基づいて求められる。具体的には、「７Ｍｏ＋３Ｃｕ」中の「Ｍｏ」、「Ｃｕ」には、対応する母材のＭｏ含有量（質量％）、Ｃｕ含有量（質量％）が代入される。図１の横軸は、母材のＣｒ含有量（質量％）である。図１中の複数の点のうち「○」点は、実施例１中に記載されたＳＣＣ試験において、母材にＳＣＣが発生しなかったことを示す。「●」点は、ＳＣＣが発生したことを示す。各点の右上に付された番号は、後述する実施例１の表１中の母材番号に対応する。つまり、各点は、表１中の母材番号の母材に対するＳＣＣ試験の結果である。

図１を参照して、７Ｍｏ＋３Ｃｕ＝−２．２Ｃｒ＋６６で定義される直線Ｐ０よりも上方の点の母材ではＳＣＣが発生しなかった。一方、直線Ｐ０よりも下方の点の母材では、ＳＣＣが発生した。

以上の結果より、二相ステンレス溶接継手の母材が式（１）を満たせば、不動態皮膜が強化され、耐ＳＣＣ性が向上する。
２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。

（ｃ）Ｃｕ含有量が２．００％以下である場合、十分な耐食性（耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性及び耐全面腐食性）が得られない。したがって、Ｃｕ含有量は２．００％を超える必要がある。

（ｄ）母材を溶接するとき、熱影響部（ＨＡＺ）は短時間で加熱され、その後、冷却される。このようなＨＡＺでは、σ相がＨＡＺに析出しやすくなる。σ相の析出を抑制するためには、σ相の核生成及び核成長を抑制するのが好ましい。

（ｅ）Ｎｉ含有量が増加すれば、σ相の核生成の駆動力が増加する。したがって、σ相の生成を抑制するためには、Ｎｉを含有しなければよい。しかしながら、Ｎｉを含有しなければ、母材の靭性、及び、耐ＳＣＣ性を含む耐食性が低下する。したがって、母材の靭性及び耐食性の低下を抑制しつつ、σ相の析出を抑制するためには、Ｃｕ含有量及びＮ含有量に応じて、Ｎｉ含有量を調整するのが好ましい。具体的には、母材が式（２）を満たせば、母材の靭性及び耐食性の低下を抑制しつつ、σ相の析出が抑制される。
Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。

式（２）中の「Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ」は、σ相の析出駆動力の大きさを示す。二相ステンレス鋼において、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉは、σ相析出の核生成の駆動力を高める。σ相の析出駆動力へのＭｏ含有量の寄与度は、Ｃｒ含有量に対して１１倍である。σ相の析出駆動力へのＮｉ含有量の寄与度は、Ｃｒ含有量に対して１０倍である。

一方、式（２）中の「１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）」は、σ相の析出抑止力の大きさを示す。σ相の析出抑止力へのＣｕ含有量の寄与度は、σ相の析出駆動力へのＣｒ含有量の寄与度に対して１２倍に相当する。σ相の析出抑止力へのＮ含有量の寄与度は、Ｃｕ含有量の寄与度に対して３０倍に相当する。

Ｃｕ及びＮがσ相析出の抑制する理由は、以下のとおり推定される。フェライトとオーステナイトとの境界面（以下、フェライト／オーステナイト境界面という）は、σ相の核生成サイトである。結晶格子に配置されたＮｉ原子の近傍に、Ｃｕ原子又はＮ原子が配置されたとき、フェライト／オーステナイト境界面での界面エネルギの低下が抑制される。界面エネルギの低下が抑制されれば、σ相析出時の自由エネルギの減少量が小さくなる。そのため、σ相の核生成の駆動力が小さくなる。

さらに、ＣｕはＣｕ濃化相としてマトリックス中に極微細に析出する。析出されたＣｕはマトリックス中に分散される。析出されたＣｕは、σ相の核生成サイトとなり得る。マトリックス中に分散析出された多数のＣｕは、σ相の本来の核生成サイトであるフェライト／オーステナイト境界面と競合する。フェライト／オーステナイト境界面でのσ相の核成長は、分散析出されたＣｕでのσ相の核成長よりも早い。したがって、分散析出されたＣｕにより、フェライト／オーステナイト境界面でのσ相の核成長が遅れ、σ相の析出が抑制される。

（ｆ）Ｎｉ含有量が式（２）を満たせば、結晶格子に配置されたＮｉ原子の近傍にＣｕ原子及びＮ原子が配置されやすい。そのため、σ相の生成が抑制される。

［溶接金属］
（ｇ）溶接金属においても、母材と同様に、式（１）を満たせば、優れた耐ＳＣＣ性が得られる。図２は、溶接金属中の「７Ｍｏ（％）＋３Ｃｕ（％）」値と、「Ｃｒ（％）」値との関係を示す図である。図２は、後述する実施例２の調査方法により得られた。図２中の「○」点は、実施例２中のＳＣＣ試験において、溶接金属にＳＣＣが発生しなかったことを示す。「●」点は、ＳＣＣが発生したことを示す。各点の右上に付された番号は、実施例２の表３中の継手番号に対応する。

図２を参照して、溶接金属においても、７Ｍｏ＋３Ｃｕ＝−２．２Ｃｒ＋６６で定義される直線Ｐ０よりも上方の点ではＳＣＣが発生しなかった。一方、直線Ｐ０よりも下方の点では、ＳＣＣが発生した。以上の結果より、溶接金属が式（１）を満たせば、溶接金属の不動態皮膜が強化され、耐ＳＣＣ性が向上する。

（ｈ）溶接金属のσ相析出感受性は、母材（ＨＡＺ）に比べて小さい。換言すれば、溶接金属は、母材よりもσ相が析出しにくい。その理由は以下のとおり推定される。母材は、溶接前に、溶体化処理が実施される。溶体化処理により、鋼中のＣｒ、Ｎｉ及びＭｏが十分に拡散される。そのため、母材は、σ相が核生成するための元素の拡散が進んでいる状態になっている。したがって、大入熱溶接により、母材に熱が加えられると、鋼中の元素の拡散がさらに進み、σ相が析出しやすくなる。一方、溶接金属は、大入熱溶接時にいったん溶融し、凝固する。溶接金属は、溶融により、従前の熱処理の影響がなくなる。そのため、溶接金属では、母材よりも、σ相の析出感受性が低い。以上より、溶接金属においては、式（２）に代えて、以下の式（３）を満たせば、大入熱溶接時のσ相の発生を抑制できる。
Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。

（ｉ）本発明の母材の共金系材料を用いて溶接金属を形成した場合、Ｃｕ含有量が高すぎるため、高温割れが発生しやすい。したがって、本発明の溶接金属では、Ｃｕ含有量を母材よりも低くする。

（ｊ）本発明の母材の共金系材料を用いて溶接金属を形成した場合、溶接金属内のフェライトとオーステナイトとの相率（以下、単に「相率」という）を調整し難い。溶接金属は溶融凝固組織であり、溶体化処理等の熱処理を実施できない。そのため、母材と比較して相率の調整が難しい。したがって、溶接金属において、相率を適切に制御可能なＮｉ含有量を母材よりも高くする。

以上の知見に基づいて、本発明による二相ステンレス溶接継手は完成された。以下、本発明による二相ステンレス溶接継手について説明する。

二相ステンレス溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。二相ステンレス溶接継手はたとえば、鋼管同士又は鋼板同士を互いの端部で溶接したものである。鋼管は継目無鋼管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。以下、母材、溶接金属について、詳述する。

［母材］
本発明による二相ステンレス溶接継手の母材は、以下の化学組成を有する。

Ｃ：０．０３０％以下
炭素（Ｃ）は、オーステナイトを安定化する。一方、Ｃが過剰に含有されれば、炭化物が析出しやすくなり、耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

Ｓｉ：０．２０〜１．００％
珪素（Ｓｉ）は、溶接時の溶融金属の流動性の低下を抑制し、溶接欠陥の生成を抑制する。方、Ｓｉが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成されやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは、０．６０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。

Ｍｎ：８．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は、必須元素である。Ｍｎは鋼を脱硫及び脱酸し、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｎはさらに、窒素（Ｎ）の溶解度を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、８．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は７．５０％であり、さらに好ましくは、５．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．０３％であり、さらに好ましくは、０．０５％である。

Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の耐食性及び靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０４０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。

Ｓ：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、鋼の熱間加工性を低下する。Ｓはさらに、硫化物を形成する。硫化物は、孔食の発生起点となるため、鋼の耐孔食性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。好ましいＳ含有量は、０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。

Ｃｕ：２．００％を超え４．００％以下
銅（Ｃｕ）は、高温塩化物環境下において、不動態皮膜を強化し、耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。Ｃｕはさらに、大入熱溶接時に、母材中に極微細に析出し、フェライト／オーステナイト相境界でのσ相の析出を抑制する。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、２．００％を超え４．００％以下である。

Ｎｉ：４．００〜８．００％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の靭性を高め、鋼の耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成されやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、４．００〜８．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は４．５０％であり、さらに好ましくは、５．００％である。

Ｃｒ：２０．０〜３０．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性を高め、特に、高温塩化物環境下において、鋼の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成される。そのため、鋼の溶接性が低下し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、２０．０〜３０．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２１．０％であり、さらに好ましくは、２２．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２９．０％であり、さらに好ましくは、２８．０％である。

Ｍｏ：０．５０〜２．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成される。そのため、鋼の溶接性が低下し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０〜２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．６０％である。

Ｎ：０．１００〜０．３５０％
窒素（Ｎ）は、強力なオーステナイト形成元素であり、鋼の熱的安定性及び耐食性を高める。本発明による二相ステンレス溶接継手の母材は、フェライト形成元素であるＣｒとＭｏとを含有する。母材内のフェライト量とオーステナイト量のバランスを考慮すれば、Ｎ含有量は０．１００％以上である。一方、Ｎが過剰に含有されれば、溶接欠陥であるブローホールが発生する。Ｎが過剰に含有されればさらに、溶接時に窒化物が生成されやすくなり、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．１００〜０．３５０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．１３０％であり、さらに好ましくは、０．１６０％である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は必須元素である。Ａｌは鋼を脱酸する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）を形成し、鋼の靭性及び耐食性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０４０％以下である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。

Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは、０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．００３％であり、さらに好ましくは、０．００５％である。

母材の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造工程の種々の要因により混入される元素を意味する。なお、本発明における母材において、タングステン（Ｗ）は不純物である。Ｗはσ相の生成を促進する。Ｗはさらに、炭化物を生成する。σ相及びＷ炭化物は、鋼の靭性を低下する。そのため、本発明における母材においてＷは不純物である。具体的には、Ｗ含有量は０．１％以下である。

［式（１）及び式（２）について］
母材はさらに、式（１）及び式（２）を満たす。
２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６ （１）
Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。

［式（１）について］
母材では、σ相の析出を抑制するためにＣｒ含有量及びＭｏ含有量が制限される。したがって、不動態皮膜を強化するためには、適正量のＣｕを含有するのが好ましい。

Ｆ１＝２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕと定義する。Ｆ１が６６以下である場合、高温塩化物環境下において、耐ＳＣＣ性が低い。Ｆ１が６６を超えると、高温塩化物環境下においても、十分に優れた耐ＳＣＣ性が得られる。

［式（２）について］
上述のとおり、式（２）中の「Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ」は、σ相の析出駆動力の大きさを示す。「１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）」は、σ相の析出抑止力の大きさを示す。

Ｆ２＝Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）と定義する。Ｆ２が０未満である場合、つまり、式（２）が満たされる場合、σ相の析出抑止力が、σ相の析出駆動力よりも大きくなる。そのため、大入熱溶接時に、フェライト／オーステナイト相境界にσ相が析出するのを十分に抑制できる。

母材は、Ｆｅに代えて、以下の第１群〜第３群のうちの少なくとも１群から選択される１種又は２種以上の元素を含有してもよい。つまり、第１群〜第３群の元素は、必要に応じて含有可能な選択元素である。
第１群：Ｖ：１．５０％以下
第２群：Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下及びＢ：０．０２００％以下
第３群：希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
以下、これらの選択元素について詳述する。

［第１群］
Ｖ：１．５０％以下
バナジウム（Ｖ）は、選択元素である。Ｖは、鋼の耐食性を高め、特に、酸性環境下での耐食性を高める。より具体的には、ＶがＭｏ及びＣｕと共に含有されれば、鋼の耐隙間腐食性が高まる。一方、Ｖが過剰に含有されれば、鋼中のフェライト量が過剰に増加し、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は１．５０％以下であり、Ｖ含有量の好ましい上限は、１．３０％である。Ｖ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。しかしながら、Ｖ含有量が０．０５％未満であっても、上記効果はある程度得られる。

［第２群］
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｂ：０．０２００％以下
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）及びボロン（Ｂ）は、いずれも選択元素である。Ｃａ、Ｍｇ及びＢはいずれも、鋼中のＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋼の熱間加工性を高める。母材のＳ含有量は少ない。したがって、Ｃａ、Ｍｇ及びＢが含有されていなくても、鋼の熱間加工性は高い。しかしながら、たとえば、傾斜圧延法により継目無鋼管を製造する場合、さらに高い熱間加工性が求められる場合がある。Ｃａ、Ｍｇ及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有すれば、さらに高い熱間加工性が得られる。

一方、Ｃａ、Ｍｇ及びＶの１種又は２種以上が過剰に含有されれば、非金属介在物（Ｃａ、Ｍｇ及びＢの酸化物及び硫化物等）が増加する。非金属介在物は孔食の起点となるため、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０２００％以下、Ｍｇ含有量は、０．０２００％以下、Ｂ含有量は０．０２００％以下である。

上記効果を顕著に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ及びＢの少なくとも１種の含有量又は２種以上の合計の含有量が、Ｓ（質量％）＋１／２×Ｏ（質量％）以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｃａ、Ｍｇ及びＢの少なくとも１種又は２種以上が少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。

Ｃａ、Ｍｇ及びＢのうちの２種類を含有する場合、それらの元素の合計含有量は０．０４％以下である。Ｃａ、Ｍｇ及びＢ全てを含有する場合、それらの元素の合計含有量は、０．０６％以下である。

［第３群］
希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
希土類元素（ＲＥＭ）は、選択元素である。ＲＥＭは、Ｃａ、Ｍｇ及びＢと同様に、鋼中のＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋼の熱間加工性を高める。一方、ＲＥＭが過剰に含有されれば、非金属介在物（希土類元素の酸化物及び硫化物等）が増加し、鋼の耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は、０．２０００％以下である。上記効果を顕著に得るためには、ＲＥＭ含有量がＳ（質量％）＋１／２×Ｏ（質量％）以上であるのが好ましい。しかしながら、ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。

ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素と、Ｙ及びＳｃとを含む総称である。これらの元素の１種又は２種以上が含有される。ＲＥＭの含有量は、上述の１種又は２種以上の元素の総含有量を意味する。

［溶接金属］
本発明による二相ステンレス溶接継手の溶接金属は、以下の化学組成を有する。

Ｃ：０．０３０％以下
炭素（Ｃ）は、溶接金属中のオーステナイトを安定化する。一方、Ｃが過剰に含有されれば、炭化物が析出しやすくなり、耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

Ｓｉ：０．２０〜１．００％
珪素（Ｓｉ）は、溶接時に溶融金属を脱酸する。Ｓｉはさらに、溶接金属の強度を高める。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは、０．６０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。

Ｍｎ：８．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は、必須元素である。Ｍｎは、溶接時に溶融金属を脱酸する。Ｍｎはさらに、溶接金属の強度を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、溶接金属の耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、８．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は７．００％であり、さらに好ましくは、６．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは、０．５０％である。

Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、溶接金属の靭性を低下し、溶接金属の高温割れ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０４０％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、溶接金属の延性と耐食性を低下し、溶接金属の高温割れ感受性を高める。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは、０．００２％以下である。

Ｃｕ：２．００％以下
銅（Ｃｕ）は、必須元素である。Ｃｕは、高温塩化物環境下において、不動態皮膜を強化し、耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、溶接金属の高温割れ感受性が高まる。したがって、Ｃｕ含有量は、２．００％以下である。好ましいＣｕ含有量は、２．００％未満である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．００％であり、さらに好ましくは、０．８０％である。Ｃｕの好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは、０．１５％である。

Ｎｉ：７．００〜１２．００％
ニッケル（Ｎｉ）は溶接金属中のオーステナイトを安定化し、溶接金属の靭性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、溶接金属中のフェライト量が過剰に低下し、二相ステンレス鋼の基本的な機械特性が得られにくくなる。Ｎｉが過剰に含有されればさらに、σ相が析出しやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、７．００〜１２．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１１．００％であり、さらに好ましくは、１０．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、８．００％であり、さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は８．００％よりも高い。

Ｃｒ：２０．０〜３０．０％
クロム（Ｃｒ）は、溶接金属の耐食性を高め、特に、高温塩化物環境下において、溶接金属の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、σ相が析出しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は、２０．０〜３０．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２９．０％であり、さらに好ましくは、２８．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２１．０％である。

Ｍｏ：１．００〜４．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、高温塩化物環境下における溶接金属の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、溶接金属にσ相が析出しやすくなる。したがって、Ｍｏ含有量は、１．００〜４．００％である。好ましいＭｏ含有量の上限は３．５０％であり、さらに好ましくは、３．００％である。好ましいＭｏ含有量の下限は１．５０％であり、さらに好ましくは、２．００％である。

Ｎ：０．１００〜０．３５０％
窒素（Ｎ）は、強力なオーステナイト形成元素であり、溶接金属の耐食性を高める。一方、Ｎが過剰に含有されれば、溶接欠陥であるブローホールが発生する。したがって、Ｎ含有量は、０．１００〜０．３５０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．３００％であり、さらに好ましくは、０．２５０％である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、必須元素である。Ａｌは、溶接時に溶融金属を脱酸する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、Ａｌは、粗大な酸化物系の介在物を形成し、溶接金属の靭性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０４０％以下である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。

Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは、０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．００３％である。

Ｏ（酸素）：０．０３５％以下
酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏは、酸化系介在物を形成し、溶接金属の靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく少ない方が好ましい。Ｏ含有量は、０．０３５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。

本発明による溶接金属の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造工程の種々の要因により混入される元素を意味する。

本発明による溶接金属はさらに、式（１）及び式（３）を満たす。

２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６ （１）
Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００ （３）
ここで、式（１）及び式（３）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。

［式（１）について］
Ｆ１（＝２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ）が６６を超えれば、母材と同じ理由により、高温塩化物環境下においても、十分に優れた耐ＳＣＣ性が得られる。

［式（３）について］
上述のとおり、溶接金属のσ相析出感受性は、母材よりも低い。母材は、溶接前に、溶体化処理が実施される。溶体化処理により、鋼中のＣｒ、Ｎｉ及びＭｏが十分に拡散される。そのため、母材は、σ相が核生成するための元素の拡散が進んでいる状態になっている。したがって、大入熱溶接により母材に熱が加えられると、鋼中の元素の拡散がさらに進み、σ相が析出しやすくなる。一方、溶接金属は、大入熱溶接時にいったん溶融し、凝固する。溶接金属は、溶融により、従前の熱処理の影響がなくなる。そのため、溶接金属では、母材よりもσ相の析出感受性が低い。

Ｆ２（＝Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ））が１００未満であれば、溶融金属中のσ相の析出抑止力が、σ相の析出駆動力よりも大きくなる。そのため、大入熱溶接時に、溶融金属中にσ相が析出するのを十分に抑制できる。

溶接金属はさらに、Ｆｅに代えて、Ｗを含有してもよい。つまり、Ｗは選択元素である。

Ｗ：４．００％以下
タングステン（Ｗ）は、選択元素である。Ｗは、溶接金属の耐食性を高め、特に、酸性環境下での耐食性を高める。より具体的には、溶接金属の耐孔食性を高める。一方、Ｗが過剰に含有されれば、耐食性を向上させる効果が飽和する。Ｗが過剰に含有されればさらに、溶接金属の強度を調整するのが困難になる。したがって、Ｗ含有量は、４．００％以下である。Ｗ含有量が１．００％以上であれば、上述の効果が顕著に得られる。しかしながら、Ｗ含有量が１．００％未満であっても、上述の効果はある程度得られる。Ｗ含有量の好ましい上限は３．００％であり、さらに好ましくは、２．００％である。

［製造方法］
上述の化学組成を有する二相ステンレス鋼（母材）を溶製する。二相ステンレス鋼は、電気炉により溶製されてもよいし、Ａｒ−Ｏ_２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）により溶製されてもよい。二相ステンレス鋼はまた、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）により溶製されてもよい。溶製された二相ステンレス鋼は、造塊法によりインゴットに製造されてもよいし、連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム又はビレット）に製造されてもよい。

製造されたインゴット又は鋳片を用いて母材を製造する。母材はたとえば、鋼板や、継目無鋼管である。

鋼板は、たとえば、以下の方法で製造される。製造されたインゴット又はスラブを熱間加工して、鋼板を製造する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造や熱間圧延である。

鋼管は、たとえば、以下の方法で製造される。製造されたインゴット、スラブ又はブルームを熱間加工してビレットを製造する。製造されたビレットを熱間加工して二相ステンレス鋼管を製造する。熱間加工は、たとえばマンネスマン法による穿孔圧延である。熱間加工として熱間押出を実施してもよいし、熱間鍛造を実施してもよい。

製造された母材に対して、溶体化処理を実施する。具体的には、母材を熱処理炉に収納し、周知の溶体化処理温度（９００〜１２００℃）で均熱する。均熱後、母材を水冷等により急冷する。

母材は、溶体化ままの状態（いわゆる溶体化まま材）である。つまり、溶体化処理を実施した後、他の熱処理や、冷間矯正を除く他の冷間加工（冷間抽伸やピルガー圧延）を実施することなく使用される。

溶接金属用の溶接材は、上述の母材と同様に溶製される。溶製された溶接材を鋳造してインゴットにする。インゴットを熱間加工して溶接材を製造する。溶接材は棒状であってもよいし、小さなブロック状であってもよい。
溶接材を用いて、周知の溶接方法により、母材を溶接して二相ステンレス溶接継手を製造する。溶接方法はたとえば、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接、及び、サブマージアーク溶接等である。溶接時に溶接材と母材の一部とが溶融及び凝固して溶接金属が形成される。

二相ステンレス溶接継手が溶接鋼管である場合、たとえば、上述の板状の母材に対して曲げ加工を実施して母材をオープンパイプにする。オープンパイプの長手方向の両端面を周知の溶接法により溶接し、溶接鋼管を製造する。

種々の化学組成を有する二相ステンレス鋼（本発明の母材に相当）を溶製した。溶製された二相ステンレス鋼を用いて、種々の製造条件により、複数の二相ステンレス鋼板を製造した。鋼板を用いて溶接継手を製造し、母材のＨＡＺの特性（耐ＳＣＣ性及び大入熱溶接によるσ相の析出の有無）を調査した。

［調査方法］
表１に示す母材番号１〜２７の化学組成を有する二相ステンレス鋼を１５０ｋｇの容量の真空溶解炉を用いて溶製した。

表１中の化学組成欄には、各母材番号の鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が示される。各母材番号の化学組成の表１に記載された元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。表中の「−」は、対応する元素含有量が不純物レベルであることを示す。表中の「Ｏｔｈｅｒｓ」欄には、対応する鋼に含有された選択元素を示す。たとえば、母材番号５に対応する「Ｏｔｈｅｒｓ」欄中の「０．０６Ｖ−０．００１５Ｃａ」は、Ｖ含有量が０．０６％であり、Ｃａ含有量が０．００１５％であることを示す。

溶製された二相ステンレス鋼を鋳造してインゴットを製造した。製造された各インゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して厚さ４０ｍｍの板材を製造した。製造された板材を再び１２５０℃に加熱した。加熱された板材を熱間圧延して厚さ１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延時の鋼材の表面温度は１０５０℃であった。製造された鋼板に対して、溶体化処理を実施した。溶体化処理温度は１０７０℃であり、均熱時間は３０分であった。均熱後、鋼板を常温（２５℃）になるまで水冷して、母材番号１〜２７の供試鋼板を製造した。

［試験片の作製］
各供試鋼板から、図３Ａ及び図３Ｂに示す２枚の板材（母材）１０を作製した。図３Ａは、板材１０の平面図であり、図３Ｂは、正面図である。図３Ａ及び図３Ｂにおいて、「ｍｍ」が付属した数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。

図３Ａ及び図３Ｂに示すとおり、板材１０は、厚さ１２ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍであった。板材はさらに、長辺側に開先角度が３０°のＶ開先面１１を有した。板材１０は、機械加工により作製された。

作製された２枚の板材１０のＶ開先面１１を互いに対向して配置した。ＴＩＧ溶接により、２枚の板材１０を溶接し、図４Ａ及び図４Ｂに示す溶接継手２０を作製した。図４Ａは溶接継手２０の平面図であり、図４Ｂは正面図である。溶接継手２０は、表面２１と、裏面２２とを有し、中央に溶接金属３０を備えた。溶接金属３０は、表面２１側から多層溶接により形成され、板材１０の長辺方向に延在した。各母材番号の溶接金属３０はいずれも、母材番号１の供試鋼板と同じ化学組成を有し外径２ｍｍの溶接材を用いて、形成された。ＴＩＧ溶接における入熱量は、３０ｋＪ／ｃｍであった。

溶接継手２０の裏面２２側から、溶接金属３０を含む板状の試験片４０を採取した。図４Ｂ中の溶接継手２０の破線部分は、試験片４０が採取された部分を示す。図５に採取された試験片の斜視図を示す。図５中の「ｍｍ」が付属した数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図５を参照して、試験片４０は板状であった。試験片４０の上面４１は、溶接継手（図４Ｂ参照）の裏面２２に相当した。試験片４０の長手方向は、溶接金属３０の長手方向と直交した。図５に示すとおり、溶接金属３０と板材１０との２つの境界線３０Ｂのうちの一方が、試験片４０の中央に配置された。

［ＳＣＣ試験］
試験片４０を用いて４点曲げ試験を実施し、各供試材の耐ＳＣＣ性を評価した。４点曲げ治具を用いて、試験片４０に、ＡＳＴＭ Ｇ３９に準拠した実降伏応力（各供試材の降伏応力）を負荷した。応力が負荷された試験片４０を、３ＭＰａのＣＯ_２が圧入された２５％ＮａＣｌ水溶液（１５０℃）内に浸漬し、そのまま７２０時間保持した。７２０時間が経過した後、試験片４０の表面にＳＣＣが発生しているか否かを目視により観察した。さらに、試験片４０を、上面４１に垂直な方向に切断した。試験片４０の断面を５００倍の光学顕微鏡で観察し、ＳＣＣが発生しているか否かを判断した。

［σ相の面積率測定試験］
各母材番号の溶接継手２０を、その溶接線及び表面２１に垂直な方向に切断した。切断後、溶接継手２０の断面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングした後、５００倍の光学顕微鏡を用いて、エッチングされた断面のうち、熱影響部（ＨＡＺ）を画像解析した。画像解析に利用されたＨＡＺの面積は１視野あたり４００００μｍ^２であった。４視野について、画像解析を実施した。画像解析により、各視野のＨＡＺ内のσ相の面積率（％）を求めた。４視野のσ相の面積率の平均を、各母材番号のσ相の面積率（％）と定義した。σ相の面積率が０．５％以上である場合、σ相が析出したと判断した。σ相の面積率が０．５％未満である場合、σ相が析出していないと判断した。

［試験結果］
試験結果を表２に示す。

表２中の「Ｆ１」欄には、各母材番号の供試鋼板のＦ１値（Ｆ１＝２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ）が記入される。「ＳＣＣ」欄において、「無し」は、対応する母材番号の試験片４０において、ＳＣＣが観察されなかったことを示す。「有り」は、対応する母材番号の試験片４０において、ＳＣＣが観察されたことを示す。

「Ｆ２」欄には、各母材番号の供試鋼板のＦ２値（Ｆ２＝Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ））が記入される。「σ相」欄において、「無し」はσ相の面積率が１％未満であったことを示す。「有り」はσ相の面積率が１％以上であったことを示す。

［耐ＳＣＣ性の評価］
表２を参照して、母材番号１〜１３の供試鋼板の化学組成は、本発明の範囲内であった。さらに母材番号１〜１３の供試鋼板は、式（１）及び式（２）を満たした。そのため、母材番号１〜１３の試験片４０ではＳＣＣが観察されなかった。

一方、母材番号１４〜１９、２１、２３、２４及び２６の供試鋼板は式（１）を満たさなかった。したがって、これらの母材番号の試験片４０にはＳＣＣが発生した。

母材番号２０、２２及び２５の供試鋼板は式（１）を満たした。しかしながら、母材番号２０、２２及び２５の供試鋼板のＣｕ含有量は、本発明のＣｕ含有量の下限未満であった。そのため、母材番号２０、２２及び２５の試験片４０にはＳＣＣが発生した。

［σ相析出抑制の評価］
表２を参照して、母材番号１〜１４、１６〜２０、２３、２４及び２６の供試鋼板は式（２）を満たした。そのため、これらの母材番号の溶接継手２０のＨＡＺには、σ相が析出しなかった。一方、母材番号１５、２１、２２、２５及び２７の供試鋼板は式（２）を満たさなかった。そのため、これらの母材番号の溶接継手２０のＨＡＺには、σ相が析出した。特に、試験番号２７の供試鋼板の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、式（１）を満たした。しかしながら、試験番号２７の供試鋼板は式（２）を満たさなかったため、σ相が析出した。

二相ステンレス溶接継手の溶接金属の特性（耐ＳＣＣ性、σ相の析出抑制及び靭性）を、以下の方法で調査した。

［調査方法］
［試験片の作製］
表１の各母材番号１及び８の供試鋼板から、図６Ａ及び図６Ｂに示す２枚の板材５０を、機械加工により作製した。図６Ａは、板材５０の平面図であり、図６Ｂは、正面図である。図６Ａ及び図６Ｂにおいて、「ｍｍ」が付属した数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。

板材５０は、厚さ１２ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍであった。板材はさらに、長辺側に開先角度が３０°であり、ルート厚さが１ｍｍのＶ開先面５１を有した。

図７Ａ及び７Ｂに示すように、拘束板７０を準備した。拘束板７０は、厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍであり、ＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００４）に規定のＳＭ４００Ｃに相当する化学組成を有した。

拘束板７０上に、２枚の板材５０を配置した。このとき２枚の板材５０の開先面５１を互いに突き合わせた。２枚の板材５０を配置した後、被覆アーク溶接棒を用いて、板材５０の四周を拘束溶接した。被覆アーク溶接棒は、ＪＩＳ Ｚ３２２４（１９９９）に規定の「ＤＮｉＣｒＦｅ−３」に相当する化学組成を有した。

次に、２枚の板材５０の開先内に多層アーク溶接を実施し、表３に示す継手番号１−１〜１−１６、８−１〜８−６の溶接継手６０を作製した。

図７Ａ及び図７Ｂを参照して、溶接継手６０は、板材５０と溶接金属８０とを備えた。表３に、各継手番号の溶接金属８０の化学組成を示す。

継手番号１−１〜１−１６、継手番号８−１〜８−４では、ＴＩＧ溶接を実施した。継手番号８−５及び８−６ではＭＡＧ溶接を実施した。各溶接での入熱量は３０ｋＪ／ｃｍであった。ＴＩＧ溶接時には、１００％Ａｒガスをシールドガスに用いた。継手番号８−５のＭＡＧ溶接時には、８０％Ａｒガスと２０％ＣＯ_２ガスとの混合ガスをシールドガスに用いた。継手番号８−６のＭＡＧ溶接時には、６０％のＡｒガスと４０％のＣＯ_２ガスとの混合ガスをシールドガスとして用いた。表３に、各継手番号の溶接方法及びシールドガスを示す。

継手番号１−１及び８−１では、同じ溶接材を用いた。同様に、継手番号１−２、８−２、８−５及び８−６では、同じ溶接材を用いた。継手番号１−３及び８−３では、同じ溶接材を用いた。継手番号１−４及び８−４では、同じ溶接材を用いた。各溶接材は、以下の方法で製造された。溶接材を３０ｋｇの容量の真空溶解炉で溶製した。溶製された溶接材を鋳造してインゴットを製造した。製造されたインゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して厚さ４０ｍｍの板材を製造した。板材を再び１２５０℃に加熱した。加熱された板材を熱間圧延して厚さ４ｍｍの板材を製造した。圧延時の板材の温度は１０５０℃以上であった。製造された板材を機械加工して一辺の長さが２ｍｍの正方形状の溶接材を作製した。作製された溶接材を用いて上述の溶接法による溶接を実施して、各継手番号の溶接継手６０を得た。

［高温割れ試験］
表３に示す各継手番号の溶接継手６０から、溶接線と直交する断面ミクロ組織観察用試験片を採取した。採取された試験片の表面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングされた試験片の表面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察した。そして、溶接金属８０内に高温割れが発生したか否かを目視により判断した。

［ＳＣＣ試験］
実施例１でのＳＣＣ試験に用いる試験片４０と同様に、図６Ｂに示す溶接継手６０の下面側から、試験片９０を採取した。試験片９０は、図５に示す試験片４０と同じ寸法形状を有した。つまり、試験片９０は、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍであった。

試験片９０を用いて、実施例１と同じ条件でＳＣＣ試験を実施し、実施例１のＳＣＣ試験と同様に、試験片９０にＳＣＣが発生したか否かを判断した。

［σ相の面積率測定試験］
各継手番号の溶接継手６０を、実施例１と同様に、その溶接線及び表面に垂直な方向に切断した。切断後、溶接継手６０の断面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングした後、５００倍の光学顕微鏡を用いて、エッチングされた断面のうち、溶接金属８０を画像解析した。画像解析により、溶接金属８０内のσ相の面積率（％）を求めた。σ相の面積率の測定方法は、実施例１と同じであった。σ相の面積率が１％以上である場合、σ相が析出したと判断した。σ相の面積率が１％未満である場合、σ相が析出していないと判断した。

［靭性試験］
各継手番号の溶接継手６０から、Ｖノッチ試験片を採取した。Ｖノッチ試験片のノッチ位置は、溶接金属８０の中央部分に相当した。Ｖノッチ試験片は、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍであった。Ｖノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２に基づいて、−３０℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギを求めた。

［試験結果］
試験結果を表４に示す。

表４を参照して、「母材番号」欄には、使用した板材５０の母材番号が記入される。「高温割れ」欄において「無し」は高温割れが観察されなかったことを示し、「有り」は高温割れが観察されたことを示す。「ｖＥ−３０℃（Ｊ）」は、上述のシャルピー衝撃試験により得られた−３０℃での吸収エネルギ（Ｊ）が記入される。「Ｆ１」欄、「ＳＣＣ」欄、「Ｆ２」欄、「σ相」欄は、表２と同様である。

表４を参照して、継手番号１−１〜１−４、８−１〜８−５の溶接金属８０の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（３）を満たした。そのため、これらの継手番号では、高温割れ及びＳＣＣが発生せず、σ相も観察されなかった。さらに、これらの継手番号の吸収エネルギは、１００Ｊ以上と高かった。

一方、継手番号１−５、１−６及び１−１６の溶接金属８０のＣｕ含有量は、本発明の溶接金属のＣｕ含有量の上限を超えた。そのため、これらの継手番号では、高温割れが発生した。

継手番号１−５〜１−９の溶接金属８０のＮｉ含有量は、本発明の溶接金属のＮｉ含有量の下限値未満であった。そのため、これらの継手番号では、吸収エネルギが１００Ｊ未満であり、靭性が低かった。

継手番号１−１０の溶接金属８０のＮｉ含有量は、本発明のＮｉ含有量の上限を超えた。そのため、継手番号１−１０では、σ相が発生した。継手番号１−１１の溶接金属８０のＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の下限未満であった。そのため、継手番号１−１１では、ＳＣＣが発生した。継手番号１−１２の溶接金属８０のＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の上限を超えた。そのため、継手番号１−１２では、σ相が発生した。継手番号１−１３の溶接金属８０のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の上限を超えた。そのため、継手番号１−１３では、σ相が発生した。

継手番号１−１４の溶接金属８０の化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であり、かつ、Ｆ２値が式（３）を満たした。しかしながら、継手番号１−１４の溶接金属８０では、Ｆ１値が式（１）を満たさなかった。そのため、継手番号１−１４では、ＳＣＣが発生した。

継手番号１−１５の溶接金属８０の化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であり、かつ、Ｆ１値が式（１）を満たした。しかしながら、継手番号１−１５の溶接金属８０では、Ｆ２値が式（３）を満たさなかった。そのため、継手番号１−１５では、σ相が発生した。

継手番号８−６の溶接金属８０のＯ含有量は、本発明のＯ含有量の上限を超えた。そのため、継手番号８−６の靭性は低く、１００Ｊ未満であった。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

本発明による二相ステンレス溶接継手は、耐ＳＣＣ性が求められる環境に広く適用できる。特に、本発明による二相ステンレス溶接継手は、塩化物環境下に配設されるラインパイプとして適用可能である。

Claims (5)

1. 母材と、
   溶接金属とを備え、
   前記母材は、
   質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．００％を超え４．００％以下、Ｎｉ：４．００〜８．００％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｍｏ：０．５０〜２．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
   前記溶接金属は、
   質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：７．００〜１２．００％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｍｏ：１．００〜４．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下及びＯ：０．０３５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（３）を満たす、二相ステンレス溶接継手。
   ２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６ （１）
   Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜０ （２）
   Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ−１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００ （３）
   ここで、式（１）〜式（３）中の元素記号には、前記母材又は前記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
2. 請求項１に記載の二相ステンレス溶接継手であって、
   前記溶接金属はさらに、
   前記Ｆｅの一部に代えて、Ｗ：４．００％以下を含有する、二相ステンレス溶接継手。
3. 請求項１又は請求項２に記載の二相ステンレス溶接継手であって、
   前記母材はさらに、
   前記Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：１．５０％以下を含有する、二相ステンレス溶接継手。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の二相ステンレス溶接継手であって、
   前記母材はさらに、
   前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下及びＢ：０．０２００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、二相ステンレス溶接継手。
5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の二相ステンレス溶接継手であって、
   前記母材はさらに、
   前記Ｆｅの一部に代えて、希土類元素：０．２０００％以下を含有する、二相ステンレス溶接継手。

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