JP5370537B2

JP5370537B2 - 溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼

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Publication number: JP5370537B2
Application number: JP2012121632A
Authority: JP
Inventors: 尚天谷; 和博小川; 明谷山; 昌克植田; 秀樹高部
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-08-31
Filing date: 2012-05-29
Publication date: 2013-12-18
Anticipated expiration: 2027-08-28
Also published as: CA2661655C; BRPI0715094B1; JPWO2008026594A1; AR062599A1; JP5088323B2; RU2421539C2; EP2058412A4; EP2058412A1; CN101512032B; MX2009002207A; US20090232694A1; JP2012177205A; NO20090419L; AU2007289709B2; US8163233B2; AU2007289709A1; CA2661655A1; RU2009111603A; BRPI0715094A2; CN101512032A

Description

本発明は、溶接構造物に使用するのに適したマルテンサイト系ステンレス鋼に関し、特に、耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼に関する。

油田またはガス田から産出される石油または天然ガス中には、炭酸ガス（ＣＯ_２）、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）などの高い腐食性を有する随伴ガスが含まれる。そのような高い腐食性の流体を輸送するパイプラインなどの溶接構造物に用いられる鋼材には優れた耐食性が要求される。従来、溶接構造物用鋼材については、炭酸ガスによる全面腐食および硫化水素による硫化物応力割れ（以下、「ＳＳＣ」という。）に対する検討が数多くなされてきた。

例えば、Ｃｒを添加することによって腐食速度を低減できることが知られている。そして、高温の炭酸ガス環境において用いられるラインパイプ用鋼材としては、鋼中のＣｒ添加量を増やした、１３Ｃｒ鋼などのマルテンサイト系ステンレス鋼が用いられてきた。

しかしながら、マルテンサイト系ステンレス鋼は、微量の硫化水素が含まれる環境下ではＳＳＣを生じる。ＳＳＣは、割れが進行して肉厚を貫通するまでの時間が短く、しかも局所的に生じる現象であるので、耐硫化物応力割れ性（以下、「耐ＳＳＣ性」という。）を高めることは耐全面腐食性を高めることよりも重要である。

耐ＳＳＣ性を改善するためには、マルテンサイト系ステンレス鋼にＭｏ及びＮｉを適正量添加し、硫化水素環境下での耐食皮膜を安定化させることが有効である。また、特許文献１には、Ｔｉ、Ｚｒ及びＲＥＭ（希土類元素）を添加して耐ＳＳＣ性を劣化させるＰを固定し、固溶Ｐを減少させて実質的な低Ｐ化を図る技術が開示されている。

非特許文献１には、母材のＣ含有量を低減し、溶接熱影響部（以下、「熱影響部」を「ＨＡＺ」という。）での硬さ上昇を抑制することにより、溶接部での耐ＳＳＣ性を向上することが提案されている。

近年、８０〜２００℃程度の高温で且つ塩化物イオンおよびＣＯ_２を含有する高温炭酸ガス環境（以下、「Ｓｗｅｅｔ環境」という。）に使用されるマルテンサイト系ステンレス鋼材においては、その溶接部で応力腐食割れ（以下、「ＳＣＣ」という。）が生じるという問題が顕在化してきた。ＳＣＣは、ＳＳＣと同様に、割れが進行して肉厚を貫通するまでの時間が短く、しかも局所的に生じる現象である。

Ｓｗｅｅｔ環境におけるマルテンサイト系ステンレス鋼材のＨＡＺの耐応力腐食割れ性（以下、「耐ＳＣＣ性」という。）の向上に関しては、例えば、特許文献２において、Ｐの含有量を０．０１０％以下に制限する円周溶接継手の製造方法が開示されている。

特開平５−２６３１３７号公報特開２００６−１１０５８５号公報

M. Ueda et al.: Corrosion/96 PaperNo. 58, Denver

各文献に開示された技術では、以下に示すように、Ｓｗｅｅｔ環境において、マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接部におけるＳＣＣを回避することができない。

即ち、ＲＥＭは、Ｐとの結合力が高いが、Ｏとの結合力が極めて高く、Ｏ量が十分に低くコントロールされていなければ、ＲＥＭによるＰ固定の機能が十分に発揮されない。しかし、特許文献１に記載の発明では、鋼中Ｏ量について特段の注意が払われておらず、耐ＳＳＣ性を向上できても、耐ＳＣＣ性の向上には至らない。

非特許文献１に記載の技術のように、硫化水素環境におけるＳＳＣに対しては硬度規制が有効であるが、Ｓｗｅｅｔ環境におけるＳＣＣ感受性に対しては、硬度は無関係である。また、この文献に記載の技術では、固溶Ｐ量の制限についてはなんら注意が払われていない。

特許文献２に記載の発明では、ＲＥＭを熱間加工性および連続鋳造における安定製造性の観点から添加しているにすぎない。このことは、特許文献２の実施例からも分かる。即ち、特許文献２の実施例の鋼Ｌは、ＲＥＭ添加鋼の例であるが、ＢおよびＭｇとともに添加されており、その添加目的が熱間加工性および連続鋳造における安定製造性であることがわかる。また、特許文献２に記載の発明でも、鋼中Ｏ量については考慮されていない。

従って、Ｓｗｅｅｔ環境において、マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接部におけるＳＣＣを回避するためには、非常に厳しい固溶Ｐ量の制限が必要となる。

本発明は、このような課題を解決するためになされたものであり、耐ＳＣＣ性に優れた溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。

ＳＣＣの発生原因としては、従来、Ｃｒカーバイド（Ｃｒ炭化物）の析出に伴ってＣｒ欠乏層が生成する、いわゆる「鋭敏化」が知られている。鋭敏化は、特に、オーステナイト系ステンレス鋼において発生するが、フェライト系またはマルテンサイト系のステンレス鋼であっても発生することがある。鋭敏化の防止方法としては、Ｔｉ、Ｎｂなどの炭化物を生成しやすい元素を適量添加して、Ｃｒカーバイドの析出を抑制する方法が知られている。

そこで、本発明者らは、Ｔｉ添加およびＴｉ非添加のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手を用いて、Ｓｗｅｅｔ環境におけるＳＣＣの発生の状況を詳細に調査したところ、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。

（ａ）溶接部のＨＡＺにおいて、溶接酸化スケールが形成した部分の母材表層における粒界に微小なＣｒ欠乏部が存在すると、これを起点としてＳＣＣが発生する。

（ｂ）Ｔｉ添加マルテンサイトステンレス鋼に生じたＳＣＣのクラックは、主として溶接部の溶融線に近い高温ＨＡＺ組織部において、旧オーステナイト粒界に沿って伝播して形成される。しかし、Ｔｉ添加マルテンサイトステンレス鋼では、鋭敏化領域となる熱履歴を受けた低温ＨＡＺ組織部においてＳＣＣは発生しない。

（ｃ）Ｔｉ非添加のマルテンサイト系ステンレス鋼では、低温ＨＡＺ組織部および高温ＨＡＺ組織部の双方でＳＣＣが発生する。

（ｄ）ＳＣＣのクラックは、溶接継手の母材が適量のＲＥＭを含み、Ｐの含有量が低く、かつ、Ｐ≦０．６×ＲＥＭの関係を満たす場合には発生しない。

（ｅ）Ｂは粒界偏析しやすく、ＨＡＺにおけるＳＣＣ感受性を高める元素であるので、非添加とする。

本発明者らは、Ｔｉ等の「安定化元素」を添加したマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手について、高温ＨＡＺ組織部における旧オーステナイト粒界とＰ及びＲＥＭとの関係について詳細に検討した結果、下記（ｆ）〜（ｊ）の重要な知見を得た。

（ｆ）高温ＨＡＺ組織部におけるＳＣＣの発生を抑制するためには、母材の成分組成を調整して高温ＨＡＺ組織部におけるδ−フェライトの生成を抑制すればよい。

（ｇ）高温ＨＡＺ組織部にδ−フェライトが生成した場合であっても、母材に適量のＲＥＭを含有させてＰを固定し、Ｐ含有量を０．０３％以下に低減すれば、高温ＨＡＺ組織部おけるＳＣＣの発生を抑制することができる。

（ｈ）旧オーステナイト粒界に偏析するＰは、ＳＣＣに大きな影響を及ぼす。

（ｉ）ＲＥＭは、溶接後の冷却過程において、旧オーステナイト粒界に偏析しやすい。このＲＥＭは、旧オーステナイト粒界に偏析したＰと、ＲＥＭ−Ｐ−Ｏ化合物またはＲＥＭ−Ｐ化合物を形成してＰを固定するため、ＳＣＣの発生抑制に極めて大きな効果を有する。

（ｊ）ＲＥＭは、溶製過程において、ＰおよびＯと、ＲＥＭ−Ｐ−Ｏ化合物、ＲＥＭ−Ｏ化合物およびＲＥＭ−Ｐ化合物を形成するが、鋼中のＯ量が多い場合には、ＲＥＭ−Ｏ化合物が優先的に形成される。ＲＥＭ−Ｏ化合物の一部は溶接時に一旦分解されるものの、溶接後の冷却過程においてＰに作用するＲＥＭの量が減少する。従って、鋼中のＯ含有量を低減させることが上記（ｉ）の効果を得るための必要条件である。

なお、「高温ＨＡＺ］におけるδ−フェライトと旧オーステナイト粒界に偏析したＰがＳＣＣに及ぼす影響については、以下のように考えられる。

マルテンサイトステンレス鋼は、溶接による熱で温度が上昇すると、オーステナイト（以下、「γ」ともいう。）に逆変態し、更に高温になると、δ−フェライトが生成する。そして、フェライト形成元素であるＰは、オーステナイト中よりもδ−フェライト中での濃度が高くなる。溶接後の冷却過程において、オーステナイトは、Ｍｓ点以下になると再びマルテンサイトに変態するが、δ−フェライトは、少しずつ小さくなる。そして、δ−フェライトとオーステナイトの比率は、冷却時の温度に応じて変化し、フェライト形成元素は、δ−フェライト中に濃縮する。

その結果、「δ／γ」界面のδ−フェライト側でフェライト形成元素であるＰの濃度が高くなる。冷却が更に進んで室温に至ると、溶接ＨＡＺにおける組織は、一部にδ―フェライトが残存するが、大部分は再びマルテンサイトになる。高温で存在するδ−フェライト中にＰが濃化しているので、高温ＨＡＺ組織部における旧オーステナイト粒界では、Ｐの偏析濃度が高くなり、ＳＣＣのクラックを発生させる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示す溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．０３％以下、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、Ｃｒ：８〜１６％、Ｎｉ：０．１〜９％及びｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％を含むとともに、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．５％、Ｈｆ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．５％及びＮｂ：０．００５〜０．５％のうちの１種以上を含有し、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％のうちの１種以上を含有し、Ｏ：０．００５％以下、Ｎ：０．１％以下、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＰとＲＥＭの含有量が、Ｐ≦０．６×ＲＥＭを満たすことを特徴とする溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼。

（２）Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ＋０．５Ｗ：７％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼。

（３）Ｎｉ含有量が、質量％で、６．３２〜９％であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼。

以下、上記（１）〜（３）の溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼に係る発明を総称して「本発明」という。

本発明の溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｓｗｅｅｔ環境における溶接部の耐ＳＣＣ性に優れているので、例えば、高温の炭酸ガス及び塩化物イオンを含む石油、天然ガスなど金属に対する腐食性を有する流体を輸送するためのパイプラインなどの溶接構造物として使用することができる。

溶接状態を示す模式図

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．００１〜０．０５％
Ｃは、Ｃｒなどとカーバイドを形成して高温炭酸ガス環境中での耐食性を低下させる元素である。また、ＨＡＺの硬度を上昇させるので、ＨＡＺにおける耐食性を劣化させる元素でもある。溶接性を劣化させる元素でもある。このためＣ含有量は低いほど好ましく、上限を０．０５％とする。但し、Ｃ含有量の実質的に制御可能な下限は０．００１％程度である。したがって、Ｃの含有量を０．００１〜０．０５％とした。

Ｓｉ：０．０５〜１％
Ｓｉは、鋼の精錬過程で脱酸剤として添加される元素である。脱酸剤としての効果を十分に得るには、０．０５％以上含有させる必要がある。しかし、１％を超えて含有させてもその効果が飽和する。従って、Ｓｉの含有量を０．０５〜１％とした。

Ｍｎ：０．０５〜２％
Ｍｎは、熱間加工性を改善する元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上の含有量が必要となる。しかし、Ｍｎの含有量が２％を超えると、鋳片や鋼塊の内部にＭｎの偏析が生じやすく、その偏析に伴う靱性の低下または硫化水素を含む環境中での耐ＳＳＣ性の劣化を招く傾向がある。このため、Ｍｎの含有量を０．０５〜２％とした。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、本発明において極めて重要な元素であって、その含有量は低く制限されなければならない。従って、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０１３％以下とすることが好ましい。Ｐは０．０１０％以下とすることが更に好ましく、０．００５％以下とすれば極めて好ましい。なお、Ｐを低減するだけでは、ＳＣＣの防止には不十分であり、ＲＥＭを添加し、Ｏを低減した上で、Ｐ含有量を上記範囲に制限することが重要である。

ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％
ＲＥＭは、本発明において極めて重要な元素である。すなわち、Ｐの含有量を０．０３％以下、Ｏの含有量を０．００５％以下に制限した鋼にＲＥＭを含有させてＰを固定することにより、溶接部におけるＳＣＣが生じ難くなるからである。この効果は、ＲＥＭの含有量が０．０００５％以上で得られるが、０．１％以上含有させてもその効果が飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、ＲＥＭの含有量を０．０００５〜０．１％とした。なお、ＲＥＭの含有量は０．０２６〜０．１％とすることが好ましい。

Ｃｒ：８〜１６％
Ｃｒは、炭酸ガス環境中での耐食性を確保するために必須の元素であり、高温炭酸ガス環境中での耐食性を得るためには、８％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒはフェライト形成元素であるため、Ｃｒの含有量が過剰な場合、δ−フェライトが生成し、熱間加工性の低下を招く。従って、Ｃｒの含有量を８〜１６％とした。

Ｎｉ：０．１〜９％
Ｎｉは、耐食性を向上させる作用に加えて、靱性を向上させる作用を有する。これらの効果を得るには、Ｎｉの含有量は０．１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎｉはオーステナイト形成元素であるため、含有量が多くなると残留オーステナイトが生成して強度及び靱性が低下する。この傾向は、Ｎｉの含有量が９％を超えると顕著となる。したがって、Ｎｉの含有量を０．１〜９％とした。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは、鋼の精錬過程で脱酸剤として添加される元素である。この効果を得るためには、Ａｌの含有量はｓｏｌ．Ａｌで０．００１％以上とする必要がある。一方、Ａｌを多量に添加するとアルミナ介在物の量が多くなって靱性の低下を招く。特に、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．１％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量をｓｏｌ．Ａｌで０．００１〜０．１％とした。

Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．５％、Ｈｆ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．５％及びＮｂ：０．００５〜０．５％のうちの１種以上
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ及びＮｂはいずれも、Ｃとの親和力がＣｒより大きいため、Ｃｒカーバイドの生成を抑制し、Ｃｒカーバイド周囲でのＣｒ欠乏層を原因とした低温ＨＡＺ組織部でのＳＣＣ及び局部腐食の発生を抑制する作用を有する。これらの元素は、ステンレス鋼における「安定化元素」と呼ばれる。この効果は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ及びＮｂのいずれについても、その含有量が０．００５％以上で得られる。しかしながら、これらの元素のいずれについても、その含有量が０．５％を超えると、粗大介在物を形成して靭性の劣化を招く。したがって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ及びＮｂのうちの１種以上を含有させる場合の含有量はいずれも、０．００５〜０．５％とした。

なお、上記のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ及びＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で含有する必要がある。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１％およびＭｇ：０．０００５〜０．０１％のうちの１種以上
Ｃａは、鋼の熱間加工性を改善する作用を有する。しかしながら、Ｃａの含有量が多くなって、特に、０．０１％を超えると、粗大な介在物として存在し、耐ＳＳＣ性や靱性の低下をきたす。したがって、Ｃａを含有させる場合には、その含有量を０．１％以下とするのが好ましい。なお、前記の効果を確実に得るためには、その含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ｍｇは、鋼の熱間加工性を改善する作用を有する。しかしながら、Ｍｇの含有量が多くなって、特に、０．０１％を超えると、粗大な介在物として存在し、耐ＳＳＣ性や靱性の低下をきたす。したがって、Ｍｇを含有させる場合には、その含有量を０．１％以下とするのが好ましい。なお、前記のＭｇの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。

なお、上記のＣａ及びＭｇは、そのうちのいずれか１種のみ、又は２種の複合で含有することができる。

上記の理由から、本発明に係る溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼を、上述した範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＲＥＭ、Ｃｒ、Ｎｉ及びｓｏｌ．Ａｌを含むとともに、上述した範囲のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ及びＮｂのうちの１種以上、上述した範囲のＣａ及びＭｇの１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることと規定した。

ここで、以下に示す理由により、不純物中のＯは０．００５％以下、Ｎは０．１％以下に制限することが必要である。また、Ｓなどのその他の不純物についても、通常のステンレス鋼の場合と同様に、耐食性や靱性を低下させるので、その含有量はできるだけ少なくすることが好ましい。

Ｏ：０．００５％以下
Ｏは、ＲＥＭと酸化物を形成するので、鋼中にＯが多量に存在すると、Ｐを固定するＲＥＭの量が少なくなり、溶接部におけるＳＣＣが生じやすくなる。従って、Ｏの含有量は出来る限り少ないのが望ましく、０．００５％以下に制限する。

Ｎ：０．１％以下
Ｎは、Ｃと同様、ＨＡＺにおける耐食性を劣化させるので、その上限１．０％とした。

なお、マルテンサイト系ステンレス鋼は、ＰとＲＥＭの含有量が「Ｐ≦０．６×ＲＥＭ」を満たす場合には、Ｓｗｅｅｔ環境で溶接部におけるＳＣＣは生じなくなる。

これは、溶接後の冷却過程で旧オーステナイト粒界に偏析したＲＥＭが、旧オーステナイト粒界に偏析したＰとＲＥＭ−Ｐ−Ｏ化合物またはＲＥＭ−Ｐ化合物を形成し、Ｐを固定するからからである。

したがって、本発明に係る溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｐ≦０．６×ＲＥＭを満たすこととした。

本発明に係る溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼は、より優れた特性を得るために下記の元素を含有させてもよい。

Ｍｏ＋０．５Ｗ：７％以下
Ｍｏ及びＷは、Ｃｒとの共存下において耐孔食性及び耐ＳＳＣ性を改善する作用を有するので、いずれか一方又は双方を含有させてもよい。しかしながら、ＭｏとＷの含有量が多くなり、特に、Ｍｏ＋０．５Ｗで７％を超えると、フェライトの生成を招き、熱間加工性が低下する。したがって、ＭｏとＷを含有させる場合には、その単体又は合計の含有量をＭｏ＋０．５Ｗで７％以下とするのが好ましい。なお、前記の効果を確実に得るためには、その含有量をＭｏ＋０．５Ｗで０．１％以上とすることが好ましい。

なお、Ｗを含まない場合にはＭｏを７％含んでもよいし、Ｍｏを含まない場合にはＷを１４％含んでもよい。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼Ａ〜Ｒを溶製し、幅：１００ｍｍで厚さ：１２ｍｍの鋼板を製造した。

次いで、上記鋼板の幅及び厚さの中央部から、平行部における直径６ｍｍ、長さ６５ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、室温で引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）を測定した。一方、上記鋼板の圧延方向と垂直方向に、開先角度１５度のＶ開先を設け、ＭＡＧ溶接により、開先の片側から多層溶接し、溶接継手を作製した。ＭＡＧ溶接には「２５Ｃｒ−７Ｎｉ−３Ｍｏ−２Ｗ」系の二相ステンレス鋼溶接材料を用いた。また、ＭＡＧ溶接は、溶融金属を保持するため、図１に示すように、開先裏面に銅板を当てて行った。銅板としては、溶接線と垂直な方向に幅５ｍｍ、深さ２ｍｍの溝を有する幅２５ｍｍ、厚さ８ｍｍのものを用いた。

このようにして得た溶接継手の初層側から溶接ビード及び溶接スケールを表面に有し、溶接線と垂直な方向が試験片の長さ方向となるように、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍのＳＣＣ試験片を採取し、ＳＣＣ試験を実施した。ＳＣＣ試験の条件を表２に、引張試験及びＳＣＣ試験の結果を表３にそれぞれ示す。

表３に示すように、本発明例であるＮｏ．１２および１３は、降伏強度が十分に確保されていると共に、ＳＣＣが発生せず、優れた耐食性を有していた。一方、比較例であるＮｏ．２、３、６、７、８および１５は、ＳＣＣが発生した。なお、ミクロ組織観察の結果、Ｎｏ．２の例で生じたＳＣＣのクラックは、高温ＨＡＺ組織部における旧オーステナイト粒界に沿って伝播していることが確認できた。

本発明の溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｓｗｅｅｔ環境での溶接部における耐ＳＣＣ性に優れるため、例えば、石油や天然ガスなど金属に対する腐食性を有する流体を輸送するためのパイプラインなどの溶接構造物として使用することができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．０３％以下、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、Ｃｒ：８〜１６％、Ｎｉ：０．１〜９％及びｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％を含むとともに、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．５％、Ｈｆ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．５％及びＮｂ：０．００５〜０．５％のうちの１種以上を含有し、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％のうちの１種以上を含有し、
Ｏ：０．００５％以下、Ｎ：０．１％以下、残部はＦｅ及び不純物からなり、
ＰとＲＥＭの含有量が、Ｐ≦０．６×ＲＥＭを満たすことを特徴とする溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼。
Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ＋０．５Ｗ：７％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼。
Ｎｉ含有量が、質量％で、６．３２〜９％であることを特徴とする請求項１または２に記載の溶接構造物用マルテンサイト系ステンレス鋼。