JP6265311B1 - 電縫溶接ステンレスクラッド鋼管およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

電縫溶接後の肉盛溶接等の追加の溶接処理を施さなくても、電縫溶接ままで、溶接部の破断特性に優れ、かつ、管内面の耐食性にも優れた電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を提供する。本発明は、炭素鋼または低合金鋼の外層と、所定の成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼の内層とからなる電縫溶接ステンレスクラッド鋼管であって、JIS G 3445の規定に準拠した90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄが0.3未満を満足し、かつ、管内面がASTM A262-13、Practice Eに準拠した硫酸・硫酸銅腐食試験において割れの発生しないことを特徴とする。ここで、ｈ：偏平割れ高さ（ｍｍ）、Ｄ：管外径（ｍｍ）である。

Description

本発明は、電縫溶接ステンレスクラッド鋼管およびその製造方法に関する。

通常、電縫鋼管は、鋼帯を管状に成形し、高周波電流によって加熱・溶融された対向する鋼帯幅方向両端部を、スクイズロールにより突き合せ加圧して溶接し製造される。電縫鋼管の場合、一般に溶接部の靭性や強度などの機械的特性は溶接前の鋼帯に比べて劣化するといわれている。

溶接部の特性を低下させる原因としては、ペネトレータと呼ばれる酸化物主体の溶接欠陥が挙げられる。このペネトレータは、溶接部に残留して、溶接部の靭性や強度を低下させる原因となる。そのため、通常は、ペネトレータが溶接部に残留しないよう、スクイズロールによるアプセット量を大きくして、溶接時に生じる酸化溶融物を管外面に排出する対策が取られている。

ところで、電縫鋼管の特性を向上させるための手段として、電縫溶接クラッド鋼管が提案されている。電縫溶接クラッド鋼管とは、母材としての鋼帯に、母材とは異なる材料からなる金属帯（合せ材）をクラッドしたクラッド鋼帯を用いて製造される電縫鋼管である。このように異なる材料を組み合わせることにより、母材と合せ材、それぞれが有する特性を活かし、優れた特性を有する鋼管を得ることができる。例えば、母材として炭素鋼を、合せ材としてステンレス鋼を用いた場合、ステンレス鋼の耐食性と、炭素鋼の強度とを兼ね備えた電縫クラッド鋼管を得ることができると考えられる。

しかしながら、クラッド鋼帯を素材として電縫溶接クラッド鋼管を製造する場合、アプセット量を大きくすると、図７（Ａ）に示すように、母材１１の溶融鋼および熱影響部が、合せ材１２（図７（Ａ）の場合には、鋼管内面側）の溶接シーム部に侵入する現象が生じる。特に、過度なアプセット量の場合、母材１１が鋼管の合せ材側表面（図７（Ａ）の場合には、鋼管内面）へ露出し、結果として、合せ材の優れた特性を活かすクラッド鋼管としての性能が失われる。

例えば、母材１１が低炭素鋼で、合せ材１２がステンレス鋼であるステンレスクラッド鋼帯を素材として、アプセット量を大きくして、合せ材を内層、母材を外層として製造した電縫溶接クラッド鋼管では、ステンレス鋼のシーム部に低炭素鋼が侵入したり、図７（Ａ）のように低炭素鋼が鋼管内面に露出したりする。このため、鋼管内面の溶接シーム部１４近傍の耐食性が著しく低下する。このような電縫溶接クラッド鋼管を鋼管内面に耐食性が要求される環境下で使用すると、要求性能を発揮できない。

つまり、従来技術では、電縫溶接ままの電縫溶接クラッド鋼管において、溶接部の機械的特性を低下させないことと、クラッド鋼管としての機能を損なわないこととを両立しにくいという問題があった。このような問題に対し、電縫溶接クラッド鋼管に対して追加の処理を施す技術が知られている。

特許文献１には、管状に曲成したクラッド鋼板または鋼帯の対向両縁部を突合せ溶接した溶接ビード中の少なくとも合せ材側ビードを、母材に到る深さまで切削除去し、切削除去部に合せ材と同様の性質を有する肉盛溶接を施すクラッド管の製造方法が開示されている。

特許文献２には、クラッド鋼帯を素管に成形し、継目エッジ部を電縫溶接した後、第１に、異種金属が侵入した溶接シームに沿って、クラッド界面部の深さまで溶融・凝固させて、該異種金属を希釈する、または、第２に、異種金属が侵入したシーム部を合せ材と同種の金属で肉盛溶接し、該肉盛溶接部を圧延して前記異種金属を希釈する、クラッド鋼の鋼管製造方法が開示されている。

特許文献３には、内面側を合せ材としたクラッド鋼溶接鋼管の製造方法において、クラッド鋼の原板または原コイルを成形して内面を合せ材とした管状体の合せ材突合せの少なくとも一部分を電縫溶接し、その後突合せ未溶接部を肉盛溶接するクラッド鋼溶接鋼管の製造方法が開示されている。

特開昭６０−２２１１７３号公報 特開昭６２−１５６０８７号公報 特開平５−１５４５４５号公報

しかしながら、上記の特許文献１〜３に記載の技術は、いずれも電縫溶接後に、合せ材ビード部を切削除去して肉盛溶接する（特許文献１）、溶接シームに沿ってＴＩＧアーク熱源などで溶融・凝固または肉盛溶接する（特許文献２）、突合せ未溶接部を肉盛溶接する（特許文献３）、などの追加の溶接工程が必要なため、生産性が低下し、製造コストが増大するという課題があった。また、追加の肉盛溶接における入熱により、熱影響部の結晶粒が粗大となり、破断特性が低下するという課題があった。また、熱影響部は炭化物や窒化物の生成に伴って耐食性が低下しやすいという課題もあった。

また、本発明者らは、炭素鋼または低合金鋼を外層とし、オーステナイト系ステンレス鋼を内層とした電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を製造するに際して、以下のような新規な課題を認識した。すなわち、クラッド鋼帯ではない通常の鋼帯から製造する電縫溶接鋼管においては、溶接部の破断特性等を改善するため、通常、溶接後にシームアニール等の熱処理が溶接部に施される。しかしながら、電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造にあたり溶接後の熱処理を行うと、溶接部の破断特性の劣化、または管内面の耐食性の劣化のいずれかが発生することが判明した。

そこで本発明は、上記課題に鑑み、従来技術で必要とされている電縫溶接後の肉盛溶接等の追加の溶接処理を施さなくても、電縫溶接ままで、溶接部の破断特性に優れ、かつ、管内面の耐食性にも優れた電縫溶接ステンレスクラッド鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意検討した結果、以下の知見を得た。素管の突合せ部加熱起点から溶接点に至る通管範囲をシールドボックスで覆わずに、前記通管範囲内で素管の被溶接部直上から被溶接部にシールドガスを吹き付ける場合、特定の構造のシールドガス吹付けノズルを用いて、ノズル高さおよびガス放出条件を適正に制御することにより、被溶接部の酸素濃度を格段に低減でき、ペネトレータの生成を抑制できることを見出した。その結果、電縫溶接時のアプセット量をステンレスクラッド鋼帯の厚み以下に小さくしても、ペネトレータの生成を抑制できることから、破断特性に優れた溶接部を得ることができる。アプセット量が小さければ、溶接部で外層の炭素鋼または低合金鋼が鋼管の内面に露出することがない。つまり、本発明では、管内面の耐食性を損なうことなく、破断特性に優れた溶接部を得ることができる。

また、本発明者らは、溶接後の熱処理に関して、溶接部の管内面（つまりステンレス鋼）の温度に着目した。そして、この溶接部の管内面における温度が所定範囲になるように溶接部を加熱し、その後、当該温度の冷却速度を所定の範囲に制御することによって、溶接部の破断特性の向上と、管内面の耐食性の向上の両方を実現できることを見出した。

上記知見に基づき完成された本発明の要旨構成は以下のとおりである。
（１）炭素鋼または低合金鋼の外層と、質量％で、Ｃ：0.1％以下、Si：1.5％以下、Mn：2.5％以下、Ni：7.0〜35.0％、Cr：16.0〜35.0％、Mo：0.1〜10.0％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼の内層とからなる電縫溶接ステンレスクラッド鋼管であって、
JIS G 3445の規定に準拠した90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄが0.3未満を満足し、かつ、管内面がASTM A262-10、Practice Eに準拠した硫酸・硫酸銅腐食試験において割れが発生しないことを特徴とする電縫溶接ステンレスクラッド鋼管。
ここで、ｈ：偏平割れ高さ（ｍｍ）
Ｄ：管外径（ｍｍ）

（２）前記成分組成は、（i）Ｎ：2.0％以下、（ii）Cu：3.0％以下、（iii）Ti、Nb、ＶおよびZrのうちの少なくとも１種を合計で0.01〜0.5％、（iv）Ca、Mg、Ｂ、REMをそれぞれ0.1％以下、並びに（v）Alを0.2％以下、の少なくとも一群をさらに含む上記（１）に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管。

（３）母材である炭素鋼または低合金鋼からなる第１層と、合せ材である、質量％で、Ｃ：0.1％以下、Si：1.5％以下、Mn：2.5％以下、Ni：7.0〜35.0％、Cr：16.0〜35.0％、Mo：0.1〜10.0％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼からなる第２層とが圧着されてなるステンレスクラッド鋼帯を用意し、
前記ステンレスクラッド鋼帯を、前記第１層が外層となり、前記第２層が内層となるように管状に成形して素管とし、
該素管の対向する一対の突合せ部にガスシールドを施しつつ、前記一対の突合せ部を、アプセット量が前記ステンレスクラッド鋼帯の厚み以下の条件で突き合せ加圧し、電縫溶接して、電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を得て、
その際、前記ガスシールドは、
前記素管の突合せ部上端から5〜300ｍｍ上方の位置で、前記素管の突合せ方向に隣接して並置された３つ以上のスリット状のガス放出口を有するシールドガス吹付けノズルを用いて、前記ガス放出口のうち両端に位置する一対の第１ガス放出口からのガス放出流速をＡ（ｍ／ｓ）とし、残りの第２ガス放出口からのガス放出流速をＢ（ｍ／ｓ）としたとき、Ｂが0.5〜50ｍ／ｓであり、かつ、0.01≦Ｂ／Ａ≦10を満たす条件下でシールドガスを吹き付けて行い、
さらに、前記電縫溶接後の溶接部に、該溶接部の管内面における温度が800〜1200℃となる熱処理を施し、
その後、前記溶接部に、前記溶接部の管内面における温度で800℃から400℃までの冷却速度が4〜30℃／ｓとなる冷却を施す
ことを特徴とする電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。

（４）各々の前記ガス放出口の形状は、寸法の通管方向成分である長さが30ｍｍ以上、寸法の素管突合せ方向成分である幅が5ｍｍ以上の矩形状である上記（３）に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。

（５）全ての前記ガス放出口の合計幅Ｒは、前記ガス放出口の直下における前記素管の突合せ部の最大間隔Ｗに対し、Ｒ／Ｗ＞1.0の関係を満たす上記（３）または（４）に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。

（６）前記シールドガスは、不活性ガスおよび還元性ガスの少なくとも一種からなる上記（３）〜（５）のいずれか一項に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。

（７）前記成分組成は、（i）Ｎ：2.0％以下、（ii）Cu：3.0％以下、（iii）Ti、Nb、ＶおよびZrのうちの少なくとも１種を合計で0.01〜0.5％、（iv）Ca、Mg、Ｂ、REMをそれぞれ0.1％以下、並びに（v）Alを0.2％以下、の少なくとも一群をさらに含む上記（３）〜（６）のいずれか一項に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。

本発明の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法によれば、従来技術で必要とされている電縫溶接後の肉盛溶接等の追加の溶接処理を施さなくても、電縫溶接ままで、溶接部の破断特性に優れ、かつ、管内面の耐食性にも優れた電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を製造することができる。

本発明の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管は、電縫溶接ままで、溶接部の破断特性に優れ、かつ、管内面の耐食性にも優れる。

本発明の一実施形態に従い電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を製造するための設備の概略図である。 本発明の一実施形態におけるガスシールドを説明する概略図であり、（Ａ）は、通管中の素管１６および電縫溶接ステンレスクラッド鋼管２０の斜視図、（Ｂ）は（Ａ）のＺ１部のシールドガス吹付けノズル８１を示す拡大斜視図、（Ｃ）は（Ａ）のＺ２部の断面図である。 （Ａ）〜（Ｄ）は、本実施形態で使用可能なノズルの例を示す模式図である。 （Ａ）〜（Ｃ）は、シールドガスのガス放出流速Ｂおよびガス流速比Ｂ／Ａの適正範囲を示す説明図である。 シールドガスのガス流速比Ｂ／Ａと被溶接部の酸素濃度との関係を示すグラフである。 被溶接部の酸素濃度と電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄとの関係を示すグラフである。 （Ａ）はアプセット量が大きい場合、（Ｂ）はアプセット量が小さい場合における、電縫溶接部とその近傍の模式的な断面図である。

（電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法）
図１を参照して、本発明の一実施形態による電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造工程を説明する。本発明の一実施形態における電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造では、以下のステップを含む。まず、熱延コイルとされたステンレスクラッド鋼帯１０をアンコイラー３０で連続的に払い出す。続いて、ロール成形機５０でステンレスクラッド鋼帯１０を管状に成形する。続いて、突合せ部（被溶接部）となる鋼帯幅方向両端部を、高周波加熱装置６０で融点以上に加熱しつつ、スクイズロール７０で突合せ加圧することにより、電縫溶接して、電縫溶接ステンレスクラッド鋼管２０を得る。この際、シールドガス吹付け装置８０によって、突合せ部にガスシールドを施す。続いて、ビード切削機９０で溶接部の外面および内面の溶接ビードを切削する。続いて、加熱装置９２によって、電縫溶接後の溶接部に熱処理を施し、さらに冷却装置９４によって溶接部に冷却を施す。その後、管２０を切断機９６で所定の長さに切断する。

高周波加熱装置６０は、直接通電加熱式又は誘導加熱式の装置のいずれであってもよい。なお、高周波電流の通電部分を含む通帯方向範囲内の管の内面側に、図示しないインピーダを装入して電縫溶接を行う場合もある。

本実施形態は、図２（Ｃ）に示すように、母材である炭素鋼または低合金鋼からなる第１層１１と、合せ材であるオーステナイト系ステンレス鋼からなる第２層１２とが圧着されてなるステンレスクラッド鋼帯１０を用いて、合せ材である第２層１２を内層、母材である第１層１１を外層として、電縫溶接を行うものとする。ここで、本明細書において「母材」とは、互いに厚みと材料が異なる二層からなるクラッド鋼帯のうち、厚みが大きい層の材料を意味し、「合せ材」とは、厚みが小さい層の材料を意味する。本実施形態では、母材である炭素鋼または低合金鋼は鋼管の強度を確保するための材料であり、合せ材であるオーステナイト系ステンレス鋼は、管内面に耐食性を確保するための材料である。

本発明で母材として用いる炭素鋼は、特に限定されないが、クラッド鋼管の機械的特性は、その鋼管体積の大部分を占める母材の特性に支配されるため、クラッド鋼管の適用先に応じた規格、機械的特性を有する炭素鋼を選定することが好ましい。

本発明で母材として用いる低合金鋼は、合金元素の合計含有量が5質量％以下の鋼であれば特に限定されず、炭素鋼と同様に、クラッド鋼管の適用先を考慮して選定すればよい。

本発明で合せ材として用いるオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成について説明する。なお、含有量に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。

Ｃ：0.1％以下
Ｃは、鋼中のCrと結合して耐食性の低下を招くため、その含有量は低いほど望ましいが、0.1％以下であれば耐食性を著しく低下させることはない。したがって、Ｃ含有量は0.1％以下とする。好ましくは0.08％以下である。Ｃ含有量の下限は特に限定されないが、工業的な観点から0.001％である。

Si：1.5％以下
Siは、脱酸のために有効な元素であるが、過剰に含有されると電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり、溶接部特性の低下を招く。よって、Si含有量は1.5％以下とする。好ましくは1.0％以下である。Si含有量の下限は特に限定されないが、工業的な観点から0.01％である。

Mn：2.5％以下
Mnは、強度向上に有効な元素であるが、過剰に含有されると電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり、溶接部特性の低下を招く。よって、Mn含有量は2.5％以下とする。好ましくは2.0％以下である。Mn含有量の下限は特に限定されないが、工業的な観点から0.001％である。

Ni：7.0〜35.0％
Niは、オーステナイト相を安定させる元素である。Ni含有量が7.0％未満では、フェライト相を安定化させるCrを16.0％以上含有する場合にオーステナイト相を安定的に得られない。一方、Ni含有量が35.0％を超えると、製造コストの上昇を招き経済的に不利になる。したがって、Ni含有量は、7.0〜35.0％の範囲内とする必要がある。

Cr：16.0〜35.0％
Crは、鋼管の表面に不働態皮膜を形成することにより、耐食性を保つために重要な元素である。その効果はCr含有量が16.0％以上であれば発現する。しかし、Cr含有量が35.0％を超えると、熱間加工性が低下し、またオーステナイト単相組織を得ることが困難である。よって、Cr含有量は16.0〜35.0％とする。好ましくは18.0％〜30.0％である。

Mo：0.1〜10.0％
Moは、隙間腐食等の局部腐食を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Mo含有量を0.1％以上とする必要がある。ただし、Mo含有量が10.0％を超えると、オーステナイト系ステンレス鋼を著しく脆化させる。したがって、Mo含有量は0.1〜10.0％とする。好ましくは0.5〜7.0％の範囲である。

上記したＣ、Si、Mn、Ni、Cr、Moに加えて、必要に応じて以下の元素を含有することもできる。

Ｎ：2.0％以下
Ｎは、局部腐食を抑制する作用を有する効果がある。しかし、Ｎ含有量を2.0％超えとするのは工業的には困難であるので、これを上限とする。さらに通常の溶製方法では、Ｎ含有量が0.4％を超えると、溶製段階でＮを含有させるために長時間を要するので、生産性の低下を招く。したがって、コストの面ではＮ含有量は0.4％以下がより好ましい。さらに好ましくは0.01〜0.3％の範囲である。

Cu：3.0％以下
Cuは、耐食性を改善する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、Cu含有量を0.01％以上とすることが好ましい。しかし、Cu含有量が3.0％を超えると、熱間加工性が低下し、生産性の低下を招く。したがって、Cuを含有する場合、その含有量は3.0％以下が好ましい。より好ましくは0.01〜2.5％の範囲である。

Ti、Nb、ＶおよびZrのうちの少なくとも１種を合計で0.01〜0.5％
Ti、Nb、ＶおよびZrはいずれも、オーステナイト系ステンレス鋼中のＣと反応して炭化物を形成してＣを固定するので、オーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を改善するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、これらの少なくとも１種の合計含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、Ti、Nb、ＶおよびZrは、単独添加および複合添加いずれの場合も、合計含有量が0.5％を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ti、Nb、ＶおよびZrを含有する場合、その合計含有量は0.5％以下が好ましい。

上記した元素の他に、オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を向上するために、Ca、Mg、Ｂおよび希土類元素（REM）のうちの少なくとも１種をそれぞれ0.1％以下、溶鋼段階での脱酸の目的でAlを0.2％以下の範囲内で含んでも良い。

成分組成の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物のうちＯはＯ：0.02％以下とすることが好ましい。

本実施形態では、図２（Ａ），（Ｃ）を参照して、ステンレスクラッド鋼帯１０を、第１層１１が外層となり、第２層１２が内層となるように管状に成形して素管（オープン管）１６とする。そして、素管の対向する一対の突合せ部（被溶接部）１７にガスシールドを施しつつ、一対の突合せ部１７を突き合せ加圧し、電縫溶接して、電縫溶接ステンレスクラッド鋼管２０を得る。

図２（Ａ）において、符号１８は素管の突合せ部加熱起点、符号１９は被溶接部１７が接合する通管方向位置を指す溶接点である。本実施形態では、電縫溶接の際、加熱起点１８から溶接点１９までの通管方向範囲の全域、あるいは当該範囲内の、被溶接部に酸化物が生成し易い区域（この区域は予備調査により特定できる）をシールド範囲とし、該シールド範囲において、被溶接部１７の直上の位置にシールドガス吹付けノズル８１（以下、単に「ノズル」ともいう。）を配置する。

ノズル８１は、図２（Ｂ）および図３（Ａ），（Ｄ）に示すように、素管の突合せ方向Ｙに対して３層に分割したものとする。また、図３（Ｂ），（Ｃ）に示すように、素管の突合せ方向Ｙに対して４層以上に分割したものでもよい。すなわち、ノズル８１は、素管の突合せ方向Ｙに隣接して並置された３つ以上の分割ノズルを有し、これらは、両端に位置する一対の第１分割ノズル８４Ａと、残りの第二分割ノズル８４Ｂとからなる。各分割ノズルは、内部が中空に区画されており、互いに独立したガス流路をなす。各分割ノズル８４Ａ，８４Ｂには、それぞれ対応するガス配管８２からシールドガスが供給され、その供給量はガス流調整器８３で制御される。一対の第１分割ノズル８４Ａの先端は、スリット状の第１ガス放出口８５Ａを区画し、第２分割ノズル８４Ｂの先端は、スリット状の第２ガス放出口８５Ｂを区画する。ノズル８１は、そのガス放出口８５Ａ，８５Ｂを被溶接部１７上端と正対する様に配位して、配置される。

本発明者らはシールドガスの流れについて詳細に観察した。さらに、ガス放出口８５Ａ，８５Ｂの位置や寸法、ガス放出口８５Ａ，８５Ｂでのシールドガスの流速などの、様々なシールドガスの吹付け条件が、電縫溶接時の被溶接部１７の酸素濃度と、該被溶接部を電縫溶接してなる溶接部における酸化物の面積率とに及ぼす影響を詳細に調査した。

その結果、シールドガスの吹付け条件を最適にすることにより、被溶接部の酸素濃度が0.01質量％以下になり、その結果、溶接部の酸化物面積率が0.1％未満になり、破断特性に優れた溶接部が得られることを発見した。ここで、溶接部の酸化物面積率とは、次のとおり定義される。すなわち、電縫溶接部のシャルピー衝撃試験を行うことにより得られる破面を電子顕微鏡により倍率500倍以上で少なくとも10視野観察して、その破面内に観察される酸化物を含んだディンプル破面部分を選別して、その総面積を測定し、これの視野総面積に対する割合を酸化物面積率とした。

前記発見した最適条件は、被溶接部１７上端からガス放出口８５Ａ，８５Ｂまでの高さであるノズル高さＨが5ｍｍ以上300ｍｍ以下（図２（Ｃ）参照）であり、かつ、両端に位置する一対の第１ガス放出口８５Ａからのガス放出流速をＡ（ｍ／ｓ）とし、残りの第２ガス放出口８５Ｂからのガス放出流速をＢ（ｍ／ｓ）としたとき、Ｂが0.5〜50ｍ／ｓであり、かつ、0.01≦Ｂ／Ａ≦10を満たす条件下でシールドガスを吹き付けることである。

前記ノズル高さＨが300ｍｍを超えると、シールドガスが十分に被溶接部１７に届かないため、被溶接部１７の酸素濃度が0.01質量％以下にならず、破断特性に優れた溶接部が得られない。一方、前記ノズル高さＨが5ｍｍを下回ると、加熱されている被溶接部１７からの輻射熱でガス放出口８５Ａ，８５Ｂが傷み易く、さらに被溶接部１７で発生したスパッタが衝突してノズル８１の耐久性が劣化する。

流速Ｂが小さすぎると、シールドガスは周囲に拡散し、被溶接部１７のガスシールドが不十分となるため、被溶接部１７の酸素濃度が0.01質量％以下にならず、破断特性に優れた溶接部が得られない。一方、流速Ｂが大き過ぎると、シールドガスの勢いが強くなりすぎ、被溶接部１７の端面間への大気巻き込みを生じてしまう。よって、前記流速Ｂは0.5〜50ｍ／ｓが適正範囲である。なお、中央の第２ガス放出口８５Ｂが複数ある場合（例えば図３（Ｂ），（Ｃ）など）、各々の第２ガス放出口での流速Ｂは必ずしも同一の値である必要はなく、前記適正範囲内である限り、互いに異なる値であっても構わない。

しかし、流速Ｂを前記適正範囲に保ったとしても、流速Ｂと流速Ａとの比であるガス流速比Ｂ／Ａが不適正であると、図４に示すように、大気巻き込み８７が発生してしまう。

すなわち、図４（Ａ）を参照して、Ｂ／Ａ＜0.01の場合は、両端の第１ガス放出口８５Ａからのガス流が強すぎ、かつ中央の第２ガス放出口８５Ｂからのガス流が弱すぎるため、両端の第１ガス放出口８５Ａからのガス流が素管１６の外面で反射して上方に偏向し、その反射領域におけるガス流速が零に近くなって、素管１６の外面沿いに大気巻き込み８７が発生する。その結果、被溶接部１７の酸素濃度が十分に低減できず、破断特性に優れた溶接部が得られない。

一方、図４（Ｃ）を参照して、Ｂ／Ａ＞10の場合は、中央の第２ガス放出口８５Ｂからのガス流が強すぎ、かつ両端の第１ガス放出口８５Ａからのガス流が弱すぎるため、中央の第２ガス放出口８５Ｂからのガス流によって大気が被溶接部１７の端面間に引きずり込まれて、大気巻き込み８７を招来しやすい。その結果、被溶接部１７の酸素濃度が十分に低減できず、破断特性に優れた溶接部が得られない。

これらに対し、図４（Ｂ）を参照して、0.01≦Ｂ／Ａ≦10とすることで、被溶接部１７の端面間にシールドガス８６が過不足なく充満し、大気巻き込みもない。その結果、被溶接部１７の酸素濃度が0.01質量％以下になり、破断特性に優れた溶接部が得られる。中央の第２ガス放出口８５Ｂが複数あり、各々の第２ガス放出口での流速を互いに異なる値にした場合、そのうちの最大の流速を「流速Ｂ」として計算したＢ／Ａが、上記条件を満たせばよい。

図５は、一例として、ノズル高さＨ＝50ｍｍとし、0.5≦Ｂ≦50の適正範囲下でガス流速比Ｂ／Ａを種々変えて、被溶接部１７にシールドガス８６を吹き付け、被溶接部１７の端面間の中間位置で酸素濃度を測定した結果を示すグラフである。なお、管外面側の母材は、厚さ5ｍｍの低炭素低合金鋼であり、管内面側の合せ材は、厚さ2ｍｍのオーステナイト系ステンレス鋼（SUS316L）であるステンレスクラッド鋼帯を用いた。

図５より、0.5≦Ｂ≦50の適正範囲下で、ガス流速比Ｂ／Ａを0.01≦Ｂ／Ａ≦10とすることによって、被溶接部の酸素濃度0.01質量％以下が大きな余裕を持って（即ち確実に）クリアできる。また、図５より、0.03≦Ｂ／Ａ≦5とすると、さらに低い酸素濃度レベルである0.001〜0.0001質量％が達成できて好ましい。

この結果については、ノズル高さＨなど他の条件が変わっても同様であることを確認した。

図６は、被溶接部の酸素濃度と電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄとの関係を示すグラフである。管外面側の母材は、厚さ5ｍｍの低炭素低合金鋼であり、管内面側の合せ材は、厚さ2ｍｍのオーステナイト系ステンレス鋼（SUS316L）であるステンレスクラッド鋼帯を用いた。図７（Ｂ）に示すように、電縫溶接後に管外面側の母材が管内面に露出しないように、アプセット量をステンレスクラッド鋼帯の板厚以下の1.0ｍｍとし、被溶接部の酸素濃度を変化させて、電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を製造した。その後、溶接部に、溶接部の管内面における加熱温度を1000℃、管内面における温度で冷却速度10℃／ｓの溶接後熱処理を施した後、長さ50ｍｍの試験片を採取し、JIS G 3445の規定に準拠した90°偏平試験を行い、偏平値ｈ／Ｄを求めた。

その結果、図６に示すように、被溶接部の酸素濃度が0.01質量％以下になる雰囲気下で製造された電縫溶接ステンレスクラッド鋼管は、90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄ（ｈ：偏平割れ高さ、Ｄ：管外径）が0.3未満となり、破断特性に優れた溶接部を有することが明らかとなった。

ところで、ガス放出口８５Ａ，８５Ｂの全層合併した形状については、寸法の通管方向Ｘ成分である長さが30ｍｍ以上、寸法の素管突合せ方向Ｙ成分である幅（図２（Ｃ）における合計幅Ｒ）が5ｍｍ以上の矩形状にすると、被溶接部１７へのガス吹付けをより均一にできて好ましい。

また、図２（Ｃ）に示すように、全てのガス放出口８５Ａ，８５Ｂの合計幅Ｒは、前記ガス放出口の直下における前記素管の突合せ部の最大間隔Ｗに対し、Ｒ／Ｗ＞1.0の関係を満たすことが好ましい。被溶接部１７の酸素濃度をより速やかに低減させることができるからである。

本実施形態において、シールドガスは、不活性ガスおよび還元性ガスの少なくとも一種からなる。

ここでいう不活性ガスとは、窒素ガス、ヘリウムガス、アルゴンガス、ネオンガス、キセノンガス等、若しくはこれらの２種以上を混合してなる混合ガスなどを意味する。

シールドガスとして、還元性ガスを0.1質量％以上含有するガスを用いると、ペネトレータの原因となる酸化物の生成を抑制する効果がより強くなり、溶接部の靭性又は強度をより大きく向上させることができて好ましい。ここでいう還元性ガスとは、水素ガス、一酸化炭素ガス、メタンガス、プロパンガス等、若しくはこれらの２種以上を混合してなる混合ガスを意味する。なお、還元性ガスを0.1質量％以上含有するガスとしては、還元性ガスのみからなる組成、又は、還元性ガス：0.1質量％以上を含有し、残部が不活性ガスからなる組成のものが好適である。

また、入手容易性及び廉価性の点からは、シールドガスとして次のガスを用いる事が好ましい。
（イ）不活性ガス単独使用の場合：（Ｇ１）窒素ガス、ヘリウムガス、アルゴンガスのいずれか１種、またはこれら２種以上の混合ガス
（ロ）還元性ガス単独使用の場合：（Ｇ２）水素ガス、一酸化炭素ガスのいずれか１種、またはこれら２種の混合ガス
（ハ）不活性ガスと還元性ガスの混合ガス使用の場合：前記（Ｇ１）と（Ｇ２）の混合ガス
尚、特に、水素ガス及び／又は一酸化炭素ガスを含むガスを使用する場合、遺漏無き安全対策をとるべきことはいうまでもない。

本実施形態において、アプセット量はステンレスクラッド鋼帯の厚み以下とする。これにより、溶接部で外層の炭素鋼または低合金鋼が鋼管の内面に露出することがない。なお、アプセット量は、電縫溶接中に溶接部からペネトレータの排出の効果を確保する観点から、ステンレスクラッド鋼帯の厚みの20％以上とすることが好ましい。なお、スクイズロールによるアプセット量は、スクイズロールより手前の管の外周長を測定した後、スクイズロールにより溶接して外面の溶接ビード部を切削した後の管の外周長を測定して、両者の差を計算することにより求める。

次に、本実施形態では、電縫溶接後の溶接部に対して行う熱処理の条件を最適化したことが特徴である。すなわち、電縫溶接後の溶接部に、該溶接部の管内面における温度が800〜1200℃となる熱処理を施し、その後、前記溶接部に、前記溶接部の管内面における温度で800℃から400℃までの冷却速度が4〜30℃／ｓとなる冷却を施す。これにより、溶接部の破断特性の向上と、管内面の耐食性の向上の両方を実現できる。

溶接部の管内面における加熱温度が800℃未満の場合、母材の溶接部の組織の均質化、細粒化、および合せ材の溶体化が不十分であるため、溶接部の破断特性の向上と、管内面の耐食性の向上の効果が得られない。また、前記加熱温度が1200℃を超える場合、母材の溶接部の組織の粗大化により、溶接部の靱性すなわち破断特性が低下する。

また、前記冷却速度が4℃／ｓ未満の場合、合せ材であるオーステナイト系ステンレス鋼の鋭敏化により管内面における溶接部の耐食性が低下する。一方で、前記冷却速度が30℃／ｓを超える場合、母材である炭素鋼または低合金鋼が高硬度の焼入れ組織となり、溶接部の破断特性が低下する。

溶接後熱処理における加熱条件および冷却条件の制御は、図１に示す加熱装置９２および冷却装置９４により行う。加熱方法および冷却方法は、前記加熱温度及び前記冷却速度が得られる限り特に限定されない。例えば加熱方法に関しては誘導加熱や直接通電加熱、雰囲気加熱炉による加熱等を用いることができ、また冷却方法に関しては、空冷、衝風冷却、水冷、および造管工具（ロールやローラーなど）による抜熱等を用いることができる。

（電縫溶接ステンレスクラッド鋼管）
本実施形態による電縫溶接ステンレスクラッド鋼管は、上記の製造方法により得られるものであり、炭素鋼または低合金鋼の外層と、既述の成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼の内層とからなり、電縫溶接ままで溶接ビード切削および溶接後熱処理を施された電縫溶接部を有する。なお、「電縫溶接ままで」とは、電縫溶接後に肉盛溶接など追加の溶接処理が施されていないことを意味する。

そして、本実施形態による電縫溶接ステンレスクラッド鋼管は、電縫溶接ままで、JISG 3445の規定に準拠した90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄが0.3未満を満足し、かつ、管内面がASTM A262-10、Practice Eに準拠した硫酸・硫酸銅腐食試験において割れが発生しないという、優れた溶接部の破断特性と管内面の耐食性を両立したものである。ここで、ｈ：偏平割れ高さ（ｍｍ）、Ｄ：管外径（ｍｍ）である。なお、管内面における割れの発生の有無は、上記規格に記載されている基準によって明確に判定可能である。

（実施例１）
厚さ2ｍｍ、質量％でＣ：0.015％、Si：0.76％、Mn：1.06％、Ni：12.2％、Cr：17.4％、Cu：0.24％、Mo：2.32％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成のオーステナイト系ステンレス鋼の合せ材と、厚さ5ｍｍ、質量％でＣ：0.04％、Si：0.2％、Mn：1.60％、Ｖ：0.04％、Nb：0.05％、Ti：0.01％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成の低炭素低合金鋼の母材とからなるステンレスクラッド鋼帯を用意した。

図１に示した電縫溶接鋼管製造設備により、用意したステンレスクラッド鋼帯を素材として、母材を外層、合せ材を内層として、種々の条件で外径300ｍｍの電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を製造した。電縫溶接時に被溶接部へのガスシールドは、図２（Ａ）〜（Ｃ）に示すノズルを用いて、表１に示すノズル高さＨ、ガス放出流速Ｂ、流速比Ｂ／Ａ、およびＲ／Ｗの条件下で行った。シールドガスは、不活性ガスである窒素とし、表１に示す一部の水準では、還元性ガスとしてプロパンガスを混合した不活性ガスとした。アプセット量は表１に示すものとした。

また、電縫溶接後の溶接部に、該溶接部の管内面における温度が表１に示す値となる熱処理を施し、その後、前記溶接部に、前記溶接部の管内面における温度で800℃から400℃までの冷却速度が表１に示す値となる冷却を施した。

各水準において、被溶接部の酸素濃度の測定し、また、製造した各鋼管から試験片を採取し、JIS G 3445の規定に準拠した90°偏平試験を行い、偏平値ｈ／Ｄを求めた。結果を表１に示す。

また、管内面の耐食性をAPI specification 5LD、4th Editionに従ってASTM A262-10、Practice Eに準拠した硫酸・硫酸銅腐食試験により評価した。管内面の耐食性を評価するために、管内面側を残して管外面側（母材側）を研削により取り除き、ステンレス鋼のみを試験片とした。耐食性の評価は、試験後の試験片を目視、または必要に応じて実体顕微鏡などにより10倍の倍率で観察し、割れの観察されなかった試験片を合格（○）、割れの観察された試験片を不合格（×）とした。

表１に示されるとおり、本発明例では、比較例と比べて溶接部の偏平値ｈ／Ｄが桁違いに低減し、破断特性に優れ、かつ内面がオーステナイト系ステンレス鋼としての耐食性を維持した溶接部を有することが確認された。

（実施例２）
厚さ2ｍｍで、表２に示す成分組成（残部はFeおよび不可避的不純物）を有するオーステナイト系ステンレス鋼の合せ材と、厚さ5ｍｍ、質量％でＣ：0.04％、Si：0.2％、Mn：1.60％、Ｖ：0.04％、Nb：0.05％、Ti：0.01％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成の低炭素低合金鋼の母材とからなるステンレスクラッド鋼帯を用意した。

図１に示した電縫溶接鋼管製造設備により、用意したステンレスクラッド鋼帯を素材として、母材を管外面側、合せ材を管内面側として、外径300ｍｍの電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を製造した。電縫溶接時に被溶接部へのガスシールドは、図２（Ａ）〜（Ｃ）に示すノズルを用いて、ノズル高さＨ＝50ｍｍ、ガス放出流速Ｂ＝10ｍ／ｓ、流速比Ｂ／Ａ＝0.5、およびＲ／Ｗ＝5の条件下で行った。シールドガスは、不活性ガスである窒素とした。アプセット量は4ｍｍとした。

また、電縫溶接後の溶接部に、該溶接部の管内面における温度が1000℃となる熱処理を施し、その後、前記溶接部に、前記溶接部の管内面における温度で800℃から400℃までの冷却速度が10℃／ｓとなる冷却を施した。

実施例１に記載の方法と同様に、被溶接部の酸素濃度の測定と、溶接部の破断特性および管内面の耐食性の評価を行った。結果を表３に示す。

表３から明らかなように、本発明例では溶接部の破断特性に優れ、かつ、管内面の耐食性にも優れた電縫溶接ステンレスクラッド鋼管が得られたのに対し、合せ材の化学成分が本発明範囲外の比較例では、溶接部の破断特性または管内面の耐食性が劣っていることが確認できた。

本発明の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法によれば、従来技術で必要とされている電縫溶接後の肉盛溶接等の追加の溶接処理を施さなくても、電縫溶接ままで、溶接部の破断特性に優れ、かつ、管内面の耐食性にも優れた電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を製造することができる。

１０ ステンレスクラッド鋼帯
１１ 第１層（母材）
１２ 第２層（合せ材）
１３ クラッド界面
１４ 溶接シーム部
１６ 素管（オープン管）
１７ 被溶接部（素管の突合せ部）
１８ 素管の突合せ部加熱起点
１９ 溶接点
２０ 電縫溶接ステンレスクラッド鋼管
３０ アンコイラー
５０ ロール成形機
６０ 高周波加熱装置
７０ スクイズロール
８０ シールドガス吹付け装置
８１ シールドガス吹付けノズル
８２ ガス配管
８３ ガス流調整器
８４Ａ 第１分割ノズル（両端）
８４Ｂ 第２分割ノズル（中央）
８５Ａ 第１ガス放出口（両端）
８５Ｂ 第２ガス放出口（中央）
８６ シールドガス
８７ 大気巻き込み
９０ ビード切削機
９２ 加熱装置
９４ 冷却装置
９６ 切断機
Ｘ 通管方向
Ｙ 素管の突合せ方向

Claims (7)

1. 炭素鋼または低合金鋼の外層と、質量％で、Ｃ：0.1％以下、Si：1.5％以下、Mn：2.5％以下、Ni：7.0〜35.0％、Cr：16.0〜35.0％、Mo：0.1〜10.0％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼の内層とからなる電縫溶接ステンレスクラッド鋼管であって、
   JIS G 3445の規定に準拠した90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄが0.3未満を満足し、かつ、管内面がASTM A262-10、Practice Eに準拠した硫酸・硫酸銅腐食試験において、目視および実体顕微鏡による10倍の倍率での観察によって割れが観察されないことを特徴とする電縫溶接ステンレスクラッド鋼管。
   ここで、ｈ：偏平割れ高さ（ｍｍ）
   Ｄ：管外径（ｍｍ）
2. 前記成分組成は、（i）Ｎ：2.0％以下、（ii）Cu：3.0％以下、（iii）Ti、Nb、ＶおよびZrのうちの少なくとも１種を合計で0.01〜0.5％、（iv）Ca、Mg、ＢおよびREMのうちの少なくとも１種をそれぞれ0.1％以下、並びに（v）Alを0.2％以下、の少なくとも一群をさらに含む請求項１に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管。
3. 母材である炭素鋼または低合金鋼からなる第１層と、合せ材である、質量％で、Ｃ：0.1％以下、Si：1.5％以下、Mn：2.5％以下、Ni：7.0〜35.0％、Cr：16.0〜35.0％、Mo：0.1〜10.0％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼からなる第２層とが圧着されてなるステンレスクラッド鋼帯を用意し、
   前記ステンレスクラッド鋼帯を、前記第１層が外層となり、前記第２層が内層となるように管状に成形して素管とし、
   該素管の対向する一対の突合せ部にガスシールドを施しつつ、前記一対の突合せ部を、アプセット量が前記ステンレスクラッド鋼帯の厚み以下の条件で突き合せ加圧し、電縫溶接して、電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を得て、
   その際、前記ガスシールドは、
   前記素管の突合せ部上端から5〜300ｍｍ上方の位置で、前記素管の突合せ方向に隣接して並置された３つ以上のスリット状のガス放出口を有するシールドガス吹付けノズルを用いて、前記ガス放出口のうち両端に位置する一対の第１ガス放出口からのガス放出流速をＡ（ｍ／ｓ）とし、残りの第２ガス放出口からのガス放出流速をＢ（ｍ／ｓ）としたとき、Ｂが0.5〜50ｍ／ｓであり、かつ、0.01≦Ｂ／Ａ≦10を満たす条件下でシールドガスを吹き付けて行い、
   さらに、前記電縫溶接後の溶接部に、該溶接部の管内面における温度が800〜1200℃となる熱処理を施し、
   その後、前記溶接部に、前記溶接部の管内面における温度で800℃から400℃までの冷却速度が4〜30℃／ｓとなる冷却を施す
   ことを特徴とする電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。
4. 各々の前記ガス放出口の形状は、寸法の通管方向成分である長さが30ｍｍ以上、寸法の素管突合せ方向成分である幅が5ｍｍ以上の矩形状である請求項３に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。
5. 全ての前記ガス放出口の合計幅Ｒは、前記ガス放出口の直下における前記素管の突合せ部の最大間隔Ｗに対し、Ｒ／Ｗ＞1.0の関係を満たす請求項３または４に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。
6. 前記シールドガスは、不活性ガスおよび還元性ガスの少なくとも一種からなる請求項３〜５のいずれか一項に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。
7. 前記成分組成は、（i）Ｎ：2.0％以下、（ii）Cu：3.0％以下、（iii）Ti、Nb、ＶおよびZrのうちの少なくとも１種を合計で0.01〜0.5％、（iv）Ca、Mg、ＢおよびREMのうちの少なくとも１種をそれぞれ0.1％以下、並びに（v）Alを0.2％以下、の少なくとも一群をさらに含む請求項３〜６のいずれか一項に記載の電縫溶接ステンレスクラッド鋼管の製造方法。

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