JP7469636B2 - ステンレス鋼管および溶接継手 - Google Patents
ステンレス鋼管および溶接継手 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7469636B2 JP7469636B2 JP2020084414A JP2020084414A JP7469636B2 JP 7469636 B2 JP7469636 B2 JP 7469636B2 JP 2020084414 A JP2020084414 A JP 2020084414A JP 2020084414 A JP2020084414 A JP 2020084414A JP 7469636 B2 JP7469636 B2 JP 7469636B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- stainless steel
- preferably set
- steel pipe
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims description 51
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 title claims description 49
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 13
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 12
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 7
- GZPBVLUEICLBOA-UHFFFAOYSA-N 4-(dimethylamino)-3,5-dimethylphenol Chemical group CN(C)C1=C(C)C=C(O)C=C1C GZPBVLUEICLBOA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 239000011324 bead Substances 0.000 description 46
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 39
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 32
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 17
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 16
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 16
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 15
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 15
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 15
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 14
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 14
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 12
- 210000001503 joint Anatomy 0.000 description 11
- 239000000463 material Substances 0.000 description 11
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 11
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 10
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 8
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 8
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 7
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 7
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- 210000003371 toe Anatomy 0.000 description 5
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 4
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 description 3
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 3
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 3
- 230000008646 thermal stress Effects 0.000 description 3
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 2
- 239000000945 filler Substances 0.000 description 2
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 239000013535 sea water Substances 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 2
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M Chloride anion Chemical compound [Cl-] VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000002161 passivation Methods 0.000 description 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 1
- 238000010587 phase diagram Methods 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000007665 sagging Methods 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Description
本発明は、ステンレス鋼管および溶接継手に関する。
化学プラント、発電プラントおよびエネルギー輸送機器では、比較的安価で、良好な高温強度、および耐食性を有するステンレス鋼が用いられている。例えば、特許文献１～６には、高温強度および耐食性を高めたステンレス鋼が開示されている。
プラント機器の中には、加熱溶接により部材同士を組み立てて製造するものがある。例えば、熱交換器に用いられるステンレス鋼管は、管同士を突合せ溶接して組み立てられる。そして、この溶接の際に、溶接熱影響部に割れが生じることがある。その一方、上記割れを抑制するために、溶接の際に入熱量を低減するのが有効であるが、入熱量を低減することで、却って、突合せ面が完全に溶融せず、安定的にビードが形成しないことがある。このため、溶接欠陥が生じる場合がある。
本発明は、上記の課題を解決し、管の突合せ溶接の際に内面側のビードが安定的に形成し、かつ溶接熱影響部に発生する割れ、具体的には液化割れを抑制しうるステンレス鋼管および溶接継手を提供することを目的とする。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のステンレス鋼管および溶接継手を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００３～０．０２０％、
Ｓｉ：０．０２～０．３５％、
Ｍｎ：０．３０～１．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００１～０．００１２％、
Ｎｉ：１７．０～１９．０％、
Ｃｕ：０．５０～１．００％、
Ｃｏ：０．０５～１．００％、
Ｃｒ：１９．０～２１．０％、
Ｍｏ：５．５０～７．００％、
Ｎ：０．１５０～０．２５０％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｏ：０．０００４～０．０１５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）を満足し、
下記（ii）式により算出されるＳＮｉと、下記（iii）式により算出されるＳＣｒとの比が、下記（iv）式を満足する、ステンレス鋼管。
０．００１０≦Ｓ＋２Ｏ≦０．０２８０ ・・・（ｉ）
ＳＮｉ＝（Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ ・・・（ii）
ＳＣｒ＝（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋１．５Ｓｉ ・・・（iii）
０．９０≦ＳＮｉ／ＳＣｒ≦１．１０ ・・・（iv）
但し、上記式中の元素記号は、ステンレス鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
Ｃ：０．００３～０．０２０％、
Ｓｉ：０．０２～０．３５％、
Ｍｎ：０．３０～１．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００１～０．００１２％、
Ｎｉ：１７．０～１９．０％、
Ｃｕ：０．５０～１．００％、
Ｃｏ：０．０５～１．００％、
Ｃｒ：１９．０～２１．０％、
Ｍｏ：５．５０～７．００％、
Ｎ：０．１５０～０．２５０％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｏ：０．０００４～０．０１５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）を満足し、
下記（ii）式により算出されるＳＮｉと、下記（iii）式により算出されるＳＣｒとの比が、下記（iv）式を満足する、ステンレス鋼管。
０．００１０≦Ｓ＋２Ｏ≦０．０２８０ ・・・（ｉ）
ＳＮｉ＝（Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ ・・・（ii）
ＳＣｒ＝（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋１．５Ｓｉ ・・・（iii）
０．９０≦ＳＮｉ／ＳＣｒ≦１．１０ ・・・（iv）
但し、上記式中の元素記号は、ステンレス鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（２）前記ステンレス鋼管の管端部から軸方向に５０ｍｍの位置までの領域において、下記（ｖ）式で算出される最大肉厚差Ｄｗが、下記（vi）および（vii）式を満足する、上記（１）に記載のステンレス鋼管。
Ｄｗ＝ＤＭＡＸ－Ｄｍｉｎ ・・・（ｖ）
Ｄｗ／ＤＭＡＸ×１００≦２０ ・・・（vi）
Ｄｗ≦１．６ ・・・（vii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
ＤＭＡＸ（ｍｍ）：最大肉厚
Ｄｍｉｎ（ｍｍ）：最小肉厚
Ｄｗ＝ＤＭＡＸ－Ｄｍｉｎ ・・・（ｖ）
Ｄｗ／ＤＭＡＸ×１００≦２０ ・・・（vi）
Ｄｗ≦１．６ ・・・（vii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
ＤＭＡＸ（ｍｍ）：最大肉厚
Ｄｍｉｎ（ｍｍ）：最小肉厚
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｓｎ：０．０３０％以下を含有する、上記（１）または（２）に記載のステンレス鋼管。
Ｓｎ：０．０３０％以下を含有する、上記（１）または（２）に記載のステンレス鋼管。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｗ：１．００％以下、
Ｔｉ：０．４０％以下、
Ｖ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．４０％以下、
Ｔａ：０．４０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、および
ＲＥＭ：０．０８００％以下、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）～（３）のいずれかに記載のステンレス鋼管。
Ｗ：１．００％以下、
Ｔｉ：０．４０％以下、
Ｖ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．４０％以下、
Ｔａ：０．４０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、および
ＲＥＭ：０．０８００％以下、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）～（３）のいずれかに記載のステンレス鋼管。
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載のステンレス鋼管を用いた溶接継手。
本発明によれば、管の突合せ溶接の際に内面側のビードが安定的に形成し、かつ溶接熱影響部に発生する割れ、具体的には液化割れを抑制しうるステンレス鋼管および溶接継手を得ることができる。
本発明者は、溶接の際、ステンレス鋼管に発生する割れについて検討を行い、以下の（ａ）～（ｃ）の知見を得た。
（ａ）管を突合せ溶接する際に生じる割れは、突合せ溶接部の内面側ビードの止端部近傍、すなわち、溶接熱影響部における結晶粒界に発生しやすく、ＰおよびＳの増加とともに、その傾向は顕著になった。本発明者らは、割れが発生した破面を観察したところ、その破面には、液化の痕跡が認められるとともに、ＰおよびＳの濃化が確認された。
内面ビードの近傍、すなわち、溶接熱影響部に発生した割れは、以下のメカニズムにより発生する。ＰおよびＳは、状態図において、固相線を大きく低下させる元素であり、固相が比較的低温で溶融しやすくなる。これらの元素は、溶接熱サイクルにより結晶粒界に偏析することで、粒界近傍を比較的低温で溶融させる。そして、加熱に起因した体積収縮により、熱応力が粒界近傍にかかる結果、粒界近傍が分離、開口し、割れが生じたものと考えられる。ここで、オーステナイト相の安定性が高まると、より粒界偏析しやすくなる。このため、割れが発生しやすくなる。したがって、割れを抑制する観点からは、ＰおよびＳの含有量を低減するのが望ましい。
（ｂ）また、割れは、内面側のビードの形状が過剰に盛り上がった凸の形状（以下、単に「凸形状」と記載する。）となり、余盛高さが高くなった場合にも発生しやすい。ビードの形状は、合金中に含有されるＳおよびＯの含有量に影響を受ける。ＳおよびＯの含有量が多い程、ビードの形状は、余盛高さが高くなり、凸形状になりやすい。一方、ＳおよびＯの含有量が少なすぎると、内面側ビードが安定して形成されず、未溶融の突合せ面が残存する。
また、ＳおよびＯは、表面活性元素であり、溶融金属の表面張力を低下させる作用がある。これにより、溶接の際、溶接池内において、内向きの対流を強くする。この結果、溶接熱が深さ方向に伝達されやすくなり、ビードを安定的に形成させることができる。したがって、割れを抑制する観点からＳの含有量を低減した場合、ビードの形成能が低下することがある。その一方、Ｓと同様の効果を有するＯ含有量を制御することで、ビードの形成能を担保できる。そこで、ＳおよびＯの含有量を所定の範囲で調整する必要がある。
（ｃ）加えて、割れは、ビードの突合せ部の左右の段差（以下、「ビードの不整」と記載する。）が大きくなると発生しやすくなる。この場合、溶接による熱応力の分布が不均一となり、局部的な応力集中が生じやすくなる。そして、ビードの止端部に発生する応力が大きくなり、割れが発生しやすくなる。
ところで、本願のステンレス鋼管では、肉厚のばらつきを無くすことは工業的には困難である。したがって、ビードの不整に起因する割れを抑制するために、管において肉厚差、具体的には、最大肉厚と最小肉厚の差を低減するのが望ましい。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．ステンレス鋼管の化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．００３～０．０２０％
Ｃは、オーステナイト相の安定性を高める効果を有する。このため、Ｃ含有量は、０．００３％以上とする。Ｃ含有量は、０．００５％以上とするのが好ましく、０．００８％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃを、過剰に含有させると、溶接熱サイクルによりＣｒと結合して、溶接熱影響部において結晶粒界に炭化物を形成する。この結果、粒界近傍にＣｒ欠乏層を生じさせ、耐食性を低下させる。このため、Ｃ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｃ含有量は、０．０１８％以下とするのが好ましく、０．０１６％以下とするのがより好ましい。
Ｃは、オーステナイト相の安定性を高める効果を有する。このため、Ｃ含有量は、０．００３％以上とする。Ｃ含有量は、０．００５％以上とするのが好ましく、０．００８％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃを、過剰に含有させると、溶接熱サイクルによりＣｒと結合して、溶接熱影響部において結晶粒界に炭化物を形成する。この結果、粒界近傍にＣｒ欠乏層を生じさせ、耐食性を低下させる。このため、Ｃ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｃ含有量は、０．０１８％以下とするのが好ましく、０．０１６％以下とするのがより好ましい。
Ｓｉ：０．０２～０．３５％
Ｓｉは、製造時において脱酸効果を有する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０２％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましく、０．０８％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｓｉを、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させるとともに、液化割れ感受性を高める。また、安定的に内面側のビードが形成しにくくなる場合がある。このため、Ｓｉ含有量は、０．３５％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましく、０．２５％以下とするのがより好ましい。
Ｓｉは、製造時において脱酸効果を有する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０２％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましく、０．０８％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｓｉを、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させるとともに、液化割れ感受性を高める。また、安定的に内面側のビードが形成しにくくなる場合がある。このため、Ｓｉ含有量は、０．３５％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましく、０．２５％以下とするのがより好ましい。
Ｍｎ：０．３０～１．００％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸効果を有する。また、オーステナイト相の安定性を高める効果も有するとともに、安定的に内面側のビードを形成するのに少なからず寄与する。このため、Ｍｎ含有量は、０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は、０．３５％以上とするのが好ましく、０．４０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｎを、過剰に含有させると、熱間加工性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は、１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、０．８０％以下とするのが好ましく、０．６０％以下とするのがより好ましい。
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸効果を有する。また、オーステナイト相の安定性を高める効果も有するとともに、安定的に内面側のビードを形成するのに少なからず寄与する。このため、Ｍｎ含有量は、０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は、０．３５％以上とするのが好ましく、０．４０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｎを、過剰に含有させると、熱間加工性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は、１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、０．８０％以下とするのが好ましく、０．６０％以下とするのがより好ましい。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として、鋼中に含まれ、溶接時に粒界に偏析し、内面側ビード近傍の溶接熱影響部に発生する液化割れの感受性を著しく高める。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０２８％以下とするのが好ましく、０．０２６％以下とするのがより好ましい。Ｐ含有量は、可能な限り低減することが好ましいが、過度の低減により製造コストが増加する。このため、Ｐ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましく、０．００２％以上とするのがより好ましい。
Ｐは、不純物として、鋼中に含まれ、溶接時に粒界に偏析し、内面側ビード近傍の溶接熱影響部に発生する液化割れの感受性を著しく高める。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０２８％以下とするのが好ましく、０．０２６％以下とするのがより好ましい。Ｐ含有量は、可能な限り低減することが好ましいが、過度の低減により製造コストが増加する。このため、Ｐ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましく、０．００２％以上とするのがより好ましい。
Ｓ：０．０００１～０．００１２％
Ｓは、Ｐと同様、溶接時に粒界に偏析し、内面側ビード近傍の溶接熱影響部に発生する液化割れの感受性を著しく高める。このため、Ｓ含有量は、０．００１２％以下とする。Ｓ含有量は、０．００１０％以下とするのが好ましく、０．０００８％以下とするのがより好ましい。Ｓ含有量は、低ければ低いほど好ましいが、Ｓ含有量の過度の低減により、製造コストが著しく増加する。加えて、本発明の合金管においては、ＳはＯとともに、溶接時に内面側ビードの形成能を高めるのに寄与する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．０００３％以上とするのがより好ましい。なお、Ｓは、後述のＯとの間で（ｉ）式を満足する必要がある。
Ｓは、Ｐと同様、溶接時に粒界に偏析し、内面側ビード近傍の溶接熱影響部に発生する液化割れの感受性を著しく高める。このため、Ｓ含有量は、０．００１２％以下とする。Ｓ含有量は、０．００１０％以下とするのが好ましく、０．０００８％以下とするのがより好ましい。Ｓ含有量は、低ければ低いほど好ましいが、Ｓ含有量の過度の低減により、製造コストが著しく増加する。加えて、本発明の合金管においては、ＳはＯとともに、溶接時に内面側ビードの形成能を高めるのに寄与する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．０００３％以上とするのがより好ましい。なお、Ｓは、後述のＯとの間で（ｉ）式を満足する必要がある。
Ｎｉ：１７．０～１９．０％
Ｎｉは、オーステナイト相の安定性を高める効果を有する。また、海水中での耐食性、および塩化物環境下での耐応力腐食割れ性の向上に有効である。このため、Ｎｉ含有量は、１７．０％以上とする。Ｎｉ含有量は、１７．２％以上とするのが好ましく、１７．５％以上とするのがより好ましい。しかしながら、高価な元素であるため、Ｎｉを、過剰に含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｎｉ含有量は、１９．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１８．８％以下とするのが好ましく、１８．５％以下とするのがより好ましい。
Ｎｉは、オーステナイト相の安定性を高める効果を有する。また、海水中での耐食性、および塩化物環境下での耐応力腐食割れ性の向上に有効である。このため、Ｎｉ含有量は、１７．０％以上とする。Ｎｉ含有量は、１７．２％以上とするのが好ましく、１７．５％以上とするのがより好ましい。しかしながら、高価な元素であるため、Ｎｉを、過剰に含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｎｉ含有量は、１９．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１８．８％以下とするのが好ましく、１８．５％以下とするのがより好ましい。
Ｃｕ：０．５０～１．００％
Ｃｕは、オーステナイト相の安定性を高めるとともに、海水中での耐食性を向上させる効果を有する。このため、Ｃｕ含有量は、０．５０％以上とする。Ｃｕ含有量は、０．５５％以上とするのが好ましく、０．６０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｕを、過剰に含有させると、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、０．９５％以下とするのが好ましく、０．９０％以下とするのがより好ましい。
Ｃｕは、オーステナイト相の安定性を高めるとともに、海水中での耐食性を向上させる効果を有する。このため、Ｃｕ含有量は、０．５０％以上とする。Ｃｕ含有量は、０．５５％以上とするのが好ましく、０．６０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｕを、過剰に含有させると、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、０．９５％以下とするのが好ましく、０．９０％以下とするのがより好ましい。
Ｃｏ：０．０５～１．００％
Ｃｏは、オーステナイト相の安定性を高める効果を有する。このため、Ｃｏ含有量は、０．０５％以上とする。Ｃｏ含有量は、０．０８％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｏは、非常に高価な元素であるため、過剰に含有させると、製造コストが著しく増加する。このため、Ｃｏ含有量は、１．００％以下とする。Ｃｏ含有量は、０．９０％以下とするのが好ましく、０．８０％以下とするのがより好ましい。
Ｃｏは、オーステナイト相の安定性を高める効果を有する。このため、Ｃｏ含有量は、０．０５％以上とする。Ｃｏ含有量は、０．０８％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｏは、非常に高価な元素であるため、過剰に含有させると、製造コストが著しく増加する。このため、Ｃｏ含有量は、１．００％以下とする。Ｃｏ含有量は、０．９０％以下とするのが好ましく、０．８０％以下とするのがより好ましい。
Ｃｒ：１９．０～２１．０％
Ｃｒは、不動態皮膜を形成し耐食性を高めるとともに、耐孔食性の向上にも有効な元素である。このため、Ｃｒ含有量は、１９．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、１９．２％以上とするのが好ましく、１９．５％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｒを、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量は、２１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、２０．８％以下とするのが好ましく、２０．５％以下とするのがより好ましい。
Ｃｒは、不動態皮膜を形成し耐食性を高めるとともに、耐孔食性の向上にも有効な元素である。このため、Ｃｒ含有量は、１９．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、１９．２％以上とするのが好ましく、１９．５％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｒを、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量は、２１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、２０．８％以下とするのが好ましく、２０．５％以下とするのがより好ましい。
Ｍｏ：５．５０～７．００％
Ｍｏは、耐孔食性を高める効果を有する。このため、Ｍｏ含有量は、５．５０％以上とする。Ｍｏ含有量は、５．７０％以上とするのが好ましく、６．００％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｏを、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させる。さらに、Ｍｏは、高価な元素であるため、製造コストが増加する。このため、Ｍｏ含有量は、７．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、６．８０％以下とするのが好ましく、６．５０％以下とするのがより好ましい。
Ｍｏは、耐孔食性を高める効果を有する。このため、Ｍｏ含有量は、５．５０％以上とする。Ｍｏ含有量は、５．７０％以上とするのが好ましく、６．００％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｏを、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させる。さらに、Ｍｏは、高価な元素であるため、製造コストが増加する。このため、Ｍｏ含有量は、７．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、６．８０％以下とするのが好ましく、６．５０％以下とするのがより好ましい。
Ｎ：０．１５０～０．２５０％
Ｎは、オーステナイト相の安定性を高めるとともに、耐孔食性を高める効果を有する。このため、Ｎ含有量は、０．１５０％以上とする。Ｎ含有量は、０．１６０％以上とするのが好ましく、０．１８０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｎを、過剰に含有させると、窒化物が析出し、延性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．２５０％以下とする。Ｎ含有量は、０．２３０％以下とするのが好ましく、０．２２０％以下とするのがより好ましい。
Ｎは、オーステナイト相の安定性を高めるとともに、耐孔食性を高める効果を有する。このため、Ｎ含有量は、０．１５０％以上とする。Ｎ含有量は、０．１６０％以上とするのが好ましく、０．１８０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｎを、過剰に含有させると、窒化物が析出し、延性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．２５０％以下とする。Ｎ含有量は、０．２３０％以下とするのが好ましく、０．２２０％以下とするのがより好ましい。
Ａｌ：０．００５～０．０６０％
Ａｌは、脱酸効果を有する。また、高温での耐酸化性の向上に寄与する。このため、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．００７％以上とするのが好ましく、０．０１０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ａｌを、過剰に含有させると、Ａｌが酸素と結合し、清浄性を低下させる。この結果、熱間加工性が低下する。また、安定的に内面側のビードが形成しにくくなる場合がある。このため、Ａｌ含有量は、０．０６０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０５０％以下とするのが好ましく、０．０４０％以下とするのがより好ましい。
Ａｌは、脱酸効果を有する。また、高温での耐酸化性の向上に寄与する。このため、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．００７％以上とするのが好ましく、０．０１０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ａｌを、過剰に含有させると、Ａｌが酸素と結合し、清浄性を低下させる。この結果、熱間加工性が低下する。また、安定的に内面側のビードが形成しにくくなる場合がある。このため、Ａｌ含有量は、０．０６０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０５０％以下とするのが好ましく、０．０４０％以下とするのがより好ましい。
Ｏ：０．０００４～０．０１５０％
Ｏは、一般に不純物として鋼中に含まれるが、本発明のステンレス鋼管においては、Ｓとともに、溶接時に内面側ビードの形成能を高める効果を有する。このため、Ｏ含有量は、０．０００４％以上とする。Ｏ含有量は、０．０００６％以上とするのが好ましく、０．０００８％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｏを、過剰に含有させると、管の内面側ビードが垂れ下がって凸形状となりやすくなり、溶接熱影響部に発生する割れの感受性を高める。加えて、熱間加工性も低下する。このため、Ｏ含有量は、０．０１５０％以下とする。Ｏ含有量は、０．０１２０％以下とするのが好ましく、０．０１００％以下とするのがより好ましい。
Ｏは、一般に不純物として鋼中に含まれるが、本発明のステンレス鋼管においては、Ｓとともに、溶接時に内面側ビードの形成能を高める効果を有する。このため、Ｏ含有量は、０．０００４％以上とする。Ｏ含有量は、０．０００６％以上とするのが好ましく、０．０００８％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｏを、過剰に含有させると、管の内面側ビードが垂れ下がって凸形状となりやすくなり、溶接熱影響部に発生する割れの感受性を高める。加えて、熱間加工性も低下する。このため、Ｏ含有量は、０．０１５０％以下とする。Ｏ含有量は、０．０１２０％以下とするのが好ましく、０．０１００％以下とするのがより好ましい。
上述したように、ＳおよびＯは、管内面側のビードの形成に効果的に寄与することから、本発明に係るステンレス鋼管では、Ｓ含有量とＯ含有量との関係式である下記（ｉ）式を満足する必要がある。
０．００１０≦Ｓ＋２Ｏ≦０．０２８０ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の元素記号は、ステンレス鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
但し、上記式中の元素記号は、ステンレス鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
ＳおよびＯは、表面活性元素であり、溶接中に溶融池内の内向きの対流を強くする作用を有する。そして、溶接熱を深さ方向に輸送することで、内面側ビードを安定的に形成させる効果を有するが、（ｉ）式中辺値が、０．００１０％未満であると、この効果を得ることができない。このため、（ｉ）式中辺値は、０．００１０％以上とする。（ｉ）式中辺値は、０．００１２％以上とするのが好ましく、０．００１５％以上とするのがより好ましい。
一方、（ｉ）式中辺値が、０．０２８０％を超えると、溶融金属の表面張力が小さくなり、垂れ下がりが生じる。この結果、ビードが凸形状となり、余盛高さが高くなる。そして、止端部に応力集中しやすくなり、高温での使用する際に、ステンレス鋼管の割れ感受性が高まる。このため、（ｉ）式中辺値は、０．０２８０％以下とする。（ｉ）式中辺値は、０．０２６０％以下とするのが好ましく、０．０２４０％以下とするのがより好ましい。
化学組成において、上記元素に加え、さらにＳｎを以下に示す範囲において、含有させてもよい。
Ｓｎ：０．０３０％以下
Ｓｎは、溶け込み深さを増大させ、内面側ビードの形成能を高める効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを、過剰に含有させると、溶接熱影響部に発生する液化割れの感受性を高めるとともに、熱間加工性を低下させる。そのため、Ｓｎ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｓｎ含有量は、０．０２０％以下とするのが好ましく、０．０１０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましく、０．００２％以上とするのがより好ましく、０．００３％以上とするのがさらに好ましい。
Ｓｎは、溶け込み深さを増大させ、内面側ビードの形成能を高める効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを、過剰に含有させると、溶接熱影響部に発生する液化割れの感受性を高めるとともに、熱間加工性を低下させる。そのため、Ｓｎ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｓｎ含有量は、０．０２０％以下とするのが好ましく、０．０１０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましく、０．００２％以上とするのがより好ましく、０．００３％以上とするのがさらに好ましい。
化学組成において、上記元素に加え、さらにＷ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃａ、Ｂおよび、ＲＥＭから選択される一種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
Ｗ：１．００％以下
Ｗは、耐孔食性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させる。また、Ｗは、高価な元素であるため、製造コストが増加する。そのため、Ｗ含有量は、１．００％以下とする。Ｗ含有量は、０．８０％以下とするのが好ましく、０．６０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｗは、耐孔食性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させる。また、Ｗは、高価な元素であるため、製造コストが増加する。そのため、Ｗ含有量は、１．００％以下とする。Ｗ含有量は、０．８０％以下とするのが好ましく、０．６０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｔｉ：０．４０％以下
Ｔｉは、炭素と結合して炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、粒界において耐食性の劣化を低減する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを、過剰に含有させると、Ｔｉの炭化物および炭窒化物が多量に析出し、延性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は、０．４０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｔｉは、炭素と結合して炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、粒界において耐食性の劣化を低減する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを、過剰に含有させると、Ｔｉの炭化物および炭窒化物が多量に析出し、延性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は、０．４０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｖ：０．４０％以下
Ｖは、Ｔｉと同様、炭素と結合して炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制する。この結果、粒界において耐食性の劣化を低減する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを、過剰に含有させると、Ｖの炭化物および炭窒化物が、多量に析出し、延性が低下する。そのため、Ｖ含有量は、０．４０％以下とする。Ｖ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｖは、Ｔｉと同様、炭素と結合して炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制する。この結果、粒界において耐食性の劣化を低減する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを、過剰に含有させると、Ｖの炭化物および炭窒化物が、多量に析出し、延性が低下する。そのため、Ｖ含有量は、０．４０％以下とする。Ｖ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｎｂ：０．４０％以下
Ｎｂは、ＴｉおよびＶと同様、炭素と結合して炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制する。この結果、粒界において耐食性の劣化を低減する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを、過剰に含有させると、Ｎｂの炭化物および炭窒化物が多量に析出し、延性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は、０．４０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｎｂは、ＴｉおよびＶと同様、炭素と結合して炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制する。この結果、粒界において耐食性の劣化を低減する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを、過剰に含有させると、Ｎｂの炭化物および炭窒化物が多量に析出し、延性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は、０．４０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｔａ：０．４０％以下
Ｔａは、Ｃｒの不動態化皮膜の生成を促進し、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを、過剰に含有させると、Ｔａの炭化物が多量に析出し、延性が低下する。そのため、Ｔａ含有量は、０．４０％以下とする。Ｔａ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｔａは、Ｃｒの不動態化皮膜の生成を促進し、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを、過剰に含有させると、Ｔａの炭化物が多量に析出し、延性が低下する。そのため、Ｔａ含有量は、０．４０％以下とする。Ｔａ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｃａ：０．０１００％以下
Ｃａは、熱間加工性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを、過剰に含有させると、Ｃａが酸素と結合し、清浄性を著しく低下させる。この結果、却って熱間加工性が低下する。このため、Ｃａ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、０．００８０％以下とするのが好ましく、０．００６０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．００１０％以上とするのが好ましく、０．００２０％以上とするのがより好ましい。
Ｃａは、熱間加工性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを、過剰に含有させると、Ｃａが酸素と結合し、清浄性を著しく低下させる。この結果、却って熱間加工性が低下する。このため、Ｃａ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、０．００８０％以下とするのが好ましく、０．００６０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．００１０％以上とするのが好ましく、０．００２０％以上とするのがより好ましい。
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、高温で粒界に偏析して、粒界を強化し、熱間加工性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、溶接熱影響部に生じる液化割れの感受性が高まる。そのため、Ｂ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００８０％以下とするのが好ましく、０．００６０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．０００５％以上とするのがより好ましい。
Ｂは、高温で粒界に偏析して、粒界を強化し、熱間加工性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、溶接熱影響部に生じる液化割れの感受性が高まる。そのため、Ｂ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００８０％以下とするのが好ましく、０．００６０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．０００５％以上とするのがより好ましい。
ＲＥＭ：０．０８００％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様、製造時の熱間加工性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを、過剰に含有させると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させる。この結果、却って熱間加工性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は、０．０８００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、０．０６００％以下とするのが好ましく、０．０５００％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましく、０．００１０％以上とするのがより好ましい。ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドを示し、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の含有量の総量を示す。
ＲＥＭは、Ｃａと同様、製造時の熱間加工性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを、過剰に含有させると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させる。この結果、却って熱間加工性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は、０．０８００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、０．０６００％以下とするのが好ましく、０．０５００％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましく、０．００１０％以上とするのがより好ましい。ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドを示し、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の含有量の総量を示す。
本発明に係るステンレス鋼管は、オーステナイト組織の安定性を制御するために、Ｓ、Ｏ等の元素でなく、ステンレス鋼管を構成する元素であるＮｉ、Ｃｕ、等の元素についても含有量を制御する。具体的には、オーステナイト組織の安定性を示す指標であり、下記（ii）式より算出されるＳＮｉと下記（iii）式より算出されるＳＣｒとの比が、下記（iv）式を満足する。
ＳＮｉ＝（Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ ・・・（ii）
ＳＣｒ＝（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋１．５Ｓｉ ・・・（iii）
０．９０≦ＳＮｉ／ＳＣｒ≦１．１０ ・・・（iv）
但し、上記式中の元素記号は、ステンレス鋼管中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表される。
ＳＣｒ＝（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋１．５Ｓｉ ・・・（iii）
０．９０≦ＳＮｉ／ＳＣｒ≦１．１０ ・・・（iv）
但し、上記式中の元素記号は、ステンレス鋼管中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表される。
（iv）式中辺値が０．９０未満であると、オーステナイト相の安定性が低下し、加工および加熱により、組織変化が生じ、性能が劣化する。このため、（iv）式中辺値は、０．９０以上とする。（iv）式中辺値は、０．９２以上とするのが好ましく、０．９５以上とするのがより好ましい。一方、（iv）式中辺値が１．１０を超えると、オーステナイト相の安定性が高まり、溶接時の熱サイクルにより、溶接熱影響部において、ＰおよびＳが粒界偏析しやすくなる。この結果、割れが生じやすくなる。このため、（iv）式中辺値は、１．１０以下とする。（iv）式中辺値は、１．０８以下とするのが好ましく、１．０５以下とするのがより好ましい。
本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、ステンレス鋼管を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
２．ステンレス鋼管の肉厚
本発明に係るステンレス鋼管では、例えば、後述のように丸形のビレットにマンドレル等を挿入し、熱間押出しして、中空素管を作製して、製造する。しかしながら、本方法に限らず、管を製造する場合、加工精度などの要因により、管の全ての部位で同一の肉厚とすることは難しく、肉厚のばらつきが生じやすい。したがって、一つの合金管においても部位によって、肉厚差が生じてしまう。
本発明に係るステンレス鋼管では、例えば、後述のように丸形のビレットにマンドレル等を挿入し、熱間押出しして、中空素管を作製して、製造する。しかしながら、本方法に限らず、管を製造する場合、加工精度などの要因により、管の全ての部位で同一の肉厚とすることは難しく、肉厚のばらつきが生じやすい。したがって、一つの合金管においても部位によって、肉厚差が生じてしまう。
肉厚差があると、同一の公称寸法の管を突合せ溶接して、溶接継手を製造したとしても、高温で管を使用した際に割れが発生しやすくなる。これは、溶接する管の端部、すなわち管端の肉厚差に起因して、溶接止端部において段差が形成し、ビードの不整が生じることに起因する。ビードの不整が大きくなると、溶接による熱応力分布が不均一となり、局部的な応力集中が生じ、一方のビード止端部に残留する応力が大きくなる。この結果、割れが発生しやすくなる。
ビードの不整を抑制するため、管同士を突き合わせる際に、管同士の肉厚差が小さくなるように、管を回転させて突合せ位置を調整することがある。しかしながら、長尺の管を回転させることは容易ではなく、かつ施工効率を著しく低下させる。同様に、開先の形状および溶接条件を調整することでも、ビードの不整を抑制することができる場合があるが、生産性の観点から望ましくない。
そこで、管同士の肉厚差を低減し、ビードの不整を抑制するために、一つの管の中での肉厚のばらつきを低減するのが望ましい。具体的には、ステンレス鋼管の管端部から軸方向に５０ｍｍの位置までの領域において、下記（ｖ）式で算出される最大肉厚差Ｄｗが、下記（vi）および（vii）式を満足するのが好ましい。
Ｄｗ＝ＤＭＡＸ－Ｄｍｉｎ ・・・（ｖ）
Ｄｗ／ＤＭＡＸ×１００≦２０ ・・・（vi）
Ｄｗ≦１．６ ・・・（vii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
ＤＭＡＸ（ｍｍ）：最大肉厚
Ｄｍｉｎ（ｍｍ）：最小肉厚
Ｄｗ／ＤＭＡＸ×１００≦２０ ・・・（vi）
Ｄｗ≦１．６ ・・・（vii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
ＤＭＡＸ（ｍｍ）：最大肉厚
Ｄｍｉｎ（ｍｍ）：最小肉厚
上記のように、管の肉厚を測定した場合に、測定された最も厚い肉厚を最大肉厚ＤＭＡＸとし、最も薄い肉厚を最小肉厚Ｄｍｉｎとする。そして、（ｖ）式で算出され、最大肉厚ＤＭＡＸと、最小肉厚Ｄｍｉｎとの差である、最大肉厚差Ｄｗと、最大肉厚ＤＭＡＸとの関係が、上記（vi）式を満足するのが好ましい。（vi）式左辺値が、２０％を超えると、ビードの不整が生じやすくなるからである。（vi）式左辺値は、小さければ小さい程、好ましい。
加えて、最大肉厚差Ｄｗが、（vii）式を満足するのが好ましい。最大肉厚差Ｄｗが１．６ｍｍを超えると、開先面の突合せが困難となり、溶接施工が困難となるからである。最大肉厚差Ｄｗは、小さければ小さい程、好ましい。
本発明に係るステンレス鋼管は、例えば、溶接継手に用いることができる。溶接継手用ステンレス鋼管においては、サイズ調整などの目的で切断された合金管の管端部同士を突合せて溶接される場合がある。この場合には、切断された鋼管の管端部、すなわち、溶接時に突合せされる部分が、本発明で規定される「管端部」となる。
なお、少なくとも管端部のみが（iii）および（iv）式を満足すれば、本発明で所望される効果が奏されるが、合金管の全長および全周に渡って（iii）および（iv）式を満足する合金管であれば、いずれの部位で切断されたとしても、本発明の規定を満足することになる。このため、合金管の全長および全周に渡って（iii）および（iv）式を満足することがより好ましい。
ここで、管の肉厚は、超音波探傷を用いて測定してもよい。または、肉厚ゲージなど測定器具を用いて測定してもよいが、測定方法はこれらに限定されるものではない。
３．溶接継手
上記のステンレス鋼管の管端を、所定の条件で溶接することで、ステンレス鋼管の溶接継手を得ることができる。なお、ステンレス鋼管の溶接継手は、溶融金属が凝固し、接合部となった溶接金属と、母材部とを、有する。なお、母材部には、溶接により入熱の影響を受ける溶接熱影響部を含む。溶接熱影響部を除いた母材部は、上記の項目１および２で記載したステンレス鋼管の化学組成、金属組織、その他特性を受け継ぐ。
上記のステンレス鋼管の管端を、所定の条件で溶接することで、ステンレス鋼管の溶接継手を得ることができる。なお、ステンレス鋼管の溶接継手は、溶融金属が凝固し、接合部となった溶接金属と、母材部とを、有する。なお、母材部には、溶接により入熱の影響を受ける溶接熱影響部を含む。溶接熱影響部を除いた母材部は、上記の項目１および２で記載したステンレス鋼管の化学組成、金属組織、その他特性を受け継ぐ。
４．製造方法
本発明に係るステンレス鋼管の好ましい製造方法について説明する。本発明に係るステンレス鋼管は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
本発明に係るステンレス鋼管の好ましい製造方法について説明する。本発明に係るステンレス鋼管は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
４－１．ステンレス鋼管
最初に、ステンレス鋼管の素材となるステンレス鋼インゴットを製造する、または連続鋳造によりブルームを製造する。ステンレス鋼インゴットは、上述した化学組成を有する鋼を電気炉等で溶製し、不純物を精錬により取り除いた後、鋳造により製造されるのが好ましい。続いて、得られたインゴットを、熱間鍛造することで、円柱状のビレットとするのが好ましい。その後、得られたビレットを加工することで、管の形状に成形する。
最初に、ステンレス鋼管の素材となるステンレス鋼インゴットを製造する、または連続鋳造によりブルームを製造する。ステンレス鋼インゴットは、上述した化学組成を有する鋼を電気炉等で溶製し、不純物を精錬により取り除いた後、鋳造により製造されるのが好ましい。続いて、得られたインゴットを、熱間鍛造することで、円柱状のビレットとするのが好ましい。その後、得られたビレットを加工することで、管の形状に成形する。
具体的には、ビレットを熱間押出しした後、冷間圧延または、冷間での引抜き加工を行うのが好ましい。加工の際には、必要に応じて、途中で、軟化熱処理、中間酸洗を行ってもよい。
その後、熱処理として、管に固溶化処理を行うのが好ましい。なお、上述の最大肉厚差Ｄｗが、（iii）および（iv）式を満足するようにするためには、固溶化処理は、９５０℃～１２３０℃の温度域で、１～１５分加熱し、水冷する条件で、行うのが好ましい。加えて、固溶化処理の後、必要に応じて、酸洗を行ってもよい。さらに、管の全長、全周等にグラインダー処理や研削などの機械加工を施してもよい。
４－２．ステンレス鋼管の溶接継手
本発明に係るステンレス鋼管を素材とし、合金管の端部を溶接することで、溶接継手を得ることができる。溶接方法は、特に、限定しないが、例えば、アーク溶接、により溶接すればよい。また、アーク溶接する場合の条件は、例えば、入熱量を、４～２０ｋＪ／ｃｍの範囲とし、上記ステンレス鋼管の溶接継手を作製するのが好ましい。
本発明に係るステンレス鋼管を素材とし、合金管の端部を溶接することで、溶接継手を得ることができる。溶接方法は、特に、限定しないが、例えば、アーク溶接、により溶接すればよい。また、アーク溶接する場合の条件は、例えば、入熱量を、４～２０ｋＪ／ｃｍの範囲とし、上記ステンレス鋼管の溶接継手を作製するのが好ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶解し、インゴットを製造した。その後、熱間鍛造、熱間圧延を行い、鋼種ＡおよびＢについては、厚さ１２ｍｍおよび６ｍｍの２種類の板厚とし、それ以外の鋼種については６ｍｍの板厚とした。この素材に１１６０℃、１０分保持後、水冷する固溶化処理を行った。そして、ステンレス鋼管の肉厚差を模擬するために、これらの素材を機械加工により、種々の厚さに減厚した後、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍに切断し、試験材とした。
続いて、作製した試験材の圧延方向の端面に、図１に示す開先加工を施した。そして、最大肉厚を有する部分（「最大肉厚部」ともいう。）を模擬した試験材１と、最小肉厚部（最小肉厚部」ともいう。）を模擬した試験材２の表側の表面の高さを合わせ、裏面側に段差ができるように突き合わせ、自動ガスタングステンアーク溶接により初層溶接した。なお、試験材１および２は、ともに同一の鋼種である。
溶接に際しては、溶加材として外径１．２ｍｍのＡＷＳ Ａ５．１４－２００９ ＥＲＮｉＣｒＭｏ－３を用い、入熱を約９ｋＪ／ｃｍとした。また、シールドガスおよびバックシールドガスにはＡｒを用い、流量を１０Ｌ／分とした。
得られた溶接継手について、溶接線全長にわたり、裏面側ビードが形成されたものは、鋼管の内面側ビードの形成能に問題がないと判断し、「合格」とした。中でも、溶接線全長にわたり裏面側ビードの幅が２ｍｍ以上となるものを「優」、幅は２ｍｍを下回るが、１ｍｍ以上の裏面側ビードが形成されたものを「可」とした。
内面側ビードの形成能が合格と判断された溶接継手については、ＪＩＳ Ｇ ３１０６：２００８に規定のＳＭ４００Ｂ相当の市販の鋼板（厚さ２０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ１５０ｍｍ）の上に、Ａ５．１１－２００５ ＥＮｉＣｒＭｏ－３に規定の被覆アーク溶接棒を用いて四周を拘束溶接した。その後、自動ガスタングステンアーク溶接により開先内に積層溶接した。溶接には、溶加材として外径１．２ｍｍのＡＷＳ Ａ５．１４－２００９ ＥＲＮｉＣｒＭｏ－３を用い、入熱を約９～１２ｋＪ／ｃｍとした。また、シールドガスおよびバックシールドガスにはＡｒを用い、流量を１０Ｌ／分とした。
得られた溶接継手から横断面を５断面現出し、鏡面研磨、腐食した後、光学顕微鏡によって検鏡し、溶接熱影響部の液化割れの有無を調査した。５個の試料のすべてで割れが観察されなかった溶接継手を「優」、１個の試料で割れが観察された溶接継手を「可」とし、「合格」と判断した。２個以上の試料で割れが観察された溶接継手を「不可」と判断した。
表２から、本発明で規定する化学成分を満足する符号Ａ～Ｈを用いて得られた試験体は時効熱処理後の溶接熱影響部の耐割れ性に優れ、割れを抑制しうるとともに、内面側ビードの形成能も良好であることがわかる。
また、試験体Ａ９とＡ１０、Ａ１６とＡ１７、Ｂ９とＢ１０およびＢ１６とＢ１７の比較から、最大肉厚差が（vi）および（vii）式を満足すると、溶接熱影響部の耐割れ性および内面側ビードの形成能により優れることがわかる。
一方、符号ＩおよびＪを用いた試験体Ｉ１およびＪ１は、それぞれＳおよびＰ含有量が本発明の範囲を超えたため、溶接継手の断面観察試験において、２断面以上に液化割れが認められた。
さらに、符号Ｋを用いた試験体Ｋ１は、（ｉ）式を満足せず、規定の範囲より高かった。そのため、溶融金属の垂れ下がりが著しく、裏面側ビードの凸形状が顕著となったため、応力集中が生じ、溶接熱影響部に液化割れが発生した。
符号Ｌを用いた試験体Ｌ１は、（ｉ）式を満足せず、規定の範囲より低かった。そのため、板厚方向の溶融が十分ではなく、目標とする内面側ビードの形成能が得られなかった。
さらに、符号Ｍを用いた試験体Ｍ１は、オーステナイト相の安定性を示す指標である（iv）式中辺値が本発明で規定する範囲を超えた。このため、ＰおよびＳの粒界偏析が促進し、溶接熱影響部に液化割れが観察された。また、符号Ｎを用いた試験体Ｎ１は、溶接部の断面観察において粒界の腐食が深く、割れとの区別が十分にできなかった。これは、（iv）式中辺値が本発明で規定する範囲を下回り、オーステナイト相の安定性が低下し、組織変化が生じたためと考えられたためと考えられる。以上のように本発明の要件を満足する場合のみ、溶接部の耐割れ性と内面側ビードの形成能の両立が可能であることがわかる。
本発明によれば、管の突合せ溶接の際に内面側のビードが安定的に形成し、かつ溶接熱影響部に割れ、具体的には液化割れが発生しにくいステンレス鋼管および溶接継手を得ることができる。
Claims (5)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００３～０．０２０％、
Ｓｉ：０．０２～０．３５％、
Ｍｎ：０．３０～１．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００１～０．００１２％、
Ｎｉ：１７．０～１９．０％、
Ｃｕ：０．５０～１．００％、
Ｃｏ：０．０５～１．００％、
Ｃｒ：１９．０～２１．０％、
Ｍｏ：５．５０～７．００％、
Ｎ：０．１５０～０．２５０％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｏ：０．０００４～０．０１５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）を満足し、
下記（ii）式により算出されるＳＮｉと、下記（iii）式により算出されるＳＣｒとの比が、下記（iv）式を満足する、ステンレス鋼管。
０．００１０≦Ｓ＋２Ｏ≦０．０２８０ ・・・（ｉ）
ＳＮｉ＝（Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ ・・・（ii）
ＳＣｒ＝（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋１．５Ｓｉ ・・・（iii）
０．９０≦ＳＮｉ／ＳＣｒ≦１．１０ ・・・（iv）
但し、上記式中の元素記号は、ステンレス鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。 - 前記ステンレス鋼管の管端部から軸方向に５０ｍｍの位置までの領域において、下記（ｖ）式で算出される最大肉厚差Ｄｗが、下記（vi）および（vii）式を満足する、請求項１に記載のステンレス鋼管。
Ｄｗ＝ＤＭＡＸ－Ｄｍｉｎ ・・・（ｖ）
Ｄｗ／ＤＭＡＸ×１００≦２０ ・・・（vi）
Ｄｗ≦１．６ ・・・（vii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
ＤＭＡＸ（ｍｍ）：最大肉厚
Ｄｍｉｎ（ｍｍ）：最小肉厚 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｓｎ：０．０３０％以下を含有する、請求項１または２に記載のステンレス鋼管。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｗ：１．００％以下、
Ｔｉ：０．４０％以下、
Ｖ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．４０％以下、
Ｔａ：０．４０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、および
ＲＥＭ：０．０８００％以下、
から選択される一種以上を含有する、請求項１～３のいずれかに記載のステンレス鋼管。 - 請求項１～４のいずれかに記載のステンレス鋼管を用いた溶接継手。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020084414A JP7469636B2 (ja) | 2020-05-13 | 2020-05-13 | ステンレス鋼管および溶接継手 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020084414A JP7469636B2 (ja) | 2020-05-13 | 2020-05-13 | ステンレス鋼管および溶接継手 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021178995A JP2021178995A (ja) | 2021-11-18 |
| JP7469636B2 true JP7469636B2 (ja) | 2024-04-17 |
Family
ID=78511040
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020084414A Active JP7469636B2 (ja) | 2020-05-13 | 2020-05-13 | ステンレス鋼管および溶接継手 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7469636B2 (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002069591A (ja) | 2000-09-01 | 2002-03-08 | Nkk Corp | 高耐食ステンレス鋼 |
| JP2009046716A (ja) | 2007-08-17 | 2009-03-05 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 舶用ディーゼルエンジン排気系に適した耐熱性および高耐食性を有する構成材料を用いたガス排気設備 |
| JP2009120884A (ja) | 2007-11-13 | 2009-06-04 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | ステンレス鋼の精錬方法 |
| JP2017530254A (ja) | 2014-07-31 | 2017-10-12 | サンドヴィック マテリアルズ テクノロジー ドイチュラント ゲーエムベーハー | ステンレス鋼管の製造方法及びステンレス鋼管 |
| JP2018172709A (ja) | 2017-03-31 | 2018-11-08 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼、ろう付け構造体、ろう付け構造部品および排気ガス熱交換部品 |
| JP2019183208A (ja) | 2018-04-05 | 2019-10-24 | 日鉄ステンレス株式会社 | 完全オーステナイト系ステンレス鋼 |
-
2020
- 2020-05-13 JP JP2020084414A patent/JP7469636B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002069591A (ja) | 2000-09-01 | 2002-03-08 | Nkk Corp | 高耐食ステンレス鋼 |
| JP2009046716A (ja) | 2007-08-17 | 2009-03-05 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 舶用ディーゼルエンジン排気系に適した耐熱性および高耐食性を有する構成材料を用いたガス排気設備 |
| JP2009120884A (ja) | 2007-11-13 | 2009-06-04 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | ステンレス鋼の精錬方法 |
| JP2017530254A (ja) | 2014-07-31 | 2017-10-12 | サンドヴィック マテリアルズ テクノロジー ドイチュラント ゲーエムベーハー | ステンレス鋼管の製造方法及びステンレス鋼管 |
| JP2018172709A (ja) | 2017-03-31 | 2018-11-08 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼、ろう付け構造体、ろう付け構造部品および排気ガス熱交換部品 |
| JP2019183208A (ja) | 2018-04-05 | 2019-10-24 | 日鉄ステンレス株式会社 | 完全オーステナイト系ステンレス鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2021178995A (ja) | 2021-11-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102466688B1 (ko) | 오스테나이트계 스테인리스강 용접 이음 | |
| JP5984213B2 (ja) | 溶接性に優れる被覆管用オーステナイト系Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金 | |
| US11339462B2 (en) | Austenitic stainless steel weld metal and welded structure | |
| JP6978613B2 (ja) | 極低温用高強度溶接継手の製造方法 | |
| WO2009150989A1 (ja) | 高合金継目無管の製造方法 | |
| JP5652110B2 (ja) | レーザー切断性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP6739187B2 (ja) | 溶接用Ｎｉ基合金ソリッドワイヤおよびＮｉ基合金溶接金属の製造方法 | |
| WO2019186701A1 (ja) | サブマージアーク溶接用Ｎｉ基合金ワイヤ、及び溶接継手の製造方法 | |
| CN113718135B (zh) | Ni基合金管和焊接接头 | |
| US11339461B2 (en) | Austenitic stainless steel | |
| EP3913103A1 (en) | Ni-based alloy tube and welded joint | |
| EP3693127A1 (en) | Welding material for austenitic heat-resistant steel, weld metal and weld structure, and method for manufacturing weld metal and weld structure | |
| KR102639546B1 (ko) | 가스 메탈 아크 용접용 솔리드 와이어 및 가스 메탈 아크 용접 방법 | |
| JP7393625B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手 | |
| JP7469636B2 (ja) | ステンレス鋼管および溶接継手 | |
| JP7469635B2 (ja) | Ｆｅ基合金管および溶接継手 | |
| CN113718133B (zh) | Ni基合金管和焊接接头 | |
| JP7360032B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼溶接継手 | |
| WO2022210849A1 (ja) | 二相ステンレス鋼溶接継手 | |
| EP4174205A1 (en) | Two-phase stainless steel pipe and welded fitting | |
| WO2023166926A1 (ja) | 耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金厚鋼板及びその製造方法 | |
| US20240003367A1 (en) | Weld joint and production method therefor | |
| CN116507750A (zh) | 双重管和焊接接头 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20230119 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20240220 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20240305 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240318 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7469636 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |