JPH08132262A - ２相ステンレス鋼溶接管の製造方法 - Google Patents
２相ステンレス鋼溶接管の製造方法Info
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- JPH08132262A JPH08132262A JP6268673A JP26867394A JPH08132262A JP H08132262 A JPH08132262 A JP H08132262A JP 6268673 A JP6268673 A JP 6268673A JP 26867394 A JP26867394 A JP 26867394A JP H08132262 A JPH08132262 A JP H08132262A
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- welded
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
- B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
- B23K2103/04—Steel or steel alloys
- B23K2103/05—Stainless steel
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Abstract
(57)【要約】
【目的】溶接ままで使用して溶接部の耐食性に優れる２
相ステンレス鋼溶接管の製造方法の提供。 【構成】２相ステンレス鋼製の溶接管レーザーを用いて
造管溶接するにあたり、分圧で０．０１〜０．２ａｔｍ
の窒素を含むＨｅまたはＡｒからなるシールドガス中で
レーザー溶接する。この際、７００℃における下式で求
められる溶金の冷却速度Ｖ700 が１０〜９００℃／ｓｅ
ｃの範囲となる条件で溶接するのが好ましい。 Ｖ700 ＝３．０２×１０-7×（ｔＶ／Ｐ）2 ×（７００
−Ｔ0 ）3 ただし、ｔ ：素材帯鋼肉厚（ｍｍ） Ｖ ：溶接速度（ｍ／ｍｉｎ） Ｐ ：レーザー出力（Ｋｗ） Ｔ0 ：素材帯鋼両エッジ部の予熱温度（℃）
相ステンレス鋼溶接管の製造方法の提供。 【構成】２相ステンレス鋼製の溶接管レーザーを用いて
造管溶接するにあたり、分圧で０．０１〜０．２ａｔｍ
の窒素を含むＨｅまたはＡｒからなるシールドガス中で
レーザー溶接する。この際、７００℃における下式で求
められる溶金の冷却速度Ｖ700 が１０〜９００℃／ｓｅ
ｃの範囲となる条件で溶接するのが好ましい。 Ｖ700 ＝３．０２×１０-7×（ｔＶ／Ｐ）2 ×（７００
−Ｔ0 ）3 ただし、ｔ ：素材帯鋼肉厚（ｍｍ） Ｖ ：溶接速度（ｍ／ｍｉｎ） Ｐ ：レーザー出力（Ｋｗ） Ｔ0 ：素材帯鋼両エッジ部の予熱温度（℃）
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ラインパイプまたは油
井管等に使用して好適な、耐食性に優れた２相ステンレ
ス鋼溶接管の製造方法に関する。
井管等に使用して好適な、耐食性に優れた２相ステンレ
ス鋼溶接管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】２相ステンレス鋼は、フェライト相とオ
ーステナイト相の２相組織からなり、応力腐食割れ等の
耐食性に優れ、かつ靭性および溶接性も良好なことか
ら、炭酸ガスや硫化水素等の腐食性物質を多量に含む油
井やガス井の油井管、原油や天然ガス等を輸送するライ
ンパイプ用材料あるいは耐海水用材料として広く用いら
れている。この２相ステンレス鋼の適正な溶体化処理温
度は、通常、１０５０〜１１００℃であり、この温度域
に加熱保持後水冷することによってフェライト率（フェ
ライト相の存在比）が通常５０％となる。また、２相ス
テンレス鋼の耐食性皮膜に寄与する合金元素はＣｒ、Ｍ
ｏ、Ｎであり、フェライト相中にはＣｒ、Ｍｏが濃化
し、オーステナイト相中にはＮが濃化して両相の耐食性
のバランスを保っている。
ーステナイト相の２相組織からなり、応力腐食割れ等の
耐食性に優れ、かつ靭性および溶接性も良好なことか
ら、炭酸ガスや硫化水素等の腐食性物質を多量に含む油
井やガス井の油井管、原油や天然ガス等を輸送するライ
ンパイプ用材料あるいは耐海水用材料として広く用いら
れている。この２相ステンレス鋼の適正な溶体化処理温
度は、通常、１０５０〜１１００℃であり、この温度域
に加熱保持後水冷することによってフェライト率（フェ
ライト相の存在比）が通常５０％となる。また、２相ス
テンレス鋼の耐食性皮膜に寄与する合金元素はＣｒ、Ｍ
ｏ、Ｎであり、フェライト相中にはＣｒ、Ｍｏが濃化
し、オーステナイト相中にはＮが濃化して両相の耐食性
のバランスを保っている。
【０００３】２相ステンレス鋼を溶接した場合の溶接金
属は、溶接時に上記の適正な溶体化処理温度より高温に
なって一度フェライト単相になるため、オーステナイト
相の成長が不十分でフェライト率が母材部の上記適正値
である５０％より多くなる。
属は、溶接時に上記の適正な溶体化処理温度より高温に
なって一度フェライト単相になるため、オーステナイト
相の成長が不十分でフェライト率が母材部の上記適正値
である５０％より多くなる。
【０００４】また、フェライト相へのＮの限界固溶量が
非常に少ないため、固溶しきれないＮはＣｒ窒化物とし
てフェライト相中に析出して靭性が劣化するのに加え、
Ｃｒ窒化物が析出した周辺にＣｒ欠乏層が形成させるの
で耐食性も劣化し、溶接部の性能を著しく劣化させる。
非常に少ないため、固溶しきれないＮはＣｒ窒化物とし
てフェライト相中に析出して靭性が劣化するのに加え、
Ｃｒ窒化物が析出した周辺にＣｒ欠乏層が形成させるの
で耐食性も劣化し、溶接部の性能を著しく劣化させる。
【０００５】従って、溶接部の耐食性や靭性の劣化を防
止するには、溶接部のフェライト率を母材のフェライト
率に近づけることが重要で、このためオーステナイト生
成作用を有するＮ、Ｎｉなどの合金元素を溶金中へ積極
的に添加するか、あるいは溶接部を後熱溶体化処理する
ことが必要になる。
止するには、溶接部のフェライト率を母材のフェライト
率に近づけることが重要で、このためオーステナイト生
成作用を有するＮ、Ｎｉなどの合金元素を溶金中へ積極
的に添加するか、あるいは溶接部を後熱溶体化処理する
ことが必要になる。
【０００６】ところで、従来、２相ステンレス鋼に限ら
ず、溶接管は素材帯鋼を成形ロール群に通して連続的に
管状に成形し、スクイズロールを用いて帯鋼両エッジ相
互を突き合わせ、この突き合わせ部を高周波加熱して電
縫溶接（以下、ＥＲＷという）するか、またはガス−タ
ングステン−アーク溶接（以下、ＧＴＡＷという）やサ
ブマージ−アーク溶接（以下、ＳＡＷという）などのア
ーク溶接法により造管溶接を行って製造されている。
ず、溶接管は素材帯鋼を成形ロール群に通して連続的に
管状に成形し、スクイズロールを用いて帯鋼両エッジ相
互を突き合わせ、この突き合わせ部を高周波加熱して電
縫溶接（以下、ＥＲＷという）するか、またはガス−タ
ングステン−アーク溶接（以下、ＧＴＡＷという）やサ
ブマージ−アーク溶接（以下、ＳＡＷという）などのア
ーク溶接法により造管溶接を行って製造されている。
【０００７】従って、これらの溶接法によって２相ステ
ンレス鋼溶接管を製造する場合、溶接後の溶接金属のフ
ェライト率を適正化するためには、電縫溶接では溶接後
熱処理を施すことが、またアーク溶接ではフィラーワイ
ヤによる溶金中へのＮｉおよびＮなどのオーステナイト
生成元素の積極添加が必要で、例えば「Duplex Stain-l
ess Steels '91−p421、p461、p469」には、上記ＧＴＡ
Ｗ等のアーク溶接法での例であるが、２相ステンレス鋼
の溶接に際してシールドガス中に窒素を混入させて溶接
すると溶金中へＮを固溶添加させることができ、溶接後
の溶接金属のフェライト率を適正化できる同時に、溶接
金属の耐食性をも向上させ得ることが知られている。
ンレス鋼溶接管を製造する場合、溶接後の溶接金属のフ
ェライト率を適正化するためには、電縫溶接では溶接後
熱処理を施すことが、またアーク溶接ではフィラーワイ
ヤによる溶金中へのＮｉおよびＮなどのオーステナイト
生成元素の積極添加が必要で、例えば「Duplex Stain-l
ess Steels '91−p421、p461、p469」には、上記ＧＴＡ
Ｗ等のアーク溶接法での例であるが、２相ステンレス鋼
の溶接に際してシールドガス中に窒素を混入させて溶接
すると溶金中へＮを固溶添加させることができ、溶接後
の溶接金属のフェライト率を適正化できる同時に、溶接
金属の耐食性をも向上させ得ることが知られている。
【０００８】また、近年では、上記従来の各溶接法に比
べて溶接速度が非常に速いレーザー溶接法の開発が進め
られているが、レーザー溶接法では設備上の制約からフ
ィラーワイヤを用いて溶金中へＮ、Ｎｉ等の合金元素を
添加することが困難なため、レーザー溶接後の溶接部に
適正な後熱処理を施して溶接金属の性能回復を図ってい
る。例えば、いずれも２相ステンレス鋼を対象とするも
のでないが、特開昭６３−２７８６８８号公報にはオー
ステナイト系ステンレス鋼を、同６３−２７８６８９号
公報にはフェライト系ステンレス鋼を、同６３−２７８
６９０号公報にはＭｏ含有低合金鋼をそれぞれ対象に、
所定条件の溶接速度でレーザー溶接後、溶接部に所定の
後熱処理を施して溶接金属の延性を回復させる方法が示
されている。
べて溶接速度が非常に速いレーザー溶接法の開発が進め
られているが、レーザー溶接法では設備上の制約からフ
ィラーワイヤを用いて溶金中へＮ、Ｎｉ等の合金元素を
添加することが困難なため、レーザー溶接後の溶接部に
適正な後熱処理を施して溶接金属の性能回復を図ってい
る。例えば、いずれも２相ステンレス鋼を対象とするも
のでないが、特開昭６３−２７８６８８号公報にはオー
ステナイト系ステンレス鋼を、同６３−２７８６８９号
公報にはフェライト系ステンレス鋼を、同６３−２７８
６９０号公報にはＭｏ含有低合金鋼をそれぞれ対象に、
所定条件の溶接速度でレーザー溶接後、溶接部に所定の
後熱処理を施して溶接金属の延性を回復させる方法が示
されている。
【０００９】これに対し、上記したように、ＥＲＷまた
はＧＴＡＷ等のアーク溶接によって２相ステンレス鋼溶
接管を造管溶接する場合には、シールドガス中への窒素
添加によってフェライト／オーステナイト比の改善を図
ることが可能である。しかし、これらの溶接法による２
相ステンレス鋼溶接管の溶接部の溶接金属におけるフェ
ライト相中にはＣｒ窒化物が残留し、その周辺にＣｒ欠
乏層が生成するため、母材部に比べて耐食性が劣化する
という問題があった。
はＧＴＡＷ等のアーク溶接によって２相ステンレス鋼溶
接管を造管溶接する場合には、シールドガス中への窒素
添加によってフェライト／オーステナイト比の改善を図
ることが可能である。しかし、これらの溶接法による２
相ステンレス鋼溶接管の溶接部の溶接金属におけるフェ
ライト相中にはＣｒ窒化物が残留し、その周辺にＣｒ欠
乏層が生成するため、母材部に比べて耐食性が劣化する
という問題があった。
【００１０】また、ＥＲＷまたはアーク溶接等の溶金の
冷却速度が遅い溶接法では、溶接金属に隣接して母材部
に熱影響部（以下、ＨＡＺという）が生じ、このうち溶
接金属の直横部の溶金が直接接触することで１１５０〜
１２５０℃の熱影響を受けた高温ＨＡＺにはフェライト
／オーステナイト相比のずれが生じ、これより外側で７
００〜９５０℃の熱影響を受けた低温ＨＡＺにはχ相や
σ相等の金属間化合物が析出するため、ＨＡＺの耐食性
および機械的性質が著しく劣るという欠点を有してい
る。しかし、ＨＡＺは溶接金属部とは異なり、溶接時に
おいて固体状態であるからフィラーワイヤによる合金元
素の添加やシールドガスの組成制御による合金元素の添
加が不可能である。
冷却速度が遅い溶接法では、溶接金属に隣接して母材部
に熱影響部（以下、ＨＡＺという）が生じ、このうち溶
接金属の直横部の溶金が直接接触することで１１５０〜
１２５０℃の熱影響を受けた高温ＨＡＺにはフェライト
／オーステナイト相比のずれが生じ、これより外側で７
００〜９５０℃の熱影響を受けた低温ＨＡＺにはχ相や
σ相等の金属間化合物が析出するため、ＨＡＺの耐食性
および機械的性質が著しく劣るという欠点を有してい
る。しかし、ＨＡＺは溶接金属部とは異なり、溶接時に
おいて固体状態であるからフィラーワイヤによる合金元
素の添加やシールドガスの組成制御による合金元素の添
加が不可能である。
【００１１】なお、溶接後における後熱処理によって熱
影響部の耐食性をある程度回復させることは可能である
が、溶金の冷却速度が遅いため、溶接中にシールドガス
の窒素分圧に応じて窒素の蒸発または吸収が起こり、後
熱処理によって溶接金属のフェライト／オーステナイト
相比を制御することは事実上困難であり、耐食性を母材
と同等に回復させることはできない。
影響部の耐食性をある程度回復させることは可能である
が、溶金の冷却速度が遅いため、溶接中にシールドガス
の窒素分圧に応じて窒素の蒸発または吸収が起こり、後
熱処理によって溶接金属のフェライト／オーステナイト
相比を制御することは事実上困難であり、耐食性を母材
と同等に回復させることはできない。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
の実状に鑑みなされたもので、溶接後に後熱処理を行わ
ずに母材とほぼ同等の耐食性を備える溶接部を有する２
相ステンレス鋼溶接管を安価に製造する方法を提供する
ことにある。
の実状に鑑みなされたもので、溶接後に後熱処理を行わ
ずに母材とほぼ同等の耐食性を備える溶接部を有する２
相ステンレス鋼溶接管を安価に製造する方法を提供する
ことにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の２
相ステンレス鋼溶接管の製造方法にある。
相ステンレス鋼溶接管の製造方法にある。
【００１４】２相ステンレス鋼製の素材帯鋼を成形ロー
ル群に通してオープンパイプ状に連続的に成形し、スク
イズロールによって素材帯鋼の両エッジ相互を突き合わ
せ、この突き合わせ部にレーザービームを照射して造管
溶接にあたり、分圧で０．０１〜０．２ａｔｍの窒素を
含むＨｅまたはＡｒからなるシールドガス中でレーザー
溶接することを特徴とする２相ステンレス鋼溶接管の製
造方法。
ル群に通してオープンパイプ状に連続的に成形し、スク
イズロールによって素材帯鋼の両エッジ相互を突き合わ
せ、この突き合わせ部にレーザービームを照射して造管
溶接にあたり、分圧で０．０１〜０．２ａｔｍの窒素を
含むＨｅまたはＡｒからなるシールドガス中でレーザー
溶接することを特徴とする２相ステンレス鋼溶接管の製
造方法。
【００１５】上記本発明の方法においては、レーザー溶
接後の溶金の７００℃における下記（１）式で求められ
る冷却速度Ｖ700 が１０〜９００℃／ｓｅｃの範囲とな
る条件でレーザー溶接するのがより好ましい。
接後の溶金の７００℃における下記（１）式で求められ
る冷却速度Ｖ700 が１０〜９００℃／ｓｅｃの範囲とな
る条件でレーザー溶接するのがより好ましい。
【００１６】 Ｖ700 ＝３．０２×１０-7×（ｔＶ／Ｐ）2 ×（７００−Ｔ0 ）3 ・・・・（１） ただし、ｔ ：素材帯鋼肉厚（ｍｍ） Ｖ ：溶接速度（ｍ／ｍｉｎ） Ｐ ：レーザー出力（ｋＷ） Ｔ0 ：素材帯鋼両エッジ部の予熱温度（℃） 本発明者等は、種々実験研究の結果次の〜の知見を
得、この知見に基づいて本発明をなした。
得、この知見に基づいて本発明をなした。
【００１７】 上記したように、ＥＲＷまたはＧＴＡ
Ｗ等のアーク溶接では、溶金の冷却速度が遅いためＨＡ
Ｚが生じて耐食性が劣化するが、レーザー溶接する場合
には、上記従来のアーク溶接法に比べて溶金の冷却速度
が非常に速いため、耐食性の劣化するＨＡＺが狭いか、
または全く無いこと。
Ｗ等のアーク溶接では、溶金の冷却速度が遅いためＨＡ
Ｚが生じて耐食性が劣化するが、レーザー溶接する場合
には、上記従来のアーク溶接法に比べて溶金の冷却速度
が非常に速いため、耐食性の劣化するＨＡＺが狭いか、
または全く無いこと。
【００１８】 また、ＥＲＷまたはＧＴＡＷ等のアー
ク溶接では、窒素を含むＨｅまたはＡｒからなるシール
ドガス雰囲気中で溶接を行った場合に溶接金属のフェラ
イト相中に固溶しきれない窒素がＣｒ窒化物として析出
し、フェライト率が母材と同等に回復するにも係わらず
母材に比べて耐食性が著しく劣化するが、これはＣｒ窒
化物の形態がＣｒ2 Ｎを主体とするもので、このＣｒ2
Ｎの周辺にＣｒ欠乏層が生成されるためであるのに対
し、所定濃度の窒素を含むＨｅまたはＡｒからなるシー
ルドガス中でレーザー溶接する場合には、溶接金属中の
フェライト／オーステナイト相比を母材と同等に改善で
きるのに加え、溶金の冷却速が速いことから溶接金属中
へのＮの過飽和固溶が生じ、かつＣｒ窒化物の析出絶対
量が減少すると共に、Ｃｒ窒化物の形態がＣｒＮに変化
し、その周辺に形成されるＣｒ欠乏層が少なくなって耐
食性が向上すること。
ク溶接では、窒素を含むＨｅまたはＡｒからなるシール
ドガス雰囲気中で溶接を行った場合に溶接金属のフェラ
イト相中に固溶しきれない窒素がＣｒ窒化物として析出
し、フェライト率が母材と同等に回復するにも係わらず
母材に比べて耐食性が著しく劣化するが、これはＣｒ窒
化物の形態がＣｒ2 Ｎを主体とするもので、このＣｒ2
Ｎの周辺にＣｒ欠乏層が生成されるためであるのに対
し、所定濃度の窒素を含むＨｅまたはＡｒからなるシー
ルドガス中でレーザー溶接する場合には、溶接金属中の
フェライト／オーステナイト相比を母材と同等に改善で
きるのに加え、溶金の冷却速が速いことから溶接金属中
へのＮの過飽和固溶が生じ、かつＣｒ窒化物の析出絶対
量が減少すると共に、Ｃｒ窒化物の形態がＣｒＮに変化
し、その周辺に形成されるＣｒ欠乏層が少なくなって耐
食性が向上すること。
【００１９】 上記のシールドガス中におけるレー
ザー溶接の効果は、７００℃における溶金の冷却速度Ｖ
700 を所定の範囲に制御する場合、より顕著になるこ
と。すなわち、上記（１）式で求められる値が１０〜９
００℃／ｓｅｃになるような条件で溶接すれば、その効
果が顕著になること。
ザー溶接の効果は、７００℃における溶金の冷却速度Ｖ
700 を所定の範囲に制御する場合、より顕著になるこ
と。すなわち、上記（１）式で求められる値が１０〜９
００℃／ｓｅｃになるような条件で溶接すれば、その効
果が顕著になること。
【００２０】なお、Ｎ（窒素）を含むＨｅまたはＡｒか
らなるシールドガス雰囲気中でレーザー溶接した場合に
おける溶接金属の組織および耐食性に関する詳細な従来
知見は本発明者等の知る限り見当たらない。
らなるシールドガス雰囲気中でレーザー溶接した場合に
おける溶接金属の組織および耐食性に関する詳細な従来
知見は本発明者等の知る限り見当たらない。
【００２１】
【作用】本発明の構成要件の限定理由は、次の通りであ
る。
る。
【００２２】［シールドガス］シールドガス中の窒素含
有量が、分圧で０．０１ａｔｍ未満であると、溶金中に
吸収される窒素量が少ないため溶接金属のフェライト／
オーステナイト相比が母材部のフェライト／オーステナ
イト相比から大幅に外れると共に、Ｃｒ2 Ｎを主体とす
るＣｒ窒化物が多量に析出して溶接部の耐食性が著しく
劣化する。一方、シールドガス中の窒素含有量が、０．
２ａｔｍを超えると、もともと窒素はプラズマ化し易い
元素であることからレーザービームの照射によってシー
ルドガス中の窒素が多量にプラズマ化し、多量のプラズ
マにレーザーエネルギーが吸収されて材料に到達するレ
ーザーエネルギーが著しく低下して貫通溶接ができなく
なるのに加え、エネルギー低下に伴う溶金温度の低下に
よって溶金への窒素吸収量が低下し、溶接部の耐食性の
向上効果が得られない。従って、シールドガス中の窒素
含有量は、分圧で０．０１〜０．２ａｔｍと定めた。
有量が、分圧で０．０１ａｔｍ未満であると、溶金中に
吸収される窒素量が少ないため溶接金属のフェライト／
オーステナイト相比が母材部のフェライト／オーステナ
イト相比から大幅に外れると共に、Ｃｒ2 Ｎを主体とす
るＣｒ窒化物が多量に析出して溶接部の耐食性が著しく
劣化する。一方、シールドガス中の窒素含有量が、０．
２ａｔｍを超えると、もともと窒素はプラズマ化し易い
元素であることからレーザービームの照射によってシー
ルドガス中の窒素が多量にプラズマ化し、多量のプラズ
マにレーザーエネルギーが吸収されて材料に到達するレ
ーザーエネルギーが著しく低下して貫通溶接ができなく
なるのに加え、エネルギー低下に伴う溶金温度の低下に
よって溶金への窒素吸収量が低下し、溶接部の耐食性の
向上効果が得られない。従って、シールドガス中の窒素
含有量は、分圧で０．０１〜０．２ａｔｍと定めた。
【００２３】また、ベースガスとしては、材料表面の酸
化を防いで酸化物起因の溶接欠陥発生を防止し、かつレ
ーザービーム照射によってプラズマ化してレーザーエネ
ルギー吸収低下をできるだけ生じさせないようにするた
め、プラズマ化し難いＨｅガスまたはＡｒガスとした。
化を防いで酸化物起因の溶接欠陥発生を防止し、かつレ
ーザービーム照射によってプラズマ化してレーザーエネ
ルギー吸収低下をできるだけ生じさせないようにするた
め、プラズマ化し難いＨｅガスまたはＡｒガスとした。
【００２４】［溶接金属の冷却速度］２相ステンレス鋼
をＧＴＡＷ等のアーク溶接法によって溶接した場合の溶
接金属の組織および耐食性が、溶金の冷却速度に一義的
に依存することは、例えば「Duplex Stainless Steels
'91 p347」および「Duplex Stainless Steels '86 p15
5」等に公知である。しかし、２相ステンレス鋼をレー
ザー溶接した場合における溶金の冷却速度が溶接金属の
組織および耐食性に及ぼす影響は知られていない。そこ
で、上記したように、本発明者等はその関係を種々実験
研究の結果、上記（１）式を満足させと、上記量の窒素
を含むＨｅガスまたはＡｒガス中でのレーザー溶接によ
る効果がより顕著になることを見いだした。
をＧＴＡＷ等のアーク溶接法によって溶接した場合の溶
接金属の組織および耐食性が、溶金の冷却速度に一義的
に依存することは、例えば「Duplex Stainless Steels
'91 p347」および「Duplex Stainless Steels '86 p15
5」等に公知である。しかし、２相ステンレス鋼をレー
ザー溶接した場合における溶金の冷却速度が溶接金属の
組織および耐食性に及ぼす影響は知られていない。そこ
で、上記したように、本発明者等はその関係を種々実験
研究の結果、上記（１）式を満足させと、上記量の窒素
を含むＨｅガスまたはＡｒガス中でのレーザー溶接によ
る効果がより顕著になることを見いだした。
【００２５】図１は、上記（１）式によって求められる
７００℃における溶金の冷却速度Ｖ700 と溶接金属の孔
食発生電位の関係を示した図である。この図１から明ら
かなように、上記量の窒素を含むシールドガス雰囲気中
でレーザー溶接した場合には、７００℃における溶接金
属の冷却速度Ｖ700 が１０〜９００℃／ｓｅｃであれば
溶接部の耐孔食性がより一層向上することがわかる。
７００℃における溶金の冷却速度Ｖ700 と溶接金属の孔
食発生電位の関係を示した図である。この図１から明ら
かなように、上記量の窒素を含むシールドガス雰囲気中
でレーザー溶接した場合には、７００℃における溶接金
属の冷却速度Ｖ700 が１０〜９００℃／ｓｅｃであれば
溶接部の耐孔食性がより一層向上することがわかる。
【００２６】従って、その溶接条件を７００℃における
溶接金属の冷却速度Ｖ700 が１０〜９００℃／ｓｅｃと
なる条件でレーザー溶接するのが望ましいことがわか
る。すなわち、上記冷却速度Ｖ700 が１０℃／ｓｅｃ未
満では溶接金属の冷却速度が遅すぎるため、溶接金属中
にＣｒ2 Ｎの形態のＣｒ窒化物が析出するのを完全には
抑制し得ず、また、９００℃／ｓｅｃを超えると冷却速
度が速すぎるため、シールドガス中からの溶接金属中へ
の窒素吸収量が不十分となって耐食性の向上が十分に図
り得ないのである。
溶接金属の冷却速度Ｖ700 が１０〜９００℃／ｓｅｃと
なる条件でレーザー溶接するのが望ましいことがわか
る。すなわち、上記冷却速度Ｖ700 が１０℃／ｓｅｃ未
満では溶接金属の冷却速度が遅すぎるため、溶接金属中
にＣｒ2 Ｎの形態のＣｒ窒化物が析出するのを完全には
抑制し得ず、また、９００℃／ｓｅｃを超えると冷却速
度が速すぎるため、シールドガス中からの溶接金属中へ
の窒素吸収量が不十分となって耐食性の向上が十分に図
り得ないのである。
【００２７】７００℃における溶金の冷却速度Ｖ700 を
１０〜９００℃／ｓｅｃの範囲内の値にするには、素材
帯鋼肉厚ｔに応じて、レーザー出力Ｐ、溶接速度Ｖおよ
び帯鋼両エッジ部の予熱温度Ｔ0 のいずれか１つ以上を
適宜調整すればよい。
１０〜９００℃／ｓｅｃの範囲内の値にするには、素材
帯鋼肉厚ｔに応じて、レーザー出力Ｐ、溶接速度Ｖおよ
び帯鋼両エッジ部の予熱温度Ｔ0 のいずれか１つ以上を
適宜調整すればよい。
【００２８】また、帯鋼両エッジ部の予熱は、図示省略
するが、スクイズロールの前段に、ＥＲＷで用いられる
高周波誘導加熱用の環状コイルあるいはコンタクトチッ
プを配置し、その投入電力量を調整制御することによっ
て所定の温度に加熱すればよい。
するが、スクイズロールの前段に、ＥＲＷで用いられる
高周波誘導加熱用の環状コイルあるいはコンタクトチッ
プを配置し、その投入電力量を調整制御することによっ
て所定の温度に加熱すればよい。
【００２９】なお、７００℃における溶金の冷却速度Ｖ
700 を求める上記（１）式は、「Welding Journal 37(1
958) 210S 」に所載されるＡＤＡＭＳの溶金の冷却速度
を求める計算式を用いた。
700 を求める上記（１）式は、「Welding Journal 37(1
958) 210S 」に所載されるＡＤＡＭＳの溶金の冷却速度
を求める計算式を用いた。
【００３０】
【実施例】表１に示す成分組成を有する素材帯鋼を準備
した。
した。
【００３１】
【表１】
【００３２】これらの素材帯鋼を、常法によって表２に
示す各外径の溶接管とすべくオープンパイプ状に成形
し、帯鋼両エッジ相互の突き合わせ部にレーザービーム
を照射するに当たり、表２示す各条件でレーザー溶接を
行った。また、比較のためＧＴＡＷで造管溶接したもの
も準備した。
示す各外径の溶接管とすべくオープンパイプ状に成形
し、帯鋼両エッジ相互の突き合わせ部にレーザービーム
を照射するに当たり、表２示す各条件でレーザー溶接を
行った。また、比較のためＧＴＡＷで造管溶接したもの
も準備した。
【００３３】
【表２】
【００３４】得られた溶接ままの溶接管の溶接部（ＨＡ
Ｚも含む）から、管周方向寸法が３０ｍｍ、管軸方向寸
法が１０ｍｍの円弧断面の中央に溶接シーム部が位置す
るように試験片を採取した。これらの試験片を表３に示
す成分組成の人工海水中で、図２に示す試験装置を用
い、ＪＩＳ−Ｇ０５７７に規定の方法に基づいて孔食電
位を測定することにより、その溶接金属の耐食性を評価
した。
Ｚも含む）から、管周方向寸法が３０ｍｍ、管軸方向寸
法が１０ｍｍの円弧断面の中央に溶接シーム部が位置す
るように試験片を採取した。これらの試験片を表３に示
す成分組成の人工海水中で、図２に示す試験装置を用
い、ＪＩＳ−Ｇ０５７７に規定の方法に基づいて孔食電
位を測定することにより、その溶接金属の耐食性を評価
した。
【００３５】
【表３】
【００３６】なお、試験片は溶接シーム部を中心として
測定断面のみを１ｃｍ2 露出させ、測定直前に８００番
研磨紙で研磨後、試験片への付加電位を自然電極電位か
ら電位掃引速度２０ｍＶ／ｍｉｎの速度で上げて行き、
孔食発生電位を測定した。また、参照電極にＡｇ／Ａｇ
Ｃｌ電極を用い、試験温度を６０℃とし、測定中Ａｒ脱
気を行い、孔食発生は電流密度が１００μＡ／ｃｍ2 に
達した電位とした。
測定断面のみを１ｃｍ2 露出させ、測定直前に８００番
研磨紙で研磨後、試験片への付加電位を自然電極電位か
ら電位掃引速度２０ｍＶ／ｍｉｎの速度で上げて行き、
孔食発生電位を測定した。また、参照電極にＡｇ／Ａｇ
Ｃｌ電極を用い、試験温度を６０℃とし、測定中Ａｒ脱
気を行い、孔食発生は電流密度が１００μＡ／ｃｍ2 に
達した電位とした。
【００３７】孔食電位の測定結果を、表２に併記した。
【００３８】表２から明らかなように、本発明例では５
２１ｍＶ以上の孔食電位が得られており、溶接部の耐食
性に優れている。これに対し、比較例では孔食電位が５
１０ｍＶ以下で溶接部の耐食性が劣っている。また、従
来例のＧＴＡＷで造管溶接したものは、孔食電位が４５
０ｍＶ以下で本発明の比較例に比べても溶接部の耐食性
が劣っている。
２１ｍＶ以上の孔食電位が得られており、溶接部の耐食
性に優れている。これに対し、比較例では孔食電位が５
１０ｍＶ以下で溶接部の耐食性が劣っている。また、従
来例のＧＴＡＷで造管溶接したものは、孔食電位が４５
０ｍＶ以下で本発明の比較例に比べても溶接部の耐食性
が劣っている。
【００３９】
【発明の効果】本発明の方法によれば、溶接ままで使用
して溶接部の耐食性に優れる２相ステンレス鋼管を安価
に提供することができるので、その工業的価値は大き
い。
して溶接部の耐食性に優れる２相ステンレス鋼管を安価
に提供することができるので、その工業的価値は大き
い。
【図１】７００℃に於ける溶金の冷却速度と孔食電位と
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図２】孔食電位を測定する試験装置の概略を示す図で
ある。
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｈ
Claims (2)
- 【請求項１】２相ステンレス鋼製の素材帯鋼を成形ロー
ル群に通してオープンパイプ状に連続的に成形し、スク
イズロールによって素材帯鋼の両エッジ相互を突き合わ
せ、この突き合わせ部にレーザービームを照射して造管
溶接するにあたり、分圧で０．０１〜０．２ａｔｍの窒
素を含むＨｅまたはＡｒからなるシールドガス中でレー
ザー溶接することを特徴とする２相ステンレス鋼溶接管
の製造方法。 - 【請求項２】レーザー溶接後の７００℃における下式で
求められる溶金の冷却速度Ｖ700 が１０〜９００℃／ｓ
ｅｃの範囲となる条件でレーザー溶接することを特徴と
する請求項１に記載の２相ステンレス鋼溶接管の製造方
法。 Ｖ700 ＝３．０２×１０-7×（ｔＶ／Ｐ）2 ×（７００
−Ｔ0 ）3 ただし、ｔ ：素材帯鋼肉厚（ｍｍ） Ｖ ：溶接速度（ｍ／ｍｉｎ） Ｐ ：レーザー出力（ｋＷ） Ｔ0 ：素材帯鋼両エッジ部の予熱温度（℃）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26867394A JP3201178B2 (ja) | 1994-11-01 | 1994-11-01 | ２相ステンレス鋼溶接管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26867394A JP3201178B2 (ja) | 1994-11-01 | 1994-11-01 | ２相ステンレス鋼溶接管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08132262A true JPH08132262A (ja) | 1996-05-28 |
| JP3201178B2 JP3201178B2 (ja) | 2001-08-20 |
Family
ID=17461811
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26867394A Expired - Fee Related JP3201178B2 (ja) | 1994-11-01 | 1994-11-01 | ２相ステンレス鋼溶接管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3201178B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6831248B2 (en) * | 2002-06-14 | 2004-12-14 | L'air Liquide, S.A. | Use of helium/nitrogen gas mixtures for the laser welding of stainless steel pipes |
| DE102011076141A1 (de) | 2010-05-20 | 2011-11-24 | Denso Corporation | LASERSCHWEIßVERFAHREN UND DURCH DAS VERFAHREN VERBUNDENES ROHRVERBINDUNGSERZEUGNIS |
| DE102011076715A1 (de) | 2010-05-31 | 2011-12-01 | Denso Corporation | LASERSCHWEIßVERFAHREN, ROHRFÜGEPRODUKT UND INJEKTOR, DER DAS PRODUKT VERWENDET |
| WO2020203931A1 (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | 二相ステンレス鋼溶接継手及びその製造方法 |
-
1994
- 1994-11-01 JP JP26867394A patent/JP3201178B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6831248B2 (en) * | 2002-06-14 | 2004-12-14 | L'air Liquide, S.A. | Use of helium/nitrogen gas mixtures for the laser welding of stainless steel pipes |
| DE102011076141A1 (de) | 2010-05-20 | 2011-11-24 | Denso Corporation | LASERSCHWEIßVERFAHREN UND DURCH DAS VERFAHREN VERBUNDENES ROHRVERBINDUNGSERZEUGNIS |
| DE102011076715A1 (de) | 2010-05-31 | 2011-12-01 | Denso Corporation | LASERSCHWEIßVERFAHREN, ROHRFÜGEPRODUKT UND INJEKTOR, DER DAS PRODUKT VERWENDET |
| WO2020203931A1 (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | 二相ステンレス鋼溶接継手及びその製造方法 |
| JPWO2020203931A1 (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3201178B2 (ja) | 2001-08-20 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |