JPH09164425A

JPH09164425A - 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法

Info

Publication number: JPH09164425A
Application number: JP7328450A
Authority: JP
Inventors: Tomohiko Omura; 朋彦大村; Takahiro Kushida; 隆弘櫛田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-12-18
Filing date: 1995-12-18
Publication date: 1997-06-24
Anticipated expiration: 2015-12-18
Also published as: JP3077576B2

Abstract

(57)【要約】【課題】耐硫化物応力割れ性に優れる低炭素マルテンサ
イト系ステンレス鋼溶接管のレーザー溶接による製造方
法の提供。【解決手段】（１）重量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｃ
ｒ：１０〜１４％を含む帯鋼を管状に加工後、常温〜１
０００℃にある突き合わせた両エッヂ部を下記の、
によりレーザー溶接し、８５０〜１０００℃に加熱し、
２０℃／ｓ以上にて３００℃以下まで冷却後６００〜７
００℃に加熱し、２０℃／ｓ以下にて常温まで冷却する
低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造法。Ｐ≧１５ｋＷ、０．４≦Ｐ・｛ｅｘｐ（ａ・
Ｔ）｝／（Ｖ・ｔ）≦２ただしＰ：レーザー出力（ｋＷ）、ａ：定数（＝０．
０００６）、Ｔ：溶接前温度（℃）、Ｖ：溶接速度（ｍ
／ｍｉｎ）、ｔ：帯鋼の肉厚（ｍｍ）（２）前記（１）により製管溶接した鋼管を７００〜９
００℃に加熱後、２０℃／ｓ以下にて常温まで冷却する
低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ラインパイプ、油
井管および化工機用配管等に好適な耐硫化物応力割れ性
等に優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の製
造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼
は、ＮｉやＭｏ等の高価な元素の含有量が少ないため、
オーステナイト系ステンレス鋼や２相ステンレス鋼より
も比較的安価で、かつ良好な機械的性質および耐食性を
有する。さらに、低炭素であることは、Ｃｒ炭化物の析
出量を減少させ、かつ溶接したときの硬度上昇も低下さ
せるので、一般のマルテンサイト系ステンレス鋼に比べ
て耐食性および溶接性の向上をもたらす。そのため、低
炭素マルテンサイト系ステンレス鋼は、ラインパイプ、
油井管および化工機用等の材料に広く用いられている。

【０００３】従来、上記の低炭素マルテンサイト系ステ
ンレス鋼からなる溶接管は、素材である帯鋼を連続的に
成形ロール群に通し管状に成形して帯鋼エッヂ部を突き
合わせ、この突き合わせ部を溶接して製造されていた。
溶接方法としては、電縫溶接法（以下、ＥＲＷ法とい
う）や、ガス・タングステン・アーク溶接法（以下ＧＴ
ＡＷ法という）あるいはサブマージ・アーク溶接法（以
下、ＳＡＷ法という）が用いられる。例えば、特開平４
−１９１３１９号公報および特開平４−１９１３２０号
公報には、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼からな
る帯鋼を用いたＥＲＷ法によるラインパイプおよび油井
管の製造方法が提示されている。

【０００４】ＥＲＷ法や、ＧＴＡＷ法およびＳＡＷ法等
のアーク溶接法によって低炭素マルテンサイト系ステン
レス鋼溶接管を製管溶接する場合、溶接シーム部の溶接
金属に隣接して熱影響部（以下、ＨＡＺという）を生じ
る。ＨＡＺでは、程度の差はあるが、たとえ低炭素であ
っても炭素の固溶による硬化や、元素分配の不均一化に
よる耐食性の劣化が起こる。これは、Ｃｒを含んだ不動
態皮膜の密着性などが劣化するためである。このような
不動態皮膜の劣化および硬度上昇は、ただちに耐硫化物
応力割れ性の劣化の原因となる。したがって、なにも対
策をとらずに溶接ままの鋼管を硫化水素を含む環境中で
用いると、ＨＡＺの硫化物応力割れが発生する。このた
め上記の溶接法ではＨＡＺを含む溶接部の性能改善のた
め、溶接時にフィラーワイヤを用いて所定の合金成分を
溶接金属中に添加し組織を改善するか、または製管溶接
後に硬さ低減などを目的に管全体または溶接部に後熱処
理を施していた。

【０００５】しかし、後熱処理で改善を図ろうとして
も、ＨＡＺの耐食性は完全には回復せず、母材に比べて
ＨＡＺを含む溶接部の耐硫化物応力割れ性は劣る。例え
ば局部加熱可能な環状の誘導加熱コイルあるいはコンタ
クトチップを用いた高周波加熱による後熱処理を施した
だけでは、ＨＡＺの耐食性は劣化したままである。

【０００６】また、管全体の後熱処理を電気炉中で行え
ばＨＡＺの硬度および耐食性は母材のそれに近づくが、
連続製管した長尺のパイプを切断し、個々に後熱処理を
施すことは製造コスト上望ましくない。

【０００７】また、最近では、生産性の向上および溶接
部の美麗さから製管溶接へのレーザー溶接法の適用も増
えている。オーステナイト系ステンレス鋼（特開昭６３
−２７８６８８号公報）、フェライト系ステンレス鋼
（特開昭６３−２７８６８９号公報）および含Ｍｏ合金
（特開昭６３−２７８６９０号公報）を素材として、レ
ーザー溶接した管の溶接部の機械的性質を改善する方法
が提示されている。それによれば、溶接シーム部を構成
する溶接金属に対して後熱処理を施して溶接金属の機械
的性質の回復を図ることが必要であると記されている。

【０００８】しかし、短時間の後熱処理では硬化したＨ
ＡＺを完全には軟化することはできず、ＨＡＺの耐硫化
物応力割れ性が母材と比べて劣化するという事態は避け
られなかった。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、耐硫化物応
力割れ性に優れた、美麗な溶接部をもつ低炭素マルテン
サイト系ステンレス鋼溶接管を、レーザー溶接により生
産性良く製造する方法を提供することを目的とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段】突き合わせた両エッヂ部
の接合にレーザー溶接法を用いれば、ＥＲＷ等の従来の
溶接法に比べ溶接金属の加熱速度および冷却速度を大き
くでき、したがってＨＡＺの硬化幅を狭くでき、かつ元
素分配の不均一化を防ぐことができる。しかし、ＨＡＺ
の硬度上昇は従来の溶接法より大きくなる。この原因
は、従来の溶接法によるＨＡＺでは炭素の固溶による硬
化はあるが、溶接時に投入された熱量により冷却時に焼
鈍されるため、ＨＡＺのマルテンサイト中の転位密度が
減少するのに対して、レーザー溶接法の場合、ＨＡＺで
は炭素の固溶によるマルテンサイトの硬化に加え、溶接
時に投入される熱量が小さいために焼鈍が不足し、マル
テンサイト中に転位が高密度で残留することにある。

【００１１】本研究者らは上記のレーザー溶接における
ＨＡＺの硬さを低減する方法を、実験により検討し、レ
ーザー出力を大きくすればＨＡＺの硬化が抑えられるこ
とを確認した。特に１５ｋＷ以上の出力下でレーザー溶
接した後さらに後熱処理を行えば、ＨＡＺの硬化がほと
んど無くなることを確認した。また、硬化の問題がこの
ように解決されれば、レーザー溶接法特有の溶接金属で
の大きな冷却速度は、そのこと自体、皮膜の耐食性能の
劣化を小さくする利点をもたらす。

【００１２】これらの方法に加えて、両エッヂ部に対し
溶接前に加熱（予熱）を行えば、さらに効果的に製品で
のＨＡＺの硬さは低減される。

【００１３】本発明法では、上記したレーザー出力Ｐ
（ｋＷ）に対する条件に加えて、溶接速度Ｖ（ｍ／ｍ
ｉｎ）、素材の帯鋼厚さｔ（ｍｍ）および溶接前の両エ
ッヂ部の温度Ｔ（℃）に対して下記のの条件を満たす
必要がある。

【００１４】Ｐ≧１５ｋＷ０．４≦Ｐ・｛ｅｘｐ（ａ・Ｔ）｝／（Ｖ・ｔ）≦
２ただしａ：定数（＝０．０００６）さらに、溶接ままでは溶接金属自身は粗大な焼入マルテ
ンサイト組織であるため、耐硫化物応力割れ性が不足す
る場合があるので、下記の(a) または(b) の後熱処理の
うちいずれかを行う必要がある。

【００１５】(a) ８５０〜１０００℃（８５０℃以上１
０００℃以下、以下同じ意味とする）の温度域に加熱
後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却
し、その後６００〜７００℃の温度域に加熱し、２０℃
／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却する。

【００１６】(b) ７００〜９００℃の温度域に加熱後、
２０℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却する。

【００１７】上記のレーザー溶接を施す帯鋼は、低炭素
マルテンサイト系ステンレス鋼である。その鋼のＣとＣ
ｒの含有量は、それぞれ所定の範囲でなければならな
い。しかし、他の合金成分の種類と含有量はマルテンサ
イト系ステンレス鋼の範疇を出ないように任意に選択す
ればよい。安価で優れた耐食性をもつ帯鋼として次に例
示する化学組成が望ましい。

【００１８】重量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｃｒ：１
０〜１４％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５％以下、
Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：８
％以下、Ｍｏ：７％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：
０．７５％以下およびＶ：２％以下を含み残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなる。

【００１９】

【発明の実施の形態】本発明における各条件の限定理由
は下記の通りである。以下の説明において、「％」は、
いずれも「重量％」を表示するものとする。

【００２０】１．帯鋼の化学組成本発明で用いる素材の帯鋼は、炭素含有量が０．０５重
量％以下で、Ｃｒを１０〜１４重量％含有するステンレ
ス鋼帯である。以下の説明において、Ｃ量およびＣｒ量
以外の、他の化学組成の限定は望ましい範囲である。

【００２１】Ｃ：Ｃ量は低いことが望ましい。ただし、
Ｃ量をむやみに減らすことは著しいコスト上昇を伴うの
で、コスト上昇と性能劣化の許容できる範囲内で低くす
る。０．０５％を超えると、Ｃｒ炭化物を析出し耐食性
劣化およびＨＡＺの著しい硬化をもたらすので、０．０
５％を許容上限とする。

【００２２】Ｃｒ：Ｃｒは、１０％未満では、母材およ
び溶接部の表面に耐食性を備えた皮膜が形成されないた
め、炭酸ガスや硫化水素を含む環境中で、油井用鋼管と
して使用した場合、硫化物応力割れを発生しやすい。一
方、１４％を超えるとフェライト相が一定限度を超え、
マルテンサイト相とフェライト相の間で元素分配が強く
生じて、皮膜の耐食性能が劣化する。Ｃｒ量が１４％を
超えてなおフェライト相を一定限度以下に抑制するに
は、オーステナイト生成元素である高価なＮｉを増やす
必要があり、マルテンサイト系ステンレス鋼の経済性が
損なわれる。したがってＣｒ量は１０〜１４％とする。

【００２３】Ｓｉ：Ｓｉは添加しなくてもよい。しか
し、Ｓｉは脱酸剤として有効な元素なので、強力な脱酸
元素であるＡｌの歩留まりを高める場合、またはＡｌ酸
化物による鋼の清浄性劣化を避ける場合には添加する。
しかし、１％を超えるとＳｉ酸化物自体による鋼の清浄
性劣化をきたし、硫化物応力割れを誘引するので、添加
することがあっても１％以下とする。

【００２４】Ｍｎ：Ｍｎは添加しなくてもよい。しか
し、Ｍｎはフェライト相の生成を抑制する効果があるの
で、高強度化を一層はかる場合には添加する。しかし、
０．５％を超えると硫化物応力割れを助長するので、添
加する場合でも０．５％以下とする。

【００２５】Ｐ：Ｐは硫化物応力割れを助長するので、
出来るだけ低くするのがよい。しかし、Ｐ量の低減には
必ずコスト上昇を伴うので、性能上許容できる範囲以下
とする。

【００２６】０．０４％を超えると硫化物応力割れ感受
性がきわめて高くなるので、０．０４％以下には制限し
なければならない。

【００２７】Ｓ：Ｓは硫化物応力割れを促進するので、
０．００５％以下にする。硫化水素などを含む環境の厳
しい場所で使用する場合には、さらに厳しく０．００３
％以下にすることが望ましい。

【００２８】Ｎｉ：Ｎｉは添加しなくてもよい。しか
し、耐食性をさらに高めるためにＣｒ量を１４％を超え
て増やした場合、フェライト相が一定限度を超え、皮膜
の耐食性能が劣化するので、フェライト生成量を一定限
度以下に抑制するために、Ｎｉを添加する。しかし、８
％を超えると熱間加工性が劣化し、かつ経済性も低下す
るので、添加する場合でも８％以下とする。

【００２９】Ｍｏ：Ｍｏは添加しなくてもよい。しか
し、Ｍｏは、単独でもまたＮｉと共存しても耐食性を向
上させる作用があるので、この効果をさらに得ようとす
る場合には添加する。しかし、７％を超えると硫化物応
力割れを促進するので、添加する場合でも７％以下とす
る。

【００３０】Ａｌ：Ａｌは添加しなくてもよい。しか
し、Ａｌは脱酸剤としてきわめて有効であるので、脱酸
を強力におこない、脱酸後の溶鋼中の酸素量を低いレベ
ルにする場合には添加する。しかし、０．１％を超える
と、鋼の清浄性が劣化し、耐硫化物応力割れ性が劣化す
るので、添加する場合でも０．１％以下とする。

【００３１】Ｔｉ：Ｔｉは添加しなくてもよい。しか
し、ＴｉはＣｒ炭化物の析出による硬度の異常上昇や耐
食性劣化を防止する効果があるので、これら効果を得よ
うとする場合には添加する。しかし、０．７５％を超え
ると加工性を劣化させるので、添加する場合でも０．７
５％以下とする。

【００３２】Ｖ：Ｖは添加しなくてもよい。しかし、Ｖ
はＴｉと同様に、Ｃｒ炭化物の析出に伴う硬度の異常上
昇および耐食性劣化を防止する作用があるので、この効
果を得ようとする場合には添加する。しかし、高価な元
素であるため、２％を超えると経済性を害するので、添
加する場合でも２％以下とする。

【００３３】Ｎ（窒素）はとくに添加あるいは低減しな
くてもよいが、強度向上のために特別にＮ量を高めたマ
ルテンサイト系ステンレス鋼、あるいは加工性などを考
慮してＮ量を低くしたマルテンサイト系ステンレス鋼に
対しても本発明法を適用することはもちろん可能であ
る。

【００３４】Ｏ（酸素）もとくに添加あるいは低減しな
くてよいが、酸化物を分散させるためにＯ量を特別に高
めたもの、あるいは疲労などの機械的性質を考慮してＯ
量を低くしたものに本発明法を適用することは全く差し
支えない。

【００３５】上記のような化学組成を有する帯鋼に対し
て通常の焼入れ焼戻し処理を施すことにより、下記のマ
ルテンサイト相体積率に調整しておくことが望ましい。

【００３６】マルテンサイト相：レーザー溶接前のマル
テンサイト系ステンレス鋼は、熱延後に焼入れ焼戻しを
行った後、マルテンサイト相の体積率がおよそ８０％以
上であることが望ましい。マルテンサイト相が８０％未
満のとき、すなわち残りの大部分のフェライト相および
残留オーステナイト相等を合わせた体積率が２０％を超
えると、これらの相の間に元素分配を生じ、皮膜の耐食
性能が劣化する。

【００３７】２．レーザー溶接条件図１は、帯鋼から製品を製造する概要を表す図面であ
る。同図において、素材の帯鋼１は、成形ロール群１１
によりオープンパイプ２へと連続的に成形され、さらに
帯鋼の両エッヂ相互をスクィズロール１３によって突き
合わされ、突き合わせパイプ３とされる。ここで、「オ
ープンパイプ」とは、両エッヂが未だ突き合わされず離
れたままのパイプ状の中間加工品をいう。「突き合わせ
パイプ」とは、スクィズロールを通過直後の、両エッヂ
部は突き合わされているが溶接によって接合されていな
い中間加工品の過渡的な状態をさす。

【００３８】溶接直前の上記両エッヂ部の温度は常温〜
１０００℃としなければならない。

【００３９】常温を超えた温度の状態にして溶接する場
合は、ＥＲＷ法で用いられている局部加熱可能な環状の
誘導加熱コイルあるいはコンタクトチップを用いた高周
波加熱装置１２をスクィズロール１３の前段に配置し、
その投入電力を制御して所定の温度域にすれば良い。こ
の加熱における最高到達温度（予熱温度）は１０００℃
以下とする。予熱温度が１０００℃を超えると予熱され
た部位が冷却後焼入硬化し、耐硫化物応力割れ性が劣化
するからである。なお、エッヂ部の予熱温度と溶接直前
温度とは差異が小さいので、本説明書では両者を区別せ
ずに、「予熱温度」または「溶接前の温度」という。

【００４０】突き合わせ部に対して、レーザービーム溶
接機１４により上方よりレーザービームを照射し溶接す
る。このとき、レーザー出力Ｐを１５ｋＷ以上（条件
）とし、かつ下記の条件にてレーザー溶接を行う。

【００４１】０．４≦Ｐ・｛ｅｘｐ（ａ・Ｔ）｝／
（Ｖ・ｔ）≦２ここで、ｔ（ｍｍ）は帯鋼の肉厚を、Ｖ（ｍ／ｍｉｎ）
は溶接速度を、Ｔ（℃）は帯鋼両エッヂ部の溶接前の温
度を、また、ａは定数（＝０．０００６）を表す。

【００４２】以下において、条件におけるＰ・｛ｅｘ
ｐ（ａ・Ｔ）｝／（Ｖ・ｔ）の値のことを、「加熱指
数」という場合がある。

【００４３】レーザー出力Ｐが１５ｋＷ未満のとき、Ｈ
ＡＺの硬さが上昇して耐硫化物応力割れ性が劣化する。
また、加熱指数が２を超えると、炭化物の固溶によるＨ
ＡＺの硬化および冷却速度の低下に伴う皮膜の耐食性能
の劣化が起こり、溶接部の耐硫化物応力割れ性が著しく
劣化する。一方、加熱指数が０．４未満であると、溶接
単位長さあたりの入熱量が不足するため、完全貫通溶接
が不可能になる。完全貫通溶接でない溶接は融合不良の
溶接であり、避けなければならない。

【００４４】なお、レーザー出力Ｐの上限は特に定める
必要は無い。上記の加熱指数の表式（＝Ｐ・｛ｅｘｐ
（ａ・Ｔ）｝／（Ｖ・ｔ））から明かなように、加熱指
数を上記範囲内で一定にする場合、レーザー出力Ｐが大
きいほど溶接速度Ｖを大きくできるので、生産性の向上
を図るにはレーザー出力Ｐを大きくすることが望まし
い。

【００４５】３．後熱処理条件図２は、下記の後熱処理条件(a) および(b) を模式的に
表す図面である。

【００４６】レーザー溶接後、上記の予熱と同様の設備
１５で溶接部分に下記(a) または(b) の条件の後熱処理
を施して製品５とされる。

【００４７】(a) ８５０〜１０００℃の温度域に加熱
後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却
し、その後６００〜７００℃の温度域に加熱後、２０℃
／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却する。

【００４８】(b) ７００〜９００℃の温度域に加熱後、
２０℃／ｓ以下の速度で常温まで冷却する。

【００４９】後熱条件がこれらの範囲外では、ＨＡＺを
軟化させられないか、または後熱された部位が焼入硬化
し、耐硫化物応力割れ性が劣化する。

【００５０】後熱条件(a) において、最初の加熱温度が
８５０℃未満ではオーステナイト化が不十分で、後の冷
却（焼入れ）後にマルテンサイト相の体積率が不足する
ので８５０℃以上とする。一方、１０００℃を超えると
粗大なマルテンサイト相となり耐硫化物応力割れ性が劣
化する。この後の冷却速度を２０℃／ｓ以上とするの
は、２０℃／ｓ未満では皮膜の耐食性能が劣化するから
である。冷却速度は大きいほど望ましく、とくに上限を
設けない。マルテンサイト相の体積率を必要量確保する
ため、冷却は３００℃以下まで行う。その後６００〜７
００℃に加熱するのは、焼戻しによりＨＡＺを軟化させ
るためである。６００℃未満では軟化が不十分で、耐硫
化物応力割れ性が劣化し、一方、７００℃を超えると皮
膜の耐食性能が劣化するので、６００〜７００℃とす
る。その後の冷却速度を２０℃／ｓ以下とするのは、２
０℃／ｓを超えると冷却の不均一に伴う残留応力が大き
く生じるからである。残留応力を低くするためこの冷却
速度での冷却は常温まで行う。

【００５１】また、ここでの冷却速度の下限はとくに設
けないが、作業能率の点から３℃／ｓ以上の冷却速度と
することが望ましい。

【００５２】後熱条件(b) において、最初の加熱温度が
７００℃未満では、ＨＡＺの軟化が不十分なため耐硫化
物応力割れ性が劣化する。一方、９００℃を超えると後
熱処理(b) としてはオーステナイト化が中途半端に起こ
り、元素の分配が生じ、後で消えないので９００℃以下
とする。その後の冷却速度を２０℃／ｓ以下とするの
は、過大な残留応力抑制のためである。この冷却速度範
囲での冷却は、常温まで行い、残留応力の発生を防止す
る。ここでの冷却速度も、作業能率の点から３℃／ｓ以
上とすることが望ましい。

【００５３】後熱条件(a) および(b) は、一般的に、性
能上差異を生じることはなく、本発明を適用するステン
レス鋼の材質あるいは使用可能な設備仕様に応じて、適
用しやすい方を用いればよい。

【００５４】これらの後熱処理は、バッチ式の加熱炉に
て熱処理を行ってもよいし、高周波加熱装置などにより
行ってもよい。

【００５５】(a) および(b) の各温度域への加熱に際し
て保持時間は特に制限する必要は無いが、生産性向上の
ため数秒間〜数十秒間程度の短時間であることが望まし
い。

【００５６】

【実施例】表１は実験に供した帯鋼の化学組成を表す一
覧表である。同表に示すＡ〜Ｇの化学組成を有する帯鋼
を、９００℃で１５分間保持後水冷し、その後６４０℃
で３０分間保持後空冷し、レーザー溶接用の素材とし
た。

【００５７】表２および表３は、実施例についての溶接
条件、後熱処理条件およびそれらを適用した結果得られ
た溶接部特性をまとめた一覧表である。表２は比較例
を、また表３は本発明例を表す。各帯鋼を、これらの表
に示す外径のオープンパイプに成形し、同表に示す各条
件で突き合わせ部をレーザー溶接し、そののち後熱処理
を施して製品とした。

【００５８】

【表１】

【００５９】

【表２】

【００６０】

【表３】

【００６１】溶接部特性は硫化物応力割れ試験および完
全貫通溶接か否かを目視観察し評価した。

【００６２】図３は、硫化物応力割れ試験において４点
曲げによる応力を負荷した状態の断面を表す図面であ
る。各溶接管から溶接部が幅方向の中央に位置するよう
に硫化物応力割れ試験片（厚さ２ｍｍ×幅１０ｍｍ×長
さ７５ｍｍ−ノッチ無し）を採取した。これらの試験片
の中央部に４点曲げによって帯鋼の実降伏強さ（ＹＳ）
の１００％の応力を付加した状態で、０．０１ａｔｍ
（１ａｔｍ＝０．１０１３ＭＰａ）Ｈ₂Ｓ−３０ａｔｍ
ＣＯ₂−５％ＮａＣｌの２５℃水溶液中に浸漬した。浸
漬して３３６時間経過後、割れ発生の有無を調査しＨＡ
Ｚを含む溶接部特性を評価した。また、従来のＧＴＡＷ
法によって製管溶接後に管全体を９００℃に１５分間保
持後水冷し、その後６４０℃で３０分間保持し空冷する
後熱処理を施した溶接管についても調査した。さらに、
ＥＲＷ法によって製管溶接後に高周波加熱により９００
℃に３０秒間保持後３０℃／ｓの速度で３００℃以下ま
で冷却し、その後６４０℃で３０秒間保持後６℃／ｓの
速度で冷却した溶接管についても調査した。これらＧＴ
ＡＷ法およびＥＲＷ法による溶接管の結果を、従来法と
して表２に併記する。

【００６３】表２および表３に示す結果から明かなよう
に、化学組成が本発明の範囲内である帯鋼Ａ、Ｂ、Ｃお
よびＤを用い、本発明の範囲内の条件で製管溶接した本
発明例（番号１６〜番号３６）では本試験条件で割れが
発生せず、母材同等の良好な特性を示した。

【００６４】これに対し、本発明の範囲外の組成をもつ
帯鋼Ｅ、ＦおよびＧを用いた比較例（番号１０〜番号１
２）ではＨＡＺの硬化または皮膜の耐食性能の劣化が起
こり、硫化物応力割れが発生した。

【００６５】また、レーザー出力Ｐが１５ｋＷ未満の比
較例（番号１〜番号５）ではＨＡＺが著しく硬化し、硫
化物応力割れが発生した。同様に、レーザー出力Ｐが１
５ｋＷ以上であり、同時に加熱指数が２を超える比較例
（番号６）ではＨＡＺの硬化および皮膜の耐食性能の劣
化が起こり、割れが発生した。また、レーザー出力Ｐは
１５ｋＷ以上であるが、加熱指数が０．４未満である比
較例（番号７および番号８）では、入熱量が少なすぎる
ため、貫通溶接とならなかった（表２において「不可」
と表示）。さらに、レーザー出力Ｐおよび加熱指数は本
発明の範囲内であるが、予熱温度が１２００℃（本発明
の制限「常温〜１０００℃」の範囲外）である比較例
（番号９）では、予熱温度が高すぎて予熱を受けた部位
が著しく硬化し、割れが発生した。また、後熱処理条件
が本発明の範囲外の条件（表２の脚注の後熱条件(c) お
よび(d) ）を適用した比較例（番号１４および番号１
５）では、後熱処理を受けた部位の硬化が起こり割れが
発生した。

【００６６】これらの実施例は本発明方法が溶接部にお
ける硫化物応力割れを防止するのにきわめて効果的であ
ることを明確に示すものである。

【００６７】

【発明の効果】本発明方法によれば、耐硫化物割れ性等
に優れた、美麗な溶接部をもつ低炭素マルテンサイト系
ステンレス鋼溶接管を高い生産性の下、安価に製造する
ことができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、帯鋼から製品を製造する概要を表す図
面である。

【図２】図２（ａ）は後熱条件(a) を、また、図２
（ｂ）は後熱条件(b) を模式的に表す図面である。

【図３】図３は、硫化物応力割れ試験において４点曲げ
による応力を負荷した状態の断面を表す図面である。

【符号の説明】

１…帯鋼（素材）、２…オープンパイプ（中間加工品）、３…突き合わせパイプ（スクィズロールを出た直後の両
エッヂ部を突き合わされた中間加工品の過渡的な状
態）、４…溶接されたままのパイプ（中間製品）、５…後熱処理されたパイプ（製品）、１１…成形ロール群、１２…高周波加熱装置、１３…スクィズロール、１４…レーザー溶接機、１５…高周波加熱装置またはバッチ式加熱炉、２１…硫化物応力割れ試験片、２２…外側支持棒、２３…内側支持棒

───────────────────────────────────────────────────── 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 ３０２Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２Ｚ 38/46 38/46

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】炭素含有量が０．０５重量％以下で、Ｃｒ
を１０〜１４重量％含有するステンレス鋼帯を管状に加
工した後、常温から１０００℃までの温度域にある突き
合わせた両エッヂ部を下記の条件およびによりレー
ザー溶接し、その後、８５０〜１０００℃の温度域に加
熱し、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷
却し、その後６００〜７００℃の温度域に加熱し、２０
℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却することを特徴と
する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造
方法。Ｐ≧１５ｋＷ０．４≦Ｐ・｛ｅｘｐ（ａ・Ｔ）｝／（Ｖ・ｔ）≦
２ただしＰ：製管溶接時のレーザー出力（ｋＷ）ａ：定数（＝０．０００６）Ｔ：溶接前の突き合わせ両エッヂ部の温度（℃）Ｖ：溶接速度（ｍ／ｍｉｎ）ｔ：帯鋼の肉厚（ｍｍ）
【請求項２】炭素含有量が０．０５重量％以下で、Ｃｒ
を１０〜１４重量％含有するステンレス鋼帯を管状に加
工した後、常温から１０００℃までの温度域にある突き
合わせた両エッヂ部を下記の条件およびによりレー
ザー溶接し、その後、７００〜９００℃の温度域に加熱
し、２０℃／ｓ以下の冷却速度で常温まで冷却すること
を特徴とする低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼溶接
管の製造方法。Ｐ≧１５ｋＷ０．４≦Ｐ・｛ｅｘｐ（ａ・Ｔ）｝／（Ｖ・ｔ）≦
２ただしＰ：製管溶接時のレーザー出力（ｋＷ）ａ：定数（＝０．０００６）Ｔ：溶接前の突き合わせ両エッヂ部の温度（℃）Ｖ：溶接速度（ｍ／ｍｉｎ）ｔ：帯鋼の肉厚（ｍｍ）