WO2012111535A1 - 二相ステンレス溶接継手 - Google Patents

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WO2012111535A1
WO2012111535A1 PCT/JP2012/053035 JP2012053035W WO2012111535A1 WO 2012111535 A1 WO2012111535 A1 WO 2012111535A1 JP 2012053035 W JP2012053035 W JP 2012053035W WO 2012111535 A1 WO2012111535 A1 WO 2012111535A1
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weld metal
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展公 長山
健太 山田
昌彦 濱田
大介 元家
尚 天谷
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住友金属工業株式会社
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    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a duplex stainless steel welded joint, and more particularly to a duplex stainless steel welded joint comprising a base material and a weld metal.
  • Oil and natural gas produced from oil and gas fields contain associated gas.
  • the accompanying gas contains a corrosive gas such as carbon dioxide (CO 2 ) and hydrogen sulfide (H 2 S).
  • a line pipe conveys the above-mentioned accompanying gas with oil and natural gas. Therefore, in a line pipe, stress corrosion cracking (SCC), sulfide stress corrosion cracking (SSC), and overall corrosion cracking that causes a reduction in wall thickness are problems.
  • SCC and SSC have a fast crack growth rate. Therefore, in SCC and SSC, the time from occurrence to penetration through the line pipe is short. Furthermore, SCC and SSC occur locally. Therefore, the steel material for line pipes is required to have excellent corrosion resistance (SCC resistance, SSC resistance, and general corrosion resistance), and in particular, SCC resistance and SSC resistance are required.
  • WO 96/18751 duplex stainless steel contains 1-3% Cu. This describes that the corrosion resistance of duplex stainless steel in chloride and sulfide environments is enhanced.
  • the content of Cr, Ni, Cu, Mo, N and W is appropriately adjusted, and the area ratio of the ferrite phase in the duplex stainless steel is set to 40. Control to ⁇ 70%. This describes that the strength, toughness and seawater resistance of the duplex stainless steel are enhanced.
  • the corrosion resistance of the welded portion is likely to deteriorate during high heat input welding, and the welded portion is likely to become brittle.
  • the corrosion resistance of the welded portion tends to be lowered, and the heat-affected zone (HAZ) of the welded portion tends to become brittle.
  • the cause of the deterioration of the corrosion resistance of the welded portion and embrittlement is that a sigma phase ( ⁇ phase) that is an intermetallic compound is precipitated in the HAZ during high heat input welding.
  • the duplex stainless steel disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-171743 further has low SCC resistance in a high-temperature chloride environment containing the above-mentioned accompanying gas and having a temperature range of 120 to 200 ° C.
  • the weld metal of the welded portion is also required to have SCC resistance. Furthermore, it is not preferable that the ⁇ phase precipitates in the weld metal during high heat input welding.
  • An object of the present invention is to provide a duplex stainless steel welded joint that includes a base metal and a weld metal that can suppress the precipitation of the ⁇ phase during high heat input welding and that have excellent SCC resistance in a high-temperature chloride environment. That is.
  • the duplex stainless steel welded joint according to the present invention includes a base material and a weld metal.
  • the base material is mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.20 to 1.00%, Mn: 8.00% or less, P: 0.040% or less, S: 0.0100% or less Cu: more than 2.00% and 4.00% or less, Ni: 4.00 to 8.00%, Cr: 20.0 to 30.0%, Mo: 0.50 to 2.00%, N: 0.100-0.350% and sol.
  • Al: 0.040% or less is contained, and the balance consists of Fe and impurities, satisfying the formulas (1) and (2).
  • the weld metal is in mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.20 to 1.00%, Mn: 8.00% or less, P: 0.040% or less, S: 0.010% or less Cu: 2.00% or less, Ni: 7.00 to 12.00%, Cr: 20.0 to 30.0%, Mo: 1.00 to 4.00%, N: 0.100 to 0.00. 350%, sol. Al: 0.040% or less and O: 0.035% or less are contained, and the balance consists of Fe and impurities, satisfying the formulas (1) and (3).
  • the base metal and weld metal of the duplex stainless steel welded joint according to the present invention can suppress the precipitation of the ⁇ phase during high heat input welding and have excellent SCC resistance in a high-temperature chloride environment.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between SCC resistance and Cr content, Mo content and Cu content of a base material of a duplex stainless steel welded joint.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the SCC resistance and the Cr content, the Mo content and the Cu content of the weld metal of the duplex stainless steel welded joint.
  • FIG. 3A is a plan view of a plate material manufactured in Example 1.
  • FIG. 3B is a front view of the plate shown in FIG. 3A.
  • 4A is a plan view of a welded joint manufactured in Example 1.
  • FIG. FIG. 4B is a front view of the welded joint shown in FIG. 4A.
  • FIG. 5 is a perspective view of a four-point bending specimen taken from the weld joint shown in FIGS.
  • FIG. 6A is a plan view of a plate material manufactured in Example 2.
  • FIG. 6B is a front view of the plate shown in FIG. 6A.
  • FIG. 7A is a plan view of a welded joint produced in Example 2.
  • FIG. 7B is a front view of the welded joint shown in FIG. 7A.
  • % of the element content means mass%.
  • the present inventors conducted various experiments and detailed studies on the base metal and weld metal of the duplex stainless steel welded joint, and obtained the following knowledge.
  • (B) Cu reduces the corrosion rate of steel in a high-temperature chloride environment. Therefore, if the Cr content and the Mo content are kept low and Cu is contained, the passive film can be strengthened.
  • FIG. 1 is a view showing the SCC resistance of a base material of a duplex stainless steel welded joint with respect to Cr content, Mo content and Cu content.
  • FIG. 1 was obtained by the investigation method of Example 1 described later.
  • the vertical axis in FIG. 1 is the “7Mo + 3Cu” value.
  • the “7Mo + 3Cu” value is determined based on the Mo content and the Cu content in the base material. Specifically, the Mo content (% by mass) and the Cu content (% by mass) of the corresponding base material are substituted for “Mo” and “Cu” in “7Mo + 3Cu”.
  • the horizontal axis in FIG. 1 represents the Cr content (% by mass) of the base material.
  • the heat affected zone (HAZ) is heated in a short time and then cooled.
  • the ⁇ phase tends to precipitate in the HAZ.
  • Cr + 11Mo + 10Ni indicates the magnitude of the driving force for precipitation of the ⁇ phase.
  • Cr, Mo and Ni increase the driving force for nucleation of ⁇ phase precipitation.
  • the contribution of the Mo content to the precipitation driving force of the ⁇ phase is 11 times that of the Cr content.
  • the contribution of the Ni content to the precipitation driving force of the ⁇ phase is 10 times the Cr content.
  • “12 (Cu + 30N)” in the formula (2) indicates the magnitude of the sigma phase precipitation inhibiting force.
  • the contribution of the Cu content to the precipitation suppression force of the ⁇ phase corresponds to 12 times the contribution of the Cr content to the precipitation driving force of the ⁇ phase.
  • the contribution of the N content to the precipitation suppression force of the ⁇ phase corresponds to 30 times the contribution of the Cu content.
  • the reason why Cu and N suppress sigma phase precipitation is estimated as follows.
  • the interface between ferrite and austenite (hereinafter referred to as the ferrite / austenite interface) is a nucleation site for the ⁇ phase.
  • ferrite / austenite interface The interface between ferrite and austenite (hereinafter referred to as the ferrite / austenite interface) is a nucleation site for the ⁇ phase.
  • Cu precipitates very finely in the matrix as a Cu concentrated phase.
  • the deposited Cu is dispersed in the matrix.
  • the deposited Cu can be a nucleation site of ⁇ phase.
  • a large number of Cu dispersed and precipitated in the matrix competes with the ferrite / austenite interface, which is the original nucleation site of the ⁇ phase.
  • the nucleation of the ⁇ phase at the ferrite / austenite interface is faster than the nucleation of the ⁇ phase in the dispersed and precipitated Cu. Therefore, the Cu deposited in a dispersed manner delays the nucleation of the ⁇ phase at the ferrite / austenite interface and suppresses the precipitation of the ⁇ phase.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the “7Mo (%) + 3Cu (%)” value and the “Cr (%)” value in the weld metal.
  • FIG. 2 was obtained by the investigation method of Example 2 described later.
  • “ ⁇ ” points indicate that no SCC occurred in the weld metal in the SCC test in Example 2.
  • “ ⁇ ” points indicate that an SCC has occurred. The number given to the upper right of each point corresponds to the joint number in Table 3 of Example 2.
  • the susceptibility of the weld metal to ⁇ phase precipitation is smaller than that of the base material (HAZ). In other words, the weld metal is less likely to precipitate the ⁇ phase than the base metal.
  • the reason is estimated as follows.
  • the base material is subjected to a solution treatment before welding. By the solution treatment, Cr, Ni and Mo in the steel are sufficiently diffused. For this reason, the base material is in a state where the diffusion of the element for nucleating the ⁇ phase proceeds. Therefore, when heat is applied to the base metal by high heat input welding, the diffusion of elements in the steel further proceeds and the ⁇ phase is likely to precipitate.
  • the weld metal is once melted and solidified during high heat input welding.
  • the weld metal is not affected by the previous heat treatment due to melting. Therefore, the weld metal is less susceptible to precipitation of the ⁇ phase than the base metal.
  • the following formula (3) is satisfied instead of the formula (2), the generation of the ⁇ phase at the time of high heat input welding can be suppressed.
  • the content (mass%) of each element in the steel is substituted for the element symbol in the formula (3).
  • phase ratio (hereinafter simply referred to as “phase ratio”) between ferrite and austenite in the weld metal.
  • the weld metal has a melt-solidified structure and cannot be subjected to heat treatment such as solution treatment. Therefore, it is difficult to adjust the phase ratio compared to the base material. Therefore, in the weld metal, the Ni content capable of appropriately controlling the phase ratio is made higher than that of the base material.
  • the duplex stainless steel welded joint includes a base material and a weld metal.
  • the duplex stainless steel welded joint is obtained by welding steel pipes or steel plates to each other at their ends.
  • the steel pipe may be a seamless steel pipe or a welded steel pipe.
  • the base material and the weld metal will be described in detail.
  • the base material of the duplex stainless steel welded joint according to the present invention has the following chemical composition.
  • C 0.030% or less Carbon (C) stabilizes austenite. On the other hand, if C is contained excessively, carbides are likely to precipitate, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the C content is 0.030% or less.
  • the upper limit with preferable C content is 0.025%, More preferably, it is 0.020%.
  • Si 0.20 to 1.00%
  • Silicon (Si) suppresses the decrease in fluidity of the molten metal during welding and suppresses the generation of weld defects.
  • the Si content is 0.20 to 1.00%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.80%, More preferably, it is 0.60%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.25%, More preferably, it is 0.30%.
  • Mn 8.00% or less
  • Manganese (Mn) is an essential element. Mn desulfurizes and deoxidizes steel and improves the hot workability of the steel. Mn further increases the solubility of nitrogen (N). On the other hand, if Mn is contained excessively, the corrosion resistance decreases. Therefore, the Mn content is 8.00% or less.
  • the upper limit with preferable Mn content is 7.50%, More preferably, it is 5.00%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.03%, More preferably, it is 0.05%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P decreases the corrosion resistance and toughness of the steel. Therefore, it is preferable that the P content is small.
  • the P content is 0.040% or less.
  • P content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.025% or less.
  • S 0.0100% or less Sulfur (S) is an impurity. S decreases the hot workability of steel. S further forms sulfides. Since sulfide is a starting point of pitting corrosion, it reduces the pitting corrosion resistance of steel. Therefore, it is preferable that the S content is small.
  • the S content is 0.0100% or less.
  • the preferable S content is 0.0050% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • Cu More than 2.00% and 4.00% or less Copper (Cu) strengthens the passive film under high temperature chloride environment and enhances the corrosion resistance including SCC resistance. Furthermore, Cu precipitates very finely in the base metal during high heat input welding, and suppresses the precipitation of the ⁇ phase at the ferrite / austenite phase boundary. On the other hand, if Cu is contained excessively, the hot workability of the steel is lowered. Therefore, the Cu content is more than 2.00% and 4.00% or less.
  • Ni 4.00 to 8.00%
  • Nickel (Ni) stabilizes austenite. Ni further increases the toughness of the steel and the corrosion resistance including the SCC resistance of the steel.
  • the Ni content is 4.00 to 8.00%.
  • the minimum with preferable Ni content is 4.50%, More preferably, it is 5.00%.
  • Chromium (Cr) increases the corrosion resistance of the steel, and in particular, enhances the SCC resistance of the steel in a high temperature chloride environment.
  • Cr Chromium
  • the Cr content is 20.0 to 30.0%.
  • the minimum with preferable Cr content is 21.0%, More preferably, it is 22.0%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 29.0%, More preferably, it is 28.0%.
  • Mo 0.50 to 2.00% Molybdenum (Mo) increases the SCC resistance of the steel. On the other hand, if Mo is excessively contained, an intermetallic compound typified by a ⁇ phase is generated. Therefore, the weldability of steel is lowered and the hot workability is lowered. Therefore, the Mo content is 0.50 to 2.00%. A preferable lower limit of the Mo content is 0.60%.
  • N 0.100 to 0.350%
  • Nitrogen (N) is a strong austenite forming element and enhances the thermal stability and corrosion resistance of steel.
  • the base material of the duplex stainless steel welded joint according to the present invention contains Cr and Mo which are ferrite forming elements. Considering the balance between the ferrite content and the austenite content in the base material, the N content is 0.100% or more.
  • the N content is 0.100 to 0.350%.
  • the minimum with preferable N content is 0.130%, More preferably, it is 0.160%.
  • Al is an essential element. Al deoxidizes steel. On the other hand, if Al is contained excessively, aluminum nitride (AlN) is formed, and the toughness and corrosion resistance of the steel are lowered. Therefore, the Al content is 0.040% or less.
  • the Al content referred to in the present specification means the content of acid-soluble Al (sol. Al).
  • the preferable upper limit of the Al content is 0.035%, and more preferably 0.030%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.003%, More preferably, it is 0.005%.
  • the balance of the base material consists of Fe and impurities.
  • the impurities here mean ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in due to various factors in the manufacturing process.
  • tungsten (W) is an impurity. W promotes the generation of the ⁇ phase. W further produces carbides. The sigma phase and the W carbide reduce the toughness of the steel. Therefore, W is an impurity in the base material in the present invention. Specifically, the W content is 0.1% or less.
  • the base material further satisfies the expressions (1) and (2).
  • the content (mass%) of each element in steel is substituted for the element symbols in the formulas (1) and (2).
  • the Cr content and the Mo content are limited in order to suppress the precipitation of the ⁇ phase. Therefore, it is preferable to contain an appropriate amount of Cu in order to strengthen the passive film.
  • F1 2.2Cr + 7Mo + 3Cu.
  • F2 Cr + 11Mo + 10Ni-12 (Cu + 30N).
  • the base material may contain one or more elements selected from at least one of the following first to third groups, instead of Fe. That is, the elements of the first group to the third group are selective elements that can be contained as necessary.
  • Group 1 V: 1.50% or less
  • Group 2 Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.0200% or less, and B: 0.0200% or less
  • Group 3 Rare earth elements (REM): 0. 2000% or less
  • REM Rare earth elements
  • V Vanadium
  • V is a selective element.
  • V increases the corrosion resistance of steel, and in particular increases the corrosion resistance in an acidic environment. More specifically, if V is contained together with Mo and Cu, the crevice corrosion resistance of the steel is increased. On the other hand, if V is contained excessively, the amount of ferrite in the steel excessively increases and the corrosion resistance of the steel decreases. Therefore, the V content is 1.50% or less, and the preferable upper limit of the V content is 1.30%. If V content is 0.05% or more, the said effect will be acquired notably. However, even if the V content is less than 0.05%, the above effect can be obtained to some extent.
  • the S content of the base material is small. Therefore, even if Ca, Mg and B are not contained, the hot workability of steel is high. However, for example, when producing a seamless steel pipe by a tilt rolling method, higher hot workability may be required. When one or more selected from the group consisting of Ca, Mg and B are contained, higher hot workability can be obtained.
  • non-metallic inclusions such as oxides and sulfides of Ca, Mg and B
  • the Ca content is 0.0200% or less
  • the Mg content is 0.0200% or less
  • the B content is 0.0200% or less.
  • the content of at least one of Ca, Mg and B or the total content of two or more is S (mass%) + 1/2 ⁇ O (mass%) or more. Is preferred. However, the above effect can be obtained to some extent if at least one or more of Ca, Mg and B are contained.
  • the total content of these elements is 0.04% or less.
  • the total content of these elements is 0.06% or less.
  • Rare earth element (REM) 0.2000% or less
  • Rare earth element (REM) is a selective element. REM, like Ca, Mg, and B, fixes S and O (oxygen) in steel and improves hot workability of steel.
  • the REM content is 0.2000% or less.
  • the REM content is preferably S (mass%) + 1/2 ⁇ O (mass%) or more. However, if REM is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent.
  • REM is a generic name including 15 lanthanoid elements, Y and Sc. One or more of these elements are contained. The content of REM means the total content of one or more elements described above.
  • the weld metal of the duplex stainless steel weld joint according to the present invention has the following chemical composition.
  • C 0.030% or less Carbon (C) stabilizes austenite in the weld metal. On the other hand, if C is contained excessively, carbides are likely to precipitate, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the C content is 0.030% or less.
  • the upper limit with preferable C content is 0.025%, More preferably, it is 0.020%.
  • Si 0.20 to 1.00% Silicon (Si) deoxidizes the molten metal during welding. Si further increases the strength of the weld metal. On the other hand, if Si is contained excessively, the toughness of the weld metal is lowered. Therefore, the Si content is 0.20 to 1.00%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.80%, More preferably, it is 0.60%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.25%, More preferably, it is 0.30%.
  • Mn 8.00% or less
  • Manganese (Mn) is an essential element. Mn deoxidizes the molten metal during welding. Mn further increases the strength of the weld metal. On the other hand, if Mn is contained excessively, the corrosion resistance of the weld metal is lowered. Therefore, the Mn content is 8.00% or less.
  • the upper limit with preferable Mn content is 7.00%, More preferably, it is 6.00%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.25%, More preferably, it is 0.50%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P reduces the toughness of the weld metal and increases the hot cracking susceptibility of the weld metal. Therefore, it is preferable that the P content is small.
  • the P content is 0.040% or less.
  • P content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less.
  • S 0.010% or less Sulfur (S) is an impurity. S decreases the ductility and corrosion resistance of the weld metal and increases the hot cracking susceptibility of the weld metal. Therefore, it is preferable that the S content is small. S content is 0.010% or less. The preferable S content is 0.005% or less, and more preferably 0.002% or less.
  • Cu 2.00% or less Copper (Cu) is an essential element. Cu enhances the passive film and enhances the corrosion resistance including SCC resistance in a high-temperature chloride environment. On the other hand, if Cu is contained excessively, the hot cracking sensitivity of the weld metal is increased. Therefore, the Cu content is 2.00% or less. A preferable Cu content is less than 2.00%. The upper limit with preferable Cu content is 1.00%, More preferably, it is 0.80%. The minimum with preferable Cu is 0.10%, More preferably, it is 0.15%.
  • Ni 7.00 to 12.00%
  • Nickel (Ni) stabilizes austenite in the weld metal and enhances the toughness of the weld metal.
  • Ni nickel
  • the amount of ferrite in the weld metal is excessively reduced, and it becomes difficult to obtain basic mechanical properties of the duplex stainless steel. If Ni is contained excessively, the ⁇ phase is more likely to precipitate. Therefore, the Ni content is 7.00 to 12.00%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 11.00%, More preferably, it is 10.00%.
  • a preferable lower limit of the Ni content is 8.00%, and more preferably, the Ni content is higher than 8.00%.
  • Chromium (Cr) increases the corrosion resistance of the weld metal, and in particular, enhances the SCC resistance of the weld metal in a high-temperature chloride environment. On the other hand, if Cr is excessively contained, the ⁇ phase tends to precipitate. Therefore, the Cr content is 20.0 to 30.0%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 29.0%, More preferably, it is 28.0%.
  • a preferable lower limit of the Cr content is 21.0%.
  • Mo 1.00 to 4.00%
  • Molybdenum (Mo) improves the SCC resistance of the weld metal in a high temperature chloride environment.
  • Mo molybdenum
  • the upper limit of the preferable Mo content is 3.50%, more preferably 3.00%.
  • the minimum of preferable Mo content is 1.50%, More preferably, it is 2.00%.
  • N 0.100 to 0.350%
  • Nitrogen (N) is a strong austenite forming element and improves the corrosion resistance of the weld metal. On the other hand, if N is contained excessively, blow holes, which are welding defects, are generated. Therefore, the N content is 0.100 to 0.350%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.300%, More preferably, it is 0.250%.
  • Al is an essential element. Al deoxidizes the molten metal during welding. On the other hand, if Al is contained excessively, Al forms coarse oxide-based inclusions and lowers the toughness of the weld metal. Therefore, the Al content is 0.040% or less.
  • the Al content referred to in the present specification means the content of acid-soluble Al (sol. Al).
  • the preferable upper limit of the Al content is 0.035%, and more preferably 0.030%.
  • a preferable lower limit of the Al content is 0.003%.
  • Oxygen (O) 0.035% or less
  • Oxygen (O) is an impurity. O forms oxidative inclusions and lowers the toughness of the weld metal. Therefore, it is preferable that the O content is as small as possible.
  • the O content is 0.035% or less.
  • the upper limit with preferable O content is 0.030%, More preferably, it is 0.025%.
  • the balance of the weld metal according to the present invention consists of Fe and impurities.
  • the impurities here mean ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in due to various factors in the manufacturing process.
  • the weld metal according to the present invention further satisfies the expressions (1) and (3).
  • the ⁇ phase precipitation sensitivity of the weld metal is lower than that of the base material.
  • the base material is subjected to a solution treatment before welding. By the solution treatment, Cr, Ni and Mo in the steel are sufficiently diffused. For this reason, the base material is in a state where the diffusion of the element for nucleating the ⁇ phase proceeds. Therefore, when heat is applied to the base metal by high heat input welding, the diffusion of elements in the steel further proceeds, and the ⁇ phase tends to precipitate.
  • the weld metal is once melted and solidified during high heat input welding. The weld metal is not affected by the previous heat treatment due to melting. Therefore, the weld metal is less sensitive to precipitation of the ⁇ phase than the base metal.
  • the weld metal may further contain W instead of Fe. That is, W is a selective element.
  • W 4.00% or less
  • Tungsten (W) is a selective element. W enhances the corrosion resistance of the weld metal, and in particular, enhances the corrosion resistance in an acidic environment. More specifically, the pitting corrosion resistance of the weld metal is increased. On the other hand, if W is contained excessively, the effect of improving the corrosion resistance is saturated. If W is excessively contained, it is further difficult to adjust the strength of the weld metal. Therefore, the W content is 4.00% or less. If the W content is 1.00% or more, the above-described effects can be obtained remarkably. However, even if the W content is less than 1.00%, the above-described effects can be obtained to some extent.
  • the upper limit with preferable W content is 3.00%, More preferably, it is 2.00%.
  • Duplex stainless steel (base material) having the chemical composition described above is melted.
  • the duplex stainless steel may be melted by an electric furnace or by an Ar—O 2 mixed gas bottom blowing decarburization furnace (AOD furnace).
  • the duplex stainless steel may also be melted by a vacuum decarburization furnace (VOD furnace).
  • the melted duplex stainless steel may be manufactured into an ingot by an ingot casting method or may be manufactured into a slab (slab, bloom or billet) by a continuous casting method.
  • the base material is manufactured using the manufactured ingot or slab.
  • the base material is, for example, a steel plate or a seamless steel pipe.
  • Steel plates are manufactured, for example, by the following method.
  • the manufactured ingot or slab is hot-worked to manufacture a steel plate.
  • Hot working is, for example, hot forging or hot rolling.
  • Steel pipe is manufactured, for example, by the following method.
  • a billet is manufactured by hot-working the manufactured ingot, slab or bloom.
  • the manufactured billet is hot-worked to produce a duplex stainless steel pipe.
  • Hot working is, for example, piercing and rolling by the Mannesmann method. Hot extrusion may be performed as hot working, or hot forging may be performed.
  • ⁇ Solution treatment is performed on the manufactured base material.
  • the base material is housed in a heat treatment furnace and soaked at a known solution treatment temperature (900 to 1200 ° C.). After soaking, the base material is quenched by water cooling or the like.
  • the base material is in a solution state (so-called solution material). That is, after carrying out the solution treatment, it is used without performing other heat treatments or other cold workings (cold drawing or pilger rolling) excluding cold straightening.
  • the welding material for the weld metal is melted in the same manner as the above-described base material.
  • the molten weld material is cast into an ingot.
  • the ingot is hot-worked to produce a welding material.
  • the welding material may be in the form of a rod or a small block.
  • a base material is welded by a well-known welding method to produce a duplex stainless steel welded joint. Examples of the welding method include TIG welding, MIG welding, MAG welding, and submerged arc welding.
  • the weld material and a part of the base material are melted and solidified to form a weld metal.
  • the duplex stainless steel welded joint is a welded steel pipe
  • the above-mentioned plate-shaped base material is bent to make the base material an open pipe. Both ends in the longitudinal direction of the open pipe are welded by a known welding method to produce a welded steel pipe.
  • Duplex stainless steel (corresponding to the base material of the present invention) having various chemical compositions was melted. A plurality of duplex stainless steel sheets were produced under various production conditions using the melted duplex stainless steel. Welded joints were manufactured using steel plates, and the HAZ characteristics of the base metal (SCC resistance and the presence or absence of ⁇ phase precipitation due to high heat input welding) were investigated.
  • Ingots were produced by casting molten duplex stainless steel. Each manufactured ingot was heated to 1250 ° C. The heated ingot was hot forged to produce a plate material having a thickness of 40 mm. The manufactured plate was again heated to 1250 ° C. The heated plate was hot rolled to produce a steel plate having a thickness of 15 mm. The surface temperature of the steel material during rolling was 1050 ° C. Solution treatment was performed on the manufactured steel sheet. The solution treatment temperature was 1070 ° C., and the soaking time was 30 minutes. After soaking, the steel sheet was water-cooled to room temperature (25 ° C.) to produce test steel sheets with base material numbers 1 to 27.
  • FIGS. 3A and 3B Two plate materials (base materials) 10 shown in FIGS. 3A and 3B were produced from each test steel plate.
  • 3A is a plan view of the plate member 10
  • FIG. 3B is a front view.
  • the numerical value attached with “mm” indicates a dimension (unit: mm).
  • the plate 10 was 12 mm thick, 100 mm wide, and 200 mm long.
  • the plate further had a V groove face 11 having a groove angle of 30 ° on the long side.
  • the plate material 10 was produced by machining.
  • FIGS. 4A and 4B The V groove surfaces 11 of the two produced plate members 10 were arranged to face each other.
  • Two plate members 10 were welded by TIG welding to produce a welded joint 20 shown in FIGS. 4A and 4B.
  • 4A is a plan view of the welded joint 20
  • FIG. 4B is a front view.
  • the welded joint 20 has a front surface 21 and a back surface 22 and has a weld metal 30 in the center.
  • the weld metal 30 was formed by multilayer welding from the surface 21 side and extended in the long side direction of the plate 10.
  • Each of the weld metals 30 of each base material number was formed using a weld material having the same chemical composition as the test steel plate of base material number 1 and an outer diameter of 2 mm.
  • the amount of heat input in TIG welding was 30 kJ / cm.
  • the plate-like test piece 40 including the weld metal 30 was collected from the back surface 22 side of the welded joint 20.
  • the broken line part of the welded joint 20 in FIG. 4B shows the part from which the test piece 40 was collected.
  • FIG. 5 shows a perspective view of the collected test piece.
  • the numerical value attached with “mm” in FIG. 5 indicates a dimension (unit: mm).
  • the test piece 40 was plate-shaped.
  • the upper surface 41 of the test piece 40 corresponded to the back surface 22 of the welded joint (see FIG. 4B).
  • the longitudinal direction of the test piece 40 was orthogonal to the longitudinal direction of the weld metal 30.
  • one of the two boundary lines 30 ⁇ / b> B between the weld metal 30 and the plate material 10 is disposed at the center of the test piece 40.
  • Test results The test results are shown in Table 2.
  • “ ⁇ phase” column “None” indicates that the area ratio of the ⁇ phase was less than 1%. “Present” indicates that the area ratio of the ⁇ phase was 1% or more.
  • test steel plates with the base material numbers 14 to 19, 21, 23, 24 and 26 did not satisfy the formula (1). Therefore, SCC occurred in the test pieces 40 having these base material numbers.
  • Test steel plates with base material numbers 20, 22, and 25 satisfied the formula (1).
  • the Cu content of the test steel plates with the base material numbers 20, 22, and 25 was less than the lower limit of the Cu content of the present invention. Therefore, SCC occurred in the test pieces 40 of the base material numbers 20, 22, and 25.
  • FIG. 6A is a plan view of the plate member 50
  • FIG. 6B is a front view.
  • the numerical value attached with “mm” indicates a dimension (unit: mm).
  • the plate material 50 had a thickness of 12 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm.
  • the plate further had a V groove face 51 with a groove angle of 30 ° on the long side and a root thickness of 1 mm.
  • a restraint plate 70 was prepared.
  • the restraint plate 70 had a thickness of 25 mm, a width of 200 mm, and a length of 200 mm, and had a chemical composition corresponding to SM400C defined in JIS G 3106 (2004).
  • Two plate members 50 are arranged on the restraint plate 70. At this time, the groove surfaces 51 of the two plate members 50 were butted together. After arranging the two plate members 50, four rounds of the plate member 50 were restrained and welded using a covered arc welding rod.
  • the coated arc welding rod had a chemical composition corresponding to “DNiCrFe-3” defined in JIS Z3224 (1999).
  • the weld joint 60 includes a plate member 50 and a weld metal 80.
  • Table 3 shows the chemical composition of the weld metal 80 of each joint number.
  • TIG welding was performed for joint numbers 1-1 to 1-16 and joint numbers 8-1 to 8-4.
  • MAG welding was performed at joint numbers 8-5 and 8-6.
  • the amount of heat input in each welding was 30 kJ / cm.
  • 100% Ar gas was used as the shielding gas.
  • MAG welding with joint number 8-5 a mixed gas of 80% Ar gas and 20% CO 2 gas was used as the shielding gas.
  • MAG welding with joint number 8-6 a mixed gas of 60% Ar gas and 40% CO 2 gas was used as the shielding gas.
  • Table 3 shows the welding method and shield gas for each joint number.
  • joint numbers 1-1 and 8-1 the same welding material was used. Similarly, the same weld material was used for joint numbers 1-2, 8-2, 8-5, and 8-6. In joint numbers 1-3 and 8-3, the same welding material was used. In joint numbers 1-4 and 8-4, the same welding material was used.
  • Each welding material was manufactured by the following method. The welding material was melted in a vacuum melting furnace having a capacity of 30 kg. An ingot was manufactured by casting the molten weld material. The manufactured ingot was heated to 1250 ° C. The heated ingot was hot forged to produce a plate material having a thickness of 40 mm. The plate was again heated to 1250 ° C. The heated plate was hot rolled to produce a 4 mm thick plate.
  • the temperature of the plate during rolling was 1050 ° C. or higher.
  • the manufactured plate material was machined to produce a square-shaped welding material having a side length of 2 mm. Welding by the above-described welding method was performed using the prepared welding material, and welded joints 60 of the respective joint numbers were obtained.
  • test piece 90 Similar to the test piece 40 used in the SCC test in Example 1, a test piece 90 was taken from the lower surface side of the welded joint 60 shown in FIG. 6B.
  • the test piece 90 had the same size and shape as the test piece 40 shown in FIG. That is, the test piece 90 had a thickness of 2 mm, a width of 10 mm, and a length of 75 mm.
  • Example 1 An SCC test was performed under the same conditions as in Example 1, and it was determined whether or not SCC occurred in the test piece 90 in the same manner as the SCC test in Example 1.
  • V-notch test piece was taken from the welded joint 60 of each joint number.
  • the notch position of the V-notch test piece corresponds to the central portion of the weld metal 80.
  • the V-notch test piece had a width of 10 mm, a thickness of 10 mm, a length of 55 mm, and a notch depth of 2 mm.
  • a Charpy impact test was performed at ⁇ 30 ° C. based on JIS Z2242, and the absorbed energy was obtained.
  • the base material number of the used plate material 50 is entered in the “base material number” column.
  • “hot crack” column “none” indicates that no hot crack was observed, and “present” indicates that a hot crack was observed.
  • “vE ⁇ 30 ° C. (J)” the absorbed energy (J) at ⁇ 30 ° C. obtained by the Charpy impact test described above is entered.
  • the “F1” column, “SCC” column, “F2” column, and “ ⁇ phase” column are the same as in Table 2.
  • the chemical compositions of the weld metals 80 having the joint numbers 1-1 to 1-4 and 8-1 to 8-5 are within the scope of the present invention, and the formulas (1) and (3 ) Therefore, in these joint numbers, hot cracking and SCC did not occur, and no ⁇ phase was observed. Furthermore, the absorbed energy of these joint numbers was as high as 100 J or more.
  • the Cu content of the weld metal 80 of the joint numbers 1-5, 1-6 and 1-16 exceeded the upper limit of the Cu content of the weld metal of the present invention. Therefore, hot cracking occurred in these joint numbers.
  • the Ni content of the weld metal 80 of joint numbers 1-5 to 1-9 was less than the lower limit of the Ni content of the weld metal of the present invention. Therefore, in these joint numbers, the absorbed energy was less than 100 J, and the toughness was low.
  • the Ni content of the weld metal 80 with the joint number 1-10 exceeded the upper limit of the Ni content of the present invention. Therefore, in the joint numbers 1-10, a ⁇ phase was generated.
  • the Mo content of the weld metal 80 of the joint number 1-11 was less than the lower limit of the Mo content of the present invention. Therefore, SCC occurred in the joint number 1-11.
  • the Mo content of the weld metal 80 of the joint number 1-12 exceeded the upper limit of the Mo content of the present invention. Therefore, in the joint number 1-12, the ⁇ phase occurred.
  • the Cr content of the weld metal 80 of the joint number 1-13 exceeded the upper limit of the Cr content of the present invention. Therefore, in the joint number 1-13, a ⁇ phase was generated.
  • the chemical composition of the weld metal 80 with the joint number 1-14 was within the range of the chemical composition of the present invention, and the F2 value satisfied the formula (3). However, in the weld metal 80 of the joint number 1-14, the F1 value did not satisfy the formula (1). Therefore, SCC occurred in the joint numbers 1-14.
  • the chemical composition of the weld metal 80 of the joint number 1-15 was within the range of the chemical composition of the present invention, and the F1 value satisfied the formula (1). However, in the weld metal 80 with the joint number 1-15, the F2 value did not satisfy the formula (3). Therefore, in the joint number 1-15, a ⁇ phase was generated.
  • the O content of the weld metal 80 with the joint number 8-6 exceeded the upper limit of the O content of the present invention. Therefore, the toughness of joint number 8-6 was low and less than 100 J.
  • duplex stainless steel welded joint according to the present invention can be widely applied to environments where SCC resistance is required.
  • the duplex stainless steel welded joint according to the present invention is applicable as a line pipe disposed in a chloride environment.

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Abstract

　大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑えることができ、高温塩化物環境下における耐ＳＣＣ性に優れた二相ステンレス溶接継手を提供する。本発明による二相ステンレス溶接継手の溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：７．００～１２．００％、Ｃｒ：２０．０～３０．０％、Ｍｏ：１～４％、Ｎ：０．１００～０．３５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下及びＯ：０．０３５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（３）を満たす。　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００　（３）　ここで、式（１）及び式（３）中の元素記号には、前記母材又は前記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）が代入される。

Description

二相ステンレス溶接継手
　本発明は、二相ステンレス溶接継手に関し、さらに詳しくは、母材と溶接金属とを備える二相ステンレス溶接継手に関する。
　油田、ガス田から産出される石油及び天然ガスは、随伴ガスを含有する。随伴ガスは、炭酸ガス（ＣＯ２）及び硫化水素（Ｈ２Ｓ）等の腐食性ガスを含有する。ラインパイプは、石油や天然ガスとともに、上述の付随ガスを搬送する。そのため、ラインパイプでは、応力腐食割れ（Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＳＣＣ）、硫化物応力腐食割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＳＳＣ）、及び、肉厚減少の原因となる全面腐食割れが問題になる。
　ＳＣＣ及びＳＳＣは、割れの進展速度が速い。そのため、ＳＣＣ及びＳＳＣにおいては、発生からラインパイプを貫通するまでの時間が短い。さらに、ＳＣＣ及びＳＳＣは局所的に発生する。そのため、ラインパイプ用鋼材には、優れた耐食性（耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性、耐全面腐食性）が要求され、特に、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が要求される。
　国際公開第９６／１８７５１号、特開２００３－１７１７４３号公報は、耐食性に優れた二相ステンレス鋼を提案する。国際公開第９６／１８７５１号の二相ステンレス鋼は、Ｃｕを１～３％含有する。これにより、塩化物及び硫化物環境下における二相ステンレス鋼の耐食性が高まると記載されている。
　特開２００３－１７１７４３号公報の二相ステンレス鋼の製造方法は、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎ及びＷの含有量を適正に調整し、二相ステンレス鋼中のフェライト相の面積率を４０～７０％に制御する。これにより、二相ステンレス鋼の強度、靭性、耐海水性が高まると記載されている。
　しかしながら、国際公開第９６／１８７５１号に開示された二相ステンレス鋼においては、大入熱溶接時に溶接部の耐食性が低下しやすく、かつ、溶接部が脆化しやすい。特開２００３－１７１７４３号公報に開示された二相ステンレス鋼においても同様に、大入熱溶接時に、溶接部の耐食性が低下しやすく、溶接部の熱影響部（ＨＡＺ）が脆化しやすい。溶接部の耐食性の低下、及び脆化の原因は、大入熱溶接時に、ＨＡＺに、金属間化合物であるシグマ相（σ相）が析出するためである。
　特開２００３－１７１７４３号公報に開示された二相ステンレス鋼においてはさらに、上述の付随ガスを含有し、１２０～２００℃の温度域を有する高温塩化物環境下において、耐ＳＣＣ性が低い。
　さらに、二相ステンレス溶接継手では、溶接部の溶接金属にも、耐ＳＣＣ性が求められる。さらに、大入熱溶接時に、溶接金属内にσ相が析出するのも好ましくない。
　本発明の目的は、大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑えることができ、高温塩化物環境下における耐ＳＣＣ性に優れた母材及び溶接金属を備える、二相ステンレス溶接継手を提供することである。
　本発明による二相ステンレス溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。母材は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．００％を超え４．００％以下、Ｎｉ：４．００～８．００％、Ｃｒ：２０．０～３０．０％、Ｍｏ：０．５０～２．００％、Ｎ：０．１００～０．３５０％及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：７．００～１２．００％、Ｃｒ：２０．０～３０．０％、Ｍｏ：１．００～４．００％、Ｎ：０．１００～０．３５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下及びＯ：０．０３５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（３）を満たす。
　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）
　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜０　（２）
　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００　（３）
　ここで、式（１）～式（３）中の元素記号には、前記母材又は前記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　本発明による二相ステンレス溶接継手の母材及び溶接金属は、大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑えることができ、高温塩化物環境下における耐ＳＣＣ性に優れる。
図１は、二相ステンレス溶接継手の母材のＣｒ含有量、Ｍｏ含有量及びＣｕ含有量と、耐ＳＣＣ性との関係を示す図である。 図２は、二相ステンレス溶接継手の溶接金属のＣｒ含有量、Ｍｏ含有量及びＣｕ含有量と、耐ＳＣＣ性との関係を示す図である。 図３Ａは、実施例１において作製された板材の平面図である。 図３Ｂは、図３Ａに示す板材の正面図である。 図４Ａは、実施例１において作製された溶接継手の平面図である。 図４Ｂは、図４Ａに示す溶接継手の正面図である。 図５は、図４Ａ及び図４Ｂに示された溶接継手から採取された４点曲げ試験片の斜視図である。 図６Ａは、実施例２において作製された板材の平面図である。 図６Ｂは、図６Ａに示す板材の正面図である。 図７Ａは、実施例２において作製された溶接継手の平面図である。 図７Ｂは、図７Ａに示す溶接継手の正面図である。
　以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　本発明者らは、二相ステンレス溶接継手の母材及び溶接金属に対して種々の実験と詳細な検討を行い、以下の知見を得た。
　［母材］
　（ａ）大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑制するには、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を抑制する必要がある。しかしながら、モリブデン（Ｍｏ）は、クロム（Ｃｒ）を主成分とする不動態皮膜を強化し、二相ステンレス鋼の耐ＳＣＣ性を高める。したがって、炭酸ガス及び硫化水素を含有し、雰囲気温度が１２０℃～２００℃の高温塩化物環境下において、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が少なければ、二相ステンレス溶接継手の母材において、優れた耐ＳＣＣ性が得られない場合がある。
　（ｂ）Ｃｕは高温塩化物環境下において、鋼材の腐食速度を低減する。したがって、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を低く抑えて、Ｃｕを含有すれば、不動態皮膜を強化できる。
　図１は、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量及びＣｕ含有量に対する、二相ステンレス溶接継手の母材の耐ＳＣＣ性を示す図である。図１は後述する実施例１の調査方法により得られた。図１の縦軸は、「７Ｍｏ＋３Ｃｕ」値である。「７Ｍｏ＋３Ｃｕ」値は、母材中のＭｏ含有量及びＣｕ含有量に基づいて求められる。具体的には、「７Ｍｏ＋３Ｃｕ」中の「Ｍｏ」、「Ｃｕ」には、対応する母材のＭｏ含有量（質量％）、Ｃｕ含有量（質量％）が代入される。図１の横軸は、母材のＣｒ含有量（質量％）である。図１中の複数の点のうち「○」点は、実施例１中に記載されたＳＣＣ試験において、母材にＳＣＣが発生しなかったことを示す。「●」点は、ＳＣＣが発生したことを示す。各点の右上に付された番号は、後述する実施例１の表１中の母材番号に対応する。つまり、各点は、表１中の母材番号の母材に対するＳＣＣ試験の結果である。
　図１を参照して、７Ｍｏ＋３Ｃｕ＝－２．２Ｃｒ＋６６で定義される直線Ｐ０よりも上方の点の母材ではＳＣＣが発生しなかった。一方、直線Ｐ０よりも下方の点の母材では、ＳＣＣが発生した。
　以上の結果より、二相ステンレス溶接継手の母材が式（１）を満たせば、不動態皮膜が強化され、耐ＳＣＣ性が向上する。
　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　（ｃ）Ｃｕ含有量が２．００％以下である場合、十分な耐食性（耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性及び耐全面腐食性）が得られない。したがって、Ｃｕ含有量は２．００％を超える必要がある。
　（ｄ）母材を溶接するとき、熱影響部（ＨＡＺ）は短時間で加熱され、その後、冷却される。このようなＨＡＺでは、σ相がＨＡＺに析出しやすくなる。σ相の析出を抑制するためには、σ相の核生成及び核成長を抑制するのが好ましい。
　（ｅ）Ｎｉ含有量が増加すれば、σ相の核生成の駆動力が増加する。したがって、σ相の生成を抑制するためには、Ｎｉを含有しなければよい。しかしながら、Ｎｉを含有しなければ、母材の靭性、及び、耐ＳＣＣ性を含む耐食性が低下する。したがって、母材の靭性及び耐食性の低下を抑制しつつ、σ相の析出を抑制するためには、Ｃｕ含有量及びＮ含有量に応じて、Ｎｉ含有量を調整するのが好ましい。具体的には、母材が式（２）を満たせば、母材の靭性及び耐食性の低下を抑制しつつ、σ相の析出が抑制される。
　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜０　（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　式（２）中の「Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ」は、σ相の析出駆動力の大きさを示す。二相ステンレス鋼において、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉは、σ相析出の核生成の駆動力を高める。σ相の析出駆動力へのＭｏ含有量の寄与度は、Ｃｒ含有量に対して１１倍である。σ相の析出駆動力へのＮｉ含有量の寄与度は、Ｃｒ含有量に対して１０倍である。
　一方、式（２）中の「１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）」は、σ相の析出抑止力の大きさを示す。σ相の析出抑止力へのＣｕ含有量の寄与度は、σ相の析出駆動力へのＣｒ含有量の寄与度に対して１２倍に相当する。σ相の析出抑止力へのＮ含有量の寄与度は、Ｃｕ含有量の寄与度に対して３０倍に相当する。
　Ｃｕ及びＮがσ相析出の抑制する理由は、以下のとおり推定される。フェライトとオーステナイトとの境界面（以下、フェライト／オーステナイト境界面という）は、σ相の核生成サイトである。結晶格子に配置されたＮｉ原子の近傍に、Ｃｕ原子又はＮ原子が配置されたとき、フェライト／オーステナイト境界面での界面エネルギの低下が抑制される。界面エネルギの低下が抑制されれば、σ相析出時の自由エネルギの減少量が小さくなる。そのため、σ相の核生成の駆動力が小さくなる。
　さらに、ＣｕはＣｕ濃化相としてマトリックス中に極微細に析出する。析出されたＣｕはマトリックス中に分散される。析出されたＣｕは、σ相の核生成サイトとなり得る。マトリックス中に分散析出された多数のＣｕは、σ相の本来の核生成サイトであるフェライト／オーステナイト境界面と競合する。フェライト／オーステナイト境界面でのσ相の核成長は、分散析出されたＣｕでのσ相の核成長よりも早い。したがって、分散析出されたＣｕにより、フェライト／オーステナイト境界面でのσ相の核成長が遅れ、σ相の析出が抑制される。
　（ｆ）Ｎｉ含有量が式（２）を満たせば、結晶格子に配置されたＮｉ原子の近傍にＣｕ原子及びＮ原子が配置されやすい。そのため、σ相の生成が抑制される。
　［溶接金属］
　（ｇ）溶接金属においても、母材と同様に、式（１）を満たせば、優れた耐ＳＣＣ性が得られる。図２は、溶接金属中の「７Ｍｏ（％）＋３Ｃｕ（％）」値と、「Ｃｒ（％）」値との関係を示す図である。図２は、後述する実施例２の調査方法により得られた。図２中の「○」点は、実施例２中のＳＣＣ試験において、溶接金属にＳＣＣが発生しなかったことを示す。「●」点は、ＳＣＣが発生したことを示す。各点の右上に付された番号は、実施例２の表３中の継手番号に対応する。
　図２を参照して、溶接金属においても、７Ｍｏ＋３Ｃｕ＝－２．２Ｃｒ＋６６で定義される直線Ｐ０よりも上方の点ではＳＣＣが発生しなかった。一方、直線Ｐ０よりも下方の点では、ＳＣＣが発生した。以上の結果より、溶接金属が式（１）を満たせば、溶接金属の不動態皮膜が強化され、耐ＳＣＣ性が向上する。
　（ｈ）溶接金属のσ相析出感受性は、母材（ＨＡＺ）に比べて小さい。換言すれば、溶接金属は、母材よりもσ相が析出しにくい。その理由は以下のとおり推定される。母材は、溶接前に、溶体化処理が実施される。溶体化処理により、鋼中のＣｒ、Ｎｉ及びＭｏが十分に拡散される。そのため、母材は、σ相が核生成するための元素の拡散が進んでいる状態になっている。したがって、大入熱溶接により、母材に熱が加えられると、鋼中の元素の拡散がさらに進み、σ相が析出しやすくなる。一方、溶接金属は、大入熱溶接時にいったん溶融し、凝固する。溶接金属は、溶融により、従前の熱処理の影響がなくなる。そのため、溶接金属では、母材よりも、σ相の析出感受性が低い。以上より、溶接金属においては、式（２）に代えて、以下の式（３）を満たせば、大入熱溶接時のσ相の発生を抑制できる。
　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００　（３）
　ここで、式（３）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　（ｉ）本発明の母材の共金系材料を用いて溶接金属を形成した場合、Ｃｕ含有量が高すぎるため、高温割れが発生しやすい。したがって、本発明の溶接金属では、Ｃｕ含有量を母材よりも低くする。
　（ｊ）本発明の母材の共金系材料を用いて溶接金属を形成した場合、溶接金属内のフェライトとオーステナイトとの相率（以下、単に「相率」という）を調整し難い。溶接金属は溶融凝固組織であり、溶体化処理等の熱処理を実施できない。そのため、母材と比較して相率の調整が難しい。したがって、溶接金属において、相率を適切に制御可能なＮｉ含有量を母材よりも高くする。
　以上の知見に基づいて、本発明による二相ステンレス溶接継手は完成された。以下、本発明による二相ステンレス溶接継手について説明する。
　二相ステンレス溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。二相ステンレス溶接継手はたとえば、鋼管同士又は鋼板同士を互いの端部で溶接したものである。鋼管は継目無鋼管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。以下、母材、溶接金属について、詳述する。
　［母材］
　本発明による二相ステンレス溶接継手の母材は、以下の化学組成を有する。
　Ｃ：０．０３０％以下
　炭素（Ｃ）は、オーステナイトを安定化する。一方、Ｃが過剰に含有されれば、炭化物が析出しやすくなり、耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｓｉ：０．２０～１．００％
　珪素（Ｓｉ）は、溶接時の溶融金属の流動性の低下を抑制し、溶接欠陥の生成を抑制する。方、Ｓｉが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成されやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは、０．６０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。
　Ｍｎ：８．００％以下
　マンガン（Ｍｎ）は、必須元素である。Ｍｎは鋼を脱硫及び脱酸し、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｎはさらに、窒素（Ｎ）の溶解度を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、８．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は７．５０％であり、さらに好ましくは、５．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．０３％であり、さらに好ましくは、０．０５％である。
　Ｐ：０．０４０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の耐食性及び靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０４０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、鋼の熱間加工性を低下する。Ｓはさらに、硫化物を形成する。硫化物は、孔食の発生起点となるため、鋼の耐孔食性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。好ましいＳ含有量は、０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｃｕ：２．００％を超え４．００％以下
　銅（Ｃｕ）は、高温塩化物環境下において、不動態皮膜を強化し、耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。Ｃｕはさらに、大入熱溶接時に、母材中に極微細に析出し、フェライト／オーステナイト相境界でのσ相の析出を抑制する。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、２．００％を超え４．００％以下である。
　Ｎｉ：４．００～８．００％
　ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の靭性を高め、鋼の耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成されやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、４．００～８．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は４．５０％であり、さらに好ましくは、５．００％である。
　Ｃｒ：２０．０～３０．０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性を高め、特に、高温塩化物環境下において、鋼の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成される。そのため、鋼の溶接性が低下し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、２０．０～３０．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２１．０％であり、さらに好ましくは、２２．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２９．０％であり、さらに好ましくは、２８．０％である。
　Ｍｏ：０．５０～２．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成される。そのため、鋼の溶接性が低下し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０～２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．６０％である。
　Ｎ：０．１００～０．３５０％
　窒素（Ｎ）は、強力なオーステナイト形成元素であり、鋼の熱的安定性及び耐食性を高める。本発明による二相ステンレス溶接継手の母材は、フェライト形成元素であるＣｒとＭｏとを含有する。母材内のフェライト量とオーステナイト量のバランスを考慮すれば、Ｎ含有量は０．１００％以上である。一方、Ｎが過剰に含有されれば、溶接欠陥であるブローホールが発生する。Ｎが過剰に含有されればさらに、溶接時に窒化物が生成されやすくなり、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．１００～０．３５０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．１３０％であり、さらに好ましくは、０．１６０％である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は必須元素である。Ａｌは鋼を脱酸する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）を形成し、鋼の靭性及び耐食性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０４０％以下である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは、０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．００３％であり、さらに好ましくは、０．００５％である。
　母材の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造工程の種々の要因により混入される元素を意味する。なお、本発明における母材において、タングステン（Ｗ）は不純物である。Ｗはσ相の生成を促進する。Ｗはさらに、炭化物を生成する。σ相及びＷ炭化物は、鋼の靭性を低下する。そのため、本発明における母材においてＷは不純物である。具体的には、Ｗ含有量は０．１％以下である。
　［式（１）及び式（２）について］
　母材はさらに、式（１）及び式（２）を満たす。
　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）
　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜０　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　［式（１）について］
　母材では、σ相の析出を抑制するためにＣｒ含有量及びＭｏ含有量が制限される。したがって、不動態皮膜を強化するためには、適正量のＣｕを含有するのが好ましい。
　Ｆ１＝２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕと定義する。Ｆ１が６６以下である場合、高温塩化物環境下において、耐ＳＣＣ性が低い。Ｆ１が６６を超えると、高温塩化物環境下においても、十分に優れた耐ＳＣＣ性が得られる。
　［式（２）について］
　上述のとおり、式（２）中の「Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ」は、σ相の析出駆動力の大きさを示す。「１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）」は、σ相の析出抑止力の大きさを示す。
　Ｆ２＝Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）と定義する。Ｆ２が０未満である場合、つまり、式（２）が満たされる場合、σ相の析出抑止力が、σ相の析出駆動力よりも大きくなる。そのため、大入熱溶接時に、フェライト／オーステナイト相境界にσ相が析出するのを十分に抑制できる。
　母材は、Ｆｅに代えて、以下の第１群～第３群のうちの少なくとも１群から選択される１種又は２種以上の元素を含有してもよい。つまり、第１群～第３群の元素は、必要に応じて含有可能な選択元素である。
　第１群：Ｖ：１．５０％以下
　第２群：Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下及びＢ：０．０２００％以下
　第３群：希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
　以下、これらの選択元素について詳述する。
　［第１群］
　Ｖ：１．５０％以下
　バナジウム（Ｖ）は、選択元素である。Ｖは、鋼の耐食性を高め、特に、酸性環境下での耐食性を高める。より具体的には、ＶがＭｏ及びＣｕと共に含有されれば、鋼の耐隙間腐食性が高まる。一方、Ｖが過剰に含有されれば、鋼中のフェライト量が過剰に増加し、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は１．５０％以下であり、Ｖ含有量の好ましい上限は、１．３０％である。Ｖ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。しかしながら、Ｖ含有量が０．０５％未満であっても、上記効果はある程度得られる。
　［第２群］
　Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｍｇ：０．０２００％以下
　Ｂ：０．０２００％以下
　カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）及びボロン（Ｂ）は、いずれも選択元素である。Ｃａ、Ｍｇ及びＢはいずれも、鋼中のＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋼の熱間加工性を高める。母材のＳ含有量は少ない。したがって、Ｃａ、Ｍｇ及びＢが含有されていなくても、鋼の熱間加工性は高い。しかしながら、たとえば、傾斜圧延法により継目無鋼管を製造する場合、さらに高い熱間加工性が求められる場合がある。Ｃａ、Ｍｇ及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有すれば、さらに高い熱間加工性が得られる。
　一方、Ｃａ、Ｍｇ及びＶの１種又は２種以上が過剰に含有されれば、非金属介在物（Ｃａ、Ｍｇ及びＢの酸化物及び硫化物等）が増加する。非金属介在物は孔食の起点となるため、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０２００％以下、Ｍｇ含有量は、０．０２００％以下、Ｂ含有量は０．０２００％以下である。
　上記効果を顕著に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ及びＢの少なくとも１種の含有量又は２種以上の合計の含有量が、Ｓ（質量％）＋１／２×Ｏ（質量％）以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｃａ、Ｍｇ及びＢの少なくとも１種又は２種以上が少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。
　Ｃａ、Ｍｇ及びＢのうちの２種類を含有する場合、それらの元素の合計含有量は０．０４％以下である。Ｃａ、Ｍｇ及びＢ全てを含有する場合、それらの元素の合計含有量は、０．０６％以下である。
　［第３群］
　希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
　希土類元素（ＲＥＭ）は、選択元素である。ＲＥＭは、Ｃａ、Ｍｇ及びＢと同様に、鋼中のＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋼の熱間加工性を高める。一方、ＲＥＭが過剰に含有されれば、非金属介在物（希土類元素の酸化物及び硫化物等）が増加し、鋼の耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は、０．２０００％以下である。上記効果を顕著に得るためには、ＲＥＭ含有量がＳ（質量％）＋１／２×Ｏ（質量％）以上であるのが好ましい。しかしながら、ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。
　ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素と、Ｙ及びＳｃとを含む総称である。これらの元素の１種又は２種以上が含有される。ＲＥＭの含有量は、上述の１種又は２種以上の元素の総含有量を意味する。
　［溶接金属］
　本発明による二相ステンレス溶接継手の溶接金属は、以下の化学組成を有する。
　Ｃ：０．０３０％以下
　炭素（Ｃ）は、溶接金属中のオーステナイトを安定化する。一方、Ｃが過剰に含有されれば、炭化物が析出しやすくなり、耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｓｉ：０．２０～１．００％
　珪素（Ｓｉ）は、溶接時に溶融金属を脱酸する。Ｓｉはさらに、溶接金属の強度を高める。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは、０．６０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。
　Ｍｎ：８．００％以下
　マンガン（Ｍｎ）は、必須元素である。Ｍｎは、溶接時に溶融金属を脱酸する。Ｍｎはさらに、溶接金属の強度を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、溶接金属の耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、８．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は７．００％であり、さらに好ましくは、６．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは、０．５０％である。
　Ｐ：０．０４０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、溶接金属の靭性を低下し、溶接金属の高温割れ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０４０％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、溶接金属の延性と耐食性を低下し、溶接金属の高温割れ感受性を高める。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは、０．００２％以下である。
　Ｃｕ：２．００％以下
　銅（Ｃｕ）は、必須元素である。Ｃｕは、高温塩化物環境下において、不動態皮膜を強化し、耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、溶接金属の高温割れ感受性が高まる。したがって、Ｃｕ含有量は、２．００％以下である。好ましいＣｕ含有量は、２．００％未満である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．００％であり、さらに好ましくは、０．８０％である。Ｃｕの好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは、０．１５％である。
　Ｎｉ：７．００～１２．００％
　ニッケル（Ｎｉ）は溶接金属中のオーステナイトを安定化し、溶接金属の靭性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、溶接金属中のフェライト量が過剰に低下し、二相ステンレス鋼の基本的な機械特性が得られにくくなる。Ｎｉが過剰に含有されればさらに、σ相が析出しやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、７．００～１２．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１１．００％であり、さらに好ましくは、１０．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、８．００％であり、さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は８．００％よりも高い。
　Ｃｒ：２０．０～３０．０％
　クロム（Ｃｒ）は、溶接金属の耐食性を高め、特に、高温塩化物環境下において、溶接金属の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、σ相が析出しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は、２０．０～３０．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２９．０％であり、さらに好ましくは、２８．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２１．０％である。
　Ｍｏ：１．００～４．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、高温塩化物環境下における溶接金属の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、溶接金属にσ相が析出しやすくなる。したがって、Ｍｏ含有量は、１．００～４．００％である。好ましいＭｏ含有量の上限は３．５０％であり、さらに好ましくは、３．００％である。好ましいＭｏ含有量の下限は１．５０％であり、さらに好ましくは、２．００％である。
　Ｎ：０．１００～０．３５０％
　窒素（Ｎ）は、強力なオーステナイト形成元素であり、溶接金属の耐食性を高める。一方、Ｎが過剰に含有されれば、溶接欠陥であるブローホールが発生する。したがって、Ｎ含有量は、０．１００～０．３５０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．３００％であり、さらに好ましくは、０．２５０％である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は、必須元素である。Ａｌは、溶接時に溶融金属を脱酸する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、Ａｌは、粗大な酸化物系の介在物を形成し、溶接金属の靭性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０４０％以下である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは、０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．００３％である。
　Ｏ（酸素）：０．０３５％以下
　酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏは、酸化系介在物を形成し、溶接金属の靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく少ない方が好ましい。Ｏ含有量は、０．０３５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
　本発明による溶接金属の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造工程の種々の要因により混入される元素を意味する。
　本発明による溶接金属はさらに、式（１）及び式（３）を満たす。
　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）
　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００　（３）
　ここで、式（１）及び式（３）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　［式（１）について］
　Ｆ１（＝２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ）が６６を超えれば、母材と同じ理由により、高温塩化物環境下においても、十分に優れた耐ＳＣＣ性が得られる。
　［式（３）について］
　上述のとおり、溶接金属のσ相析出感受性は、母材よりも低い。母材は、溶接前に、溶体化処理が実施される。溶体化処理により、鋼中のＣｒ、Ｎｉ及びＭｏが十分に拡散される。そのため、母材は、σ相が核生成するための元素の拡散が進んでいる状態になっている。したがって、大入熱溶接により母材に熱が加えられると、鋼中の元素の拡散がさらに進み、σ相が析出しやすくなる。一方、溶接金属は、大入熱溶接時にいったん溶融し、凝固する。溶接金属は、溶融により、従前の熱処理の影響がなくなる。そのため、溶接金属では、母材よりもσ相の析出感受性が低い。
　Ｆ２（＝Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ））が１００未満であれば、溶融金属中のσ相の析出抑止力が、σ相の析出駆動力よりも大きくなる。そのため、大入熱溶接時に、溶融金属中にσ相が析出するのを十分に抑制できる。
　溶接金属はさらに、Ｆｅに代えて、Ｗを含有してもよい。つまり、Ｗは選択元素である。
　Ｗ：４．００％以下
　タングステン（Ｗ）は、選択元素である。Ｗは、溶接金属の耐食性を高め、特に、酸性環境下での耐食性を高める。より具体的には、溶接金属の耐孔食性を高める。一方、Ｗが過剰に含有されれば、耐食性を向上させる効果が飽和する。Ｗが過剰に含有されればさらに、溶接金属の強度を調整するのが困難になる。したがって、Ｗ含有量は、４．００％以下である。Ｗ含有量が１．００％以上であれば、上述の効果が顕著に得られる。しかしながら、Ｗ含有量が１．００％未満であっても、上述の効果はある程度得られる。Ｗ含有量の好ましい上限は３．００％であり、さらに好ましくは、２．００％である。
　［製造方法］
　上述の化学組成を有する二相ステンレス鋼（母材）を溶製する。二相ステンレス鋼は、電気炉により溶製されてもよいし、Ａｒ－Ｏ２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）により溶製されてもよい。二相ステンレス鋼はまた、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）により溶製されてもよい。溶製された二相ステンレス鋼は、造塊法によりインゴットに製造されてもよいし、連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム又はビレット）に製造されてもよい。
　製造されたインゴット又は鋳片を用いて母材を製造する。母材はたとえば、鋼板や、継目無鋼管である。
　鋼板は、たとえば、以下の方法で製造される。製造されたインゴット又はスラブを熱間加工して、鋼板を製造する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造や熱間圧延である。
　鋼管は、たとえば、以下の方法で製造される。製造されたインゴット、スラブ又はブルームを熱間加工してビレットを製造する。製造されたビレットを熱間加工して二相ステンレス鋼管を製造する。熱間加工は、たとえばマンネスマン法による穿孔圧延である。熱間加工として熱間押出を実施してもよいし、熱間鍛造を実施してもよい。
　製造された母材に対して、溶体化処理を実施する。具体的には、母材を熱処理炉に収納し、周知の溶体化処理温度（９００～１２００℃）で均熱する。均熱後、母材を水冷等により急冷する。
　母材は、溶体化ままの状態（いわゆる溶体化まま材）である。つまり、溶体化処理を実施した後、他の熱処理や、冷間矯正を除く他の冷間加工（冷間抽伸やピルガー圧延）を実施することなく使用される。
　溶接金属用の溶接材は、上述の母材と同様に溶製される。溶製された溶接材を鋳造してインゴットにする。インゴットを熱間加工して溶接材を製造する。溶接材は棒状であってもよいし、小さなブロック状であってもよい。
　溶接材を用いて、周知の溶接方法により、母材を溶接して二相ステンレス溶接継手を製造する。溶接方法はたとえば、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接、及び、サブマージアーク溶接等である。溶接時に溶接材と母材の一部とが溶融及び凝固して溶接金属が形成される。
　二相ステンレス溶接継手が溶接鋼管である場合、たとえば、上述の板状の母材に対して曲げ加工を実施して母材をオープンパイプにする。オープンパイプの長手方向の両端面を周知の溶接法により溶接し、溶接鋼管を製造する。
　種々の化学組成を有する二相ステンレス鋼（本発明の母材に相当）を溶製した。溶製された二相ステンレス鋼を用いて、種々の製造条件により、複数の二相ステンレス鋼板を製造した。鋼板を用いて溶接継手を製造し、母材のＨＡＺの特性（耐ＳＣＣ性及び大入熱溶接によるσ相の析出の有無）を調査した。
　［調査方法］
　表１に示す母材番号１～２７の化学組成を有する二相ステンレス鋼を１５０ｋｇの容量の真空溶解炉を用いて溶製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の化学組成欄には、各母材番号の鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が示される。各母材番号の化学組成の表１に記載された元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。表中の「－」は、対応する元素含有量が不純物レベルであることを示す。表中の「Ｏｔｈｅｒｓ」欄には、対応する鋼に含有された選択元素を示す。たとえば、母材番号５に対応する「Ｏｔｈｅｒｓ」欄中の「０．０６Ｖ－０．００１５Ｃａ」は、Ｖ含有量が０．０６％であり、Ｃａ含有量が０．００１５％であることを示す。
　溶製された二相ステンレス鋼を鋳造してインゴットを製造した。製造された各インゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して厚さ４０ｍｍの板材を製造した。製造された板材を再び１２５０℃に加熱した。加熱された板材を熱間圧延して厚さ１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延時の鋼材の表面温度は１０５０℃であった。製造された鋼板に対して、溶体化処理を実施した。溶体化処理温度は１０７０℃であり、均熱時間は３０分であった。均熱後、鋼板を常温（２５℃）になるまで水冷して、母材番号１～２７の供試鋼板を製造した。
　［試験片の作製］
　各供試鋼板から、図３Ａ及び図３Ｂに示す２枚の板材（母材）１０を作製した。図３Ａは、板材１０の平面図であり、図３Ｂは、正面図である。図３Ａ及び図３Ｂにおいて、「ｍｍ」が付属した数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。
　図３Ａ及び図３Ｂに示すとおり、板材１０は、厚さ１２ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍであった。板材はさらに、長辺側に開先角度が３０°のＶ開先面１１を有した。板材１０は、機械加工により作製された。
　作製された２枚の板材１０のＶ開先面１１を互いに対向して配置した。ＴＩＧ溶接により、２枚の板材１０を溶接し、図４Ａ及び図４Ｂに示す溶接継手２０を作製した。図４Ａは溶接継手２０の平面図であり、図４Ｂは正面図である。溶接継手２０は、表面２１と、裏面２２とを有し、中央に溶接金属３０を備えた。溶接金属３０は、表面２１側から多層溶接により形成され、板材１０の長辺方向に延在した。各母材番号の溶接金属３０はいずれも、母材番号１の供試鋼板と同じ化学組成を有し外径２ｍｍの溶接材を用いて、形成された。ＴＩＧ溶接における入熱量は、３０ｋＪ／ｃｍであった。
　溶接継手２０の裏面２２側から、溶接金属３０を含む板状の試験片４０を採取した。図４Ｂ中の溶接継手２０の破線部分は、試験片４０が採取された部分を示す。図５に採取された試験片の斜視図を示す。図５中の「ｍｍ」が付属した数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図５を参照して、試験片４０は板状であった。試験片４０の上面４１は、溶接継手（図４Ｂ参照）の裏面２２に相当した。試験片４０の長手方向は、溶接金属３０の長手方向と直交した。図５に示すとおり、溶接金属３０と板材１０との２つの境界線３０Ｂのうちの一方が、試験片４０の中央に配置された。
　［ＳＣＣ試験］
　試験片４０を用いて４点曲げ試験を実施し、各供試材の耐ＳＣＣ性を評価した。４点曲げ治具を用いて、試験片４０に、ＡＳＴＭ　Ｇ３９に準拠した実降伏応力（各供試材の降伏応力）を負荷した。応力が負荷された試験片４０を、３ＭＰａのＣＯ２が圧入された２５％ＮａＣｌ水溶液（１５０℃）内に浸漬し、そのまま７２０時間保持した。７２０時間が経過した後、試験片４０の表面にＳＣＣが発生しているか否かを目視により観察した。さらに、試験片４０を、上面４１に垂直な方向に切断した。試験片４０の断面を５００倍の光学顕微鏡で観察し、ＳＣＣが発生しているか否かを判断した。
　［σ相の面積率測定試験］
　各母材番号の溶接継手２０を、その溶接線及び表面２１に垂直な方向に切断した。切断後、溶接継手２０の断面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングした後、５００倍の光学顕微鏡を用いて、エッチングされた断面のうち、熱影響部（ＨＡＺ）を画像解析した。画像解析に利用されたＨＡＺの面積は１視野あたり４００００μｍ２であった。４視野について、画像解析を実施した。画像解析により、各視野のＨＡＺ内のσ相の面積率（％）を求めた。４視野のσ相の面積率の平均を、各母材番号のσ相の面積率（％）と定義した。σ相の面積率が０．５％以上である場合、σ相が析出したと判断した。σ相の面積率が０．５％未満である場合、σ相が析出していないと判断した。
　［試験結果］
　試験結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２中の「Ｆ１」欄には、各母材番号の供試鋼板のＦ１値（Ｆ１＝２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ）が記入される。「ＳＣＣ」欄において、「無し」は、対応する母材番号の試験片４０において、ＳＣＣが観察されなかったことを示す。「有り」は、対応する母材番号の試験片４０において、ＳＣＣが観察されたことを示す。
　「Ｆ２」欄には、各母材番号の供試鋼板のＦ２値（Ｆ２＝Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ））が記入される。「σ相」欄において、「無し」はσ相の面積率が１％未満であったことを示す。「有り」はσ相の面積率が１％以上であったことを示す。
　［耐ＳＣＣ性の評価］
　表２を参照して、母材番号１～１３の供試鋼板の化学組成は、本発明の範囲内であった。さらに母材番号１～１３の供試鋼板は、式（１）及び式（２）を満たした。そのため、母材番号１～１３の試験片４０ではＳＣＣが観察されなかった。
　一方、母材番号１４～１９、２１、２３、２４及び２６の供試鋼板は式（１）を満たさなかった。したがって、これらの母材番号の試験片４０にはＳＣＣが発生した。
　母材番号２０、２２及び２５の供試鋼板は式（１）を満たした。しかしながら、母材番号２０、２２及び２５の供試鋼板のＣｕ含有量は、本発明のＣｕ含有量の下限未満であった。そのため、母材番号２０、２２及び２５の試験片４０にはＳＣＣが発生した。
　［σ相析出抑制の評価］
　表２を参照して、母材番号１～１４、１６～２０、２３、２４及び２６の供試鋼板は式（２）を満たした。そのため、これらの母材番号の溶接継手２０のＨＡＺには、σ相が析出しなかった。一方、母材番号１５、２１、２２、２５及び２７の供試鋼板は式（２）を満たさなかった。そのため、これらの母材番号の溶接継手２０のＨＡＺには、σ相が析出した。特に、試験番号２７の供試鋼板の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、式（１）を満たした。しかしながら、試験番号２７の供試鋼板は式（２）を満たさなかったため、σ相が析出した。
　二相ステンレス溶接継手の溶接金属の特性（耐ＳＣＣ性、σ相の析出抑制及び靭性）を、以下の方法で調査した。
　［調査方法］
　［試験片の作製］
　表１の各母材番号１及び８の供試鋼板から、図６Ａ及び図６Ｂに示す２枚の板材５０を、機械加工により作製した。図６Ａは、板材５０の平面図であり、図６Ｂは、正面図である。図６Ａ及び図６Ｂにおいて、「ｍｍ」が付属した数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。
　板材５０は、厚さ１２ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍであった。板材はさらに、長辺側に開先角度が３０°であり、ルート厚さが１ｍｍのＶ開先面５１を有した。
　図７Ａ及び７Ｂに示すように、拘束板７０を準備した。拘束板７０は、厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍであり、ＪＩＳ　Ｇ　３１０６（２００４）に規定のＳＭ４００Ｃに相当する化学組成を有した。
　拘束板７０上に、２枚の板材５０を配置した。このとき２枚の板材５０の開先面５１を互いに突き合わせた。２枚の板材５０を配置した後、被覆アーク溶接棒を用いて、板材５０の四周を拘束溶接した。被覆アーク溶接棒は、ＪＩＳ　Ｚ３２２４（１９９９）に規定の「ＤＮｉＣｒＦｅ－３」に相当する化学組成を有した。
　次に、２枚の板材５０の開先内に多層アーク溶接を実施し、表３に示す継手番号１－１～１－１６、８－１～８－６の溶接継手６０を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図７Ａ及び図７Ｂを参照して、溶接継手６０は、板材５０と溶接金属８０とを備えた。表３に、各継手番号の溶接金属８０の化学組成を示す。
　継手番号１－１～１－１６、継手番号８－１～８－４では、ＴＩＧ溶接を実施した。継手番号８－５及び８－６ではＭＡＧ溶接を実施した。各溶接での入熱量は３０ｋＪ／ｃｍであった。ＴＩＧ溶接時には、１００％Ａｒガスをシールドガスに用いた。継手番号８－５のＭＡＧ溶接時には、８０％Ａｒガスと２０％ＣＯ２ガスとの混合ガスをシールドガスに用いた。継手番号８－６のＭＡＧ溶接時には、６０％のＡｒガスと４０％のＣＯ２ガスとの混合ガスをシールドガスとして用いた。表３に、各継手番号の溶接方法及びシールドガスを示す。
　継手番号１－１及び８－１では、同じ溶接材を用いた。同様に、継手番号１－２、８－２、８－５及び８－６では、同じ溶接材を用いた。継手番号１－３及び８－３では、同じ溶接材を用いた。継手番号１－４及び８－４では、同じ溶接材を用いた。各溶接材は、以下の方法で製造された。溶接材を３０ｋｇの容量の真空溶解炉で溶製した。溶製された溶接材を鋳造してインゴットを製造した。製造されたインゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して厚さ４０ｍｍの板材を製造した。板材を再び１２５０℃に加熱した。加熱された板材を熱間圧延して厚さ４ｍｍの板材を製造した。圧延時の板材の温度は１０５０℃以上であった。製造された板材を機械加工して一辺の長さが２ｍｍの正方形状の溶接材を作製した。作製された溶接材を用いて上述の溶接法による溶接を実施して、各継手番号の溶接継手６０を得た。
　［高温割れ試験］
　表３に示す各継手番号の溶接継手６０から、溶接線と直交する断面ミクロ組織観察用試験片を採取した。採取された試験片の表面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングされた試験片の表面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察した。そして、溶接金属８０内に高温割れが発生したか否かを目視により判断した。
　［ＳＣＣ試験］
　実施例１でのＳＣＣ試験に用いる試験片４０と同様に、図６Ｂに示す溶接継手６０の下面側から、試験片９０を採取した。試験片９０は、図５に示す試験片４０と同じ寸法形状を有した。つまり、試験片９０は、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍであった。
　試験片９０を用いて、実施例１と同じ条件でＳＣＣ試験を実施し、実施例１のＳＣＣ試験と同様に、試験片９０にＳＣＣが発生したか否かを判断した。
　［σ相の面積率測定試験］
　各継手番号の溶接継手６０を、実施例１と同様に、その溶接線及び表面に垂直な方向に切断した。切断後、溶接継手６０の断面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングした後、５００倍の光学顕微鏡を用いて、エッチングされた断面のうち、溶接金属８０を画像解析した。画像解析により、溶接金属８０内のσ相の面積率（％）を求めた。σ相の面積率の測定方法は、実施例１と同じであった。σ相の面積率が１％以上である場合、σ相が析出したと判断した。σ相の面積率が１％未満である場合、σ相が析出していないと判断した。
　［靭性試験］
　各継手番号の溶接継手６０から、Ｖノッチ試験片を採取した。Ｖノッチ試験片のノッチ位置は、溶接金属８０の中央部分に相当した。Ｖノッチ試験片は、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍであった。Ｖノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に基づいて、－３０℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギを求めた。
　［試験結果］
　試験結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４を参照して、「母材番号」欄には、使用した板材５０の母材番号が記入される。「高温割れ」欄において「無し」は高温割れが観察されなかったことを示し、「有り」は高温割れが観察されたことを示す。「ｖＥ－３０℃（Ｊ）」は、上述のシャルピー衝撃試験により得られた－３０℃での吸収エネルギ（Ｊ）が記入される。「Ｆ１」欄、「ＳＣＣ」欄、「Ｆ２」欄、「σ相」欄は、表２と同様である。
　表４を参照して、継手番号１－１～１－４、８－１～８－５の溶接金属８０の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（３）を満たした。そのため、これらの継手番号では、高温割れ及びＳＣＣが発生せず、σ相も観察されなかった。さらに、これらの継手番号の吸収エネルギは、１００Ｊ以上と高かった。
　一方、継手番号１－５、１－６及び１－１６の溶接金属８０のＣｕ含有量は、本発明の溶接金属のＣｕ含有量の上限を超えた。そのため、これらの継手番号では、高温割れが発生した。
　継手番号１－５～１－９の溶接金属８０のＮｉ含有量は、本発明の溶接金属のＮｉ含有量の下限値未満であった。そのため、これらの継手番号では、吸収エネルギが１００Ｊ未満であり、靭性が低かった。
　継手番号１－１０の溶接金属８０のＮｉ含有量は、本発明のＮｉ含有量の上限を超えた。そのため、継手番号１－１０では、σ相が発生した。継手番号１－１１の溶接金属８０のＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の下限未満であった。そのため、継手番号１－１１では、ＳＣＣが発生した。継手番号１－１２の溶接金属８０のＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の上限を超えた。そのため、継手番号１－１２では、σ相が発生した。継手番号１－１３の溶接金属８０のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の上限を超えた。そのため、継手番号１－１３では、σ相が発生した。
　継手番号１－１４の溶接金属８０の化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であり、かつ、Ｆ２値が式（３）を満たした。しかしながら、継手番号１－１４の溶接金属８０では、Ｆ１値が式（１）を満たさなかった。そのため、継手番号１－１４では、ＳＣＣが発生した。
　継手番号１－１５の溶接金属８０の化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であり、かつ、Ｆ１値が式（１）を満たした。しかしながら、継手番号１－１５の溶接金属８０では、Ｆ２値が式（３）を満たさなかった。そのため、継手番号１－１５では、σ相が発生した。
　継手番号８－６の溶接金属８０のＯ含有量は、本発明のＯ含有量の上限を超えた。そのため、継手番号８－６の靭性は低く、１００Ｊ未満であった。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
　本発明による二相ステンレス溶接継手は、耐ＳＣＣ性が求められる環境に広く適用できる。特に、本発明による二相ステンレス溶接継手は、塩化物環境下に配設されるラインパイプとして適用可能である。

Claims (5)

  1. 　母材と、
    　溶接金属とを備え、
    　前記母材は、
    　質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．００％を超え４．００％以下、Ｎｉ：４．００～８．００％、Ｃｒ：２０．０～３０．０％、Ｍｏ：０．５０～２．００％、Ｎ：０．１００～０．３５０％及びｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
    　前記溶接金属は、
    　質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：７．００～１２．００％、Ｃｒ：２０．０～３０．０％、Ｍｏ：１．００～４．００％、Ｎ：０．１００～０．３５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下及びＯ：０．０３５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（３）を満たす、二相ステンレス溶接継手。
    　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）
    　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜０　（２）
    　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）＜１００　（３）
    　ここで、式（１）～式（３）中の元素記号には、前記母材又は前記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の二相ステンレス溶接継手であって、
    　前記溶接金属はさらに、
    　前記Ｆｅの一部に代えて、Ｗ：４．００％以下を含有する、二相ステンレス溶接継手。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の二相ステンレス溶接継手であって、
    　前記母材はさらに、
    　前記Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：１．５０％以下を含有する、二相ステンレス溶接継手。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の二相ステンレス溶接継手であって、
    　前記母材はさらに、
    　前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下及びＢ：０．０２００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、二相ステンレス溶接継手。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の二相ステンレス溶接継手であって、
    　前記母材はさらに、
    　前記Ｆｅの一部に代えて、希土類元素：０．２０００％以下を含有する、二相ステンレス溶接継手。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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JP2014000607A (ja) * 2012-03-30 2014-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal 溶接継手の製造方法及び溶接継手
CN105339132A (zh) * 2013-11-08 2016-02-17 新日铁住金株式会社 焊接接头的制造方法
JP2018059157A (ja) * 2016-10-06 2018-04-12 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼
JP2019026940A (ja) * 2018-10-01 2019-02-21 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼溶接継手
WO2020138490A1 (ja) * 2018-12-28 2020-07-02 日鉄ステンレス株式会社 溶接構造物及びその製造方法
JPWO2020203931A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08
US11066719B2 (en) 2016-06-01 2021-07-20 Nippon Steel Corporation Duplex stainless steel and method of manufacturing duplex stainless steel
JP7518342B2 (ja) 2020-04-10 2024-07-18 日本製鉄株式会社 二相ステンレス鋼材

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FI125854B (fi) * 2011-11-04 2016-03-15 Outokumpu Oy Dupleksi ruostumaton teräs
JP2016084489A (ja) * 2014-10-23 2016-05-19 株式会社神戸製鋼所 耐食性に優れた船舶用溶接継手
GB2545768B (en) * 2015-12-23 2018-04-25 Goodwin Plc A steel, a cast, forged or wrought product and a welded product
SG11202101711UA (en) * 2018-08-23 2021-03-30 Jfe Steel Corp Solid wire for gas metal arc welding
EP3960885B1 (en) * 2019-04-24 2024-04-10 Nippon Steel Corporation Duplex stainless seamless steel pipe and method for producing duplex stainless seamless steel pipe
CN110421285B (zh) * 2019-06-27 2020-12-25 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种含镁钢板耐大热输入的评价方法
CN110788517A (zh) * 2019-11-05 2020-02-14 上海欣冈贸易有限公司 一种焊接材料用的钢合金

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6146391A (ja) * 1984-08-10 1986-03-06 Nippon Kokan Kk <Nkk> 耐孔食性に優れた２相ステンレス鋼の溶接金属
JPH02295678A (ja) * 1989-05-02 1990-12-06 Nippon Steel Corp 溶接金属部の耐孔食性に優れた２相ステンレス鋼の溶接方法
WO1996018751A1 (fr) 1994-12-16 1996-06-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Acier inoxydable duplex presentant une remarquable resistance a la corrosion
WO1997012072A1 (fr) * 1995-09-27 1997-04-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Structures en acier soude presentant une excellente resistance a la corrosion
JP2003171743A (ja) 2001-12-06 2003-06-20 Aichi Steel Works Ltd 強度、靭性、耐海水性の優れた二相ステンレス鋼及びその製造方法
JP2003301241A (ja) * 2002-02-05 2003-10-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 尿素製造プラント用二相ステンレス鋼、溶接材料、尿素製造プラントおよびその機器

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59150692A (ja) * 1983-02-17 1984-08-28 Nippon Stainless Steel Co Ltd フエライトオ−ステナイト二相ステンレス鋼溶接材料
US4612069A (en) * 1984-08-06 1986-09-16 Sandusky Foundry & Machine Company Pitting resistant duplex stainless steel alloy
US4816085A (en) * 1987-08-14 1989-03-28 Haynes International, Inc. Tough weldable duplex stainless steel wire
JP2500162B2 (ja) * 1991-11-11 1996-05-29 住友金属工業株式会社 耐食性に優れた高強度二相ステンレス鋼
US5254184A (en) * 1992-06-05 1993-10-19 Carpenter Technology Corporation Corrosion resistant duplex stainless steel with improved galling resistance
JP3155431B2 (ja) * 1994-10-26 2001-04-09 株式会社安来製作所 ２相ステンレス鋳造部材およびその製造方法
JP3022746B2 (ja) * 1995-03-20 2000-03-21 住友金属工業株式会社 高耐食高靱性二相ステンレス鋼溶接用溶接材料
EP0867256B1 (en) * 1996-09-13 2001-12-19 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Welding material for stainless steels
US6042782A (en) * 1996-09-13 2000-03-28 Sumikin Welding Industries Ltd. Welding material for stainless steels
JPH10146691A (ja) * 1996-11-18 1998-06-02 Nippon Steel Corp 高Ｃｒ鋼の溶接方法
JP3454354B2 (ja) * 1999-06-25 2003-10-06 日鐵住金溶接工業株式会社 オーステナイト・フェライト系二相ステンレス鋼溶接材料およびそれを用いた高Ｃｒ鋼の溶接方法
JP4465066B2 (ja) * 1999-10-18 2010-05-19 日本冶金工業株式会社 フェライト・オーステナイト二相系ステンレス鋼用溶接材料
JP3534032B2 (ja) * 2000-02-03 2004-06-07 住友金属工業株式会社 ２相ステンレス鋼製鋼管の製造方法
AR038192A1 (es) * 2002-02-05 2005-01-05 Toyo Engineering Corp Acero inoxidable duplex para plantas de produccion de urea, planta de produccion de urea y material de soldadura fabricado con dicho acero inoxidable duplex.
KR20090005252A (ko) * 2004-01-29 2009-01-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 오스테나이트·페라이트계 스테인레스 강
SE528782C2 (sv) * 2004-11-04 2007-02-13 Sandvik Intellectual Property Duplext rostfritt stål med hög sträckgräns, artiklar och användning av stålet
JP5072285B2 (ja) * 2006-08-08 2012-11-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 二相ステンレス鋼
CN100548559C (zh) * 2006-09-21 2009-10-14 中国石油天然气集团公司 一种13Cr油井管试验实物制备方法
JP5003151B2 (ja) * 2006-12-28 2012-08-15 住友金属工業株式会社 高Ｃｒ−高Ｎｉ基合金鋼からなる継目無鋼管の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6146391A (ja) * 1984-08-10 1986-03-06 Nippon Kokan Kk <Nkk> 耐孔食性に優れた２相ステンレス鋼の溶接金属
JPH02295678A (ja) * 1989-05-02 1990-12-06 Nippon Steel Corp 溶接金属部の耐孔食性に優れた２相ステンレス鋼の溶接方法
WO1996018751A1 (fr) 1994-12-16 1996-06-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Acier inoxydable duplex presentant une remarquable resistance a la corrosion
WO1997012072A1 (fr) * 1995-09-27 1997-04-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Structures en acier soude presentant une excellente resistance a la corrosion
JP2003171743A (ja) 2001-12-06 2003-06-20 Aichi Steel Works Ltd 強度、靭性、耐海水性の優れた二相ステンレス鋼及びその製造方法
JP2003301241A (ja) * 2002-02-05 2003-10-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 尿素製造プラント用二相ステンレス鋼、溶接材料、尿素製造プラントおよびその機器

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2676763A4

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014000607A (ja) * 2012-03-30 2014-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal 溶接継手の製造方法及び溶接継手
US20150056005A1 (en) * 2012-03-30 2015-02-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Process for producing welded joint, and welded joint
US9555496B2 (en) * 2012-03-30 2017-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Process for producing welded joint using GMA welding and CO2 as a shielding gas
CN105339132A (zh) * 2013-11-08 2016-02-17 新日铁住金株式会社 焊接接头的制造方法
CN105339132B (zh) * 2013-11-08 2017-04-12 新日铁住金株式会社 焊接接头的制造方法
US11066719B2 (en) 2016-06-01 2021-07-20 Nippon Steel Corporation Duplex stainless steel and method of manufacturing duplex stainless steel
JP2018059157A (ja) * 2016-10-06 2018-04-12 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼
JP2019026940A (ja) * 2018-10-01 2019-02-21 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼溶接継手
WO2020138490A1 (ja) * 2018-12-28 2020-07-02 日鉄ステンレス株式会社 溶接構造物及びその製造方法
JPWO2020138490A1 (ja) * 2018-12-28 2021-10-14 日鉄ステンレス株式会社 溶接構造物及びその製造方法
JP7511480B2 (ja) 2018-12-28 2024-07-05 日鉄ステンレス株式会社 溶接構造物及びその製造方法
JPWO2020203931A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08
JP7270724B2 (ja) 2019-03-29 2023-05-10 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
JP7518342B2 (ja) 2020-04-10 2024-07-18 日本製鉄株式会社 二相ステンレス鋼材

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