WO2022004526A1 - 二相ステンレス鋼管および溶接継手 - Google Patents

二相ステンレス鋼管および溶接継手 Download PDF

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WO2022004526A1
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弘征 平田
翔伍 青田
満 吉澤
孝裕 小薄
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日本製鉄株式会社
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    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L13/00—Non-disconnectible pipe-joints, e.g. soldered, adhesive or caulked joints
    • F16L13/02—Welded joints

Definitions

  • the present invention relates to duplex stainless steel pipes and welded joints.
  • a two-phase stainless steel composed of a ferrite phase and an austenite phase has high strength and good corrosion resistance in an environment containing corrosive substances such as chloride.
  • duplex stainless steel is used as a material for pipes that transport fluids, specifically in heat exchanger pipes in petrochemical plants and seawater treatment plants, fuel injection pipes installed in automobiles, and food plants. It is used as a pipe. Then, in recent years, for example, as described in Patent Documents 1 and 2, duplex stainless steels having further improved strength and corrosion resistance with alloy saving have been proposed.
  • duplex stainless steel when used as a pipe for the above-mentioned structures such as heat exchangers and combustion injectors, it may be assembled by welding. At that time, when the surplus of the inner bead hangs down and becomes excessive in height, the corrosive fluid stays at the end of the surplus, and the corrosive substance is concentrated accordingly, which may cause damage. In order to suppress this, it is common to reduce the amount of heat input during welding.
  • the present invention solves the above problems and provides a duplex stainless steel pipe and a welded joint which stably forms an inner bead having good use performance of a welded portion and has good toughness in a weld heat affected zone.
  • the purpose is.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist of the present invention is the following duplex stainless steel pipe and welded joint.
  • the chemical composition is mass%.
  • each element symbol in the above formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel, and if it is not contained, it is set to zero.
  • the chemical composition is mass%.
  • the Fn1 is 0.0050 to 0.0800, and the Fn1 is 0.0050 to 0.0800.
  • the chemical composition is mass%.
  • Ca contains 0.0005-0.0100%, The duplex stainless steel pipe according to (1) or (2) above, wherein the Ca / S, which is the ratio of the Ca content to the S content, is 1.0 to 40.0.
  • the chemical composition is mass%. Co: 0.01-0.80%, W: 0.01 to 0.80%, Ti: 0.01-0.40%, V: 0.01-0.40%, Nb: 0.01-0.40%, Ta: 0.01-0.40%, Mg: 0.0005-0.0100%, B: 0.0002 to 0.0100%, and REM: 0.0005 to 0.0800%,
  • the duplex stainless steel pipe according to any one of (1) to (3) above, which contains one or more selected from the above.
  • FIG. 1 is a diagram showing a groove shape in an embodiment.
  • FIG. 2 is a diagram showing a groove shape at the time of butt welding in the embodiment.
  • the present inventors have a duplex stainless steel, specifically, a Cr content of 21.5 to 25.5%, a Ni content of 2.50 to 5.50%, and a Sn content of 0.0001 to.
  • the shape of the inner bead formed during butt welding is strongly influenced by the amounts of S, Sn and O (oxygen) contained in the steel pipe. Then, the present inventors have found that when the content of these elements is low, the inner bead is not stably formed, and a part of the unmelted butt surface remains. On the other hand, when the content of these elements is excessive, the inner bead is stably formed, but the bead becomes convex and the excess height becomes excessively high.
  • S and O are surface active elements and have an action of lowering the surface tension of the molten metal. This strengthens the inward convection in the molten pool during welding. As a result, the welding heat from the arc can be easily transferred in the depth direction, and the inner bead can be stably formed. Further, Sn evaporates from the surface of the molten pool during welding, forms an energization path for the arc, and increases the current density of the arc, thereby effectively contributing to the formation of the inner bead. Therefore, the inclusion of these elements is effective in stably forming the inner bead.
  • the bead on the inner surface side becomes a convex shape, and the bead is not stably formed.
  • the shape of the inner bead is affected by the longitudinal surface roughness of the inner surface of the tube. When the surface roughness is large, the shape tends to be convex. In particular, when the surface roughness in the longitudinal direction of the inner surface is large, the molten metal is less likely to spread in the width direction, and the bead on the inner surface side tends to have a more convex shape.
  • S, Sn and O should be contained within a range satisfying a predetermined relationship. Is valid. Further, it is effective to appropriately control the upper limit of the contents of S and Sn.
  • C 0.008 to 0.030%
  • C has the effect of stabilizing the austenite phase and contributes to keeping the balance between the ferrite phase and the austenite phase in an appropriate range.
  • the C content is set to 0.008% or more.
  • the C content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.012% or more, and further preferably 0.014% or more.
  • C is contained in an excessive amount, it is bonded to Cr by the welding heat cycle, and carbides are formed at the grain boundaries in the weld heat affected zone. Then, a Cr-deficient layer is formed in the vicinity of the grain boundaries, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the C content needs to be 0.030% or less.
  • the C content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
  • Si 0.10 to 0.70% Si is used as a deoxidizing agent during production. It also has the effect of stabilizing the ferrite phase and contributes to maintaining the phase balance in an appropriate range. In order to obtain this effect in the content range of other elements, the Si content is set to 0.10% or more.
  • the Si content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more, and even more preferably 0.30% or more.
  • the Si content is set to 0.70% or less.
  • the Si content is preferably 0.65% or less, more preferably 0.60% or less, and even more preferably 0.50% or less.
  • Mn 0.80 to 2.60%
  • Mn is contained as a deoxidizing agent at the time of production. It also has the effect of stabilizing the austenite phase and the effect of maintaining the phase balance in an appropriate range. Further, Mn contributes not a little to the stable formation of the inner bead. In order to obtain this effect in the content range of other elements, the Mn content is set to 0.80% or more.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more, more preferably 1.50% or more, and even more preferably 1.70% or more. However, if Mn is contained in an excessive amount, the hot workability is lowered and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the Mn content is set to 2.60% or less.
  • the Mn content is preferably 2.40% or less, more preferably 2.30% or less, and even more preferably 2.20% or less.
  • P 0.030% or less P is contained in steel as an impurity and significantly increases weld crack sensitivity. Therefore, the P content is set to 0.030% or less.
  • the P content is preferably 0.028% or less, more preferably 0.025% or less.
  • the P content is preferably reduced as much as possible, that is, the content may be 0%, but an extreme reduction increases the manufacturing cost. Therefore, the P content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more.
  • S 0.0001 to 0.0050%
  • S is generally contained in steel as an impurity, but in the steel pipe according to the present invention, it contributes to enhancing the ability to form the inner bead at the time of welding together with Sn and O. Therefore, the S content is set to 0.0001% or more.
  • the S content is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0003% or more.
  • the S content is set to 0.0050% or less.
  • the S content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0015% or less.
  • S needs to be contained so as to satisfy the ranges of Fn1 and Fn2 represented by the formulas (i) and (ii). Further, it is desirable that S satisfies the relationship with Ca, as will be described later.
  • O 0.0004 to 0.0150%
  • O is generally contained as an impurity in steel, but in the steel pipe according to the present invention, it contributes to enhancing the ability to form the inner bead at the time of welding together with S and Sn. Therefore, the O content is set to 0.0004% or more.
  • the O content is preferably 0.0006% or more, and more preferably 0.0008% or more.
  • the O content is set to 0.0150% or less.
  • the O content is preferably 0.0120% or less, more preferably 0.0100% or less. Further, as will be described later, O needs to be contained so as to satisfy the range of Fn1 represented by the formula (i).
  • Sn 0.0001% or more and less than 0.0100%
  • Sn has an effect of increasing corrosion resistance, increasing the penetration depth, and enhancing the ability to form an inner bead. Therefore, the Sn content is set to 0.0001% or more, and Sn is intentionally contained.
  • the Sn content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0020% or more.
  • the Sn content is set to less than 0.0100%.
  • the Sn content is preferably 0.0095% or less, more preferably 0.0090% or less. Further, Sn needs to be contained so as to satisfy the ranges of Fn1 and Fn2 represented by the formulas (i) and (ii), as will be described later.
  • Fn1 represented by the following equation (i) is 0.0040 to 0.0900.
  • Fn1 4S + 8O + Sn ... (i)
  • each element symbol in the above formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel, and if it is not contained, it is set to zero.
  • S and O act as surface active elements and have an action of strengthening inward convection in the molten pool during welding. Then, the heat from the arc is transferred in the depth direction. Further, Sn evaporates from the surface of the molten pool during welding to form an energization path for the arc and increase the current density of the arc. As a result, it contributes to the stable formation of the bead on the inner surface side.
  • Fn1 is set to 0.0040 or more.
  • Fn1 is preferably 0.0045 or more, and more preferably 0.0050 or more.
  • Fn1 is set to 0.0900 or less.
  • Fn1 is preferably 0.0850 or less, more preferably 0.0800 or less, and even more preferably 0.070 or less.
  • Fn2 represented by the following equation (ii) is 0.0180 or less.
  • Fn2 4S + Sn ... (ii)
  • each element symbol in the above formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel, and if it is not contained, it is set to zero.
  • Fn2 is set to 0.0180 or less.
  • Fn2 is preferably 0.0160 or less, more preferably 0.0140 or less, and even more preferably 0.0120 or less.
  • Cu 0.10 to 2.50%
  • Cu has the effect of stabilizing the austenite phase and contributes to maintaining the phase balance between the ferrite phase and the austenite phase in an appropriate range. It is also effective in improving corrosion resistance, especially in a chloride environment.
  • the Cu content is set to 0.10% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.18% or more, and more preferably 0.25% or more.
  • the Cu content is 2.50% or less.
  • the Cu content is preferably 2.30% or less, more preferably 2.00% or less, and even more preferably 1.70% or less.
  • Ni More than 2.50% and 5.50% or less Ni has the effect of stabilizing the austenite phase and contributes to keeping the phase balance between the ferrite phase and the austenite phase in an appropriate range. It is also effective in improving stress corrosion cracking resistance in a chloride environment.
  • the Ni content is set to more than 2.50%.
  • the Ni content is preferably 3.00% or more, more preferably 3.50% or more.
  • Ni is an expensive element, if it is contained in an excessive amount, the production cost increases.
  • the phase balance of steel is lowered, and various performances are lowered. Therefore, the Ni content is set to 5.50% or less.
  • the Ni content is preferably 5.00% or less, more preferably 4.50% or less.
  • Cr 21.5 to 25.5% Cr has the effect of stabilizing the ferrite phase and contributes to maintaining the phase balance between the ferrite phase and the austenite phase in an appropriate range. It also has the effect of ensuring corrosion resistance by forming a passivation film.
  • the Cr content is set to 21.5% or more.
  • the Cr content is preferably 22.0% or more, and more preferably 22.5% or more.
  • the Cr content is set to 25.5% or less.
  • the Cr content is preferably 25.0% or less, and preferably 24.5% or less.
  • Mo 0.10 to 0.50%
  • Mo has the effect of stabilizing the ferrite phase and contributes to maintaining the phase balance between the ferrite phase and the austenite phase in an appropriate range. In addition, it is effective in improving corrosion resistance and enhances strength by the solid solution strengthening effect.
  • the Mo content is 0.10% or more.
  • the Mo content is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.20% or more.
  • the Mo content is set to 0.50% or less.
  • the Mo content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less, and even more preferably 0.35% or less.
  • N 0.050 to 0.200%
  • N has the effect of stabilizing the austenite phase and contributes to maintaining the phase balance between the ferrite phase and the austenite phase in an appropriate range. In addition, it is effective in improving pitting corrosion resistance and enhances strength by the solid solution strengthening effect.
  • the N content is set to 0.050% or more.
  • the N content is preferably 0.080% or more, more preferably 0.100% or more, and even more preferably 0.120% or more. However, if N is contained in an excessive amount, a nitride is precipitated and the ductility is lowered. Therefore, the N content is set to 0.200% or less.
  • the N content is preferably 0.180% or less, more preferably 0.150% or less.
  • Al 0.200% or less
  • Al is used as a deoxidizing agent at the time of production, but if it is contained in an excessive amount, it binds to oxygen, lowers cleanliness, and impairs hot workability. In addition, it may be difficult to stably form the bead on the inner surface side. Therefore, the Al content is set to 0.200% or less.
  • the Al content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.018% or less, and even more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited, but if it is desired to obtain a sufficient deoxidizing effect, the Al content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more. preferable.
  • Ca may be further contained in the range shown below.
  • Ca 0 to 0.0100% Ca has the effect of improving hot workability by combining with S, is effective in suppressing the occurrence of flaws on the inner surface of the steel pipe during manufacturing, and stably obtaining the surface roughness of the inner surface of the steel pipe, which will be described later. .. Further, the toughness of the weld heat affected zone is also improved. Therefore, it may be contained as needed. However, if Ca is excessively contained, it binds to oxygen and the cleanliness is remarkably lowered, and on the contrary, the hot workability is lowered, the surface roughness of the inner surface of the steel pipe is deteriorated, and the toughness of the weld heat affected zone is deteriorated. Also lowers. Therefore, the Ca content is 0.0100% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less. On the other hand, in order to obtain the above effect, the Ca content is preferably 0.0005% or more. The Ca content is preferably 0.0008% or more, and more preferably 0.0010% or more. Further, Ca needs to satisfy the relationship with S described later.
  • Ca / S 1.0-40.0
  • the Ca / S which is the ratio of the Ca content and the S content
  • the Ca / S is more preferably 1.5 or more, further preferably 1.8 or more, and most preferably 2.0 or more.
  • Ca / S exceeds 40.0, Ca binds to oxygen to form an oxide, and as a result, the hot workability and the toughness of the weld heat-affected zone are rather lowered. Therefore, it is preferable that Ca / S is 40.0 or less.
  • the Ca / S is more preferably 35.0 or less, further preferably 30.0 or less, and most preferably 25.0 or less.
  • one or more selected from Co, W, Ti, V, Nb, Ta, Mg, B and REM may be further contained in the range shown below. The reason for limiting each element will be described.
  • Co 0 to 0.80% Co has the effect of stabilizing the austenite phase. Therefore, it may be contained as needed. However, since it is a very expensive element, excessive content of Co increases the production cost significantly. Therefore, the Co content is set to 0.80% or less.
  • the Co content is preferably 0.75% or less, more preferably 0.70% or less.
  • the Co content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • W 0 to 0.80% W has the effect of stabilizing the ferrite phase. In addition, it has the effect of improving corrosion resistance and increasing strength by strengthening solid solution. Therefore, it may be contained as needed. However, since W is an expensive element, if it is contained in an excessive amount, the production cost increases. Therefore, the W content is set to 0.80% or less.
  • the W content is preferably 0.75% or less, more preferably 0.70% or less.
  • the W content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • Ti 0 to 0.40% Ti has the effect of suppressing the formation of Cr carbides by combining with carbon to form carbides and reducing the deterioration of corrosion resistance at the grain boundaries. Therefore, it may be contained as needed. However, if Ti is contained in an excessive amount, a large amount of Ti is precipitated as carbides and carbonitrides, and the ductility is lowered. Therefore, the Ti content is set to 0.40% or less.
  • the Ti content is preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less.
  • the Ti content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • V 0 to 0.40% Similar to Ti, V has the effect of suppressing the formation of Cr carbides and reducing the deterioration of corrosion resistance at the grain boundaries by forming carbides by combining with carbon. Therefore, it may be contained as needed. However, if V is contained in an excessive amount, a large amount of V is precipitated as carbides and carbonitrides, and the ductility is lowered. Therefore, the V content is set to 0.40% or less.
  • the V content is preferably 0.35% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • the V content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • Nb 0 to 0.40% Like Ti and V, Nb also has the effect of suppressing the formation of Cr carbides and reducing the deterioration of corrosion resistance at the grain boundaries by forming carbides by binding with carbon. Therefore, it may be contained as needed. However, if Nb is contained in an excessive amount, a large amount of Nb is precipitated as carbides and carbonitrides, and the ductility is lowered. Furthermore, the sensitivity to weld cracks is also increased. Therefore, the Nb content is set to 0.40% or less. The Nb content is preferably 0.35% or less, and more preferably 0.30% or less. On the other hand, in order to obtain the above effect, the Nb content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • Ta 0 to 0.40%
  • Ta has the effect of promoting the formation of a passivation film of Cr and improving the corrosion resistance. Therefore, it may be contained as needed. However, if Ta is excessively contained, a large amount of Ta is precipitated as a carbide, and the ductility is lowered. Therefore, the Ta content is set to 0.40% or less.
  • the Ta content is preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less.
  • the Ta content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • Mg 0 to 0.0100% Similar to Ca, Mg has an effect of improving hot workability. Therefore, it may be contained as needed. However, if Mg is contained in an excessive amount, it binds to oxygen and the cleanliness is remarkably lowered, and on the contrary, the hot workability is lowered. Therefore, the Mg content is 0.0100% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less. On the other hand, in order to obtain the above effect, the Mg content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • B 0 to 0.0100% B has the effect of segregating at the grain boundaries at high temperatures, strengthening the grain boundaries, and enhancing hot workability. Therefore, it may be contained as needed. However, if B is contained in an excessive amount, the weld crack sensitivity increases. Therefore, the B content is 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less.
  • the B content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • REM 0-0.0800% Like Ca and Mg, REM has the effect of improving hot workability during manufacturing. Therefore, it may be contained as needed. However, if REM is contained in an excessive amount, it binds to oxygen and the cleanliness is remarkably lowered, and on the contrary, the hot workability is lowered. Therefore, the REM content is 0.0800% or less.
  • the REM content is preferably 0.0600% or less, more preferably 0.0500% or less.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoids, and the above REM content means the total content of these elements. REM is often added industrially in the form of misch metal.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component mixed with raw materials such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process when producing duplex stainless steel industrially, and is a range that does not adversely affect the present invention. Means what is acceptable in.
  • the inner bead is formed when the end of duplex stainless steel pipe is welded. In order to form a good inner surface side bead, it is preferable to control the arithmetic mean roughness Ra in the longitudinal direction on the inner surface side of the steel pipe.
  • the surface roughness of the alloy tube refers to the surface roughness after the final process in the manufacturing process. That is, the surface roughness of the alloy tube changes in the manufacturing process, but in order to obtain the effect of the present invention, the surface roughness in the longitudinal direction of the tube after the final step is irrelevant regardless of the surface roughness during the manufacturing process. , The scope specified by the present invention may be satisfied.
  • the arithmetic mean roughness Ra in the longitudinal direction of the pipe exceeds 9.0 ⁇ m on the inner surface side of the duplex stainless steel pipe, wetting of the weld metal is hindered on the inner surface of the pipe, and the weld metal is inhibited in the width direction, that is, along the circumference of the pipe. Is hard to spread. As a result, the bead on the inner surface side tends to have a convex shape, and the extra height tends to increase. Therefore, on the inner surface side of the stainless steel pipe, the arithmetic average roughness Ra in the longitudinal direction of the pipe is preferably 9.0 ⁇ m or less.
  • the arithmetic mean roughness Ra is preferably 7.0 ⁇ m or less, and more preferably 5.0 ⁇ m or less. Although the lower limit of the arithmetic mean roughness Ra is not particularly determined, it is usually 0.1 to 1.0 ⁇ m or more when the manufacturing method described later is used.
  • the arithmetic average roughness Ra is specified in JIS B 0601: 2001, and can be measured by using a contact type surface roughness measuring device.
  • a welded joint can be obtained by butt-welding the pipe ends of the above-mentioned duplex stainless steel pipes under predetermined conditions.
  • a welded joint of a duplex stainless steel pipe has a weld metal which is a solidified molten metal and becomes a joint portion, and a base metal portion.
  • the base metal portion includes a welding heat-affected zone that is affected by heat input due to welding.
  • the base metal portion excluding the weld heat-affected zone inherits the chemical composition, surface roughness, and other characteristics of the above-mentioned duplex stainless steel pipe.
  • the welded portion refers to the weld metal and the weld heat affected zone.
  • the bead width of the inner bead is 1.0 mm or more over the entire circumference of the welded joint.
  • the bead width is more preferably 2.0 mm or more.
  • the height of the inner bead is preferably 1.5 mm or less, and more preferably 1.0 mm or less over the entire circumference.
  • the duplex stainless steel pipe according to the present invention can obtain the effect if it has the above-mentioned configuration regardless of the manufacturing method, but for example, it can be stably manufactured by the following manufacturing method. can.
  • duplex stainless steel ingots which are the raw materials for duplex stainless steel pipes.
  • the ingot is preferably produced by melting an alloy having the above-mentioned chemical composition in an electric furnace or the like, removing impurities by refining, and then casting.
  • bloom may be manufactured by continuous casting.
  • the obtained ingot is hot forged or hot rolled to form a billet. Then, it is preferable to hot-extrude the obtained billet and then perform cold rolling or cold drawing.
  • softening heat treatment and intermediate pickling may be performed on the way, if necessary.
  • the heat treatment it is preferable to perform a solid solution heat treatment on the pipe. After the solidification heat treatment, pickling or processing may be performed, if necessary.
  • the solidification heat treatment under the conditions of heating in a temperature range of 920 ° C. to 1180 ° C. for 1 to 15 minutes and cooling with water. Further, it is preferable to perform grinding treatment, machining such as grinding, shot blasting or shot peening treatment on the inner surface of the pipe.
  • the effect of the present invention is affected only by the surface roughness in the longitudinal direction of the tube after the final process, regardless of the surface roughness in the intermediate process.
  • Welded joints for Duplex Stainless Steel Pipes can be obtained by using the duplex stainless steel pipes according to the present invention as a material and welding the ends of the pipes.
  • the welding method is not particularly limited, but for example, it may be welded by arc welding.
  • the conditions for arc welding are preferably, for example, the heat input amount in the range of 4 to 20 kJ / cm, and it is preferable to appropriately adjust the heat input amount according to the chemical composition, groove shape and the like.
  • Ar gas as a shield gas and back shield gas. It is preferable to adjust the flow rate of the gas flowing to the welded portion as appropriate.
  • the chemical composition of the welding material (filler) to be used is not particularly limited, but the composition shown below is preferable. That is, C: 0.050% or less, Si: 1.00% or less, Mn: 3.00% or less, P: 0.030% or less, Sn: 0.030% or less, S: 0.0001 to 0.
  • the content is 0004 to 0.0150%, Ca: 0.010% or less, and the balance is Fe and impurities.
  • the Ca / S which is the ratio of the Ca content to the S content, is preferably in the range of 0.3 to 30.0, and the S, O and Sn contents are the following formula (a). It is preferable to be satisfied.
  • An ingot was produced by melting and casting the materials of steel grades A to M having the chemical composition shown in Table 1. After that, the process of the steel pipe was simulated and the following process was performed. Specifically, the thickness was adjusted to 12 mm by hot forging and hot rolling. Subsequently, the scale formed on the surface was removed by pickling. At this time, the arithmetic average roughness Ra was about 15 ⁇ m for all steel types.
  • the thickness was reduced to 3 mm by cold rolling while performing softening heat treatment on the way.
  • the hot-rolled and cold-rolled materials were subjected to a solidification heat treatment by holding them at 1000 ° C. for 10 minutes and then cooling them with water.
  • a plate material having a width of 50 mm and a length of 100 mm was cut out from these materials by machining and used as a test material.
  • the inner surface side of the steel pipe was simulated and shot peening was performed on one side.
  • one side was ground or polished 1 to 5 times using a grindstone having a particle size of No. 40 or No. 60. Then, the arithmetic average roughness in the width direction of the shot peening, grinding, and polishing plate surface was measured by a contact roughness meter.
  • Two test materials with groove processing shown in FIG. 1 were abutted against each other on the end faces of the test material having a thickness of 3 mm in the length direction, and the first layer was welded by automatic gas tungsten arc welding.
  • a filler metal having an outer diameter of 1.0 mm having the chemical composition shown in Table 3 was used, and first layer welding was performed to obtain a welded joint.
  • the heat input during welding was about 5 kJ / cm, Ar was used for the shield gas and the back shield gas, and the flow rate was 10 L / min.
  • the bead on the back surface side was formed over the entire length of the weld line, it was judged that there was no problem in the forming ability of the bead on the inner surface side of the steel pipe, and it was judged as "pass".
  • the one in which the width of the back surface side bead is 2 mm or more over the entire length of the weld line is "excellent", and the one in which the width is less than 2 mm but the back surface side bead of 1 mm or more is formed is "acceptable". Those that did not pass were rejected.
  • the back surface side bead corresponds to the inner surface side bead formed when welding is performed from the outside of the alloy pipe.
  • a pair of steel plates having a thickness of 12 mm were grooved as shown in FIG. 2 in the longitudinal direction, butt welded, and laminated and welded in the groove by automatic gas tungsten arc welding.
  • a filler material having an outer diameter of 1.2 mm having the chemical composition shown in Table 4 was used, and the heat input was about 9 to 12 kJ / cm.
  • Ar was used as the shield gas and the back shield gas, and the flow rate was set to 10 L / min.
  • test specimens obtained by using the symbols A to H satisfying the chemical composition specified in the present invention have sufficiently formed beads on the back surface side and have a good shape. Furthermore, it can be seen that the impact characteristics of the weld heat affected zone are also good. Further, from the test bodies A3 and A4 and B3 and B4, it can be seen that when the arithmetic average roughness Ra on the back surface side satisfies a preferable range, the forming ability and shape of the bead on the back surface side are more excellent.
  • An ingot was produced by melting and casting the materials of steel grades N to W having the chemical composition shown in Table 6. After that, the process of the steel pipe was simulated and the following process was performed in the same manner as in Example 1 described above. Specifically, the thickness was adjusted to 12 mm by hot forging and hot rolling. Subsequently, the scale formed on the surface was removed by pickling. At this time, the arithmetic average roughness Ra was about 15 ⁇ m for all steel types except the symbols V and W. In addition, since the reference numerals V and W contained S and Ca in an excessively large amount from a predetermined range, deep surface defects occurred during hot working, and the subsequent steps and tests were not carried out.
  • the thickness was reduced to 3 mm by cold rolling while performing softening heat treatment on the way.
  • the hot-rolled and cold-rolled materials were subjected to a solidification heat treatment by holding them at 1000 ° C. for 10 minutes and then cooling them with water.
  • a plate material having a width of 50 mm and a length of 100 mm was cut out from these materials by machining and used as a test material.
  • the inner surface side of the steel pipe was simulated and shot peening was performed on one side. Then, the arithmetic average roughness in the width direction of the shot-peened plate surface was measured by a contact roughness meter.
  • Example 2 Similar to Example 1, two test materials with groove processing shown in FIG. 1 are butted against each other on the end faces in the length direction of a test material having a thickness of 3 mm, and the first layer is welded by automatic gas tungsten arc welding. did.
  • a filler metal having an outer diameter of 1.0 mm having the chemical composition shown in Table 3 was used, and first layer welding was performed to obtain a welded joint.
  • the heat input during welding was about 5 kJ / cm, Ar was used for the shield gas and the back shield gas, and the flow rate was 10 L / min.
  • the obtained welded joint was evaluated according to the same criteria as in Example 1.
  • Example 1 Also in the case of a thickness of 12 mm, as in Example 1, the groove processing shown in FIG. 2 was performed in the longitudinal direction of the pair of steel plates, butt welding was performed, and laminating welding was performed in the groove by automatic gas tungsten arc welding.
  • a filler material having the chemical composition shown in Table 4 and having an outer diameter of 1.2 mm was used.
  • the heat input was about 9 to 12 kJ / cm and about 15 to 20 kJ / cm.
  • Ar was used as the shield gas and the back shield gas, and the flow rate was set to 10 L / min.
  • the steel plates of reference numerals A and B shown in Table 1 were also used in the test of heat input of about 15 to 20 kJ / cm. Therefore, the reference numerals A and B in Table 8 correspond to the reference numerals A and B in Table 1. Each welded joint was evaluated as described later.
  • Example 1 From the obtained welded joint, a Charpy impact test was conducted under the same conditions as in Example 1. Further, the absorbed energy was obtained and evaluated by the same procedure as in Example 1.
  • the test body obtained by using them has a bead on the back surface side sufficiently formed and a good shape. I understand. Furthermore, it can be seen that the impact characteristics of the weld heat affected zone are also good. Further, when the contents of S and Ca satisfy the range of the present invention and Ca / S satisfies the predetermined range, good impact characteristics of the weld heat-affected zone can be obtained in a wide welding condition range. Recognize.
  • a duplex stainless steel pipe in which an inner bead having an appropriate shape is stably formed during butt welding and good toughness of a heat-affected zone is obtained.
  • These two-phase stainless steel pipes can be suitably used as pipes for heat exchangers in petrochemical plants and seawater treatment plants, and fuel injection pipes mounted on automobiles.

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Abstract

化学組成が、質量％で、Ｃ：0.008～0.030％、Ｓｉ：0.10～0.70％、Ｍｎ：0.80～2.60％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.0001～0.0050％、Ｏ：0.0004～0.0150％、Ｓｎ：0.0001％以上0.0100％未満、Ｃｕ：0.10～2.50％、Ｎｉ：2.50超5.50％以下、Ｃｒ：21.5～25.5％、Ｍｏ：0.10～0.50％、Ｎ：0.050～0.200％、Ａｌ：0.200％以下、任意元素、残部：Ｆｅおよび不純物であり、4S+8O+Snが0.0040～0.0900であり、および4S+Snが0.0180以下である、二相ステンレス鋼管。

Description

二相ステンレス鋼管および溶接継手
本発明は、二相ステンレス鋼管および溶接継手に関する。
フェライト相およびオーステナイト相からなる二相ステンレス鋼は、高い強度に加え、塩化物等、腐食性の物質を含む環境下で良好な耐食性を有する。この利点を活かし、二相ステンレス鋼は、流体を輸送する管の素材として、具体的には、石油化学プラントおよび海水処理プラントにおける熱交換器用配管、自動車に搭載される燃料噴射管、食品プラントにおける配管として用いられている。そして、近年、例えば、特許文献１および２にあるように、省合金でさらに強度および耐食性を高めた二相ステンレス鋼が提案されている。
特開２０１１－１６８８３８号公報 国際公開第２０１７／１４１９０７号
　ところで、二相ステンレス鋼を管として上述した熱交換器および燃焼噴射器等の構造物に用いる場合、溶接して組み立てる場合がある。その際、内面側ビードの余盛りが垂れ下がり、高さが過剰になると、余盛り止端部において腐食性流体が停留し、それに伴い腐食性物質が濃化し、損傷が生じる場合があった。これを抑制するために、溶接の際の入熱量を低減することが一般的である。
　しかしながら、溶接の際、突合せ面が完全に溶融せず、溶接欠陥を生じる場合がある。加えて、二相ステンレス鋼においては、溶接熱影響部におけるフェライト相とオーステナイト相とのバランスが崩れ、靭性が損なわれる場合があり、必ずしも有効な対策とはならなかった。そのため、二相ステンレス鋼を用いた鋼管において、安定して良好な溶接部の使用性能を有する内面側ビードを形成させること、および溶接熱影響部の靱性を確保することを両立させることは、難しいという課題がある。
　本発明は、上記課題を解決し、良好な溶接部の使用性能を有する内面側ビードを安定して形成し、かつ溶接熱影響部において良好な靱性を有する二相ステンレス鋼管および溶接継手を提供することを目的とする。
　本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の二相ステンレス鋼管および溶接継手を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．００８～０．０３０％、
　Ｓｉ：０．１０～０．７０％、
　Ｍｎ：０．８０～２．６０％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０００１～０．００５０％、
　Ｏ：０．０００４～０．０１５０％、
　Ｓｎ：０．０００１％以上０．０１００％未満、
　Ｃｕ：０．１０～２．５０％、
　Ｎｉ：２．５０％超５．５０％以下、
　Ｃｒ：２１．５～２５．５％、
　Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
　Ｎ：０．０５０～０．２００％、
　Ａｌ：０．２００％以下、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｃｏ：０～０．８０％、
　Ｗ：０～０．８０％、
　Ｔｉ：０～０．４０％、
　Ｖ：０～０．４０％、
　Ｎｂ：０～０．４０％、
　Ｔａ：０～０．４０％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　ＲＥＭ：０～０．０８００％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記（ｉ）式で表されるＦｎ１が０．００４０～０．０９００であり、
　下記（ii）式で表されるＦｎ２が０．０１８０以下である、二相ステンレス鋼管。
　Ｆｎ１＝４Ｓ＋８Ｏ＋Ｓｎ　　・・・（ｉ）
　Ｆｎ２＝４Ｓ＋Ｓｎ　　・・・（ii）
　但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０１２～０．０２０％、
　Ｓｉ：０．２０～０．６０％、
　Ｍｎ：１．７０～２．３０％、
　Ｐ：０．０２８％以下、
　Ｓ：０．０００１～０．００１５％、
　Ｃｕ：０．２５～２．００％、
　Ｎｉ：３．５０～４．５０％、
　Ｃｒ：２２．５～２４．５％、
　Ｍｏ：０．２０～０．４０％、
　Ｎ：０．１００～０．１８０％、
　Ａｌ：０．０２０％以下、を含有し、
　前記Ｆｎ１が０．００５０～０．０８００であり、
　前記Ｆｎ２が０．０１４０以下である、上記（１）に記載の二相ステンレス鋼管。
　（３）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００５～０．０１００％を含有し、
　Ｃａ含有量とＳ含有量との比であるＣａ／Ｓが、１．０～４０．０である、上記（１）または（２）に記載の二相ステンレス鋼管。
　（４）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｏ：０．０１～０．８０％、
　Ｗ：０．０１～０．８０％、
　Ｔｉ：０．０１～０．４０％、
　Ｖ：０．０１～０．４０％、
　Ｎｂ：０．０１～０．４０％、
　Ｔａ：０．０１～０．４０％、
　Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
　Ｂ：０．０００２～０．０１００％、および
　ＲＥＭ：０．０００５～０．０８００％、
　から選択される一種以上を含有する、上記（１）～（３）のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管。
　（５）前記二相ステンレス鋼管内面側において、管の長手方向の算術平均粗さＲａが、９．０μｍ以下である、上記（１）～（４）のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管。
　（６）上記（１）～（５）のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管を用いた溶接継手。
　本発明によれば、良好な溶接部の使用性能を有する内面側ビードを安定して形成し、かつ溶接熱影響部において良好な靱性を有する二相ステンレス鋼管および溶接継手を得ることができる。
図１は、実施例における開先形状を示す図である。 図２は、実施例における突合せ溶接の際の開先形状を示す図である。
　本発明者らは、二相ステンレス鋼、具体的には、Ｃｒ含有量が２１．５～２５．５％、Ｎｉ含有量が２．５０～５．５０％、Ｓｎ含有量が０．０００１～０．０１００％である、二相ステンレス鋼管の突合せ溶接について、詳細な検討を行い、以下の（ａ）～（ｅ）の知見を得た。
　（ａ）突合せ溶接時に、形成される内面側ビードの形状は、鋼管中に含有されるＳ、ＳｎおよびＯ（酸素）量の影響を強く受ける。そして、これらの元素の含有量が少ない場合、内面側ビードが安定して形成されず、一部、未溶融の突合せ面が残存することを本発明者らは知見した。その一方、これらの元素の含有量が過剰であると、内面側ビードは安定して形成されるようになるものの、ビードが凸形状となり、余盛高さが過剰に高くなる。
　（ｂ）これらの元素が、内面側ビードの形成に影響を与える要因として、以下のものが考えられる。ＳおよびＯは、表面活性元素であり、溶融金属の表面張力を低下させる作用がある。これにより、溶接の際、溶融池内において、内向きの対流を強くする。この結果、アークからの溶接熱を、深さ方向に伝達しやすくなり、内面側ビードを安定的に形成させることができる。また、Ｓｎは、溶接中の溶融池表面から蒸発し、アークの通電経路を形成してアークの電流密度を高めることで、同様に内面側ビードの形成に効果的に寄与する。したがって、これら元素を含有させることは、内面側ビードを安定的に形成させる上で有効である。
　その一方、これら元素を、過剰に含有させると、幅方向に溶融し難くなるとともに、溶融金属の表面張力が小さくなり、溶融金属量が同じでも垂れ下がり易くなる。この結果、内面側ビードが凸形状となり、ビードが安定的に形成しない。加えて、内面側ビードの形状は、管内面の長手方向の表面粗さに影響を受ける。そして、表面粗さが大きい場合、凸形状となりやすくなる。特に、内面の長手方向の表面粗さが大きい場合、溶融金属が幅方向に広がりにくくなり、内面側ビードがより凸形状となりやすい。
　（ｃ）溶接熱影響部の靭性は、ＳとＳｎの含有量が増加すると低下した。この要因として、以下のものが考えられる。ＳおよびＳｎの含有量が多くなると、フェライト相が脆化する。特に、二相ステンレス鋼の溶接熱影響部では、溶接熱サイクルによっては、母材と比較し、フェライト相の割合が多くなるため、靭性の低下が顕著になる。
　（ｄ）したがって、安定して良好な形状の内面側ビードを得るとともに、良好な溶接熱影響部の靱性を得るためには、Ｓ、ＳｎおよびＯを所定の関係を満足する範囲で含有させることが有効である。また、ＳおよびＳｎの含有量の上限を適切に制御することが有効である。
　（ｅ）さらに、これらの性能を安定して得るためには、Ｃａを所定の範囲で含有させるとともに、ＣａとＳとの含有量の比、すなわちＣａ／Ｓを適正な範囲に管理することが望ましい。また、より良好な形状の内面側ビードを得るためには、管内面の長手方向の表面粗さを所定の範囲に制御することが望ましい。
　本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　１．化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．００８～０．０３０％
　Ｃは、オーステナイト相を安定にする効果を有し、フェライト相とオーステナイト相とのバランスを適正な範囲に保つのに寄与する。他の元素の含有範囲において、この効果を得るために、Ｃ含有量は、０．００８％以上とする。Ｃ含有量は、０．０１０％以上とするのが好ましく、０．０１２％以上とするのがより好ましく、０．０１４％以上とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｃを、過剰に含有させると、溶接熱サイクルによりＣｒと結合して、溶接熱影響部における結晶粒界に炭化物が形成する。そして、結晶粒界近傍にＣｒ欠乏層を生じさせ、耐食性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３０％以下とする必要がある。Ｃ含有量は、０．０２５％以下とするのが好ましく、０．０２０％以下とするのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．１０～０．７０％
　Ｓｉは、製造時に脱酸剤として用いられる。また、フェライト相を安定にする効果を有し、相バランスを適正な範囲に保つのに寄与する。他の元素の含有範囲において、この効果を得るために、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．１５％以上とするのが好ましく、０．２０％以上とするのがより好ましく、０．３０％以上とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｓｉを、過剰に含有させると、溶接割れ感受性が高まる。また、安定的に内面側ビードが形成しにくくなる場合がある。このため、Ｓｉ含有量は、０．７０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．６５％以下とするのが好ましく、０．６０％以下とするのがより好ましく、０．５０％以下とするのがさらに好ましい。
　Ｍｎ：０．８０～２．６０％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として製造時に含有される。また、オーステナイト相を安定にする効果を有し、相バランスを適正な範囲に保つのに効果を有する。また、Ｍｎは、安定的に内面側ビードが形成するのに少なからず寄与する。他の元素の含有範囲において、この効果を得るために、Ｍｎ含有量は、０．８０％以上とする。Ｍｎ含有量は、１．００％以上とするのが好ましく、１．５０％以上とするのがより好ましく、１．７０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｎを、過剰に含有させると、熱間加工性が低下するとともに、耐食性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、２．６０％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．４０％以下とするのが好ましく、２．３０％以下とするのがより好ましく、２．２０％以下とするのがさらに好ましい。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に含まれ、溶接割れ感受性を著しく高める。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０２８％以下とするのが好ましく、０．０２５％以下とするのがより好ましい。なお、Ｐ含有量は、可能な限り低減することが好ましく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は製造コストが増大する。このため、Ｐ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましく、０．００２％以上とするのがより好ましい。
　Ｓ：０．０００１～０．００５０％
　Ｓは、一般には不純物として鋼中に含まれるが、本発明に係る鋼管においては、Ｓｎ、Ｏとともに、溶接時に内面側ビードの形成能を高めるのに寄与する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．０００３％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｓを、過剰に含有させると、内面側ビードが凸形状となるとともに、溶接割れ感受性が高まる。さらに、溶接熱影響部の靱性が低下する。このため、Ｓ含有量は、０．００５０％以下とする。Ｓ含有量は、０．００３０％以下とするのが好ましく、０．００１５％以下とするのがより好ましい。また、Ｓは、後述するように、（ｉ）および（ii）式で表されるＦｎ１およびＦｎ２の範囲を満足するように含有される必要がある。さらに、Ｓは、後述する通り、Ｃａとの関係を満足するのが望ましい。
　Ｏ：０．０００４～０．０１５０％
　Ｏは、一般的には、鋼中に、不純物として含まれるが、本発明に係る鋼管においては、Ｓ、Ｓｎとともに、溶接時に内面側ビードの形成能を高めるのに寄与する。このため、Ｏ含有量は、０．０００４％以上とする。Ｏ含有量は、０．０００６％以上とするのが好ましく、０．０００８％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｏを、過剰に含有させると、内面側ビードが凸形状となるとともに、熱間加工性が低下する。このため、Ｏ含有量は、０．０１５０％以下とする。Ｏ含有量は、０．０１２０％以下とするのが好ましく、０．０１００％以下とするのがより好ましい。また、Ｏは、後述するように、（ｉ）式で表されるＦｎ１の範囲を満足するように含有される必要がある。
　Ｓｎ：０．０００１％以上０．０１００％未満
　Ｓｎは、耐食性を高めるとともに、溶け込み深さを増大させ、内面側ビードの形成能を高める効果を有する。このため、Ｓｎ含有量は、０．０００１％以上とし、Ｓｎを意図的に含有させる。Ｓｎ含有量は、０．００１０％以上とするのが好ましく、０．００２０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｓｎを、過剰に含有させると、溶接熱影響部の靱性が低下するとともに、溶接割れ感受性が高まる。このため、Ｓｎ含有量は、０．０１００％未満とする。Ｓｎ含有量は、０．００９５％以下とするのが好ましく、０．００９０％以下とするのがより好ましい。また、Ｓｎは、後述するように、（ｉ）および（ii）式で表されるＦｎ１およびＦｎ２の範囲を満足するように含有される必要がある。
　ここで、下記（ｉ）式で表されるＦｎ１が０．００４０～０．０９００とする。
　Ｆｎ１＝４Ｓ＋８Ｏ＋Ｓｎ　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
　上述したように、ＳおよびＯは、表面活性元素として作用し、溶接の際に、溶融池内の内向きの対流を強くする作用を有する。そして、アークからの熱を深さ方向に伝達する。また、Ｓｎは、溶接中の溶融池表面から蒸発し、アークの通電経路を形成してアークの電流密度を高める。その結果、内面側のビードの安定な形成に寄与する。
　Ｆｎ１が０．００４０未満であると内面側ビードが安定的に形成しない。このため、Ｆｎ１は、０．００４０以上とする。Ｆｎ１は、０．００４５以上とするのが好ましく、０．００５０以上とするのがより好ましい。
　一方、Ｆｎ１が０．０９００を超えると、管の幅方向に、金属が溶融され難くなるとともに、溶融金属の表面張力が小さくなる。この結果、溶融金属の垂れ下がりが生じ、内面側ビードが凸形状となる。このため、Ｆｎ１は、０．０９００以下とする。Ｆｎ１は、０．０８５０以下とするのが好ましく、０．０８００以下とするのがより好ましく、０．０７０以下とするのがさらに好ましい。
　同様に、下記（ii）式で表されるＦｎ２が０．０１８０以下とする。
　Ｆｎ２＝４Ｓ＋Ｓｎ　　・・・（ii）
　但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
　上述したように、ＳおよびＳｎは、安定的な内面側ビードの形成に寄与するが、過剰に含有させると、フェライト相が脆化する。特に、溶接熱影響部では、溶接熱サイクルによっては、母材に比べてフェライト相の割合が多くなるため、靭性の低下が顕著になる。このため、溶接熱影響部の靭性を確保するために、Ｆｎ２は、０．０１８０以下とする。Ｆｎ２は、０．０１６０以下とするのが好ましく、０．０１４０以下とするのがより好ましく、０．０１２０以下とするのがさらに好ましい。
　Ｃｕ：０．１０～２．５０％
　Ｃｕは、オーステナイト相を安定にする効果を有し、フェライト相とオーステナイト相との相バランスを適正な範囲に保つのに寄与する。また、耐食性、特に塩化物環境下での耐食性の向上に有効である。他の元素の含有範囲において、この効果を得るために、Ｃｕ含有量は、０．１０％以上とする。Ｃｕ含有量は、０．１８％以上とするのがより好ましく、０．２５％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｕを、過剰に含有させると、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕ含有量は、２．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は、２．３０％以下とするのが好ましく、２．００％以下とするのがより好ましく、１．７０％以下とするのがさらに好ましい。
　Ｎｉ：２．５０％超５．５０％以下
　Ｎｉは、オーステナイト相を安定にする効果を有し、フェライト相とオーステナイト相との相バランスを適正な範囲に保つのに寄与する。また、塩化物環境下での耐応力腐食割れ性の向上に有効である。他の元素の含有範囲において、この効果を得るために、Ｎｉ含有量は、２．５０％超とする。Ｎｉ含有量は、３．００％以上とするのが好ましく、３．５０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｎｉは、高価な元素であるため、過剰に含有させると、製造コストが増大する。また、鋼の相バランスを低下させ、種々の性能が低下する。このため、Ｎｉ含有量は、５．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は５．００％以下とするのが好ましく、４．５０％以下とするのがより好ましい。
　Ｃｒ：２１．５～２５．５％
　Ｃｒは、フェライト相を安定にする効果を有し、フェライト相とオーステナイト相との相バランスを適正な範囲に保つのに寄与する。また、不動態皮膜の形成により、耐食性を確保する効果を有する。他の元素の含有範囲において、この効果を得るために、Ｃｒ含有量は、２１．５％以上とする。Ｃｒ含有量は、２２．０％以上とするのが好ましく、２２．５％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｒを、過剰に含有させると、相バランスを悪化させ、種々の性能が低下する。このため、Ｃｒ含有量は、２５．５％以下とする。Ｃｒ含有量は、２５．０％以下とするのが好ましく、２４．５％以下とするのが好ましい。
　Ｍｏ：０．１０～０．５０％
　Ｍｏは、フェライト相を安定にする効果を有し、フェライト相とオーステナイト相との相バランスを適正な範囲に保つのに寄与する。また、耐食性の向上に有効であるとともに、固溶強化効果により強度を高める。他の元素の含有範囲において、この効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．１０％以上とする。Ｍｏ含有量は、０．１５％以上とするのが好ましく、０．２０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｏを、過剰に含有させると、高価な元素であるため、製造コストが増加する。さらに、溶接熱サイクルにより脆化相を生成し、溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．４５％以下とするのが好ましく、０．４０％以下とするのがより好ましく、０．３５％以下とするのがさらに好ましい。
　Ｎ：０．０５０～０．２００％
　Ｎは、オーステナイト相を安定にする効果を有し、フェライト相とオーステナイト相との相バランスを適正な範囲に保つのに寄与する。また、耐孔食性の向上に有効であるとともに、固溶強化効果により強度を高める。他の元素の含有範囲において、この効果を得るために、Ｎ含有量は、０．０５０％以上とする。Ｎ含有量は、０．０８０％以上とするのが好ましく、０．１００％以上とするのがより好ましく、０．１２０％以上とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｎを、過剰に含有させると、窒化物が析出し、延性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．２００％以下とする。Ｎ含有量は、０．１８０％以下とするのが好ましく、０．１５０％以下とするのがより好ましい。
　Ａｌ：０．２００％以下
　Ａｌは、製造時に脱酸剤として用いられるが、過剰に含有させると、酸素と結合し、清浄性を低下させ、熱間加工性を損なう。また、安定的に内面側のビードが形成しにくくなる場合がある。このため、Ａｌ含有量は、０．２００％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０２０％以下とするのが好ましく、０．０１８％以下とするのがより好ましく、０．０１５％以下とするのがさらに好ましい。なお、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、脱酸効果を十分に得たい場合は、Ａｌ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましく、０．００２％以上とするのがより好ましい。
　上記の元素に加えて、さらにＣａを、以下に示す範囲において含有させてもよい。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　Ｃａは、Ｓと結合して熱間加工性を改善する効果を有し、製造時に鋼管内面の疵の発生を抑制し、後述の鋼管内面の表面粗さを安定して得ることに有効である。さらに、溶接熱影響部の靱性も向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを、過剰に含有させると、酸素と結合し、清浄性が著しく低下し、却って、熱間加工性が低下し、鋼管内面の表面粗さを悪化させるとともに、溶接熱影響部の靱性も低下させる。そのため、Ｃａ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、０．００８０％以下とするのが好ましく、０．００６０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましい。Ｃａ含有量は、０．０００８％以上とするのが好ましく、０．００１０％以上とするのがより好ましい。また、Ｃａは、後述のＳとの関係を満足する必要がある。
　Ｃａ／Ｓ：１．０～４０．０
　上述したように、Ｃａは、Ｓと結合して、その悪影響を取り除き、熱間加工性および、溶接熱影響部の靱性を向上させる。その効果を安定して得るために、Ｃａ含有量とＳ含有量との比である、Ｃａ／Ｓを、１．０以上とするのが好ましい。Ｃａ／Ｓは、１．５以上とするのがより好ましく、１．８以上とするのがさらに好ましく、２．０以上とするのが最も好ましい。しかしながら、Ｃａ／Ｓが４０．０を超えるとＣａが酸素と結合し、酸化物を生成する結果、却って熱間加工性および溶接熱影響部の靱性が低下する。このため、Ｃａ／Ｓが４０．０以下とするのが好ましい。Ｃａ／Ｓは、３５．０以下とするのがより好ましく、３０．０以下とするのがさらに好ましく、２５．０以下とするのが最も好ましい。
　上記の元素に加えて、さらにＣｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｇ、ＢおよびＲＥＭから選択される一種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｃｏ：０～０．８０％
　Ｃｏは、オーステナイト相を安定にする効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、非常に高価な元素であるため、Ｃｏを、過剰に含有させると、製造コストが著しく増加する。そのため、Ｃｏ含有量は、０．８０％以下とする。Ｃｏ含有量は、０．７５％以下とするのが好ましく、０．７０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
　Ｗ：０～０．８０％
　Ｗは、フェライト相を安定にする効果を有する。また、耐食性を向上させるとともに、固溶強化により強度を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗは、高価な元素であるため、過剰に含有させると、製造コストが増加する。そのため、Ｗ含有量は、０．８０％以下とする。Ｗ含有量は、０．７５％以下とするのが好ましく、０．７０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
　Ｔｉ：０～０．４０％
　Ｔｉは、炭素と結合して炭化物を形成することで、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、粒界の耐食性劣化を軽減する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを、過剰に含有させると、炭化物および炭窒化物として、Ｔｉが多量に析出し、延性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は、０．４０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
　Ｖ：０～０．４０％
　Ｖは、Ｔｉと同様、炭素と結合して炭化物を形成することで、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、粒界の耐食性劣化を軽減する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを、過剰に含有させると、炭化物および炭窒化物として、Ｖが多量に析出し、延性が低下する。そのため、Ｖ含有量は、０．４０％以下とする。Ｖ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
　Ｎｂ：０～０．４０％
　Ｎｂも、ＴｉおよびＶと同様、炭素と結合して炭化物を形成することで、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、粒界の耐食性劣化を軽減する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを、過剰に含有させると、炭化物および炭窒化物として、Ｎｂが多量に析出し、延性が低下する。さらに、溶接割れ感受性も高める。そのため、Ｎｂ含有量は、０．４０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
　Ｔａ：０～０．４０％
　Ｔａは、Ｃｒの不動態皮膜の生成を促進し、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを、過剰に含有させると、炭化物として、Ｔａが多量に析出し、延性が低下する。そのため、Ｔａ含有量は、０．４０％以下とする。Ｔａ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　Ｍｇは、Ｃａと同様、熱間加工性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを、過剰に含有させると、酸素と結合し、清浄性が著しく低下し、却って、熱間加工性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は、０．００８０％以下とするのが好ましく、０．００６０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましく、０．００１０％以上とするのがより好ましい。
　Ｂ：０～０．０１００％
　Ｂは、高温で粒界に偏析して、粒界を強化し、熱間加工性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを、過剰に含有させると、溶接割れ感受性とが高まる。そのため、Ｂ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００８０％以下とするのが好ましく、０．００６０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．０００５％以上とするのがより好ましい。
　ＲＥＭ：０～０．０８００％
　ＲＥＭは、ＣａおよびＭｇと同様、製造時の熱間加工性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを、過剰に含有させると、酸素と結合し、清浄性が著しく低下し、却って、熱間加工性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は、０．０８００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、０．０６００％以下とするのが好ましく、０．０５００％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましく、０．００１０％以上とするのがより好ましい。
　ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加されることが多い。
　本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、二相ステンレス鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　２．鋼管の表面粗さ
　内面側ビードは、二相ステンレス鋼管の端部を溶接する際に形成する。良好な内面側ビードを形成させる上で、鋼管の内面側において、長手方向の算術平均粗さＲａを制御するのが好ましい。
　ここで合金管の表面粗さとは、製造工程における最終工程後の表面粗さを指す。すなわち、合金管の表面粗さは製造の過程で変化するが、本発明の効果を得るためには、製造途中の表面粗さは関係なく、最終工程後の管の長手方向の表面粗さが、本発明の規定する範囲を満足すればよい。
　二相ステンレス鋼管内面側において、管の長手方向の算術平均粗さＲａが９．０μｍを超えると、管内面において、溶接金属の濡れが阻害され、幅方向、すなわち管の周に沿って溶接金属が広がりにくくなる。この結果、内面側ビードが凸形状となりやすく、余盛高さが高くなりやすくなる。このため、ステンレス鋼管内面側において、管の長手方向の算術平均粗さＲａは、９．０μｍ以下とするのが好ましい。上記の算術平均粗さＲａは、７．０μｍ以下とするのが好ましく、５．０μｍ以下とするのがより好ましい。なお、上記の算術平均粗さＲａの下限値は、特に定めないが、後述する製造方法を用いた場合、通常、０．１～１．０μｍ以上となることが多い。
　算術平均粗さＲａは、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２００１において規定されており、接触式の表面粗さ測定装置を用いることで、測定することができる。
　３．溶接継手
　上記の二相ステンレス鋼管の管端同士を、所定の条件で突合せ溶接することで、溶接継手を得ることができる。二相ステンレス鋼管の溶接継手は、溶融金属が凝固し、接合部となった溶接金属と、母材部とを、有する。なお、母材部には、溶接により入熱の影響を受ける溶接熱影響部を含む。溶接熱影響部を除いた母材部は、上記の二相ステンレス鋼管の化学組成、表面粗さ、その他特性を受け継ぐ。また、溶接部とは、溶接金属と溶接熱影響部とを指す。
　なお、溶接継手は全周にわたって、内面側ビードのビード幅は、１．０ｍｍ以上であるのが好ましい。上記ビード幅は２．０ｍｍ以上であることがさらに好ましい。また、耐食性の観点から、全周にわたって、内面側ビードの高さは、１．５ｍｍ以下であることが好ましく、１．０ｍｍ以下であることがさらに好ましい。
　４．製造方法
　本発明に係る二相ステンレス鋼管の好ましい製造方法について説明する。本発明に係る二相ステンレス鋼管は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
　４－１．二相ステンレス鋼管
　最初に、二相ステンレス鋼管の素材となる二相ステンレス鋼のインゴットを製造する。上記インゴットは、上述した化学組成を有する合金を電気炉等で溶製し、不純物を精錬により取り除いた後、鋳造により製造されるのが好ましい。なお、インゴットを製造するのではなく、連続鋳造によりブルームを製造してもよい。
　続いて、得られたインゴットを、熱間鍛造または熱間圧延することで、ビレットとするのが好ましい。その後、得られたビレットを熱間押出しした後、冷間圧延または、冷間での引抜き加工を行うのが好ましい。加工の際には、必要に応じて、途中で、軟化熱処理、中間酸洗を行ってもよい。その後、熱処理として、管に固溶化熱処理を行うのが好ましい。固溶化熱処理の後、必要に応じて、酸洗または加工を行ってもよい。
　ここで、管の長手方向の算術平均粗さＲａを、９．０μｍ以下とするためには、以下の工程を行うことが好ましい。具体的には、固溶化熱処理を、９２０℃～１１８０℃の温度域で、１～１５分加熱し、水冷する条件で、行うのが好ましい。また、管内面にグラインダー処理、研削などの機械加工、およびショットブラストまたはショットピーニング処理などを施すのが好ましい。
　なお、表面粗さＲａは製造の過程で変化するが、本発明の効果は、途中の過程における表面粗さは関係なく、最終工程後の管の長手方向の表面粗さにのみ影響される。
　４－２．二相ステンレス鋼管の溶接継手
　本発明に係る二相ステンレス鋼管を素材とし、管の端部を溶接することで、溶接継手を得ることができる。溶接方法は、特に、限定しないが、例えば、アーク溶接により溶接すればよい。また、アーク溶接する場合の条件は、例えば、入熱量を、４～２０ｋＪ／ｃｍの範囲とするのが好ましく、化学組成、開先形状等に合せ、適宜、調整するのが好ましい。また、溶接時には、Ａｒガスをシールドガス、バックシールドガスを使用するのが好ましい。溶接箇所に流すガスの流量は、適宜、調整するのが好ましい。
　また、使用する溶接材料（溶加材）の化学組成についても特に限定しないが、次に示す組成であることが好ましい。すなわち、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：３．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓｎ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｕ：３．００％以下、Ｃｏ：１０．０％以下、Ｎｉ：４．０～１０．０％、Ｃｒ：２０．０～２９．０％、ＭｏおよびＷの少なくとも一種を合計で１．０～６．０％、Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの少なくとも一種を合計で１．００％以下、Ｎ：０．０５～０．３５％、Ａｌ：０．２０％以下、Ｏ：０．０００４～０．０１５０％、Ｃａ：０．０１０％以下を含み、残部がFeおよび不純物であるのが好ましい。また、Ｃａ含有量とＳ含有量の比であるＣａ／Ｓが、０．３～３０．０の範囲であるのが好ましく、Ｓ、ＯおよびＳｎの含有量が、下記の（ａ）式を満足するのが好ましい。
　０．００４０≦４Ｓ＋８Ｏ＋Ｓｎ≦０．０９００　　・・・（ａ）
　但し、上記式中の元素記号は、溶接材料中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ～Ｍの材料を溶解して鋳込んだインゴットを製造した。その後、鋼管の工程を模擬し、以下の工程を行った。具体的には、熱間鍛造、および熱間圧延により、厚さ１２ｍｍに調整した。続いて、酸洗により表面に形成したスケールを除去した。この際、全ての鋼種で、算術平均粗さＲａは、約１５μｍであった。
　続いて、一部については、途中に軟化熱処理を行いながら、冷間圧延により、厚さ３ｍｍとした。熱間圧延後および冷間圧延後の素材に、１０００℃で１０分保持後、水冷する、固溶化熱処理を行った。これらの素材から幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの板材を機械加工により切り出し、試験材とした。
　厚さ３ｍｍの試験材については、鋼管の内面側を模擬し、片面にショットピーニングを行った。ショットピーニングを行わなかった試験材については、片面を研削、または、粒度が４０番または６０番の砥石を用いて、１～５回研磨した。そして、ショットピーニング、研削、および研磨した板材表面の幅方向の算術平均粗さを接触式粗さ計により測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　厚さ３ｍｍの試験材の長さ方向端面に、図１に示す開先加工を施した二つの試験材を、端面同士で突合せ、自動ガスタングステンアーク溶接により初層溶接した。なお、溶接に際しては、表３に示す化学組成を有する外径１．０ｍｍの溶加材を用い、初層溶接を行い、溶接継手を得た。溶接の際の入熱は、約５ｋＪ／ｃｍとし、シールドガスおよびバックシールドガスにはＡｒを用い、流量を１０Ｌ／分とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた溶接継手について、溶接線全長にわたり、裏面側ビードが形成されたものは、鋼管の内面側ビードの形成能に問題がないと判断し、「合格」とした。中でも、溶接線全長にわたり裏面側ビードの幅が２ｍｍ以上となるものを「優」、幅は２ｍｍを下回るが、１ｍｍ以上の裏面側ビードが形成されたものを「可」とした。また、合格に該当しなかったものについては、不合格とした。
　その後、溶接継手から横断面を３断面現出し、全ての断面において、裏面側ビードの高さが、１．０ｍｍ以下となるものは、鋼管の内面側ビードの形状が良好であると判断し、「合格」とした。中でも、全ての断面における裏面側ビード高さが０．８ｍｍ以下となるものを「優」、それ以外を「可」とした。また、合格に該当しなかったものについては、不合格とした。なお、本実施例において、裏面側ビードは、合金管の外側から溶接した際に形成する内面側ビードに相当する。
　厚さ１２ｍｍの一対の鋼板の長手方向に図２に示す開先加工を施し、突合せ、自動ガスタングステンアーク溶接により開先内に積層溶接した。溶接には、表４に示す化学組成を有する外径１．２ｍｍの溶加材を用い、入熱を約９～１２ｋＪ／ｃｍとした。また、シールドガスおよびバックシールドガスにはＡｒを用い、流量を１０Ｌ／分とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた溶接継手から、垂直側の開先面の溶融線から１ｍｍの位置にノッチを加工した２ｍｍＶノッチフルサイズシャルピー衝撃試験片を３本採取し、シャルピー衝撃試験に供した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２４２：２００５に準拠して行った。試験は、－４０℃にて実施し、３本の試験片の吸収エネルギーの平均値が１００Ｊ以上となるものを「合格」とし、中でも３本の試験片の吸収エネルギーのそれぞれの値が全て１００Ｊ以上となるものを「合格／優」、それ以外を「合格／可」とし、一方、３本の試験片の吸収エネルギーの平均値が１００Ｊを下回るものを「不合格」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５から、本発明で規定する化学組成を満足する符号Ａ～Ｈを用いて得られた試験体は、裏面側のビードが十分に形成し、かつ形状も良好であることがわかる。さらに、溶接熱影響部の衝撃特性も良好であることがわかる。また、試験体Ａ３とＡ４およびＢ３とＢ４から、裏面側の算術平均粗さＲａが好ましい範囲を満足すると、裏面側ビードの形成能と形状により優れることがわかる。
　それに対し、符号Ｊを用いた試験体Ｊ１は、Ｆｎ１が下限値を下回った。そのため、板厚方向の溶融が十分ではなく、目標とする裏面側ビードの形成能が得られなかった。符号Ｋを用いた試験体Ｋ１は、Ｆｎ１が上限値を上回った。そのため、溶融金属の垂れ下がりが著しく、裏面側ビードの高さが高くなり、所望するビード形状を得ることができなかった。
　また、符号Ｉを用いた試験体Ｉ２は、Ｆｎ２が上限値を上回った。そのため、溶接熱影響部でフェライト相の脆化が顕著となり、衝撃特性が目標を満足しなかった。符号ＬおよびＭを用いた試験体Ｌ２およびＭ２は、それぞれＳとＳｎの含有量が本発明で規定する範囲を超えた。そのため、溶接熱影響部の衝撃特性が目標を満足しなかった。
　表６に示す化学組成を有する鋼種Ｎ～Ｗの材料を溶解して鋳込んだインゴットを製造した。その後、上述した実施例１と同様、鋼管の工程を模擬し、以下の工程を行った。具体的には、熱間鍛造、および熱間圧延により、厚さ１２ｍｍに調整した。続いて、酸洗により表面に形成したスケールを除去した。この際、符号ＶおよびＷを除く全ての鋼種で、算術平均粗さＲａは、約１５μｍであった。なお、符号ＶおよびＷは、それぞれＳおよびＣａを所定の範囲より過剰に多量に含有したため、熱間加工時に深い表面疵が生じたため、以降の工程、試験は実施しなかった。
　続いて、一部については、途中に軟化熱処理を行いながら、冷間圧延により、厚さ３ｍｍとした。熱間圧延後および冷間圧延後の素材に、１０００℃で１０分保持後、水冷する、固溶化熱処理を行った。これらの素材から幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの板材を機械加工により切り出し、試験材とした。
　厚さ３ｍｍの試験材については、鋼管の内面側を模擬し、片面にショットピーニングを行った。そして、ショットピーニングした板材表面の幅方向の算術平均粗さを接触式粗さ計により測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　厚さ３ｍｍの試験材の長さ方向端面には、実施例１と同様、図１に示す開先加工を施した二つの試験材を、端面同士で突合せ、自動ガスタングステンアーク溶接により初層溶接した。なお、溶接に際しては、表３に示す化学組成を有する外径１．０ｍｍの溶加材を用い、初層溶接を行い、溶接継手を得た。溶接の際の入熱は、約５ｋＪ／ｃｍとし、シールドガスおよびバックシールドガスにはＡｒを用い、流量を１０Ｌ／分とした。得られた溶接継手について、実施例１と同様の基準で評価した。
　厚さ１２ｍｍの場合についても、実施例１と同様、一対の鋼板の長手方向に図２に示す開先加工を施し、突合せ、自動ガスタングステンアーク溶接により開先内に積層溶接した。溶接には、表４に示す化学組成を有する外径１．２ｍｍの溶加材を用いた。入熱を約９～１２ｋＪ／ｃｍ、および約１５～２０ｋＪ／ｃｍとした。また、シールドガスおよびバックシールドガスにはＡｒを用い、流量を１０Ｌ／分とした。なお、入熱約１５～２０ｋＪ／ｃｍの試験には、表１に示した符号ＡおよびＢの鋼板も使用した。このため、表８の符号ＡおよびＢは、表１の符号ＡおよびＢに対応する。
各溶接継手について、後述する評価を行った。
　得られた溶接継手から、実施例１と同様の条件で、シャルピー衝撃試験を行った。また、実施例１と同様の手順で、吸収エネルギーを求め、評価を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８から、符号Ａ～Ｈは、本発明で規定する化学組成を満足するため、これらを用いて得られた試験体は、裏面側のビードが十分に形成し、かつ形状も良好であることがわかる。さらに、溶接熱影響部の衝撃特性も良好であることがわかる。また、ＳおよびＣａの含有量が本発明範囲を満足し、かつＣａ／Ｓが所定の範囲を満足する場合、広い溶接条件範囲にて、良好な溶接熱影響部の衝撃特性が得られることがわかる。
　本発明によれば、突合せ溶接時に適正な形状の内面側ビードが安定して形成するとともに、良好な溶接熱影響部の靱性が得られる二相ステンレス鋼管を提供することができる。これらの二相ステンレス鋼管は、石油化学プラントおよび海水処理プラントにおける熱交換器用配管、自動車に搭載される燃料噴射管として、好適に用いることができる。

 

Claims (6)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．００８～０．０３０％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．７０％、
    　Ｍｎ：０．８０～２．６０％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｏ：０．０００４～０．０１５０％、
    　Ｓｎ：０．０００１％以上０．０１００％未満、
    　Ｃｕ：０．１０～２．５０％、
    　Ｎｉ：２．５０％超５．５０％以下、
    　Ｃｒ：２１．５～２５．５％、
    　Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
    　Ｎ：０．０５０～０．２００％、
    　Ａｌ：０．２００％以下、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０～０．８０％、
    　Ｗ：０～０．８０％、
    　Ｔｉ：０～０．４０％、
    　Ｖ：０～０．４０％、
    　Ｎｂ：０～０．４０％、
    　Ｔａ：０～０．４０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．０８００％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（ｉ）式で表されるＦｎ１が０．００４０～０．０９００であり、
    　下記（ii）式で表されるＦｎ２が０．０１８０以下である、二相ステンレス鋼管。
    　Ｆｎ１＝４Ｓ＋８Ｏ＋Ｓｎ　　・・・（ｉ）
    　Ｆｎ２＝４Ｓ＋Ｓｎ　　・・・（ii）
    　但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１２～０．０２０％、
    　Ｓｉ：０．２０～０．６０％、
    　Ｍｎ：１．７０～２．３０％、
    　Ｐ：０．０２８％以下、
    　Ｓ：０．０００１～０．００１５％、
    　Ｃｕ：０．２５～２．００％、
    　Ｎｉ：３．５０～４．５０％、
    　Ｃｒ：２２．５～２４．５％、
    　Ｍｏ：０．２０～０．４０％、
    　Ｎ：０．１００～０．１８０％、
    　Ａｌ：０．０２０％以下、を含有し、
    　前記Ｆｎ１が０．００５０～０．０８００であり、
    　前記Ｆｎ２が０．０１４０以下である、請求項１に記載の二相ステンレス鋼管。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００５～０．０１００％を含有し、
    　Ｃａ含有量とＳ含有量との比であるＣａ／Ｓが、１．０～４０．０である、請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼管。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｏ：０．０１～０．８０％、
    　Ｗ：０．０１～０．８０％、
    　Ｔｉ：０．０１～０．４０％、
    　Ｖ：０．０１～０．４０％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．４０％、
    　Ｔａ：０．０１～０．４０％、
    　Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
    　Ｂ：０．０００２～０．０１００％、および
    　ＲＥＭ：０．０００５～０．０８００％、
    　から選択される一種以上を含有する、請求項１～３のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管。
  5. 　前記二相ステンレス鋼管内面側において、管の長手方向の算術平均粗さＲａが、９．０μｍ以下である、請求項１～４のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管を用いた溶接継手。

     
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