JP3303647B2 - 耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性とに優れた溶接鋼管 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、湿潤硫化水素環境
や湿潤炭酸ガス環境に曝される原油輸送用ラインパイプ
や石油精製装置用圧力配管等に長期間、安定して使用し
うる耐水素誘起割れ性、耐硫化物応力割れ性および耐炭
酸ガス腐食性のいずれにも優れた溶接鋼管に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】図１は、原油あるいはガスの採掘、輸送
および精製時に遭遇する環境において発生する問題、お
よびそれらに対処するため溶接鋼管母材である鋼板に対
してとってきた従来の対策をまとめた図面である。同図
に即して、従来の技術の説明を行う。

【０００３】硫化水素を含む原油あるいはガスを輸送す
るラインパイプ、または硫化水素を含む原油あるいはガ
スを精製する槽塔類に用いられる配管では水素誘起割れ
（以下、ＨＩＣ：Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ
Ｃｒａｃｋｉｎｇ：という）あるいは硫化物応力割れ
（以下、ＳＳＣ：Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒ
ａｃｋｉｎｇ：と称する）が問題となる。

【０００４】ＨＩＣとは外部応力のない状態で鋼材に生
じる割れであり、ＳＳＣは静的な応力下で起きる割れで
ある。ＨＩＣおよびＳＳＣは、どちらも湿潤硫化水素環
境（サワー環境という）で鋼が腐食したときに発生する
水素が鋼中に侵入することによって起きる割れまたは損
傷である。耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の両者を合わせ
た性能を、耐サワー性という。

【０００５】サワー環境でのＨＩＣおよびＳＳＣの抑制
方法として、以下のものが知られている。

【０００６】・Ｃｕ添加による水素の鋼への侵入抑制。

【０００７】・Ｃａ添加による硫化物の形態制御、すな
わち硫化物の割れの起点としての作用抑制（特公昭６０
−３５９８２号公報）。

【０００８】・中心偏析部での高いＨＩＣおよびＳＳＣ
感受性低減のための偏析軽減、すなわち拡散焼鈍による
連続鋳造スラブ中心偏析部でのＭｎおよびＰの偏析軽
減。

【０００９】・制御圧延および圧延後の加速冷却による
硬化組織の生成防止（特公昭６３−１３６９号公報）。

【００１０】・高強度化と耐ＨＩＣ性維持のための、中
心偏析を軽減するＭｎ低減およびＣｒ増量（特公平２−
５０９６７号公報および特公平３−６８１０１号公
報）。

【００１１】これらの耐サワー性の改善が行われる一方
で、良質な石油資源の枯渇に伴い、過酷な環境の油田お
よびガス田の開発が進められたため、従来よりもｐＨが
低く、かつ硫化水素圧力の高い環境（この場合も、同じ
ようにサワー環境という）での使用に耐える鋼管の要求
が増大することとなった。

【００１２】さらに、耐サワー性と同時に、または耐サ
ワー性とは関係なく、炭酸ガス腐食に対する抵抗性が高
い鋼が望まれるようになってきた。この要求に応えた耐
炭酸ガス腐食性の高い鋼材として、Ｃｒを高めた低合金
鋼が開示されている（特開平３−１１００７１号公報お
よび特開平４−３４１５４０号公報）。とくに、特開平
３−１１００７１号公報には、母材のＣｒを制限するだ
けでなく溶接金属のＣｒも母材のＣｒに対して一定量以
上とする溶接鋼管自体の発明が提示されている。

【００１３】しかしながら、Ｃｒの増量は、湿潤炭酸ガ
ス環境での腐食を抑制するが、低ｐＨの湿潤硫化水素環
境での腐食に対しては促進する作用がある。とくに溶接
金属の腐食速度および局部腐食深さは大きくなる。した
がって、低ｐＨの硫化水素環境ではむしろＣｒを低減す
るほうが腐食を抑制するうえで好ましい。

【００１４】本説明において、合金元素の“量”という
とき、その合金元素の“濃度”をさし、両者をとくべつ
区別せずに用いる。また、合金元素そのもの、たとえば
Ｃｒというとき、Ｃｒ量あるいはＣｒ濃度をさす場合が
ある。

【００１５】特開平７−２１６５００号公報は、低ｐＨ
の硫化水素環境も含めたサワー環境および炭酸ガス環境
のいずれにも使用可能なＸ８０級の強度（ＡＰＩ (米国
石油協会) 規格：規格下限の降伏強さ８０ｋｓｉ＝５５
１ＭＰａ）をカバーする溶接鋼管母材として、低Ｃ−低
Ｍｎ−低Ｃｒ−微量Ｔｉ−中Ｎからなるフェライト−ベ
イナイト２相組織鋼を、提示している。しかし、これは
鋼管母材の鋼板に対する発明であって、溶接鋼管自体に
対する発明ではない。

【００１６】径が１６インチを超えるような大径管は一
般的には溶接鋼管であり、とくに２４インチを超えるよ
うな大径鋼管は、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）によ
って溶接される。ＳＡＷ溶接鋼管全体の、低ｐＨの硫化
水素も含めた環境での耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性の
両者を同時に考慮した技術は開示されていない。とく
に、Ｘ８０級以上の、耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性と
を同時に備えた溶接鋼管の発明は見あたらない。

【００１７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、低ｐＨの硫
化水素も含めたサワー環境での耐ＨＩＣ性および耐ＳＳ
Ｃ性に優れ、同時に耐炭酸ガス腐食性も備えた溶接鋼
管、とくにＸ８０級高強度溶接鋼管を提供することを目
的とする。

【００１８】各性能の具体的な目標は下記のとおりであ
る。なお、溶接部とは、溶接金属を指し、溶接熱影響部
（ＨＡＺ）は、その硬さおよび組織が母材の化学組成で
ほぼ決まるので、母材として取り扱う。ただし、“フェ
ライトとベイナイトの２相組織の母材”というときは、
溶接熱影響部（ＨＡＺ：Heat Affected Zone）を除いた
母材を指す。ＨＡＺでは溶接の熱サイクルを受けて、
“フェライトとベイナイトの２相組織”でなくなるから
である。

【００１９】（a-1 ）母材の耐ＨＩＣ性：割れ破面率
（ＣＡＲ：Ｃｒａｃｋ Ａｒｅａ Ｒａｔｉｏ）２％以
下。

【００２０】ただし、ＣＡＲ＝（ＨＩＣ面積）／（試験
片幅×試験片長さ）である。

【００２１】（a-2 ）母材および溶接部の耐ＳＳＣ性：
「ＳＳＣを発生しない最大応力である割れ発生限界応力
σ_th」を実降伏強さの８０％以上とする。割れ発生限界
応力における「実降伏強さ」とは、母材の実際の降伏強
さのことをいう。

【００２２】（a-3 ）母材および溶接部の耐炭酸ガス腐
食性：無対策材に比べて、１／２以下の腐食速度とす
る。

【００２３】（a-4 ）強度レベル：とくに降伏強さの下
限を限定する後記する〔発明３〕および〔発明４〕の場
合、Ｘ８０級（溶接鋼管として、降伏強さ５５１ＭＰa
以上）とする。

【００２４】ただし、〔発明１〕および〔発明２〕の場
合には、強度はとくに限定しない。

【００２５】なお、〔発明３〕は〔発明１〕の、また、
〔発明４〕は〔発明２〕の限定した実施の態様の一例で
ある。

【００２６】

【課題を解決するための手段】従来からある知見および
本発明者が今回新たに確認することができた課題解決手
段は、下記のようにまとめられる。

【００２７】(a) 低ｐＨの硫化水素環境下でのＳＡＷ溶
接部の腐食速度を低下させることを通じてＳＡＷ溶接部
のσ_thを向上させるために、溶接金属のＣｒ量を一定範
囲以下とする。

【００２８】図２は、低ｐＨの硫化水素環境であるＮＡ
ＣＥ ＴＭ０１７７浴中での母材の腐食速度に及ぼす母
材のＣｒ量の影響を表す図面である。同図において母材
のＣｒ量の増大につれて腐食速度が増大していることが
分かる。

【００２９】また、図３は溶接金属における選択腐食深
さに及ぼす溶接金属のＣｒ量および（Ｃｕ＋Ｎｉ）含有
の影響を表す図面である。溶接金属のＣｒの増大に伴い
選択腐食深さも増大することは明白である。また、Ｃｕ
とＮｉを含有させることにより溶接部の選択腐食は抑制
されることも分かる。後記するように、選択腐食深さが
増大することにより、耐ＳＳＣ性が劣化する。したがっ
て、つぎに述べる耐炭酸ガス腐食性を劣化させない範囲
で溶接金属のＣｒは低くしなければならない。

【００３０】(b) 上記(a) に記載したＣｒを低下した溶
接金属の炭酸ガス環境下での腐食を防止するために、溶
接金属のＣｕとＮｉを適正量増加する。

【００３１】図４は、湿潤炭酸ガス環境での母材の腐食
速度に及ぼす母材のＣｒ量およびＣｕとＮｉの影響を表
す図面である。同図によれば、母材のＣｒが０．２％以
下で、ＣｕとＮｉがともにゼロの場合、腐食速度はきわ
めて高いものになる。これに対して、たとえ母材のＣｒ
が０．２％以下であっても、ＣｕとＮｉが適正量含まれ
ていれば、その腐食速度は母材のＣｒがゼロで、Ｃｕと
Ｎｉがいずれもゼロのものに比較して、その腐食速度を
確実に１／２以下にすることができる。

【００３２】また、図５は湿潤炭酸ガス中での溶接金属
の選択腐食深さに及ぼす［溶接金属のＣｒ量−母材のＣ
ｒ量］の影響を表す図面である。母材に比べて溶接金属
のＣｒが少ないほど（横軸がマイナス側ほど）、選択腐
食深さは大きくなるが、溶接金属にＣｕとＮｉが適正量
含まれているときには、サワー環境中と同様に選択腐食
深さは抑制される。

【００３３】(c) 上記の発明をＸ８０級以上の高強度鋼
に適用する場合、母材の耐サワー性の維持のため、Ｍｎ
はむしろ低下させて連続鋳造スラブの中心偏析を軽減す
る。Ｍｎ低下による強度低下をＣの適正量によって補う
ことによって、耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性を同時に
満足させる化学組成とする。これらの化学組成の調整を
おこなった鋼に対して、制御圧延と加速冷却を組み合わ
せた製造方法を適用することによりフェライトとベイナ
イトの２相組織とする。これらの化学組成と組織を同時
に満たすことにより、Ｘ８０級以上の強度を得て同時
に、耐サワー性および耐炭酸ガス腐食性を十分なものと
することができる。

【００３４】(d) 高強度鋼の場合、鋼の焼入性は必然的
に高まるので、ＨＡＺの硬さが高くなり耐ＳＳＣ性が劣
化するのでＨＡＺ硬さを低減する対策を付加する必要が
ある。

【００３５】この目的のためにＴｉ、より好ましくはＴ
ｉとＮを適正量添加して、ＨＡＺ組織を微細化し硬さ上
昇を抑制して溶接部のσ_ｔｈを実降伏強さの８０％以上
とする。

【００３６】図６は、これらを総合した溶接鋼管の母材
および溶接金属における本発明の要旨をまとめた図面で
ある。同図において、ＨＡＺに関する対策は、母材に対
する対策として挙げてある。

【００３７】これらのことを確認する実験に用いた低ｐ
Ｈのサワー環境としては、現在最も厳しい試験浴である
ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７浴と呼ばれる、〔１気圧の硫化
水素を飽和させた２５℃の０．５％酢酸＋５％食塩水溶
液〕とした。判定基準は、「耐ＨＩＣ性に関してはＣＡ
Ｒ２％以下」、また「耐ＳＳＣ性に関してはＮＡＣＥＴ
Ｍ０１７７浴中で実降伏強さの８０％以上の割れ発生限
界応力σ_th」を示すものを合格とした。後者は、従来
は、規格最小降伏強さ（ＳＭＹＳ：Ｓｐｅｃｉｆｉｅｄ
Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）の
８０％以上とされていた。通常、溶接部よりも鋼管母材
のほうが強度は低いので、実降伏強さとしては、溶接鋼
管母材の降伏強さを採用する。母材の降伏強さは規格最
小降伏強さより高い値であることはいうまでもない。

【００３８】本発明は上記の改良を総合したもので、下
記の化学組成および組織からなるＸ８０級の溶接鋼管を
要旨とする。

【００３９】（１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：
０．２〜１％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．７
％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０
〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５
〜０．１％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を
含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物の化学組成を有する
母材と、母材のＣｒに対してそのＣｒが下記の（イ）ま
たは（ロ）の範囲にある溶接金属とからなることを特徴
とする耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性とに優れた溶接鋼
管（〔発明１〕とする）。

【００４０】Ｃｒ^Ｏを母材のＣｒ量とし、Ｃｒ^Ｗを溶接
金属のＣｒ量とするとき、 （イ）Ｃｒ^Ｏが０．４％超え１％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）≦（１／２）×Ｃｒ^Ｏ（％） （ロ）Ｃｒ^Ｏが０．２％以上０．４％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）＜Ｃｒ^Ｏ（％）−０．２ （２）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．２〜１
％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．７％、Ｍｏ：
０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．１
％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含み残部
Ｆｅおよび不可避的不純物の化学組成を有する母材と、
母材のＣｒおよびＣｕとＮｉの和に対してそのＣｒおよ
びＣｕとＮｉの和が下記（イ）または（ロ）の範囲にあ
る溶接金属とからなることを特徴とする耐サワー性と耐
炭酸ガス腐食性とに優れた溶接鋼管（〔発明２〕とす
る）。

【００４１】Ｃｒ^Ｏ、Ｃｕ^ＯおよびＮｉ^Ｏを、母材のＣ
ｒ量、Ｃｕ量およびＮｉ量とし、Ｃｒ^Ｗ、Ｃｕ^Ｗおよび
Ｎｉ^Ｗを、溶接金属のＣｒ量、Ｃｕ量およびＮｉ量とす
るとき、 （イ）Ｃｒ^Ｏが０．４％超え１％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）≦（１／２）×Ｃｒ^Ｏ（％） Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋（１／１０）×｛Ｃｒ
^Ｏ（％）−Ｃｒ^Ｗ（％）｝ ≦Ｃｕ^Ｗ（％）＋Ｎｉ^Ｗ（％） ≦Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋０．５ （ロ）Ｃｒ^Ｏが０．２％以上０．４％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）＜Ｃｒ^Ｏ（％）−０．２ Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋（１／１０）×｛Ｃｒ
^Ｏ（％）−Ｃｒ^Ｗ（％）｝ ≦Ｃｕ^Ｗ（％）＋Ｎｉ^Ｗ（％） ≦Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋０．５ （３）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．３％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．
２〜１％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．７％、
Ｍｏ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜
０．１％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含
み残部Ｆｅおよび不可避的不純物の化学組成を有し、フ
ェライトとベイナイトの２相組織からなる母材と、母材
のＣｒに対してそのＣｒが下記の（イ）または（ロ）の
範囲にある溶接金属とからなり、降伏強さ５５１ＭＰａ
以上であることを特徴とする耐サワー性と耐炭酸ガス腐
食性とに優れた溶接鋼管（〔発明３〕とする）。

【００４２】Ｃｒ^Ｏを母材のＣｒ量とし、Ｃｒ^Ｗを溶接
金属のＣｒ量とするとき、 （イ）Ｃｒ^Ｏが０．４％超え１％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）≦（１／２）×Ｃｒ^Ｏ（％） （ロ）Ｃｒ^Ｏが０．２％以上０．４％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）＜Ｃｒ^Ｏ（％）−０．２ （４）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．３％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．
２〜１％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．７％、
Ｍｏ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜
０．１％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含
み残部Ｆｅおよび不可避的不純物の化学組成を有し、フ
ェライトとベイナイトの２相組織からなる母材と、母材
のＣｒおよびＣｕとＮｉの和に対してそのＣｒおよびＣ
ｕとＮｉの和が下記の（イ）または（ロ）の範囲にある
溶接金属とからなり、降伏強さ５５１ＭＰａ以上である
ことを特徴とする耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性とに優
れた溶接鋼管（〔発明４〕とする）。

【００４３】Ｃｒ⁰ 、Ｃｕ⁰ およびＮｉ⁰ を母材のＣｒ
量、Ｃｕ量およびＮｉ量とし、Ｃｒ^W 、Ｃｕ^W およびＮ
ｉ^W を溶接金属のＣｒ量、Ｃｕ量およびＮｉ量とすると
き、 （イ）Ｃｒ⁰ が０．４％超え１％以下の場合： Ｃｒ^W （％）≦（１／２）×Ｃｒ⁰ （％）Ｃｕ
⁰ （％）＋Ｎｉ⁰ （％）＋（１／１０）×｛Ｃｒ
⁰ （％）−Ｃｒ^W （％）｝≦Ｃｕ^W （％）＋Ｎｉ
^W （％）≦Ｃｕ⁰ （％）＋Ｎｉ⁰ （％）＋０．５ （ロ）Ｃｒ⁰ が０．２％以上０．４％以下の場合： Ｃｒ^W （％）＜Ｃｒ⁰ （％）−０．２ Ｃｕ⁰ （％）＋Ｎｉ⁰ （％）＋（１／１０）×｛Ｃｒ
⁰ （％）−Ｃｒ^W （％）｝≦Ｃｕ^W （％）＋Ｎｉ
^W （％）≦Ｃｕ⁰ （％）＋Ｎｉ⁰ （％）＋０．５ 上記の「溶接金属」は、大径管のいわゆる縦シーム溶接
部（シングルシームおよびダブルシーム）に限らず、ス
パイラル溶接部、またはこれら溶接管どうしの接合部で
ある円周溶接部にも適用される。また、“フェライトと
ベイナイトの２相組織の母材”とは、ＨＡＺを除いた母
材を指す。

【００４４】図７は本発明（〔発明１〕、〔発明２〕、
〔発明３〕および〔発明４〕）における溶接金属のＣｒ
量（Ｃｒ^W ）と母材のＣｒ量（Ｃｒ⁰ ）の範囲を表す図
面である。同図において、１の範囲が本発明の範囲を表
す。母材のＣｒ量と溶接金属のＣｒ量の差、［Ｃｒ
⁰ （％）−Ｃｒ^W （％）］は、母材のＣｒが１％であ
り、かつ溶接金属のＣｒがゼロのとき最大となり、最大
値は１％であり、また最小となるのは母材のＣｒが０．
４％、かつ溶接金属のＣｒが０．２％のときで、最小値
は０．２％である。

【００４５】Ｃｒ以外のそのほかの溶接金属の合金元素
については、ＣａとＳを除いて母材に対して設定された
化学組成の範囲内にあるのが望ましい。耐食性等は母材
と溶接金属とにかかわらず化学組成できまるからであ
る。ただし、Ｃ量のみは、母材に対して設定された範囲
内にありながら母材に比べて低めにすることが望まし
い。

【００４６】Ｃａは溶接中に酸化して溶接金属中に留ま
る量は溶接材料のそれよりも少なくなり、一般に母材よ
り低くなる傾向がある。しかし後記するように溶接金属
中のＳは、たとえばＭｎＳを形成しても母材中のＭｎＳ
のように圧延により展伸しないために耐ＨＩＣ性を劣化
させる程度が小さいので、溶接金属中のＣａ量は母材に
対して設定された範囲より低くてもよい。

【００４７】Ｓも同様な理由により、溶接金属中でＭｎ
Ｓを形成しても圧延されることがないので、耐ＨＩＣを
劣化させる程度は小さく、母材に対して設定された範囲
より多くてもよい。

【００４８】図８は〔発明２〕および〔発明４〕におけ
る［（Ｃｕ^W ＋Ｎｉ^W ）（％）］と［（Ｃｕ⁰ ＋Ｎ
ｉ⁰ ）（％）］との範囲を表す図面である。溶接金属の
ＣｕとＮｉの和が母材に比べて多い量の上限は０．５％
である（図７の直線１２）。しかし、下限は溶接金属お
よび母材のＣｒがともに決まらないと決まらない。上記
の図７で述べた溶接金属と母材のＣｒの差の最大値と最
小値をもとにすると、（１／１０）×［Ｃｒ⁰ （％）−
Ｃｒ^W （％）］は、最大値が０．１％であり、最小値が
０．０２％となる。したがって、溶接金属のＣｕとＮｉ
の和の下限は、図８に示すように、最大の場合、直線１
３となり、最小の場合、直線１４となる。

【００４９】ＣｒおよびＣｕ＋Ｎｉ以外のそのほかの溶
接金属中の合金元素については、〔発明１〕および〔発
明３〕と同様である。

【００５０】

【発明の実施の形態】

１．鋼管母材の化学組成 以下の説明で、「％」は「重量％」を表示する。

【００５１】Ｃ：〔発明１〕および〔発明２〕の場合、
Ｃは、強度を確保するために０．０２％以上添加しなけ
ればならない。しかし、０．１５％を超えると中心偏析
が著しく生じ溶接部の耐ＳＳＣ性が損なわれるので０．
１５％以下とする。〔発明３〕および〔発明４〕のＸ８
０級以上の高強度鋼管に対しては、Ｃはより狭く制限す
ることが必要である。０．０３％未満とすると、後記す
る製造方法を駆使しても必要な降伏強さが得られない
が、０．０７％を超えるとＨＡＺの硬さが上昇し、ＨＡ
Ｚ最外線近傍においてパーライトバンドが生成して耐Ｓ
ＳＣ性が低下するので、０．０３〜０．０７％とする。
〔発明３〕および〔発明４〕において、適切な強度と良
好な耐ＳＳＣ性のバランスをほど良く得るには、さらに
０．０４〜０．０６％とすることが望ましい。

【００５２】Ｓｉ：Ｓｉは製鋼時に脱酸剤として使用す
るが、０．０１％未満では脱酸が十分に行われず、後記
するＡｌの歩留まりを低下させるが、０．５％を超える
と靭性が劣化するので０．０１〜０．５％とする。

【００５３】Ｍｎ：〔発明１〕および〔発明２〕におい
て、Ｍｎは安価に高強度を得るのに有効である。０．１
％未満では必要な降伏強さを得ることができないが、２
％を超えると中心偏析がいちじるしく生じ、かつＨＡＺ
が著しく硬化して耐ＳＳＣ性が損なわれるので０．１〜
２％とする。

【００５４】〔発明３〕および〔発明４〕では、このＭ
ｎ量をさらに限定する。Ｘ８０級の降伏強さを確保する
には０．７％以上必要である。しかし、１．３％を超え
て多くすると、上記したように中心偏析部でＭｎとＰの
共偏析による異常組織（硬化組織）を生じて耐ＨＩＣ性
および耐ＳＳＣ性が劣化するので０．７〜１．３％とす
る。

【００５５】Ｐ：Ｐは低いことが好ましい。しかしＰを
低減するにはコスト上昇を伴うので、性能劣化が著しく
ない範囲以下とする。０．０１５％を超えると連続鋳造
スラブの中心部にＭｎと共に濃厚偏析し、異常組織を生
じて耐ＨＩＣ性を著しく劣化するので０．０１５％以下
としなければならない。

【００５６】Ｓ：Ｓは低いことが望ましい。しかしＳを
低下することもコスト上昇を伴うので、許容範囲以下と
する。０．００２％を超えるとＣａによる硫化物の形状
制御を行っても、中心偏析部ではＭｎＳを生成し、耐Ｈ
ＩＣ性が損なわれるので０．００２％以下とする。

【００５７】Ｃｒ：耐炭酸ガス腐食性を高めるため、お
よびＸ８０級の降伏強さを確保して良好な耐ＳＳＣ性を
得るために０．２％以上必要である。しかし１％を超え
ると母材の耐ＳＳＣ性が劣化するため、０．２〜１％と
する。さらに高い母材強度、例えばＸ８０級以上の強度
および耐ＳＳＣ性と耐炭酸ガス腐食性を同時に確保する
には、０．４〜０．７％とすることが望ましい。

【００５８】Ｃｕ：Ｃｕは添加しなくてもよい。しか
し、Ｃｕは耐炭酸ガス腐食性を高めることができ、同時
に水素の侵入を防止して耐ＨＩＣ性および低ｐＨの硫化
水素環境下での耐ＳＳＣ性を向上させるので、これらの
性能をさらに向上させる場合には添加する。しかし、添
加する場合でも０．５％を超えると、連続鋳造スラブの
表面に亀甲状の割れを発生し、製品歩留まりを著しく低
下するので、０．５％以下とする。

【００５９】Ｎｉ：Ｎｉは添加しなくてもよい。しか
し、Ｎｉは靭性を高め、同時に耐炭酸ガス腐食性を高め
るので、これら性能をとくに向上させる場合には添加す
る。しかし、０．７％を超えると、耐ＳＳＣ性および耐
ＨＩＣ性能を劣化させるので、添加するとしても０．７
％以下とする。靭性をより向上し耐ＳＳＣ性および耐Ｈ
ＩＣ性を劣化させない範囲としては、０．２〜０．５％
が望ましい。

【００６０】Ｍｏ：Ｍｏは添加しなくてもよい。しか
し、添加することにより、強度および靭性を向上させ、
また、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７浴のようにｐＨの低い環
境ではＮｉとの相乗作用で水素侵入を抑制して耐ＨＩＣ
性を向上させるので、これら性能をさらに向上させる場
合には添加する。添加する場合でも０．３％を超えると
靭性および溶接部の耐ＳＳＣ性が低下するので、０．３
％以下とする。より良好な強度および靭性を確保し、溶
接部の耐ＳＳＣ性を維持するには、０．０５〜０．１５
％とするのが望ましい。

【００６１】Ｎｂ：Ｎｂは添加しなくてもよい。しか
し、Ｎｂは細粒化と炭化物の析出により、強度および靭
性を向上させ、また、細粒化によって耐ＳＳＣ性を向上
させるので、これらをさらに向上させる場合には添加す
る。しかし、添加する場合でも、０．１％を超えるとか
えって靭性の著しい低下を招くので、０．１％以下とす
る。より良好な強度靭性バランスを保つには、０．０２
〜０．０５％とするのが望ましい。

【００６２】Ｖ：Ｖは添加しなくてもよい。しかし、Ｖ
はＮｂと同様に細粒化と炭化物析出により強度および靭
性を向上させ、かつ細粒化によって耐ＳＳＣ性を向上さ
せる。したがって、これら性能をさらに向上させる場合
には添加する。しかし、添加する場合でも、０．１％を
超えると、靭性の著しい低下を招くので、０．１％以下
とする。より適度の強度靭性バランスを得るには、０．
０２〜０．０７％とするのが望ましい。

【００６３】Ａｌ：Ａｌは製鋼時の脱酸剤として有効で
ある。０．００５％未満では脱酸が十分行われず、連続
鋳造の凝固の際ピンホールを生成するので、０．００５
％以上とする。しかし、０．１％を超えると、鋼の清浄
度および靭性が劣化するので、０．００５〜０．１％と
する。ピンホールの発生を抑制し、良好な靭性を得るに
は０．０１〜０．０３％とするのが望ましい。

【００６４】Ｃａ：Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御
するのに有効な元素であるが、０．０００５％未満では
圧延により延伸するＭｎＳを生成し、耐ＨＩＣ性が損な
われるので０．０００５％以上とする。しかし、０．０
０５％を超えると、過剰のＣａが酸化物の集合を形成し
て耐ＨＩＣ性を劣化するので０．０００５〜０．００５
％とする。より一層の耐ＨＩＣ性を得るには、０．００
１〜０．００３％とするのが望ましい。

【００６５】Ｔｉ：〔発明１〕および〔発明２〕におい
ては、Ｔｉは添加しなくてもよい。しかし、Ｎと結合し
ＴｉＮを析出することにより、ＨＡＺ硬さを低下させる
ので〔発明３〕および〔発明４〕の対象とするＸ８０級
の高強度鋼管のＨＡＺの硬さを抑制し耐ＳＳＣ性を高め
る効果があるので、〔発明３〕および〔発明４〕におい
ては０．００５％以上としなければならない。０．００
５％未満では明確な効果が得られないからである。しか
し、その含有量が０．０５％を超えると、高強度および
低強度の如何によらず母材および溶接部の靭性が劣化す
るので０．０５％以下とする。〔発明１〕〜〔発明４〕
において、靭性を確保したうえで十分な耐ＳＳＣ性を得
るには、０．０１〜０．０２％とするのが望ましい。

【００６６】Ｎ：Ｎについては、とくに制限しないが、
Ｔｉを添加する場合は、やや高め、例えば０．００４〜
０．０１％とし、またＴｉを添加しない場合はやや低
め、例えば０．００２〜０．００６％とするのが望まし
い。Ｔｉを添加する場合は、ＨＡＺの軟化を図るためＴ
ｉＮを積極的に生成させるためであり、Ｔｉを添加しな
い場合は、低強度鋼においてはＨＡＺはあまり硬化せ
ず、Ｎを低減してＨＡＺの固溶Ｎ量を低くしたほうが靭
性が向上するからである。

【００６７】２．母材の組織 〔発明１〕および〔発明２〕では、とくに母材の組織は
限定しない。〔発明３〕および〔発明４〕の場合は、つ
ぎのように母材の組織を限定する。Ｘ８０級以上の高強
度溶接鋼管の母材の組織は、“フェライトとベイナイト
の２相組織”、すなわち“フェライトとベイナイトが均
一に混合した組織”とする。このような組織とすること
により、優れた母材の耐ＨＩＣおよび耐ＳＳＣ性が確保
されるからである。このような組織は、上記の母材の化
学組成と後記する製造方法により製造しないと得られな
い。強度を高めるために合金元素を増量すると、“Ｃが
濃縮した残留オーステナイトの混じった組織”、“中心
偏析部の硬いマルテンサイト組織”、“ブロック状ベイ
ナイト組織”あるいは“パーライトの混じった組織”が
生じやすいが、このような組織では良好な耐ＨＩＣ性お
よび耐ＳＳＣ性を得られない。このような組織を避ける
ために後記する製造方法により溶接鋼管母材である鋼板
を製造する。ここで“ブロック状ベイナイト組織”と
は、初析フェライトがオーステナイト粒界から十分成長
した後、Ｃが濃縮したオーステナイトから生成するベイ
ナイトをいう。

【００６８】３．溶接金属 上記したように低ｐＨの硫化水素環境下では、Ｃｒ濃度
が高いほど母材および溶接金属ともに腐食速度は大き
い。また、Ｃｒ濃度および腐食環境によらず、一般的に
母材よりも溶接金属のほうが腐食速度は大きいので、同
一Ｃｒ量の溶接金属および母材が低ｐＨの湿潤硫化水素
に曝されるとき、溶接金属は母材に比べて選択的に腐食
される。このような腐食の不均衡が溶接金属の耐ＳＳＣ
性を劣化させるので、溶接金属に対して以下の成分制限
を行う（図６〜図８参照）。

【００６９】Ｃｒ： （イ）母材のＣｒ量（Ｃｒ⁰ ）が０．４％超え１％以下
の範囲にある場合、溶接金属のＣｒ量（Ｃｒ^W ）は
［（１／２）×Ｃｒ⁰ （％）］以下とする。溶接金属の
Ｃｒ量が［（１／２）×Ｃｒ⁰ （％）］を超えて母材の
Ｃｒ量に近づくか、等しくなるか、または母材のＣｒ量
を上回ると、図２および図３に示すように低ｐＨの硫化
水素環境下での母材および溶接金属の腐食が大となる。
その結果、溶接金属と母材の腐食速度の不均衡が生じる
と、溶接部の耐ＳＳＣ性が劣化して、溶接部の割れ発生
限界応力σ_thが実降伏強さの８０％以上とならない。

【００７０】溶接金属が低ｐＨの硫化水素環境下で良好
な耐食性および耐ＳＳＣ性をもちながら同時に、良好な
耐炭酸ガス腐食性をも備えるには、溶接金属のＣｒ量
（Ｃｒ^W ）を上記の範囲内で出来るだけ高くすることが
望ましい。例えば、母材のＣｒ量（Ｃｒ⁰ ）を０．４〜
０．７％とするとき、溶接金属のＣｒ量（Ｃｒ^W ）は、
［（１／２）×Ｃｒ⁰ （％）］以下を満たした上で、で
きるだけ高いこと、すなわち０．１５〜０．３％とする
ことが望ましい。

【００７１】（ロ）母材のＣｒ量（Ｃｒ⁰ ）が０．２％
以上０．４％以下の範囲にある場合、溶接金属のＣｒ量
（Ｃｒ^W ）は、［Ｃｒ⁰ （％）−０．２（％）］未満と
する。溶接金属のＣｒ量（Ｃｒ^W ）が、［Ｃｒ⁰ （％）
−０．２（％）］以上となり、母材のＣｒ量に近づく
か、等しくなるか、またはそれを超えると、低ｐＨの硫
化水素環境下での腐食速度の絶対値は小さいものの、上
記したように、溶接金属と母材の腐食速度の不均衡が生
じ、それが原因で溶接金属の耐ＳＳＣ性が劣化する。ま
た、上記したように、耐炭酸ガス腐食性も同時に備える
には、溶接金属のＣｒ量（Ｃｒ^W ）は［Ｃｒ⁰ （％）−
０．２（％）］未満であることを満足しつつ、できるだ
け高いことが望ましい。

【００７２】〔発明１〕および〔発明３〕においては、
上記した溶接金属のＣｒ量（Ｃｒ^W）のみ限定する。Ｃ
ｒ以外のほかの溶接金属の元素は、ＣａおよびＳを除い
て、〔発明１〕および〔発明３〕ともに母材に対して設
定された化学組成範囲と同じとすることが望ましい。た
だし、溶接金属のＣ量は母材の化学組成範囲内を満足し
ながら、母材よりも低めにするのがよい。急冷凝固した
溶接ままの状態においては、母材と同じＣ量では硬さが
高くなりすぎて耐ＳＳＣ性が劣化するからである。

【００７３】溶接金属のＣａは前述の理由により母材に
対して設定された範囲より低くてもよく、また溶接金属
のＳは母材に対して設定されたＳの範囲より高くてもよ
い。

【００７４】〔発明２〕および〔発明４〕においては、
上記したＣｒについての限定の他に、溶接金属の耐炭酸
ガス腐食性をさらに向上させるためにＣｕおよびＮｉに
ついてつぎのような限定をつけ加える。

【００７５】ＣｕおよびＮｉ：ＣｕおよびＮｉは、図４
に示すように耐炭酸ガス腐食性を向上させ、ｐＨの高い
湿潤硫化水素環境下では水素侵入を抑制して耐ＨＩＣ性
をも向上させる。また、溶接金属のＣｕおよびＮｉを母
材に比べて高くすることは、同時に低ｐＨの硫化水素環
境での耐ＳＳＣ性も向上させる効果がある。

【００７６】〔発明２〕および〔発明４〕においては、
溶接金属のＣｕおよびＮｉを適正量増加して耐炭酸ガス
腐食性を向上できるので、低ｐＨの硫化水素環境下での
耐サワー性を向上するために溶接金属のＣｒを十分下げ
られる利点もある。

【００７７】溶接金属のＣｕとＮｉの和（Ｃｕ^W ＋Ｎｉ
^W ）は、母材のそれ（Ｃｕ⁰ ＋Ｎｉ⁰ ）よりも［（１／
１０）×｛Ｃｒ⁰ （％）−Ｃｒ^W （％）｝］以上高くな
ければならない。それ未満の量では、溶接金属の耐炭酸
ガス腐食性は十分でなく、溶接金属が選択腐食を受け溶
接金属の耐ＳＳＣ性が劣化する。上記したように、この
量は溶接金属および母材のＣｒが両方とも決まらなけれ
ば決まらないが、最大値は０．１％であり（図８の直線
１３）最小値は０．０２％である（図８の直線１４）。
しかし、溶接金属のＣｕとＮｉの和（Ｃｕ^W ＋Ｎｉ^W ）
が、母材のそれ（Ｃｕ⁰ ＋Ｎｉ⁰ ）より０．５％（図８
の直線１２）を超えて多くなると、耐炭酸ガス腐食性が
飽和するばかりか、耐ＳＣＣ性が逆に低下するので、母
材のそれを超える量は０．５％以下とする。

【００７８】〔発明２〕または〔発明４〕においては、
それぞれ〔発明１〕または〔発明３〕のＣｒの限定につ
け加えて上記のＣｕおよびＮｉの限定を行う。そのほか
の元素は、〔発明１〕または〔発明３〕と同様である。

【００７９】４．母材の製造方法 以下において、〔発明３〕および〔発明４〕において、
溶接鋼管の素材である鋼板の組織を“フェライトとベイ
ナイトの２相組織”、すなわち“フェライトとベイナイ
トが均一に混合した組織”とし、降伏強さ５５１ＭＰa
以上を確保する方法について説明する。

【００８０】（１）圧延 スラブ加熱温度は１０５０〜１２５０℃とする。１０５
０℃未満では、炭化物が固溶せず粗大化したままなので
強度が上昇せず、また所定の圧延温度の確保が困難とな
る。一方、１２５０℃を超えると組織が粗くなり靭性が
確保できない。

【００８１】同時に、耐ＳＳＣ性も劣化するので、１２
５０℃以下とする。組織が微細なまま高強度を得るに
は、１１００〜１２００℃とするのが望ましい。

【００８２】スラブから溶接鋼管の素材である鋼板への
圧延は、９５０℃以下で５０％以上の圧下率（圧下率＝
〔（スラブ厚さ−鋼板厚さ）／スラブ厚さ〕）となるよ
うにする。９５０℃以下での圧下率が５０％未満では、
オーステナイト粒の再結晶による微細化が得られず、そ
の結果微細なフェライト粒が得られず、靭性および耐Ｓ
ＳＣ性が不十分となる。一層の耐ＳＳＣ性の向上を得る
には９５０℃以下での圧下率を６０％以上とするのが望
ましい。

【００８３】圧延の仕上げ温度はＡｒ₃ 点以上とする。
仕上げ温度がＡｒ₃ 点未満では、加速冷却の開始が、初
析フェライトが多量に生成したフェライトとオーステナ
イトの２相域の状態からとなり、“Ｃの濃縮した残留オ
ーステナイト組織”や“中心偏析部が硬いマルテンサイ
ト組織”や“ブロック状ベイナイト組織”となり耐サワ
ー性が低下する。このような硬化組織をより一層抑制す
るには〔Ａｒ₃ 点から３０℃以上高温〕で仕上げること
が望ましい。

【００８４】（２）加速冷却 加速冷却開始は、〔Ａｒ₃ 点から３０℃低い温度〕以上
からとする。〔Ａｒ₃点から３０℃低い温度〕よりも低
い温度から冷却を始めると、初析フェライトが多量に生
成したフェライトとオーステナイトの２相域からの冷却
となり、“Ｃの濃縮した残留オーステナイト組織”や
“中心偏析部が硬いマルテンサイト組織”や“ブロック
状ベイナイト組織”となり耐サワー性が低下する。この
ような組織の生成を中心偏析部においても一層抑制する
ためには、加速冷却開始温度はＡｒ₃ 点以上とするのが
望ましい。加速冷却開始温度の上限は圧延仕上げ温度と
する。

【００８５】加速冷却停止温度は、４００℃以上５５０
℃以下とする。５５０℃を超えると加速冷却時に未変態
のオーステナイトが残るので、偏析部にＣが濃縮し、母
材の耐ＳＳＣ性を損なうパーライト等に変態するので耐
ＨＩＣ性が低下する。４００℃未満では、硬化したブロ
ック状ベイナイトが生成しやすく母材の耐サワー性が低
下する。硬化組織をより完全に避けるには４５０℃以上
５００℃以下とすることが望ましい。

【００８６】加速冷却を停止した後は、放冷または徐冷
する。また、この後焼戻ししてもよいし、しなくてもよ
い。

【００８７】上記の条件で製造された溶接鋼管の母材で
ある鋼板は、厚鋼板でも、また熱延鋼板、すなわちいわ
ゆるホットコイルでもよい。ホットコイルの場合は、加
速冷却停止した後は巻取られ、コイルの状態で徐冷さ
れ、通常、焼戻しは行われない。ホットコイルは、厚鋼
板よりも幅が狭いので大径鋼管に加工し溶接する場合、
スパイラル溶接鋼管か、あるいはダブルシームの溶接鋼
管とする場合が多い。

【００８８】５．製管 上記の方法で製造された鋼板は、管状に加工を受けた
後、ＳＡＷによって溶接鋼管とされる。製管方法は、厚
鋼板に対してＵプレスおよびＯプレスを施し加工するＵ
Ｏ法、熱延鋼板をスパイラル状に溶接するスパイラル法
および狭幅の熱延鋼板または厚鋼板を加工したものを２
枚合わせ、２本の縦シームをもつ鋼管とするダブルシー
ム法のいずれでもよい。

【００８９】図９（ａ）は、溶接前の開先の形状を、ま
た、図９（ｂ）は、溶接後の溶接線垂直断面を表す図面
である。同図において、溶接金属２１は、溶接に際して
溶解した開先近傍の母材および溶接材料から移行した分
により構成されることが分かる。溶接材料から溶接金属
に移行した分を、とくに“溶着金属”という。ＨＡＺ２
２は、溶接による熱影響は受けるが、水素などの特殊な
元素を除いて、化学組成は母材２３の組成そのものであ
る。

【００９０】溶接金属のＣｒを母材に比べて低くするに
は、それに見合ったＣｒ濃度の溶接材料を用いなければ
ならない。ＳＡＷでは、溶接金属の元素量は、母材の寄
与が４割〜６割、また“溶着金属”の寄与が６割〜４割
となる。したがって、 〔溶接金属のＣｒ濃度（％）〕 ＝〔母材のＣｒ濃度（％）〕×（０．４〜０．６） ＋ 〔溶接材料のＣ ｒ濃度（％）〕×（０．６〜０．４）・・・・・・・・・・・（Ａ） なる式において、母材および溶接金属のＣｒ濃度を設定
すると、使用すべき溶接材料のＣｒ濃度を算出でき、使
用すべき溶接材料を選択することができる。すなわち、
母材と溶接材料の比重は同一とみてよいので、溶接金属
の４〜６割は母材から移行したものであり、また、溶接
金属の６〜４割は“溶着金属”である。Ｃｒあるいは後
記するＣｕおよびＮｉは溶接中に大気中に消失すること
がない。

【００９１】溶接金属のＣｕおよびＮｉを高めるには、
ＣｕおよびＮｉともに４〜６割が母材から、また６〜４
割が溶接材料から移行するとして、同様の方法により使
用すべき溶接材料のＣｕ量およびＮｉ量を算出し、適当
な規格の溶接材料を選定することができる。

【００９２】溶接鋼管の降伏強さは、溶接部を含んだ部
分の降伏強さをいうが、通常は溶接部は母材よりも高い
強度となるように溶接材料を選定するので、母材の降伏
強さを溶接鋼管の降伏強さとして採用する。〔発明３〕
および〔発明４〕では、降伏強さは５５１ＭＰａ（ＡＰ
Ｉ規格Ｘ８０の規格最小降伏強さ）以上でなければなら
ない。

【００９３】溶接の入熱は、大きいほうが溶接能率から
も、またＨＡＺの硬さ低減からも望ましいが、あまり大
きくし過ぎると、ＨＡＺの靭性が劣化するので、２０〜
１５０ｋＪ／ｃｍとするのがよい。

【００９４】上記はＳＡＷの場合の溶接鋼管のシーム溶
接の場合の説明である。溶接鋼管を使用する際には溶接
鋼管どうしを溶接する円周溶接を行わなければならな
い。円周溶接は通常、ガスメタルアーク溶接（ＧＭＡ
Ｗ）により行う。ＧＭＡＷは、通常、入熱１５〜５０ｋ
Ｊ／ｃｍで行うため、母材のとけ込みは小さいので上記
の（Ａ）式において、母材の寄与は０．３〜０．５（Ｓ
ＡＷでは０．４〜０．６）、溶接材料の寄与は０．７〜
０．５（ＳＡＷでは０．６〜０．４）として計算する。

【００９５】

【実施例】表１〜表４は、それぞれ〔発明１〕〜〔発明
４〕の実施の効果を示すために区分けした、溶接鋼管母
材の化学組成の一覧表である。すなわち、例えば、表１
は〔発明１〕の実施の効果を示すために用いた溶接鋼管
母材の一覧表である。

【００９６】表５は、これらの溶接鋼管母材を製造する
圧延および熱処理条件を示す一覧表である。比較例の鋼
Ｉは、母材の化学組成に関しては〔発明３〕の範囲内に
入るが、組織がフェライトとマルテンサイトの２相組織
であるので、母材組織に関して〔発明３〕の範囲外の母
材である。また、鋼Ａ〜鋼Ｅは組織は、フェライトとベ
イナイトの２相組織ではないものの、〔発明１〕におい
ては組織をとくに限定しないので、組織に関しては〔発
明１〕の範囲外のものではない。

【００９７】

【表１】

【００９８】

【表２】

【００９９】

【表３】

【０１００】

【表４】

【０１０１】

【表５】

【０１０２】表６〜表９は、ＵプレスおよびＯプレスを
経て突き合わされた上記の溶接鋼管母材のエッジ部を縦
シームＳＡＷする際に用いた溶接ワイヤの組成、ＳＡＷ
の結果形成された溶接金属の組成などを示す一覧表であ
る。これら表６〜表９は、それぞれ〔発明１〕〜〔発明
４〕の実施の効果を説明するための溶接金属に対応す
る。これらの表には、それぞれの発明において限定した
溶接金属の合金元素のみが表示されているが、他の合金
元素はそれぞれの試番の対応する鋼（母材）とほぼ同じ
である。縦シームを形成するＳＡＷは、溶接入熱４０ｋ
Ｊ／ｃｍの両面一層溶接であり、製造した溶接鋼管の寸
法は、径３６インチ(914.4mm) ×肉厚１インチ(25.4mm)
である。これら表６〜９の「溶接金属−母材」の欄に、
ＣｒおよびＣｕ＋Ｎｉに関して溶接金属と母材の組成の
差を示す。

【０１０３】

【表６】

【０１０４】

【表７】

【０１０５】

【表８】

【０１０６】

【表９】

【０１０７】図１０（ａ）は、耐ＳＳＣ性を評価するた
めに用いた試験片を、また、図１０（ｂ）はその採取位
置を表す図面である。図示するように、試験片の形状は
丸棒であり、管内面側より溶接金属部が試験片平行部中
央に位置するように採取した。負荷応力は、母材の実Ｙ
Ｓ（降伏強さ）の８０％とした。試験溶液はＮＡＣＥＴ
Ｍ０１７７−９０（Test Method by National Associat
ion of Corrosion Engineering）に規定されるＮＡＣＥ
ＴＭ０１７７浴（０．５％酢酸＋５％食塩水、１気圧
硫化水素飽和、２５℃）とした。７２０ｈの試験期間中
に破断しなかったものを耐ＳＳＣ性良好とした。

【０１０８】図１１（ａ）は耐食性を評価するために用
いた試験片を、また、図１１（ｂ）はその採取位置を表
す図面である。試験片は、厚さ３ｍｍ、幅１０ｍｍ、長
さ４０ｍｍの板状試験片とした。耐ＳＳＣ性試験片と同
様に、溶接部から溶接金属が中央に位置するように管内
表面から試験片を採取した。評価は、母材部の全面腐食
速度と溶接部の選択腐食深さにより評価した。母材部の
全面腐食速度は、脱スケール後の腐食減量を単位時間単
位面積あたりに換算して求めた。溶接部の選択腐食深さ
は、脱スケール後に、孔食深さ測定用のマイクロメータ
ーで、溶接金属部と母材部の肉厚差から求めた。母材部
の孔食深さのほうが溶接金属部のそれより深い場合は、
後記する表１０〜１３においてマイナス（−）の値とし
て表示した。試験溶液は硫化水素環境としてＮＡＣＥ
ＴＭ０１７７浴を、炭酸ガス環境として１気圧ＣＯ_２
で飽和させた５０℃の人工海水の２種類とした。なお、
９６ｈの試験期間中試験溶液は常に撹拌した。

【０１０９】表１０〜表１３は、上記の耐ＳＳＣ性と耐
食性を評価した結果を表す一覧表である。表１０〜表１
３は、それぞれ〔発明１〕〜〔発明４〕の実施の効果を
説明するものである。これらの表に記載した鋼管強度は
溶接鋼管母材の引張試験によって求めたものである。降
伏強さの“５５１ＭＰａ”の応力値は“７９．９ｋｓ
ｉ”に相当する。

【０１１０】

【表１０】

【０１１１】

【表１１】

【０１１２】

【表１２】

【０１１３】

【表１３】

【０１１４】鋼Ｅ（表１）、鋼Ｉ〜Ｋ（表３）および鋼
Ｎ（表４）を用いた試番９（表１０）、試番２０〜２２
（表１２）および試番３０（表１３）は、母材部の耐Ｓ
ＳＣ性が良好でなかった。鋼Ｅと鋼Ｎは母材のＣｒ量が
１％超、高強度の溶接鋼管を対象とする鋼Ｉはフェライ
ト−マルテンサイト２相組織鋼（表５参照）、また、鋼
Ｊは母材のＣ量が高すぎ、鋼Ｋは母材のＭｎ量が高すぎ
るからである。

【０１１５】母材のＣｒ量が本発明の範囲に満たない鋼
Ｃ、Ｄ（表１）および鋼Ｇ（表２）を用いた試番７、８
（表１０）および試番１３（表１１）は、耐ＳＳＣ性と
ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７浴中における耐食性は良好であ
るが、ＣＯ_２ 環境における母材部の全面腐食速度が４
ｍｍ／年以上と他の例に比べて著しく高い。

【０１１６】これに対して、母材のＣｒ量が０．２〜１
％の、本発明範囲内の鋼Ａ、Ｂ（表１）、鋼Ｆ（表２）
および鋼Ｈ（表３）〜鋼Ｍ（表４）を用いた試番１〜６
（表１０）、１０〜１２（表１１）および１４（表１
２）〜２９（表１３）は、炭酸ガス中で、Ｃｒ量が高い
ほど全面腐食速度は小さく、２ｍｍ／年以下と良好であ
る。とくに、Ｃｒ量が０．５％程度以上の鋼Ｂ、Ｆおよ
びＨ〜Ｍを用いた試番４〜６、１０〜１２および１４〜
２９は、全面腐食速度が約１ｍｍ／年以下と良好であ
る。また、Ｃｒ量に関わらず、ＣｕとＮｉを含む鋼Ｆ、
ＬおよびＭを用いた試番１０〜１２、２３〜２８および
２９は、図４に示したようにＣｕとＮｉのいずれも含ま
ない鋼Ａ、ＢおよびＨ〜Ｋを用いた試番１〜６および１
４〜２２よりも腐食速度が低めである。

【０１１７】溶接金属においてそのＣｒ量が母材のＣｒ
量の１／２以下または（母材のＣｒ量−０．２）％未満
で、同時に母材のＣｒが０．２〜１％の試番１〜６（表
６、表１０）、１０〜１２（表７、表１１）、１４〜２
２（表８、表１２）および２３〜２９（表９、表１３）
は、溶接金属の（Ｃｕ＋Ｎｉ）量が母材部のそれより
０．１〜０．５％高い試番２、５（表６、表１０）、１
０（表７、表１１）、１６、１７（表８、表１２）、２
３、２４および２９（表９、表１３）では、溶接部の選
択腐食深さがＣＯ_２ 環境においては０．１ｍｍ未満、
ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７浴中においては０．１１ｍｍ以
下に抑えられる。これに対して、試番１、４（表６、表
１０）、１４、１５（表８、表１２）、２０〜２２（表
９、表１２）のようにＣｕとＮｉをともに含まないもの
は、溶接部の選択腐食深さがＮＡＣＥ ＴＭ０１７７浴
中においては０．１０ｍｍ以下に抑えられるが、ＣＯ_２
環境において０．１ｍｍを超える。

【０１１８】母材と溶接金属のＣｒ量を揃えるほうが、
ＣＯ₂ 環境における選択腐食を抑え易いが、ＣｕとＮｉ
を適正量含有させることによっても効果がある。したが
ってサワー環境も考慮すると、溶接金属中のＣｕとＮｉ
の和を母材よりも高めることが必要である。

【０１１９】ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７浴中においては、
母材のＣｒが高いほど母材の全面腐食は大きい。ただ
し、ＣｕとＮｉを含むものは、図３に示した傾向と同様
に腐食速度が低い。

【０１２０】また、試番３、６（表６、表１０）、１２
（表７、表１１）、１８（表８、表１２）および２７
（表９、表１３）のように、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７浴
中では溶接金属中のＣｒ量が高いほど選択腐食深さが大
きく、これが溶接部の耐ＳＳＣ性の良くない理由の１つ
と考えられる。また、試番１１、１２（表７、表１１）
および２６、２７（表９、表１３）のように溶接金属の
（Ｃｕ＋Ｎｉ）量が低く本発明（〔発明２〕あるいは
〔発明４〕）の範囲に入らないものも溶接部の耐ＳＳＣ
性は良くない。逆に、試番１９（表８、表１２）および
２８（表９、表１３）は、溶接金属の（Ｃｕ＋Ｎｉ）量
が母材よりも０．５％を超えて高いので溶接部にＳＳＣ
による破断を生じた。試番２、５（表６、表１０）、１
０（表７、表１１）、１６、１７（表８、表１２）、２
３〜２５（表９、表１３）および２９（表９、表１３）
のように、溶接金属の（Ｃｕ＋Ｎｉ）量が、母材よりも
高いものは選択腐食が抑えられている。したがって、耐
ＳＳＣ性の観点からも溶接金属の（Ｃｕ＋Ｎｉ）量を、
０．５％以下の範囲で母材より高める必要がある。

【０１２１】

【発明の効果】本発明は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性およ
び耐炭酸ガス腐食性のいずれにも優れた溶接鋼管、とく
にＡＰＩ規格Ｘ８０級の高強度溶接鋼管を提供するもの
であり、石油および天然ガス関連産業等にとってきわめ
て有用である。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、原油あるいはガスの採掘、輸送および
精製時に遭遇する環境で発生する問題、およびそれらに
対処するため溶接鋼管母材である鋼板にとった従来の対
策をまとめた図面である。

【図２】図２は、低ｐＨの硫化水素環境であるＮＡＣＥ
ＴＭ０１７７浴中での母材の腐食速度に及ぼす母材の
Ｃｒ量（Ｃｒ⁰ ）の影響を表す図面である。

【図３】図３は溶接金属における選択腐食深さに及ぼす
Ｃｒ^W の影響を表す図面である。

【図４】図４は、湿潤炭酸ガス環境での母材の腐食速度
に及ぼすＣｒ⁰ 、Ｃｕ⁰ およびＮｉ⁰ の影響を表す図面
である。

【図５】図５は、湿潤炭酸ガス中での溶接金属の選択腐
食深さに及ぼす（Ｃｒ^W −Ｃｒ⁰ ）の影響を表す図面で
ある。

【図６】図６は、溶接鋼管の母材および溶接金属におけ
る本発明の要旨をまとめた図面である。

【図７】図７は、本発明（〔発明１〕〜〔発明４〕にお
ける溶接金属のＣｒ量（Ｃｒ^W）と母材のＣｒ量（Ｃｒ
⁰ ）の範囲を表す図面である。

【図８】図８は、〔発明２〕および〔発明４〕における
溶接金属のＣｕとＮｉの和（Ｃｕ^W ＋Ｎｉ^W ）と母材の
ＣｕとＮｉの和（Ｃｕ⁰ ＋Ｎｉ⁰ ）の範囲を表す図面で
ある。

【図９】図９（ａ）は、溶接前の開先の形状を、また、
図９（ｂ）は、溶接後の溶接線垂直断面を表す図面であ
る。

【図１０】図１０（ａ）はＳＳＣ試験片の形状を、また
図１０（ｂ）は同試験片の採取位置を表す図面である。

【図１１】図１１（ａ）は腐食試験片の形状を、また図
１１（ｂ）は同試験片の採取位置を表す図面である。

【符号の説明】 １…本発明の溶接鋼管の溶接金属および母材のＣｒ量の
範囲、 ２…Ｃｒ^W （％）＝（１／２）×Ｃｒ⁰ （％）の関係を
あらわす直線 ３…Ｃｒ^W （％）＝Ｃｒ^W （％）−０．２の関係をあら
わす直線（点線） ４…Ｃｒ⁰ （％）＝１をあらわす直線 ５…Ｃｒ^W （％）＝Ｃｒ⁰ （％） をあらわす直線（一
点鎖線） １１…本発明の溶接鋼管の溶接金属および母材のＣｕと
Ｎｉの和の範囲（すなわち、Ｃｕ^W （％）＋Ｎｉ
^W （％）とＣｕ⁰ （％）＋Ｎｉ⁰ （％）の範囲） １２…Ｃｕ^W （％）＋Ｎｉ^W （％）＝Ｃｕ⁰ （％）＋Ｎ
ｉ⁰ （％）＋０．５ をあらわす直線 １３…Ｃｕ^W （％）＋Ｎｉ^W （％）＝Ｃｕ⁰ （％）＋Ｎ
ｉ⁰ （％）＋（１／１０）×｛（Ｃｒ⁰ （％）−Ｃｒ^W
（％））の最大値）｝＝Ｃｕ⁰ （％）＋Ｎｉ⁰ （％）＋
０．１をあらわす直線（点線） １４…Ｃｕ^W （％）＋Ｎｉ^W （％）＝Ｃｕ⁰ （％）＋Ｎ
ｉ⁰ （％）＋（１／１０）×｛（Ｃｒ⁰ （％）−Ｃｒ^W
（％））の最小値｝＝Ｃｕ⁰ （％）＋Ｎｉ⁰ （％）＋
０．０２をあらわす直線（破線） １５…Ｃｕ^W （％）＋Ｎｉ^W （％）＝Ｃｕ⁰ （％）＋Ｎ
ｉ⁰ （％）をあらわす直線（一点鎖線） ２１…溶接金属、 ２２…溶接熱影響部（ＨＡＺ）、 ２３…母材（鋼板）

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−110071（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：
   ０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．
   ２〜１％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．７％、
   Ｍｏ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜
   ０．１％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜
   ０．１％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含
   み残部Ｆｅおよび不可避的不純物の化学組成を有する母
   材と、母材のＣｒに対してそのＣｒが下記の（イ）また
   は（ロ）の範囲にある溶接金属とからなることを特徴と
   する耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性とに優れた溶接鋼
   管。Ｃｒ^Ｏを母材のＣｒ量とし、Ｃｒ^Ｗを溶接金属のＣ
   ｒ量とするとき、 （イ）Ｃｒ^Ｏが０．４％超え１％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）≦（１／２）×Ｃｒ^Ｏ（％） （ロ）Ｃｒ^Ｏが０．２％以上０．４％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）＜Ｃｒ^Ｏ（％）−０．２
2. 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：
   ０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．
   ２〜１％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．７％、
   Ｍｏ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜
   ０．１％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜
   ０．１％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含
   み残部Ｆｅおよび不可避的不純物の化学組成を有する母
   材と、母材のＣｒおよびＣｕとＮｉの和に対してそのＣ
   ｒおよびＣｕとＮｉの和が下記（イ）または（ロ）の範
   囲にある溶接金属とからなることを特徴とする耐サワー
   性と耐炭酸ガス腐食性とに優れた溶接鋼管。Ｃｒ^Ｏ、Ｃ
   ｕ^ＯおよびＮｉ^Ｏを、母材のＣｒ量、Ｃｕ量およびＮｉ
   量とし、Ｃｒ^Ｗ、Ｃｕ^ＷおよびＮｉ^Ｗを、溶接金属のＣ
   ｒ量、Ｃｕ量およびＮｉ量とするとき、 （イ）Ｃｒ^Ｏが０．４％超え１％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）≦（１／２）×Ｃｒ^Ｏ（％） Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋（１／１０）×｛Ｃｒ
   ^Ｏ（％）−Ｃｒ^Ｗ（％）｝ ≦Ｃｕ^Ｗ（％）＋Ｎｉ^Ｗ（％） ≦Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋０．５ （ロ）Ｃｒ^Ｏが０．２％以上０．４％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）＜Ｃｒ^Ｏ（％）−０．２ Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋（１／１０）×｛Ｃｒ
   ^Ｏ（％）−Ｃｒ^Ｗ（％）｝ ≦Ｃｕ^Ｗ（％）＋Ｎｉ^Ｗ（％） ≦Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋０．５
3. 【請求項３】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．３％、
   Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：
   ０．２〜１％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．７
   ％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０
   〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５
   〜０．１％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を
   含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物の化学組成を有し、
   フェライトとベイナイトの２相組織からなる母材と、母
   材のＣｒに対してそのＣｒが下記の（イ）または（ロ）
   の範囲にある溶接金属とからなり、降伏強さ５５１ＭＰ
   ａ以上であることを特徴とする耐サワー性と耐炭酸ガス
   腐食性とに優れた溶接鋼管。Ｃｒ^Ｏを母材のＣｒ量と
   し、Ｃｒ^Ｗを溶接金属のＣｒ量とするとき、 （イ）Ｃｒ^Ｏが０．４％超え１％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）≦（１／２）×Ｃｒ^Ｏ（％） （ロ）Ｃｒ^Ｏが０．２％以上０．４％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）＜Ｃｒ^Ｏ（％）−０．２
4. 【請求項４】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．３％、
   Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：
   ０．２〜１％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．７
   ％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０
   〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５
   〜０．１％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を
   含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物の化学組成を有し、
   フェライトとベイナイトの２相組織からなる母材と、母
   材のＣｒおよびＣｕとＮｉの和に対してそのＣｒおよび
   ＣｕとＮｉの和が下記の（イ）または（ロ）の範囲にあ
   る溶接金属とからなり、降伏強さ５５１ＭＰａ以上であ
   ることを特徴とする耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性とに
   優れた溶接鋼管。Ｃｒ^Ｏ、Ｃｕ^ＯおよびＮｉ^Ｏを、母材
   のＣｒ量、Ｃｕ量およびＮｉ量とし、Ｃｒ^Ｗ、Ｃｕ^Ｗお
   よびＮｉ^Ｗを、溶接金属のＣｒ量、Ｃｕ量およびＮｉ量
   とするとき、 （イ）Ｃｒ^Ｏが０．４％超え１％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）≦（１／２）×Ｃｒ^Ｏ（％） Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋（１／１０）×｛Ｃｒ
   ^Ｏ（％）−Ｃｒ^Ｗ（％）｝ ≦Ｃｕ^Ｗ（％）＋Ｎｉ^Ｗ（％） ≦Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋０．５ （ロ）Ｃｒ^Ｏが０．２％以上０．４％以下の場合： Ｃｒ^Ｗ（％）＜Ｃｒ^Ｏ（％）−０．２ Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋（１／１０）×｛Ｃｒ
   ^Ｏ（％）−Ｃｒ^Ｗ（％）｝ ≦Ｃｕ^Ｗ（％）＋Ｎｉ^Ｗ（％） ≦Ｃｕ^Ｏ（％）＋Ｎｉ^Ｏ（％）＋０．５