JP6011743B1 - 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法 - Google Patents

低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法 Download PDF

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Abstract

石油や天然ガスを輸送するためのパイプラインで使用する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を行なう際に、安価な共金系の溶接材料を用い、効率良く施工することができ、しかも高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を有する円周溶接継手の製造方法を提供する。所定の成分を有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管を、その管端同士を突き合わせた後、所定の成分を有する溶接材料を使用して多層盛アーク溶接を行ない、多層盛アーク溶接の第1パスは、溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ溶接を行ない、第2パス以降は、ＧＭＡ溶接、ＧＴＡ溶接、ＣＭＴ溶接の中から選ばれた1種を行なう。

Description

本発明は、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法に関し、詳しくは、強度、靭性、耐食性に優れた円周溶接継手の製造方法に関するものである。
石油や天然ガスを輸送するために使用する鋼管は、炭素鋼あるいは低合金鋼からなる鋼管が広く使用されている。ところが近年、採掘される石油や天然ガスは、湿潤な炭酸ガスや硫化水素を含有するものが増加しており、炭酸ガスや硫化水素によって鋼管が著しく腐食されるという問題が発生している。
このような問題に対して、鋼管の製造過程で腐食抑制剤を添加して腐食を防止する技術が開発された。しかし腐食抑制剤の添加は、鋼管の製造コストが上昇するばかりでなく、腐食抑制剤による環境汚染を招くという新たな問題を引き起こした。そこで、腐食抑制剤を添加せずに、鋼管の耐食性を向上させる技術が求められている。
そこで、二相ステンレス鋼からなる鋼管の製造技術が検討されている。二相ステンレス鋼は、耐食性に優れた素材として広く知られており、この二相ステンレス鋼からなる鋼管の製造技術は、その特性を活用して鋼管の耐食性を改善するための技術である。しかし二相ステンレス鋼は高価であることから、鋼管の製造コストが上昇するという問題が残されている。
この問題に対し、二相ステンレス鋼よりも安価であり、かつ適度な耐食性を有する素材として、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼からなる鋼管の製造技術が検討されている。
たとえば特許文献１、２には、CとNを低減し、Crを11〜14質量％程度含有し、さらにオーステナイト安定化元素を添加した低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管が開示されている。この鋼管は、CとNが低減されているので、溶接性が向上するという利点を有する。
一般に、パイプラインを構築する際には、鋼管の管端同士を突き合わせて円周溶接することによって、多数の鋼管を連結していく。この特許文献１、２に記載の技術によれば、溶接性が向上することによって、円周溶接する前の予熱および円周溶接した後の熱処理（以下、溶接後熱処理という）を省略することが可能となり、その結果、円周溶接の施工効率が向上する。
この円周溶接の施工効率については、パイプラインの敷設工事で、円周溶接の施工効率を高めて、短時間で施工する必要がある。とくに海底パイプラインを敷設する場合には、敷設船上で円周溶接を行なう。敷設船のコストは高額であるから、円周溶接を短時間で行なうことが極めて重要である。したがって、予熱や溶接後熱処理を必要としない溶接材料が求められる。
また、寒冷地にラインパイプを敷設する場合は、低温（たとえば−40℃）で優れた靭性を発揮する溶接金属を得るための溶接材料が求められる。
この点、鋼管の円周溶接で使用する溶接材料（いわゆる溶接ワイヤ）は、従来種々の成分を有するものが実用化されている。
特許文献１、２に開示された低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を行なう際に、マルテンサイト系ステンレス鋼製の溶接材料を使用すると、溶接金属が非常に硬くなり靭性の低下を招く。その結果、予熱や溶接後熱処理が必須となり、円周溶接の施工効率が低下するという問題が生じる。
また、特許文献１、２に開示された低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を行なう際に、オーステナイト系ステンレス鋼製あるいはNi基超合金製の溶接材料を使用すると、溶接金属の強度が母材の強度に比べて低下（いわゆるアンダーマッチング）し易いという問題がある。あるいは、22Cr系二相ステンレス鋼（22質量％Cr-6質量％Ni-3質量％Mo）製の溶接材料を使用すると、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管に求められる一般的なX80級強度を溶接金属で確保し難くなる。25Cr系二相ステンレス鋼（25質量％Cr-7質量％Ni-4質量％Mo）製の溶接材料を使用すれば、溶接金属の強度が母材の強度に比べて増加（いわゆるオーバーマッチング）するので、X80級強度を得ることは可能であるが、円周溶接の施工コストの上昇を招く。
一般に、二相ステンレス鋼は、温度上昇に伴う強度低下がマルテンサイト系ステンレス鋼よりも大きいので、上記の25Cr系二相ステンレス鋼製の溶接材料を使用した場合に、常温ではオーバーマッチングであっても、100〜200℃ではアンダーマッチングが生じ易い。また、二相ステンレス鋼製の溶接材料を使用すると、溶接金属と母材の成分の相違に起因して選択腐食が発生する惧れがある。
このような状況から、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接において、効率良く施工（すなわち予熱や溶接後熱処理を省略）することができ、しかも高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を得るための技術が検討されている。
たとえば特許文献３、４には、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接に好適な溶接材料が開示されている。
しかし、特許文献３に開示された溶接材料で円周溶接を行なうと、溶接金属の靭性は０℃でのシャルピー吸収エネルギーが100Ｊ程度であり、寒冷地に敷設するパイプラインで使用するためには不十分である。しかも、１時間以上の溶接後熱処理が必要とされており、施工効率の低下は避けられない。
そこで、特許文献４に開示された溶接材料で円周溶接を行なうと、予熱や溶接後熱処理を行なわずに、−40℃以下の破面遷移温度が得られ、低温靭性を向上する効果が認められる。しかし溶接金属の最大吸収エネルギー（いわゆるアッパーシェルフエネルギー）は低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管よりも大幅に低下しており、寒冷地のパイプラインで使用するためには靭性のさらなる向上が求められる。
特開平4-99154号公報 特開平4-99155号公報 特開平7-185879号公報 特許第3576472号公報
本発明は、従来の技術の問題点を解消し、石油や天然ガスを輸送するためのパイプラインで使用する鋼管(いわゆるラインパイプ)として好適な低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を行なう際に、予熱を省略して効率良く施工することができ、しかも高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を有する円周溶接継手の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した課題を解決するために、マルテンサイト系ステンレス鋼溶接材料を用いた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の特性、とりわけ靭性に影響を及ぼす要因について鋭意研究した。その結果、以下の(A)、(B)の知見を得た。
(A)溶接材料のCとNの含有量を合計0.02質量％以下に低減することによって、溶接金属の靭性を向上できる。
(B)鋼管の成分と溶接材料の成分を好適に組み合わせて、下記の(1)式で算出されるＸ値が0超5.0以下となるように調整することによって、溶接金属の選択腐食を防止する効果がさらに向上する。とくに、炭酸ガスを飽和させたNaCl水溶液のような低pHの塩化物溶液中での選択腐食を大幅に軽減できる。
なお、(1)式中のCrW、NiW、MoW、CuWは溶接金属の各元素の含有量（質量％）であり、CrB、NiB、MoB、CuBは低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（以下、母材部とも記す。）の各元素の含有量（質量％）である。いずれも、含有しない場合はゼロとする。
X＝（CrW−CrB）＋（NiW−NiB）/2＋（MoW−MoB）＋（CuW−CuB）/4 ・・・(1)
さらに本発明者らは、以下の(C)、(D)も知見した。
(C)複数の溶接パスで製造された円周溶接継手の靭性は、第１パスの施工条件によって大きく変動する。第１パスで、溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ（Cold Metal Transfer）溶接を行なうことによって、溶接金属の特性、とりわけ低温靭性や低温破壊靭性が著しく向上する。
(D)溶接金属の特性を向上する効果は、予熱および溶接後熱処理を行なわずに、実用上問題ないレベルで発現される。さらに、溶接後熱処理を行なうことによって、その効果がより顕著に発揮される。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものである。
すなわち本発明は、C：0.05質量％以下、Cr：10〜14質量％、Ni：1.0〜7.0質量％を含有する組成、またはC、Cr、Niに加えてMo：0.2〜3.5質量％および／またはCu：0.02〜2.0質量％を含有する組成を有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の管端同士を突き合わせた後、突き合わせ部に沿って円周方向に複数の溶接パスからなる多層盛アーク溶接を施して低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手を形成する円周溶接継手の製造方法であって、円周溶接継手の溶接金属のCr含有量CrW、Ni含有量NiW、Mo含有量MoW、Cu含有量CuWと、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管のCr含有量CrB、Ni含有量NiB、Mo含有量MoB、Cu含有量CuBと、から下記の(1)式で算出されるＸ値が下記の(2)式を満足するように、CとNを合計0.02質量％以下、Siを0.5質量％以下、Mnを0.2〜3質量％、Crを11〜15質量％、Niを2〜8質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成、またはC、N、Si、Mn、Cr、Niに加えてCuを0.02〜2質量％、Moを2.0〜4質量％、VとTiを合計0.03〜0.3質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接材料を使用して多層盛アーク溶接を行ない、多層盛アーク溶接の第1パスは、溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ（Cold Metal Transfer）溶接を行ない、第2パス以降は、ＧＭＡ（Gas Metal Arc）溶接、ＧＴＡ（Gas Tungsten Arc）溶接、ＣＭＴ溶接の中から選ばれた１種を行なう低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法である。
X＝（CrW−CrB）＋（NiW−NiB）/2＋（MoW−MoB）＋（CuW−CuB）/4 ・・・(1)
0＜X≦5.0 ・・・(2)
CrW、NiW、MoW、CuW：上記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）
CrB、NiB、MoB、CuB：上記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管中の各元素の含有量（質量％）
いずれも含有しない場合はゼロとする。
本発明の円周溶接継手の製造方法においては、多層盛アーク溶接を行なった後、円周溶接継手に溶接後熱処理を施すことが好ましい。また、円周溶接継手の溶接金属が、前記した組成に加えてREMを0.3質量％以下の範囲で含有することが好ましい。
本発明によれば、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接にて強度と耐食性に優れ、かつ高靭性の溶接金属を有する円周溶接継手を得ることができる。また、予熱を省略でき、効率良く円周溶接継手を得ることができるので、産業上格段の効果を奏する。
本発明の円周溶接継手の製造方法では、C：0.05質量％以下、Cr：10〜14質量％、Ni：1.0〜7.0質量％を含有する組成、またはC、Cr、Niに加えてMo：0.2〜3.5質量％および／またはCu：0.2〜2.0質量％を含有する組成を有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（以下、母材とも記す。）の管端同士を突き合わせた後、突き合わせ部に沿って円周方向に複数の溶接パスからなる多層盛アーク溶接を施して低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手を形成する。
このとき、本発明では、円周溶接継手の溶接金属のCr含有量CrW、Ni含有量NiW、Mo含有量MoW、Cu含有量CuWと、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管のCr含有量CrB、Ni含有量NiB、Mo含有量MoB、Cu含有量CuBと、から下記の(1)式で算出されるＸ値が下記の(2)式を満足するように、CとNを合計0.02質量％以下、Siを0.5質量％以下、Mnを0.2〜3質量％、Niを2〜8質量％、Crを11〜15質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成、またはC、N、Si、Mn、Cr、Niに加えてCuを0.02〜2質量％、Moを2.0〜4質量％、VとTiを合計0.03〜0.3質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接材料を使用する。
X＝（CrW−CrB）＋（NiW−NiB）/2＋（MoW−MoB）＋（CuW−CuB）/4 ・・・(1)
0＜X≦5.0 ・・・(2)
CrW、NiW、MoW、CuW：上記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）
CrB、NiB、MoB、CuB：上記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管中の各元素の含有量（質量％）
いずれも含有しない場合はゼロとする。
また、多層盛アーク溶接の第1パスは、溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ（Cold Metal Transfer）溶接を行ない、第2パス以降は、ＧＭＡ（Gas Metal Arc）溶接、ＧＴＡ（Gas Tungsten Arc）溶接、ＣＭＴ溶接の中から選ばれた1種を行なう。
まず、本発明に適用する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（母材）の成分について説明する。
C：0.05質量％以下
Cは、母材の強度を増加させる元素である。しかし、Cの含有量が0.05質量％を超えると、母材の靭性が低下するばかりでなく、円周溶接における溶接性の低下を招く。したがって、Cの含有量は0.05質量％以下とする。好ましくは、C含有量は0.020質量％以下である。また、母材の強度を確保するために0.002質量％以上のCを含有することが好ましい。
その他の元素の含有量は、公知の低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の成分と同等の、Cr：10〜14質量％、Ni：1.0〜7.0質量％の範囲内とする。また、これらC、Cr、Niに加えてMo：0.2〜3.5質量％および／またはCu：0.2〜2.0質量％を含有しても良い。さらに、Si：1.0質量％以下、Mn：0.1〜3.0質量％以下、P：0.03質量％以下、S：0.01質量％以下、N：0.1質量％以下が好ましい。とくにNは、Cと同様に、母材の強度を増加させる元素である。しかし、Nを過剰に含有すると、母材の靭性が劣化するばかりでなく、円周溶接における溶接性の低下を招く。したがって、Nの含有量は0.05質量％以下が好ましく、0.020質量％以下が一層好ましい。
次に、本発明で使用する溶接材料（いわゆる溶接ワイヤ）の成分について説明する。
CとNの合計：0.02質量％以下
CとNは、いずれも溶接金属の強度を増加させる元素であるが、CとNの含有量が合計0.02質量％を超えると、溶接金属の靭性が劣化する。したがって、CとNの含有量は合計0.02質量％以下として、所望の強度を確保できる範囲で可能な限り低減する。なお、溶接金属の強度を確保する観点から、CとNの含有量は合計0.01質量％以上が好ましい。
Si：0.5質量％以下
Siは、フェライト相を安定化させる元素であるが、Siの含有量が0.5質量％を超えると、δ−フェライト相を形成し易くなり、溶接金属の靭性が劣化する原因となる。したがって、Siの含有量は0.5質量％以下とする。また、Siは、溶接金属の脱酸作用を有する。また、Siは円周溶接におけるアークを安定化させて作業性を改善する作用も有する。その効果を得るために、Siの含有量は0.01質量％以上含有することが好ましい。
Mn：0.2〜3質量％
Mnは、溶接金属の脱酸作用を有し、かつ溶接金属の強度を増加させる作用を有する元素である。Mnの含有量が0.2質量％未満になると、この効果は得られない。一方、Mnの含有量が3質量％を超えると、溶接材料の強度が大幅に上昇して、製造工程にて様々な問題が生じる。したがって、Mnの含有量は0.2〜3質量％の範囲内とする。好ましくは、Mnの含有量は0.5〜2.5質量％の範囲内である。
Ni：2〜8質量％
Niは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、δ−フェライト相の生成を抑制して、溶接金属の靭性を向上する作用を有する。Niの含有量が2質量％未満になると、この効果は得られない。一方、Niの含有量が8質量％を超えると、残留オーステナイト量が増大して、溶接金属の強度が低下する。したがって、Niの含有量は2〜8質量％の範囲内とする。なお、溶接金属の靭性を安定して確保する観点から、5〜7.5質量％の範囲内が好ましい。より好ましくは、Niの含有量は5.0〜7.0質量％の範囲内である。
Cr：11〜15質量％
Crは、溶接金属の耐食性と強度を向上させる元素である。Crの含有量が11質量％未満になると、この効果は得られない。一方、Crの含有量が15質量％を超えると、溶接金属にδ−フェライト相が残存し、溶接金属の靭性が劣化する原因となる。したがって、Crの含有量は11〜15質量％の範囲内とする。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、S：0.01質量％以下、P：0.03質量％以下、O：0.01質量％以下が許容できる。
また、本発明で使用する溶接材料は、上記の成分に加えて、次に列挙する元素を含有しても良い。
Cu：0.02〜2質量％
Cuは、溶接金属の耐食性と強度を向上させる元素であるが、Cuの含有量が2質量％を超えると、溶接材料の強度が大幅に上昇して、製造工程にて問題が生じる場合がある。したがって、Cuの含有量は2質量％以下が好ましい。より好ましくは、Cu含有量は1.5質量％以下である。一方、Cuの含有量が0.02質量％未満になると、溶接金属の耐食性と強度を向上させる効果が得られない場合がある。したがって、Cuの含有量は0.02質量％以上が好ましく、0.5質量％以上がより好ましい。
Mo：2.0〜4質量％
Moは、溶接金属の耐食性と強度を向上させる元素であるが、Moの含有量が4質量％を超えると、溶接金属にδ−フェライト相が残存する場合がある。また、Moの含有量が4質量％を超えると、金属間化合物が形成され、溶接金属の靭性が低下する場合がある。したがって、Moの含有量は4質量％以下が好ましい。より好ましくは、Mo含有量は3.0質量％以下である。一方、Moの含有量が2.0質量％未満になると、溶接金属の耐食性と強度を向上させる効果が得られない場合がある。したがって、Moの含有量は2.0質量％以上が好ましい。
VとTi：合計0.03〜0.3質量％
V、Tiは、いずれも炭化物、窒化物を形成して、溶接金属の強度を増加させる元素である。VとTiの合計の含有量が0.3質量％を超えると、溶接金属の靭性が著しく低下する場合がある。したがって、VとTiのうちの1種または2種の含有量は合計0.3質量％以下が好ましい。より好ましくは、VとTiの合計の含有量は0.15質量％以下である。一方、V、Tiの合計の含有量が0.03質量％未満になると、炭化物や窒化物を形成する効果が得られない場合がある。したがって、VとTiの含有量は合計0.03質量％以上が好ましい。
REM：0.3質量％以下
REM（すなわち希土類元素）は、円周溶接におけるアークを安定化させて作業性を改善するとともに、酸化物の生成を抑制して、溶接金属の靭性を向上させる作用を有する元素である。とくに、活性ガス（たとえばCO2、O2等）を含まないAr、He等の純不活性ガス雰囲気中のＧＭＡ溶接においても、REMを含有する溶接材料を使用することによって、アークを安定させることができる。REMの含有量が0.01質量％である場合に、この効果を得やすくなるため、REMの含有量は0.01質量％であることが好ましい。しかし、REMの含有量が0.3質量％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、REMの含有量は合計0.3質量％以下が好ましい。
そして、母材のCr、Ni、Mo、Cuと、溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuと、の相互関係を規定する(1)式から算出されるＸ値が、(2)式を満足するように、溶接材料のCr、Ni、Mo、Cuの含有量を上記した範囲内で選択する。その際、円周溶接の設定条件に応じて推定される母材の希釈率に基づいて溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuの含有量を予測した上で、溶接材料を選択することが好ましい。なお、(1)式中のCrW、NiW、MoW、CuWは溶接金属中の各元素の含有量（質量％）であり、CrB、NiB、MoB、CuBは母材中の各元素の含有量（質量％）である。X＝（CrW−CrB）＋（NiW−NiB）/2＋（MoW−MoB）＋（CuW−CuB）/4 ・・・(1)
0＜X≦5.0 ・・・(2)
X値が0以下では、溶接金属が母材に比べて電気的に卑となり、溶接金属に選択腐食が発生する。一方、X値が5.0を超えると、溶接金属が母材に比べて電気的に貴となり、母材や溶接熱影響部に選択腐食が発生する。なお、母材のCr、Ni、Mo、Cuおよび溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuのうち、含有しない元素がある場合は、その含有量を0（ゼロ）としてX値を算出する。また、好ましくは、Xは1.0以上である。
なお、溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuの含有量（すなわちCrW、NiW、MoW、CuW）は、たとえば、溶接継手を母材管軸に平行な方向に切断した断面（いわゆるL断面）に現れる溶接金属断面において、母材管軸方向中央かつ母材肉厚の内側から1/3位置が中心となるようにサンプルを採取して、電子線マイクロアナライザ（Electron Probe Micro Analyzer： EPMA）を用いたZAF法により測定することができる。
次に、本発明を適用する円周溶接について説明する。
円周溶接は、複数の溶接パスからなる多層盛アーク溶接とする。パス数は特に限定しないが、第1パスは、溶接材料を溶融プール対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ溶接とする。
円周溶接継手の特性、とりわけ靭性は、溶接金属中のO（酸素）、N、H等のガス成分の低減、および健全な裏ビードの形成によって向上することが知られている。しかし、パイプラインなどの実際の敷設時にはバックシールドが不十分になりやすい。バックシールドが不十分な場合に第1パスでＧＴＡ溶接を行うと、O、N、H等のガス成分が溶接金属に混入し、円周溶接継手の特性が劣化する。また、第1パスをＧＭＡ溶接で行うと、アークを安定化させるためにアーク長を短くするため、健全な裏ビードを得ることが困難となる。
これに対してＣＭＴ溶接は、消耗式電極と溶融プールとの短絡を強制的に切断することによって、アークを断続的に発生させるものであり、肉厚が薄い母材の円周溶接において、浅い溶込み形状の溶融プールを得ることができる。しかも、消耗式電極が溶融プールに対して進退動を行なって強制的にアークの発生と切断を繰り返すので、シールドガスのO（酸素）含有量を低減することができる。その結果、溶融プール表面に生成した酸化物（すなわち安定した陰極点）が減少しても、アークの安定性を保つことができる。また、比較的低温で円周溶接を行なうことになるので、溶融プールのガス成分の飽和溶解度が低下し、ガス成分のピックアップ量の低減、ビード形状の安定化、溶接金属の特性の向上等の効果が得られる。このような理由で、本発明では、特定成分の母材と溶接材料を用いると共に、第1パスはＣＭＴ溶接とする。また、ＣＭＴ溶接の条件としては、ベース電流80A以下、パルス電流400A以下、溶接入熱15kJ/cm以下のパルス溶接とすることが好ましい。
そして、第2パス以降は、ＣＭＴ溶接、および、銅裏当て金を用いるとともにO（酸素）量を減少させたシールドガスを用いたＧＭＡ溶接、不活性ガスによるバックシールドを施したＧＴＡ溶接の中から選ばれた1種を、各パス毎に、パイプラインの施設環境等に応じて、選択して行なう。
このようにして本発明を適用すれば、円周溶接に先立つ母材端部の予熱を省略して、高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を有する健全な円周溶接継手を得ることができる。しかも予熱のみならず、溶接後熱処理を省略しても、高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を得ることができる。予熱、さらには溶接後熱処理の省略は、円周溶接の施工効率の向上に寄与する。
一方で、本発明では、溶接後熱処理は行なってもよい。溶接後熱処理を行なうことによって、溶接金属および溶接熱影響部を焼戻しマルテンサイト相として、高強度、高靭性、高耐食性を兼ね備えた溶接金属を得ることが可能である。溶接後熱処理を行なう場合は、マルテンサイト相からオーステナイト相への逆変態が進行しないように600〜650℃で行なうことが好ましい。
なお、溶接後熱処理を行なう場合においても、母材端部の予熱を行なう必要はない。
＜実施例１＞
表１に示す成分を有する継目無低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（外径219mm、肉厚12.7mm）を母材とし、その管端を突き合わせて円周溶接を行なった。円周溶接は、表２に示す成分を有する溶接材料（直径3.2mmの溶接ワイヤ）を用いた多層盛アーク溶接とし、第1パスは入熱11kJ/cmのＣＭＴ溶接、第2〜第9パスはAr雰囲気中で入熱11〜17kJ/cmのＧＴＡ溶接を行なった。得られた円周溶接継手を発明例（継手番号１、２、５、１２、１３）として表３に示す。なお、表中、Ｘ値は以下の式(1)から算出した。
X＝（CrW−CrB）＋（NiW−NiB）/2＋（MoW−MoB）＋（CuW−CuB）/4 ・・・(1)
溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuの含有量（すなわちCrW、NiW、MoW、CuW）は、溶接継手を母材管軸に平行な方向に切断した断面（いわゆるL断面）に現れる溶接金属断面において、母材管軸方向中央かつ母材肉厚の内側から1/3位置が中心となるようにサンプルを採取して、EPMAを用いたZAF法により測定した。
Figure 0006011743
Figure 0006011743
一方、比較のために第1〜第9パスを全てAr雰囲気中で入熱11〜17kJ/cmのＧＴＡ溶接として円周溶接を行なった。これを比較例（継手番号３、４）として表３に示す。
表３に示す継手番号１〜５、１２、１３の開先形状は、いずれも開先角度30°のＶ開先とした。また、全ての継手で円周溶接に先立つ予熱は行なわなかった。継手番号２および１３については、650℃で、10分間の溶接後熱処理を施した。
こうして製造した円周溶接継手から、ＡＰＩ規格1104に準拠して試験片を採取し、引張試験を行なって円周溶接継手の引張特性を調査し、シャルピー衝撃試験を行なって低温靭性を調査した。また、BS7448に準拠したＣＴＯＤ試験を行なって、破壊靭性を調査した。その結果を表３に併せて示す。
Figure 0006011743
表３では、引張試験で測定された円周溶接継手の引張強度をＴＳとして示し、さらに溶接金属以外で破断した円周溶接継手を良好（○）、溶接金属で破断した円周溶接継手を不良（×）として破断位置を評価した。全ての継ぎ手で溶接金属での破断は発生しなかった。シャルピー衝撃試験の結果は、−40℃における吸収エネルギーをｖＥ-40として示し、ｖＥ-40が150Ｊ以上の円周溶接継手を良好（○）、150Ｊ未満の円周溶接継手を不良（×）として低温靭性を評価した。ＣＴＯＤ試験の結果は、−40℃におけるＣＴＯＤ値をδ-40として示し、δ-40が0.15mm以上の円周溶接継手を良好（○）、0.15mm未満の円周溶接継手を不良（×）として低温破壊靭性を評価した。
さらに、円周溶接継手の腐食試験を行なった。腐食試験は、5.0MPaの炭酸ガスを飽和した10質量％NaCl水溶液（液温150℃）中に試験片を浸漬（浸漬時間168時間）し、円周溶接継手における選択腐食の有無を目視と光学顕微鏡で観察した。ここで、選択腐食とは、溶接金属腐食、溶接熱影響部腐食、母材腐食の腐食程度を比較し、一つあるいは二つの箇所の腐食程度が残りの箇所の腐食程度より進行していることを指す。そして、選択腐食が認められなかった円周溶接継手を良好（○）、選択腐食が認められた円周溶接継手を不良（×）として耐食性を評価した。
発明例（継手番号１、２、５、１２、１３）の円周溶接継手は、表３から明らかなように、予熱を必要とせず、優れた強度と靭性（すなわち低温靭性、低温破壊靭性）を有し、しかも選択腐食のない溶接金属を得ることができた。また、溶接後熱処理（継手番号２、１３）を行なうことによっても、同様に優れた強度と靭性を有し、選択腐食のない溶接金属を得ることができた。
これに対して比較例（継手番号３、４）の円周溶接継手は、第１パスでＧＴＡ溶接を行なったので、低温靭性と低温破壊靭性が劣化した。
このようにして、本発明を適用することによって、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を効率良くかつ安定して施工でき、しかも優れた特性を有する円周溶接継手が得られることが確かめられた。
＜実施例２＞
表１に示す成分を有する継目無低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管（外径219mm、肉厚12.7mm）を母材とし、その管端を突き合わせて円周溶接を行なった。円周溶接は、表２に示す成分を有する溶接材料（直径0.9〜1.2mmの溶接ワイヤ）を用いた多層盛アーク溶接とし、第1、2パスはＣＭＴ溶接、第3〜第9パスはＧＭＡ溶接（シールドガスAr＋30vol％He、入熱12〜22kJ/cm）を行なった。得られた円周溶接継手を発明例（継手番号６、７、１４、１５）として表４に示す。また、第1パスはＣＭＴ溶接、第2〜第9パスはＧＭＡ溶接（シールドガスAr＋30vol％He、入熱12〜22kJ/cm）を行なった。得られた円周溶接継手を発明例（継手番号８、９、１６〜２８）と、比較例（継手番号２９、３０）として表４に示す。
なお、表中、Ｘ値は以下の式(1)から算出した。
X＝（CrW−CrB）＋（NiW−NiB）/2＋（MoW−MoB）＋（CuW−CuB）/4
溶接金属のCr、Ni、Mo、Cuの含有量（すなわちCrW、NiW、MoW、CuW）は、溶接継手を母材管軸に平行な方向に切断した断面（いわゆるL断面）に現れる溶接金属断面において、母材管軸方向中央かつ母材肉厚の内側から1/3位置が中心となるようにサンプルを採取して、EPMAを用いたZAF法により測定した。
一方、比較のために第1〜第9パスを全てＧＭＡ溶接（シールドガスAr＋30vol％He、入熱12〜22kJ／cm）で行なった。これを比較例（継手番号１０、１１）として表３に示す。
表４に示す継手番号６〜１１、１４〜３０の開先形状は、いずれも開先角度30°のＶ開先とした。また、全ての継手で円周溶接に先立つ予熱は行なわなかった。継手番号７、９、１５および１７ついては、650℃で、10分間保持する溶接後熱処理を施した。
こうして製造した円周溶接継手から試験片を採取して、実施例１と同様にして引張試験、シャルピー衝撃試験、ＣＴＯＤ試験を行なった。さらに選択腐食の有無を調査した。その結果を表３に併せて示す。
Figure 0006011743
発明例（継手番号６〜９、１４〜２８）の円周溶接継手は、表４から明らかなように、予熱を必要とせず、優れた強度と靭性（すなわち低温靭性、低温破壊靭性）を有し、しかも選択腐食のない溶接金属が得られた。また、溶接後熱処理（継手番号７、９、１５、１７）を行なうことによって、低温靭性と低温破壊靭性が一層向上した。
これに対して比較例（継手番号１０、１１）の円周溶接継手は、第１パスでＧＴＡ溶接を行なったので、低温靭性と低温破壊靭性が劣化した。また、比較例（継手番号２９）の円周溶接継手は、X値が0以下であり、溶接金属部に選択腐食が発生した。また、比較例（継手番号３０）の円周溶接継手は、X値が5.0超えであり、選択腐食が発生した。
このようにして、本発明を適用することによって、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接を効率良くかつ安定して施工でき、しかも優れた特性を有する円周溶接継手が得られることが確かめられた。

Claims (3)

  1. C：0.05質量％以下、Si：1.0質量％以下、Mn：0.1〜3.0質量％以下、P：0.03質量％以下、S：0.01質量％以下、N：0.1質量％以下、Cr：10〜14質量％、Ni：1.0〜7.0質量％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成、または前記C、前記Si、前記Mn、前記P、前記S、前記N、前記Cr、前記Niに加えてMo：0.2〜3.5質量％および／またはCu：0.02〜2.0質量％を含有する組成を有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の管端同士を突き合わせた後、突き合わせ部に沿って円周方向に複数の溶接パスからなる多層盛アーク溶接を施して前記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手を形成する円周溶接継手の製造方法であって、
    前記円周溶接継手の溶接金属のCr含有量CrW、Ni含有量NiW、Mo含有量MoW、Cu含有量CuWと、前記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管のCr含有量CrB、Ni含有量NiB、Mo含有量MoB、Cu含有量CuBと、から下記の(1)式で算出されるX値が下記の(2)式を満足するように、CとNを合計0.02質量％以下、Siを0.5質量％以下、Mnを0.2〜3質量％、Crを11〜15質量％、Niを2〜8質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成、または前記C、前記N、前記Si、前記Mn、前記Cr、前記Niに加えてCuを0.02〜2質量％、Moを2.0〜4質量％、VとTiを合計0.03〜0.3質量％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接材料を使用して前記多層盛アーク溶接を行ない、
    前記多層盛アーク溶接の第1パスは、前記溶接材料を溶融プールに対して進退動させてアークを断続的に発生させるＣＭＴ溶接を行ない、第2パス以降は、ＧＭＡ溶接、ＧＴＡ溶接、ＣＭＴ溶接の中から選ばれた1種を行なう低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法。
    X＝（CrW−CrB）＋（NiW−NiB）/2＋（MoW−MoB）＋（CuW−CuB）/4 ・・・(1)
    0＜X≦5.0 ・・・(2)
    CrW、NiW、MoW、CuW：前記溶接金属中の各元素の含有量（質量％）
    CrB、NiB、MoB、CuB：前記低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管中の各元素の含有量（質量％）
    いずれも含有しない場合はゼロとする。
  2. 前記多層盛アーク溶接を行なった後、前記円周溶接継手に溶接後熱処理を施す請求項１に記載の低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法。
  3. 前記円周溶接継手の溶接材料が、前記組成に加えてREMを0.3質量％以下の範囲で含有する請求項１または２に記載の低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接継手の製造方法。
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