JPH0741857A - 耐食性に優れた高強度・高靱性マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【目的】 塩化物、CO₂ 及び微量H₂S を含む腐食環境、
並びに大気中で良好な耐食性を有し且つ溶接性、加工
性、 延靱性に優れた高強度ステンレス 溶接鋼管を得る。 【構成】 下記組成の鋼板から製造し、更に、溶接金属
の組成が更に、Ｏ≦0.035%である溶接鋼管を850 〜1000
^o C の温度域に加熱後、3 ℃/min以上の冷却速度でＭ_f
点以下の温度域まで冷却する。組成はすべてwt.%とす
る。C ≦ 0.03、Si≦1.0 、Mn≦1.0 、Cu:0.05/1.0,Ni:
5.0/7.0,Cr:13.0/17.0,Mo≦2.0,N ≦0.02を含み、且つ
(1) 〜(3) 式を満足し、残部Fe及び不可避不純物。 C
＋N ≦0.03─ (1)，12×Cr＋15×Mo＋20×Si−9 ×Ni−
2 ×Cu−190 ×C −160 ×N ≦154 ─ (2)， Cr＋1.3
×Mo＋1.5 ×Si＋2 ×Ni＋0.7 ×Cu＋68×C ＋54×N ≧
27.6─ (3)。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は塩化物、CO 2及び微量
のH₂Sを含む腐食環境、ならびに大気中において使用で
きる、耐食性及び溶接性に優れた高強度・高靱性マルテ
ンサイト系ステンレス溶接鋼管の製造方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来技術】近年、エネルギー資源の枯渇から塩化物、
CO₂ 及び微量のH₂S 等の腐食性物質を含んだ石油、天然
ガスを高圧輸送する手段として、高耐食性鋼管の使用が
増加しつつある。一方、橋梁等の土木建築物の大型化に
ともない、その柱材等に高強度鋼管の使用が増加してお
り、今後、耐久性、メイテナンス軽減、美観の面から耐
候性ステンレス鋼管が使用される可能性が高い。中で
も、13Cr鋼等のマルテンサイト系ステンレスは高強度、
且つ安価という特徴を有するが、靱性、溶接性に劣るた
め溶接鋼管としての実績は少ない。また、耐候性の面か
らも13Cr鋼では十分でない。一方、塩化物、CO₂ のみを
含む環境において、13Cr鋼は良好な耐食性を有するが、
H₂S が0.1atm以下と微量でも存在すると応力腐食割れを
生じる。このため本環境では、強度・靱性・耐応力腐食
割れ性のいずれにも優れたSUS329J3L,J4L等の２相ステ
ンレスが溶接鋼管として使用されている。しかし、２相
ステンレスはMo, Niを多量に含有するため高価である。

【０００３】マルテンサイト系ステンレスの耐硫化物応
力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と呼ぶ）を改善する方
法として、特公平3-2227号公報、特開平2-243739号公報
及び特開平3-75335 号公報にはCr, Mo, Ni, Cu等を増加
し、C を低減した鋼種が開示されている。さらに、特開
平2-243739号公報によるNi含有したマルテンサイト単相
ステンレスでは、通常の焼入処理を施さなくても、熱間
成形ままで十分焼きが入ると開示されており、マルテン
サイト系ステンレスの一層の低コスト化に有効と考えら
れる。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、前述したよう
にマルテンサイト系ステンレスを溶接鋼管に適用する際
の最大の問題は、溶接時の低温割れと延靱性、特に溶接
部の低温靱性に劣る点にあるが、特公平3-2227号公報、
特開平2-243739号公報及び特開平3-75335 号公報では、
この点が全く考慮されていない。本発明は上記のような
問題点を解決するためになされたもので、塩化物、CO₂
及び微量のH₂S を含む腐食環境、ならびに大気中で良好
な耐食性を有し、且つ溶接性、延靱性に優れた高強度ス
テンレス溶接鋼管を安価に得ることを目的とする

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、前述した
Ni含有のマルテンサイト系ステンレス鋼の靱性及び溶接
性に及ぼす成分の影響を詳細に検討した結果、極低C,N
化及びδフェライトの低減を図り、且つ少量の残留オ−
ステナイトを含有させることにより、焼入ままでも良好
な延靱性が得られることを見出した。さらに、極低C, N
化は同時に加工性向上及び溶接時の低温割れ抑制にも有
効であった。以上の知見に基づくと、前記した課題は以
下に述べる成分限定、製造方法により解決される。

【０００６】第１発明は、重量% で、C:0.03% 以下、S
i:1.0% 以下、Mn:1.0% 以下、Cu:0.05 〜1.0%、Ni:5.0
〜7.0%、Cr:13.0 〜17.0% 、Mo:2.0% 以下、N:0.02% 以
下を含み、且つ前記元素の含有量が(1) 〜(3) 式を満足
し、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる鋼塊ま
たは鋼片を熱間圧延により鋼板とし、前記鋼板を管体に
成形後、シーム溶接により重量% で、C:0.03% 以下、S
i:1.0% 以下、Mn:1.0% 以下、Cu:0.05 〜1.0%、Ni:5.0
〜7.0%、Cr:13.0 〜17.0% 、Mo:2.0% 以下、N:0.02% 以
下、O:0.035%以下を含み、且つ前記元素の含有量が下記
(1) 〜(3) 式を満足し、残部実質的にFe及び不可避的不
純物からなる溶接金属を有する溶接鋼管となし、さらに
前記溶接鋼管を850 〜1000^o C の温度域に加熱後、3 ℃
/min以上の冷却速度でＭ_f 点以下の温度域まで冷却し、
かくして溶接鋼管を製造することに特徴を有するもので
ある。 C(%)＋N(%)≦0.03 ──── (1) 12×Cr(%) ＋15×Mo(%) ＋20×Si(%) −9 ×Ni(%) −2 ×Cu(%) −190 ×C(%)−160 ×N(%)≦154 ──── (2) Cr(%) ＋1.3 ×Mo(%) ＋1.5 ×Si(%) ＋2 ×Ni(%) ＋0.7 ×Cu(%) ＋68×C(%)＋54×N(%)≧27.6 ──── (3)

【０００７】第２発明は、重量% で、C:0.03% 以下、S
i:1.0% 以下、Mn:1.0% 以下、Cu:0.05 〜1.0%、Ni:5.0
〜7.0%、Cr:13.0 〜17.0% 、Mo:2.0% 以下、N:0.02% 以
下を含み、且つ前記元素の含有量が下記(1) 〜(3) 式を
満足し、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる鋼
塊または鋼片を、下記(4) 式で表せるＴ℃以下の温度域
に加熱後、700 ℃以上の温度域で仕上がる熱間圧延後、
直ちに3 ℃/min以上の冷却速度でＭ_f 点以下の温度域ま
で冷却することにより鋼板とし、前記鋼板を管体に成形
後、シーム溶接により重量% で、C:0.03% 以下、Si:1.0
% 以下、Mn:1.0%以下、Cu:0.05 〜1.0%、Ni:5.0〜7.0
%、Cr:13.0 〜17.0% 、Mo:2.0% 以下、N:0.02% 以下、
O:0.035%以下を含み、且つ前記元素の含有量が下記(1)
〜(3) 式を満足し、残部実質的にFe及び不可避的不純物
からなる溶接金属を有する溶接鋼管を製造することに特
徴を有するものである。 C(%)＋N(%)≦0.03 ──── (1) 12×Cr(%) ＋15×Mo(%) ＋20×Si(%) −9 ×Ni(%) −2 ×Cu(%) −190 ×C(%)−160 ×N(%)≦154 ──── (2) Cr(%) ＋1.3 ×Mo(%) ＋1.5 ×Si(%) ＋2 ×Ni(%) ＋0.7 ×Cu(%) ＋68×C(%)＋54×N(%)≧27.6 ──── (3) Ｔ＝450 ×Ni(%) ＋100 ×Cu(%) ＋9500×C(%)＋8000×N(%) −600 ×Cr(%) −750 ×Mo(%) −1000×Si(%) ＋8750──── (4)

【０００８】第３発明は、前記第１発明または前記第２
発明の要件を満たした溶接鋼管に対し、さらに、450 〜
650 ℃の温度域に加熱後、冷却することに特徴を有する
ものである。

【０００９】

【作用】以下に、この発明の溶接鋼管の母材（原板）及
び溶接金属の成分限定理由を述べる。C は、強度増加に
有効な成分であり、また、オ−ステナイト生成元素であ
るためNi量の低減を図ることができるが、含有量が多く
なると靱性、溶接性、加工性及び耐食性が劣化するた
め、原板及び溶接金属のC 含有量は0.03% 以下とする。
好ましくは0.02% 以下である。

【００１０】Siは、脱酸作用を有する成分であるが、フ
ェライト生成元素であるためCr添加量が制限される。ま
た、多量の添加は延靱性の劣化を招くため、原板及び溶
接金属のSi含有量は1.0%以下とする。

【００１１】Mnは、Siと同様脱酸作用を有する成分であ
り、オ−ステナイト生成元素として知られている。しか
し、この鋼においてはオ−ステナイト生成元素としての
効果は認められず、その含有量が1.0%を超えると耐食性
を低下させることが明らかになった。したがって、原板
及び溶接金属のMn含有量は1.0%以下とする。

【００１２】Cuは、耐食性向上に有効な成分であり、オ
−ステナイト生成元素でもある。しかし、耐食性に及ぼ
す効果は、Cu含有量が0.05% 未満では発揮されず、1.0%
を超えるとその効果が飽和する。また、多量の添加は延
靱性を劣化させるので、原板及び溶接金属のCu含有量は
0.05〜1.0%の範囲とする。

【００１３】Niは、オ−ステナイト生成元素であり、延
靱性及び溶接性に優れたマルテンサイトを得るのに必須
の成分である。また、H₂S を含む環境中における耐食
性、ならびに耐候性向上にも有効である。ただし、詳細
は後述するがNi含有量が5.0%未満では他の成分を調整し
ても残留オ−ステナイトが生成せず、延靱性が低下す
る。また、7.0%を超える添加は高価になるばかりでな
く、残留オ−ステナイトが過剰となり、強度が低下す
る。したがって、原板及び溶接金属のNi含有量は5.0 〜
7.0%の範囲とする。

【００１４】Crは、耐食性に最も重要な元素であり、1
3.0% 以上の添加によりその効果が顕著となる。しか
し、フェライト形成元素でもあるため、その含有量が1
7.0% を超えるとδフェライトが増加するとともに、残
留オ−ステナイトも過剰となり、強度、靱性が著しく低
下する。したがって、原板及び溶接金属のCr含有量は1
3.0〜17.0% の範囲とする。

【００１５】Moは、Crと同様、耐食性向上に有効な元素
でありフェライト形成元素でもあるため置換が可能であ
る。しかし、2.0%を超える添加は靱性を低下させるた
め、原板及び溶接金属のMo含有量は2.0%以下とする。

【００１６】N は、C と同様オ−ステナイト形成元素で
ありNi含有量の低減が図れるが、強度増加にはほとんど
寄与しない。また、その含有量が増加すると延靱性、溶
接性が劣化するため、原板及び溶接金属のN 含有量は0.
02% 以下とする。

【００１７】O 含有量が多くなると靱性が著しく劣化す
る。したがって、原板のO 含有量は通常の製鋼技術によ
り0.01% 以下に低減されている。しかし、鋼管のシーム
溶接は能率向上の観点から、CO₂ 溶接あるいはサブマー
ジアーク溶接等による場合が多い。この場合、溶接金属
のO含有量の増加は避けられないが、靱性の観点から、
その含有量は0.035%以下に制限する。

【００１８】また、一般にマルテンサイト系ステンレス
鋼ではC,N 量の低減により溶接時の低温割れ感受性が低
下することが知られているが、高強度化を図ったこの鋼
では下記(1) 式を満たすことにより低温割れ感受性が著
しく低下するのみならず、加工成形性も向上することを
発明者らは見出した。したがって、原板及び溶接金属の
(C＋N)量は上記の限定に加え、下記(1) 式を満たす範囲
とする。 C(%)＋N(%)≦0.03 ──── (1)

【００１９】さらに、発明者らはこの鋼のδフェライト
の体積率及び残留オ−ステナイトの体積率と成分との関
係を詳細に検討した結果、δフェライトの体積率及び残
留オ−ステナイトの体積率が各々下記(5) 式の値δ
_f (%) と下記(6) 式の値γ_f (%)で表せることを見出し
た。この鋼ではδフェライトを低減し、少量の残留オ−
ステナイトを有するマルテンサイト組織とすることによ
り焼入ままでも良好な延靱性が得られるが、具体的には
δ_f が5 を超えると靱性が劣化するばかりでなく、強度
も低下する。一方、γ_f が1 未満では靱性向上の効果が
発揮されない。したがって、原板及び溶接金属における
前記元素の含有量は上記限定に加え、下記(2) 及び(3)
式を満たす範囲とする。 δ_f ＝12×Cr(%) ＋15×Mo(%) ＋20×Si(%) −9 ×Ni(%) −2 ×Cu(%) −190 ×C(%)−160 ×N(%)−149 ──── (5) log γ_f ＝[Cr(%)＋1.3 ×Mo(%) ＋1.5 ×Si(%) ＋2 ×Ni(%) ＋0.7 ×Cu(%) ＋68×C(%)＋54×N(%)] ／4 −6.9 ──── (6) 12×Cr(%) ＋15×Mo(%) ＋20×Si(%) −9 ×Ni(%) −2 ×Cu(%) −190 ×C(%)−160 ×N(%)≦154 ──── (2) Cr(%) ＋1.3 ×Mo(%) ＋1.5 ×Si(%) ＋2 ×Ni(%) ＋0.7 ×Cu(%) ＋68×C(%)＋54×N(%)≧27.6 ──── (3)

【００２０】次に、製造方法の限定理由を述べると、前
述した化学成分の鋼塊または鋼片を熱間圧延し原板を製
造する。この原板はプレス成形等により管体に成し、さ
らに、シーム部を溶接して溶接鋼管を製造する。この鋼
は溶接時の割れ感受性と溶接部の靱性に優れるため、シ
ーム溶接には被覆アーク溶接、サブマージアーク溶接、
CO₂ 溶接、あるいはＴＩＧ溶接等の種々の方法が適用可
能である。

【００２１】この鋼では600 〜700 ℃の温度域で粒界に
Cr炭化物が析出し、靱性及び耐食性を低下させる。溶接
鋼管に対する焼入処理は、熱間圧延により原板に析出し
たCr炭化物の固溶と靱性に優れたマルテンサイト組織を
得る目的により実施する。しかし、焼入温度が850 ℃未
満になるとCr炭化物が固溶せず、1000℃を超える温度域
で実施すると、結晶粒が粗大化し靱性が劣化する。した
がって、焼入温度は850 〜1000℃の範囲とする。

【００２２】また、焼入時の冷却条件について検討を行
った結果、この鋼では冷却速度が著しく遅くても焼きは
十分に入る。ただし、冷却速度が3 ℃/min未満になる
と、冷却中に前記のCr炭化物が再析出する。さらに、冷
却停止温度がＭ_f 点を超えると残留オ−ステナイトの体
積率が下記(6) 式で表せる値γ_f よりも著しく大きくな
り、強度が低下する。したがって、焼入時の冷却は3 ℃
/min以上の冷却速度でＭ_f 点以下の温度域まで実施す
る。 log γ_f ＝[Cr(%)＋1.3 ×Mo(%) ＋1.5 ×Si(%) ＋2 ×Ni(%) ＋0.7 ×Cu(%) ＋68×C(%)＋54×N(%)] ／4 −6.9 ──── (6)

【００２３】さらに、焼入性に優れたこの鋼の特徴を活
かし、前述した溶接鋼管への焼入処理を省略した製造方
法を検討した。通常、熱間圧延前の加熱は1100〜1300℃
の温度域で行われるが、この鋼は加熱温度が1050℃を超
えるとδフェライトの体積率が下記(5) 式で表せる値δ
_f よりも増加する。また、加熱時のδの体積率はは熱間
圧延後の原板の体積率とほぼ同一の値となることが明ら
かになった。そこで、発明者らはδフェライトの増加に
よる原板の強度、靱性低下を防ぐため、1300℃以下の温
度域における加熱温度及び成分とδの体積率との関係を
詳細に調べた結果、その値が5%以下となる最高温度は下
記(4) 式の値Ｔ( ℃) で表せることを見出した。したが
って、再加熱による焼入処理を省略する場合は、熱間圧
延前の加熱温度は(4) 式で表せるＴ℃以下の温度域とす
る。ただし、加熱温度が1300℃を超えると原板の表面性
状が劣化するため、そのような加熱は望ましくない。 δ_f ＝12×Cr(%) ＋15×Mo(%) ＋20×Si(%) −9 ×Ni(%) −2 ×Cu(%) −190 ×C(%)−160 ×N(%)−149 ──── (5) Ｔ＝450 ×Ni(%) ＋100 ×Cu(%) ＋9500×C(%)＋8000×N(%) −600 ×Cr(%) −750 ×Mo(%) −1000×Si(%) ＋8750 ──── (4)

【００２４】また、溶接鋼管への焼入処理を省略した場
合、靱性、耐食性に優れたマルテンサイト組織を得るた
めには、熱間圧延の仕上温度はCr炭化物が析出しない温
度域とする必要があるため、その温度は700 ℃以上とす
る。さらに、熱間圧延後の冷却も焼入処理と同様、3 ℃
/min以上の冷却速度でＭ_f 点以下の温度域まで実施す
る。

【００２５】続く、管体成形後のシーム溶接において、
溶接後の冷却速度は速いため、溶接部には十分焼きが入
り、耐食性にも問題はない。したがって、以上の方法で
得られた溶接鋼管の母材及び溶接金属は、再加熱焼入処
理を施した溶接鋼管と同等の特性を有する。

【００２６】この溶接鋼管は以上述べた焼入ままの状態
で十分な強度、靱性、耐食性を有する。したがって、焼
入後行われる焼戻処理は、延靱性の一層の改善あるいは
強度調整が必要な場合に行う。しかし、焼戻温度が450
℃未満では延靱性改善効果を得るために長時間の均熱が
必要となり、また、650 ℃を超える温度では再び焼きが
入る。したがって、焼戻温度は450 〜650 ℃の範囲とす
る。ただし、耐食性を重視する場合には、450 ℃以上60
0 ℃未満の温度域が望ましい。

【実施例】本発明によるものの具体的な実施例について
説明すると、以下の如くである。 ・実施例 １ 表１に示す化学成分の50kgインゴットに対して、1250℃
加熱、800 ℃仕上後空冷（冷却速度：50℃/min）の熱間
圧延を行い、板厚15mmの鋼板を製造した。

【００２７】

【表１】

【００２８】上記鋼板に対して900 ℃×5min加熱後、Ｍ
_f 点以下の50℃まで空冷する焼入処理を行い、さらに、
550 ℃×5min加熱後、空冷の焼戻処理を施した後、ミク
ロ組織観察用サンプル、Ｘ線回折用サンプル、引張試験
片、曲げ試験片、2mm Ｖノッチ付きシャルピー衝撃試験
片、全面腐食試験片及び孔食電位測定用試験片を採取し
た。また、δフェライトの体積率に及ぼす加熱温度の影
響を調べるため鋼板に対し1050〜1300℃の温度域に加熱
後、ミクロ観察用サンプルを採取した。δフェライトの
体積率はミクロサンプルを20%NaOH 電解エッチングする
ことにより、また、残留γはＸ線回折法により各々測定
した。その結果を表１に併せて示す。加工性は曲げ半
径：0.5t、曲げ角度：180 ^o の表曲げ試験による割れの
有無で評価した。また、耐全面腐食性は温度100 ℃、20
atmCO₂-0.05atmH₂S-5%NaClの条件下で、厚さ3mm ×幅20
mm×長さ30mmの試験片を336hr 浸漬後、腐食速度を測定
し評価した。孔食電位はJIS G0577 により、電流密度が
100 μA/cm² となる電位を求めた。さらに、溶接性の評
価のため、上記熱処理鋼板からＹわれ試験片（JIS Z315
8 ）を採取し、市販の被覆アーク溶接棒（0.04C-5Ni-12
Cr鋼）を用いて10^o C、RH:60%、入熱:10KJ/cmの条件で
本溶接を行い、断面検鏡法によりルート割れの有無を調
べた。

【００２９】δフェライトの体積率及び0 ℃, -50 ℃で
の吸収エネルギと成分との関係を図１に示す。図１によ
れば本鋼のδフェライトの体積率は下記(7) 式の値Ｂと
よい対応を示しており、Ｂの値が154 を超えるとC,N 含
有量が低くても靱性は著しく劣化することがわかる。 Ｂ＝12×Cr(%) ＋15×Mo(%) ＋20×Si(%) −9 ×Ni(%) −2 ×Cu(%) −190 ×C(%)−160 ×N(%) ──── (7)

【００３０】残留オ−ステナイトの体積率、0 ℃, -50
℃での吸収エネルギと成分との関係を図２に示す。すな
わち、この図２によれば本鋼の残留γの体積率は下記
(8) 式の値Ｃとよい対応を示しており、Ｃの値が27.6未
満では靱性が低下することが理解される。 Ｃ＝Cr(%) ＋1.3 ×Mo(%) ＋1.5 ×Si(%) ＋2 ×Ni(%) ＋0.7 ×Cu(%) ＋68×C(%)＋54×N(%) ──── (8)

【００３１】加熱時のδフェライトの体積率と成分との
関係を図３に示す。図３によればδフェライトの体積率
が5%以下となる最高温度は下記(4) 式の値Ｔとよい対応
を示しており、溶接鋼管に対する焼入処理を省略した場
合には、靱性確保のためには、原板の圧延時の加熱温度
をＴ( ℃) 以下にする必要があることがわかる。 Ｔ＝450 ×Ni(%) ＋100 ×Cu(%) ＋9500×C(%)＋8000×N(%) −600 ×Cr(%) −750 ×Mo(%) −1000×Si(%) ＋8750 ──── (4) 表２には本発明法１〜10、比較法11〜25及び13Cr鋼の引
張特性、曲げ加工性、0℃,-50℃における吸収エネル
ギ、Ｙわれ試験結果、全面腐食試験での腐食速度及び孔
食電位をまとめて示した。

【００３２】

【表２】

【００３３】表２によれば本発明法の化学成分を有する
鋼の強度、延靱性、加工性、溶接性、及び耐全面腐食
性、耐孔食性はいずれも13Cr鋼に比べ優れていることが
わかる。特に、強加工や予熱なしの溶接を行うために
は、(C+N) 含有量を0.03% 以下にする必要があることが
理解される。

【００３４】・実施例 ２ 母材用として表３に示す本発明法の限定内の化学成分を
有する50kgインゴットを、熱間圧延により板厚15mmの鋼
板となした。

【００３５】

【表３】

【００３６】この鋼板と表３に併せて示す化学成分の1.
2mm φ溶接ワイヤ１〜６を用いてＭＩＧ溶接による突合
せ溶接を行い、溶接継手を作成した。開先形状は表面側
が深さ8mm 、裏面側が深さ5mm 、ベベル角度45^o とし、
溶接条件は190A×28V ×25cm/minで、両面多層溶接とし
た。溶接継手は熱処理を行った後、2mm Ｖノッチ付きシ
ャルピー衝撃試験片及び孔食電位測定用試験片を母材及
び溶接金属より採取した。母材と溶接ワイヤの組合せ及
び得られた溶接金属の化学成分を表４に、鋼板の熱間圧
延条件及び溶接継手の熱処理条件を表５に各々示す。

【００３７】

【表４】

【００３８】

【表５】

【００３９】なお、溶接金属の化学成分は製造条件に依
存せず、同一の母材、溶接ワイヤを用いたものではほぼ
同じ値であった。また、熱間圧延後、及び溶接継手の焼
入処理は表５に示す冷却速度でＭ_f 点以下の50℃まで冷
却し、焼戻処理の冷却はいずれも空冷（50℃/min程度）
とした。母材及び溶接金属の-50 ℃及び-20 ℃での吸収
エネルギと孔食電位を表６に示す。

【００４０】

【表６】

【００４１】表６によれば本発明法で製造した溶接継手
の靱性及び耐孔食性は、母材、溶接金属ともに優れてい
ることが理解される。

【００４２】・実施例 ３ 表７に示す本発明法の限定内の化学成分を有する鋼塊Ｂ
を熱間圧延工場で板厚15mmの鋼板に圧延した。この鋼板
と表７及び表８に示す化学成分の4mm φ溶接ワイヤ１及
びフラックス〜を用いて、表９に示す条件の２電極
サブマージアーク溶接による突合せ溶接を行い、溶接継
手を作成した。

【００４３】

【表７】

【００４４】

【表８】

【００４５】

【表９】

【００４６】開先形状は内面側が深さ5mm 、外面側が深
さ5.5mm 、ベベル角度45^o とした。表10に得られた溶接
金属の化学成分を示す。

【００４７】

【表１０】

【００４８】溶接継手に対して900 ℃×5min加熱後、Ｍ
_f 点以下の50℃まで空冷する焼入処理を行い、さらに、
550 ℃×5min加熱後、空冷の焼戻処理を施した後、溶接
金属から2mm Ｖノッチ付きシャルピー衝撃試験片を採取
した。溶接金属の-20 ℃での吸収エネルギとO 含有量と
の関係を図４に示す。この図４によれば塩基度の低いフ
ラックスを使用し、O 含有量が0.035%を超えると靱性が
著しく劣化することがわかる。

【００４９】表７に示す本発明法の限定内の化学成分を
有する鋼塊Ａ，Ｂを、熱間圧延工場にて板厚15mmの鋼板
となした。この鋼板をＵＯＥ加工により管体に成形後、
表７及び表８に示す化学成分の溶接ワイヤ１、２及びフ
ラックスを用いてシーム部を２電極サブマージアーク
溶接により突合せ溶接し、20インチの溶接鋼管を製造し
た。溶接条件、開先形状は上記と同一である。溶接鋼管
は熱処理を施した後、母材及び溶接部より引張試験片、
2mm Ｖノッチ付きシャルピー衝撃試験片、全面腐食試験
片、孔食電位測定用試験片、及び大気暴露試験片を採取
した。全面腐食、孔食電位測定用、及び大気暴露試験片
は母材と溶接金属の面積がほぼ等しくなるように採取し
た。大気暴露試験は厚さ3mm ×幅70mm×長さ150mm の試
験片を6カ月間暴露し、発銹の有無で耐候性を評価し
た。

【００５０】母材と溶接ワイヤの組合せ及び得られた溶
接金属の化学成分を表11に、鋼板の熱間圧延条件及び溶
接鋼管の熱処理条件を表12に各々示す。

【００５１】

【表１１】

【００５２】

【表１２】 なお、溶接金属の化学成分は製造条件に依存せず、同一
の母材、溶接ワイヤを用いたものではほぼ同じ値であっ
た。また、熱間圧延後、及び溶接鋼管の焼入処理は表12
に示す冷却速度でＭ_f 点以下の50℃まで冷却し、焼戻処
理の冷却はいずれも空冷（50℃/min程度）とした。

【００５３】母材及び溶接部の引張特性、-50 ℃及び-2
0 ℃での吸収エネルギ、全面腐食試験での腐食速度、孔
食電位を表13に示す。

【００５４】

【表１３】

【００５５】表13によれば本発明法で製造した溶接鋼管
は母材、溶接部ともに強度、延靱性に優れ、また、塩化
物、CO₂ 及び微量のH₂S を含む腐食環境での耐全面腐食
性、塩化物中での耐孔食性、ならびに耐候性も良好であ
ることが理解される。

【００５６】

【発明の効果】以上のように、この発明によれば塩化
物、CO₂ 及び微量のH₂S を含む腐食環境、ならびに大気
中で良好な耐食性を有し、且つ溶接性、加工性及び延靱
性に優れた高強度ステンレス溶接鋼管を容易に得られる
効果がある。したがって、石油、天然ガスの高圧輸送に
使用する高耐食性鋼管あるいは橋梁等の柱材に使用され
る耐食性鋼管を安価に提供することが可能となる、工業
上、有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例１による鋼のδフェライトの体
積率及び0 ℃, -50 ^o C での吸収エネルギと成分との関
係を示すグラフである。

【図２】実施例１による鋼の残留オ−ステナイトの体積
率、0 ℃, -50 ℃の吸収エネルギと成分との関係を示す
グラフである。

【図３】本発明の実施例１による鋼の加熱時のδフェラ
イトの体積率と成分との関係を示すグラフである。

【図４】本発明の実施例２による鋼の溶接金属の-20 ℃
での吸収エネルギとO 含有量との関係を示すグラフであ
る。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量% で、 C :0.03%以下、 Si:1.0% 以下、 Mn:1.0% 以下、 Cu:0.05 〜1.0%、 Ni:5.0〜7.0%、 Cr:13.0 〜17.0% 、 Mo:2.0% 以下、 N :0.02%以下を含み、 且つ前記元素の含有量が下記(1) 〜(3) 式を満足し、残
   部実質的にFe及び不可避的不純物からなる鋼塊または鋼
   片を熱間圧延により鋼板とし、前記鋼板を管体に成形
   後、シーム溶接により、 重量% で、 C :0.03%以下、 Si:1.0% 以下、 Mn:1.0% 以下、 Cu:0.05 〜1.0%、 Ni:5.0〜7.0%、 Cr:13.0 〜17.0% 、 Mo:2.0% 以下、 N :0.02%以下、 O :0.035% 以下を含み、 且つ前記元素の含有量が下記(1) 〜(3) 式を満足し、残
   部実質的にFe及び不可避的不純物からなる溶接金属を有
   する溶接鋼管となし、さらに前記溶接鋼管を850 〜1000
   ^o C の温度域に加熱後、3 ℃/min以上の冷却速度でＭ_f
   点以下の温度域まで冷却することを特徴とする、耐食性
   に優れた高強度・高靱性マルテンサイト系ステンレス溶
   接鋼管の製造方法。 C(%)＋N(%)≦0.03 ──── (1) 12×Cr(%) ＋15×Mo(%) ＋20×Si(%) −9 ×Ni(%) −2 ×Cu(%) −190 ×C(%)−160 ×N(%)≦154 ──── (2) Cr(%) ＋1.3 ×Mo(%) ＋1.5 ×Si(%) ＋2 ×Ni(%) ＋0.7 ×Cu(%) ＋68×C(%)＋54×N(%)≧27.6 ──── (3)
2. 【請求項２】 重量% で、 C :0.03%以下、 Si:1.0% 以下、 Mn:1.0% 以下、 Cu:0.05 〜1.0%、 Ni:5.0〜7.0%、 Cr:13.0 〜17.0% 、 Mo:2.0% 以下、 N :0.02%以下を含み、 且つ前記元素の含有量が下記(1) 〜(3) 式を満足し、残
   部実質的にFe及び不可避的不純物からなる鋼塊または鋼
   片を、下記(4) 式で表せるＴ^o C 以下の温度域に加熱
   後、700 ℃以上の温度域で仕上がる熱間圧延後、直ちに
   3 ℃/min以上の冷却速度でＭ_f 点以下の温度域まで冷却
   することにより鋼板とし、前記鋼板を管体に成形後、シ
   ーム溶接により、 重量% で、 C :0.03%以下、 Si:1.0% 以下、 Mn:1.0% 以下、 Cu:0.05 〜1.0%、 Ni:5.0〜7.0%、 Cr:13.0 〜17.0% 、 Mo:2.0% 以下、 N :0.02%以下、 O :0.035% 以下を含み、 且つ前記元素の含有量が下記(1) 〜(3) 式を満足し、残
   部実質的にFe及び不可避的不純物からなる溶接金属を有
   することを特徴とする、耐食性に優れた高強度・高靱性
   マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管の製造方法。 C(%)＋N(%)≦0.03 ──── (1) 12×Cr(%) ＋15×Mo(%) ＋20×Si(%) −9 ×Ni(%) −2 ×Cu(%) −190 ×C(%)−160 ×N(%)≦154 ──── (2) Cr(%) ＋1.3 ×Mo(%) ＋1.5 ×Si(%) ＋2 ×Ni(%) ＋0.7 ×Cu(%) ＋68×C(%)＋54×N(%)≧27.6 ──── (3) Ｔ＝450 ×Ni(%) ＋100 ×Cu(%) ＋9500×C(%)＋8000×N(%) −600 ×Cr(%) −750 ×Mo(%) −1000×Si(%) ＋8750─── (4)
3. 【請求項３】 請求項１または２に記載された前記溶接
   鋼管に対し、さらに、450 〜650 ℃の温度域に加熱後、
   冷却することを特徴とする、耐食性に優れた高強度・高
   靱性マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管の製造方法。