(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼帯を連続的に成形し、略円筒状断面のオープン管となし、該オープン管の両端面同士を突合せ、溶接接合して溶接管とする溶接管の製造方法において、前記鋼帯を、質量％で、
Ｃ：0.0200％未満、                  Ｎ：0.0200％未満、
Si：1.0％以下、                     Mn：2.0％以下、
Ｐ：0.03％以下、                    Ｓ：0.010％以下、
Al：0.10％以下、                    Cr：10〜14％、
Ni：3〜8％、                        Mo：1〜4％、
Ｖ：0.02〜0.10％、                  Ca：0.0005〜0.010％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼鋼帯とし、次いで、高密度エネルギービーム溶接法を用いて前記溶接接合したのち、
誘導加熱を用いて前記溶接管のシーム溶接部に、550〜700℃の範囲の温度で１〜20min間保持するシーム溶接部後熱処理を施すことを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.15％以下、Nb：0.10％以下、Zr：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：4.0％以下、Ｗ：4.0％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２にマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法。
【請求項４】
前記溶接接合したのちで、前記シーム溶接部後熱処理を施す前に、前記溶接管のシーム溶接部に、該シーム溶接部の内表面から肉厚方向に0.5mm以上再溶融させ凝固させるシーム溶接部補修処理を行うことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、炭酸ガスなどの腐食性ガスを含有する天然ガスや石油のパイプライン等の使途に好適なマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管に係り、とくにマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管溶接部の耐粒界応力腐食割れ性の改善に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇に対処するために、従来省みられなかったような深層油田や、一旦開発が放棄されていた腐食性の強いガス田等に対する開発が、世界的規模で盛んになっている。このような油田、ガス田において、使用される油井管やラインパイプ用鋼管には、耐食性に富むことが要求されている。
このような耐食性に優れた鋼管として、従来は、主として二相ステンレス鋼管を使用してきたが、1990年代後半になって、より安価で適度な耐食性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼管が開発された。そして、ラインパイプ用材料として、ＡＰＩ規格に炭素量を低減した12％Crマルテンサイト系ステンレス鋼が規定されて、炭酸ガスを含有する天然ガス用のラインパイプとして、多量に使用されるようになってきている。
【０００３】
このような使途には、これまでは、マルテンサイト系ステンレス鋼継目無管が主体として使用されてきたが、最近では、材料コストの低減という観点からマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の需要も増加している。
しかし、最近、炭酸ガスを含有する環境下で使用した際に、マルテンサイト系ステンレス鋼継目無管を円周溶接した際に形成された溶接熱影響部に粒界応力腐食割れ（Intergranular Stress Corrosion Cracking）（以下、IGSCCともいう）と推定される割れが生じるという問題があった。
【０００４】
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、mass％で、Ｃ：0.0100％未満、Ｎ：0.0100％未満、Cr：10〜14％、Ni：３〜８％を、有効Ｃ固溶量Ｃsol＝Ｃ−1/3Ｃpre（ここで、Ｃpre：Ti、Nb、Zr、Ｖ、Hf、Taと結合して析出するＣ量）で定義されるＣsolが0.0050％未満を満足するように、含有する組成を有する、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼管が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、IGSCCの原因は、溶接時の熱サイクルで炭素が固溶し後続の熱サイクルでCr炭化物として粒界に析出する際に、Cr欠乏層が形成されるためであり、Ｃ含有量を低減したり炭化物形成元素を適量含有して、溶接時の有効固溶Ｃ量Ｃsolを所定値未満に調整することで、IGSCCが防止できるとしている。
【０００５】
しかしながら、特許文献１に記載された技術によっても、溶接時のCr炭化物の再析出を完全には防止できず、したがって、IGSCC発生のリスクを完全に排除しきれないとの指摘もある。また、Ｃ量を特許文献1に記載されたレベルまで低減するためには、精錬コストの高騰を招くという問題もある。
このような円周溶接部の溶接熱影響部HAZに発生するIGSCCを防止できる実用的な方策として、溶接後熱処理（Post Welding Heat Treatment）（以下、PWHTともいう）の適用が考えられている。これは、溶接後に溶接部に適正な条件でPWHTを施すことにより、IGSCCの原因となるCr欠乏層にCrを拡散させ、Cr欠乏層を消滅させるという考え方に基づいている。
【０００６】
しかし、溶接部にPWHTを施した場合、その条件が不適切であると、目的とするIGSCCの発生防止が達成できないばかりか、HAZが硬化する場合があることが懸念される。
このような問題に対し、例えば、特許文献２には、マルテンサイト系ステンレス鋼管円周溶接継手の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術では、マルテンサイト系ステンレス鋼管の端部同士を付き合せて、端部に沿って多層盛溶接を施して、円周溶接部を形成する際に、少なくとも１回の溶接パスによる溶接熱サイクルにより鋼管内表層のピーク温度で950℃以上に加熱された溶接熱影響部に、耐粒界応力腐食割れ性を向上させる熱サイクルが付与されるように、その後の溶接パスを調整して溶接する、としている。耐粒界応力腐食割れ性を向上させる熱サイクルとして、例えば、その後の溶接パスのピーク温度、冷却速度等の溶接条件を調整して、Cr炭化物が再溶解する熱サイクル、Cr炭化物が析出しない熱サイクル、あるいはCrが拡散しCr欠乏層を消滅させる熱サイクル等、が考えられるとしている。これにより、溶接後熱処理を施すことなく、溶接熱影響部のIGSCCを防止でき、耐粒界応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無管円周溶接継手を提供できるとしている。
【０００７】
また、特許文献３には、マルテンサイト系ステンレス鋼材溶接部の形成方法が提案されている。特許文献３に記載された技術では、特定組成のマルテンサイト系ステンレス鋼材の溶接部に、溶接後熱処理の温度と保持時間との特定関係式で定義される値が所定値以上で、かつ溶接後熱処理の温度と100体積％マルテンサイト組織としたのち加熱し20秒間保持したときに１体積％以上オーステナイト相が形成される温度のうちの下限温度との特定関係式で定義される値が所定値以下を満足し、保持時間が60〜1000ｓの範囲内である溶接後熱処理を施すことにより、耐IGSCC性に優れ、かつ耐水素脆化性に優れ、さらに靭性にも優れた溶接熱影響部を有するマルテンサイト系ステンレス鋼継目無管の円周溶接継手部を形成できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開2005−336601号公報
【特許文献２】特開2006−068757号公報
【特許文献３】特開2007−321181号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献２、特許文献３に記載された技術によれば、マルテンサイト系ステンレス鋼継目無管の円周溶接継手部に発生するIGSCCを防止できるとされる。しかし、最近では、高価なマルテンサイト系ステンレス鋼継目無管に代えて、より薄肉の鋼管が製造可能で、管長さ当たりの材料コストを抑えることができる安価なマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管を使用したいという要望が高い。
【００１０】
このような要望に鑑み、本発明者らは、マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管におけるIGSCCの発生防止について鋭意検討した。その結果、炭酸ガスを含有する腐食環境下で発生するIGSCCを防止する目的で、継目無管と同様に、マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管円周溶接継手の円周溶接部に溶接後熱処理を施すと、図１に示すように、シーム溶接部にIGSCCに対し鋭敏化する領域Ａが生成し、IGSCC発生のリスクがあるという現象を知見した。
【００１１】
本発明は、上記した問題を解決し、耐IGSCC性に優れたシーム溶接部を有し、炭酸ガスを含有する油田・ガス田に用いられるフローライン用鋼管として好適な、マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管を製造できる、マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管において、IGSCCの発生に影響する各種要因について鋭意研究した。その結果、シーム溶接部に、円周溶接後のPWHTにより形成される、IGSCCに対し鋭敏化した領域Ａは、シーム溶接時の熱サイクルでＣが固溶する温度域まで加熱され、かつ円周溶接後のPWHTにおいて、目標のPWHT加熱温度に達しない低温に加熱された領域であるという知見を得た。そこで、さらに検討を加えた結果、本発明者らは、シーム溶接部の鋭敏化した領域の形成を防止するためには、シーム溶接部、すなわちシーム溶接時の熱サイクルでＣが固溶する温度域まで加熱された領域に、シーム溶接終了後に固溶Ｃを炭化物として十分析出させる熱処理を施す必要があることを想到した。そしてこのような熱処理により、溶接管の端部同士を円周溶接した後、PWHT時に低温に加熱された領域が鋭敏化することを防止でき、マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管におけるIGSCCの発生を防止できるという知見を得た。
【００１３】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）鋼帯を連続的に成形し、略円筒状断面のオープン管となし、該オープン管の両端面同士を突合せ、溶接接合して溶接管とする溶接管の製造方法において、前記鋼帯を、質量％で、Ｃ：0.0200％未満、Ｎ：0.0200％未満、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.010％以下、Al：0.10％以下、Cr：10〜14％、Ni：3〜8％、Mo：1〜4％、Ｖ：0.02〜0.10％、Ca：0.0005〜0.010％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼鋼帯とし、次いで、高密度エネルギービーム溶接法を用いて前記溶接接合したのち、誘導加熱を用いて前記溶接管のシーム溶接部に、550〜700℃の範囲の温度で１〜20min間保持するシーム溶接部後熱処理を施すことを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法。
【００１４】
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.15％以下、Nb：0.10％以下、Zr：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：4.0％以下、Ｗ：4.0％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法。
【００１５】
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記溶接接合したのちで、前記シーム溶接部後熱処理を施す前に、前記溶接管のシーム溶接部に、該シーム溶接部の内表面から肉厚方向に0.5mm以上再溶融させ凝固させるシーム溶接部補修処理を行うことを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、耐粒界応力割れ性に優れたシーム溶接部を有するマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】円周溶接後のPWHTに起因する、マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管のIGSCC鋭敏化領域の形成位置を、模式的に示す説明図である。
【図２】４点曲げ応力腐食割れ試験における試験片の曲げ状況を模式的に示す説明図である。
【図３】溶接管の製造設備の一例を模式的に示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明では、鋼帯を、図３に示すように、各種成形ロールで連続的に成形し、略円筒状断面のオープン管となし、該オープン管をスクイズロールで加圧しながら、該オープン管の両端面同士を突合せ、溶接接合して溶接管とする。本発明では、使用する鋼帯はマルテンサイト系ステンレス鋼組成の鋼帯とする。
まず、使用する鋼帯の組成限定理由について説明する。なお、以下、とくに断らないかぎり組成における質量％は、単に％で記す。
【００１９】
Ｃ：0.0200％未満、
Ｃは、鋼に固溶し、鋼の強度増加に寄与する元素であるが、多量の含有は、ＨＡＺを硬化させ、溶接割れを生じさせたり、溶接熱影響部靭性を劣化させるため、本発明では、できるだけ低減することが望ましい。本発明では、とくにシーム溶接部のIGSCCを防止するため、Cr炭化物として析出してCr欠乏層形成の原因となるＣを、0.0200％未満に限定した。Ｃを0.0200％以上含有すると、シーム溶接部のIGSCCを防止することが困難となる。なお、好ましくは0.0100％以下である。
【００２０】
Ｎ：0.0200％未満、
Ｎは、Ｃと同様に、鋼に固溶し、鋼の強度増加に寄与する元素であり、多量の含有は、溶接部を硬化させ、溶接割れを生じさせたり、溶接部靭性を劣化させる。また、Ｎは、Ti、Nb、Zr、Ｖ、Hf、Ta等と結合し窒化物を形成するため、炭化物を形成しCr炭化物の形成を防止できるTi、Nb、Zr、Ｖ、Hf、Ta量を実質的に低減することになり、これら元素のCr欠乏層形成を抑制しIGSCCを抑制する効果を低下させることになる。このため、本発明では、Ｎはできるだけ低減することが望ましい。上記したＮの悪影響は、0.0200％未満であれば許容できるため、本発明では、Ｎは0.0200％未満に限定した。なお、好ましくは0.0100％以下である。
【００２１】
Si：1.0％以下、
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して強度増加に寄与する元素であり、本発明では0.05％以上含有することが望ましい。しかし、Siはフェライト生成元素でもあり、1.0％を超える多量の含有は母材およびＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Siは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.5％である。
【００２２】
Mn：2.0％以下、
Mnは、固溶して鋼の強度上昇に寄与するとともに、オーステナイト生成元素であり、
フェライト生成を抑制して母材およびＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を得るためには0.1％以上含有することが望ましい。一方、2.0％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、Mnは2.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.2〜1.2％である。
【００２３】
Ｐ：0.03％以下、
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、耐応力腐食割れ性に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、0.03％までは許容できる。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、熱間加工性の観点からは、0.02％以下とすることが好ましい。
【００２４】
Ｓ：0.010％以下、
Ｓは、MnS等の硫化物を形成し、熱間加工性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.010％までは許容できる。このため、Ｓは0.010％以下に限定した。なお、より安定した熱間加工性確保の観点からは、0.004％以下とすることが好ましい。
【００２５】
Al：0.10％以下、
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果は、0.001％以上含有することにより認められるが、0.10％を超える含有は靭性を劣化させる。このため、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.04％である。
Cr：10〜14％、
Crは、耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を向上させるための基本元素であり、本発明では10％以上含有する必要がある。一方、14％を超える含有は、フェライト相が形成しやすくなり、マルテンサイト組織を安定して確保するために多量の合金元素添加を必要とし材料コストの上昇を招く。このため、本発明ではCrは10〜14％の範囲に限定した。
【００２６】
Ni：３〜８％、
Niは、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、固溶して強度上昇に寄与し、また靭性を向上させる元素である。また、Niはオーステナイト形成元素であり、低炭素域でマルテンサイト組織を安定して確保するために有効に作用する。このような効果を得るためには、３％以上の含有を必要とする。一方、８％を超える含有は、変態点が低下しすぎて、所望の特性を確保するための焼戻し処理が長時間となるうえ、材料コストの高騰を招く。このため、Niは３〜８％の範囲に限定した。なお、好ましくは４〜７％である。
【００２７】
Mo：1.0〜4.0％、
Moは、耐応力腐食割れ性、さらには耐硫化物応力腐食割れ性、耐孔食性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには1.0％以上含有する必要がある。一方、4.0％を超える含有は、フェライトを生成しやすくするとともに、耐硫化物応力腐食割れ性向上効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Moは1.0〜4.0に限定した。なお、好ましくは1.5〜3.0％である。
【００２８】
Ｖ：0.02〜0.10％、
Ｖは、炭化物形成元素であり、Crに比べて炭化物形成能が強く、溶接熱で固溶したＣが、Cr炭化物として旧オーステナイト粒界に再析出するのを抑制し、溶接部の耐IGSCC性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、0.02％以上含有する必要がある。0.10％超える多量の含有は、耐溶接割れ性、靭性を劣化させる。このため、Ｖは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.025〜0.075％である。
【００２９】
Ca：0.0005〜0.010％
Caは、介在物の形態制御を介して、熱間加工性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0005％以上含有することが望ましいが、0.010％を超えて含有すると、粗大介在物として存在しやすくなるため耐食性の劣化、靭性の低下が著しくなる。このため、Caは0.0005〜0.010％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0005〜0.0030％である。
【００３０】
上記した成分が基本の組成であるが、基本組成に加えて、さらに必要に応じて、Ti：0.15％以下、Nb：0.10％以下、Zr：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Cu：4.0％以下、Ｗ：4.0％以下のうちから選ばれた１種または２種を、選択して含有できる。
Ti：0.15％以下、Nb：0.10％以下、Zr：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Zrはいずれも、Ｖと同様に炭化物形成元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。Ti、Nb、Zr はいずれも、Crに比べて炭化物形成能が強く、溶接熱で固溶したＣが、Cr炭化物として旧オーステナイト粒界に再析出するのを抑制し、溶接部の耐IGSCC性を向上させる効果を有する。また、Ti、Nb、Zr の炭化物は、溶接熱で高温に加熱されても溶解しにくく固溶Ｃの発生が抑制され、このことを介してCr炭化物の形成を抑制し、溶接部の耐IGSCC性を向上させるという効果もある。このような効果を得るためには、Ti：0.03％以上、Nb：0.03％以上、Zr：0.03％以上をそれぞれ含有することが好ましい。一方、Ti：0.15％、Nb：0.10％、Zr：0.10％をそれぞれ超える含有は、耐溶接割れ性、靭性を劣化させる。このため、Ti：0.15％以下、Nb：0.10％以下、Zr：0.10％以下にそれぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくは  Ti：0.03〜0.12％、Nb：0.03〜0.08％、Zr：0.03〜0.08％である。
【００３１】
Cu：4.0％以下、Ｗ：4.0％以下のうちから選ばれた１種または２種
Cu、Ｗはいずれも、CO２を含有する天然ガスを輸送するラインパイプ用鋼管に要求される特性である耐炭酸ガス腐食性を向上させる元素であり、必要に応じて１種または２種を選択して含有できる。
Cuは、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、オーステナイト形成元素であり、低炭素域でマルテンサイト組織を安定して確保するために有効に作用する。このような効果を得るためには、0.5％以上含有することが好ましい。一方、4.0％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Cuは4.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは1.0〜3.0％である。
【００３２】
Ｗは、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、さらに、耐応力腐食割れ性、さらには耐硫化物応力腐食割れ性、耐孔食性を向上させる元素であり、その効果を得るためには0.5％以上含有することが好ましいが、4.0％を超える含有は、フェライトを生成しやすくするとともに、耐硫化物応力腐食割れ性向上効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Ｗは4.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは1.0〜3.0％である。
【００３３】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
本発明で使用するマルテンサイト系ステンレス鋼鋼帯は、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉などの通常の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法などの公知の方法でスラブ等の製品素材とし、該製品素材に公知の熱間加工を適用し、所定の寸法の熱延鋼板とすることが好ましい。熱間加工後、室温まで冷却したこれら熱延鋼板には、さらにAc3変態点以上の温度に再加熱したのち空冷以上の冷却速度で冷却する焼入れ処理を施し、ついで、Ac1変態点以下の温度で焼戻し処理を行うことが好ましい。なお、上記した組成の鋼は、熱間加工後、空冷以上の冷却速度で冷却すれば、マルテンサイト組織とすることができるので、焼入れ処理を省略して、熱間加工後、室温まで冷却したのち、直接焼戻し処理を施してもよい。
【００３４】
上記した鋼帯１を、例えば図３に示す、好ましくは複数の各種成形ロール（ブレイクダウンロール３、ケージロール４、フィンパスロール５等）を直列的に配設した連続成形設備で、連続的に、略円筒状断面のオープン管11とする。ついで、オープン管11をスクイズロール７で加圧しながら、オープン管の両端面同士を突合せ、シーム部を溶接手段６により溶接接合して溶接管12とする。なお、使用する製造設備は、常用の溶接管の製造設備がいずれも適用できる。
【００３５】
溶接接合は、高密度エネルギービーム溶接法を溶接手段として用いる。なお、高密度エネルギービームとしてはレーザビームとすることが好ましい。高密度エネルギービーム溶接を用いて溶接接合する際には、高密度エネルギービームの照射条件を、オープン管の両端面部が全厚にわたり溶融する条件とすることは言うまでもない。なお、溶接接合して得られた溶接管の外面および内面には、溶接時に溶接部を加圧することにより、溶湯が押し出されて凝固し隆起部（ビード）を形成する。これらビードは、内外面ともに切削加工等で除去して平滑化することが好ましい。
【００３６】
Cr等の合金成分を多量に含むステンレス鋼では、溶接に際し高融点酸化物を多量に生成しやすく、生成した高融点酸化物がシーム溶接部に残留し、ぺネトレータと称する溶接欠陥を発生しやすい。高融点酸化物の生成を抑制するためには、不活性ガスで溶湯をシールドすることが考えられるが、高融点酸化物の生成を完全には防止できない。そこで、溶接時に生じた溶湯が大気と接触することが避けられる高密度エネルギービーム溶接を用いて、溶接接合する。しかし、高密度エネルギービームの照射条件によっては照射量が不足する場合があり、とくに溶接管の内面側に未溶融部を残す場合があり、溶接管内面側のビード表面にアンダーカット、ポロシティ等の溶接欠陥が発生しやすいという問題がある。
【００３７】
このような管内面側の溶接欠陥の発生を想定し、管内面側のシーム溶接部に、管内表面から肉厚方向に0.5mm以上再溶融させ凝固させるシーム溶接部補修処理を行うことが好ましい。なお、シーム溶接部補修処理は、具体的には溶融部の幅を２〜５mmとすることが、すなわち、シーム溶接部の溶融部の幅の２〜５倍以下程度とすることが、溶接欠陥の発生防止の観点から好ましい。これにより、シーム溶接部内面側表面の溶接欠陥の発生を防止できる。なお、再溶融させる深さ（肉厚方向距離）は、内表面から管肉厚の40％以下、具体的には５mm以下とすることが好ましい。なお、シーム溶接部補修処理は、加熱する位置や温度等を制御できる加熱方法であれば、とくに限定されない。アーク、プラズマ、レーザ等を利用した加熱・溶解方法がいずれも利用できる。
【００３８】
本発明では、高密度エネルギービーム溶接により溶接接合したのち、あるいは溶接接合し、さらに管内面側へのシーム溶接部補修処理を行ったのちに、溶接管のシーム溶接部に、550〜700℃の範囲の温度で１〜20min間保持するシーム溶接部後熱処理を施す。これにより、管円周溶接した後に、IGSCC防止のためのPWHTを施されても、シーム溶接部にIGSCCが発生することを防止できる。なお、シーム溶接部後熱処理は、管全体に施してもよいが、例えば円周溶接やその後のPWHTにより比較的低温に加熱され、固溶ＣがCr炭化物として旧γ粒界に再析出する温度域となることが懸念されるシーム溶接部、すなわち管の両端部近傍のシーム溶接部のみで十分である。
【００３９】
また、シーム溶接部後熱処理の加熱温度が550℃未満では、安定した炭化物が生成しにくく、その後のPWHT処理でIGSCCが発生する恐れが増大し、シーム溶接部の耐IGSCC性が低下する傾向が高くなる。一方、700℃を超えて高温となると、溶接部の硬さが増加する傾向を示し靭性が低下する。このため、シーム溶接部後熱処理の加熱温度は550〜700℃とした。なお、好ましくは600〜650℃である。また、シーム溶接部後熱処理の加熱方法は、加熱位置や温度の制御が容易な誘導加熱とする。
【００４０】
また、上記した熱処理の加熱温度範囲で、保持時間が１min未満では、保持時間が短すぎて、安定した耐IGSCC性が確保できない。一方、20minを超えて保持時間が長くなると、生産性が低下する。このため、熱処理の保持時間は１〜20minとした。なお、好ましくは３〜10minである。
なお、シーム溶接部後熱処理は少なくとも、シーム溶接部の溶融部と熱影響部を合わせた幅の１倍以上２倍以下程度、あるいはシーム溶接部補修処理の溶融部と熱影響部を合わせた幅の１倍以上、好ましくは２倍以下とすることが好ましい。なお、ここでいう「シーム溶接部の熱影響部」や「シーム溶接部補修処理の熱影響部」とは、その処理によりAｃ１変態点以上に加熱された領域をいう。
【実施例】
【００４１】
表１に示す組成のマルテンサイト系ステンレス鋼鋼帯（板厚：６mm）を、図３に示す、連続ロール成形、スクイズロール、溶接手段等からなる溶接管製造設備を用いて、溶接鋼管（外径：219mmφ）とした。なお、使用した鋼帯は、熱間圧延後、室温まで空冷し、その後、580〜620℃で焼戻処理を行った。また、用いた溶接手段は、高周波抵抗溶接法、およびレーザ溶接法とした。高周波抵抗溶接法（参考例）の溶接条件は、溶接速度：20ｍ／min、Ｎ2雰囲気中とした。レーザ溶接法は、ファイバーレーザを用いて、レーザ出力：20kW、溶接速度：８ｍ／min、Arガス雰囲気中で行った。
【００４２】
シーム溶接後、シーム溶接部の内外面のビードを切削加工によりそれぞれ平滑化した。なお、一部の鋼管にはシーム溶接部の内面側から表２に示す条件でシーム溶接部補修処理を施した。
得られた溶接管の管円周方向が引張方向となるように、API-5LX規格に準拠して引張試験片（標点：50.4mm）を母材部から採取し、引張試験を実施し、母材部の引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を求めた。得られた引張特性を表２に示す。
【００４３】
さらに、得られた溶接管から、シーム溶接部を含む試験材（肉厚：３mm×幅15mm×115mm長さ）を採取した。該試験材に、表３に示す条件のシーム溶接部後熱処理を施し、ついで、試験片のシーム溶接部に直交する幅10mmの領域に、表３に示す条件の円周溶接部のPWHT相当熱処理を実施した。
上記した処理を施された試験材を、研磨して、４点曲げ応力腐食割れ試験用試験片とし、４点曲げ応力腐食割れ試験を実施した。
【００４４】
４点曲げ応力腐食割れ試験は、図２に示すような治具20を用いて試験片を保持し、腐食環境中に浸漬する試験とした。試験期間は720hrとした。なお、腐食環境は、液温：100℃、CO２圧：0.1MPa、ｐＨ：2.0の５％NaCl水溶液とした。負荷歪は0.6％とした。
試験後、試験片断面について、目視、および100倍の光学顕微鏡で割れの有無を観察し、耐粒界応力腐食割れ性（耐IGSCC性）を評価した。割れなしを○、割れありを×で表示した。
【００４５】
得られた結果を表３に示す。
【００４６】
【表１】
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【００４７】
【表２】
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【００４８】
【表３】
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【００４９】
本発明例はいずれも、シーム溶接部のIGSCCを防止することができシーム溶接部の耐IGSCC性に優れた溶接鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、割れの発生が認められ、耐IGSCC性が低下している。
【符号の説明】
【００５０】
１ 鋼帯
２  エッジミラー
３  ブレイクダウンロール
４  ケージロール
５  フィンパスロール
６  溶接手段
７  スクイズロール
８  サイジングロール
９  切断機
11  オープン管
12  溶接管
20  治具
【図１】
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【図２】
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【図３】
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