(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｃｒ：９〜２０％を含み、金属組織がマルテンサイト相単相、またはフェライト相を含むマルテンサイト相主体のステンレス鋼の母材と、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｃｒ：７〜２０％を含み、金属組織がオーステナイト相を含むマルテンサイト相主体のステンレス鋼のシーム部の溶接金属で構成され、内面のシーム部の溶接ビードが、下記（１）式を満足するマルテンサイト系ステンレス鋼溶接鋼管。
Ｌ≦０．２×Ｗ                       （１）
ここで、Ｌ：シーム部のうち、下記（２）式で求められる値ｈが１．２５を超える部分のビード長さ
ｈ＝｛１＋（２×Ｈ／Ｗ）｝×（ＹＳB100／ＹＳW100 ）   （２）   
ただし、Ｈ：ビードの管内面からの高さ（ｍｍ）
Ｗ：ビードの幅（ｍｍ）
ＹＳB100  :１００℃での母材の耐力（ＭＰａ）
ＹＳW100 ：１００℃での溶接金属の耐力（ＭＰａ）
【請求項２】
母材および溶接金属の金属組織が、体積％で、母材はマルテンサイト相５５〜９０％、フェライト相１０〜４５％、溶接金属はマルテンサイト相７０〜９５％、オーステナイト相５〜３０％で、母材および溶接金属の化学組成が下記のとおりである請求項１に記載の溶接鋼管。
質量％で、
母材
Ｃ：０．０５％以下、 Ｃｒ：９〜２０％、 Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｎｉ：９％以下、 Ｍｏ：５％以下、 Ｗ：６％以下、 Ｃｕ：５％以下、 Ｚｒ：０．５％以下、 Ｖ：０．５％以下、 Ｃａ：０．０５％以下 、
Ｍｇ：０．０５％以下、 Ｔｉ：０．１％以下、 sol.Al：０．００１〜０．１％、 残部：Ｆｅおよび不純物、
溶接金属
Ｃ： ０．１％以下、 Ｃｒ：７〜２０％、 Ｓｉ０．０１〜１％、 Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｎｉ：１０％以下、 Ｍｏ：５％以下、
Ｗ：３％以下、 Ｃｕ：３％以下、 Ｚｒ：０．３％以下、 Ｖ：０．３％以下、 Ｃａ：０．０３％以下、 Ｍｇ：０．０３％以下、 Ｔｉ：０．１％以下、 sol.Al：０．００１〜０．１％、
残部：Ｆｅおよび不純物、
ここで、不純物中のＰ、ＳおよびＯ（酸素）含有量は、母材、溶接金属ともにＰ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下であり、Ｎ含有量は母材で０．０２％以下、溶接金属で０．０５％以下である。
【請求項３】
母材のＣｒ、ＮｉおよびＴｉ含有量が、質量％で、Ｃｒ：１１〜２０％、Ｎｉ：３〜７％、Ｔｉ：０．０５％以下であり、かつ下記（３）および（４）式を満足する請求項１または２に記載の溶接鋼管。
Ｃｒ＋１．５Ｍｏ−Ｎｉ−０．４Ｃｕ−１４≧０          （３）
Ｃｒ＋１．５Ｍｏ−２Ｎｉ−０．８Ｃｕ−１２．５≦０    （４）
【請求項４】
母材のＣｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＴｉ含有量が、質量％で、Ｃｒ：１５〜２０％、Ｎｉ：４〜７％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ｔｉ：０．０１５％以下、溶接金属のＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＷおよびＴｉの含有量が、質量％で、Ｃｒ：１１〜１８％、Ｎｉ：５〜１０％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ｗ：４％以下、Ｔｉ：０．０３％以下であり、かつ溶接金属の化学組成が下記（５）および（６）式を満足する請求項１から３のいずれかに記載の溶接鋼管。
−１≦Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７Ｎｉ≦１３−２２０×Ｏ（酸素）   （５）
２５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８Ｎｉ≦３０                   （６）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐食性、特に耐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の溶接鋼管に関する。さらに詳しくは、石油や天然ガスのような金属を腐食しやすい流体を輸送するパイプライン、特にトランクラインに用いられる溶接鋼管で、外径が２０インチを超え、肉厚が０．５インチを超えるような大径厚肉のマルテンサイト系ステンレス鋼溶接鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
石油や天然ガスのような金属を腐食しやすい流体を輸送するパイプライン、なかでもトランクラインには、外径が２０インチを超え、肉厚が０．５インチを超えるような大径厚肉の鋼管が広く用いられている。
【０００３】
このような大径厚肉の鋼管は、通常、厚鋼板や熱延鋼帯をオープンパイプ状やスパイラル状に曲げ成形した後、突き合わせ部を溶接する方法で製造される。このような方法で製造される鋼管は、ＵＯ鋼管、スパイラル鋼管などと呼ばれている。
【０００４】
ＵＯ鋼管は、その名称に付けられたアルファベット文字（ＵとＯ）で表される成形工程で製造される。この工程の場合には、厚鋼板をＵプレスを用いてオープンパイプ状に曲げ成形し、それに続いて、Ｏプレスによって端面を突き合わせてパイプ状とした後、突き合わせ部を溶接する方法が採られる。
【０００５】
また、スパイラル鋼管は、熱延鋼帯をスパイラル状に順次曲げてパイプ状に成形し、その鋼帯端面同士の突き合わせ部を溶接する方法で製造される。
【０００６】
大径厚肉鋼管の製造方法には、上記以外の製造方法もある。例えば、厚鋼板をロールベンダーと称される３ロール式のロール成形機を用いてパイプ状に曲げ成形した後、厚鋼板の端面同士の突き合わせ部をシーム溶接する方法である。
【０００７】
これら大径厚肉の溶接鋼管の製造には、サブマージアーク溶接法（以下、ＳＡＷ法という）が広く用いられる。大径厚肉鋼管の溶接の際には、通常、管の内面側と外面側からそれぞれ一層ずつの溶接が行われる。この他、材料の肉厚が大きい場合には、片側を２層以上溶接する３層以上の多層盛り溶接が行われることもある。
【０００８】
従来、石油や天然ガスのような金属を腐食しやすい流体の輸送に用いられる大径厚肉の溶接鋼管の製造には、炭素鋼または高々１質量％程度のＣｒを含む低合金鋼の母材鋼板と溶接材料が用いられていた。耐食性に劣る炭素鋼で製造された大径厚肉の溶接鋼管が使われているのは、炭素鋼の方が、経済的に有利なためである。しかし、炭素鋼は耐食性に劣る。そのため、炭素鋼の溶接鋼管で構成されたパイプラインでは、輸送前に、油井から採取した原油や天然ガスに脱水処理を施して、流体の腐食作用を下げる操作が採られている。
【０００９】
しかし、脱水処理設備とその設備を据え付けるプラットフォームの建設費が高い。そのために、脱水処理設備を省略し、パイプライン用の鋼管に、耐食性のよい材料を用いる方法が採用されはじめた。耐食性に優れた材料としては、ステンレス鋼が考慮の対象にされている。
【００１０】
この方法は、採掘場所では脱水処理設備やそのためのプラットホームが不要なため、従来は掘削できなかった水平油井のように小規模な油田やガス田の開発に極めて有利である。具体的には、パイプラインにより、既存のプラットフォームに原油等を輸送し、そこでまとめて効率的に脱水処理することができるという利点がある。
【００１１】
また、北海油田のように、今後開発が検討される北緯７０度以上の高緯度地方では、海上の波浪のためにプラットフォームの建設自体が困難である。その場合には、脱水処理を施さない原油等をパイプラインで輸送する必要がある。
【００１２】
このような背景から、脱水処理が省略された、金属を腐食しやすい流体の輸送用の大径厚肉の溶接鋼管が要求されるようになってきた。
【００１３】
上記のような流体の輸送に適した耐食性のよいステンレス鋼やその鋼からなる継目無鋼管、または比較的小径薄肉の電縫鋼管やレーザ溶接鋼管については、いくつかの提案がなされている。また、ステンレス鋼からなる大径厚肉の溶接鋼管については、例えば特開平１０−６０５９９号公報や特開平１２−８１４４号公報に、溶接鋼管とその母材が開示されている。
【００１４】
上記の用途に対しては、経済性の観点から、主として、９〜１３質量％のＣｒを含むマルテンサイト系ステンレス鋼が用いられている。マルテンサイト系ステンレス鋼は、経済性に加えて、上記のような環境下で十分な耐食性をもっており、熱間加工性に優れているので、溶接鋼管の素材である厚鋼板や熱延鋼板を製造しやすいからである。
そして、これらのステンレス鋼の母材やシーム部の溶接金属は、いずれも耐応力腐食割れ性、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性に優れていると考えられていた。
【００１５】
しかし、脱水処理が省略された腐食作用のある流体を輸送するためのパイプラインに、マルテンサイト系ステンレス鋼で製造された溶接鋼管を適用した場合、管内面の溶接部に応力腐食割れが発生しやすいということが分かってきた。特に、ＳＡＷ法によって製造された溶接鋼管で、管内外面の溶接ビードが切削除去されていない大径厚肉の溶接鋼管に、ＳＣＣが生じる傾向が見られる。さらに、耐ＳＣＣ性を備えている場合でも、母材および溶接金属が耐サワー性に劣り、溶接金属は溶接高温割れ性にも劣る場合があることが分かってきた。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、母材部および管内面のシーム部の耐食性、特に耐応力腐食割れ性（以下、耐ＳＣＣ性という）に優れ、さらに耐硫化物応力割れ性（以下、耐サワー性という）、耐炭酸ガス腐食性（以下、耐ＣＯ2 性という）に優れた大径厚肉のマルテンサイト系ステンレス鋼溶接鋼管を提供することを目的とする。
【００１７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｃｒ：９〜２０％を含み、金属組織がマルテンサイト相単相、またはフェライト相を含むマルテンサイト相主体のステンレス鋼の母材と、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｃｒ：７〜２０％を含み、金属組織がオーステナイト相を含むマルテンサイト相主体のステンレス鋼のシーム部の溶接金属で構成されて、さらに、管内面のシーム部の溶接ビードが下記（１）式を満足するマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接鋼管にある。
【００１８】
Ｌ≦０．２×Ｗ                       （１）
ここで、Ｌ：シーム部の溶接ビードのうち、下記（２）式で求められる値ｈが１．２５を超える部分のビード長さ
ｈ＝｛１＋（２×Ｈ／Ｗ）｝×（ＹＳB100／ＹＳW100 ）   （２）   
ただし、Ｈ：ビードの管内面からの高さ（ｍｍ）
Ｗ：ビードの幅（ｍｍ）
ＹＳB100  :１００℃での母材の耐力（ＭＰａ）
ＹＳW100 ：１００℃での溶接金属の耐力（ＭＰａ）
母材および溶接金属の金属組織は、体積％で、母材ではマルテンサイト相５５〜９０％、フェライト相１０〜４５％で、溶接金属ではマルテンサイト相７０〜９５％、オーステナイト相５〜３０％で構成されていることが望ましい。
【００１９】
また、本発明の溶接鋼管の母材およびシーム部の溶接金属のＣ、Ｃｒ以外の化学成分の含有量は、下記の範囲が望ましい。
【００２０】
母材は質量％で、
Ｓｉ：０．０１〜１％、     Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｎｉ：９％以下、           Ｍｏ：５％以下、
Ｗ：６％以下、             Ｃｕ：５％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、       Ｖ：０．５％以下、
Ｃａ：０．０５％以下 、    Ｍｇ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、       sol.Al：０．００１〜０．１％、
残部：Ｆｅ、不純物、
溶接金属は質量％で、
Ｓｉ０．０１〜１％、       Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｎｉ：１０％以下、         Ｍｏ：５％以下、
Ｗ：３％以下、             Ｃｕ：３％以下、
Ｚｒ：０．３％以下、       Ｖ：０．３％以下、
Ｃａ：０．０３％以下、     Ｍｇ：０．０３％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、       sol.Al：０．００１〜０．１％、
残部：Ｆｅ、不純物、
なお、不純物中のＰ、ＳおよびＯ（酸素）は、母材、溶接金属ともに、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎは母材は０．０２％以下、溶接金属は０．０５％以下であるのが望ましい。
上記の溶接鋼管が、本発明の基本的な溶接鋼管であり、上記の条件を満足する本発明の溶接鋼管は、特に耐ＳＣＣ性に優れている。この鋼管の母材は熱間圧延のまま製管に用いられたものでもよい。また、この鋼管は、溶接後、母材の熱影響部の熱処理および溶接金属部の熱処理を省略しても、十分な耐ＳＣＣ性と耐ＣＯ2性を備えている。
【００２１】
本発明の基本的な溶接鋼管において、母材のＣｒ、ＮｉおよびＴｉの含有量が、質量％で、Ｃｒ：１１〜２０％、Ｎｉ：３〜７％、Ｔｉ：０．０５％以下であり、かつ下記（３）および（４）式を満足するのが望ましい。この場合には、母材は熱間圧延のままでも、耐ＳＣＣ性に加えて、耐サワー性に優れており、溶接後の溶接部の熱処理を省略しても、これらの耐食性を満足する。
【００２２】
Ｃｒ＋１．５Ｍｏ−Ｎｉ−０．４Ｃｕ−１４≧０          （３）
Ｃｒ＋１．５Ｍｏ−２Ｎｉ−０．８Ｃｕ−１２．５≦０    （４）
また、前記の基本的な溶接鋼管において、母材のＣｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＴｉ含有量が、質量％で、Ｃｒ：１５〜２０％、Ｎｉ：４〜７％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ｔｉ：０．０１５％以下、溶接金属のＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＷおよびＴｉの含有量が、質量％で、Ｃｒ：１１〜１８％、Ｎｉ：５〜１０％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ｗ：４％以下、Ｔｉ：０．０３％以下であり、かつ溶接金属の化学組成が下記（５）および（６）式を満足するのが望ましい。この場合には、溶接後の熱処理を省略しても、母材および溶接金属の靱性と強度に優れており、かつ溶接金属部の耐サワー性および耐溶接高温割れ性に優れている。
【００２３】
−１≦Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７Ｎｉ≦１３−２２０×Ｏ（酸素）   （５）
２５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８Ｎｉ≦３０                   （６）
上記の本発明の溶接鋼管は、脱水処理が省略された原油や天然ガスを搬送するためのパイプライン用の鋼管としての使用にもっとも好適である。
【００２４】
なお、本発明は、大径厚肉の溶接鋼管を対象としており、大径とは２０インチ（５０８ｍｍ）以上、厚肉とは０．５インチ（１２．７ｍｍ）以上程度を意味する。また、マルテンサイト相主体とは、マルテンサイト相の割合が５０体積％を超えることを意味する。さらに、溶接金属部とは、母材と溶融金属部の境界部に存在する遷移領域を含まない溶接金属側を意味する。
【００２５】
【発明の実施の形態】
前述のように、脱水処理が省略された原油や天然ガスは、金属を腐食する作用を持っている。このような流体を搬送するためのパイプラインに、ＳＡＷ法によって製造されたマルテンサイト系ステンレス鋼の大径厚肉の溶接鋼管を適用した場合、通常、管内面のシーム部に応力腐食割れ（ＳＣＣ）が発生しやすい。
【００２６】
本発明者らは、上記のＳＣＣは主に溶接ビードの止端部で発生することおよびその原因を解明し、本発明を完成させた。
【００２７】
図１は、大径厚肉の一般的な溶接鋼管のシーム部の横断面構造を説明するための模式図である。
【００２８】
本発明の溶接鋼管１では、前述のように、管内面の溶接部の凸部の大きさおよびその数を、管内面側の溶接ビード３の幅と高さ、および母材と溶接金属２の温度１００℃における耐力を考慮することによって制限した。そのために、溶接ビードの形状に起因する溶接ビード止端部４への応力集中が抑制されるとともに、１００℃までの高温における母材と溶接金属の強度差に起因する割れの発生を防止することが可能となった。特に、この２つの相乗効果によるＳＣＣの発生を防止する効果が大きい。したがって、本発明の溶接鋼管は、高濃度の塩化物およびＣＯ2 を含む１００℃程度までの高温の流体中であっても、良好な耐ＳＣＣ性を発揮する。
【００２９】
管内面の溶接ビード３の止端部４でＳＣＣが発生しやすい理由を、さらに具体的に説明すると次のとおりである。
【００３０】
マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接鋼管を製造する場合、溶接材料（溶接ワイヤ）には、一般に、２２質量％以上のＣｒを含むフェライト相とオーステナイト相からなる２相ステンレス鋼や、２５質量％以上のＣｒを含むスーパー２相ステンレス鋼が用いられる。前記の溶接材料のうち、２相ステンレス鋼は母材よりも耐食性に優れ、スーパー２相ステンレス鋼は母材よりも耐食性と強度に優れている。一方、溶接材料として、母材と同じ成分系のマルテンサイト系の溶接材料が用いられる場合には、溶接金属中にオーステナイト相が生成する化学組成の溶接材料が選ばれる。その理由は、マルテンサイト系ステンレス鋼は溶接低温割れ感受性が高いので、オーステナイト相を存在させることにより、低温割れを抑制するためである。なお、溶接金属中にフェライト相が存在するような場合には、溶接高温割れを起こしやすいので、溶接金属の金属組織はマルテンサイト相とオーステナイト相の２相とする。
このようなオーステナイト相を含む２相組織の溶接金属は、実質的にマルテンサイト単相組織の母材に比べて、１００℃程度までの高温での強度低下、特に耐力の低下が著しい。したがって、使用時の高温環境下では、溶接金属の耐力は母材の耐力を下回る。特に、パイプラインに適用される場合には、使用中に引張りのフープストレスが生じるので、耐力が低い溶接金属には母材以上の歪みが生じる。溶接ビードの止端部にＳＣＣが発生しやすいのは、引張応力とこの溶接ビードへの応力集中とが重畳し、止端部の溶接金属側にかかる歪みが過度に大きくなるからである。本発明の溶接鋼管では、以下に説明する手段によって、管内面の溶接ビードの止端部に歪みが発生するのを防止している。そのために、ＳＣＣが発生しにくい。
【００３１】
以下に、本発明の溶接鋼管について、具体的に説明する。なお、化学成分の含有量の％表示は、質量％を意味する。
管内面の溶接ビードの形状：
本発明では、管内面における溶接ビードの高さ指数ｈを下記の（２）式で規定する。
ｈ＝｛１＋（２×Ｈ／Ｗ）｝×（ＹＳB100／ＹＳW100）    （２）
（２）式におけるＨ（ｍｍ）は、管内面側の溶接ビード３の管内面からの高さ（溶接ビードと母材の境界部からの高さ）、Ｗ（ｍｍ）は溶接ビード３の幅、ＹＳB100（ＭＰａ）は母材の１００℃における耐力、ＹＳW100（ＭＰａ）は溶接金属の１００℃での耐力を示す。
【００３２】
本発明の溶接鋼管では、上記（２）式で表される指数ｈ＝１．２５を基準の指数とする。そして、ｈが１．２５を超える凸部の溶接鋼管の溶接ビード方向の長さＬを求め、Ｌが下記（１）式を満足するものとする。
Ｌ≦０．２×Ｗ                    （１）
ｈ＝１．２５と（１）式の組合せにより、耐ＳＣＣ性を評価するのは、この組合せがもっとも正確に耐ＳＣＣ性を把握できるからである。
【００３３】
ここで、溶接ビード方向とは、スパイラル溶接鋼管の場合には、スパイラル状のシーム部の溶接線方向を意味する。また、上記の基準は、特に、脱水処理が施されていない流体で、塩化物が多く炭酸ガスを含む高温の原油等の搬送に適用される溶接鋼管の耐ＳＣＣ性の評価に極めて有効である。
上記（２）式において、母材および溶接金属の耐力を１００℃における値で規定したのは、本発明の溶接鋼管が主に用いられるパイプラインにおいては、通常、鋼管内の温度は高くても１００℃程度であるからである。
【００３４】
母材および溶接金属の金属組織：
母材の金属組織は、フェライト相を含むマルテンサイト相主体の組織とする。母材はマルテンサイト相単相でも差し支えないが、単相の場合には、溶接鋼管製造用の素材である厚鋼板や熱延鋼板の強度が高すぎて加工しにくいこと、溶接鋼管を製造後熱処理なしで溶接のまま使用しにくいこと等、使用条件に制限が生じる。したがって、適度な強度を得るために、母材の金属組織は、マルテンサイト相が５０体積％を超え、フェライト相を含む組織とする。ただし、フェライト相は０％でもよい。金属組織に占める望ましいマルテンサイト相の体積割合は、５５〜９０％である。残部がフェライト相であり、その望ましい体積割合は１０〜４５％である。
【００３５】
母材の強度は、熱間圧延のまま、または溶接製管のままで、ＡＰＩ規格に規定されるＸ８０グレード相当の強度（耐力５５１ＭＰａ以上）であることが望ましい。そのような強度とするには、第２相として、軟らかいフェライト相、すなわち、δフェライト相を含む組織とする必要がある。マルテンサイト相の割合が９０体積％を超えると、強度が高くなりすぎ、パイプラインを施設する施工の際に、溶接部に局部変形が発生することがある。そのために、マルテンサイト相を９０体積％以下、すなわちフェライト相の割合を１０％以上とし、強度の上昇を抑えるのが望ましい。一方、マルテンサイト相の割合が５５体積％未満では、Ｘ−８０グレード相当の耐力が確保できない場合がある。したがって、マルテンサイト相の体積割合は、５５〜９０％が望ましい。
金属組織中に占めるマルテンサイト相とフェライト相の体積割合は、点算法により求めることができる。この方法では、まず倍率１０００倍で金属組織の顕微鏡写真（７．３ｃｍ×９．５ｃｍ）を５視野撮影し、さらに４倍に拡大してプリントする。次に、この写真に５ｍｍピッチで升目を描き、格子点がマルテンサイト相中にあれば１点、フェライト相中にあれば０点、マルテンサイト相とフェライト相の境界にあれば０．５点として全格子について調べる。さらに、合計点数を算出し、各相の点数を合計点数で割って各相の割合を求める。この値が各相の体積割合を表す。
溶接金属の金属組織は、マルテンサイト相を主体とし、オーステナイト相を含む組織とする。オーステナイト相を含む組織とするのは、溶接金属部の強度、靱性、冷間加工性および耐溶接高温割れ性を確保するためである。オーステナイト相の体積割合は５〜３０％で、マルテンサイト相の体積割合は７０〜９５％が望ましい。特に、溶接金属部のＯ（酸素）含有量が高くなりやすい溶融溶接法の場合には、靱性を確保する観点から、オーステナイト相を含む組織が有効である。
【００３６】
なお、マルテンサイト組織中のオーステナイト相の体積割合（％）は、次の方法によって求めることができる。鋼管または鋼板について、圧延方向および圧延方向に直角な方向の縦断面、表面に平行な断面の３つの断面を対象に、Ｃｏ−Ｋα線を１次Ｘ線とするＸ線回折法により、マルテンサイト相の｛２１１｝回折線に対するオーステナイト相の｛２２０｝回折線の強度比を測定する。そして、３つの断面の測定値を基にオーステナイト相の体積割合を計算し、その結果の平均値を求める。
【００３７】
ただし、マルテンサイト相とオーステナイト相とでは、回折線の強度が異なるので、装置毎の特性による誤差が生じる。このため、所定の相比に混合された、マルテンサイト系ステンレス鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼の標準試料を用いて強度補正を行う必要がある。
【００３８】
母材および溶接金属の化学組成：
Ｃ：Ｃ含有量が多い場合には、母材、溶接金属ともに硬さが硬くなる。硬さが硬いと、耐ＳＣＣ性や耐サワー性が低下するので、Ｃ含有量は低い方がよい。特に、母材についてはＣ含有量が低い方がよく、Ｃ含有量が０．０５％を超える場合には、溶接熱影響部における硬化が著しくなる。その場合には、母材と溶接金属部との耐力の差が大きくなり、溶接ビード止端部における溶接金属部と溶接熱影響部との境界の溶接金属側に歪みが集中しやすい。そのような溶接鋼管が、脱水処理が施されておらず、かつ炭酸ガス環境下で塩化物を多く含む高温の流体の搬送に適用されると、応力腐食割れを起こしやすい。また、微量の硫化水素が含まれる環境下では、耐サワー性が著しく低下する。
【００３９】
したがって、母材のＣ含有量は０．０５％以下とした。溶接金属は母材より高い強度を得ることができるように、Ｃ含有量の上限は母材より高い方がよく、０．１％以下とした。望ましいＣ含有量は、母材では０．０３％以下、溶接金属では、０．０５％以下である。
【００４０】
Ｃｒ：Ｃｒは耐食性、特に耐ＣＯ2性を向上させる元素である。母材のＣｒ含有量が９％未満、溶接金属のＣｒ含有量が７％未満の場合には、脱水処理を省略した炭酸ガスを含む天然ガスや原油のような金属を腐食しやすい流体の輸送用の鋼管としては、耐ＣＯ2性が十分でない。したがって、Ｃｒ含有量の下限は、母材は９％、溶接金属は７％とする。
【００４１】
Ｃｒ含有量の上限は、母材および溶接金属ともに２０％とする。母材のＣｒ含有量が２０％を超えると、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が低下するので、マルテンサイト相を主体とする金属組織を得るのが難しい。特に、熱間圧延のままの状態の鋼板を溶接鋼管製造用の母材として使用する場合、マルテンサイト相の割合の望ましい下限である５５体積％を確保しにくくなる。
【００４２】
また、溶接金属のＣｒ含有量が２０％を超えると、フェライト相が生成しやすくなる。その場合には、溶接金属部の金属組織が、マルテンサイト相を主体とし、オーステナイト相を含む２相組織にならない。
【００４３】
したがって、母材のＣｒ含有量は９〜２０％、溶接金属のＣｒ含有量は７〜２０％とした。なお、耐ＣＯ2性は、Ｃｒ含有量が高いほど向上する。そのために、Ｃｒ含有量の望ましい範囲は、母材では１１〜２０％、さらに望ましくは１５〜２０％、溶接金属では、１１〜１８％、より望ましくは１１〜１５％である。
【００４４】
なお、Ｃｒの含有量は、母材と溶接金属の耐サワー性、溶接金属の溶接高温割れ性などにも重要な影響を及ぼす。これらの耐食性に対しては、オーステナイト相形成元素であるＮｉ等の他の元素の含有量の影響もある。したがって、後述するように、Ｃｒ含有量は、それらの元素の含有量を考慮して選択するのがよい。以下に説明する元素は、無添加でもよいが、必要に応じて母材に含有させることができる元素である。
【００４５】
Ｓｉ：Ｓｉは母材を製造する際の溶鋼の脱酸、または溶接時の溶融部の脱酸に有効な元素である。ただし、Ｓｉ含有量が１％を超えると靭性が低下する傾向があるので、Ｓｉを脱酸剤として使用する場合には、母材、溶接金属ともに、１％以下とするのが望ましい。より望ましい上限は０．５％である。
【００４６】
なお、Ｓｉの脱酸効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とするのが望ましい。より望ましい下限は、０．０５％である。したがって、Ｓｉを含む場合の望ましい含有量は、０．０１〜１％、より望ましくは、０．０５〜０．５％である。
【００４７】
Ｍｎ：Ｍｎは母材を製造する際の溶鋼の脱酸、または溶接時の溶融部の脱酸および鋼の熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を得るためには、母材、溶接金属ともに０．０５％以上含有させるのが望ましい。
【００４８】
Ｍｎ含有量の上限は、母材、溶接金属ともに２％とするのがよい。母材のＭｎ含有量が２％を超えると、母材製造用の鋳片の内部にＭｎの偏析が生じやすく、Ｍｎの偏析に起因する靱性の低下を起こすことがあり、耐ＳＣＣ性も低下する傾向がある。母材の望ましいＭｎ含有量の上限は１％である。また、溶接金属のＭｎ含有量が２％を超えると、靱性、耐ＳＣＣ性などが低下しやすい。
【００４９】
したがって、添加する場合のＭｎ含有量は、母材、溶接金属ともに０．０５〜２％、望ましくは０．０５〜１％である。
【００５０】
Ｎｉ：母材に関しては、Ｎｉは大入熱溶接における溶接熱影響部の靭性を確保するのに有効な元素である。したがって、その効果を得る必要がある場合に含有させる。その含有量が３％未満では、溶接熱影響部のフェライト量が多くなり、溶接熱影響部の十分な強度と靭性が得られないことがある。一方、母材のＮｉ含有量が９％を超えると、Ｍｓ点が低下して強度が低くなる傾向がある。より望ましい上限は７％である。
【００５１】
溶接金属においては、Ｎｉはオーステナイト相の割合を高める効果があるので、その効果を得る必要がある場合に含有させる。その効果を得る場合には、Ｎｉ含有量は２％以上、または５％以上が望ましい。溶接金属のＮｉ含有量が１０％を超えるとＮｉの効果が飽和し、コスト上昇を招くので、溶接金属のＮｉ含有量の上限は１０％とするのがよい。
【００５２】
したがって、母材がＮｉを含む場合の望ましい含有量は、３〜９％、より望ましくは３〜７％、さらに望ましくは４〜７％である。また、溶接金属がＮｉを含む場合の望ましい含有量は、２〜１０％、さらに望ましい含有量は５〜１０％である。なお、ＣｏはＮｉとほぼ同じ作用を持っているので、Ｎｉの一部をＣｏと置換してもよい。
【００５３】
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ：これらの元素は、母材および溶接金属の耐サワー性を向上させる効果を持っているので、溶接鋼管が硫化水素を含む流体の搬送用に用いられる場合に、少なくとも一つの元素を含有させるのがよい。Ｍｏ、Ｃｕは耐サワー性の向上効果がとくに大きい。
【００５４】
これらの元素の効果を得るためには、いずれの元素も、母材および溶接金属ともに０．５％以上含有させるのがよい。しかし、母材に関しては、Ｍｏの含有量がそれぞれ５％を超えると、溶接熱影響部の靭性が低下し、Ｗの含有量が６％、Ｃｕの含有量が５％を超えると、熱間加工性が低下する。また、溶接金属に関しては、Ｍｏの含有量が５％超えると、ＷとＣｕの含有量が、それぞれ６％、３％を超えると、耐溶接高温割れ性が低下する。
【００５５】
したがって、これらの元素を添加する場合の含有量は、母材に関しては、ＭｏとＣｕは０．５〜５％、Ｗは０．５〜６％とするのがよい。Ｍｏ含有量の望ましい範囲は、１．５〜４％、Ｃｕ含有量の望ましい範囲は１〜３％である。
【００５６】
また、溶接金属に関しては、Ｍｏは０．５〜５％、ＷとＣｕは０．５〜３％とするのがよい。Ｍｏ含有量の望ましい範囲は、１．５〜４％、ＷとＣｕ含有量の望ましい範囲は１〜３％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは、母材を製造する際の溶鋼または溶接時の溶融金属部の脱酸に有効な元素である。Ａｌの脱酸効果を得るためには、母材、溶接金属ともにｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．００１％以上とするのがよい。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％を超えると、母材または溶接金属中にアルミナクラスターが残存しやすいために、靱性の低下を招く。
【００５７】
したがって、Ａｌを添加する場合には、母材、溶接金属ともに、ｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．００１〜０．１％とするのがよい。望ましい含有量の範囲は０．００１〜０．０４％、より望ましくは０．００１〜０．０１％である。
【００５８】
Ｖ、Ｚｒ：これらの元素はいずれも、鋼中のＣとＮを炭化物または窒化物として固定し、母材および溶接金属の耐力等の強度のばらつきを少なくする作用を持っている。この効果を得る必要がある場合に、少なくとも一方の元素を含有させるのがよい。その効果は、いずれの元素も０．００１％以上で顕著になる。しかし、これらの元素の含有量が母材は０．５％、溶接金属は０．３％を超えると、母材、溶接金属ともに靭性および耐食性が低下する傾向がある。
【００５９】
したがって、これらの元素を添加する場合の望ましい含有量は、母材は０．００１〜０．５％、さらに望ましくは０．００１〜０．３％、溶接金属は０．００１〜０．３％、さらに望ましくは０．００１〜０．２％である。
【００６０】
Ｃａ、Ｍｇ：これらの元素は、母材の熱間加工性を向上させる作用を持っている。また、連続鋳造で母材用の鋳片を鋳造する際のノズルつまりを防止する作用も持っている。このため、これらの効果を得る必要がある場合に少なくとも一方の元素を添加するのがよい。これらの元素の効果は、いずれも０．０００５％以上で顕著になる。しかし、いずれの元素も、０．０５％を超えると、粗大な酸化物が鋼中に残存しやすいので、母材の靭性が低下しやすくなり、また孔食の起点となって耐食性が低下することがある。
【００６１】
したがって、母材にこれらの元素を含有させる場合には、その含有量は、Ｃａ、Ｍｇともに、０．０００５〜０．０５％とするのがよい。望ましい範囲は、０．０００５〜０．０３％、さらに望ましくは０．０００５〜０．０１％である。
【００６２】
ＣａとＭｇは、溶接金属中のＳを固定して、耐溶接高温割れ性を向上させる作用を持っている。これらの元素の効果を得るためには、０．０００３％以上含有させるのがよい。しかし、これらの元素の含有量が０．０３％を超えると溶接金属中に粗大な酸化物が残存しやすく、そのような場合には、靱性が低下するとともに、粗大な酸化物が孔食の起点となって、耐食性が低下することがある。したがって、添加する場合のＣａ、Ｍｇの望ましい含有量は、いずれも、０．０００３〜０．０３％である。
【００６３】
Ｔｉ：金属組織がマルテンサイト相とフェライト相で構成される母材の場合には、Ｔｉが存在すると、母材の靭性が低下する。特に、Ｔｉの含有量が０．１％を超えると靭性の低下が著しい。したがって、母材のＴｉの含有量は０．１％以下とするのがよい。望ましいＴｉの含有量は０．０５％以下、さらに望ましくは０．０１５％以下である。
【００６４】
一方、Ｔｉは溶接アークを安定化させるために、通常溶接材料に添加される。そのために、Ｔｉは溶接金属中に残存する。Ｔｉの溶接金属の靱性に及ぼす影響は比較的小さいが、０．１％を超えると靱性が低下する傾向がある。したがって、溶接金属のＴｉ含有量は、０．１％以下が望ましく、より望ましくは０．０５％以下、さらに望ましくは０．０３％以下である。
【００６５】
不純物中のＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ：いずれの元素も不純物として存在する元素であり、母材、溶接金属ともに、含有量は低い方がよい。
【００６６】
Ｐの含有量が０．０２５％を超えると、母材および溶接金属の耐食性および靭性が低下しやすい。このため、Ｐ含有量は０．０２５％以下とするのがよい。より望ましく０．０１５％以下、さらに望ましくは０．０１％以下である。
【００６７】
Ｓの含有量が０．０１％を超えると、母材の熱間加工性、耐食性および靭性、溶接金属の耐高温割れ性、耐食性および靭性が低下しやすい。したがって、母材、溶接金属ともにＳ含有量は０．０１％以下がよい。より望ましくは０．００５％以下、さらに望ましくは０．００２％以下である。
【００６８】
Ｎの含有量が母材では０．０２％、溶接金属では０．０５％を超えると、母材に関しては、熱間圧延または溶接のままの状態での靭性および耐食性、溶接金属に関しては靱性と耐食性が低下しやすい。特に、母材における溶接熱影響部の靭性および母材と溶接金属の耐サワー性が低下する傾向がある。このため、母材のＮ含有量は０．０２％以下、溶接金属のＮ含有量は０．０５％以下とするのがよい。より望ましくは、いずれも０．０１％以下である。
【００６９】
Ｏ（酸素）の含有量が０．０１％を超えると、母材および溶接金属のの靭性および耐食性が低下する傾向がある。このため、Ｏ含有量は０．０１％以下とするのがよい。より望ましくは０．００５以下である。
【００７０】
化学組成の好ましい態様：
すでに述べてきたように、本発明の溶接鋼管は、脱水処理が施されていない原油等の搬送に適用された場合には、耐ＳＣＣ性に優れている。また、「課題を解決するための手段」の項で記したように、母材または溶接金属が次に記す化学組成を満たす場合には、本発明の溶接鋼管は、さらに他の有用な特性を備える。
【００７１】
母材の金属組織としては、体積％で、マルテンサイト相の割合５５〜９０％、フェライト相の割合１０〜４５％で構成されていることが望ましいことは前記のとおりである。このような金属組織を確保するとともに、母材鋼板を製造する際の熱間圧延後の熱処理または溶接後の熱処理を省略しても、強度、靱性に優れ、耐サワー性等の耐食性も備える母材を得るためには、つぎの条件を満足させるのがよい。
【００７２】
母材のＣｒ、ＮｉおよびＴｉの含有量を、それぞれＣｒ：１１〜２０％、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎｉ：３〜７％とする。そして、母材がＭｏを含む場合は、これらの元素を含めた含有量が、下記の（３）式および（４）式を同時に満足するようにする。（３）式はフェライト相の割合１０体積％以上、マルテンサイト相の割合９０体積％以下を得るのに好適な条件で、（４）式はマルテンサイト相の割合５５体積％以上、フェライト相の割合４５体積％以下を得るのに好適な条件である。
【００７３】
なお、（３）式および（４）式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【００７４】
Ｃｒ＋１．５Ｍｏ−Ｎｉ−０．４Ｃｕ−１４≧０        （３）
Ｃｒ＋１．５Ｍｏ−２Ｎｉ−０．８Ｃｕ−１２．５≦０  （４）
溶接金属については、５〜３０体積％のオーステナイト相を含むマルテンサイト組織で構成されていることが望ましいことを、すでに述べた。このような金属組織が望ましいのは、溶接時の溶融状態から凝固する過程で割れ（溶接高温割れと呼ばれる）が生じないようにするためと溶接金属の強度および靱性を向上させるためである。この割れが生じないようにするためには、凝固過程および凝固後の冷却過程で適当量のフェライト相が存在し、温度が約２００℃まで降下する間にフェライト相が消失するような化学組成を選ぶのがよい。
このような凝固過程でのフェライト相の存在を考慮し、さらに常温で５〜３０体積％のオーステナイト相を含むマルテンサイト組織で構成される溶接金属部とするのがよい。そのためには、フェライト生成元素であるＣｒ、Ｍｏの含有量とオーステナイト生成元素であるＮｉ含有量を同時に考慮した適正量を選ぶのが望ましい。本発明の溶接鋼管の場合には、 母材のＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉの含有量を、それぞれＣｒ：１５〜２０％、Ｎｉ：４〜７％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ｔｉ：０．０１５％以下の範囲、溶接金属のＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉを、それぞれＣｒ：１１〜１８％、Ｎｉ：５〜１０％、Ｍｏ：１．５〜４％、Ｗ：４％以下、Ｔｉ：０．０３％以下の範囲とし、かつ下記の（５）式および（６）式を満足させるのがよい。
−１≦Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７Ｎｉ≦１３−２２０×Ｏ（酸素）   （５）
２５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８Ｎｉ≦３０                   （６）
（５）式は凝固過程でのフェライト相を考慮した式であり、「Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７×Ｎｉ」の項は、フェライト相の生成傾向を表す実験式である。この項の値が小さいほどフェライト相の生成量が減少する。ただし、この項の値が−１未満では、凝固直後の高温下でフェライト相が存在しないので、溶接高温割れが発生しやすい。一方、この項の値が大きすぎると、フェライト相の生成量が過多となるので、靭性が低下する。
【００７５】
この溶接金属の靭性には、Ｏ（酸素）含有量の影響が大きい。Ｏ含有量を考慮した式「Ｃｒ＋Ｍｏ−１．７×Ｎｉ≦１３−２２０×Ｏ」を満足すれば、十分な靭性を持つ溶接金属が得られる。
【００７６】
（６） 式において、「Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．８×Ｎｉ」の項は、オーステナイト相の生成傾向を表す実験式である。この項の値が２５未満では、オーステナイト相の生成量が少ないので、十分な靭性が得られない。一方、この項の値が３０を超えると、オーステナイト相の生成量が多すぎ、十分な引張強さおよび耐力が確保できない。
【００７７】
ここで、溶接金属の充分な引張強さとは、継手引張試験において、母材部で破断が生じ、溶接金属部では破断しないことを意味する。本発明の溶接鋼管の場合、強度をＸ８０グレード以上（耐力５５１ＭＰａ以上）とするためには、溶接金属の引張強さは６５０ＭＰａ以上とするのがよい。
【００７８】
本発明の溶接鋼管は、母材が前記の（３）および（４）式、溶接金属が（５）および（６）式を満足する組み合わせの場合には、さらに特性に優れた溶接鋼管が得られる。
【００７９】
上記の溶接鋼管のほかに、母材の化学組成が、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：９〜１７％、Ｎｉ：９％以下、 Ｗ：１％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、残部：Ｆｅと不純物からなり 、溶接金属の化学組成が、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：９〜２０％、Ｎｉ：９％以下、Ｗ：３％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、残部：Ｆｅ、不純物からなり、かつ溶接ビードの凸部が、前記（１）式を満足する場合には、耐ＳＣＣ性にもっとも優れている。
【００８０】
なお、本発明の溶接鋼管は、脱水処理が省略された原油や天然ガスを搬送するためのパイプライン用の鋼管として使用することがもっとも有効である。特に、パイプライン敷設時に、鋼管の端面同士を溶接によって接続した場合、溶接部と母材の熱影響部を後熱処理することなく、溶接のまま使用することもできる。鋼管の端面同士の溶接には、ＳＡＷ法、ＴＩＧ法、ＭＩＧ法、ＭＡＧ法などの溶接法を適用することができる。
【００８１】
溶接鋼管の製造方法：
本発明の溶接鋼管は、通常の溶接鋼管の製造方法によって製造することができる。一般的な製造方法はつぎのとおりである。ただし、溶接ビードの形状は、本発明で規定する条件を満足する必要があるので、溶接条件については後述の点に配慮するのがよい。
【００８２】
まず、熱延鋼板または厚鋼板を製品の鋼管の外周長さとほぼ同じ幅に切断する。次に、Ｃプレス、ＵプレスおよびＯプレスにより成形するＵＯＥ法を用いて円筒状に成形する。その突き合わせ部分をＳＡＷ溶接して溶接鋼管とする。成形の段階では、ＵＯ法、スパイラル法、ロールベンド法などを採用してもよい。
【００８３】
溶接条件や使用するフラックスや溶接ワイヤは、溶接金属の化学組成等を考慮して選べばよい。硬度の微調整が必要な場合は、焼戻し処理等を施してもよい。
【００８４】
用いる母材の化学組成は、溶接鋼管の用途等に応じて、前記の条件を考慮して適宜選択すればよい。
【００８５】
母材の熱延鋼板および厚鋼板の製造方法についても、一般的に採用されている方法によればよい。連続鋳造されたスラブを熱間圧延する方法、鋼塊を分塊圧延および熱間圧延する方法により、熱延鋼板または厚鋼板を製造すればよい。
【００８６】
なお、フェライト相の体積割合１０〜４５％（マルテンサイト相５５〜９０％）の母材を製造する場合には、熱間圧延前の素材鋼の加熱温度は、１１００℃〜１２５０℃とするのが望ましい。加熱温度が１２５０℃を超えるとフェライト相が多く析出し、製品の金属組織がマルテンサイト相主体とならないことがあるからである。また、１１００℃未満では、素材鋼の変形抵抗が大きく、熱間圧延しにくい。
【００８７】
溶接ビードの形状は、本発明で規定する条件を満足する必要がある。そのために、溶接条件の選定には次の点を考慮するのがよい。
【００８８】
まず、突き合わせ溶接する母材の端面には、開先を設けるのがよい。開先の角度は、生産性等を損なわない範囲で大きい方がよい。また、定性的には、溶接入熱は大きく、溶接速度は遅い方がよい。ただし、これらの条件は、母材の板厚、化学組成、溶接材料の化学組成等によって最適な条件が相違するので、母材および溶接材料の条件を考慮して決定するのがよい。
【００８９】
【実施例】
実施例１から３に共通する試験方法は次のとおりである。なお、図３は、後述する実施例１および２で用いた片面溶接部材７の溶接部の横断面構造を示す模式図である。
耐ＳＣＣ性試験：試験片のサイズは、厚さ５ｍｍ、幅２５．４ｍｍ、長さ１６５ｍｍで、各試験条件毎に、実施例１の場合は１個、実施例２および３の場合は２個の試験片を準備した。曲げ応力は、図２（ａ）および図２（ｂ）に示すように、試験片５を曲げ付与治具６にセットして、たわみ量がＹ（ｍｍ）となるように付与した。なお、Ｙは、図２（ｂ）に示す式の中のσ（曲げ付与応力）として、室温での母材の耐力（ＹＳ）に等しい値の応力を付与したときのたわみ量である。このたわみ量を付与した状態の試験片をオートクレーブ処理した。その処理条件は、雰囲気が３ＭＰａのＣＯ2 ガス、試験溶液は温度１００℃、ＮａＣｌ濃度１０質量％の水溶液、溶液中の浸漬時間は７２０時間である。処理後の試験片を目視観察して割れの発生の有無を調べた。なお、目視観察のみでは割れの発生の有無が明確に確認できないものについては、その断面を研磨した後、光学顕微鏡で観察して割れの発生の有無を確認した。
【００９０】
評価は、試験片の個数が１個の場合は、割れの発生が認められなかったケースは良好「○」、割れが発生したケースは不良「×」とした。試験片の個数が２個の場合は、割れの発生が２個とも認められなかったケースは良好「○」、１個に割れが発生したケースはやや不良「△」、２個とも割れたケースは不良「×」とした。
耐ＣＯ2 性試験：試験片のサイズは、厚さ２ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ５０ｍｍである。試験片の処理はオートクレーブ処理であり、その処理条件は、耐ＳＣＣ性試験の場合と同じである。その処理における腐食速度を調べた。
【００９１】
耐ＣＯ2 性の評価は、１年当たりに換算した腐食減肉が０．１ｍｍ以下のものを良好「○」、それ以外のものを不良「×」とした。
耐サワー性試験：試験片の形状と個数は、耐ＳＣＣ性試験の場合と同じである。曲げ応力の付与条件も耐ＳＣＣ性試験の場合と同じである。このたわみ量Ｙ（ｍｍ）を付与した状態でオートクレーブ処理する。オートクレーブ処理条件は、雰囲気が３ＭＰａのＣＯ2 ガスと分圧０．００３ＭＰａのＨ2Ｓ ガスで、試験溶液は温度２５℃、ｐＨ４．５、ＮａＣｌ濃度１０質量％の水溶液、浸漬時間が７２０時間である。試験後の試験片を目視観察し、割れの発生の有無を調べた。なお、目視観察のみでは割れの発生の有無が明確に確認できないものについては、その断面を研磨した後、光学顕微鏡で観察して割れの発生の有無を確認した。
【００９２】
評価は、上記の耐ＳＣＣ性試験の場合と同じである。
（実施例１）
実施例１では、溶接ビードの形状と耐ＳＣＣ性との関係を調査した。さらに、化学組成、金属組織および引張特性が異なる母材５種類と溶接溶接材料２種類の組合せについても調査した。
【００９３】
表１に、母材である厚鋼板５種類（符号Ａ〜Ｅ）の化学組成と金属組織、用いた溶接材料の化学組成（符号Ｆ、Ｇ）およびこれらの母材と溶接金属の組み合わせで得られた溶接金属の化学組成を金属組織（符号Ａ−ＦからＥ−Ｇ）を示す。母材は、いずれもフェライト相を含むマルテンサイト系のステンレス鋼である。各厚鋼板は、その強度がＡＰＩ規格に規定されるＸ８０グレード（耐力８０ｋｓｉ（５５１ＭＰａ）以上）に調整されている。また、溶接試験用の厚鋼板は、そのサイズが、厚さ１２．７〜２５．４ｍｍ、幅３００ｍｍ、長さ１ｍである。
【００９４】
符号Ｂ、Ｄ、Ｅの厚鋼板については、上記の溶接試験用の厚鋼板のほかに、幅１９２０ｍｍ、長さ６ｍの実機製管試験用の鋼板（符号Ｂは２枚）を準備し、ＳＡＷ法により外径６１０ｍｍ、長さ６ｍの大径厚肉の溶接鋼管４本を製造した。なお、この製管に用いた溶接材料の化学組成は表１に示す符号Ｇである。溶接鋼管に関する試験は、表４の試番３３〜３６に対応している。
【００９５】
【表１】
0003543740.tif 000002
幅が３００ｍｍの溶接試験用の厚鋼板については、幅方向の一方の端面に、板厚に応じて開先加工を施した後、開先加工部同士を突き合わせ、ＳＡＷ法で片面溶接した。図３に、この溶接後の試験片（以下、溶接継手とも記す）の溶接ビード部の横断面構造を示す。符号７が厚鋼板（母材）であり、符号２が溶接金属である。この溶接継手の図４に示す位置から、厚さ５ｍｍ、幅２５．４ｍｍ、長さ１６５ｍｍの溶接ビード付きの４点曲げ試験片５を２個ずつ採取し、耐食性試験に供した。なお、長さ６ｍの溶接鋼管については、溶接ビード部のｈがもっとも大きいと判断された領域の図５に示す位置から耐食性試験片５を採取した。
また、溶接金属については、２種類の化学組成を対象としており、上記溶接継手部の溶接材料の化学組成を併せて表１に示した。
【００９６】
片面溶接部材３２種類および溶接鋼管の試験片４種類について、各試験番号毎の供試材のサイズおよび試験片の溶接ビードの形状を表２〜表４に示す。
【００９７】
【表２】
0003543740.tif 000003
【表３】
0003543740.tif 000004
【表４】
0003543740.tif 000005
なお、表２〜表４に示す片面溶接部材のうち、試番３〜７は試番２と同じ片面溶接部材、試番１８〜２１は試番１７と同じ片面溶接部材である。ただし、Ｌの値が表中に示す長さになるように、長さＬ以外の両側部分が、母材表面と同じ高さまで切削加工により除去されている。
【００９８】
そして、得られた各片面溶接部材と溶接鋼管は、いずれも溶接のまま、つまり溶接後に熱処理を施すことなく、下記の各試験に供した。
【００９９】
各試験片については、引張試験、溶接ビードの形状測定、耐ＳＣＣ性、耐ＣＯ2性および耐サワー性を調査した。
【０１００】
なお、実施例１の場合の引張試験条件は下記のとおりである。
【０１０１】
片面溶接部材および溶接鋼管とも、試験片の採取位置は、母材部については鋼板の圧延方向と直交する方向、溶接金属部についてはシーム溶接線方向であり、試験片のサイズは、外径８ｍｍ、平行部長さ６０ｍｍである。試験温度は、１００℃と室温であり、温度１００℃では母材と溶接金属の耐力（ＹＳ）、室温では母材と溶接金属の引張強さ（ＴＳ）と耐力（ＹＳ）を調べた。
【０１０２】
以上の各試験結果を、表２〜表４に併せて示した。
【０１０３】
表２〜表４に示す結果から下記の事項が明らかである。
【０１０４】
溶接ビードの形状が本発明で規定する条件を満たす片面溶接部材（試番６〜８、１０、１１、１３、１５、１６、２０〜２３、２５、２６、２８、２９、３１、３２）と溶接鋼管（試番３３〜３６）は、いずれも耐ＳＣＣ性が良好であった。さらに、耐ＣＯ2 性も優れていた。
【０１０５】
また、耐サワー性については、母材の鋼のＭｏ含有量が低い試番２０〜２３、２８、２９、３１および３２の片面溶接部材と試番３６の溶接鋼管以外は、いずれも良好であった。この結果から、耐サワー性が要求される場合には、溶接ビード形状が本発明で規定する条件を満足するようにするとともに、耐サワー性を向上させる他の対策を併用することが望ましいことが確認された。
【０１０６】
一方、溶接ビードの形状が本発明で規定する条件を満たさない片面溶接部材（試番１〜５、９、１２、１４、１７〜１９、２４、２７、３０）は、いずれも耐ＳＣＣ性が不良であった。
【０１０７】
なお、試番２０〜２３、２８、２９、３１、３２および３６については、溶接ビードの形状が本発明で規定する条件を満足しているため、耐ＳＣＣ性に優れ、さらに耐ＣＯ2 性にも優れていた。しかし、耐サワー性は十分ではなかった。
（実施例２）
実施例２では、本発明で規定する溶接ビードの形状を満足する溶接鋼管、すなわち耐ＳＣＣ性が良好な溶接鋼管を対象に、母材の化学組成および金属組織の望ましい条件を調査した。特に、溶接のままでも、優れた耐サワー性と靱性を持つ母材の条件を確認した。
【０１０８】
表５に試験に供した２６種類の鋼（母材）の化学組成を示す。鋼Ｎｏ．ａ〜ｕおよびｘ〜ｚの２４種類については、小型の溶解炉で溶製した鋳片を１２００℃に加熱した後、熱間鍛造して鋼片とし、さらにパス回数５回、仕上げ温度９８０℃の条件で熱間圧延して、厚さ２５ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ４００ｍｍの鋼板に加工した。なお、鋼Ｎｏ．ｓ〜ｕの鋼は、従来例の鋼である。また、鋼Ｎｏ．ｖおよびｗは、実機で製造された厚さ１９ｍｍの製管用の厚鋼板である。
【０１０９】
【表５】
0003543740.tif 000006
溶接材料としては、質量％で、Ｃ：０．０１％、Ｃｒ：１２％、Ｎｉ：９％、Ｍｏ：３％を含む直径４ｍｍの溶接ワイヤと、高塩基度のボンド型フラックスを準備した。
【０１１０】
そして、実際の溶接鋼管の製造を模擬し、準備した鋼板の圧延方向と平行な端面に、角度６０度、ルートフェイス高さ１３ｍｍのＹ開先を加工し、加工部同士を突き合わせ溶接した。溶接法は、ＳＡＷ法による片面溶接で、溶接入熱量７．５ｋＪ／ｍｍとした。
【０１１１】
次に、溶接後の母材部と突き合わせ溶接部から、以下に示す試験片を採取し、機械的特性（耐力、靱性）と耐サワー性を調査した。
【０１１２】
耐力測定用の引張試験片は、採取位置が母材の圧延方向と直交する方向であり、形状は直径４ｍｍ、標点間距離２０ｍｍの丸棒状である。
【０１１３】
靱性測定用のシャルピー衝撃試験片は、採取位置が圧延方向と直交する方向であり、形状はＪＩＳ  Ｚ  ２２０２（１９８０）に規定される４号試験片（長さ：５５ｍｍ、幅：１０ｍｍ、ノッチ形状：２ｍｍＶ型）である。このシャルピー衝撃試験片は、母材と突き合わせ溶接部の両方から切り出した。なお、突き合わせ溶接部から切り出した４号試験片のノッチは、溶接ボンド部（溶融した部分と溶融していない部分の境界）に位置させた。また、靱性はｖＴｒｓで評価した。
【０１１４】
耐サワー性調査試験片は、採取位置が圧延方向と直交する方向で、形状は厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍで、Ｖノッチ付きの４点曲げ試験用である。採取数は、母材と突き合わせ溶接部のそれぞれについて、板厚方向中央部から２個である。なお、突き合わせ溶接部から切り出した４点曲げ試験片のノッチは、上記のシャルピー衝撃試験片と同様に、溶接ボンド部に位置させた。
【０１１５】
耐サワー性試験の際に付与した曲げ応力は、前記のとおりである。また、試験片の処理条件は、雰囲気が分圧３ＭＰａの炭酸ガスと、０．００１ＭＰａのＨ2Ｓガス、溶液は温度２５℃、ＮａＣｌ濃度５質量％の水溶液、浸漬時間２００時間である。耐サワー性の評価方法は、前記のとおりである。
【０１１６】
表６に、材料特性の調査結果および本発明で規定する母材の望ましい化学組成である（３）式および（４）式の計算値をまとめて示す。
【０１１７】
【表６】
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表６に示す結果から下記の事項が明らかである。
【０１１８】
試番１〜１５および２２〜２６は、化学組成が（３）式および（４）式を満足し、フェライト相の割合が１２〜４３体積％（マルテンサイト相が５７〜８８体積％）であった。そのために、溶接ビード止端部近傍の母材および溶接熱影響部のいずれも耐サワー性、靱性が良好であった。また、耐力も大きく、ＡＰＩに規定されるＸ８０グレード相当の５５１ＭＰａ以上を満足していた。
【０１１９】
一方、（３）式、（４）式のいずれか一方を満足しない試番１６、１７、１９〜２１の場合には、耐サワー性と靱性のうちの少なくとも一方が不良であった。これらのうち、試番１９〜２１の従来鋼は、いずれも、化学組成が（３）式を満たさないために、金属組織がマルテンサイト相単相で、フェライト相が存在しなかった。そのため、靱性は良好なものの、耐力が８２０〜８４３ＭＰａと異常に高かった。
【０１２０】
したがって、耐ＳＣＣ性に加えて、耐サワー性および靱性が要求される場合には、母材は（３）式および（４）式を満足するとともに、フェライト相の割合４５体積％以下が望ましいことが確認された。
（実施例３）
実施例３では、本発明で規定する溶接ビードの形状を満足する溶接鋼管、すなわち耐ＳＣＣ性が良好な溶接鋼管を対象に、溶接金属の化学組成および金属組織の望ましい条件を調査した。特に、溶接のままでも、優れた耐サワー性と靱性を持つ溶接金属の条件を確認した。なお、実施例３では、溶接高温割れ性についても調査した。
【０１２１】
実施例３では、溶接金属の望ましい化学組成および金属組織を確認するために、溶接鋼管の溶接部を対象に調査した。そのために、実施例２で準備した鋼Ｎｏ．ｖとｗの厚鋼板を母材とし、この母材をオープンパイプに成形後、その突き合わせ部をＳＡＷ法で溶接して外径６０８ｍｍ（２４インチ）、肉厚１９ｍｍの溶接鋼管を作製した。
【０１２２】
化学組成が異なる溶接金属部を形成させるために、製管の際、溶接材料としては表７に示す化学組成が相違する１２種類の直径４ｍｍのワイヤを用いた。さらに、塩基度が異なる２種類の溶融型フラックスを組み合わせて溶接し、溶接金属の化学組成が異なる１９種類の溶接鋼管を準備した。なお、溶接条件は、３電極のＳＡＷ溶接法、入熱量４．５ｋＪ／ｍｍである。表８に溶接金属の化学組成を示す。
【０１２３】
【表７】
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【表８】
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溶融金属の耐溶接高温割れ性は、上記の溶接鋼管の溶接金属部における割れの発生の有無によって調査した。そして、耐溶接高温割れ性評価は、割れが認められなかった場合を良好「○」、割れが認められた場合を不良「×」として表示した。
【０１２４】
引張試験用の試験片は、ＪＩＳ  Ｚ２２０１に規定される５号引張試験片であり、平行部の長さが１１０ｍｍ、評点間距離が１００ｍｍとした。試験片は、平行部に溶接金属、溶接熱影響部および母材が含まれるように、溶接線に直交する方向に採取した。試験温度は室温である。試験結果は、母材部で破断したものを良好「○」、溶接金属部で破断したものを不良「×」として表示した。
【０１２５】
靭性測定用のシャルピー衝撃試験片は、各々の溶接継手から溶接ビードと直交する方向に採取した。試験片の形状は、実施例２の場合と同じであり、試験片のノッチ部は溶接金属の中央部に一致するように加工した。試験温度は−３０℃で、靱性はその温度における吸収エネルギーｖＥ-30℃で評価した。靱性の評価は、吸収エネルギーが５０Ｊ以上の場合を良好「○」、５０Ｊ未満の場合を不良「×」として表示した。
【０１２６】
耐サワー性試験用の試験片の形状は、厚さ５ｍｍ、幅２０ｍｍ、平行部長さ１６５ｍｍの板状である。試験片は、溶接線に直交する方向から、試験片の長さ方向の中央に溶接線（溶接ビードの中央部）が位置するように採取した。溶接ビードの余盛りについては、片面にそのまま残し、裏面は平滑に研削した。曲げ応力の付与方法およびオートクレーブ処理条件は、前記のとおりである。
【０１２７】
加工性は、突き合わせ溶接した鋼板を、板厚の２倍の曲率半径で曲げる試験によって評価した。試験結果は、割れ、座屈等が生じなかった場合は加工性が良好「○」、それ以外の場合は加工性不良「×」として表示た。
【０１２８】
表９に試験結果をまとめて示す。
【０１２９】
【表９】
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本発明で規定する（５）式および（６）式をいずれも満足する試番４、６〜８、１４および１６〜１８については、耐サワー性、靱性、溶接高温割れ性、加工性および引張特性のすべての特性が良好であった。ただし、試番１３は、（５）式、（６）式を満足するものの、溶接金属のＣｒ含有量が１０．４％で低めであったために、耐サワー性に劣っていた。この結果から、溶接金属に耐サワー性を持たせるためには、（５）式、（６）式を満足すると同時に、Ｃｒ含有量を１１％以上にするのがよいことが確認された。
【０１３０】
上記以外の試番については、（５）式、（６）式の少なくとも一方を満足しないために、試番５を除き、耐サワー性と靱性のうちの少なくとも一方の特性が劣っていた。なお、試番５については、溶接金属部のオーステナイト相が４０体積％と多い場合で、耐サワー性、靱性は良好であったが、引張強さが低すぎた。
【０１３１】
【発明の効果】
本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼溶接鋼管は、大径厚肉の溶接鋼管であるにもかかわらず、管内面の溶接部の耐食性、特に耐ＳＣＣ性に優れる。また、化学組成の選択によって、耐サワー性、耐ＣＯ2 性、靱性、溶接高温割れ性を向上させることもできる。したがって、脱水処理が省略された、金属を腐食する作用の強い原油や天然ガスを輸送するパイプライン用の鋼管として極めて好適である。
【図面の簡単な説明】
【０１３２】
【図１】大径厚肉の一般的な溶接鋼管のシーム部の横断面構造を説明するための模式図である。
【０１３３】
【図２】実施例の試験における耐ＳＣＣ性、耐サワー性試験のための曲げ応力の付与方法を説明するための図で、図２（ａ）は曲げ応力を付与するための治具の断面図、図２（ｂ）は４点曲げ応力を付与した状態を示す図である。
【０１３４】
【図３】実施例１および２で用いた片面溶接部材の溶接部の横断面構造を示す模式図である。
【０１３５】
【図４】実施例の試験における試験片の採取位置を示す図で、片面溶接部材から、耐ＳＣＣ性、耐サワー性試験用の４点曲げ試験片を採取した位置を示す図である。
【０１３６】
【図５】実施例の試験における試験片の採取位置を示す図で、溶接鋼管から、耐ＳＣＣ性、耐サワー性試験用の４点曲げ試験片を採取した位置を示す図である。
【０１３７】
【符号の簡単な説明】
１  溶接鋼管
２  溶融金属
３  溶接ビード
４  溶接ビード止端部
５  ４点曲げ試験片
６  曲げ付与治具
７  片面溶接部材
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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