(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材および溶接金属が、いずれも、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：７〜１４％、Ｎｉ：０．５〜９％、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜５％、Ｗ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０１５を含み、残部は実質的にＦｅからなり、不純物としてのＰが０．０３％以下、Ｓが０．０１％以下、Ａｌが０．１％以下、Ｎが０．０７％以下で、Ｃ、ＮおよびＴｉの関係が下記式を満たし、かつ鋼中に含まれる平均粒径が１０μｍ以上の介在物の量が１．５×１０５個／ｍ２  以下の鋼からなることを特徴とする耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手。
Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５
ここで、上記式中の元素記号は、母材および溶接金属の鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】
母材が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：７〜１４％、Ｎｉ：０．５〜９％、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜５％、Ｗ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０１５を含み、残部は実質的にＦｅからなり、不純物としてのＰが０．０３％以下、Ｓが０．０１％以下、Ａｌが０．１％以下、Ｎが０．０７％以下で、Ｃ、ＮおよびＴｉの関係が下記式を満たし、かつ鋼中に含まれる平均粒径が１０μｍ以上の介在物の量が１．５×１０５  個／ｍ２  以下の鋼であり、溶接金属が、母材および溶接熱影響部とのビッカース硬度差の絶対値が５０以下の硬さで、かつオーステナイト相の面積割合が３０〜８０％のオーステナイト相とフェライト相のみからなる２相ステンレス鋼であることを特徴とする耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手。
Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５
ここで、上記式中の元素記号は、母材の鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手に関し、より詳しくは塑性歪みを受けた後に、常温から２５０℃程度までの温度域において使用して好適な耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手に関する。
【０００２】
【従来の技術】
１１〜１３質量％のＣｒを含むＣｒ系のステンレス鋼は、経済性に優れた耐食材料として広く用いられている。しかし、溶接構造を前提とする場合には、溶接時の加熱冷却にともなう硬いマルテンサイト組織の生成により、溶接部の靭性低下や溶接割れの発生が問題となりやすい。これらの問題に関しては、特開平１１−６１３４７号公報に示されるように、ＣとＮの含有量を０．１質量％以下に抑える対策により解決できることが示されている。
【０００３】
しかし、油井用ラインパイプ等では、敷設施工において溶接後に大きな塑性歪みを加えることがある。特に、海底ラインパイプでは、高能率に敷設するため突き合わせ円周溶接して長尺化し、コイル状に巻き取った後にコイルを船に積み、海上でコイルを解きながら海底に敷設していくリールバージと呼ばれる敷設法が多用されている。
【０００４】
上記の場合、溶接継手は大きな塑性変形を受けた後、管内の高温流体により２５０℃まで加熱されながら長年使用される。その際には、塑性歪みと低温加熱に起因する歪み時効と呼ばれる脆化が生じる。
【０００５】
しかしながら、１１〜１３質量％のＣｒを含むＣｒ系のステンレス鋼とその溶接部での歪み時効脆化現象の防止策については、未解決となっていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、塑性歪みを受けた溶接部が２５０℃以下で長期使用された場合においても歪み時効脆化が生じることがない耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は下記（１）、（２）の耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手にある。
（１）母材および溶接金属が、いずれも、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：７〜１４％、Ｎｉ：０．５〜９％、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜５％、Ｗ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０１５を含み、残部は実質的にＦｅからなり、不純物としてのＰが０．０３％以下、Ｓが０．０１％以下、Ａｌが０．１％以下、Ｎが０．０７％以下で、Ｃ、ＮおよびＴｉの関係が下記式を満たし、かつ鋼中に含まれる平均粒径が１０μｍ以上の介在物の量が１．５×１０５  個／ｍ２  以下の鋼からなることを特徴とする耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手（第１発明）。
【０００８】
Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５
ここで、上記式中の元素記号は、母材および溶接金属の鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
（２）母材が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：７〜１４％、Ｎｉ：０．５〜９％、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜５％、Ｗ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０１５を含み、残部は実質的にＦｅからなり、不純物としてのＰが０．０３％以下、Ｓが０．０１％以下、Ａｌが０．１％以下、Ｎが０．０７％以下で、Ｃ、ＮおよびＴｉの関係が下記式を満たし、かつ鋼中に含まれる平均粒径が１０μｍ以上の介在物の量が１．５×１０５  個／ｍ２  以下の鋼であり、溶接金属が、母材および溶接熱影響部とのビッカース硬度差の絶対値が５０以下の硬さで、かつオーステナイト相の面積割合が３０〜８０％のオーステナイト相とフェライト相のみからなる２相ステンレス鋼であることを特徴とする耐歪み時効性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手（第２発明）。
【０００９】
Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５
ここで、上記式中の元素記号は、母材の鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１０】
なお、上記本発明にいう介在物とは、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５に規定される試験方法において対象とされる非金属介在物のことであり、その平均粒径とは、長径と短径の平均値のことである。
【００１１】
また、上記介在物量とは、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５に規定されている点算法による顕微鏡試験方法に準拠して、１００倍の顕微鏡視野でカウントすることにより測定される値とする。
【００１２】
さらに、上記オーステナイト相の面積割合とは、上記と同様に、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５に規定されている点算法による顕微鏡試験方法に準拠して、測定される値とする。
【００１３】
また更に、上記本発明にいう溶接継手とは、アーク溶接、電気抵抗溶接、レーザ溶接などにより接合された部位で、母材、溶接金属および溶接熱影響部で構成される部位を指す。したがって、継目無鋼管同士の突き合わ円周溶接部位や、管長手方向に溶接接合して製造された溶接鋼管のシーム溶接部位とこの溶接鋼管同士の突き合わ円周溶接部位なども本発明にいう溶接継手の対象となる。
【００１４】
本発明者等は、上記の課題を達成するために鋭意実験研究を行い、以下のことを知見し、上記の本発明を完成させた。
【００１５】
(ａ)高Ｃｒマルテンサイト系ステンレス鋼における溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという）、溶接金属での歪み時効は、マルテンサイトを構成するラス組織に塑性加工時に転位が多数導入され、この転位が導入されたラス組織にその後の加熱により固溶したＣ、Ｎが固着されることにより生じる。特にＨＡＺでは、結晶粒が大きく、また急熱急冷の熱サイクルを受けるため、過飽和の固溶Ｃ、Ｎを含んだ組織となりやすく、そのために歪み時効による脆化が顕著となる。
【００１６】
上記の現象を解析し、その防止手段を見出すために、ＨＡＺを含めた溶接部に３％の引張塑性歪みを与えた後、歪みが０％となるまで圧縮歪みを加える歪みサイクルを５回与え、その後３００℃に２時間保持する時効処理を行ない、歪み時効脆化を評価するという試験を重ねた。
【００１７】
その結果、質量％で、Ｃｒ：７〜１４％、Ｎｉ：０．５〜９％を含むマルテンサイト系ステンレス鋼においては、Ｃ含有量を０．０１５％以下、Ｎ含有量を０．０７％以下に抑えた上で、その合計含有量を下記(1) 式を満たす量以下に制限するか、より望ましくは下記(2) 式を満たす量のＴｉを積極的に添加含有させると、溶接部の歪み時効脆化が大幅に抑制されることを知見した。
【００１８】
Ｎ＋(Ｃ／５)≦０．０１５  ・・・・・・・・・・  (1)
Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５  ・・・・  (2)
ここで、Ｃに比べてＮの方が許容上限値が高いのは、Ｎの方が溶接熱サイクルによる融点直下の高温への加熱によってもＴｉ化合物としてより安定に固定できるためである。
【００１９】
ただし、上記の要件を満足させただけでは、歪み時効後の衝撃靭性が不十分であり、十分な衝撃靭性を確保するための手段を見出すために、さらに研究を重ねた結果、酸化物や硫化物などの介在物の影響を抑えることも重要であることがわかった。すなわち、大きな介在物が多く存在すると、その周囲に塑性歪みの局部的な集中が生じ、その結果、大きな介在物の周囲で歪み時効脆化が生じることが判明した。
【００２０】
しかし、平均粒径が１０μｍ以上の介在物の量を、１．５×１０５  個／ｍ２以下に抑えると、介在物周辺での転位集積が実質的に生じなくなり、介在物周辺の転位集積起因による歪み時効脆化がほとんど生じなくなることを知見した。
【００２１】
なお、平均粒径が１０μｍ以上の大きな介在物の量は、鋼の化学組成に依存することはいうまでもないが、化学組成が同じでも、その大きさは鋼の鋳込み温度や凝固速度にも左右され、例えば高温で鋳込むほど大きくなりやすい傾向があるので、その大きさと量を制御することが可能である。
【００２２】
(ｂ)母材に近い化学組成のいわゆる共金系の溶接材料を使用する場合には、溶接金属についても、母材およびＨＡＺと同じ要件を満たせば、歪み時効脆化が大幅に抑制されるとともに、十分な歪み時効後の衝撃靭性が確保されることを知見した。
【００２３】
(ｃ)一方、場合によっては、特開平９−８１２０７２号公報に示されるように、溶接後の後熱処理を省略するため、溶接のままでも硬さが母材の硬さよりも著しく高くなることがない２相ステンレス鋼を溶接金属として用いる場合がある。
【００２４】
この２相ステンレス鋼を溶接金属として用いる場合でも、母材が、上記(ａ)に記載の２条件を満たし、溶接金属が、母材および溶接熱影響部とのビッカース硬度差の絶対値が５０以下の硬さで、かつオーステナイト相の面積割合が３０〜８０％のオーステナイト相とフェライト相のみからなる２相ステンレス鋼であれば、上記(ａ)、(ｂ)の場合と同様に、歪み時効脆化が大幅に抑制されるとともに、十分な歪み時効後の衝撃靭性が確保されることを知見した。
【００２５】
ここで、上記(ｃ)の場合に、歪み時効脆化が大幅に抑制されるとともに、十分な歪み時効後の衝撃靭性が確保されるのは、次の理由によることもわかった。
【００２６】
２相ステンレス鋼は、周知のように、フェライト相とオーステナイト相の２相からなり、マルテンサイトは含まないが、強度確保の観点から高Ｎであることが必須となる。このため、溶接金属中のＮが溶融境界を通してマルテンサイトのＨＡＺに拡散し、過飽和に固溶されることで歪み時効脆化がより促進される。
【００２７】
しかし、溶接金属のオーステナイト量が面積割合で３０％以上であると、溶接金属中のＮの活量が低減して溶接金属内にＮが滞留するようになり、マルテンサイト組織のＨＡＺへのＮの拡散が抑制される。
【００２８】
また、溶接金属の硬さが母材およびＨＡＺの硬さよりも高い場合でも、その差がビッカース硬さで５０以下、すなわち、母材および溶接熱影響部とのビッカース硬度差の絶対値が５０以下の硬さであると、歪み付加時に溶融境界での塑性歪み集中が生じにくくなり、上記オーステナイト量３０％以上との相乗効果によって歪み時効脆化が抑制される。
【００２９】
ただし、オーステナイト率が面積割合で８０％を超えると、溶接部（溶接金属）の強度が母材の強度に比べて低くなるり、継手全体の強度が実用に適さなくなる。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼溶接継手を前記のように規定した理由について詳細に説明する。なお、以下において、「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。また、各元素の説明は、母材および溶接金属ともに共通である。
【００３１】
先ず、本発明になる第１発明と第２発明の溶接継手に共通な点について説明する。
【００３２】
鋼の化学組成；
Ｃ：０．０２％以下
Ｃ含有量が０．０２％を超えると、他の添加元素の含有量にもよるが、焼入れままのマルテンサイト率（面積割合）９５％以上の鋼の硬度が高くなり、ロックウエルＣスケール硬度（ＨＲｃ）が２６を超えてカソード防食下での割れを生じる。このため、Ｃ含有量は０．０２％以下とする。好ましい上限は０．０１５％である。なお、Ｃ含有量は低ければ低いほどよく、この場合には溶接のままでの靭性が良好となる。よって、Ｃ含有量の下限は特に定める必要はないが、過度の低減はコスト上昇を招くので、経済性の観点からは０．００１％以上とするのがよい。
【００３３】
Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは脱酸剤として添加されるが、その含有量が１％を超えると熱間加工性が劣化するので、１％以下とする。好ましい上限は０．７％、より好ましい上限は０．５％である。なお、下限は特に定めないが、脱酸効果を確実に得るためには０．０１％以上とするのがよい。
【００３４】
Ｍｎ：１．５％以下
Ｍｎは、上記のＳｉと同様に、脱酸剤として添加されるが、その含有量が１．５％を超えると熱間加工性が劣化するので、１．５％以下とする。好ましい上限は１％、より好ましい上限は０．８％である。なお、下限は特に定めないが、脱酸効果を確実に得るためには０．１％以上とするのがよい。
【００３５】
Ｃｒ：７〜１４％
Ｃｒは、耐炭酸ガス腐食性を向上させる成分である。しかし、７％未満では十分な耐炭酸ガス腐食性が得られない。一方、１４％を超えると、焼入れままでマルテンサイト率９０％以上の組織を得ることが困難になる。よって、Ｃｒ含有量は７〜１４％とする。好ましい範囲は８〜１３％、より好ましい範囲は１０〜１３％である。
【００３６】
Ｎｉ：０．５〜９％
Ｎｉは、溶接のままで、フェライト率（面積割合）が５％以下のマルテンサイト組織を得るためには、最低でも０．５％以上が必要である。しかし、９％を超えて過剰に含有させると、残留オーステナイト量が増加し、強度低下を招く。よって、Ｎｉは０．５〜９％とする。好ましい範囲は１〜８％、より好ましい範囲は１〜７％である
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは不純物成分であり、その含有量が０．０３％を超えると、硫化水素環境での硫化物割れ性を高める作用が顕著に現われるので、０．０３％以下とする。なお、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３７】
Ｓ：０．０１以下
Ｓは、上記のＰと同様に、不純物成分であり、その含有量が０．０１％を超えると、溶接時の高温割れ感受性、多層溶接時の再熱割れ感受性を上昇させるので、０．０１％以下とする。なお、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３８】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、上記のＳｉ、Ｍｎと同様に、脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．１％を超えると、粒径の大きな介在物量が急激に増加し、脆化しやすいので、０．１％以下とする。好ましい上限は０．０６％、より好ましい上限は０．０３％である。なお、下限は特に定めないが、脱酸効果を確実に得るためには０．００４％以上、より好ましくは０．００６％以上とするのがよい。
【００３９】
Ｔｉ：０〜０．３％
Ｔｉは添加しなくてもよい。添加すれば、Ｃ、Ｎを固定し、耐歪み時効性の向上に寄与するだけでなく、焼入れ焼戻し後の靭性、強度を向上させる作用を有する元素である。このため、これらの効果を得たい場合には添加してもよく、その効果は０．０４％以上で顕著になる。しかし、０．３％を超えて含有させると、溶接高温割れ感受性を増大させる。よって、添加する場合のＴｉ含有量は０．０４〜０．３％とするのがよい。ただし、その含有量は、後述するように、Ｃ、Ｎとの関係を満足する量とする必要がある。
【００４０】
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ：いずれも０〜５％
これらの元素は添加しなくてもよい。添加すれば、いずれの元素も、耐歪み時効性および靭性を損なうことなく、Ｃｒとの共存下で炭酸ガス環境での局部腐食を防止するとともに、強度を向上させる作用がある。このため、これらの効果を得たい場合には１種以上を添加してもよく、その効果はいずれの元素も０．５％以上で顕著になるが、５％で耐局部腐食性の向上効果は飽和する。よって、添加する場合のこれら元素の含有量は、いずれの元素も０．５〜５％とするのがよい。
【００４１】
Ｖ、Ｎｂ：それぞれ、０〜０．１％、０〜０．０５％
これらの元素は添加しなくてもよい。添加すれば、いずれの元素も、耐歪み時効性および靭性を損なうことなく、強度を向上させる他、強度ばらつきを小さくする作用もある。このため、その効果を得たい場合には１種以上を添加してもよく、その効果は、Ｖでは０．０２％以上、Ｎｂでは０．０１％以上で顕著になる。しかし、Ｖについては０．１％、Ｎｂについては０．０５％を超えて含有させると、かえって靭性の低下を招く。よって、添加する場合のこれら元素の含有量は、Ｖについては０．０２〜０．１％、Ｎｂについては０．０１〜０．０５％とするのがよい。
【００４２】
Ｃａ：０〜０．０１５％
Ｃａは添加しなくてもよい。添加すれば、耐歪み時効性および靭性を損なうことなく、熱間加工性を向上させる作用がある。このため、その効果を得たい場合には添加してもよく、その効果は０．００１％以上で顕著になるが、０．０１５％を超えて含有させると、耐食性の低下を招くだけでなく、溶融状態の溶接金属中の浮遊スラグ量を増加させ溶接作業性を損なう。よって、添加する場合のＣａ含有量は、０．００１〜０．０１５％とするのがよい。
【００４３】
Ｃ、ＮおよびＴｉの関係式：
Ｃ、ＮおよびＴｉの含有量は、上記の範囲内において、Ｔｉ無添加鋼の場合には下記の(1) 式、Ｔｉ添加鋼の場合には下記の(2) 式を満足する必要がある。
【００４４】
Ｎ＋(Ｃ／５)≦０．０１５  ・・・・・・・・・・  (1)
Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５  ・・・・  (2)
これは、前述したように、上記の(1) 式または(2) 式を満たさない場合には、塑性加工時に転位が導入されたラス組織にその後の加熱により固溶したＣ、Ｎが固着し、過飽和の固溶Ｃ、Ｎを含んだ組織となって歪み時効による脆化が顕著となる。これに対し、上記の(1) 式または(2) 式を満たす場合には、過剰な固溶Ｃ、Ｎが存在しないか、存在する場合でもＴｉＣまたはＴｉＮとして固定されるために、過飽和の固溶Ｃ、Ｎを含んだ組織にはならず、転位が導入されたラス組織にＣ、Ｎが固着されることがなく、歪み時効による脆化が抑制される。
【００４５】
介在物の大きさと量；
本発明の溶接継手を構成する母材および第１発明の溶接継手を構成する溶接金属は、鋼中に存在する平均粒径が１０μｍ以上の介在物量が１．５×１０５  個／ｍ２  以下でなければならない。これは、前述したように、平均粒径が１０μｍ以上の介在物量が１．５×１０５  個／ｍ２  を超える場合には、介在物の周囲に対する塑性歪みの局部的な集中が顕著になり、その結果、介在物の周囲で歪み時効脆化が生じるようになるからである。
【００４６】
ここで、本発明にいう介在物とは、前述したように、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５に規定される試験方法において対象とされる非金属介在物のことである。
【００４７】
また、上記介在物量とは、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５に規定されている点算法による顕微鏡試験方法に準拠して、１００倍の顕微鏡視野でカウントすることにより測定される値である。
【００４８】
次に、本発明になる第２発明の溶接継手について説明する。
【００４９】
本発明になる第２発明の溶接継手は、溶接金属を２相ステンレス鋼としたものであるが、その２相ステンレス鋼は、オーステナイト相の面積割合が３０〜８０％のオーステナイト相とフェライト相のみからなる２相ステンレス鋼で、かつその硬さは母材およびＨＡＺの硬さとのビッカース硬度差の絶対値が５０以下の硬さでなければならない。
【００５０】
これは、前述したように、オーステナイト相が面積割合で３０％以上の場合には、溶接金属中のＮの活量が減少して溶接金属内にＮが滞留し、ＨＡＺへのＮの拡散が抑制され、その結果として溶接部での歪み時効脆化が抑制させる。ただし、溶接金属のオーステナイト相が面積割合で８０％を超えると、溶接部（溶接金属）の強度が母材の強度に比べて低くなって継手全体の強度が実用に適さなくなる。  また、その硬さが母材およびＨＡＺの硬さとの差がある場合でも、その差の絶対値がビッカース硬さで５０以下の場合には、歪み付加時に溶融境界での塑性歪み集中が生じにくくなり、両者の相乗効果によって歪み時効脆化が抑制されるようになるからである。
【００５１】
ここで、上記オーステナイト相の面積割合とは、前述したように、ＪＩＳ  Ｇ０５５５に規定されている点算法による顕微鏡試験方法に準拠して、測定される値である。
【００５２】
以上に説明した本発明の溶接継手は、上記の要件を満たす板材、管材をアーク溶接にて突き合わせ溶接することにより得られる。その際に用いる溶接材料は、母材に近い共金系の溶接材料または２相ステンレス鋼製の溶接材料で、本発明で規定する条件を満たす溶接金属が得られるものであればよく、その化学組成は特に制限されない。
【００５３】
しかし、第１発明の溶接継手を構成する溶接金属を得るための共金系の溶接材料としては、上記本発明の溶接継手を構成する母材に近い化学組成を有するものを用いるのが好ましい。
【００５４】
また、第２発明の溶接継手を構成する溶接金属である２相ステンレス鋼としては、下記の化学組成を有するものであることが好ましい。
【００５５】
質量％で、Ｃｒ：２２〜２７％、Ｎｉ：７〜１１％、Ｍｏ：１．５〜５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．１５〜０．４％を含み、必要に応じて、２％以下のＣｕ、３．５％以下のＷ、０．１５％以下のＴｉ、０．１５％以下のＮｂ、０．１５％以下のＺｒ、０．０１％Ｃａおよび０．０１％以下のＢのうちの１種以上を含み、残部は実質的にＦｅで、不純物としてのＣが０．０３％以下、Ｐが０．０２％以下、Ｓが０．０１％以下の２相ステンレス鋼。
【００５６】
【実施例】
化学組成および平均粒径１０μｍ以上の介在物量が表１に示す値の１６種類のマルテンサイト系ステンレス鋼からなり、同じく表１に示す降伏強さ（ＹＳ：ＭＰａ）を有する外径１６８ｍｍ、厚さ１２ｍｍの鋼管を準備した。その際、代符ＣとＰの鋼管は、同じ溶湯を分湯し、鋳込み温度を変えて鋳込むことによって平均粒径１０μｍ以上の介在物量を異ならせた鋼を用いて製造した。
【００５７】
【表１】
0003815227.tif 000002
また、上記鋼管の母材と同一の各鋼片を線材に加工し、線径２ｍｍの共金系溶接材料１６種類を準備する一方、表２に示す化学組成を有する２種類の２相ステンレス鋼からなる線径２ｍｍの溶接材料を準備した。
【００５８】
その際、共金系溶接材料の素材である１６種類の各鋼の熱間加工性を、試験温度１０００℃で捻り試験をおこなって調べた結果、代符ＪおよびＫの鋼の破断に至るまでの捻り回数は２５回以上であったが、代符Ａ〜ＩおよびＬ〜Ｐの鋼は１５〜２０回であった。
【００５９】
【表２】
0003815227.tif 000003
準備した各鋼管は、管端にＶ開先を加工し同じ代符の鋼管同士を突き合わせ、管を水平に固定して全姿勢にて、溶接電流１３０Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１５ｃｍ／ｍｉｎの条件で、ＴＩＧ溶接による円周溶接をおこなった。その際、準備した鋼管と溶接材料とを種々に組合せ、表３に示す化学組成を有する２０種類の溶接継手を作製した。
【００６０】
【表３】
0003815227.tif 000004
得られた各溶接継手のうち、２相ステンレス鋼製の溶接材料を用いた以外の溶接継手は、６５０℃に５分間加熱保持する後熱処理を施した後、ＨＡＺを含む溶接部に３％の引張塑性歪み付与後、歪みが０％になるまで圧縮歪みを付与する操作を１サイクルとする歪みサイクルを５回与え、次いで、３００℃に２時間加熱保持する時効処理を施し、下記の歪み時効脆化評価試験と耐食性試験に供した。
【００６１】
一方、２相ステンレス鋼製の溶接材料を用いた各溶接継手は、母材のＨＡＺ部と非ＨＡＺ部の硬度差と、溶接金属のオーステナイト率を調べる一方、溶接のままのＨＡＺを含む溶接部に、上記と同じ条件で、歪みサイクルと時効処理を施し、下記の歪み時効脆化評価試験と耐食性試験に供した。
【００６２】
歪み時効脆化評価試験：
各溶接継手から、溶融線がノッチ底に位置するＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を各３個づつ採取し、試験温度−３０℃でシャルピー衝撃試験をおこなってシャルピー衝撃値を調べ、３個の試験片ともにシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２  を上回ったものを耐歪み時効性が良好（○）、３個の試験片ともにシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２  を下回ったものを耐歪み時効性が不芳（×）として評価した。
【００６３】
耐食性試験：
各溶接継手から、長手方向の中央部に溶接金属が位置する長さ１００ｍｍ、幅２０ｍｍ、厚さ２ｍｍの試験を採取し、この試験片を温度１７５℃の３ＭＰａＣＯ２  ＋２５質量％ＮａＣｌの水溶液中に１５日間浸漬し、腐食減量を調べた。
【００６４】
評価は、腐食減量が０．２ｍｍ／年以下のものを優良（◎）、０．２ｍｍ／年を超え０．４ｍｍ／年以下のものを良好（○）として評価した。
【００６５】
以上の結果を、表４に、２相ステンレス鋼製の溶接材料を用いた各溶接継手の母材のＨＡＺ部と非ＨＡＺ部の硬度差と溶接金属のオーステナイト率とともに併せて示した。
【００６６】
【表４】
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表４からわかるように、母材および溶接金属とも、本発明で規定する条件を満たす継手代符ＡＪ１〜ＡＪ１３の溶接継手は、いずれも、耐歪み時効特性が良好である。
【００６７】
これに対し、母材および溶接金属のいずれか一方または両方が、本発明で規定する条件を満たしていない継手代符ＢＪ１〜ＢＪ７の溶接継手は、いずれも耐歪み時効特性が不芳である。
【００６８】
具体的に説明すると、継手代符ＢＪ１とＢＪ２の溶接継手は、母材のＣ、ＮおよびＴｉの関係が本発明で規定する式「Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５」を満たさないため、耐歪み時効性が不芳である。
【００６９】
継手代符ＢＪ３とＢＪ４の溶接継手は、母材は本発明で規定する条件を満たすものの、溶接金属のＣ、ＮおよびＴｉの関係が本発明で規定する式「Ｎ＋(Ｃ／５)−(Ｔｉ／４)≦０．０１５」を満たさないため、耐歪み時効性が不芳である。
【００７０】
継手代符ＢＪ５の溶接継手は、２相ステンレス鋼からなる溶接金属のオーステナイト量が少なすぎるため、耐歪み時効性が不芳である。
【００７１】
継手代符ＢＪ６の溶接継手は、２相ステンレス鋼からなる溶接金属のオーステナイト量は本発明で規定する範囲内であるが、その硬さが硬すぎるため、耐歪み時効性が不芳である。
【００７２】
継手代符ＢＪ７の溶接継手は、母材と溶接材料が同じ溶湯を分湯した鋼であるので、母材と溶接金属の化学組成は実質同じで本発明の範囲内であるが、母材の鋼中の平均粒径１０μｍ以上の介在物量が多すぎるため、耐歪み時効性が不芳である。
【００７３】
【発明の効果】
本発明の溶接継手は、塑性歪みを受けた後に時効されても脆化が生じず、耐歪み時効性に優れている。このため、例えば、突き合わせ円周溶接して長尺化され、リールバージと呼ばれる敷設法が適用される海底ラインパイプに適用して好適である。