JP5751292B2 - 溶接継手の製造方法及び溶接継手 - Google Patents

Description

本発明は、溶接継手の製造方法及び溶接継手に関する。

近年、石油関連工業用途では、耐食性だけでなく、優れた高強度を有する鋼材が要求されている。高強度を有する鋼材として、特開平５−１３２７４１号公報（特許文献１）に開示されている高窒素二相ステンレス鋼、及び、国際公開第２００８／０２６５９４号（特許文献２）に開示されている、１２〜１３質量％のＣｒを含有するマルテンサイト系ステンレス鋼が適用されている。

これらの高強度のステンレス鋼を母材とする溶接継手を製造する場合、溶接金属にも高い強度が要求される。さらに、溶接金属には高い靭性も求められる。

ところで、様々な溶接方法の中でも、ガスシールドアーク溶接は良好な溶接特性が得られる。そのため、ガスシールドアーク溶接は、種々の鋼材の溶接に利用されている。ガスシールドアーク溶接には、ＧＴＡ溶接法（Ｇａｓ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ａｒｃ ｗｅｌｄ）とＧＭＡ溶接法（Ｇａｓ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ ｗｅｌｄ）とがある。ＧＴＡ溶接法は非消耗式ガスシールドアーク溶接とも呼ばれ、タングステンを電極として主として母材を溶融して接合する。ＧＭＡ溶接法は、消耗電極式ガスシールドアーク溶接とも呼ばれ、溶接ワイヤを電極とする。

ステンレス鋼の溶接には通常、ＧＴＡ溶接法が適用される。ＧＴＡ溶接法は、良好な品質の溶接金属を形成しやすいためである。特開２００１−９５８９号公報（特許文献３）及び特開平８−２６０１０１号公報（特許文献４）は、高強度及び高靭性を有する溶接金属を得るために、高窒素の共金系溶接材料を用いたＧＴＡ溶接を提案する。

しかしながら、ＧＴＡ溶接法の溶接速度は遅く、溶接効率が低い。これに対して、ＧＭＡ溶接法の溶接速度はＧＴＡ溶接法より速い。そのため、溶接効率を高めるためには、ＧＴＡ溶接法に代えて、ＧＭＡ溶接法を適用するのが好ましい。

しかしながら、ＧＭＡ溶接はＧＴＡ溶接に比べて溶接金属の凝固速度が速いため、溶接金属中にブローホールと呼ばれる欠陥が発生しやすくなる。

本発明の目的は、高強度及び高靭性を有し、ブローホールの少ない溶接金属を備えた溶接継手の製造方法を提供することである。

本実施形態による溶接継手の製造方法は、質量％で１０．５％以上のＣｒを含有する母材を準備する工程と、母材に対して、１〜２体積％又は３５〜５０体積％のＣＯ_２を含有し、残部が不活性ガスからなるシールドガスを用いてＧＭＡ溶接を実施し、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：７．００〜１２．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、Ｏ：０．０２〜０．１４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下、並びに、Ｍｏ：１．００〜４．００％及びＷ：１．００〜４．００％のうちの１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる溶接金属を形成する工程とを備える。

本実施形態による溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。母材は、質量％で、１０．５％以上のＣｒを含有する。溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：７．００〜１２．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、Ｏ：０．０２〜０．１４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下、並びに、Ｍｏ：１．００〜４．００％及びＷ：１．００〜４．００％のうちの１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。溶接金属中において、０．５ｍｍ以上の大きさのブローホールは５個／１００ｍｍ以下である。

図１は、ＧＭＡ溶接により溶接金属を製造した場合の、シールドガス中のＣＯ_２ガスの含有量（体積％）に対する、溶接金属中のブローホールの個数（個／１００ｍｍ）及び酸素含有量（％）を示す図である。 図２は、溶接金属中の酸素含有量（％）と−３０℃の吸収エネルギ（Ｊ）との関係を示す図である。 図３は、ブローホールの測定方法を説明するための溶接継手の斜視図である。 図４は、溶接継手部からシャルピー衝撃試験片を採取する位置を示す図である。

以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。化学組成の元素に関する％は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

本発明者らは、ステンレス溶接継手をＧＭＡ溶接により作製する際に溶接金属に対して種々の実験と詳細な検討を行い、以下の知見を得た。

（Ａ）高強度を得るために、溶接金属は二相ステンレス鋼であるのが好ましい。さらに、溶接金属の窒素含有量は、０．１００〜０．３５０％と高い方が好ましい。Ｎ含有量が高ければ、溶接金属の強度が高まり、溶接継手は優れた強度を得ることができる。

（Ｂ）しかしながら、ＧＭＡ溶接により溶接金属を製造する場合、溶接金属の窒素含有量が高ければ、ブローホールがさらに発生しやすくなる。溶接金属中に発生した窒素ガスが、冷却後も外部に排出されることなく溶接金属内に残存し、ブローホールを形成するためと考えられる。したがって、高窒素の溶接金属をＧＭＡ溶接で形成する場合は特に、通常の低窒素の溶接金属と比較して、ブローホールがより発生しやすい。

（Ｃ）上述の高窒素二相ステンレス鋼からなる溶接金属を製造するために、１〜２体積％又は３５〜５０体積％のＣＯ_２を含有し、残部が不活性ガスからなるシールドガスを用いてＧＭＡ溶接を実施する。この場合、ブローホールの発生が抑制され、高強度及び高靭性の溶接金属が得られる。以下、詳細を説明する。

図１は、ＧＭＡ溶接により溶接金属を製造した場合の、シールドガス中のＣＯ_２ガスの含有量（体積％）に対する、溶接金属中のブローホールの個数（個／１００ｍｍ）及び酸素含有量（％）を示す図である。図１は次の方法により得られた。

種々の体積率のＣＯ_２を含有し、残部が不活性ガスであるＡｒからなる複数のシールドガスを準備した。各シールドガスを用いてＧＭＡ溶接を実施し、上記化学組成の高窒素二相ステンレス鋼からなる溶接金属を含む溶接継手を製造した。母材には、後述する化学組成の範囲内のマルテンサイト系ステンレス鋼又は二相ステンレス鋼を使用した。

製造された溶接継手の溶接金属内のブローホールの個数を、後述の方法によりカウントした。さらに、製造された溶接金属内の酸素含有量をＪＩＳ Ｚ２６１３に基づくガス分析方法により定量し、図１を得た。

図１の横軸はシールドガス中のＣＯ_２の含有量（体積％）である。図１中の「●」は、溶接金属中のブローホールの個数（個／１００ｍｍ）を示す。「○」は、溶接金属中の酸素含有量（質量％）を示す。

図１を参照して、シールドガスがＣＯ_２を含有せず、Ａｒのみである場合、ブローホール個数は多かった。一方、シールドガス中のＣＯ_２が１〜２体積％となったとき、ブローホール個数は急激に減少し、５個／１００ｍｍ以下となった。さらに、シールドガス中のＣＯ_２の体積率が増加すると、ブローホール個数は再び急激に増加した。しかしながら、ＣＯ_２の体積率が１０％以上となると、ＣＯ_２の体積率の増加とともに、ブローホール個数は再び急激に減少した。そして、ＣＯ_２が３５体積％以上となったとき、ブローホール個数は再び５個／１００ｍｍ以下となった。

このような現象は、シールドガス中のＣＯ_２の体積率が、アークの安定性及び溶接金属の粘性に影響するためと考えられる。具体的には、ＣＯ_２が１〜２体積％である場合、アークが安定するため、ブローホールの発生が抑制される。ＣＯ_２ガスが２体積％よりも高くなると、アークが不安定になるため、ブローホールが急激に増加する。しかしながら、ＣＯ_２が１０体積％を超えると、ＣＯ_２量の増大に伴い溶接金属中に含まれる炭素（Ｃ）含有量が増大する。そのため、溶接金属中の粘性が低下し、溶融時に生成される気泡が外部に放出され易くなる。その結果、ブローホール数が再び減少する。そして、ＣＯ_２が３５体積％以上になると、ブローホール個数は再び５個／１００ｍｍ以下になる。

以上のとおり、シールドガス中のＣＯ_２の体積率が１〜２％又は３５％以上であれば、溶接金属中のブローホール数が低く抑えられ、５個／１００ｍｍ以下になる。

ブローホール数が少ないだけでなく、靭性にも優れた溶接金属を得るためには、シールドガス中のＣＯ_２の体積率を５０％以下にするのが好ましい。図２は、図１の試験により製造された溶接継手における、溶接金属の酸素含有量（％）と−３０℃の吸収エネルギ（Ｊ）との関係を示す図である。図２は、後述するシャルピー衝撃試験を実施することにより得られた。

図２を参照して、溶接金属中の酸素量の上昇とともに、溶接金属の吸収エネルギは低下する。破面を観察した結果、延性破面が確認されたため、吸収エネルギの低下は、脆化によるものではなく、溶接金属中の酸素に起因するものであると考えられる。溶接金属中の酸素量が増大すれば、破壊の起点となる酸化物の発生量が増大し、吸収エネルギが低下するものと推定される。

−３０℃の吸収エネルギが２７Ｊ以上であれば、溶接金属が実用上十分に優れた靭性を有するということができる。図２を参照して、溶接金属の酸素含有量が０．１４％以下であれば、吸収エネルギは２７Ｊ以上になる。溶接金属内の酸素含有量は、ＧＭＡ溶接時のシールドガス中のＣＯ_２含有量に依存する。図１の「○」を参照して、シールドガス中のＣＯ_２の含有量が５０％以下であれば、製造された溶接金属内の酸素含有量は０．１４％以下になり、良好な靭性が得られる。

したがって、１〜２体積％又は３５〜５０体積％のＣＯ_２を含有し、残部が不活性ガスからなるシールドガスを用いてＧＭＡ溶接を実施すれば、ブローホールの発生が抑制され、高強度及び高靭性の溶接金属を備えた溶接継手を製造できる。

以上の知見に基づいて、本実施形態による溶接継手の製造方法は完成した。以下、溶接継手の製造方法について説明する。

［製造方法］
溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。溶接継手はたとえば、鋼管同士又は鋼板同士を互いの端部で溶接したものである。鋼管は継目無鋼管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。

本実施形態の溶接継手の製造方法は、母材を準備する工程（準備工程）と、母材に対してＧＭＡ溶接を実施する工程（溶接工程）とを備える。

［準備工程］
質量％で１０．５％以上のＣｒを含有する母材を準備する。Ｃｒ含有量を１０．５％以上としたのは、耐食性を得るためである。好ましくは、母材は、マルテンサイト系ステンレス鋼、又は、二相ステンレス鋼である。

［母材がマルテンサイト系ステンレス鋼である場合］
母材がマルテンサイト系ステンレス鋼である場合、好ましくは、母材は次の化学組成を有する。

Ｃ：０．００１〜０．１００％
炭素（Ｃ）は鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、溶接後の溶接熱影響部の硬さが高くなりすぎ、靭性および耐応力腐食割れ性が低下する。したがってＣ含有量は０．００１〜０．１００％以下である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

Ｓｉ：０．０５０〜１．００％
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５０〜１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。

Ｍｎ：０．１０〜１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は上記のＳｉと同様に、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼を強化する。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、０．１０〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は、１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。

Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、熱間加工性を低下したり、溶接時の高温割れ感受性を高めたりする。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０４０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。

Ｓ：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＰと同様に、熱間加工性を低下したり、溶接時の高温割れ感受性を高めたりする。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。

Ｎｉ：０．５０〜１０．００％
Ｃｕ：０．０１〜２．００％
ニッケル（Ｎｉ）及び銅（Ｃｕ）はいずれも、母材の靭性と湿潤炭酸ガス環境下での耐食性を高める。しかしながら、これらの元素の含有量が高すぎれば、その効果が飽和し製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉは０．５０〜１０．００％、Ｃｕは０．０１〜２．００％とするのがよい。Ｎｉ含有量の好ましい下限は１．００％であり、さらに好ましくは２．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は９．５０％であり、さらに好ましくは９．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．９５％であり、さらに好ましくは１．９０％である。

Ｃｒ：１０．５０〜１４．００％
クロム（Ｃｒ）は炭酸ガス環境下における鋼の耐食性を高める。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の強度を調整しにくい。したがって、Ｃｒ含有量は１０．５０〜１４．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１１．００％であり、さらに好ましくは１１．５０％である。Ｃｒ含有の好ましい上限は１３．８０％であり、さらに好ましくは１３．５０％である。

Ｍｏ：０．１０〜４．００％
Ｗ：０．２０〜６．００％
モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）は、湿潤炭酸ガス環境下における鋼の耐食性と耐応力腐食割れ性とを高める。しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、上記効果は飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０〜４．００％であり、Ｗ含有量は０．２０〜６．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．８０％であり、さらに好ましくは３．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は５．５０％であり、さらに好ましくは５．００％である。母材は、Ｍｏ及びＷのうちの１種以上を含有する。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下
アルミニウム（Ａｌ）はＳｉと同様に鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）が形成され、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０４０％以下である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。

Ｎ：０．１％以下
母材がマルテンサイト系ステンレス鋼である場合、窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量は低い方が好ましい。Ｎ含有量は、０．１％以下である。

母材の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造工程の種々の要因により混入される元素を意味する。

［母材が二相ステンレス鋼である場合］
母材が二相ステンレス鋼である場合、好ましくは、母材は次の化学組成を有する。

Ｃ：０．０３％以下
炭素（Ｃ）は、オーステナイトを安定化する。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が析出しやすくなり、耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０３％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２％である。

Ｓｉ：０．２０〜１．００％
珪素（Ｓｉ）は、溶接時の溶融金属の流動性の低下を抑制し、溶接欠陥の生成を抑制する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、シグマ相（σ相）に代表される金属間化合物が生成されやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは、０．６０％である。

Ｍｎ：８．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は、必須元素である。Ｍｎは鋼を脱硫及び脱酸し、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｎはさらに、窒素（Ｎ）の溶解度を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、８．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．０３％であり、さらに好ましくは、０．０５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は７．５０％であり、さらに好ましくは、５．００％である。

Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の耐食性及び靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は低い方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０４０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。

Ｓ：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、鋼の熱間加工性を低下する。Ｓはさらに、硫化物を形成する。硫化物は、孔食の発生起点となるため、鋼の耐孔食性を低下する。したがって、Ｓ含有量は低い方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。好ましいＳ含有量は、０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。

Ｃｕ：０．２０〜４．００％
銅（Ｃｕ）は、高温塩化物環境下において、不動態皮膜を強化し、耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。Ｃｕはさらに、大入熱溶接時に、母材中に極微細に析出し、フェライト／オーステナイト相境界でのσ相の析出を抑制する。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．２０〜４．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．２３％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．５０％であり、さらに好ましくは３．００％である。

Ｎｉ：４．００〜８．００％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の靭性を高め、鋼の耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、σ相に代表される金属間化合物が生成されやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、４．００〜８．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は４．５０％であり、さらに好ましくは、５．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は７．８０％であり、さらに好ましくは７．５０％である。

Ｃｒ：２０．０〜３０．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性を高め、特に、高温塩化物環境下において、鋼の耐ＳＣＣ性を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、σ相に代表される金属間化合物が生成される。そのため、鋼の溶接性が低下し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、２０．０〜３０．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２１．０％であり、さらに好ましくは、２２．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２９．０％であり、さらに好ましくは、２８．０％である。

Ｍｏ：０．５０〜４．００％
Ｗ：０．０１〜４．００％
モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）は母材の湿潤炭酸ガス環境下での耐食性と耐応力腐食割れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、σ相に代表される金属間化合物が生成される。そのため、鋼の溶接性が低下し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０〜４．００％である。Ｗ含有量が高すぎれば、その効果は飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｗ含有量は０．０１〜４．００％とするのがよい。なおこれらの元素は、いずれか一種を単独または２種以上を複合添加してもよい。

Ｎ：０．１００〜０．３５０％
窒素（Ｎ）は、強力なオーステナイト形成元素であり、鋼の熱的安定性及び耐食性を高める。二相ステンレス鋼である母材は、フェライト形成元素であるＣｒとＭｏとを含有する。母材内のフェライト量とオーステナイト量のバランスを考慮すれば、Ｎ含有量は０．１００％以上である。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、溶接欠陥であるブローホールが発生する。Ｎ含有量が高すぎればさらに、溶接時に窒化物が生成されやすくなり、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．１００〜０．３５０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．１３０％であり、さらに好ましくは、０．１６０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．３４０％であり、さらに好ましくは０．３３０％である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は必須元素である。Ａｌは鋼を脱酸する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）を形成し、鋼の靭性及び耐食性を低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０４０％以下である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは、０．０３０％である。

母材の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。

［母材が二相ステンレス鋼である場合の選択元素］
二相ステンレス鋼である母材は、Ｆｅに代えて、以下の第１群〜第３群のうちの少なくとも１群から選択される１種又は２種以上の元素を含有してもよい。つまり、第１群〜第３群の元素は、必要に応じて含有可能な選択元素である。

第１群：Ｖ：１．５０％以下
第２群：Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下及びＢ：０．０２００％以下
第３群：希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
以下、これらの選択元素について詳述する。

［第１群］
Ｖ：１．５０％以下
バナジウム（Ｖ）は、選択元素である。Ｖは、鋼の耐食性を高め、特に、酸性環境下での耐食性を高める。より具体的には、ＶがＭｏ及びＣｕと共に含有されれば、鋼の耐隙間腐食性が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼中のフェライト量が過剰に増加し、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は１．５０％以下である。Ｖ含有量の好ましい上限は、１．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は、０．０５％以上である。

［第２群］
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｂ：０．０２００％以下
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）及びボロン（Ｂ）は、いずれも選択元素である。Ｃａ、Ｍｇ及びＢはいずれも、鋼中のＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋼の熱間加工性を高める。母材のＳ含有量は少ない。したがって、Ｃａ、Ｍｇ及びＢが含有されていなくても、鋼の熱間加工性は高い。しかしながら、たとえば、傾斜圧延法により継目無鋼管を製造する場合、さらに高い熱間加工性が求められる場合がある。Ｃａ、Ｍｇ及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有すれば、さらに高い熱間加工性が得られる。これらの元素のいずれかが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。

しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、非金属介在物（Ｃａ、Ｍｇ及びＢの酸化物及び硫化物等）が増加する。非金属介在物は孔食の起点となるため、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０２００％以下、Ｍｇ含有量は、０．０２００％以下、Ｂ含有量は０．０２００％以下である。

好ましくは、Ｃａ、Ｍｇ及びＢの少なくとも１種の含有量又は２種以上の合計の含有量が、Ｓ（質量％）＋１／２×Ｏ（質量％）以上である。この場合、上記効果が特に有効に得られる。

Ｃａ、Ｍｇ及びＢのうちの２種類以上を含有する場合、それらの元素の好ましい合計含有量は０．０４％以下である。Ｃａ、Ｍｇ及びＢ全てを含有する場合、それらの元素の好ましい合計含有量は、０．０６％以下である。

［第３群］
希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
希土類元素（ＲＥＭ）は、選択元素である。ＲＥＭは、Ｃａ、Ｍｇ及びＢと同様に、鋼中のＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎる場合、非金属介在物（希土類元素の酸化物及び硫化物等）が増加し、鋼の耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は、０．２０００％以下である。上記効果を顕著に得るためには、ＲＥＭ含有量がＳ（質量％）＋１／２×Ｏ（質量％）以上であるのが好ましい。しかしながら、ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。

ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素と、Ｙ及びＳｃとを含む総称である。これらの元素の１種又は２種以上が含有される。ＲＥＭの含有量は、上述の１種又は２種以上の元素の総含有量を意味する。

［溶接工程］
上述の母材を準備した後、母材に対してＧＭＡ溶接を実施して、溶接金属を形成する。

後述の溶接金属の化学組成が得られるように化学組成が調整された溶接材を準備する。溶接材はたとえばワイヤである。

準備された溶接材を用いて、ＧＭＡ溶接を実施する。はじめに、ＧＭＡ溶接機を準備する。ＧＭＡ溶接機は、送給装置と、溶接トーチを備える。送給装置は、シールドガス及び溶接材を溶接トーチに供給する。溶接トーチは溶接材（ワイヤ）と母材との間にアークを発生させる。このとき、溶接材が溶融し、溶接金属が形成される。

ＧＭＡ溶接に利用するシールドガスは、１〜２体積％又は３５〜５０体積％のＣＯ_２ガスを含有し、残部が不活性ガスからなる。不活性ガスはたとえばＡｒである。シールドガスは、上記組成以外に、不純物を含んでもよい。このような組成のシールドガスを使用することにより、上述のとおりブローホールが抑制され、優れた強度及び靭性を備えた溶融金属が形成される。

以上の工程により、母材と、溶接金属とを備えた溶接継手が製造される。溶接工程により形成される溶接金属は、二相ステンレス鋼であり、次の化学組成を有する。

Ｃ：０．０８０％以下
炭素（Ｃ）は、溶接金属中のオーステナイトを安定化する。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が析出しやすくなり、耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０８０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７５％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。

Ｓｉ：０．２０〜１．００％
珪素（Ｓｉ）は、溶接時に溶融金属を脱酸する。Ｓｉはさらに、溶接金属の強度を高める。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは、０．６０％である。

Ｍｎ：８．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は必須元素である。Ｍｎは、溶接時に溶融金属を脱酸する。Ｍｎはさらに、溶接金属の強度を高める。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、溶接金属の耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、８．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは、０．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は７．００％であり、さらに好ましくは、６．００％である。

Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、溶接金属の靭性を低下し、溶接金属の高温割れ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０４０％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓ：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、溶接金属の延性と耐食性を低下し、溶接金属の高温割れ感受性を高める。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは、０．００２％以下である。

Ｃｕ：２．０％以下
銅（Ｃｕ）は、必須元素である。Ｃｕは、高温塩化物環境下において、不動態皮膜を強化し、耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、溶接金属の高温割れ感受性が高まる。したがって、Ｃｕ含有量は、２．０％以下である。好ましいＣｕ含有量は、２．０％未満である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは、０．１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．０％であり、さらに好ましくは、０．８％である。

Ｎｉ：７．００〜１２．００％
ニッケル（Ｎｉ）は溶接金属中のオーステナイトを安定化し、溶接金属の靭性を高める。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、溶接金属中のフェライト量が過剰に低下し、二相ステンレス鋼の基本的な機械特性が得られにくくなる。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、σ相が析出しやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、７．００〜１２．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、８．００％であり、さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は８．００％よりも高い。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１１．００％であり、さらに好ましくは、１０．００％である。

Ｃｒ：２０．０〜３０．０％
クロム（Ｃｒ）は、溶接金属の耐食性を高め、特に、高温塩化物環境下において、溶接金属の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、σ相が析出しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は、２０．０〜３０．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２１．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２９．０％であり、さらに好ましくは、２８．０％である。

Ｍｏ：１．００〜４．００％
Ｗ：１．００〜４．００％
モリブデン（Ｍｏ）及びタングステン（Ｗ）は母材の湿潤炭酸ガス環境下での耐食性と耐応力腐食割れ性とを向上する。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、溶接金属にシグマ相（σ相）が析出しやすくなる。したがって、Ｍｏ含有量は、１．００〜４．００％である。Ｗ含有量が高すぎればその効果は飽和し、これ以上の含有はコスト上昇を招くだけである。したがって、Ｗ含有量は１．００〜４．００％である。本実施形態による溶接金属は、Ｍｏ及びＷのうち、少なくとも１種以上を含有する。

Ｎ：０．１００〜０．３５０％
窒素（Ｎ）は、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎはさらに、強力なオーステナイト形成元素であり、溶接金属の耐食性を高める。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、溶接欠陥であるブローホールが発生する。したがって、Ｎ含有量は、０．１００〜０．３５０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．３００％であり、さらに好ましくは、０．２５０％である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、必須元素である。Ａｌは、溶接時に溶融金属を脱酸する。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌは粗大な酸化物系の介在物を形成し、溶接金属の靭性を低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０４０％以下である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは、０．０３０％である。

Ｏ（酸素）：０．０２〜０．１４％
酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏは、酸化系介在物を形成し、溶接金属の靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく少ない方が好ましい。

しかしながら、ＧＴＡ溶接と異なり、ＧＭＡ溶接では、シールドガス中に酸素成分を含有しない場合、アークが安定せず良好な溶接金属が得られない。本実施形態では、ＧＭＡ溶接が実施されるため、溶接金属には０．０２％以上の酸素が含有される。

本実施形態の溶接金属の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。

［強度、靭性及びブローホール数］
上述の製造方法により製造された溶接金属は、７００ＭＰａ以上の引張強度を有し、−３０℃の吸収エネルギは２７Ｊ以上になる。さらに、溶接金属中において、０．５ｍｍ以上の大きさのブローホールは５個／１００ｍｍ以下である。

ブローホールの測定方法は、次のとおりである。図３を参照して、溶接継手１０の溶接金属３０の軸方向Ｙ（長手方向、つまり、溶接金属の延びる方向）に１００ｍｍの範囲の領域（つまり、領域面積は、軸方向に１００ｍｍ×溶接金属幅Ｗ３０（ｍｍ）となる）を選択する。選択された領域に対して、ＪＩＳ Ｚ３１０４に基づく放射線透過試験を実施して透過画像を得る。得られた透過画像中において、０．５ｍｍ以上の大きさのブローホールの個数をカウントする。ここで、「０．５ｍｍ以上のブローホール」とは、透過画像中の各ブローホールにおいて、最大径（長径）が０．５ｍｍ以上となるものを意味する。

好ましくは、母材の厚み（板厚又は肉厚）は５〜５０ｍｍである。この厚み範囲内では特に、上述の製造方法により、溶接金属中のブローホール数を低く抑えることができる。

本実施形態の溶接金属の製造方法では、上述のとおり特定の含有量のＣＯ_２ガスと不活性ガスとを含有するシールドガスを用いてＧＭＡ溶接を実施する。これにより、製造された溶接継手の溶接金属中のブローホール数が抑制され、優れた強度及び靭性が得られる。

表１に示す化学組成を有し、厚さが１０〜３０ｍｍの複数の母材（鋼板）を準備した。

母材番号１〜３の母材は、二相ステンレス鋼であった。二相ステンレス鋼は石油関連用途の油井管やラインパイプに使用されるいわゆるスーパー二相ステンレス鋼および二相ステンレス鋼（ＪＩＳ ＳＵＳ３２９Ｊ２Ｌ相当）であった。母材番号４及び５は、マルテンサイト系ステンレス鋼であり、石油関連用途に使用される１３Ｃｒ鋼であった。各母材の化学組成はいずれも、上述の好ましい化学組成の範囲内であった。

各母材番号の母材に開先を設け、表２に示す溶接条件にてＧＭＡ溶接を実施し、表３に示す化学組成の溶接金属を備える各継手番号の溶接継手を得た。溶接ワイヤはいずれも外径１．２ｍｍの線材であった。溶接条件を種々変化させ、入熱量は８ｋＪ／ｃｍとなるように設定した。

製造された各継手番号の溶接継手を用いて、次の評価試験を実施した。

［ブローホール測定試験］
溶接後、各継手番号の溶接継手の溶接金属に対して、上述した放射線透過試験を実施し、ブローホールの個数（個／１００ｍｍ）をカウントした。

［シャルピー衝撃試験］
各溶接継手の溶接金属の靭性を、次の方法で評価した。溶接継手から、図４に示すシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ試験片）を採取した。図４に示すとおり、試験片のＶノッチ２０は、溶接継手１０の溶接金属３０の中央部に位置した。Ｖノッチ試験片は、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍであった。

Ｖノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２に基づいて、−３０℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギを求めた。

［引張試験］
各溶接継手から、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定される５号試験片を採取した。試験片の長手方向は、溶接進行方向と直行する方向であった。また、試験片の平行部の中央は、溶接金属が位置し、その両側に溶接熱影響部と母材が順次位置した。室温（２５℃）において引張試験を実施し、引張強度（ＭＰａ）を得た。

［σ相の面積率測定試験］
各溶接継手の断面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングした後、５００倍の光学顕微鏡を用いて、エッチングされた断面のうち、溶接金属を画像解析した。画像解析に利用された溶接金属の面積は１視野あたり４００００μｍ^２であった。４視野について、画像解析を実施した。画像解析により、各視野の溶接金属内のσ相の面積率（％）を求めた。４視野のσ相の面積率の平均を、継手番号のσ相の面積率（％）と定義した。σ相の面積率が０．５％以上である場合、σ相が析出したと判断した。σ相の面積率が０．５％未満である場合、σ相が析出していないと判断した。

［高温割れ試験］
各溶接継手から、溶接線と直交する断面ミクロ組織観察用試験片を採取した。採取された試験片の表面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングされた試験片の表面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察した。そして、溶接金属内に高温割れが発生したか否かを目視により判断した。

［試験結果］
表４の上述の評価試験の結果を示す。

表４を参照して、継手番号１−１〜１−５、２−１〜２−４、３−１〜３−２、４−１〜４−２及び５−１では、シールドガスの組成が適切であった。そのため、表３に示すとおり、これらの継手番号の溶接金属の化学組成は適切であった。さらに、ブローホール数は５個／１００ｍｍ以下であった。さらに、引張強度は７００ＭＰａ以上であり、−３０℃での吸収エネルギは２７Ｊ以上であった。さらに、シグマ相や高温割れは観察されなかった。

一方、継手番号１−６では、溶接金属中のＣｕ含有量が高かった。そのため、高温割れが観察された。さらに、シールドガス中のＣＯ_２含有量が適切ではなかった。そのため、ブローホール数が５個／１００ｍｍを超えた。

継手番号１−７では、溶接金属の化学組成は適切であった。しかしながら、シールドガス中のＣＯ_２含有量が適切ではなかった。そのため、ブローホール数が５個／１００ｍｍを超えた。

継手番号１−８では、溶接金属中のＣｕ含有量が高かった。そのため、高温割れが観察された。さらにＮｉ含有量が低かった。そのため、吸収エネルギが低かった。

継手番号２−５では、溶接金属中のＮｉ含有量が高かった。そのため、吸収エネルギが低く、σ相が観察された。さらに、シールドガス中のＣＯ_２含有量が適切ではなかった。そのため、ブローホール数が５個／１００ｍｍを超えた。

継手番号２−６では、シールドガス中にＣＯ_２が含有されなかった。そのため、ブローホール数が５個／１００ｍｍを超えた。なお、継手番号２−６の溶接金属中の酸素含有量は低かった。

継手番号３−３では、Ｎｉ含有量が低かった。そのため、吸収エネルギが低かった。さらに、シールドガス中のＣＯ_２含有量が適切ではなかった。そのため、ブローホール数が５個／１００ｍｍを超えた。

継手番号３−４では、Ｃｕ含有量が高かった。そのため、高温割れが観察された。さらに、シールドガス中のＣＯ_２含有量が高すぎた。そのため、溶接金属中の酸素含有量が高く、吸収エネルギが低かった。

継手番号４−３では、溶接金属の化学組成は適切であったものの、シールドガス中のＣＯ_２含有量が適切ではなかった。そのため、ブローホール数が５個／１００ｍｍを超えた。

継手番号４−４では、Ｍｏ含有量が高かった。そのため、σ相が観察された。さらに、吸収エネルギが低かった。σ相が生成されたために靭性が低かったと考えられる。

継手番号４−５では、溶接金属の化学組成は適切であったものの、シールドガス中のＣＯ_２含有量が適切ではなかった。そのため、ブローホール数が５個／１００ｍｍを超えた。

継手番号５−２では、Ｃｒ含有量が高かった。そのため、σ相が観察された。さらに、吸収エネルギが低かった。σ相が生成されたために靭性が低かったと考えられる。

継手番号５−３では、シールドガス中のＣＯ_２含有量が高すぎた。そのため、溶接金属中の酸素含有量が高く、吸収エネルギが低かった。

継手番号５−４では、溶接金属のＮｉ含有量が高く、Ｎ含有量が低かった。そのため、継手番号５−４の溶接金属は二相ステンレス鋼ではなく、オーステナイト系ステンレス鋼であった。継手番号５−４では、Ｎ含有量が低いためブローホールが抑えられたが、引張強度が７００ＭＰａ未満と低かった。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：０．２０〜４．００％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：４．００〜８．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下、Ｍｏ：０．５０〜４．００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる二相ステンレス鋼である母材と、
   質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．２５〜１．００％、Ｍｎ：０．２５〜８．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０．１５〜２．０％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：７．００〜１２．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、Ｏ（酸素）：０．０２〜０．１４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０４０％、Ｍｏ：１．００〜４．００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる溶接金属とを備えた溶接継手であって、
   前記溶接金属は、１〜２体積％又は３５〜５０体積％のＣＯ_２を含有し、残部が不活性ガスからなるシールドガスを用いたＧＭＡ（Ｇａｓ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ）溶接により形成されたものであることを特徴とする溶接継手。
2. 請求項１に記載の溶接継手であって、
   前記母材はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｗ：０．０１〜４．００％を含有する、溶接継手。
3. 請求項１又は請求項２に記載の溶接継手であって、
   前記溶接金属はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｗ：０．０１〜４．００％を含有する、溶接継手。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の溶接継手であって、
   前記母材はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：１．５０％以下を含有する、溶接継手。
5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の溶接継手であって、
   前記母材はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下及びＢ：０．０２００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、溶接継手。
6. 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の溶接継手であって、
   前記母材はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下を含有する、溶接継手。
7. 質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：０．２０〜４．００％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：４．００〜８．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下、Ｍｏ：０．５０〜４．００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる二相ステンレス鋼である母材を準備する工程と、
   前記母材に対して、１〜２体積％又は３５〜５０体積％のＣＯ_２を含有し、残部が不活性ガスからなるシールドガスを用いてＧＭＡ（Ｇａｓ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ）溶接を実施し、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．２５〜１．００％、Ｍｎ：０．２５〜８．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０．１５〜２．０％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：７．００〜１２．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、Ｏ（酸素）：０．０２〜０．１４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０４０％、Ｍｏ：１．００〜４．００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる溶接金属を形成する工程とを備える、溶接継手の製造方法。

Images