耐應力腐蝕裂紋性優異的焊接結構物的制作方法

專利名稱：耐應力腐蝕裂紋性優異的焊接結構物的制作方法
技術領域：
本發明涉及一種耐應力腐蝕裂紋性優異的焊接結構物，更詳細地說，涉及在輸送石油、天然氣等對金屬顯示出腐蝕性的流體的管道中，包含馬氏體系不銹鋼制的管子的焊接接頭的焊接結構物。
背景技術：
從油田和氣田產出的石油及天然氣，因為含有作為伴隨氣體的碳酸氣體(CO2)或硫化氫(H2S)等的腐蝕性的氣體，所以對金屬顯示出腐蝕性。因此，在輸送如此的高腐蝕性的石油及天然氣等的流體的管道中所用的鋼材，需要有優異的耐腐蝕性。在當時的腐蝕中，代表性地包含有全面腐蝕、硫化物應力裂紋(SSC)、還有應力腐蝕裂紋(SCC)。
這里，對于全面腐蝕，已知向鋼添加Cr對于腐蝕速度的降低有效，在高溫的碳酸氣體含有環境下，采取增加鋼中的Cr含量的對策。作為對如此的腐蝕的耐腐蝕性優異的材料，具體地說是13Cr鋼等的馬氏體系不銹鋼。
不過，在馬氏體系不銹鋼中，在含有微量的硫化氫的環境下會產生SSC，對于這種腐蝕，以前公知的是通過向鋼添加適當量的Mo及Ni，使在鋼表面生成的耐腐蝕性皮膜穩定化，從而能夠改善在硫化氫含有環境下的耐SSC性。并且，在焊接部的耐SSC性的改善，還公知有出于抑制使耐SSC性劣化的焊接熱影響部(HAZ)的硬度上升的目的，使母材C含量降低的低C馬氏體系不銹鋼。(文獻Corrosion/96 No.58)另一方面，低C馬氏體系不銹鋼，一般被認為SCC敏感性低。這是因為SCC被認為是由于以Cr碳化物生成為起因的Cr缺乏層生成，而引起敏感化，低C馬氏體系不銹鋼與奧氏體系不銹鋼比較，其難以產生如此的Cr缺乏層。實際上，在低C馬氏體系不銹鋼中，至今被認為在高溫二氧化碳環境，也就是所說的低硫(sweet)環境，以80～200℃左右的高溫，且含有氯化物離子和碳酸氣體(CO2)的環境下(以下，簡稱為“高溫CO2環境”)，SCC不會發生。
還有，作為馬氏體系不銹鋼，例如在特開平7-179943號公報的 中，記述了若C超過0.05％而被添加，則Cr碳化物大量生成，從而Cr缺乏層形成，碳酸氣體腐蝕特性劣化，由此，本說明書所說的SCC當然以C≤0.05％為前提。
最近，報告有低C馬氏體系不銹鋼的焊接部，更具體地說，在鋼管內面部分的環形接縫焊接熱影響部(HAZ)中的SCC產生。
在天然氣或石油的輸送用管道中，造成壁厚減少的全面腐蝕的防止也很重要，但是，SCC與SSC同樣，也是以腐蝕為起因的裂紋擴展，但由于直至貫通壁厚的時間短暫，且有局部性的現象，所以成為更嚴重的問題。

發明內容
由于一般認為，在如此的低C馬氏體系不銹鋼也有SCC，也是Cr缺乏層的存在的原因，所以經過實驗確認，判明了現有公知的Cr缺乏層的存在不是原因。
因此，本發明者們，了解到如上述的低C馬氏體系不銹鋼中的SCC的發生是由于全新的現象，從而詳細研究在高溫CO2環境中的低C馬氏體系不銹鋼的HAZ中引起的SCC的現象，得出如下的結論。
(1)在焊接狀態的表面發生由于SCC的裂紋，但是，若通過酸洗或機械研磨去除焊接部的鋼管內面表層部，則如此的裂紋不會發生。
(2)在鋼管的環形接縫焊接時，在使內面密封條件變化，而使焊接氧化皮的生成程度變化時，焊接氧化皮的生成越少，由于SCC的裂紋發生頻率越少。
由這些認識事實可知，在高溫CO2環境中的SCC，與鋼管環形接縫焊接的焊接熱影響部的鋼管內部的表層部有很大關聯。
因此，進一步反復研究，作為對于如此的SCC的發生，焊接熱影響部影響的理由，得出以下的觀點。
1)在鋼管內面的焊接熱影響部中的焊接氧化皮形成部分的正下方HAZ組織之中的晶界，存在有微小的Cr缺乏部位。
2)SCC的起點，是存在于臨近此焊接熱影響部的鋼管內面的表層部的此Cr缺乏部位。
3)SCC的發生的有無，依存于此Cr缺乏部位中的最低Cr濃度。
4)此Cr缺乏部位的生成，以焊接時生成的焊接氧化皮為原因。
5)在焊接氧化皮正下方的此Cr缺乏部位的生成，與焊接條件有關系。
這里，在本發明中所認知的Cr缺乏部位，關于其生成區域、生成原因等，與現有的Cr缺乏層不同，在本說明書中稱為“焊接氧化皮起因的SCC感應晶界Cr缺乏部”，在以下簡稱為“晶界Cr缺乏部”。
本發明基于這一認知，最廣義地說，是由含有C0.05％以下、Cr8～16％的低C馬氏體系不銹鋼構成的焊接結構物，是焊接熱影響部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr濃度為5質量％以上的低C馬氏體系不銹鋼焊接結構物。
本發明更具體地說是一種管道鋼管焊接結構物，其進行構成管道鋼管的管道的環形接縫焊接時，焊接熱影響部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr濃度為5質量％以上，且由含有C0.05％以下、Cr8～16％的低C馬氏體系不銹鋼構成。
本發明，此外從另外的方面來說，還是焊接熱影響部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr濃度為5質量％以上，如此而進行環形接縫焊接的焊接結構部的制造方法。
根據本發明，因為能夠有效地阻止SCC，進一步從其他的方面來說，本發明，是焊接熱影響部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr濃度限制在5質量％以上的、在高溫CO2環境下使用的焊接結構物的構件的SCC的防止方法。
根據本發明，由于環形接縫焊接后就能夠作為管道鋼管使用，現場焊接變得更加容易，所以其實用上的意義重大。


圖1(a)是模式化地表示伴隨現有的碳化物生成的Cr缺乏層的生成的情況的說明圖，圖1(b)是表示在沿當時的A-A’線的區域中的Cr濃度分布的曲線圖。
圖2(a)是模式化地表示伴隨現有的軋屑生成的Cr缺乏層(脫Cr層)的生成的情況的說明圖，圖2(b)是表示在沿當時的A-A’線的區域中的Cr濃度分布的曲線圖。
圖3(a)是在本發明中的最初所知的晶界Cr缺乏部的模式說明圖，圖3(b)是表示在沿當時的A-A’線及B-B’線的區域中的Cr濃度分布的曲線圖。
圖4是表示本發明中的Cr缺乏和高溫CO2環境下的裂縫發生頻度的關系的曲線圖。這里，所謂Cr缺乏，表示在HAZ中的焊接氧化皮正下方的晶界中的最低Cr濃度。
圖5(a)是管子的環形焊接的操作模式的說明圖，圖5(a)是一并表示焊接部的多層堆焊的情況的同一模式的說明圖，同時模式化地表示當時的焊接熱影響部中的Cr濃度的分布狀況。
具體實施例方式
接下來，為了準確理解在本發明中新認知的晶界Cr缺乏部的生成現象，如下，對現有技術中所知的Cr缺乏層的生成現象進行了研究。
圖1(a)是模式化地說明伴隨碳化物生成的Cr缺乏層的生成的情況的說明圖，圖1(b)是表示在沿當時的A-A’線的區域中的Cr濃度分布的曲線圖。
從圖1(a)及圖1(b)可知，因為包含于母材組成的C和Cr反應而形成Cr碳化物，所以在此周圍有Cr濃度降低的區域生成。該區域是伴隨Cr碳化物的生成的Cr缺乏層。因為尤其在晶界附近大量地生成，所以也被稱為晶界Cr缺乏層，不過，在本說明書中為方便起見稱為碳化物Cr缺乏層。在這一碳化物Cr缺乏層的形成中，一般被認為是與奧氏體系不銹鋼相比，馬氏體系不銹鋼要輕微。因為馬氏體組織(bcc結構)中的Cr的擴散速度，與奧氏體組織(fcc結構)中的Cr的擴散速度比較要大得多，所以認為來自基材的Cr被相當迅速地供給，碳化物Cr缺乏層不會產生。
圖2(a)是模式化地表示伴隨現有的軋屑生成的Cr缺乏層(脫Cr層)的生成的情況的說明圖，圖2(b)是表示在沿當時的A-A’線的區域中的Cr濃度分布的曲線圖。
如圖2(a)及圖2(b)所示，在鋼材的制造時經過熱軋工序和熱處理工序時有所謂軋屑的氧化物層生成，因為在此氧化物層中包含含有Cr的尖石晶(spinel)等，所以沿著軋屑/母材界面，在母材側層狀地生成有Cr濃度低下的區域。其為伴隨軋屑生成的Cr缺乏層。在本說明書中，為方便起見將當時的Cr缺乏層稱為軋屑Cr缺乏層。
因此，對如此的現有的Cr缺乏層的存在如何影響在所述的HAZ中的SCC進行了調查，但是，由于伴隨軋屑生成的軋屑Cr缺乏層，被推測與焊接熱影響部發生的SCC沒有直接的關聯，所以對起因于上述的碳化物生成的碳化物Cr缺乏層，和在高溫CO2環境中的SCC的關聯進行了討論。
即，將含有0.05％(質量％)的C的A鋼(12Cr-5Ni-1Mo)，和含有0.003％的V的B鋼(12Cr-5Ni-1Mo)進行實驗室的熔煉，并實施淬火-回火處理。這些鋼種，為了有意圖地使Cr碳化物的生成程度變化而改變C含量。由此2種類的熔煉材料制作焊接接頭。在A鋼的HAZ中，確認到沿晶界有Cr碳化物生成，還有在B鋼中未認定Cr碳化物的生成。
使用這些試驗片，對高溫CO2環境中的焊接部的SCC舉動進行了研究，在任一個試驗片中無論有無碳化物，在內面焊接的表面狀態均有裂縫發生，在研磨加工了表層的情況下沒有裂紋發生。也就是說，裂縫的發生依存于焊接部的表面狀態，不受存在于組織內部的碳化物Cr缺乏層的存在影響，換而言之，就是確認到即使碳化物Cr缺乏存在也沒有裂紋。
因此，在本發明中所知的晶界Cr缺乏部，其生成區域、生成原因等與此碳化物Cr缺乏層不同。
這里，圖3(a)及圖3(b)，是本發明中最初認知的晶界Cr缺乏部的模式的說明圖，如圖3(a)所示，伴隨焊接氧化皮的生成，沿母材晶界有晶界Cr缺乏部生成。這時的晶界Cr缺乏部的生成，沿舊γ晶界發生，但是隨著從焊接氧化皮層分離，Cr濃度接近于母材。如此，伴隨焊接氧化皮的生成，在極薄的焊接氧化皮的正下方的母材組織中沿著舊γ晶界，Cr的缺乏產生，將其做為起點的裂紋發生。
在如此的焊接氧化皮正下方的晶界的Cr缺乏部的形成，在本發明中是新的發現。伴隨焊接時的非常薄的氧化皮的生成，在晶界Cr的缺乏部形成，這在以前未被認知。
在此，如所述的圖3(a)及圖3(b)說明的Cr的缺乏區域的存在，對于鋼管的環形焊接接縫材的HAZ的表層附近，即焊接氧化皮正下方的母材組織，利用TEM(透射電子顯微鏡)通過觀察可以發現。
由此TEM觀察結果，和實際的環形焊接接縫中的SCC變動依存于表層的狀態的事實可知，在高溫CO2環境中的SCC發生，鋼管的環形焊接部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部成為起點。
這里，圖4是表示作為晶界Cr缺乏部的最Cr濃度的Cr缺乏和高溫CO2環境下的裂縫發生頻度的關系的曲線圖。
圖4的數據，是在含有8％、12％、15％的Cr的C≤0.05％的馬氏體系不銹鋼中SCC試驗的結果，分別是對3個的試驗片試驗時的數據。圖中的數字表示(SCC發生試驗片數)/(試驗片數)。
由圖4的結果可知，在焊接氧化皮正下方的晶界中的最低Cr濃度(Cr缺乏)低于5％，SCC發生，且Cr缺乏越低裂紋發生頻率變得越高。
作為Cr缺乏越小，裂紋發生頻率變得越高(變得容易開裂)的理由，能夠推定為，在上述腐蝕環境中晶界Cr缺乏部的溶解(腐蝕)容易產生。即認為是，在高溫碳酸氣體環境中的SCC是所謂活性溶解(Active PathCorrosionAPC)型的SCC，因為晶界Cr缺乏部的濃度越低，在腐蝕初期過程中的晶界Cr缺乏部的腐蝕越被促進，所以結果是引發巨大的裂紋。
還有，對上述的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的生成部位進行研究時，確認到從焊接部的堆高止端部(toe部)是焊接熱影響部(HAZ)的范圍。
即，在含有8～16％的Cr的C≤0.05％的低C馬氏體系不銹鋼中，在高溫CO2環境下不產生SCC的焊接接頭，從在鋼管內面的焊接部的堆高止端部，作為HAZ焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr濃度的Cr缺乏，滿足5％以上。
如此的表面特性，具體來說，是通過控制在焊接施工時使電弧發生側和反對側的所謂里焊道側的HAZ表面層的冷卻速度和氧供給量而獲得。即產生于內面側HAZ的表面層的晶界Cr缺乏部的形成，是因為在焊接時HAZ表面氧化而氧化皮生成，所以氧化皮正下方的Cr從晶界擴散，其形成依存于在Cr擴散溫度域的保持時間，就是HAZ表面層的冷卻速度，和用于氧化皮形成的氧供給量的雙方。
還有，由于除了HAZ表面層的冷卻速度和氧供給量之外，輸入熱量和焊道間溫度，或1焊道的大小等也有復雜的影響，所以也可以適宜控制這些。
通常，在MAG焊接中，在將高合金鋼管通過單側焊接實現貫穿焊形成時，為了防止燒穿而使用銅或銅合金制的襯墊金屬。因此，作為通常的銅襯墊金屬，也采用在銅的表面涂鍍了Al2O3等的陶瓷的襯墊，也可以在貫穿側令Ar氣流通，從而適當地管理焊接氣氛的氧濃度。
這里，闡述作為母材所使用的鋼的最佳組成在的各成分元素的限定理由。在本說明書中除非有特別的理由，否則表示鋼組成的“％”為“質量％”。
C0.001％～0.05％C是形成和Cr等的碳化物，使在碳酸氣體環境中的耐腐蝕性降低的元素。并且，還是使焊接性劣化的元素，越少越為優選，其上限設為0.05％。還有，作為實質上可控制的范圍，以0.001％為下限。優選為0.003％～0.02％。
S0.05％～1％Si是在鋼的精煉過程中作為脫氧劑而含有的元素，但其含量可以為與以通常的不銹鋼規定的含量相同的1％以下，并且，為了取得該效果要在0.05％以上。優選為0.1％～0.7％。
Mn0.05％～2％Mn是改善熱加工性的元素，為了取得該效果要有0.05％以上的含量。另一方面，若Mn含量超過2％，則在鑄片內部容易有Mn的偏析產生，伴隨此偏析，有使韌性的劣化和在H2S環境中的耐SSC性的劣化產生的傾向。因此，Mn含量設為0.05％～2％。優選為0.1％～1.5％。更優選為0.2％～1.0％。
Cr8％～16％Cr是用于發揮在碳酸氣體環境中的耐腐蝕性所必須的元素，為了取得在高溫碳酸氣體環境下的耐腐蝕性而含有8％以上。另一方面，Cr是鐵素體形成元素，在馬氏體系不銹鋼的情況下，若大量添加Cr，則由于δ鐵素體的生成而使熱加工性劣化。因此，Cr含量設為8％～16％。
Ni0.1％～9％Ni除有耐腐蝕性提升作用外，還有使韌性提高的作用，根據需要在9％的范圍含有。為了使這些效果發揮，要含有0.1％以上。還有，Ni是奧氏體生成元素，若大量含有，則因為殘留奧氏體相生成而有損強度、韌性，所以設上限為9％。優選為0.5％～7％。更優選為1％～6％。
sol.Al0.001％～0.1％Al是在鋼的精練過程中作為脫氧劑而被含有的元素，但是為了取得該效果，要含有0.001％以上。若超過0.1％含有，則因為氧化鋁夾雜物大量生成而導致韌性劣化，所以設上限為0.1％。優選為0.005％～0.05％。
P、S、N、O等的不可避免的雜質與通常的不銹鋼的情況同樣，因為使耐腐蝕性和韌性劣化，所以優選其盡可能的少。
對于在本發明中作為雜質而包含的P、S、N，只要作為雜質包含就沒有特別地限制，不過，通常可以分別例如，P0.030％以下，S0.010％以下，N0.015％以下。
在本發明的馬氏體系不銹鋼中，此外，作為任意添加元素，還可以使其含有如下的成分。
Mo、W分別為0.1％～7％Mo、W在與Cr的共存下，具有改善耐點蝕性及耐硫化物裂紋性的效果，根據需要可以使任意一方或雙方，分別含有0.1％～7％。這些元素，在以耐腐蝕性的改善為目的而使之含有時，優選Mo+0.5W的含量為0.1％以上。另一方面，若Mo+0.5W的含量超過7％，則導致鐵素體相的生成，使熱加工性降低，所以設上限為7％。
Cu0.1％～3％Cu有降低低pH環境的溶解析出速度的效果，在使之含有時，可以在0.1％～3％的范圍。不過，在含有Cu時，由于也有Cu開裂(checking)的問題，所以優選考慮與Ni的平衡而決定其含量。
Ti、Zr、Hf、V、Nb分別為0.005％～0.5％
此外，因為Ti、Zr、Hf、V、Nb具有固定C，抑制Cr碳化物的生成，抑制在Cr碳化物的周圍的Cr缺乏層為原因的局部腐蝕的發生的作用，所以根據需要，能夠使之含有1種以上。在使之含有時，分別優選為0.005％～0.5％。
Ca、Mg、REM分別為0.0005％～0.01％Ca、Mg、REM可以出于改善鋼的熱加工性的目的，而使之含有至少1種以上。可以分別在0.0005％～0.01％的范圍使之含有1種以上。
其次，闡述關于本發明這種焊接結構物的制造方法。
構成本發明的對象的焊接結構物的代表例，是具有環形焊接的焊接接頭的管道鋼管，特別是由無焊口鋼管構成的管道鋼管，其當時的焊接操作按如下進行。
如圖5(a)所示，經坡口加工的鋼管1、1對接，從鋼管外側進行多層堆焊環形焊接，形成環形焊接部2。焊接材料，根據構成鋼管的鋼種及采用的焊接法而多少有所差異，但是，一般選用用于馬氏體系不銹鋼的焊接的即可，在本發明中也沒有特別限制。還有，焊接方法其自身也不做特別限制，例如可以是慣用的TIG、MAG的任意一個。
根據本發明，為了顯示焊接后的充分的耐SCC性，未必需要進行所謂必要的焊接部的內面3的研磨等的加工。因為是現場焊接所以與其如此加工不如優選不進行。還有，由于不需要后熱處理，所以在通過管道鋼管焊接接頭結構這樣的現場焊接作為焊接結構物時，本發明特別有用。當然，在焊接結束后進行的后熱處理，也可以根據需要進行，而沒有特別限制。
圖5(b)是焊接部及HAZ的模式的說明圖，一并表示在HAZ中的晶界的最低Cr濃度的變化。實線和虛線是模式化地表示，向鋼管內部的HAZ中的焊接氧化皮正下方的母材側進入100nm的地點的Cr濃度的變化。還有，晶界Cr缺乏部的Cr濃度的計量，如實施例說明，在進入到焊接氧化皮正下方的母材內100nm的位置的晶界中進行，在與晶界直交的方向計量，取得當時的最少濃度。
根據焊接時的條件，既可能變成由點線表示的A-A’的輪廓的情況，也可能變成由點線表示的B-B’的輪廓的情況。總之任一個的“HAZ中的最低Cr濃度”，均具有從在如此的晶界的Cr濃度的堆高止端部(toe部)，在HAZ方向的輪廓，由在其中的成為最低濃度的點定義。
這里，根據本發明，為了作為在高溫CO2環境不產生SCC的焊接部，從焊接部中的堆高止端部，作為HAZ的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr濃度的Cr缺乏，滿足Cr缺乏≥5％。
還有，Cr缺乏是存在于HAZ中的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr濃度，其位置既可能存在于堆高止端部的附近，也可以在若干遠離的位置存在，優選預先確認在HAZ的以水平方向的分布。如此的分布中變化產生的機理并不明確，但是推測是因為由于多焊道焊接時的再次加熱對氧化的影響的接受方式不同，所以最容易被氧化而易于產生Cr缺乏的部位變化。
并且，在從內面表層正下方向壁厚方向的Cr濃度的分布中，被認為越臨近焊接氧化皮的部位Cr濃度越低，但為了實際上由TEM的定量為充分可能的范圍，所以規定為從氧化皮正下方向壁厚方向的深度為100nm的位置的晶界部分的Cr濃度。
在根據本發明制造焊接結構物時，用于不使晶界Cr缺乏部形成的最佳的焊接操作方法如下。
(1)降低焊接時的氣氛中的氧量。這樣可以抑制氧化皮的生成·成長。
(2)作為其他方法，加快焊接后的冷卻速度。盡可能地減少在氧化皮的生成溫度域的停留時間。或者也可以相反，讓冷卻速度充分放緩。這種情況是因為，向伴隨氧化皮的成長而形成的晶界Cr缺乏部，來自基材的Cr擴散產生，晶界Cr缺乏部恢復。
(3)此外作為其他方法，可以降低焊接時的輸入熱量，或者也可以充分擴大。輸入熱量是對冷卻速度施加影響的參數，以與冷卻速度的情況相同的理由，對氧化皮的生成及晶界Cr缺乏部的恢復施加影響。
(4)再有，通過調節焊道間溫度，也可以使晶界Cr缺乏部消失。因為這時如果氧化速度在充分低的溫度區域，則通過來自基材的Cr擴散，能夠期待晶界Cr缺乏部的恢復，所以優選在不產生HAZ表面的氧化的溫度區域，盡可能設定提高的溫度。
如此，在晶界Cr缺乏部的調整中，若是從最初就不使晶界Cr缺乏部生成的想法，則認為一旦生成，實現晶界Cr缺乏部的恢復到最終也會很少，為此要考慮各種方法。
下面，通過實施例進一步具體說明本發明的作用效果。
實施例熔煉具有表1所示的化學組成的馬氏體系不銹鋼，通過常用的熱軋及冷軋，得到寬100mm，厚12mm的鋼板。將得到的鋼板對接，設置坡口角度15度的V坡口，進行焊接。即，在此坡口內采用二相不銹鋼焊接材料(25Cr-7Ni-3Mo-2W鋼)，從單側通過MAG焊接或TIG焊接，根據后述的方法控制里焊道側的焊接氣氛進行多層焊接，制作初層側HAZ的表面層的特性不同的焊接接頭。
在MAG焊接中，為了針對重力保持熔融金屬，將焊接線方向具有寬5mm、深2mm凹槽的寬25mm、厚8mm的銅板放在坡口背面做為襯墊金屬，在此銅板的外側放置防護箱(shield box)設置所述的封閉空間，在此沒有保護氣體(大氣氣氛即氧量20體積％)，或者通過25cm3/分鐘的流量供給變化了氧濃度的Ar+氧氣，作為各種的氧化氣氛，通過氧計量器測定其實際的氧濃度。
還有，襯墊用的銅板，采用銅板單體及在銅板上涂鍍氧化鋁(厚1mm)的兩者，進行比較。
在TIG焊接中，里焊道側的焊接氣氛的氧量的控制，以銅制的防護箱覆蓋，形成由在與焊接線平行以里面側坡口為中心的寬60mm的部分，和跟板面的空隙部的高度為20mm構成的封閉空間，以25cm3/分鐘的流量向其中供給變化了氧濃度的Ar+氧氣，作為各種的氧化氣氛，以氧計量器測定其實際的氧濃度。
從得到的焊接接頭初層側，在表面具有焊縫、焊接氧化皮，采取與焊接線平行的方向為75mm的邊的厚2mm、寬10mm、長75mm的SCC試驗片，實施以表2所示的腐蝕試驗條件的SCC試驗。此試驗結果集中在表3中表示。
這里，焊接氧化皮正下方的Cr濃度的測定，如圖3和圖5(b)所示，在從焊接氧化皮前端進入母材側100nm的位置的晶界中進行，將其最小值作為晶界Cr缺乏部的Cr濃度。
作為本發明例的例No.1～14，焊接即具有優異的耐腐蝕性，SCC未發生。另一方面，在伴隨焊接氧化皮的生成的晶界Cr缺乏部的最低Cr濃度變低的比較例的例No.15中，Cr缺乏低于5％，產生了SCC。
還有，在本例中，以板材的焊接為例說明本發明，不過進行鋼管的焊接的情況下，也是同樣的，至此為止的說明，技術人員都應該明白。
表1 (質量％)

表2

表3

PWHT焊接后熱處理650℃，5分鐘*標表示本發明的范圍之外。
工業上的利用的可能性根據本發明，能夠得到即使暴露于高溫CO2氣體環境也不會產生SCC的馬氏體系不銹鋼的焊接結構物。因此，根據本發明，構成輸送高腐蝕性的石油及天然氣的管道鋼管的管道，例如，能夠構成在無焊縫鋼管的環形焊接時，在焊接狀態也不產生SCC的焊接接頭，本發明在實用上的意義重大。
權利要求
1.一種馬氏體系不銹鋼管道鋼管焊接結構物，是由含有如下成分的鋼材構成，即以質量％計，C0.001～0.05％、Si0.05～1％、Mn0.05～2％、Cr8～16％、Ni0.1～9％、sol.Al0.001～0.1％，剩余部為Fe及不可避免的雜質，其中，作為焊接熱影響部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr濃度的Cr缺乏，滿足Cr缺乏≥5％。
2.根據權利要求1記載的馬氏體系不銹鋼管道鋼管焊接結構物，其特征在于，所述鋼組成還含有Mo0.1～7％及/或W0.1～7％。
3.根據權利要求1記載的馬氏體系不銹鋼管道鋼管焊接結構物，其特征在于，所述鋼組成還含有Cu0.1～3％。
4.根據權利要求2記載的馬氏體系不銹鋼管道鋼管焊接結構物，其特征在于，所述鋼組成還含有Cu0.1～3％。
5.根據權利要求1記載的馬氏體系不銹鋼管道鋼管焊接結構物，其特征在于，所述鋼組成還含有，從由Ti、Zr、Hf、V及Nb組成的群中任選的至少1種，分別為0.005～0.5％。
6.根據權利要求2記載的馬氏體系不銹鋼管道鋼管焊接結構物，其特征在于，所述鋼組成還含有，從由Ti、Zr、Hf、V及Nb組成的群中任選的至少1種，分別為0.005～0.5％。
7.根據權利要求3記載的馬氏體系不銹鋼管道鋼管焊接結構物，其特征在于，所述鋼組成還含有，從由Ti、Zr、Hf、V及Nb組成的群中任選的至少1種，分別為0.005～0.5％。
8.根據權利要求4記載的馬氏體系不銹鋼管道鋼管焊接結構物，其特征在于，所述鋼組成還含有，從由Ti、Zr、Hf、V及Nb組成的群中任選的至少1種，分別為0.005～0.5％。
9.根據權利要求1至8中任一項記載的馬氏體系不銹鋼管道鋼管焊接結構物，其特征在于，所述鋼組成還含有，從由Ca、Mg及REM組成的群中任選的至少1種，分別為0.0005～0.01％。
全文摘要
本發明涉及顯示腐蝕性的石油和天然氣的輸送用的管道鋼管的焊接結構物，由含有8～16％的Cr，C0.05％以下的馬氏體系不銹鋼管構成，通過適宜規定鋼管的環形焊接時的焊接條件，將焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的Cr濃度限制在5％以上，從而實現在高溫CO
文檔編號B23K9/23GK1826202SQ03827040
公開日2006年8月30日 申請日期2003年9月5日 優先權日2003年9月5日
發明者天谷尚, 小川和博, 近藤邦夫, 相良雅之, 平田弘征 申請人:住友金屬工業株式會社