耐应力腐蚀裂纹性优异的焊接结构物的制作方法

专利名称：耐应力腐蚀裂纹性优异的焊接结构物的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种耐应力腐蚀裂纹性优异的焊接结构物，更详细地说，涉及在输送石油、天然气等对金属显示出腐蚀性的流体的管道中，包含马氏体系不锈钢制的管子的焊接接头的焊接结构物。
背景技术：
从油田和气田产出的石油及天然气，因为含有作为伴随气体的碳酸气体(CO2)或硫化氢(H2S)等的腐蚀性的气体，所以对金属显示出腐蚀性。因此，在输送如此的高腐蚀性的石油及天然气等的流体的管道中所用的钢材，需要有优异的耐腐蚀性。在当时的腐蚀中，代表性地包含有全面腐蚀、硫化物应力裂纹(SSC)、还有应力腐蚀裂纹(SCC)。
这里，对于全面腐蚀，已知向钢添加Cr对于腐蚀速度的降低有效，在高温的碳酸气体含有环境下，采取增加钢中的Cr含量的对策。作为对如此的腐蚀的耐腐蚀性优异的材料，具体地说是13Cr钢等的马氏体系不锈钢。
不过，在马氏体系不锈钢中，在含有微量的硫化氢的环境下会产生SSC，对于这种腐蚀，以前公知的是通过向钢添加适当量的Mo及Ni，使在钢表面生成的耐腐蚀性皮膜稳定化，从而能够改善在硫化氢含有环境下的耐SSC性。并且，在焊接部的耐SSC性的改善，还公知有出于抑制使耐SSC性劣化的焊接热影响部(HAZ)的硬度上升的目的，使母材C含量降低的低C马氏体系不锈钢。(文献Corrosion/96 No.58)另一方面，低C马氏体系不锈钢，一般被认为SCC敏感性低。这是因为SCC被认为是由于以Cr碳化物生成为起因的Cr缺乏层生成，而引起敏感化，低C马氏体系不锈钢与奥氏体系不锈钢比较，其难以产生如此的Cr缺乏层。实际上，在低C马氏体系不锈钢中，至今被认为在高温二氧化碳环境，也就是所说的低硫(sweet)环境，以80～200℃左右的高温，且含有氯化物离子和碳酸气体(CO2)的环境下(以下，简称为“高温CO2环境”)，SCC不会发生。
还有，作为马氏体系不锈钢，例如在特开平7-179943号公报的 中，记述了若C超过0.05％而被添加，则Cr碳化物大量生成，从而Cr缺乏层形成，碳酸气体腐蚀特性劣化，由此，本说明书所说的SCC当然以C≤0.05％为前提。
最近，报告有低C马氏体系不锈钢的焊接部，更具体地说，在钢管内面部分的环形接缝焊接热影响部(HAZ)中的SCC产生。
在天然气或石油的输送用管道中，造成壁厚减少的全面腐蚀的防止也很重要，但是，SCC与SSC同样，也是以腐蚀为起因的裂纹扩展，但由于直至贯通壁厚的时间短暂，且有局部性的现象，所以成为更严重的问题。

发明内容
由于一般认为，在如此的低C马氏体系不锈钢也有SCC，也是Cr缺乏层的存在的原因，所以经过实验确认，判明了现有公知的Cr缺乏层的存在不是原因。
因此，本发明者们，了解到如上述的低C马氏体系不锈钢中的SCC的发生是由于全新的现象，从而详细研究在高温CO2环境中的低C马氏体系不锈钢的HAZ中引起的SCC的现象，得出如下的结论。
(1)在焊接状态的表面发生由于SCC的裂纹，但是，若通过酸洗或机械研磨去除焊接部的钢管内面表层部，则如此的裂纹不会发生。
(2)在钢管的环形接缝焊接时，在使内面密封条件变化，而使焊接氧化皮的生成程度变化时，焊接氧化皮的生成越少，由于SCC的裂纹发生频率越少。
由这些认识事实可知，在高温CO2环境中的SCC，与钢管环形接缝焊接的焊接热影响部的钢管内部的表层部有很大关联。
因此，进一步反复研究，作为对于如此的SCC的发生，焊接热影响部影响的理由，得出以下的观点。
1)在钢管内面的焊接热影响部中的焊接氧化皮形成部分的正下方HAZ组织之中的晶界，存在有微小的Cr缺乏部位。
2)SCC的起点，是存在于临近此焊接热影响部的钢管内面的表层部的此Cr缺乏部位。
3)SCC的发生的有无，依存于此Cr缺乏部位中的最低Cr浓度。
4)此Cr缺乏部位的生成，以焊接时生成的焊接氧化皮为原因。
5)在焊接氧化皮正下方的此Cr缺乏部位的生成，与焊接条件有关系。
这里，在本发明中所认知的Cr缺乏部位，关于其生成区域、生成原因等，与现有的Cr缺乏层不同，在本说明书中称为“焊接氧化皮起因的SCC感应晶界Cr缺乏部”，在以下简称为“晶界Cr缺乏部”。
本发明基于这一认知，最广义地说，是由含有C0.05％以下、Cr8～16％的低C马氏体系不锈钢构成的焊接结构物，是焊接热影响部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr浓度为5质量％以上的低C马氏体系不锈钢焊接结构物。
本发明更具体地说是一种管道钢管焊接结构物，其进行构成管道钢管的管道的环形接缝焊接时，焊接热影响部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr浓度为5质量％以上，且由含有C0.05％以下、Cr8～16％的低C马氏体系不锈钢构成。
本发明，此外从另外的方面来说，还是焊接热影响部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr浓度为5质量％以上，如此而进行环形接缝焊接的焊接结构部的制造方法。
根据本发明，因为能够有效地阻止SCC，进一步从其他的方面来说，本发明，是焊接热影响部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr浓度限制在5质量％以上的、在高温CO2环境下使用的焊接结构物的构件的SCC的防止方法。
根据本发明，由于环形接缝焊接后就能够作为管道钢管使用，现场焊接变得更加容易，所以其实用上的意义重大。


图1(a)是模式化地表示伴随现有的碳化物生成的Cr缺乏层的生成的情况的说明图，图1(b)是表示在沿当时的A-A’线的区域中的Cr浓度分布的曲线图。
图2(a)是模式化地表示伴随现有的轧屑生成的Cr缺乏层(脱Cr层)的生成的情况的说明图，图2(b)是表示在沿当时的A-A’线的区域中的Cr浓度分布的曲线图。
图3(a)是在本发明中的最初所知的晶界Cr缺乏部的模式说明图，图3(b)是表示在沿当时的A-A’线及B-B’线的区域中的Cr浓度分布的曲线图。
图4是表示本发明中的Cr缺乏和高温CO2环境下的裂缝发生频度的关系的曲线图。这里，所谓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浓度。
图5(a)是管子的环形焊接的操作模式的说明图，图5(a)是一并表示焊接部的多层堆焊的情况的同一模式的说明图，同时模式化地表示当时的焊接热影响部中的Cr浓度的分布状况。
具体实施例方式
接下来，为了准确理解在本发明中新认知的晶界Cr缺乏部的生成现象，如下，对现有技术中所知的Cr缺乏层的生成现象进行了研究。
图1(a)是模式化地说明伴随碳化物生成的Cr缺乏层的生成的情况的说明图，图1(b)是表示在沿当时的A-A’线的区域中的Cr浓度分布的曲线图。
从图1(a)及图1(b)可知，因为包含于母材组成的C和Cr反应而形成Cr碳化物，所以在此周围有Cr浓度降低的区域生成。该区域是伴随Cr碳化物的生成的Cr缺乏层。因为尤其在晶界附近大量地生成，所以也被称为晶界Cr缺乏层，不过，在本说明书中为方便起见称为碳化物Cr缺乏层。在这一碳化物Cr缺乏层的形成中，一般被认为是与奥氏体系不锈钢相比，马氏体系不锈钢要轻微。因为马氏体组织(bcc结构)中的Cr的扩散速度，与奥氏体组织(fcc结构)中的Cr的扩散速度比较要大得多，所以认为来自基材的Cr被相当迅速地供给，碳化物Cr缺乏层不会产生。
图2(a)是模式化地表示伴随现有的轧屑生成的Cr缺乏层(脱Cr层)的生成的情况的说明图，图2(b)是表示在沿当时的A-A’线的区域中的Cr浓度分布的曲线图。
如图2(a)及图2(b)所示，在钢材的制造时经过热轧工序和热处理工序时有所谓轧屑的氧化物层生成，因为在此氧化物层中包含含有Cr的尖石晶(spinel)等，所以沿着轧屑/母材界面，在母材侧层状地生成有Cr浓度低下的区域。其为伴随轧屑生成的Cr缺乏层。在本说明书中，为方便起见将当时的Cr缺乏层称为轧屑Cr缺乏层。
因此，对如此的现有的Cr缺乏层的存在如何影响在所述的HAZ中的SCC进行了调查，但是，由于伴随轧屑生成的轧屑Cr缺乏层，被推测与焊接热影响部发生的SCC没有直接的关联，所以对起因于上述的碳化物生成的碳化物Cr缺乏层，和在高温CO2环境中的SCC的关联进行了讨论。
即，将含有0.05％(质量％)的C的A钢(12Cr-5Ni-1Mo)，和含有0.003％的V的B钢(12Cr-5Ni-1Mo)进行实验室的熔炼，并实施淬火-回火处理。这些钢种，为了有意图地使Cr碳化物的生成程度变化而改变C含量。由此2种类的熔炼材料制作焊接接头。在A钢的HAZ中，确认到沿晶界有Cr碳化物生成，还有在B钢中未认定Cr碳化物的生成。
使用这些试验片，对高温CO2环境中的焊接部的SCC举动进行了研究，在任一个试验片中无论有无碳化物，在内面焊接的表面状态均有裂缝发生，在研磨加工了表层的情况下没有裂纹发生。也就是说，裂缝的发生依存于焊接部的表面状态，不受存在于组织内部的碳化物Cr缺乏层的存在影响，换而言之，就是确认到即使碳化物Cr缺乏存在也没有裂纹。
因此，在本发明中所知的晶界Cr缺乏部，其生成区域、生成原因等与此碳化物Cr缺乏层不同。
这里，图3(a)及图3(b)，是本发明中最初认知的晶界Cr缺乏部的模式的说明图，如图3(a)所示，伴随焊接氧化皮的生成，沿母材晶界有晶界Cr缺乏部生成。这时的晶界Cr缺乏部的生成，沿旧γ晶界发生，但是随着从焊接氧化皮层分离，Cr浓度接近于母材。如此，伴随焊接氧化皮的生成，在极薄的焊接氧化皮的正下方的母材组织中沿着旧γ晶界，Cr的缺乏产生，将其做为起点的裂纹发生。
在如此的焊接氧化皮正下方的晶界的Cr缺乏部的形成，在本发明中是新的发现。伴随焊接时的非常薄的氧化皮的生成，在晶界Cr的缺乏部形成，这在以前未被认知。
在此，如所述的图3(a)及图3(b)说明的Cr的缺乏区域的存在，对于钢管的环形焊接接缝材的HAZ的表层附近，即焊接氧化皮正下方的母材组织，利用TEM(透射电子显微镜)通过观察可以发现。
由此TEM观察结果，和实际的环形焊接接缝中的SCC变动依存于表层的状态的事实可知，在高温CO2环境中的SCC发生，钢管的环形焊接部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部成为起点。
这里，图4是表示作为晶界Cr缺乏部的最Cr浓度的Cr缺乏和高温CO2环境下的裂缝发生频度的关系的曲线图。
图4的数据，是在含有8％、12％、15％的Cr的C≤0.05％的马氏体系不锈钢中SCC试验的结果，分别是对3个的试验片试验时的数据。图中的数字表示(SCC发生试验片数)/(试验片数)。
由图4的结果可知，在焊接氧化皮正下方的晶界中的最低Cr浓度(Cr缺乏)低于5％，SCC发生，且Cr缺乏越低裂纹发生频率变得越高。
作为Cr缺乏越小，裂纹发生频率变得越高(变得容易开裂)的理由，能够推定为，在上述腐蚀环境中晶界Cr缺乏部的溶解(腐蚀)容易产生。即认为是，在高温碳酸气体环境中的SCC是所谓活性溶解(Active PathCorrosionAPC)型的SCC，因为晶界Cr缺乏部的浓度越低，在腐蚀初期过程中的晶界Cr缺乏部的腐蚀越被促进，所以结果是引发巨大的裂纹。
还有，对上述的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的生成部位进行研究时，确认到从焊接部的堆高止端部(toe部)是焊接热影响部(HAZ)的范围。
即，在含有8～16％的Cr的C≤0.05％的低C马氏体系不锈钢中，在高温CO2环境下不产生SCC的焊接接头，从在钢管内面的焊接部的堆高止端部，作为HAZ焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr浓度的Cr缺乏，满足5％以上。
如此的表面特性，具体来说，是通过控制在焊接施工时使电弧发生侧和反对侧的所谓里焊道侧的HAZ表面层的冷却速度和氧供给量而获得。即产生于内面侧HAZ的表面层的晶界Cr缺乏部的形成，是因为在焊接时HAZ表面氧化而氧化皮生成，所以氧化皮正下方的Cr从晶界扩散，其形成依存于在Cr扩散温度域的保持时间，就是HAZ表面层的冷却速度，和用于氧化皮形成的氧供给量的双方。
还有，由于除了HAZ表面层的冷却速度和氧供给量之外，输入热量和焊道间温度，或1焊道的大小等也有复杂的影响，所以也可以适宜控制这些。
通常，在MAG焊接中，在将高合金钢管通过单侧焊接实现贯穿焊形成时，为了防止烧穿而使用铜或铜合金制的衬垫金属。因此，作为通常的铜衬垫金属，也采用在铜的表面涂镀了Al2O3等的陶瓷的衬垫，也可以在贯穿侧令Ar气流通，从而适当地管理焊接气氛的氧浓度。
这里，阐述作为母材所使用的钢的最佳组成在的各成分元素的限定理由。在本说明书中除非有特别的理由，否则表示钢组成的“％”为“质量％”。
C0.001％～0.05％C是形成和Cr等的碳化物，使在碳酸气体环境中的耐腐蚀性降低的元素。并且，还是使焊接性劣化的元素，越少越为优选，其上限设为0.05％。还有，作为实质上可控制的范围，以0.001％为下限。优选为0.003％～0.02％。
S0.05％～1％Si是在钢的精炼过程中作为脱氧剂而含有的元素，但其含量可以为与以通常的不锈钢规定的含量相同的1％以下，并且，为了取得该效果要在0.05％以上。优选为0.1％～0.7％。
Mn0.05％～2％Mn是改善热加工性的元素，为了取得该效果要有0.05％以上的含量。另一方面，若Mn含量超过2％，则在铸片内部容易有Mn的偏析产生，伴随此偏析，有使韧性的劣化和在H2S环境中的耐SSC性的劣化产生的倾向。因此，Mn含量设为0.05％～2％。优选为0.1％～1.5％。更优选为0.2％～1.0％。
Cr8％～16％Cr是用于发挥在碳酸气体环境中的耐腐蚀性所必须的元素，为了取得在高温碳酸气体环境下的耐腐蚀性而含有8％以上。另一方面，Cr是铁素体形成元素，在马氏体系不锈钢的情况下，若大量添加Cr，则由于δ铁素体的生成而使热加工性劣化。因此，Cr含量设为8％～16％。
Ni0.1％～9％Ni除有耐腐蚀性提升作用外，还有使韧性提高的作用，根据需要在9％的范围含有。为了使这些效果发挥，要含有0.1％以上。还有，Ni是奥氏体生成元素，若大量含有，则因为残留奥氏体相生成而有损强度、韧性，所以设上限为9％。优选为0.5％～7％。更优选为1％～6％。
sol.Al0.001％～0.1％Al是在钢的精练过程中作为脱氧剂而被含有的元素，但是为了取得该效果，要含有0.001％以上。若超过0.1％含有，则因为氧化铝夹杂物大量生成而导致韧性劣化，所以设上限为0.1％。优选为0.005％～0.05％。
P、S、N、O等的不可避免的杂质与通常的不锈钢的情况同样，因为使耐腐蚀性和韧性劣化，所以优选其尽可能的少。
对于在本发明中作为杂质而包含的P、S、N，只要作为杂质包含就没有特别地限制，不过，通常可以分别例如，P0.030％以下，S0.010％以下，N0.015％以下。
在本发明的马氏体系不锈钢中，此外，作为任意添加元素，还可以使其含有如下的成分。
Mo、W分别为0.1％～7％Mo、W在与Cr的共存下，具有改善耐点蚀性及耐硫化物裂纹性的效果，根据需要可以使任意一方或双方，分别含有0.1％～7％。这些元素，在以耐腐蚀性的改善为目的而使之含有时，优选Mo+0.5W的含量为0.1％以上。另一方面，若Mo+0.5W的含量超过7％，则导致铁素体相的生成，使热加工性降低，所以设上限为7％。
Cu0.1％～3％Cu有降低低pH环境的溶解析出速度的效果，在使之含有时，可以在0.1％～3％的范围。不过，在含有Cu时，由于也有Cu开裂(checking)的问题，所以优选考虑与Ni的平衡而决定其含量。
Ti、Zr、Hf、V、Nb分别为0.005％～0.5％
此外，因为Ti、Zr、Hf、V、Nb具有固定C，抑制Cr碳化物的生成，抑制在Cr碳化物的周围的Cr缺乏层为原因的局部腐蚀的发生的作用，所以根据需要，能够使之含有1种以上。在使之含有时，分别优选为0.005％～0.5％。
Ca、Mg、REM分别为0.0005％～0.01％Ca、Mg、REM可以出于改善钢的热加工性的目的，而使之含有至少1种以上。可以分别在0.0005％～0.01％的范围使之含有1种以上。
其次，阐述关于本发明这种焊接结构物的制造方法。
构成本发明的对象的焊接结构物的代表例，是具有环形焊接的焊接接头的管道钢管，特别是由无焊口钢管构成的管道钢管，其当时的焊接操作按如下进行。
如图5(a)所示，经坡口加工的钢管1、1对接，从钢管外侧进行多层堆焊环形焊接，形成环形焊接部2。焊接材料，根据构成钢管的钢种及采用的焊接法而多少有所差异，但是，一般选用用于马氏体系不锈钢的焊接的即可，在本发明中也没有特别限制。还有，焊接方法其自身也不做特别限制，例如可以是惯用的TIG、MAG的任意一个。
根据本发明，为了显示焊接后的充分的耐SCC性，未必需要进行所谓必要的焊接部的内面3的研磨等的加工。因为是现场焊接所以与其如此加工不如优选不进行。还有，由于不需要后热处理，所以在通过管道钢管焊接接头结构这样的现场焊接作为焊接结构物时，本发明特别有用。当然，在焊接结束后进行的后热处理，也可以根据需要进行，而没有特别限制。
图5(b)是焊接部及HAZ的模式的说明图，一并表示在HAZ中的晶界的最低Cr浓度的变化。实线和虚线是模式化地表示，向钢管内部的HAZ中的焊接氧化皮正下方的母材侧进入100nm的地点的Cr浓度的变化。还有，晶界Cr缺乏部的Cr浓度的计量，如实施例说明，在进入到焊接氧化皮正下方的母材内100nm的位置的晶界中进行，在与晶界直交的方向计量，取得当时的最少浓度。
根据焊接时的条件，既可能变成由点线表示的A-A’的轮廓的情况，也可能变成由点线表示的B-B’的轮廓的情况。总之任一个的“HAZ中的最低Cr浓度”，均具有从在如此的晶界的Cr浓度的堆高止端部(toe部)，在HAZ方向的轮廓，由在其中的成为最低浓度的点定义。
这里，根据本发明，为了作为在高温CO2环境不产生SCC的焊接部，从焊接部中的堆高止端部，作为HAZ的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr浓度的Cr缺乏，满足Cr缺乏≥5％。
还有，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浓度，其位置既可能存在于堆高止端部的附近，也可以在若干远离的位置存在，优选预先确认在HAZ的以水平方向的分布。如此的分布中变化产生的机理并不明确，但是推测是因为由于多焊道焊接时的再次加热对氧化的影响的接受方式不同，所以最容易被氧化而易于产生Cr缺乏的部位变化。
并且，在从内面表层正下方向壁厚方向的Cr浓度的分布中，被认为越临近焊接氧化皮的部位Cr浓度越低，但为了实际上由TEM的定量为充分可能的范围，所以规定为从氧化皮正下方向壁厚方向的深度为100nm的位置的晶界部分的Cr浓度。
在根据本发明制造焊接结构物时，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)降低焊接时的气氛中的氧量。这样可以抑制氧化皮的生成·成长。
(2)作为其他方法，加快焊接后的冷却速度。尽可能地减少在氧化皮的生成温度域的停留时间。或者也可以相反，让冷却速度充分放缓。这种情况是因为，向伴随氧化皮的成长而形成的晶界Cr缺乏部，来自基材的Cr扩散产生，晶界Cr缺乏部恢复。
(3)此外作为其他方法，可以降低焊接时的输入热量，或者也可以充分扩大。输入热量是对冷却速度施加影响的参数，以与冷却速度的情况相同的理由，对氧化皮的生成及晶界Cr缺乏部的恢复施加影响。
(4)再有，通过调节焊道间温度，也可以使晶界Cr缺乏部消失。因为这时如果氧化速度在充分低的温度区域，则通过来自基材的Cr扩散，能够期待晶界Cr缺乏部的恢复，所以优选在不产生HAZ表面的氧化的温度区域，尽可能设定提高的温度。
如此，在晶界Cr缺乏部的调整中，若是从最初就不使晶界Cr缺乏部生成的想法，则认为一旦生成，实现晶界Cr缺乏部的恢复到最终也会很少，为此要考虑各种方法。
下面，通过实施例进一步具体说明本发明的作用效果。
实施例熔炼具有表1所示的化学组成的马氏体系不锈钢，通过常用的热轧及冷轧，得到宽100mm，厚12mm的钢板。将得到的钢板对接，设置坡口角度15度的V坡口，进行焊接。即，在此坡口内采用二相不锈钢焊接材料(25Cr-7Ni-3Mo-2W钢)，从单侧通过MAG焊接或TIG焊接，根据后述的方法控制里焊道侧的焊接气氛进行多层焊接，制作初层侧HAZ的表面层的特性不同的焊接接头。
在MAG焊接中，为了针对重力保持熔融金属，将焊接线方向具有宽5mm、深2mm凹槽的宽25mm、厚8mm的铜板放在坡口背面做为衬垫金属，在此铜板的外侧放置防护箱(shield box)设置所述的封闭空间，在此没有保护气体(大气气氛即氧量20体积％)，或者通过25cm3/分钟的流量供给变化了氧浓度的Ar+氧气，作为各种的氧化气氛，通过氧计量器测定其实际的氧浓度。
还有，衬垫用的铜板，采用铜板单体及在铜板上涂镀氧化铝(厚1mm)的两者，进行比较。
在TIG焊接中，里焊道侧的焊接气氛的氧量的控制，以铜制的防护箱覆盖，形成由在与焊接线平行以里面侧坡口为中心的宽60mm的部分，和跟板面的空隙部的高度为20mm构成的封闭空间，以25cm3/分钟的流量向其中供给变化了氧浓度的Ar+氧气，作为各种的氧化气氛，以氧计量器测定其实际的氧浓度。
从得到的焊接接头初层侧，在表面具有焊缝、焊接氧化皮，采取与焊接线平行的方向为75mm的边的厚2mm、宽10mm、长75mm的SCC试验片，实施以表2所示的腐蚀试验条件的SCC试验。此试验结果集中在表3中表示。
这里，焊接氧化皮正下方的Cr浓度的测定，如图3和图5(b)所示，在从焊接氧化皮前端进入母材侧100nm的位置的晶界中进行，将其最小值作为晶界Cr缺乏部的Cr浓度。
作为本发明例的例No.1～14，焊接即具有优异的耐腐蚀性，SCC未发生。另一方面，在伴随焊接氧化皮的生成的晶界Cr缺乏部的最低Cr浓度变低的比较例的例No.15中，Cr缺乏低于5％，产生了SCC。
还有，在本例中，以板材的焊接为例说明本发明，不过进行钢管的焊接的情况下，也是同样的，至此为止的说明，技术人员都应该明白。
表1 (质量％)

表2

表3

PWHT焊接后热处理650℃，5分钟*标表示本发明的范围之外。
工业上的利用的可能性根据本发明，能够得到即使暴露于高温CO2气体环境也不会产生SCC的马氏体系不锈钢的焊接结构物。因此，根据本发明，构成输送高腐蚀性的石油及天然气的管道钢管的管道，例如，能够构成在无焊缝钢管的环形焊接时，在焊接状态也不产生SCC的焊接接头，本发明在实用上的意义重大。
权利要求
1.一种马氏体系不锈钢管道钢管焊接结构物，是由含有如下成分的钢材构成，即以质量％计，C0.001～0.05％、Si0.05～1％、Mn0.05～2％、Cr8～16％、Ni0.1～9％、sol.Al0.001～0.1％，剩余部为Fe及不可避免的杂质，其中，作为焊接热影响部的焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的最低Cr浓度的Cr缺乏，满足Cr缺乏≥5％。
2.根据权利要求1记载的马氏体系不锈钢管道钢管焊接结构物，其特征在于，所述钢组成还含有Mo0.1～7％及/或W0.1～7％。
3.根据权利要求1记载的马氏体系不锈钢管道钢管焊接结构物，其特征在于，所述钢组成还含有Cu0.1～3％。
4.根据权利要求2记载的马氏体系不锈钢管道钢管焊接结构物，其特征在于，所述钢组成还含有Cu0.1～3％。
5.根据权利要求1记载的马氏体系不锈钢管道钢管焊接结构物，其特征在于，所述钢组成还含有，从由Ti、Zr、Hf、V及Nb组成的群中任选的至少1种，分别为0.005～0.5％。
6.根据权利要求2记载的马氏体系不锈钢管道钢管焊接结构物，其特征在于，所述钢组成还含有，从由Ti、Zr、Hf、V及Nb组成的群中任选的至少1种，分别为0.005～0.5％。
7.根据权利要求3记载的马氏体系不锈钢管道钢管焊接结构物，其特征在于，所述钢组成还含有，从由Ti、Zr、Hf、V及Nb组成的群中任选的至少1种，分别为0.005～0.5％。
8.根据权利要求4记载的马氏体系不锈钢管道钢管焊接结构物，其特征在于，所述钢组成还含有，从由Ti、Zr、Hf、V及Nb组成的群中任选的至少1种，分别为0.005～0.5％。
9.根据权利要求1至8中任一项记载的马氏体系不锈钢管道钢管焊接结构物，其特征在于，所述钢组成还含有，从由Ca、Mg及REM组成的群中任选的至少1种，分别为0.0005～0.01％。
全文摘要
本发明涉及显示腐蚀性的石油和天然气的输送用的管道钢管的焊接结构物，由含有8～16％的Cr，C0.05％以下的马氏体系不锈钢管构成，通过适宜规定钢管的环形焊接时的焊接条件，将焊接氧化皮正下方的晶界Cr缺乏部的Cr浓度限制在5％以上，从而实现在高温CO
文档编号B23K9/23GK1826202SQ03827040
公开日2006年8月30日 申请日期2003年9月5日 优先权日2003年9月5日
发明者天谷尚, 小川和博, 近藤邦夫, 相良雅之, 平田弘征 申请人:住友金属工业株式会社