JP3250263B2 - 靭性および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継目無鋼管の製造法 - Google Patents
靭性および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継目無鋼管の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は靭性に優れ耐硫化物応力
割れ性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼
管の製造法に関するものである。
割れ性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼
管の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、ＣＯ2 を多量に含むガスを生産す
るガス井の開発や、２次回収のためのＣＯ2 インジェク
ションが広く行われるようになっている。このような環
境では鋼管の腐食が激しいため耐ＣＯ2 腐食特性に優れ
たマルテンサイト系ステンレス鋼管が多く使用されてい
る。特に、耐食性および熱間加工性に優れたマルテンサ
イト系ステンレス鋼として、特公昭５９−１５９７７号
公報などが挙げられる。しかしながら、このマルテンサ
イト系ステンレス鋼は耐食性を向上させるためにＣなら
びにＮの添加量を著しく低下させており、鋼塊加熱時に
オーステナイト基地に熱間加工性を悪化させるδフェラ
イト相が形成される欠点がある。したがって、シームレ
ス圧延のように苛酷な加工条件下では割れや疵を発生
し、歩留低下によるコストアップが避けられず、このよ
うな成分系で高耐食性を有する継目無鋼管の製造はこれ
まで非常に困難であった。
るガス井の開発や、２次回収のためのＣＯ2 インジェク
ションが広く行われるようになっている。このような環
境では鋼管の腐食が激しいため耐ＣＯ2 腐食特性に優れ
たマルテンサイト系ステンレス鋼管が多く使用されてい
る。特に、耐食性および熱間加工性に優れたマルテンサ
イト系ステンレス鋼として、特公昭５９−１５９７７号
公報などが挙げられる。しかしながら、このマルテンサ
イト系ステンレス鋼は耐食性を向上させるためにＣなら
びにＮの添加量を著しく低下させており、鋼塊加熱時に
オーステナイト基地に熱間加工性を悪化させるδフェラ
イト相が形成される欠点がある。したがって、シームレ
ス圧延のように苛酷な加工条件下では割れや疵を発生
し、歩留低下によるコストアップが避けられず、このよ
うな成分系で高耐食性を有する継目無鋼管の製造はこれ
まで非常に困難であった。
【０００３】また、このようなマルテンサイト系ステン
レス鋼の製造においては、特公昭６３−６０８０８号公
報では「低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼を９００〜
１０００℃の温度域に加熱保持した後徐冷するあるいは
さらに３５０℃以下の温度域に加熱保持して徐冷する熱
処理方法」、また特公平１−２５８１０号公報第６欄に
「一般に採用される熱処理は通常の焼準・焼き戻し処理
であり、溶製した鋼種を鍛錬、圧延後９５０℃以上で焼
準し、続いて７００℃以上Ａｃ1 以下の温度で焼き戻
す」と記載されているように、圧延後加熱温度からの冷
却を水冷のような急速冷却すると割れが発生しやすいた
め、空冷のごとき徐冷を施して製造されている。しかし
ながら、このような方法で熱処理を行ったマルテンサイ
ト系ステンレス鋼は残留応力や割れのない耐食性の優れ
た製品として得られるが、一方、靭性と耐応力腐食割れ
性は十分でないという問題があった。
レス鋼の製造においては、特公昭６３−６０８０８号公
報では「低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼を９００〜
１０００℃の温度域に加熱保持した後徐冷するあるいは
さらに３５０℃以下の温度域に加熱保持して徐冷する熱
処理方法」、また特公平１−２５８１０号公報第６欄に
「一般に採用される熱処理は通常の焼準・焼き戻し処理
であり、溶製した鋼種を鍛錬、圧延後９５０℃以上で焼
準し、続いて７００℃以上Ａｃ1 以下の温度で焼き戻
す」と記載されているように、圧延後加熱温度からの冷
却を水冷のような急速冷却すると割れが発生しやすいた
め、空冷のごとき徐冷を施して製造されている。しかし
ながら、このような方法で熱処理を行ったマルテンサイ
ト系ステンレス鋼は残留応力や割れのない耐食性の優れ
た製品として得られるが、一方、靭性と耐応力腐食割れ
性は十分でないという問題があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
現状にかんがみ、靭性および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継目無鋼管の製造法を提
供することを目的とする。
現状にかんがみ、靭性および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継目無鋼管の製造法を提
供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは多くの実験
結果から耐ＣＯ2 腐食性はＣを低減化し必要量のＣｒお
よびＭｏを添加しておけば維持されること、耐硫化物応
力割れ性は割れ抵抗性を示す組織制御を行うことで向上
することを知見した。
結果から耐ＣＯ2 腐食性はＣを低減化し必要量のＣｒお
よびＭｏを添加しておけば維持されること、耐硫化物応
力割れ性は割れ抵抗性を示す組織制御を行うことで向上
することを知見した。
【０００６】また、熱間加工性は、Ｐ，Ｓなどを低減化
して介在物の形成を抑えることと、Ｃ，Ｎの添加量を制
御してさらにＮｉを添加することにより、変形抵抗の異
なる異相の相分率および形状を制御するような冶金的操
作を行うことで維持されることを知見した。特に、本発
明者らはＣならびにＮの効果に着目し次のような知見を
得た。図１に、ベース成分を１．５％Ｎｉ−１２．５％
Ｃｒ鋼としてＣおよびＮ含有量を変えた場合の耐ＣＯ2
腐食特性ならびに熱間加工時の絞り値を示す。図１にお
いて、Ｃ．Ｒ．は４０atm のＣＯ2 と平衡した１５０℃
の人工海水中における年間の腐食速度であり、Ｃ．Ｒ．
＜０．１mm/yであれば十分な耐食性を有すると評価でき
る。また、Ｒ．Ａは、１２５０℃に加熱した試料を９０
０℃で歪速度３ sec-1の条件にて単軸引張変形したとき
の絞り率であり、７０％以上となれば熱間変形能は良好
であると言える。なお、ＣＯ2 腐食試験には熱間加工
後、焼入れ・焼き戻し処理を行い、降伏強度が６５０MP
a 程度を示すものを用いた。図１より、耐ＣＯ2 腐食特
性を満足するためにはＣ＜０．０５％にする必要があ
り、また、十分な熱間加工性を有するためには、Ｃ＋
０．８Ｎ＞０．０６にする必要があるということが読み
取れる（各元素記号の含有量の単位は wt.％）。また、
焼準時に徐冷もしくは空冷すると旧オーステナイト粒界
に沿って粗大で板状の薄いＣｒ系炭化物が析出し、その
周囲にＣｒ欠乏層を形成してその部分のＣｒ含有量が実
質的に低下し選択的に腐食されるため鋼の耐応力腐食割
れ性が低下する。さらにこの粗大な板状の薄い炭化物が
割れの起点となるため鋼の靭性が劣化する。この粗大な
炭化物が析出する温度を調査したところ８００〜６００
℃であることが判明した。したがって、上記のマルテン
サイト系ステンレス鋼の靭性と応力腐食割れ性を改善す
るためには、このような粗大なＣｒ系炭化物の生成を抑
制する方法として急速冷却を採用する必要がある。
して介在物の形成を抑えることと、Ｃ，Ｎの添加量を制
御してさらにＮｉを添加することにより、変形抵抗の異
なる異相の相分率および形状を制御するような冶金的操
作を行うことで維持されることを知見した。特に、本発
明者らはＣならびにＮの効果に着目し次のような知見を
得た。図１に、ベース成分を１．５％Ｎｉ−１２．５％
Ｃｒ鋼としてＣおよびＮ含有量を変えた場合の耐ＣＯ2
腐食特性ならびに熱間加工時の絞り値を示す。図１にお
いて、Ｃ．Ｒ．は４０atm のＣＯ2 と平衡した１５０℃
の人工海水中における年間の腐食速度であり、Ｃ．Ｒ．
＜０．１mm/yであれば十分な耐食性を有すると評価でき
る。また、Ｒ．Ａは、１２５０℃に加熱した試料を９０
０℃で歪速度３ sec-1の条件にて単軸引張変形したとき
の絞り率であり、７０％以上となれば熱間変形能は良好
であると言える。なお、ＣＯ2 腐食試験には熱間加工
後、焼入れ・焼き戻し処理を行い、降伏強度が６５０MP
a 程度を示すものを用いた。図１より、耐ＣＯ2 腐食特
性を満足するためにはＣ＜０．０５％にする必要があ
り、また、十分な熱間加工性を有するためには、Ｃ＋
０．８Ｎ＞０．０６にする必要があるということが読み
取れる（各元素記号の含有量の単位は wt.％）。また、
焼準時に徐冷もしくは空冷すると旧オーステナイト粒界
に沿って粗大で板状の薄いＣｒ系炭化物が析出し、その
周囲にＣｒ欠乏層を形成してその部分のＣｒ含有量が実
質的に低下し選択的に腐食されるため鋼の耐応力腐食割
れ性が低下する。さらにこの粗大な板状の薄い炭化物が
割れの起点となるため鋼の靭性が劣化する。この粗大な
炭化物が析出する温度を調査したところ８００〜６００
℃であることが判明した。したがって、上記のマルテン
サイト系ステンレス鋼の靭性と応力腐食割れ性を改善す
るためには、このような粗大なＣｒ系炭化物の生成を抑
制する方法として急速冷却を採用する必要がある。
【０００７】本発明は以上に述べた知見を組み合わせて
構成したものであり、重量として、その要旨は、Ｃ≦
０．０５％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ≦１．０％、Ｐ≦
０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ｃｒ：１１〜１７％、Ｎ
ｉ：１．５〜５％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ａｌ≦０．０
５％、Ｎ：０．０２〜０．１％で、あるいはさらに、Ｃ
ｕ：０．５〜２％を含み、かつＣ＋０．８Ｎ＞０．０６
％を満足する成分（重量％）を含み、残部が実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼（Ｃ：０．００８
％、Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ：０．４９％、Ｐ：０．０
１５％、Ｓ：０．００４％、Ｃｒ：１２．７６％、Ｎ
ｉ：２．５５％、Ａｌ：０．０２４％、Ｎ：０．０７３
％およびＣｕ：１．９８％を含む鋼を除く）を熱間加工
し、室温まで自然放冷した後、Ａｃ３変態点＋１０℃以
上Ａｃ３変態点＋２００℃以下の温度に加熱し、この加
熱温度〜８００℃の冷却開始温度から温度６００℃〜３
５０℃の冷却停止温度までを２℃/sec以上の速度にて冷
却し、続いて室温までを空冷以上の速度にて冷却した
後、Ａｃ１変態点以下の温度にて焼き戻し処理すること
を特徴とする靭性および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継目無鋼管の製造法。
構成したものであり、重量として、その要旨は、Ｃ≦
０．０５％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ≦１．０％、Ｐ≦
０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ｃｒ：１１〜１７％、Ｎ
ｉ：１．５〜５％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ａｌ≦０．０
５％、Ｎ：０．０２〜０．１％で、あるいはさらに、Ｃ
ｕ：０．５〜２％を含み、かつＣ＋０．８Ｎ＞０．０６
％を満足する成分（重量％）を含み、残部が実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼（Ｃ：０．００８
％、Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ：０．４９％、Ｐ：０．０
１５％、Ｓ：０．００４％、Ｃｒ：１２．７６％、Ｎ
ｉ：２．５５％、Ａｌ：０．０２４％、Ｎ：０．０７３
％およびＣｕ：１．９８％を含む鋼を除く）を熱間加工
し、室温まで自然放冷した後、Ａｃ３変態点＋１０℃以
上Ａｃ３変態点＋２００℃以下の温度に加熱し、この加
熱温度〜８００℃の冷却開始温度から温度６００℃〜３
５０℃の冷却停止温度までを２℃/sec以上の速度にて冷
却し、続いて室温までを空冷以上の速度にて冷却した
後、Ａｃ１変態点以下の温度にて焼き戻し処理すること
を特徴とする靭性および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継目無鋼管の製造法。
【０００８】以下に本発明について詳細に説明する。ま
ず、鋼成分の限定理由について述べる。ＣはＣｒ炭化物
などを形成し耐食性を劣化させる元素であるが、典型的
なオーステナイト形成元素であり、熱間加工温度域の９
００〜１２５０℃でδフェライト相の発生を抑制する効
果がある。ただし、０．０５％を超える量を添加すると
Ｃｒ炭化物などの炭化物が多量に析出してＣｒ欠乏層を
形成するために耐ＣＯ2腐食特性が低下し、また、粒界
に炭化物が析出しやすくなるために耐硫化物応力割れ性
が著しく低下する。したがって、Ｃ含有量は（０．０２
％以上）０．０５％以下とした。
ず、鋼成分の限定理由について述べる。ＣはＣｒ炭化物
などを形成し耐食性を劣化させる元素であるが、典型的
なオーステナイト形成元素であり、熱間加工温度域の９
００〜１２５０℃でδフェライト相の発生を抑制する効
果がある。ただし、０．０５％を超える量を添加すると
Ｃｒ炭化物などの炭化物が多量に析出してＣｒ欠乏層を
形成するために耐ＣＯ2腐食特性が低下し、また、粒界
に炭化物が析出しやすくなるために耐硫化物応力割れ性
が著しく低下する。したがって、Ｃ含有量は（０．０２
％以上）０．０５％以下とした。
【０００９】Ｓｉは製鋼上脱酸剤として添加され含有さ
れたもので、鋼の中に０．５０％を超えて含有されると
靭性および耐硫化物応力割れ性を低下するために、０．
５０％以下とした。
れたもので、鋼の中に０．５０％を超えて含有されると
靭性および耐硫化物応力割れ性を低下するために、０．
５０％以下とした。
【００１０】Ｍｎは介在物を形成し腐食環境下で割れ抵
抗性を損なう元素であるが、オーステナイト単相化する
ために有用な成分であるために添加する。ただし、１．
０％を超えて添加すると多量の介在物を形成するため
に、腐食環境下での割れ抵抗性と靭性が低下する。した
がって、Ｍｎの含有量は１．０％以下とした。
抗性を損なう元素であるが、オーステナイト単相化する
ために有用な成分であるために添加する。ただし、１．
０％を超えて添加すると多量の介在物を形成するため
に、腐食環境下での割れ抵抗性と靭性が低下する。した
がって、Ｍｎの含有量は１．０％以下とした。
【００１１】Ｐは粒界に偏析して粒界強度を弱め、熱間
加工性および耐硫化物応力割れ性を低下させるので０．
０３％以下とした。Ｓは硫化物として介在物を形成し熱
間加工性を低下させるため、その上限を０．０１％とし
た。
加工性および耐硫化物応力割れ性を低下させるので０．
０３％以下とした。Ｓは硫化物として介在物を形成し熱
間加工性を低下させるため、その上限を０．０１％とし
た。
【００１２】Ｃｒは本発明の目的とする耐ＣＯ2 腐食性
を付与し、ステンレス鋼としての腐食性を有するために
は、１１％以上の含有が必要である。しかし、１７％を
超えて添加するとフェライト相が生成しやすくなるため
に、その限定範囲を１１〜１７％とした。
を付与し、ステンレス鋼としての腐食性を有するために
は、１１％以上の含有が必要である。しかし、１７％を
超えて添加するとフェライト相が生成しやすくなるため
に、その限定範囲を１１〜１７％とした。
【００１３】ＮｉはＣｒ含有鋼においては耐食性を向上
させる効果がある。しかも、強力なオーステナイト形成
元素であり、高温加熱時にδフェライト相の形成を抑制
するうえ、その形状を細く短くし熱間加工時にδフェラ
イト相内部に形成されるクラックの成長を抑える効果が
あることから、熱間加工性を向上させる効果も有する。
ただし、Ｎ：０．０２％の場合にＮｉ：１．５％以下の
添加ではそれらの効果を示さず、また、５％を超えて添
加するとＡｃ1 点が非常に低くなり調質が困難になるこ
とと、残留オーステナイト相が形成されて強度・靭性を
損なうために、その限定範囲を１．５〜５％とした。
させる効果がある。しかも、強力なオーステナイト形成
元素であり、高温加熱時にδフェライト相の形成を抑制
するうえ、その形状を細く短くし熱間加工時にδフェラ
イト相内部に形成されるクラックの成長を抑える効果が
あることから、熱間加工性を向上させる効果も有する。
ただし、Ｎ：０．０２％の場合にＮｉ：１．５％以下の
添加ではそれらの効果を示さず、また、５％を超えて添
加するとＡｃ1 点が非常に低くなり調質が困難になるこ
とと、残留オーステナイト相が形成されて強度・靭性を
損なうために、その限定範囲を１．５〜５％とした。
【００１４】Ｍｏは耐孔食性を高める効果があり、耐応
力腐食割れ特性を向上させることから添加するが、強力
なフェライト形成元素であり、２％を超えて添加すると
δ相の発生をもたらすことから、その上限を２％とし
た。
力腐食割れ特性を向上させることから添加するが、強力
なフェライト形成元素であり、２％を超えて添加すると
δ相の発生をもたらすことから、その上限を２％とし
た。
【００１５】ＡｌはＳｉと同様に脱酸剤として添加され
含有されたもので、０．０５％を超えて添加するとＡｌ
Ｎが多数形成されて著しく靭性が低下する。したがっ
て、添加量の上限を０．０５％とした。
含有されたもので、０．０５％を超えて添加するとＡｌ
Ｎが多数形成されて著しく靭性が低下する。したがっ
て、添加量の上限を０．０５％とした。
【００１６】Ｎは耐食性に対し無害であるうえに、Ｃと
同様に典型的なオーステナイト形成元素であり、熱間加
工温度域である９００〜１２５０℃でフェライト相の形
成を抑える効果がある。その効果は、前述のように１．
５％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ鋼をベース成分とする場合に
は、Ｃ＋０．８Ｎ＜０．０６（Ｃ，Ｎは wt.％）を満た
す添加量の範囲において有効である。したがって、Ｃ＜
０．０５％の場合に熱間加工温度域にてフェライト相を
発生させず、良好な熱間加工性を得るためにはＮを０．
０２％以上添加する必要がある。また、通常の溶製工程
においては０．１％以上の添加は困難であるためにその
添加量の範囲を０．０２〜０．１％とした。
同様に典型的なオーステナイト形成元素であり、熱間加
工温度域である９００〜１２５０℃でフェライト相の形
成を抑える効果がある。その効果は、前述のように１．
５％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ鋼をベース成分とする場合に
は、Ｃ＋０．８Ｎ＜０．０６（Ｃ，Ｎは wt.％）を満た
す添加量の範囲において有効である。したがって、Ｃ＜
０．０５％の場合に熱間加工温度域にてフェライト相を
発生させず、良好な熱間加工性を得るためにはＮを０．
０２％以上添加する必要がある。また、通常の溶製工程
においては０．１％以上の添加は困難であるためにその
添加量の範囲を０．０２〜０．１％とした。
【００１７】ＣｕはＮｉと同様に強力なオーステナイト
形成元素であり、Ａｃ1 変態点を低下させないという利
点も有する。しかし、単独で２．０％を超えて添加する
と熱間脆性が生じることとＮｉに比べて耐食性・相の安
定性をもたらす効果が少ないために単独での添加は効果
を示さない。したがって、Ｃｕを添加する場合にはその
添加量は２．０％以下とし、必ずＮｉと同時に添加する
こととした。
形成元素であり、Ａｃ1 変態点を低下させないという利
点も有する。しかし、単独で２．０％を超えて添加する
と熱間脆性が生じることとＮｉに比べて耐食性・相の安
定性をもたらす効果が少ないために単独での添加は効果
を示さない。したがって、Ｃｕを添加する場合にはその
添加量は２．０％以下とし、必ずＮｉと同時に添加する
こととした。
【００１８】次に熱処理条件の限定理由について述べ
る。加熱温度は、Ｃｒ含有ステンレス鋼のγループ内に
おいて、炭化物が完全に固溶せず結晶粒の粗大化が生じ
ない温度を上限とし、また、オーステナイト相が安定と
なる最低の温度を下限とした。すなわち、Ａｃ3 変態点
＋２００℃以上の温度に加熱すると炭化物が完全に固溶
するために、冷却時にＣｒ炭化物などが粒界に多量に析
出し耐食性が著しく低下し、さらに結晶粒の粗大化が生
じるために靭性が低下する。また、Ａｃ3 変態点＋１０
℃以下の低い温度に加熱した場合には、オーステナイト
相が安定化せず、安定した強度を得ることが困難であ
る。したがって、加熱処理温度はＡｃ3 変態点＋１０℃
〜Ａｃ3 変態点＋２００℃とした。
る。加熱温度は、Ｃｒ含有ステンレス鋼のγループ内に
おいて、炭化物が完全に固溶せず結晶粒の粗大化が生じ
ない温度を上限とし、また、オーステナイト相が安定と
なる最低の温度を下限とした。すなわち、Ａｃ3 変態点
＋２００℃以上の温度に加熱すると炭化物が完全に固溶
するために、冷却時にＣｒ炭化物などが粒界に多量に析
出し耐食性が著しく低下し、さらに結晶粒の粗大化が生
じるために靭性が低下する。また、Ａｃ3 変態点＋１０
℃以下の低い温度に加熱した場合には、オーステナイト
相が安定化せず、安定した強度を得ることが困難であ
る。したがって、加熱処理温度はＡｃ3 変態点＋１０℃
〜Ａｃ3 変態点＋２００℃とした。
【００１９】このようにして加熱したマルテンサイト系
ステンレス鋼を、その加熱温度〜８００℃の冷却開始温
度から６００〜３５０℃の冷却停止温度までを２℃/sec
以上の速度で冷却する。この制御冷却条件の設定理由
は、板状のＣｒ系炭化物が析出する８００〜６００℃の
温度域を短時間で通過させ炭化物の析出を抑制するため
である。ただし、３５０℃以下まで急冷すると割れが生
じ易いので、急冷は３５０℃以上で停止しなければなら
ない。一方、６００〜８００℃では炭化物の核形成・成
長が早く、２℃/secより遅い冷却速度では板状の炭化物
が結晶粒界に析出する。
ステンレス鋼を、その加熱温度〜８００℃の冷却開始温
度から６００〜３５０℃の冷却停止温度までを２℃/sec
以上の速度で冷却する。この制御冷却条件の設定理由
は、板状のＣｒ系炭化物が析出する８００〜６００℃の
温度域を短時間で通過させ炭化物の析出を抑制するため
である。ただし、３５０℃以下まで急冷すると割れが生
じ易いので、急冷は３５０℃以上で停止しなければなら
ない。一方、６００〜８００℃では炭化物の核形成・成
長が早く、２℃/secより遅い冷却速度では板状の炭化物
が結晶粒界に析出する。
【００２０】前記６００〜３５０℃の温度まで冷却され
た鋼は、さらに室温まで空冷以上の速度で冷却すること
によりマルテンサイト変態が生じて、マルテンサイト単
相組織となる。このマルテンサイト組織中の残留応力を
回復により消滅させ、過飽和炭素原子を炭化物として析
出させることによって、靭性・延性を高め、所望の強度
を得るために焼き戻し処理を施す。このとき、Ａｃ1 変
態点以上の温度に加熱すると逆変態が生じて靭性が著し
く低下するために、焼き戻し処理はＡｃ1 変態点以下の
温度にて行う。以上のような本発明法により製造された
鋼管は、靭性および耐応力腐食割れ性に優れている。
た鋼は、さらに室温まで空冷以上の速度で冷却すること
によりマルテンサイト変態が生じて、マルテンサイト単
相組織となる。このマルテンサイト組織中の残留応力を
回復により消滅させ、過飽和炭素原子を炭化物として析
出させることによって、靭性・延性を高め、所望の強度
を得るために焼き戻し処理を施す。このとき、Ａｃ1 変
態点以上の温度に加熱すると逆変態が生じて靭性が著し
く低下するために、焼き戻し処理はＡｃ1 変態点以下の
温度にて行う。以上のような本発明法により製造された
鋼管は、靭性および耐応力腐食割れ性に優れている。
【００２１】
【実施例】表１に示される化学成分の鋼を通常の溶製工
程にて鋳造した後、熱間圧延により鋼管を製造し、加熱
処理と焼き戻し処理を施したものを用いて、強度、靭
性、耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力割れ性を調査した。
そのときの熱処理温度・８００〜６００℃間の冷却速度
と強度などの材質については表２に示す。耐ＣＯ2 腐食
性は４０気圧のＣＯ2 と平衡した１５０℃の人工海水中
での腐食速度で評価した。腐食速度が０．１mm／年以下
であれば耐食性を有すると見なせる。耐硫化物応力割れ
性は丸棒引張試験片を２５℃の５％ＮａＣｌ溶液中に１
気圧の９９％ＣＯ2 ＋１％Ｈ2 Ｓガスを飽和した腐食環
境中で単軸引張応力を加え、７２０時間で破壊が生じな
い最大初期応力と降伏応力の比（Ｒｓ値）を求めた。Ｒ
ｓ≧０．８であれば優れた特性であるといえる。
程にて鋳造した後、熱間圧延により鋼管を製造し、加熱
処理と焼き戻し処理を施したものを用いて、強度、靭
性、耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力割れ性を調査した。
そのときの熱処理温度・８００〜６００℃間の冷却速度
と強度などの材質については表２に示す。耐ＣＯ2 腐食
性は４０気圧のＣＯ2 と平衡した１５０℃の人工海水中
での腐食速度で評価した。腐食速度が０．１mm／年以下
であれば耐食性を有すると見なせる。耐硫化物応力割れ
性は丸棒引張試験片を２５℃の５％ＮａＣｌ溶液中に１
気圧の９９％ＣＯ2 ＋１％Ｈ2 Ｓガスを飽和した腐食環
境中で単軸引張応力を加え、７２０時間で破壊が生じな
い最大初期応力と降伏応力の比（Ｒｓ値）を求めた。Ｒ
ｓ≧０．８であれば優れた特性であるといえる。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】表２の結果より、本発明法により製造され
た鋼管は良好な耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力割れ性な
らびに高靭性を示すのに対し、本発明の範囲から外れた
比較法ではいずれかの特性が劣っていることが明らかで
ある。熱間加工で割れた鋼管については割れのない部分
より試験片を切出した。
た鋼管は良好な耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力割れ性な
らびに高靭性を示すのに対し、本発明の範囲から外れた
比較法ではいずれかの特性が劣っていることが明らかで
ある。熱間加工で割れた鋼管については割れのない部分
より試験片を切出した。
【００２５】
【発明の効果】以上のように本発明は鋼成分および加工
熱処理条件を特定することによって、熱間加工性が良好
であり、かつ靭性および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継目無鋼管を製造できる。
熱処理条件を特定することによって、熱間加工性が良好
であり、かつ靭性および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継目無鋼管を製造できる。
【図１】ベース成分を１．５％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ鋼
としてＣおよびＮ含有量を変えた場合の耐ＣＯ2 腐食特
性ならびに熱間加工時の絞り値を示す。
としてＣおよびＮ含有量を変えた場合の耐ＣＯ2 腐食特
性ならびに熱間加工時の絞り値を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−120337（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−247360（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−217444（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−75308（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量で Ｃ ≦０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：１．５〜５％、 Ｍｏ：０．５〜２％、 Ａｌ≦０．０５％、 Ｎ ：０．０２〜０．１％で、かつＣ＋０．８Ｎ＞０．
０６％ を満足する成分を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を熱間加工し、室温まで自然放冷
した後、Ａｃ３変態点＋１０℃以上Ａｃ３変態点＋２０
０℃以下の温度に加熱し、この加熱温度〜８００℃の冷
却開始温度から温度６００℃〜３５０℃の冷却停止温度
までを２℃/sec以上の速度にて冷却し、続いて室温まで
を空冷以上の速度にて冷却した後、Ａｃ１変態点以下の
温度にて焼き戻し処理することを特徴とする靭性および
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
鋼継目無鋼管の製造法。 - 【請求項２】 重量で Ｃ ≦０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：１．５〜５％、 Ｍｏ：０．５〜２％、 Ａｌ≦０．０５％、 Ｎ ：０．０２〜０．１％で、かつＣ＋０．８Ｎ＞０．
０６％を満足し、 さらに Ｃｕ：０．５〜２％ を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物から
なる鋼（Ｃ：０．００８％、Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ：
０．４９％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．００４％、Ｃ
ｒ：１２．７６％、Ｎｉ：２．５５％、Ａｌ：０．０２
４％、Ｎ：０．０７３％およびＣｕ：１．９８％を含む
鋼を除く）を熱間加工し、室温まで自然放冷した後、Ａ
ｃ３変態点＋１０℃以上Ａｃ３変態点＋２００℃以下の
温度に加熱し、この加熱温度〜８００℃の冷却開始温度
から温度６００℃〜３５０℃の冷却停止温度までを２℃
/sec以上の速度にて冷却し、続いて室温までを空冷以上
の速度にて冷却した後、Ａｃ１変態点以下の温度にて焼
き戻し処理することを特徴とする靭性および耐応力腐食
割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼
管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19731192A JP3250263B2 (ja) | 1992-07-23 | 1992-07-23 | 靭性および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継目無鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19731192A JP3250263B2 (ja) | 1992-07-23 | 1992-07-23 | 靭性および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継目無鋼管の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0641638A JPH0641638A (ja) | 1994-02-15 |
| JP3250263B2 true JP3250263B2 (ja) | 2002-01-28 |
Family
ID=16372350
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19731192A Expired - Lifetime JP3250263B2 (ja) | 1992-07-23 | 1992-07-23 | 靭性および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継目無鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3250263B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100613082B1 (ko) * | 2004-12-01 | 2006-08-16 | 두산중공업 주식회사 | 17-크롬계 스텐레스 강을 사용하여 내침식성이 요구되는 제품을 제조하는 방법 |
| BRPI0609856A2 (pt) * | 2005-04-28 | 2010-05-11 | Jfe Steel Corp | tubo de aço inoxidável tendo excelente capacidade de dilatação para produtos tubulares para campos petrolìferos |
| JP5145793B2 (ja) * | 2007-06-29 | 2013-02-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-07-23 JP JP19731192A patent/JP3250263B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0641638A (ja) | 1994-02-15 |
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