JPH0688130A - 耐食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
耐食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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- JPH0688130A JPH0688130A JP23869792A JP23869792A JPH0688130A JP H0688130 A JPH0688130 A JP H0688130A JP 23869792 A JP23869792 A JP 23869792A JP 23869792 A JP23869792 A JP 23869792A JP H0688130 A JPH0688130 A JP H0688130A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 耐ＣＯ２腐食特性に優れ、耐硫化物応力割れ
性を有する高靱性マルテンサイト系ステンレス鋼継目無
鋼管の高生産性製造法。 【構成】 重量％で、Ｃ≦０．０５、Ｓｉ≦０．５０、
Ｍｎ≦１．０、Ｐ≦０．０３、Ｓ≦０．０１、Ｃｒ：１
１〜１７、Ｃｕ：１〜４、Ｎｉ：１．５〜５、Ａｌ≦
０．０５、Ｎ：０．０２〜０．１で、かつＣ＋０．８Ｎ
＞０．０６で、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、Ａ
ｃ３変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点＋２００℃の温度に
加熱し室温まで空冷以上の速度で冷却し、次いで、Ａｃ
１変態点〜Ａｃ３変態点の温度に加熱して室温まで空冷
以上の速度で冷却し、続いて、Ａｃ１変態点以下の温度
にて焼きもどし処理する、耐食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。
性を有する高靱性マルテンサイト系ステンレス鋼継目無
鋼管の高生産性製造法。 【構成】 重量％で、Ｃ≦０．０５、Ｓｉ≦０．５０、
Ｍｎ≦１．０、Ｐ≦０．０３、Ｓ≦０．０１、Ｃｒ：１
１〜１７、Ｃｕ：１〜４、Ｎｉ：１．５〜５、Ａｌ≦
０．０５、Ｎ：０．０２〜０．１で、かつＣ＋０．８Ｎ
＞０．０６で、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、Ａ
ｃ３変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点＋２００℃の温度に
加熱し室温まで空冷以上の速度で冷却し、次いで、Ａｃ
１変態点〜Ａｃ３変態点の温度に加熱して室温まで空冷
以上の速度で冷却し、続いて、Ａｃ１変態点以下の温度
にて焼きもどし処理する、耐食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。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐ＣＯ2 腐食特性に優
れ、耐硫化物応力割れ性を有する高靭性マルテンサイト
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。
れ、耐硫化物応力割れ性を有する高靭性マルテンサイト
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の含有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
相が形成されるという欠点をもつ。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の含有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
相が形成されるという欠点をもつ。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】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記問題点を
解決するものであって、耐ＣＯ2 腐食特性に優れ、耐硫
化物応力割れ性を有する高靭性マルテンサイト系ステン
レス鋼継目無鋼管を、高い生産性のもとに製造する方法
を提供するものである。
解決するものであって、耐ＣＯ2 腐食特性に優れ、耐硫
化物応力割れ性を有する高靭性マルテンサイト系ステン
レス鋼継目無鋼管を、高い生産性のもとに製造する方法
を提供するものである。
【０００４】
【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さらにはＣｕ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。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の含有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。
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さらにはＣｕ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。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の含有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。
【０００５】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１８０℃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１２５
０℃に加熱した試料を９００℃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、ＣＯ
2 腐食試験には熱間加工後、焼入れ・焼きもどし処理を
行い、降伏強度が７２０MPa 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．％）。本発明は以上に述べた知見に基づいて
構成したものであって、その要旨は下記の通りである。
すなわち重量％で Ｃ ≦０．０５、 Ｓｉ≦０．５０、 Ｍｎ≦１．０、 Ｐ ≦０．０３、 Ｓ ≦０．０１、 Ｃｒ：１１〜１７、 Ｎｉ：１．５〜５、 Ｃｕ：１〜４、 Ａｌ≦０．０５、 Ｎ：０．０２〜０．１で、かつＣ
＋０．８Ｎ＞０．０６ を満足し、あるいはさらにＭｏ：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を熱
間加工し室温まで自然放冷した後、Ａｃ3 変態点＋１０
℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し室温まで空
冷以上の速度で冷却し、続いて、Ａｃ1 変態点以下の温
度で焼きもどし処理するか、あるいは、上記成分の鋼を
熱間加工し室温まで自然放冷した後、Ａｃ3 変態点＋１
０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し室温まで
空冷以上の速度で冷却し、次いで、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ
3 変態点の温度に加熱して室温まで空冷以上の速度で冷
却し、続いて、Ａｃ1 変態点以下の温度にて焼きもどし
処理する耐食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である。
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１８０℃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１２５
０℃に加熱した試料を９００℃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、ＣＯ
2 腐食試験には熱間加工後、焼入れ・焼きもどし処理を
行い、降伏強度が７２０MPa 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．％）。本発明は以上に述べた知見に基づいて
構成したものであって、その要旨は下記の通りである。
すなわち重量％で Ｃ ≦０．０５、 Ｓｉ≦０．５０、 Ｍｎ≦１．０、 Ｐ ≦０．０３、 Ｓ ≦０．０１、 Ｃｒ：１１〜１７、 Ｎｉ：１．５〜５、 Ｃｕ：１〜４、 Ａｌ≦０．０５、 Ｎ：０．０２〜０．１で、かつＣ
＋０．８Ｎ＞０．０６ を満足し、あるいはさらにＭｏ：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を熱
間加工し室温まで自然放冷した後、Ａｃ3 変態点＋１０
℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し室温まで空
冷以上の速度で冷却し、続いて、Ａｃ1 変態点以下の温
度で焼きもどし処理するか、あるいは、上記成分の鋼を
熱間加工し室温まで自然放冷した後、Ａｃ3 変態点＋１
０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し室温まで
空冷以上の速度で冷却し、次いで、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ
3 変態点の温度に加熱して室温まで空冷以上の速度で冷
却し、続いて、Ａｃ1 変態点以下の温度にて焼きもどし
処理する耐食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である。
【０００６】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、熱間加工温度域であ
る９００〜１２５０℃でδフェライト相の発生を抑制す
る効果があるために含有させる。ただし、０．０５％を
超える量を含有すると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０．０５％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、熱間加工温度域であ
る９００〜１２５０℃でδフェライト相の発生を抑制す
る効果があるために含有させる。ただし、０．０５％を
超える量を含有すると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０．０５％以下とした。
【０００７】Ｓｉは製鋼上脱酸材として添加され残有さ
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。
【０００８】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。
【０００９】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。
【００１０】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。
【００１１】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。
【００１２】Ｃｕは耐ＣＯ2 腐食特性を向上させる効果
がある。また、オーステナイト安定化元素であり、Ａｃ
1 変態点を低下させないという利点も有する。ただし、
含有量が１％以下では耐食性向上効果が十分でないこ
と、４％を超える添加量では高温割れに敏感となり熱間
加工性が低下することから、添加量を１〜４％の範囲に
限定した。また、Ｃｕ単独の添加では上記効果が小さい
ことから、必ずＮｉと複合させて添加することとした。
がある。また、オーステナイト安定化元素であり、Ａｃ
1 変態点を低下させないという利点も有する。ただし、
含有量が１％以下では耐食性向上効果が十分でないこ
と、４％を超える添加量では高温割れに敏感となり熱間
加工性が低下することから、添加量を１〜４％の範囲に
限定した。また、Ｃｕ単独の添加では上記効果が小さい
ことから、必ずＮｉと複合させて添加することとした。
【００１３】ＡｌはＳｉと同様に脱酸剤として添加され
残有されたもので、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。
残有されたもので、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。
【００１４】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
す含有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
す含有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。
【００１５】Ｍｏは耐孔食性を向上させるのに有効な元
素であり、必要に応じてこれを添加する。ただし、０．
５％以下の添加ではその効果が小さい。また、強力なフ
ェライト安定化元素であり、２％を超えて添加するとδ
相を生成しやすくなることから、その限定範囲を０．５
〜２％とした。
素であり、必要に応じてこれを添加する。ただし、０．
５％以下の添加ではその効果が小さい。また、強力なフ
ェライト安定化元素であり、２％を超えて添加するとδ
相を生成しやすくなることから、その限定範囲を０．５
〜２％とした。
【００１６】次に熱処理条件の限定理由について述べ
る。オーステナイト化加熱温度は、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、熱間加工して冷却された鋼管を、Ａｃ3 変態点＋２
００℃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℃〜Ａ
ｃ3 変態点＋２００℃とした。この加熱後の冷却速度が
空冷よりも遅いと粒界に炭化物が板状に析出し、靭性が
著しく低下するために空冷以上の冷却速度に限定した。
る。オーステナイト化加熱温度は、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、熱間加工して冷却された鋼管を、Ａｃ3 変態点＋２
００℃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℃〜Ａ
ｃ3 変態点＋２００℃とした。この加熱後の冷却速度が
空冷よりも遅いと粒界に炭化物が板状に析出し、靭性が
著しく低下するために空冷以上の冷却速度に限定した。
【００１７】こうして室温まで冷却するとマルテンサイ
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
もどし処理を施す。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、焼きもどし処理はＡｃ1 変態点以下の温度にて行
う。
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
もどし処理を施す。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、焼きもどし処理はＡｃ1 変態点以下の温度にて行
う。
【００１８】また、オーステナイト化処理後の焼きもど
し処理を行う前に、必要に応じてＡｃ1 変態点〜Ａｃ3
変態点の温度範囲に加熱することによる２相域加熱処理
を行う。これは、鋼を１回の焼きもどし処理では得られ
ない低い強度に調質することを目的としており、この処
理を用いて低い強度に調質することにより、鋼に十分な
耐硫化物応力割れ性を付与することが可能となる。以上
のような本発明法により製造された鋼管は、耐ＣＯ2 腐
食特性・耐硫化物応力割れ性だけでなく、靭性なども優
れている。
し処理を行う前に、必要に応じてＡｃ1 変態点〜Ａｃ3
変態点の温度範囲に加熱することによる２相域加熱処理
を行う。これは、鋼を１回の焼きもどし処理では得られ
ない低い強度に調質することを目的としており、この処
理を用いて低い強度に調質することにより、鋼に十分な
耐硫化物応力割れ性を付与することが可能となる。以上
のような本発明法により製造された鋼管は、耐ＣＯ2 腐
食特性・耐硫化物応力割れ性だけでなく、靭性なども優
れている。
【００１９】
【実施例】まず、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、加熱処理と焼きもど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/y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２
５℃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。Ｒｓ≧０．８であれば優れ
た特性であるといえる。
溶製工程にて鋳造した後、熱間圧延により鋼管を製造
し、加熱処理と焼きもど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/y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２
５℃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。Ｒｓ≧０．８であれば優れ
た特性であるといえる。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】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。
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。
【００２３】
【発明の効果】以上のように本発明は含有成分を特定
し、かつ組織制御を行うことによって、耐ＣＯ2 腐食
性、耐硫化物応力割れ性にすぐれ、マルテンサイト系ス
テンレス鋼継目無鋼管を提供できる。
し、かつ組織制御を行うことによって、耐ＣＯ2 腐食
性、耐硫化物応力割れ性にすぐれ、マルテンサイト系ス
テンレス鋼継目無鋼管を提供できる。
【図１】ＣＯ2 腐食環境での腐食速ならびに熱間変形時
の絞り率におよぼすＣ，Ｎの影響を示す図である。
の絞り率におよぼすＣ，Ｎの影響を示す図である。
Claims (4)
- 【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、 Ｃｕ：１〜４、 Ｎｉ：１．５〜５、 Ａｌ≦０．０５、 Ｎ ：０．０２〜０．１、 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℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃
の温度に加熱し室温まで空冷以上の速度で冷却し、続い
て、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼きもどし処理すること
を特徴とする耐食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、 Ｃｕ：１〜４、 Ｎｉ：１．５〜５、 Ｍｏ：０．５〜２、 Ａｌ≦０．０５、 Ｎ ：０．０２〜０．１、 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℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃
の温度に加熱し室温まで空冷以上の速度で冷却し、続い
て、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼きもどし処理すること
を特徴とする耐食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３】 重量％で、 Ｃ ≦０．０５、 Ｓｉ≦０．５０、 Ｍｎ≦１．０、 Ｐ ≦０．０３、 Ｓ ≦０．０１、 Ｃｒ：１１〜１７、 Ｃｕ：１〜４、 Ｎｉ：１．５〜５、 Ａｌ≦０．０５、 Ｎ ：０．０２〜０．１、 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℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃
の温度に加熱し室温まで空冷以上の速度で冷却し、次い
で、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ3 変態点の温度に加熱して室温
まで空冷以上の速度で冷却し、続いて、Ａｃ1 変態点以
下の温度で焼きもどし処理することを特徴とする耐食性
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４】 重量％で、 Ｃ ≦０．０５、 Ｓｉ≦０．５０、 Ｍｎ≦１．０、 Ｐ ≦０．０３、 Ｓ ≦０．０１、 Ｃｒ：１１〜１７、 Ｃｕ：１〜４、 Ｎｉ：１．５〜５、 Ｍｏ：０．５〜２、 Ａｌ≦０．０５、 Ｎ ：０．０２〜０．１、 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℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃
の温度に加熱し室温まで空冷以上の速度で冷却し、次い
で、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ3 変態点の温度に加熱して室温
まで空冷以上の速度で冷却し、続いて、Ａｃ1 変態点以
下の温度で焼きもどし処理することを特徴とする耐食性
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 |
|---|---|---|---|
| JP4238697A JP2672437B2 (ja) | 1992-09-07 | 1992-09-07 | 耐食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 |
|---|---|---|---|
| JP4238697A JP2672437B2 (ja) | 1992-09-07 | 1992-09-07 | 耐食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 |
|---|---|
| JPH0688130A true JPH0688130A (ja) | 1994-03-29 |
| JP2672437B2 JP2672437B2 (ja) | 1997-11-05 |
Family
ID=17033958
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4238697A Expired - Fee Related JP2672437B2 (ja) | 1992-09-07 | 1992-09-07 | 耐食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) | JP2672437B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08246107A (ja) * | 1995-03-10 | 1996-09-24 | Nippon Steel Corp | 耐炭酸ガス腐食性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れたマルテンサイトステンレス鋼 |
| EP0738784A1 (en) * | 1995-04-21 | 1996-10-23 | Kawasaki Steel Corporation | High chromium martensitic steel pipe having excellent pitting resistance and method of manufacturing |
| JPH08295939A (ja) * | 1995-04-21 | 1996-11-12 | Kawasaki Steel Corp | ラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト鋼管の製造方法 |
| EP2172573A1 (en) * | 2007-06-29 | 2010-04-07 | JFE Steel Corporation | Martensitic stainless-steel seamless pipe for oil well pipe and process for producing the same |
| CN109689913A (zh) * | 2016-05-19 | 2019-04-26 | 奥钢联百乐特殊钢有限两合公司 | 钢材的制造方法和钢材 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0499128A (ja) * | 1990-08-03 | 1992-03-31 | Nippon Steel Corp | マルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプの製造方法 |
| JPH04183816A (ja) * | 1990-11-16 | 1992-06-30 | Nippon Steel Corp | 熱間加工性と溶接性に優れた耐ｃｏ↓２腐食用継目無鋼管の製造方法 |
| JPH04268019A (ja) * | 1991-02-22 | 1992-09-24 | Nippon Steel Corp | マルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプの製造方法 |
| JPH05263138A (ja) * | 1992-02-18 | 1993-10-12 | Nippon Steel Corp | 耐食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 |
-
1992
- 1992-09-07 JP JP4238697A patent/JP2672437B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0499128A (ja) * | 1990-08-03 | 1992-03-31 | Nippon Steel Corp | マルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプの製造方法 |
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| JPH05263138A (ja) * | 1992-02-18 | 1993-10-12 | Nippon Steel Corp | 耐食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 |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JPH08295939A (ja) * | 1995-04-21 | 1996-11-12 | Kawasaki Steel Corp | ラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト鋼管の製造方法 |
| US5858128A (en) * | 1995-04-21 | 1999-01-12 | Kawasaki Steel Corporation | High chromium martensitic steel pipe having excellent pitting resistance and method of manufacturing |
| US6136109A (en) * | 1995-04-21 | 2000-10-24 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing high chromium martensite steel pipe having excellent pitting resistance |
| EP2172573A1 (en) * | 2007-06-29 | 2010-04-07 | JFE Steel Corporation | Martensitic stainless-steel seamless pipe for oil well pipe and process for producing the same |
| EP2172573A4 (en) * | 2007-06-29 | 2011-05-18 | Jfe Steel Corp | SEAMLESS TUBE OF MARTENSITIC STAINLESS STEEL FOR OIL TUBING TUBE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| CN109689913A (zh) * | 2016-05-19 | 2019-04-26 | 奥钢联百乐特殊钢有限两合公司 | 钢材的制造方法和钢材 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2672437B2 (ja) | 1997-11-05 |
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