JP3518367B2 - １３Ｃｒ系ステンレス厚鋼板の製造方法 - Google Patents
１３Ｃｒ系ステンレス厚鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、湿潤炭酸ガスを含
んだ原油や天然ガスまたはその他の流体を輸送する溶接
管の素材として用いられる１３Ｃｒ系ステンレス厚鋼板
の製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】近年、エネルギー事情の悪化にともな
い、炭酸ガスや硫化水素のような腐食性ガスを多く含む
油井や天然ガス井が開発されるようになってきた。 【０００３】湿潤炭酸ガスのみを含む環境（極微量の硫
化水素を含む場合もある）では、耐食性と材料コストの
観点から１３Ｃｒ系ステンレス鋼管が広く用いられてい
る。 【０００４】油井管としては、ＡＩＳＩ規格の４２０鋼
に代表される高Ｃ（０．２％）−１３Ｃｒ系ステンレス
鋼が一般的であり、ラインパイプ用では、溶接施工が必
要な観点から、ＡＩＳＩ規格の４１０鋼に代表される低
Ｃ（０．１％）−１３Ｃｒ系ステンレス鋼が使用されて
きた。 【０００５】また、最近では、さらに極低Ｃ（０．０３
％）で、Ｎｉを含有する改良１３Ｃｒ系ステンレス鋼が
開発されている。 【０００６】これらのマルテンサイト系ステンレス鋼か
らなる鋼管は、一般に、熱間継目無製管法で製造される
ことが多い。しかし、継目無鋼管は高い信頼性を評価さ
れているものの、いくつかの問題点があり、特に外径が
１６インチ（４２６ｍｍ）以上の大径管の製造が困難と
いう問題がある。 【０００７】これらの大径管は、一般に、溶接製管法に
よって製造される。そこで、最近、１３Ｃｒ系ステンレ
ス溶接鋼管の製造方法がいくつか提案されている。 【０００８】例えば、特開平４−１９１３１９号公報
（特公平７−５９７２号公報）には、低Ｃの１３Ｃｒ系
ステンレス鋼からなるラインパイプの電縫溶接法による
製造方法が提案されている。また、特開平８−２０６８
６１号公報には、レーザー溶接法を用いた１３Ｃｒ系ス
テンレス鋼からなるラインパイプの製造方法が提案され
ている。 【０００９】ただし、電縫溶接法やレーザ溶接法、また
はＴＩＧ溶接法では、マルテンサイト系ステンレス鋼の
熱延鋼帯を素材に用いて製管するので、一般的に肉厚が
１０ｍｍ以下の薄肉管しか製造できない。 【００１０】さらに、継目無鋼管は、素材の鋼片（ビレ
ット）を１２５０℃程度の高温に加熱した後に穿孔、延
伸圧延するので、機械的性質および耐食性の観点から、
製管後の焼入れ焼戻し処理が必須である。また、上記の
薄肉溶接管においても、製管溶接後に焼入れ焼戻し処理
を施すのが望ましい。 【００１１】言うまでもなく、このような焼入れ焼戻し
処理法は、強度調整が比較的容易であるという長所があ
る。しかし、製造工程が増えることになり、また、熱処
理時に生成した酸化スケールを除去する必要が生じるこ
となど、生産性の低下ひいては製造コストが嵩むという
問題が生じる。 【００１２】 【発明が解決しようとする課題】最近では、特に、天然
ガスの輸送効率を上げるために、このような１３Ｃｒ系
ステンレス鋼ラインパイプの大径、厚肉化が要望されて
いる。大径化によって輸送量を増やし、厚肉化によって
操業圧力を高めることができるので、さらにガスの輸送
効率を上げることができる。 【００１３】本発明の目的は、湿潤炭酸ガスを含んだ原
油や天然ガスまたはその他の流体を輸送する溶接管の素
材として用いられ、製管溶接のままで製品として使用で
きる１３Ｃｒ系ステンレス厚鋼板の製造方法を提供する
ことにある。 【００１４】なお、ここでいう厚鋼板とは、肉厚がおお
よそ１／２インチ（１２．７ｍｍ）以上のものを意味す
る。 【００１５】 【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
１３Ｃｒ系ステンレス厚鋼板の製造方法にある。 【００１６】重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１
％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：９〜１３％、Ｎｉ：１
〜７％、Ｔｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．１％以下、お
よびＣｕ：０．３〜２％とＭｏ：０．５〜３％のいずれ
か一方又は両方の成分を含み、残部はＦｅおよび不可避
不純物の鋼からなる鋼片の熱間圧延を８００℃以上で終
了した後、８００〜６００℃の温度域を１０℃／ｓ以上
の平均冷却速度で冷却する一方、６００℃未満の温度域
を空冷以下の冷却速度で冷却する１３Ｃｒ系ステンレス
厚鋼板の製造方法。 【００１７】上記のような厚鋼板を素材とする溶接管
は、一般的に、厚鋼板をＣプレス、Ｕプレス、Ｏプレス
で管状に成形し、サブマージアーク溶接法によってシー
ム製管溶接される。この時、サブマージアーク溶接法に
よるシーム部の溶接は、内外両面ともに１層溶接される
のが一般的であるが、多層溶接されることもある。 【００１８】なお、管状への成形法にはロールベンダー
が、また溶接法にはレーザ溶接法やＴＩＧ溶接法が用い
られる場合もある。 【００１９】上記のような工程を経て製造されるいわゆ
るＵＯ管は、一般的に、外径が２０〜２４インチ（５０
８〜６０９．６ｍｍ）以上であり、このような大径厚肉
管の管全体を一気に焼入れ焼戻し処理することは設備的
に極めて難しく、仮に行う場合には設備費が嵩んで極め
て高コストになる。したがって、製管溶接したままで使
用できるような素材の厚鋼板が必要になる。 【００２０】また、厚鋼板自体も、肉厚がおおよそ１／
２インチ（１２．７ｍｍ）以上、幅がおおよそ６３イン
チ以上、長さがおおよそ２５〜２６ｍ程度と長尺であ
る。したがって、厚鋼板においても、圧延後の焼入れ処
理はもちろん、焼戻し処理も困難であるので、このよう
な圧延後の熱処理なしで製管溶接に供することができる
厚鋼板が必要になる。 【００２１】一方、圧延後の熱処理を省略する場合、圧
延ままで機械的性質および耐食性を満足することはもち
ろん、厚鋼板での水素割れを避けねばならない。しか
し、本発明で対象とする１３Ｃｒ系ステンレス鋼は、一
般にＸ８０（単位はｋｓｉで、５６ｋｇｆ／ｍｍ2 ）以
上の高強度のマルテンサイト組織であり、厚鋼板の水素
割れ感受性が高い。 【００２２】なお、電縫製管法やレーザ製管法に供する
熱延鋼帯では、巻取り後の冷却速度が１℃／ｓ以下と極
めて遅く、室温に冷えるまでの間に水素が抜けてしまう
ので、水素割れの心配はない。 【００２３】このように、水素割れは、厚鋼板に特有の
問題である。１３Ｃｒ系ステンレス鋼の厚鋼板で、圧延
のままで機械的性質および耐食性を満足させ、かつ、厚
鋼板での水素割れを防止する方法は、これまで知られて
いなかった。 【００２４】厚鋼板の水素割れを引き起こす水素は、溶
解原料に含有または付着していた水分が熱分解して発生
したものである。溶鋼に固溶した水素が、スラブやビレ
ットでポロシティーなどにガスとしてトラップされ、加
熱圧延工程でポロシティーが圧着する際に、再度鋼中に
固溶して製品まで残留したものである。 【００２５】したがって、スラブあるいはビレットの段
階で、脱水素すればその問題は生じないわけであるが、
極めて厚肉の鋼片では、その肉厚中心部の脱水素を完了
するのに従来から知られている方法では数時間〜数日を
要するので、非効率的である。 【００２６】そこで、本発明者らは、厚鋼板に発生する
水素割れ挙動を解明すべく、組織的な検討と以下に述べ
る実験を行い、次のことを知見した。 【００２７】焼入れ焼戻しのような熱処理を施さない厚
鋼板における水素割れは、板厚中心部に発生し、主とし
て圧延面に平行に伝播している。その形態は、旧オース
テナイト粒界の破壊であり、破面には、粗大な炭化物が
析出していることが確認された。これらの水素割れが発
生した鋼板の健全部から腐食試験片を採取し、微量（１
００ｐｐｍ：０．０３ａｔｍに相当）のＨ2Ｓ を含む環
境で硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣと称す）試験を実施
すると、やはり、板厚中心部に同様の割れ形態を呈する
ことが確認された。 【００２８】厚鋼板で板厚中心部に水素割れが発生する
のは、その部分の残留水素濃度が最も高いからであり、
残留水素濃度を下げるためにはスラブで脱水素しなけれ
ばならない。 【００２９】これに対して、本発明者らは、他の水素割
れ防止対策として、割れが圧延面に平行に伸びた旧オー
ステナイト粒界に沿って割れていることから旧オーステ
ナイト粒を扁平粒にしなければよいこと、および粒界に
析出した炭化物の周囲に水素ガスが溜まって割れたと考
えられることから炭化物の粒界への析出を抑制すればよ
いと考えた。 【００３０】そこで、旧オーステナイト粒は、仕上温度
が低いほど扁平になるので、仕上温度の及ぼす影響と、
粗大な炭化物の粒界析出には高温での滞留時間が影響し
ているので、炭化物の析出に及ぼす圧延後に施す水冷の
影響について調査した。その結果、次のことがわかっ
た。 【００３１】８００℃未満で圧延を終了すると、粒の扁
平化が著しく、その場合には、圧延後、６００℃までの
温度域を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却しても、
粒界にわずかに析出した炭化物によって水素割れが発生
し、耐ＳＳＣ性が劣化する。 【００３２】また、８００℃以上で圧延を終了しても、
その後に６００℃未満まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速
度で冷却すると、粒界への粗大な炭化物析出が抑制され
て耐ＳＳＣ性は良好であるが、高温域での脱水素が不足
し、水素割れが発生する。 【００３３】これに対し、８００℃以上で圧延を終了す
ると、粒の扁平化が大幅に抑制される。また、この圧延
終了後、８００〜６００℃の温度域を１０℃／ｓ以上の
平均冷却速度で冷却し、次いで６００℃未満の温度域を
空冷以下の冷却速度で冷却すると、粒界への粗大な炭化
物の析出が大幅に抑制されるとともに、高温域での脱水
素が促進され、水素割れの発生がなく、良好な耐ＳＳＣ
性が確保される。 【００３４】すなわち、圧延前の素材（スラブ）の段階
で、長時間の脱水素処理を施すのではなく、８００℃以
上で熱間圧延を終了し、８００〜６００℃の温度域を１
０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後、６００℃未
満の温度域を空冷以下の冷却速度で冷却するという短時
間の処理によって脱水素が行われ、水素割れが発生せ
ず、良好な耐ＳＳＣ性を備えた厚鋼板が得られ、これを
素材とする溶接鋼管は、製管溶接のままで製品として用
いても何らの問題もないことを知見した。 【００３５】 【発明の実施の形態】以下、本発明の方法について詳細
に説明する。なお、以下において、「％」は特に断らな
い限り「重量％」を意味する。 【００３６】《素材鋼の化学組成》 Ｃ：Ｃ含有量が０．０３％を超えると、Ｃｒ炭化物の析
出による耐炭酸ガス腐食性の劣化が起こるだけでなく、
水素割れの起点となる炭化物が粒界に析出しやすくな
る。また、溶接部の硬度上昇を招いて耐ＳＳＣ性が劣化
する。したがって、Ｃ含有量の上限は０．０３％と定め
た。望ましい上限は０．０２％である。 【００３７】なお、Ｃは耐食性の確保と溶接部の硬度上
昇を抑制する観点からは低ければ低いほど好ましく、工
業的に可能な０．００５％程度にまで低くしてもよいの
で、その下限値を定める必要はない。 【００３８】Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸のために添加する元
素であるが、その含有量が１％を超えると鋼の清浄性と
靱性が低下する。このため、Ｓｉ含有量の上限は１％と
定めた。望ましい上限は０．５％である。 【００３９】なお、十分な脱酸効果を得るためには、そ
の含有量を０．０５％以上とするのが好ましいが、他の
元素（後述のＡｌ）によって十分な脱酸がなされる場
合、Ｓｉは必ずしも含有させなくてもよい。 【００４０】Ｍｎ：Ｍｎは本発明が対象とするＣ含有量
０．０３％以下の低Ｃ−１３Ｃｒ系ステンレス鋼におい
て安定なマルテンサイト相を得るのに有効であるが、そ
の含有量が２％を超えると耐食性が悪化する。このた
め、Ｍｎ含有量の上限は２％と定めた。望ましい上限は
１％である。 【００４１】なお、Ｍｎは耐食性の観点からは低ければ
低いほど好ましいので、その下限値は特に定める必要は
ない。しかし、その含有量を過剰に低くしすぎると、マ
ルテンサイト相を得るのに高価なＮｉ含有量を高める必
要が生じてコスト上昇を招くので、０．３〜０．５％程
度以上含有させるのが好ましい。 【００４２】Ｃｒ：Ｃｒ含有量が９％未満では、母材部
を含めてその鋼表面に充分な耐食性能を有する耐食性皮
膜が形成されないために、ラインパイプ用鋼管として炭
酸ガスや硫化水素を含む環境中で使用した場合、必要な
耐食性が確保できない。逆に、Ｃｒ含有量が１３％を超
えると、耐食性に及ぼす効果が飽和するばかりか、オー
ステナイト相を安定化させ、引いてはマルテンサイト相
を生成させやすくする元素である高価なＮｉなどの合金
元素の添加量を増やす必要があり、素材コストの上昇を
招いて経済性が損なわれる。このため、Ｃｒ含有量は９
〜１３％と定めた。望ましい範囲は１０〜１３％であ
る。 【００４３】Ｎｉ：Ｎｉ含有量が１％未満では、マルテ
ンサイト相を安定かつ容易に確保するのが困難になるだ
けでなく、特にラインパイプ用鋼管として微量の硫化水
素を含む環境中で使用した場合、耐食性能を有する耐食
性皮膜が生成形成されないために、必要な耐食性が確保
できなくなる。逆に、Ｎｉ含有量が７％を超えると、組
織の安定性と耐食性に及ぼす効果が飽和するばかりか、
素材コストの上昇を招いて経済性が損なわれる。したが
って、Ｎｉ含有量は１〜７％と定めた。望ましい範囲は
２〜７％である。 【００４４】Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸のために添加する元
素であるが、０．１％を超えて含有させると清浄性と靱
性が低下する。このため、Ａｌ含有量の上限は０．１％
と定めた。望ましい上限は０．０６％である。 【００４５】なお、十分な脱酸効果を得るためには、そ
の含有量を０．０１％以上とするのが好ましいが、他の
元素（前述のＳｉ）によって十分な脱酸がなされる場
合、Ａｌは必ずしも含有させなくてもよい。 【００４６】Ｔｉ：ＴｉはＣを固定し、粗大な炭化物の
粒界析出を抑制する作用を有するが、０．５％を超えて
含有させるとその効果が飽和するばかりか、熱間加工性
と靱性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量の上限は
０．５％と定めた。望ましい上限は０．２％である。 【００４７】なお、Ｔｉ含有量の下限値は特に定めない
が、Ｃのほぼ全量をＴｉＣとして固定するためにはＣ含
有量の４倍以上を含有させるのが好ましい。 【００４８】Ｃｕ、Ｍｏ：これらの元素は、耐食性、特
に耐局部腐食性と耐ＳＳＣ性を高める効果がある。この
ため、ＣｕとＭｏのいずれか一方又は両方の元素を添加
する。それぞれ、Ｃｕについては０．３％以上、Ｍｏに
ついては０．５％以上でその効果が顕著になる。しか
し、２％超のＣｕ添加はその効果が飽和するばかりか熱
間加工性と溶接性の劣化を招く。また、３％超のＭｏ添
加はその効果が飽和するばかりか、上記のＣｒと同様
に、フェライト相の安定化元素であるので、オーステナ
イト相を安定化させ、引いてはマルテンサイト相を生成
させやすくする元素である高価なＮｉなどの合金元素の
含有量を増やす必要があり、素材コストの上昇を招く。
したがって、ＣｕとＭｏの含有量は、それぞれ０．３〜
２％、０．５〜３％とする。 【００４９】Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ（酸素）：これらの元素
は、いずれも鋼中に含まれる不可避不純物であり、その
含有量は低ければ低いほど好ましい。 【００５０】《製造方法》 素材鋼片の加熱：圧延に供される素材鋼片の温度は、次
に述べる圧延が可能な温度であればよい。 【００５１】仕上圧延温度：８００℃を下回ると、未再
結晶温度域であるため、粒が著しく扁平化して、水素割
れ感受性が高くなり、極低ＣでＴｉ添加の鋼でも水素割
れが発生するのを防止できない。望ましい仕上圧延温度
の下限は９００℃である。このような高温仕上で、Ｌ方
向（圧延方向）とＣ方向（圧延方向と直交する方向）の
機械的性質に異方性のない、溶接管用の素材として好適
な厚鋼板を製造することができる。 【００５２】８００〜６００℃の平均冷却速度：圧延終
了後、８００〜６００℃の温度域を１０℃／ｓ以上の平
均冷却速度で冷却する必要がある。これは、前述したよ
うに、８００〜６００℃の温度域を１０℃／ｓ未満の平
均冷却速度で冷却したのでは、水素割れの起点となって
割れの伝播を加速する粗大な炭化物が粒界に析出するの
を抑制できなくなるためである。望ましい平均冷却速度
の下限は１５℃／ｓである。 【００５３】なお、平均冷却速度は、速ければ速いほど
よい。このため、その上限は特に定める必要はない。ま
た、冷却の方法は、気水（ミスト）冷却またはシャワー
水冷とすればよい。 【００５４】６００℃未満の冷却速度：６００℃未満の
温度域まで上記１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却す
ると、高温域での脱水素が不十分となり、たとえ粗大な
炭化物が粒界に析出するのを抑制できたとしても、水素
割れが発生するようになる。このため、６００℃未満の
温度域の冷却速度は空冷以下の遅い速度と定めた。 【００５５】なお、空冷よりも遅い冷却速度は、例えば
圧延後の鋼板が冷えきらない間に２枚重ねにする方法に
より実現可能であり、この方法が最も簡単である。 【００５６】 【実施例】表１に示す化学組成を有する１１種類の鋼を
溶製し、厚さ３００ｍｍ、幅２３００ｍｍの素材鋼片
（スラブ）を準備し、その肉厚方向の中央部から厚さ１
５０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１００ｍｍの圧延用素材
を切り出した。 【００５７】 【表１】 【００５８】各圧延用素材は、表２に示す種々の条件で
熱間圧延するとともに冷却し、厚さ２５．４ｍｍの厚鋼
板を得た。 【００５９】 【表２】 【００６０】そして、製造後、室温に４８時間放置した
後の各厚鋼板から、一辺が１００ｍｍの正方形の全厚
（ただし、表面スケールは研削で除去）の試験片を採取
し、超音波探傷によるＣスキャン法にて水素割れの発生
の有無を調べた。評価は、割れが検出されなかったもの
を合格（○）、一部でも割れが検出されたものを不合格
（×）とした。 【００６１】また、室温に４８時間放置した後の各厚鋼
板のＣ方向（圧延方向と直交する方向）から、厚さ２ｍ
ｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍのノッチ無しの応力腐食
試験片を採取した。得られた応力腐食試験片は、図１に
示す４点曲げ付与治具にセットし、素材厚鋼板の降伏応
力の１００％の応力を付加した後、液温２５℃の下記
またはの腐食環境下に３３６時間浸漬して耐ＳＳＣ性
を調べた。評価は、ＳＳＣが発生しなかったものを合格
（○）、ＳＳＣが発生したものを不合格（×）とした。 【００６２】腐食環境： ０．００３ａｔｍＨ2Ｓ−３０ａｔｍＣＯ2−５％Ｎａ
Ｃｌ水溶液、 ０．０３ａｔｍＨ2Ｓ−３０ａｔｍＣＯ2−５％ＮａＣ
ｌ水溶液。 【００６３】なお、腐食環境下を上記のとの２通り
でおこなったのは、Ｃｕまたは／およびＭｏを添加した
鋼と添加しなかった鋼では耐ＳＳＣ性が異なるためであ
る。これらの調査結果を、表２に併せて示した。 【００６４】表２に示す結果からわかるように、本発明
の方法にしたがって製造された厚鋼板（試番１６、１
７、２０および２４〜２８）は、いずれも水素割れは発
生しておらず、耐ＳＳＣ性も良好であった。 【００６５】これに対し、鋼の化学組成、仕上げ温度、
８００〜６００℃間の平均冷却速度、平均冷却速度１０
℃／ｓ以上での冷却の停止温度および６００℃未満の冷
却速度のいずれかが本発明で規定する範囲から外れる方
法で製造された比較例の厚鋼板（試番１２〜１５、１
８、１９および２１〜２３）は、いずれも水素割れが発
生し、平均冷却速度１０℃／ｓ以上での冷却の停止温度
が６００℃未満のものを除いて耐ＳＳＣ性も不芳であっ
た。 【００６６】具体的に説明すると、試番１５および１９
は、８００〜６００℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ未
満であるために、水素割れが発生し、耐ＳＳＣ性も不芳
であった。 【００６７】 【００６８】試番１２と１３は、Ｃ含有量が高すぎるた
めに、水素割れが発生し、耐ＳＳＣ性も不芳であった。
試番２２と２３は、Ｔｉが添加されていないために、水
素割れが発生し、耐ＳＳＣ性も不芳であった。 【００６９】 【００７０】 【発明の効果】本発明の方法によれば、湿潤炭酸ガスを
含む原油や天然ガスまたはその他の流体を輸送するライ
ンパイプの素材として好適な、耐食性に優れる１３Ｃｒ
系ステンレス厚鋼板を安価に製造することができる。ま
た、この厚鋼板を素材にしてラインパイプ用の溶接鋼管
を製造する場合には、溶接製管のままで必要な特性を有
しているので、焼入れ焼戻し処理を施さずにそのまま製
品として出荷できる。
んだ原油や天然ガスまたはその他の流体を輸送する溶接
管の素材として用いられる１３Ｃｒ系ステンレス厚鋼板
の製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】近年、エネルギー事情の悪化にともな
い、炭酸ガスや硫化水素のような腐食性ガスを多く含む
油井や天然ガス井が開発されるようになってきた。 【０００３】湿潤炭酸ガスのみを含む環境（極微量の硫
化水素を含む場合もある）では、耐食性と材料コストの
観点から１３Ｃｒ系ステンレス鋼管が広く用いられてい
る。 【０００４】油井管としては、ＡＩＳＩ規格の４２０鋼
に代表される高Ｃ（０．２％）−１３Ｃｒ系ステンレス
鋼が一般的であり、ラインパイプ用では、溶接施工が必
要な観点から、ＡＩＳＩ規格の４１０鋼に代表される低
Ｃ（０．１％）−１３Ｃｒ系ステンレス鋼が使用されて
きた。 【０００５】また、最近では、さらに極低Ｃ（０．０３
％）で、Ｎｉを含有する改良１３Ｃｒ系ステンレス鋼が
開発されている。 【０００６】これらのマルテンサイト系ステンレス鋼か
らなる鋼管は、一般に、熱間継目無製管法で製造される
ことが多い。しかし、継目無鋼管は高い信頼性を評価さ
れているものの、いくつかの問題点があり、特に外径が
１６インチ（４２６ｍｍ）以上の大径管の製造が困難と
いう問題がある。 【０００７】これらの大径管は、一般に、溶接製管法に
よって製造される。そこで、最近、１３Ｃｒ系ステンレ
ス溶接鋼管の製造方法がいくつか提案されている。 【０００８】例えば、特開平４−１９１３１９号公報
（特公平７−５９７２号公報）には、低Ｃの１３Ｃｒ系
ステンレス鋼からなるラインパイプの電縫溶接法による
製造方法が提案されている。また、特開平８−２０６８
６１号公報には、レーザー溶接法を用いた１３Ｃｒ系ス
テンレス鋼からなるラインパイプの製造方法が提案され
ている。 【０００９】ただし、電縫溶接法やレーザ溶接法、また
はＴＩＧ溶接法では、マルテンサイト系ステンレス鋼の
熱延鋼帯を素材に用いて製管するので、一般的に肉厚が
１０ｍｍ以下の薄肉管しか製造できない。 【００１０】さらに、継目無鋼管は、素材の鋼片（ビレ
ット）を１２５０℃程度の高温に加熱した後に穿孔、延
伸圧延するので、機械的性質および耐食性の観点から、
製管後の焼入れ焼戻し処理が必須である。また、上記の
薄肉溶接管においても、製管溶接後に焼入れ焼戻し処理
を施すのが望ましい。 【００１１】言うまでもなく、このような焼入れ焼戻し
処理法は、強度調整が比較的容易であるという長所があ
る。しかし、製造工程が増えることになり、また、熱処
理時に生成した酸化スケールを除去する必要が生じるこ
となど、生産性の低下ひいては製造コストが嵩むという
問題が生じる。 【００１２】 【発明が解決しようとする課題】最近では、特に、天然
ガスの輸送効率を上げるために、このような１３Ｃｒ系
ステンレス鋼ラインパイプの大径、厚肉化が要望されて
いる。大径化によって輸送量を増やし、厚肉化によって
操業圧力を高めることができるので、さらにガスの輸送
効率を上げることができる。 【００１３】本発明の目的は、湿潤炭酸ガスを含んだ原
油や天然ガスまたはその他の流体を輸送する溶接管の素
材として用いられ、製管溶接のままで製品として使用で
きる１３Ｃｒ系ステンレス厚鋼板の製造方法を提供する
ことにある。 【００１４】なお、ここでいう厚鋼板とは、肉厚がおお
よそ１／２インチ（１２．７ｍｍ）以上のものを意味す
る。 【００１５】 【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
１３Ｃｒ系ステンレス厚鋼板の製造方法にある。 【００１６】重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１
％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：９〜１３％、Ｎｉ：１
〜７％、Ｔｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．１％以下、お
よびＣｕ：０．３〜２％とＭｏ：０．５〜３％のいずれ
か一方又は両方の成分を含み、残部はＦｅおよび不可避
不純物の鋼からなる鋼片の熱間圧延を８００℃以上で終
了した後、８００〜６００℃の温度域を１０℃／ｓ以上
の平均冷却速度で冷却する一方、６００℃未満の温度域
を空冷以下の冷却速度で冷却する１３Ｃｒ系ステンレス
厚鋼板の製造方法。 【００１７】上記のような厚鋼板を素材とする溶接管
は、一般的に、厚鋼板をＣプレス、Ｕプレス、Ｏプレス
で管状に成形し、サブマージアーク溶接法によってシー
ム製管溶接される。この時、サブマージアーク溶接法に
よるシーム部の溶接は、内外両面ともに１層溶接される
のが一般的であるが、多層溶接されることもある。 【００１８】なお、管状への成形法にはロールベンダー
が、また溶接法にはレーザ溶接法やＴＩＧ溶接法が用い
られる場合もある。 【００１９】上記のような工程を経て製造されるいわゆ
るＵＯ管は、一般的に、外径が２０〜２４インチ（５０
８〜６０９．６ｍｍ）以上であり、このような大径厚肉
管の管全体を一気に焼入れ焼戻し処理することは設備的
に極めて難しく、仮に行う場合には設備費が嵩んで極め
て高コストになる。したがって、製管溶接したままで使
用できるような素材の厚鋼板が必要になる。 【００２０】また、厚鋼板自体も、肉厚がおおよそ１／
２インチ（１２．７ｍｍ）以上、幅がおおよそ６３イン
チ以上、長さがおおよそ２５〜２６ｍ程度と長尺であ
る。したがって、厚鋼板においても、圧延後の焼入れ処
理はもちろん、焼戻し処理も困難であるので、このよう
な圧延後の熱処理なしで製管溶接に供することができる
厚鋼板が必要になる。 【００２１】一方、圧延後の熱処理を省略する場合、圧
延ままで機械的性質および耐食性を満足することはもち
ろん、厚鋼板での水素割れを避けねばならない。しか
し、本発明で対象とする１３Ｃｒ系ステンレス鋼は、一
般にＸ８０（単位はｋｓｉで、５６ｋｇｆ／ｍｍ2 ）以
上の高強度のマルテンサイト組織であり、厚鋼板の水素
割れ感受性が高い。 【００２２】なお、電縫製管法やレーザ製管法に供する
熱延鋼帯では、巻取り後の冷却速度が１℃／ｓ以下と極
めて遅く、室温に冷えるまでの間に水素が抜けてしまう
ので、水素割れの心配はない。 【００２３】このように、水素割れは、厚鋼板に特有の
問題である。１３Ｃｒ系ステンレス鋼の厚鋼板で、圧延
のままで機械的性質および耐食性を満足させ、かつ、厚
鋼板での水素割れを防止する方法は、これまで知られて
いなかった。 【００２４】厚鋼板の水素割れを引き起こす水素は、溶
解原料に含有または付着していた水分が熱分解して発生
したものである。溶鋼に固溶した水素が、スラブやビレ
ットでポロシティーなどにガスとしてトラップされ、加
熱圧延工程でポロシティーが圧着する際に、再度鋼中に
固溶して製品まで残留したものである。 【００２５】したがって、スラブあるいはビレットの段
階で、脱水素すればその問題は生じないわけであるが、
極めて厚肉の鋼片では、その肉厚中心部の脱水素を完了
するのに従来から知られている方法では数時間〜数日を
要するので、非効率的である。 【００２６】そこで、本発明者らは、厚鋼板に発生する
水素割れ挙動を解明すべく、組織的な検討と以下に述べ
る実験を行い、次のことを知見した。 【００２７】焼入れ焼戻しのような熱処理を施さない厚
鋼板における水素割れは、板厚中心部に発生し、主とし
て圧延面に平行に伝播している。その形態は、旧オース
テナイト粒界の破壊であり、破面には、粗大な炭化物が
析出していることが確認された。これらの水素割れが発
生した鋼板の健全部から腐食試験片を採取し、微量（１
００ｐｐｍ：０．０３ａｔｍに相当）のＨ2Ｓ を含む環
境で硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣと称す）試験を実施
すると、やはり、板厚中心部に同様の割れ形態を呈する
ことが確認された。 【００２８】厚鋼板で板厚中心部に水素割れが発生する
のは、その部分の残留水素濃度が最も高いからであり、
残留水素濃度を下げるためにはスラブで脱水素しなけれ
ばならない。 【００２９】これに対して、本発明者らは、他の水素割
れ防止対策として、割れが圧延面に平行に伸びた旧オー
ステナイト粒界に沿って割れていることから旧オーステ
ナイト粒を扁平粒にしなければよいこと、および粒界に
析出した炭化物の周囲に水素ガスが溜まって割れたと考
えられることから炭化物の粒界への析出を抑制すればよ
いと考えた。 【００３０】そこで、旧オーステナイト粒は、仕上温度
が低いほど扁平になるので、仕上温度の及ぼす影響と、
粗大な炭化物の粒界析出には高温での滞留時間が影響し
ているので、炭化物の析出に及ぼす圧延後に施す水冷の
影響について調査した。その結果、次のことがわかっ
た。 【００３１】８００℃未満で圧延を終了すると、粒の扁
平化が著しく、その場合には、圧延後、６００℃までの
温度域を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却しても、
粒界にわずかに析出した炭化物によって水素割れが発生
し、耐ＳＳＣ性が劣化する。 【００３２】また、８００℃以上で圧延を終了しても、
その後に６００℃未満まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速
度で冷却すると、粒界への粗大な炭化物析出が抑制され
て耐ＳＳＣ性は良好であるが、高温域での脱水素が不足
し、水素割れが発生する。 【００３３】これに対し、８００℃以上で圧延を終了す
ると、粒の扁平化が大幅に抑制される。また、この圧延
終了後、８００〜６００℃の温度域を１０℃／ｓ以上の
平均冷却速度で冷却し、次いで６００℃未満の温度域を
空冷以下の冷却速度で冷却すると、粒界への粗大な炭化
物の析出が大幅に抑制されるとともに、高温域での脱水
素が促進され、水素割れの発生がなく、良好な耐ＳＳＣ
性が確保される。 【００３４】すなわち、圧延前の素材（スラブ）の段階
で、長時間の脱水素処理を施すのではなく、８００℃以
上で熱間圧延を終了し、８００〜６００℃の温度域を１
０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後、６００℃未
満の温度域を空冷以下の冷却速度で冷却するという短時
間の処理によって脱水素が行われ、水素割れが発生せ
ず、良好な耐ＳＳＣ性を備えた厚鋼板が得られ、これを
素材とする溶接鋼管は、製管溶接のままで製品として用
いても何らの問題もないことを知見した。 【００３５】 【発明の実施の形態】以下、本発明の方法について詳細
に説明する。なお、以下において、「％」は特に断らな
い限り「重量％」を意味する。 【００３６】《素材鋼の化学組成》 Ｃ：Ｃ含有量が０．０３％を超えると、Ｃｒ炭化物の析
出による耐炭酸ガス腐食性の劣化が起こるだけでなく、
水素割れの起点となる炭化物が粒界に析出しやすくな
る。また、溶接部の硬度上昇を招いて耐ＳＳＣ性が劣化
する。したがって、Ｃ含有量の上限は０．０３％と定め
た。望ましい上限は０．０２％である。 【００３７】なお、Ｃは耐食性の確保と溶接部の硬度上
昇を抑制する観点からは低ければ低いほど好ましく、工
業的に可能な０．００５％程度にまで低くしてもよいの
で、その下限値を定める必要はない。 【００３８】Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸のために添加する元
素であるが、その含有量が１％を超えると鋼の清浄性と
靱性が低下する。このため、Ｓｉ含有量の上限は１％と
定めた。望ましい上限は０．５％である。 【００３９】なお、十分な脱酸効果を得るためには、そ
の含有量を０．０５％以上とするのが好ましいが、他の
元素（後述のＡｌ）によって十分な脱酸がなされる場
合、Ｓｉは必ずしも含有させなくてもよい。 【００４０】Ｍｎ：Ｍｎは本発明が対象とするＣ含有量
０．０３％以下の低Ｃ−１３Ｃｒ系ステンレス鋼におい
て安定なマルテンサイト相を得るのに有効であるが、そ
の含有量が２％を超えると耐食性が悪化する。このた
め、Ｍｎ含有量の上限は２％と定めた。望ましい上限は
１％である。 【００４１】なお、Ｍｎは耐食性の観点からは低ければ
低いほど好ましいので、その下限値は特に定める必要は
ない。しかし、その含有量を過剰に低くしすぎると、マ
ルテンサイト相を得るのに高価なＮｉ含有量を高める必
要が生じてコスト上昇を招くので、０．３〜０．５％程
度以上含有させるのが好ましい。 【００４２】Ｃｒ：Ｃｒ含有量が９％未満では、母材部
を含めてその鋼表面に充分な耐食性能を有する耐食性皮
膜が形成されないために、ラインパイプ用鋼管として炭
酸ガスや硫化水素を含む環境中で使用した場合、必要な
耐食性が確保できない。逆に、Ｃｒ含有量が１３％を超
えると、耐食性に及ぼす効果が飽和するばかりか、オー
ステナイト相を安定化させ、引いてはマルテンサイト相
を生成させやすくする元素である高価なＮｉなどの合金
元素の添加量を増やす必要があり、素材コストの上昇を
招いて経済性が損なわれる。このため、Ｃｒ含有量は９
〜１３％と定めた。望ましい範囲は１０〜１３％であ
る。 【００４３】Ｎｉ：Ｎｉ含有量が１％未満では、マルテ
ンサイト相を安定かつ容易に確保するのが困難になるだ
けでなく、特にラインパイプ用鋼管として微量の硫化水
素を含む環境中で使用した場合、耐食性能を有する耐食
性皮膜が生成形成されないために、必要な耐食性が確保
できなくなる。逆に、Ｎｉ含有量が７％を超えると、組
織の安定性と耐食性に及ぼす効果が飽和するばかりか、
素材コストの上昇を招いて経済性が損なわれる。したが
って、Ｎｉ含有量は１〜７％と定めた。望ましい範囲は
２〜７％である。 【００４４】Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸のために添加する元
素であるが、０．１％を超えて含有させると清浄性と靱
性が低下する。このため、Ａｌ含有量の上限は０．１％
と定めた。望ましい上限は０．０６％である。 【００４５】なお、十分な脱酸効果を得るためには、そ
の含有量を０．０１％以上とするのが好ましいが、他の
元素（前述のＳｉ）によって十分な脱酸がなされる場
合、Ａｌは必ずしも含有させなくてもよい。 【００４６】Ｔｉ：ＴｉはＣを固定し、粗大な炭化物の
粒界析出を抑制する作用を有するが、０．５％を超えて
含有させるとその効果が飽和するばかりか、熱間加工性
と靱性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量の上限は
０．５％と定めた。望ましい上限は０．２％である。 【００４７】なお、Ｔｉ含有量の下限値は特に定めない
が、Ｃのほぼ全量をＴｉＣとして固定するためにはＣ含
有量の４倍以上を含有させるのが好ましい。 【００４８】Ｃｕ、Ｍｏ：これらの元素は、耐食性、特
に耐局部腐食性と耐ＳＳＣ性を高める効果がある。この
ため、ＣｕとＭｏのいずれか一方又は両方の元素を添加
する。それぞれ、Ｃｕについては０．３％以上、Ｍｏに
ついては０．５％以上でその効果が顕著になる。しか
し、２％超のＣｕ添加はその効果が飽和するばかりか熱
間加工性と溶接性の劣化を招く。また、３％超のＭｏ添
加はその効果が飽和するばかりか、上記のＣｒと同様
に、フェライト相の安定化元素であるので、オーステナ
イト相を安定化させ、引いてはマルテンサイト相を生成
させやすくする元素である高価なＮｉなどの合金元素の
含有量を増やす必要があり、素材コストの上昇を招く。
したがって、ＣｕとＭｏの含有量は、それぞれ０．３〜
２％、０．５〜３％とする。 【００４９】Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ（酸素）：これらの元素
は、いずれも鋼中に含まれる不可避不純物であり、その
含有量は低ければ低いほど好ましい。 【００５０】《製造方法》 素材鋼片の加熱：圧延に供される素材鋼片の温度は、次
に述べる圧延が可能な温度であればよい。 【００５１】仕上圧延温度：８００℃を下回ると、未再
結晶温度域であるため、粒が著しく扁平化して、水素割
れ感受性が高くなり、極低ＣでＴｉ添加の鋼でも水素割
れが発生するのを防止できない。望ましい仕上圧延温度
の下限は９００℃である。このような高温仕上で、Ｌ方
向（圧延方向）とＣ方向（圧延方向と直交する方向）の
機械的性質に異方性のない、溶接管用の素材として好適
な厚鋼板を製造することができる。 【００５２】８００〜６００℃の平均冷却速度：圧延終
了後、８００〜６００℃の温度域を１０℃／ｓ以上の平
均冷却速度で冷却する必要がある。これは、前述したよ
うに、８００〜６００℃の温度域を１０℃／ｓ未満の平
均冷却速度で冷却したのでは、水素割れの起点となって
割れの伝播を加速する粗大な炭化物が粒界に析出するの
を抑制できなくなるためである。望ましい平均冷却速度
の下限は１５℃／ｓである。 【００５３】なお、平均冷却速度は、速ければ速いほど
よい。このため、その上限は特に定める必要はない。ま
た、冷却の方法は、気水（ミスト）冷却またはシャワー
水冷とすればよい。 【００５４】６００℃未満の冷却速度：６００℃未満の
温度域まで上記１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却す
ると、高温域での脱水素が不十分となり、たとえ粗大な
炭化物が粒界に析出するのを抑制できたとしても、水素
割れが発生するようになる。このため、６００℃未満の
温度域の冷却速度は空冷以下の遅い速度と定めた。 【００５５】なお、空冷よりも遅い冷却速度は、例えば
圧延後の鋼板が冷えきらない間に２枚重ねにする方法に
より実現可能であり、この方法が最も簡単である。 【００５６】 【実施例】表１に示す化学組成を有する１１種類の鋼を
溶製し、厚さ３００ｍｍ、幅２３００ｍｍの素材鋼片
（スラブ）を準備し、その肉厚方向の中央部から厚さ１
５０ｍｍ、幅１２０ｍｍ、長さ１００ｍｍの圧延用素材
を切り出した。 【００５７】 【表１】 【００５８】各圧延用素材は、表２に示す種々の条件で
熱間圧延するとともに冷却し、厚さ２５．４ｍｍの厚鋼
板を得た。 【００５９】 【表２】 【００６０】そして、製造後、室温に４８時間放置した
後の各厚鋼板から、一辺が１００ｍｍの正方形の全厚
（ただし、表面スケールは研削で除去）の試験片を採取
し、超音波探傷によるＣスキャン法にて水素割れの発生
の有無を調べた。評価は、割れが検出されなかったもの
を合格（○）、一部でも割れが検出されたものを不合格
（×）とした。 【００６１】また、室温に４８時間放置した後の各厚鋼
板のＣ方向（圧延方向と直交する方向）から、厚さ２ｍ
ｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍのノッチ無しの応力腐食
試験片を採取した。得られた応力腐食試験片は、図１に
示す４点曲げ付与治具にセットし、素材厚鋼板の降伏応
力の１００％の応力を付加した後、液温２５℃の下記
またはの腐食環境下に３３６時間浸漬して耐ＳＳＣ性
を調べた。評価は、ＳＳＣが発生しなかったものを合格
（○）、ＳＳＣが発生したものを不合格（×）とした。 【００６２】腐食環境： ０．００３ａｔｍＨ2Ｓ−３０ａｔｍＣＯ2−５％Ｎａ
Ｃｌ水溶液、 ０．０３ａｔｍＨ2Ｓ−３０ａｔｍＣＯ2−５％ＮａＣ
ｌ水溶液。 【００６３】なお、腐食環境下を上記のとの２通り
でおこなったのは、Ｃｕまたは／およびＭｏを添加した
鋼と添加しなかった鋼では耐ＳＳＣ性が異なるためであ
る。これらの調査結果を、表２に併せて示した。 【００６４】表２に示す結果からわかるように、本発明
の方法にしたがって製造された厚鋼板（試番１６、１
７、２０および２４〜２８）は、いずれも水素割れは発
生しておらず、耐ＳＳＣ性も良好であった。 【００６５】これに対し、鋼の化学組成、仕上げ温度、
８００〜６００℃間の平均冷却速度、平均冷却速度１０
℃／ｓ以上での冷却の停止温度および６００℃未満の冷
却速度のいずれかが本発明で規定する範囲から外れる方
法で製造された比較例の厚鋼板（試番１２〜１５、１
８、１９および２１〜２３）は、いずれも水素割れが発
生し、平均冷却速度１０℃／ｓ以上での冷却の停止温度
が６００℃未満のものを除いて耐ＳＳＣ性も不芳であっ
た。 【００６６】具体的に説明すると、試番１５および１９
は、８００〜６００℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ未
満であるために、水素割れが発生し、耐ＳＳＣ性も不芳
であった。 【００６７】 【００６８】試番１２と１３は、Ｃ含有量が高すぎるた
めに、水素割れが発生し、耐ＳＳＣ性も不芳であった。
試番２２と２３は、Ｔｉが添加されていないために、水
素割れが発生し、耐ＳＳＣ性も不芳であった。 【００６９】 【００７０】 【発明の効果】本発明の方法によれば、湿潤炭酸ガスを
含む原油や天然ガスまたはその他の流体を輸送するライ
ンパイプの素材として好適な、耐食性に優れる１３Ｃｒ
系ステンレス厚鋼板を安価に製造することができる。ま
た、この厚鋼板を素材にしてラインパイプ用の溶接鋼管
を製造する場合には、溶接製管のままで必要な特性を有
しているので、焼入れ焼戻し処理を施さずにそのまま製
品として出荷できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】応力腐食割れ試験片の４点曲げ付与治具に対す
るセット状態を示す図である。
るセット状態を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/00 - 8/10
C21D 9/573
C22C 38/00 - 38/60
B21B 1/00 - 3/02
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１
％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：９〜１３％、Ｎｉ：１
〜７％、Ｔｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．１％以下、お
よびＣｕ：０．３〜２％とＭｏ：０．５〜３％のいずれ
か一方又は両方の成分を含み、残部はＦｅおよび不可避
不純物の鋼からなる鋼片の熱間圧延を８００℃以上で終
了した後、８００〜６００℃の温度域を１０℃／ｓ以上
の平均冷却速度で冷却し、６００℃未満の温度域を空冷
以下の冷却速度で冷却することを特徴とする１３Ｃｒ系
ステンレス厚鋼板の製造方法。
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