JPH01100247A - オーステナイト系耐食鋳銅 - Google Patents
オーステナイト系耐食鋳銅Info
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- JPH01100247A JPH01100247A JP25692087A JP25692087A JPH01100247A JP H01100247 A JPH01100247 A JP H01100247A JP 25692087 A JP25692087 A JP 25692087A JP 25692087 A JP25692087 A JP 25692087A JP H01100247 A JPH01100247 A JP H01100247A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、天然ガスの生産井および輸送パイプラインに
おけるマニホールド管、レジューサ−管などの配管材料
等として有用な耐食鋳鋼に関する。
おけるマニホールド管、レジューサ−管などの配管材料
等として有用な耐食鋳鋼に関する。
天然ガスの生産井や輸送ライン等における配管材は、Ｈ
２Ｓ、ＣＯｚ、ＣＩ−等を含む腐食環境に対する安定し
た耐食性が必要である。その耐食配管材料として従来よ
り、オーステナイト系耐食合金である「インコロイ８２
５Ｊ 合金鋼（Ｃ：０．０５％以下、Ｓｔ：０．５％以
下、Ｍｎ：１％以下、 Ｃｒ： １９．５〜２３．５％
、 Ｎ ｉ ： ３Ｂ〜４６％、Ｍｏ：２．３〜３．
５％、 Ｃｕ ：１．５〜３．０％、 Ｔｉ ：０
．６〜１．２％、Ａ１：０．２％以下、残部Ｆｅ）が使
用されている。この合金からなる管体は、インゴットを
素材とし、鍛圧工程を経て製造されるのが一般である。
２Ｓ、ＣＯｚ、ＣＩ−等を含む腐食環境に対する安定し
た耐食性が必要である。その耐食配管材料として従来よ
り、オーステナイト系耐食合金である「インコロイ８２
５Ｊ 合金鋼（Ｃ：０．０５％以下、Ｓｔ：０．５％以
下、Ｍｎ：１％以下、 Ｃｒ： １９．５〜２３．５％
、 Ｎ ｉ ： ３Ｂ〜４６％、Ｍｏ：２．３〜３．
５％、 Ｃｕ ：１．５〜３．０％、 Ｔｉ ：０
．６〜１．２％、Ａ１：０．２％以下、残部Ｆｅ）が使
用されている。この合金からなる管体は、インゴットを
素材とし、鍛圧工程を経て製造されるのが一般である。
近年、上記インコロイ８２５合金の鋳造材として、Ｔｉ
をＮｂに置換したものが実用に供されている。この合金
は鋳造合金であり、その配管材は、鍛圧法に比し工程が
簡素な遠心力鋳造法等によりマニホールド管のような比
較的複雑な形状を有するものや、小口径から大口径に到
る任意の鋳造サイズのものを比較的容易に製造すること
ができる。
をＮｂに置換したものが実用に供されている。この合金
は鋳造合金であり、その配管材は、鍛圧法に比し工程が
簡素な遠心力鋳造法等によりマニホールド管のような比
較的複雑な形状を有するものや、小口径から大口径に到
る任意の鋳造サイズのものを比較的容易に製造すること
ができる。
上記インコロイ８２５鋳造材を鋳造して得られる配管材
は、溶接割れ感受性が高く、ビードと母材との境界部や
溶接熱影響部、あるいはビード下の熱影響部等に、０．
１〜１１１程度のミクロクラックが生じ易いという問題
がある。そのミクロクランクは結晶粒界に沿って生じる
粒界割れである。
は、溶接割れ感受性が高く、ビードと母材との境界部や
溶接熱影響部、あるいはビード下の熱影響部等に、０．
１〜１１１程度のミクロクラックが生じ易いという問題
がある。そのミクロクランクは結晶粒界に沿って生じる
粒界割れである。
溶接部にこのようなミクロクラックを内包する配管材を
以て組立てられた配管ラインは、ミクロクランクを起点
とする溶接継手強度の著しい低下を避けることができず
、配管ラインとしての信頷性に欠けたものとなる。
以て組立てられた配管ラインは、ミクロクランクを起点
とする溶接継手強度の著しい低下を避けることができず
、配管ラインとしての信頷性に欠けたものとなる。
上記オーステナイト系耐食合金が溶接割れに対して高い
感受性を示すのは、Ｃが０．０５％以下と極めて低いた
め、鋳造材の結晶粒が粗大化し易く、その粗大化した結
晶組織の粒界に低融点不純物（Ｐ、Ｓ、０等）が偏析濃
化することに主として起因している。この低融点不純物
の混在量を可及的に少なくすることは、溶接割れ抵抗性
を改善する一つの方法ではあるが、それだけでは十分な
対策となり得す、溶接継手部のミクロクラックの完全な
防止は不可能である。
感受性を示すのは、Ｃが０．０５％以下と極めて低いた
め、鋳造材の結晶粒が粗大化し易く、その粗大化した結
晶組織の粒界に低融点不純物（Ｐ、Ｓ、０等）が偏析濃
化することに主として起因している。この低融点不純物
の混在量を可及的に少なくすることは、溶接割れ抵抗性
を改善する一つの方法ではあるが、それだけでは十分な
対策となり得す、溶接継手部のミクロクラックの完全な
防止は不可能である。
本発明は上記に鑑み、天然ガスの生産井や輸送ラインに
使用される配管材として必要な高耐食性と、溶接部の粒
界割れ抵抗性にすぐれたオーステナイト系耐食鋳鋼を提
供するものである。
使用される配管材として必要な高耐食性と、溶接部の粒
界割れ抵抗性にすぐれたオーステナイト系耐食鋳鋼を提
供するものである。
〔問題点を解決するための手段および作用〕本発明のオ
ーステナイト系耐食鋳鋼は、Ｃ：０．０３〜０．１％、
Ｓ ｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０，３〜１．５
％、ｐ：０．０２％以下、ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：
３５〜５０％、 Ｃｒ ： １８〜２５％、Ｍｏ：２
〜４％。
ーステナイト系耐食鋳鋼は、Ｃ：０．０３〜０．１％、
Ｓ ｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０，３〜１．５
％、ｐ：０．０２％以下、ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：
３５〜５０％、 Ｃｒ ： １８〜２５％、Ｍｏ：２
〜４％。
Ｃｕ：１〜３％、 Ｎ ｂ ：０．５〜１．５％、ｏ：
ｏ、ｏｉ％以下、Ｎ：０．０４％以下、残部実質的にＦ
ｅからなる化学成分組成を有している。
ｏ、ｏｉ％以下、Ｎ：０．０４％以下、残部実質的にＦ
ｅからなる化学成分組成を有している。
本発明耐食鋳鋼における成分組成上の最も特徴とする点
は、高Ｃ・高Ｎｂ組成とすると共に、不純物元素である
ＯおよびＮ３Ｊを低レベルに抑えていることである。本
発明の耐食鋳鋼は、上記高Ｃ・高Ｎｂ組成により粒界に
分散析出するニオブ炭化物（ＮｂＣ）が粒界の割れ発生
抑制作用をなし、また高Ｎｂ化による結晶粒の微細化と
、不純物元素である０およびＮｉｔの抑制に伴う粒界強
化効果等により、溶接割れ感受性を著しく低下させてい
るのである。
は、高Ｃ・高Ｎｂ組成とすると共に、不純物元素である
ＯおよびＮ３Ｊを低レベルに抑えていることである。本
発明の耐食鋳鋼は、上記高Ｃ・高Ｎｂ組成により粒界に
分散析出するニオブ炭化物（ＮｂＣ）が粒界の割れ発生
抑制作用をなし、また高Ｎｂ化による結晶粒の微細化と
、不純物元素である０およびＮｉｔの抑制に伴う粒界強
化効果等により、溶接割れ感受性を著しく低下させてい
るのである。
なお、本発明耐食鋳鋼は、鋳造後、１１８０〜１２２０
℃に適当時間（例えば、１〜３Ｈｒ）加熱保持する安定
化処理が施されることにより、所定の高耐食性と共に、
高位の安定した溶接割れ抵抗性が付与される。
℃に適当時間（例えば、１〜３Ｈｒ）加熱保持する安定
化処理が施されることにより、所定の高耐食性と共に、
高位の安定した溶接割れ抵抗性が付与される。
以下、本発明耐食鋳鋼の成分限定理由を説明する。
Ｃ： ０．０３〜０．１％
Ｃは、鋳造凝固過程、およびその後の安定化熱処理にお
いてＮｂと結合してＮｂＣを形成する。
いてＮｂと結合してＮｂＣを形成する。
このＮｂＣが結晶粒界に析出することにより割れ感受性
が低下する。この効果を確保するためには、少なくとも
０．０３％を必要とする。より好ましくは、０．０６％
以上である。しかし、０．１％をこえると、結晶粒界付
近のＣｒ濃度の減少（クロム炭化物の生成）による耐食
性の低下をきたし、例えば、沸騰硝酸水溶液中での腐食
抵抗性が損なわれるので、０．１％を越えてはならない
。
が低下する。この効果を確保するためには、少なくとも
０．０３％を必要とする。より好ましくは、０．０６％
以上である。しかし、０．１％をこえると、結晶粒界付
近のＣｒ濃度の減少（クロム炭化物の生成）による耐食
性の低下をきたし、例えば、沸騰硝酸水溶液中での腐食
抵抗性が損なわれるので、０．１％を越えてはならない
。
Ｓｉ：０，５〜１．５％
Ｓｔは溶鋼の脱酸元素として、また鋳造時の溶鋼の湯流
れ性を高めるために、０．５％以上を必要とする。しか
し、１．５％を越えると溶接性が悪くなるので、１．５
％を上限とする。
れ性を高めるために、０．５％以上を必要とする。しか
し、１．５％を越えると溶接性が悪くなるので、１．５
％を上限とする。
Ｍｎ：０．３〜１．５％
ＭｎはＳｉと同様に溶鋼の脱酸元素として必要であり、
また鋼中の不純物であるＳをＭｎＳとして固定すること
より溶接割れ感受性を低下させる効果を有するやこのた
めに少なくとも０．３％を必要とするが、１．５％をこ
えるとその効果はほぼ飽和する。よって、０．３〜１．
５％とする。
また鋼中の不純物であるＳをＭｎＳとして固定すること
より溶接割れ感受性を低下させる効果を有するやこのた
めに少なくとも０．３％を必要とするが、１．５％をこ
えるとその効果はほぼ飽和する。よって、０．３〜１．
５％とする。
Ｐ ７０．０２％以下、Ｓ ： ０．０２％以下Ｐおよ
びＳは、結晶粒界に偏析し、粒界強度を弱める有害不純
物元素であるので、それぞれ０．０２％を上限とする。
びＳは、結晶粒界に偏析し、粒界強度を弱める有害不純
物元素であるので、それぞれ０．０２％を上限とする。
Ｎｉ：３５〜５０％
Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、安定なオーステ
ナイト組織を形成する。また、Ｈｚ Ｓを含む環境での
耐応力腐食割れ抵抗性を高める効果を有する。これらの
効果を確保するには少なくとも３５％を必要とする。添
加量の増加に伴ってその効果は増大するが、５０％をこ
えると効果はほぼ飽和し、それ以上の添加は経済性を損
なうので５０％を上限とする。
ナイト組織を形成する。また、Ｈｚ Ｓを含む環境での
耐応力腐食割れ抵抗性を高める効果を有する。これらの
効果を確保するには少なくとも３５％を必要とする。添
加量の増加に伴ってその効果は増大するが、５０％をこ
えると効果はほぼ飽和し、それ以上の添加は経済性を損
なうので５０％を上限とする。
Ｃｒ：１８〜２５％
Ｃｒは、耐食性向上元素であり、１８％以上の添加によ
り耐粒界腐食性が高められる。添加量を増すとともに、
その効果は増大するが、２５％を越えると靭性が低下す
るので、２５％を上限とする。
り耐粒界腐食性が高められる。添加量を増すとともに、
その効果は増大するが、２５％を越えると靭性が低下す
るので、２５％を上限とする。
Ｍｏ：２〜４％
ＭＯは耐腐食性改善に有効な元素であり、また硫化物を
含む溶液中での耐食性の向上に奏効する。
含む溶液中での耐食性の向上に奏効する。
その効果は２％以上の添加により得られるが、４％をこ
えると、靭性が低くなるので、２〜４％とする。
えると、靭性が低くなるので、２〜４％とする。
Ｃｕｒｌ〜３％
Ｃｕは、耐全面腐食性を高める元素であり、また硫化物
溶液中での耐食性の向上に奏効する。この効果は１％以
上の添加により得られるが、３％をこえると、金属間化
合物の生成による脆化を招くので、１〜３％とする。
溶液中での耐食性の向上に奏効する。この効果は１％以
上の添加により得られるが、３％をこえると、金属間化
合物の生成による脆化を招くので、１〜３％とする。
Ｎｂ：０．５〜１．５％
Ｎｂは、本発明鋳鋼の鋳造凝固過程、およびその後に行
われる安定化熱処理において、Ｃと結合し結晶粒界にＮ
ｂＣを形成することにより粒界割れ抵抗性を高める。ま
た、粒界でＮｂＣが形成されることにより、ＣｒとＣの
結合による粒界のＣｒ濃度の減少とそれに伴う耐食性の
低下が抑制される。更にＮｂは結晶粒微細化効果を有し
、その微細化に伴って粒界への低融点不純物（Ｐ、Ｓ。
われる安定化熱処理において、Ｃと結合し結晶粒界にＮ
ｂＣを形成することにより粒界割れ抵抗性を高める。ま
た、粒界でＮｂＣが形成されることにより、ＣｒとＣの
結合による粒界のＣｒ濃度の減少とそれに伴う耐食性の
低下が抑制される。更にＮｂは結晶粒微細化効果を有し
、その微細化に伴って粒界への低融点不純物（Ｐ、Ｓ。
０）等の偏析濃度が希釈されることにより粒界強化の効
果が得られる。これらの効果を確保するためのＮｂ量は
少なくとも０．５％であることを要する。その量の増加
に伴って効果の増大をみる。好ましくは、０．７％以上
とする。但し、１．５％をこえると却って溶接割れ感受
性が高くなるので、１．５％を越えてはならない。
果が得られる。これらの効果を確保するためのＮｂ量は
少なくとも０．５％であることを要する。その量の増加
に伴って効果の増大をみる。好ましくは、０．７％以上
とする。但し、１．５％をこえると却って溶接割れ感受
性が高くなるので、１．５％を越えてはならない。
０ ： ０．０１％以下
０は、結晶粒界に低融点酸化物を形成し、溶接割れ感受
性を高めるので、０．０１％を上限とする。
性を高めるので、０．０１％を上限とする。
Ｎ ： ０．０４％以下
Ｎは、粒界に偏析して溶接割れ感受性を高める原因とな
るので、０．０４％を上限とする。より好ましくは、０
．０２％以下である。
るので、０．０４％を上限とする。より好ましくは、０
．０２％以下である。
〔実施例〕
高周波誘導溶解炉で溶製した耐食鋳鋼溶湯を、遠心力鋳
造に付し、中空鋳物（外径３００ｎｘ肉厚５０關×長さ
１２００ｍ）を得た。各供試鋳物の化学成分組成を第１
表に示す。各鋳物から溶接試験片（外径２９０顛メ肉厚
３５ｍＸ長さ２００朋）を採取し、Ｕ開先に仕上げ、突
き合わせ溶接を行った。初層、２層ビードは「インコネ
ル６２５」を用いてタングステン不活性ガスアーク溶接
（ＴＩＧ溶接）により形成し、第３層以降のビードは「
インコネル１１２」を用いてアーク溶接により形成した
。第１図は溶接試験片の開先形状と突き合わせ溶接状況
を示している。（１）、（１）は溶接試験片であり、初
層ビード（２）、第２層ビード（３）、および最終層ビ
ード（４）を−点鎖線で示した。溶接条件は通常の高Ｎ
ｉ −高Ｃｒステンレス鋼に使用される条件を用いた。
造に付し、中空鋳物（外径３００ｎｘ肉厚５０關×長さ
１２００ｍ）を得た。各供試鋳物の化学成分組成を第１
表に示す。各鋳物から溶接試験片（外径２９０顛メ肉厚
３５ｍＸ長さ２００朋）を採取し、Ｕ開先に仕上げ、突
き合わせ溶接を行った。初層、２層ビードは「インコネ
ル６２５」を用いてタングステン不活性ガスアーク溶接
（ＴＩＧ溶接）により形成し、第３層以降のビードは「
インコネル１１２」を用いてアーク溶接により形成した
。第１図は溶接試験片の開先形状と突き合わせ溶接状況
を示している。（１）、（１）は溶接試験片であり、初
層ビード（２）、第２層ビード（３）、および最終層ビ
ード（４）を−点鎖線で示した。溶接条件は通常の高Ｎ
ｉ −高Ｃｒステンレス鋼に使用される条件を用いた。
溶接後、各試験片の溶接部分についてカラーチエツクを
行い溶接割れ発生の有無を検査した。また溶接部軸方向
の切断面を検鏡しミクロクラックの有無を検査した。こ
れらの結果を第２表に示す。
行い溶接割れ発生の有無を検査した。また溶接部軸方向
の切断面を検鏡しミクロクラックの有無を検査した。こ
れらの結果を第２表に示す。
賦香（ｔｉｌｌ） １〜７は発明例、患１０１〜１０７
は比較例である。比較例１１ｈ １０１〜１０７のうち
、患１０１〜１０６は、いずれかの成分量（表中、下線
付）が本発明の規定からはずれている例、Ｎ１１１０７
は「インコロイ８２５鋳造材」の例である。
は比較例である。比較例１１ｈ １０１〜１０７のうち
、患１０１〜１０６は、いずれかの成分量（表中、下線
付）が本発明の規定からはずれている例、Ｎ１１１０７
は「インコロイ８２５鋳造材」の例である。
この溶接試験結果から明らかなように、ＣおよびＮｂ量
が不足する場合（１１ｈＩＯＩ）はもちろん、そのいず
れか一方の含有量が不足している場合（阻１０２〜１０
５）には溶接割れが発生しており、またそれらの成分量
が本発明の規定を満足していても、０、Ｎ量が本発明の
規定からはずれた場合（患１０６）にも、溶接割れを回
避できないことがわかる。
が不足する場合（１１ｈＩＯＩ）はもちろん、そのいず
れか一方の含有量が不足している場合（阻１０２〜１０
５）には溶接割れが発生しており、またそれらの成分量
が本発明の規定を満足していても、０、Ｎ量が本発明の
規定からはずれた場合（患１０６）にも、溶接割れを回
避できないことがわかる。
また、「インコロイ８２５鋳造材」も上記比較例と同じ
ように溶接割れが発生している。これに対し、発明例（
磁１〜７）は、いずれも溶接割れは全く認められず、す
ぐれた溶接性を有していることがわかる。
ように溶接割れが発生している。これに対し、発明例（
磁１〜７）は、いずれも溶接割れは全く認められず、す
ぐれた溶接性を有していることがわかる。
本発明の耐食鋳鋼は、溶接割れ抵抗性にすぐれており、
また硫化水素、炭酸ガス、塩素イオン等を含む腐食環境
に対する高度の耐食性を備えている。従って、本発明の
耐食鋳鋼からなる鋳造材は、溶接性と耐食性とが要求さ
れる配管ライン材料として有用であり、特に石油・天然
ガスの採掘・輸送用配管ラインを構成するマニホールド
管、その他の配管材料として高い信頬性を有するもので
ある。
また硫化水素、炭酸ガス、塩素イオン等を含む腐食環境
に対する高度の耐食性を備えている。従って、本発明の
耐食鋳鋼からなる鋳造材は、溶接性と耐食性とが要求さ
れる配管ライン材料として有用であり、特に石油・天然
ガスの採掘・輸送用配管ラインを構成するマニホールド
管、その他の配管材料として高い信頬性を有するもので
ある。
第１図は、溶接試験片の開先形状および７層溶接のビー
ドの状況図である。 １：溶接試験片、２：初層ビード、３：第２層ビード、
４ ：最４冬層ビード。
ドの状況図である。 １：溶接試験片、２：初層ビード、３：第２層ビード、
４ ：最４冬層ビード。
Claims (1)
- （１）Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．５〜１．５
％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ
：０．０２％以下、Ｎｉ：３５〜５０％、Ｃｒ：１８〜
２５％、Ｍｏ：２〜４％、Ｃｕ：１〜３％、Ｎｂ：０．
５〜１．５％、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０４％以
下、残部実質的にＦｅからなる溶接性にすぐれたオース
テナイト系耐食鋳鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25692087A JPH01100247A (ja) | 1987-10-12 | 1987-10-12 | オーステナイト系耐食鋳銅 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25692087A JPH01100247A (ja) | 1987-10-12 | 1987-10-12 | オーステナイト系耐食鋳銅 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01100247A true JPH01100247A (ja) | 1989-04-18 |
Family
ID=17299214
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25692087A Pending JPH01100247A (ja) | 1987-10-12 | 1987-10-12 | オーステナイト系耐食鋳銅 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01100247A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04154935A (ja) * | 1990-10-12 | 1992-05-27 | Kubota Corp | 鋳造用高ニッケル‐クロム鉄基合金 |
| JP2011501698A (ja) * | 2007-09-18 | 2011-01-13 | エクソンモービル リサーチ アンド エンジニアリング カンパニー | 油およびガス工業におけるスチール構造物を接合するための溶接金属組成物 |
| US8467498B2 (en) | 2006-02-20 | 2013-06-18 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Image diagnostic apparatus, image processing apparatus, and program |
| US8778260B2 (en) | 2006-08-08 | 2014-07-15 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Duplex stainless steel |
| US9862168B2 (en) | 2011-01-27 | 2018-01-09 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Alloying element-saving hot rolled duplex stainless steel material, clad steel plate having duplex stainless steel as cladding material therefor, and production method for same |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS58100661A (ja) * | 1981-12-11 | 1983-06-15 | Nippon Steel Corp | 溶接性・耐食性の優れた高Ｎｉ合金 |
| JPS6199660A (ja) * | 1984-10-22 | 1986-05-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用高強度溶接鋼管 |
-
1987
- 1987-10-12 JP JP25692087A patent/JPH01100247A/ja active Pending
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