JPH06100935A - 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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Abstract
(57)【要約】
【目的】 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の製造法。 【構成】 Ｃ≦０．０５、Ｓｉ≦０．０５、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でかつＣ＋０．８Ｎ≦０．０６を
満足し、あるいはさらにＭｏ：０．５〜２（wt％）を含
む鋼を熱間加工し室温まで自然放冷した後、Ａｃ3 点＋
１０℃〜Ａｃ3 点＋２００℃の温度に加熱しこの加熱温
度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃の冷
却停止温度までを２℃/sec以上で冷却し室温まで空冷以
上の速度にて冷却し、続いて、Ａｃ1 点以下の温度にて
焼きもどし処理を行う。 【効果】 耐食性はＣ≦０．０５、Ｃｒ：１１〜１７と
しＣｕおよびＭｏを添加すれば良好である。熱間加工性
はＣ＋０．８Ｎ≦０．０６を満足し、Ｎｉ：１．５〜５
を添加すれば良い。靭性および耐応力腐食割れ性は加熱
後に加速冷却を行い粒界炭化物の析出を抑えれば向上す
る。
ンサイト系ステンレス鋼の製造法。 【構成】 Ｃ≦０．０５、Ｓｉ≦０．０５、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でかつＣ＋０．８Ｎ≦０．０６を
満足し、あるいはさらにＭｏ：０．５〜２（wt％）を含
む鋼を熱間加工し室温まで自然放冷した後、Ａｃ3 点＋
１０℃〜Ａｃ3 点＋２００℃の温度に加熱しこの加熱温
度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃の冷
却停止温度までを２℃/sec以上で冷却し室温まで空冷以
上の速度にて冷却し、続いて、Ａｃ1 点以下の温度にて
焼きもどし処理を行う。 【効果】 耐食性はＣ≦０．０５、Ｃｒ：１１〜１７と
しＣｕおよびＭｏを添加すれば良好である。熱間加工性
はＣ＋０．８Ｎ≦０．０６を満足し、Ｎｉ：１．５〜５
を添加すれば良い。靭性および耐応力腐食割れ性は加熱
後に加速冷却を行い粒界炭化物の析出を抑えれば向上す
る。
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】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・焼きもどし処
理であり、溶製した鋼種を鍛練、圧延後９５０℃以上で
焼準し、続いて７００℃以上Ａｃ1 以下の温度で焼きも
どす」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・焼きもどし処
理であり、溶製した鋼種を鍛練、圧延後９５０℃以上で
焼準し、続いて７００℃以上Ａｃ1 以下の温度で焼きも
どす」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。
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。
【０００６】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。図において、Ｃ．Ｒ．（腐食速度）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１２５０℃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、ＣＯ2 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とれる（各元素記号
の含有量の単位は重量％）。
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。図において、Ｃ．Ｒ．（腐食速度）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１２５０℃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、ＣＯ2 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とれる（各元素記号
の含有量の単位は重量％）。
【０００７】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
めに鋼の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に鋼の靭性が
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７５０〜５５０℃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Ｃ
ｒ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。
オーステナイト粒界に沿って粗大で板状の薄いＣｒ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
めに鋼の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に鋼の靭性が
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７５０〜５５０℃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Ｃ
ｒ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。
【０００８】本発明は以上に述べた知見を組み合わせて
構成したものである。すなわち、本発明の要旨は下記の
通りである。 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
％ かつＣ＋０．８Ｎ＞０．０６％を満足し、あるいはさら
にＭｏ：０．５〜２％（成分の％は重量）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、この加熱温
度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃の冷
却停止温度までを２℃/sec以上で冷却せしめ、その後、
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、Ａｃ
3 変態点＋１０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加
熱しこの加熱温度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０
〜３５０℃の冷却停止温度までを２℃/sec以上で冷却せ
しめ、その後、室温まで空冷以上の速度で冷却し、さら
に、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。
構成したものである。すなわち、本発明の要旨は下記の
通りである。 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
％ かつＣ＋０．８Ｎ＞０．０６％を満足し、あるいはさら
にＭｏ：０．５〜２％（成分の％は重量）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、この加熱温
度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃の冷
却停止温度までを２℃/sec以上で冷却せしめ、その後、
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、Ａｃ
3 変態点＋１０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加
熱しこの加熱温度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０
〜３５０℃の冷却停止温度までを２℃/sec以上で冷却せ
しめ、その後、室温まで空冷以上の速度で冷却し、さら
に、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。
【０００９】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。
【００１０】Ｓｉは製鋼上脱酸材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。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含有させる。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。
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。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含有させる。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
含有量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
含有量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】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、その含有量を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と複合させて含有させることと
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、その含有量を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と複合させて含有させることと
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％を超えて含有させるとＡ
ｌＮが多数形成されて著しく靭性が低下する。したがっ
て、含有量の上限を０．０５％とした。
含有されたもので、０．０５％を超えて含有させるとＡ
ｌＮが多数形成されて著しく靭性が低下する。したがっ
て、含有量の上限を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は重量％）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％超えて含有させるのは困難であるた
めにその含有量の範囲を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は重量％）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％超えて含有させるのは困難であるた
めにその含有量の範囲を０．０２〜０．１％とした。
【００１７】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％未満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％未満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。
【００１８】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含有ステレンス
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。
る。オーステナイト化加熱温度は、Ｃｒ含有ステレンス
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。
【００１９】このように加熱されたマルテンサイト系ス
テンレス鋼を、その冷却過程においてその加熱温度〜７
５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃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
却条件の設定理由が、板状のＣｒ系炭化物が析出する領
域である７５０〜５５０℃の温度範囲を短時間で通過さ
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やすいので、急冷は３
５０℃以上で停止しなければならない。一方、５５０〜
７５０℃では炭化物の核形成・成長が速く、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。
テンレス鋼を、その冷却過程においてその加熱温度〜７
５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃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
却条件の設定理由が、板状のＣｒ系炭化物が析出する領
域である７５０〜５５０℃の温度範囲を短時間で通過さ
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やすいので、急冷は３
５０℃以上で停止しなければならない。一方、５５０〜
７５０℃では炭化物の核形成・成長が速く、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５５０〜３５０℃の温度まで冷却され
た鋼は、さらに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。
た鋼は、さらに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。
【００２１】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。
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。
【００２２】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ＣＯ2 腐食特性・耐硫化物応力割れ
性に優れている。
管は、靭性および耐ＣＯ2 腐食特性・耐硫化物応力割れ
性に優れている。
【００２３】
【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。
【００２４】表２の結果により、本発明法により製造さ
れた鋼管は良好な耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力腐食割
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。
れた鋼管は良好な耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力腐食割
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。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【発明の効果】以上のように、本発明は、成分を特定
し、処理条件を規制して製造することにより、耐ＣＯ2
腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性に優れ、かつ高靭性を
有するマルテンサイトステンレス鋼継目無鋼管を得るこ
とができる。
し、処理条件を規制して製造することにより、耐ＣＯ2
腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性に優れ、かつ高靭性を
有するマルテンサイトステンレス鋼継目無鋼管を得るこ
とができる。
【図１】耐ＣＯ2 腐食特性（腐食速度）および熱間加工
時の絞り性に及ぼすＣおよびＮ含有量の関係を示す図で
ある。
時の絞り性に及ぼすＣおよびＮ含有量の関係を示す図で
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％であり、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＋１
０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し、この加
熱温度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃
の冷却停止温度までを２℃/sec以上で冷却せしめ、その
後、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％、 Ｃｕ：１〜４％、 Ｎｉ：１．５〜５％、 Ｍｏ：０．５〜２％、 Ａｌ≦０．０５％、 Ｎ ：０．０２〜０．１％であり、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＋１
０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し、この加
熱温度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃
の冷却停止温度までを２℃/sec以上で冷却せしめ、その
後、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３】 重量％として 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％であり、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＋１
０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し、この加
熱温度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃
の冷却停止温度までを２℃/sec以上で冷却せしめ、その
後、室温まで空冷以上の速度で冷却し、さらに、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％であり、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＋１
０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し、この加
熱温度〜７５０℃の冷却開始温度から５５０〜３５０℃
の冷却停止温度までを２℃/sec以上で冷却せしめ、その
後、室温まで空冷以上の速度で冷却し、さらに、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 |
|---|---|---|---|
| JP25497592A JP3328967B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP25497592A JP3328967B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 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 |
|---|---|
| JPH06100935A true JPH06100935A (ja) | 1994-04-12 |
| JP3328967B2 JP3328967B2 (ja) | 2002-09-30 |
Family
ID=17272472
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25497592A Expired - Fee Related JP3328967B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 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) | JP3328967B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996003532A1 (en) * | 1994-07-21 | 1996-02-08 | Nippon Steel Corporation | Martensitic stainless steel having excellent hot workability and sulfide stress cracking resistance |
| 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 |
| WO2003033754A1 (en) * | 2001-10-18 | 2003-04-24 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel |
| JP2006068757A (ja) * | 2004-08-31 | 2006-03-16 | Jfe Steel Kk | マルテンサイト系ステンレス鋼管円周溶接継手の製造方法 |
| KR100613082B1 (ko) * | 2004-12-01 | 2006-08-16 | 두산중공업 주식회사 | 17-크롬계 스텐레스 강을 사용하여 내침식성이 요구되는 제품을 제조하는 방법 |
| JP2009120954A (ja) * | 2008-12-19 | 2009-06-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| 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 |
-
1992
- 1992-09-24 JP JP25497592A patent/JP3328967B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996003532A1 (en) * | 1994-07-21 | 1996-02-08 | Nippon Steel Corporation | Martensitic stainless steel having excellent hot workability and sulfide stress cracking resistance |
| 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 |
| US5858128A (en) * | 1995-04-21 | 1999-01-12 | Kawasaki Steel Corporation | High chromium martensitic steel pipe having excellent pitting resistance and method of manufacturing |
| WO2003033754A1 (en) * | 2001-10-18 | 2003-04-24 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel |
| AU2002334417B2 (en) * | 2001-10-18 | 2006-03-16 | Nippon Steel Corporation | Martensitic stainless steel |
| US8157930B2 (en) | 2001-10-18 | 2012-04-17 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel |
| NO337612B1 (no) * | 2001-10-18 | 2016-05-09 | Sumitomo Metal Ind | Martensittisk rustfritt stål |
| JP2006068757A (ja) * | 2004-08-31 | 2006-03-16 | Jfe Steel Kk | マルテンサイト系ステンレス鋼管円周溶接継手の製造方法 |
| KR100613082B1 (ko) * | 2004-12-01 | 2006-08-16 | 두산중공업 주식회사 | 17-크롬계 스텐레스 강을 사용하여 내침식성이 요구되는 제품을 제조하는 방법 |
| 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 |
| JP2009120954A (ja) * | 2008-12-19 | 2009-06-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3328967B2 (ja) | 2002-09-30 |
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