JPH075972B2 - 低炭素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 - Google Patents
低炭素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Info
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- JPH075972B2 JPH075972B2 JP2323708A JP32370890A JPH075972B2 JP H075972 B2 JPH075972 B2 JP H075972B2 JP 2323708 A JP2323708 A JP 2323708A JP 32370890 A JP32370890 A JP 32370890A JP H075972 B2 JPH075972 B2 JP H075972B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼ラインパ
イプの製造方法に係り、さらに詳しくは例えば石油・天
然ガスの輸送に使われるラインパイプとして、湿潤炭酸
ガスや湿潤硫化水素を含む環境中で優れた耐食性を有
し、かつ溶接性が優れる鋼管の製造方法に関する。
イプの製造方法に係り、さらに詳しくは例えば石油・天
然ガスの輸送に使われるラインパイプとして、湿潤炭酸
ガスや湿潤硫化水素を含む環境中で優れた耐食性を有
し、かつ溶接性が優れる鋼管の製造方法に関する。
（従来の技術） 近年生産される石油・天然ガス中には、湿潤な炭酸ガス
を多く含有する場合が増加している。こうした環境中で
炭素鋼や低合金鋼は著しく腐食することがよく知られて
いる。このため、かかる石油・天然ガスの輸送に使用さ
れるラインパイプの防食対策として、腐食抑制剤の添加
が従来より行なわれてきた。しかし、腐食抑制剤は高温
ではその効果が失われる場合が多いことに加えて、海底
パイプラインでは腐食抑制剤の添加・回収処理に要する
費用は膨大なものとなり、適用できない場合が多い。従
って、腐食抑制剤を添加する必要のない耐食材料に対す
るニーズが最近とみに高まっている。
を多く含有する場合が増加している。こうした環境中で
炭素鋼や低合金鋼は著しく腐食することがよく知られて
いる。このため、かかる石油・天然ガスの輸送に使用さ
れるラインパイプの防食対策として、腐食抑制剤の添加
が従来より行なわれてきた。しかし、腐食抑制剤は高温
ではその効果が失われる場合が多いことに加えて、海底
パイプラインでは腐食抑制剤の添加・回収処理に要する
費用は膨大なものとなり、適用できない場合が多い。従
って、腐食抑制剤を添加する必要のない耐食材料に対す
るニーズが最近とみに高まっている。
炭酸ガスを多く含む石油・天然ガス用の耐食材料として
は、耐食性の良好なステンレス鋼の適用がまず検討さ
れ、例えばL.J.クライン、コロージョン（Corrosio
n）′84,ペーパーナンバー211にあるように、高強度で
比較的コストの安い鋼としてAISI420鋼に代表されるよ
うな、0.2％程度のＣと12〜13％程度のCrを含有するマ
ルテンサイト系ステンレス鋼が広く使用され始めてい
る。しかしながら、これらの鋼は高強度を得るために比
較的多量の炭素が添加されている。
は、耐食性の良好なステンレス鋼の適用がまず検討さ
れ、例えばL.J.クライン、コロージョン（Corrosio
n）′84,ペーパーナンバー211にあるように、高強度で
比較的コストの安い鋼としてAISI420鋼に代表されるよ
うな、0.2％程度のＣと12〜13％程度のCrを含有するマ
ルテンサイト系ステンレス鋼が広く使用され始めてい
る。しかしながら、これらの鋼は高強度を得るために比
較的多量の炭素が添加されている。
AISI420鋼では0.16％以上0.22％以下の炭素が添加され
ている。ラインパイプでは、敷設に際してパイプとパイ
プは溶接で接続されるのが常であるが、こうした比較的
多量の炭素を含有するマルテンサイト系ステンレス鋼を
通常の溶接方法で溶接すると、溶接熱影響部では著しく
硬さが上昇するとともに衝撃靱性が劣化する。また溶接
熱影響部の硬さ上昇は、輸送流体内に硫化水素が含有さ
れている場合には、硫化物応力割れを生じてパイプライ
ンの破壊に至る危険性が極めて高くする。溶接後に例え
ば600℃以上に保持する溶接後熱処理を施せば、溶接熱
影響部の硬さを低減することは可能であるが、ラインパ
イプ敷設現場でかかる溶接後熱処理を施すことは、温度
管理や品質保証に著しい困難を伴なうとともに膨大な費
用を要する。このため通常の溶接方法で溶接しても溶接
熱影響部の硬さ上昇が少ない鋼が求められている。
ている。ラインパイプでは、敷設に際してパイプとパイ
プは溶接で接続されるのが常であるが、こうした比較的
多量の炭素を含有するマルテンサイト系ステンレス鋼を
通常の溶接方法で溶接すると、溶接熱影響部では著しく
硬さが上昇するとともに衝撃靱性が劣化する。また溶接
熱影響部の硬さ上昇は、輸送流体内に硫化水素が含有さ
れている場合には、硫化物応力割れを生じてパイプライ
ンの破壊に至る危険性が極めて高くする。溶接後に例え
ば600℃以上に保持する溶接後熱処理を施せば、溶接熱
影響部の硬さを低減することは可能であるが、ラインパ
イプ敷設現場でかかる溶接後熱処理を施すことは、温度
管理や品質保証に著しい困難を伴なうとともに膨大な費
用を要する。このため通常の溶接方法で溶接しても溶接
熱影響部の硬さ上昇が少ない鋼が求められている。
これに対して、マルテンサイト系ステンレス鋼中の炭素
含有量を低減すれば、溶接熱影響部の硬さ上昇を少なく
し、実用上充分な特性を有する鋼を得ることができる。
しかし、この場合には従来のマルテンサイト系ステンレ
ス鋼管が製造されてきたプロセスである継目無鋼管圧延
法では製造が困難である。本発明者らの検討によれば、
その原因は炭素量を低減したために継目無鋼管の圧延前
の加熱時にフェライト組織が多量に生産されるためであ
ることが分かった。
含有量を低減すれば、溶接熱影響部の硬さ上昇を少なく
し、実用上充分な特性を有する鋼を得ることができる。
しかし、この場合には従来のマルテンサイト系ステンレ
ス鋼管が製造されてきたプロセスである継目無鋼管圧延
法では製造が困難である。本発明者らの検討によれば、
その原因は炭素量を低減したために継目無鋼管の圧延前
の加熱時にフェライト組織が多量に生産されるためであ
ることが分かった。
（発明が解決しようとする課題） 本発明はこうした現状に鑑み、溶接性および耐食性を改
善するためにＣを低減したマルテンサイト系ステンレス
鋼を鋼管として製造する方法を提供することを目的とし
ている。
善するためにＣを低減したマルテンサイト系ステンレス
鋼を鋼管として製造する方法を提供することを目的とし
ている。
（課題を解決するための手段） 本発明者らは、上記の目的を達成すべく、まずマルテン
サイト系ステンレス鋼の成分について検討した結果、溶
接性および耐食性を改善するには炭素量を低減すること
が極めて有効であること、炭素量を0.08％以下とすると
その効果が特に顕著であることを知見した。さらに本発
明者らは製造方法について検討をすすめ、炭素量を0.08
％以下としたマルテンサイト系ステンレス鋼を鋼管とす
る製造プロセスを種々検討してきた結果、通常の継目無
鋼管圧延法による製造は困難であること、これに対して
マルテンサイト系ステンレス鋼を、まず鋼帯とした後に
電縫溶接によって鋼管として造管するとともに、特にそ
の後の熱処理条件を適正に選択すれば、ラインパイプと
しての必要特性を満足し、ラインパイプの円周溶接部の
溶接熱影響部の特性が従来のマルテンサイト系ステンレ
ス鋼管をはるかに凌ぐマルテンサイト系ステンレス鋼ラ
インパイプを製造できることを確認した。
サイト系ステンレス鋼の成分について検討した結果、溶
接性および耐食性を改善するには炭素量を低減すること
が極めて有効であること、炭素量を0.08％以下とすると
その効果が特に顕著であることを知見した。さらに本発
明者らは製造方法について検討をすすめ、炭素量を0.08
％以下としたマルテンサイト系ステンレス鋼を鋼管とす
る製造プロセスを種々検討してきた結果、通常の継目無
鋼管圧延法による製造は困難であること、これに対して
マルテンサイト系ステンレス鋼を、まず鋼帯とした後に
電縫溶接によって鋼管として造管するとともに、特にそ
の後の熱処理条件を適正に選択すれば、ラインパイプと
しての必要特性を満足し、ラインパイプの円周溶接部の
溶接熱影響部の特性が従来のマルテンサイト系ステンレ
ス鋼管をはるかに凌ぐマルテンサイト系ステンレス鋼ラ
インパイプを製造できることを確認した。
ここに、本発明の要旨とするところは、炭素含有量が重
量％で0.08％以下のマルテンサイト系ステンレス鋼片を
下記の工程で順次鋼管とする低炭素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にある。
量％で0.08％以下のマルテンサイト系ステンレス鋼片を
下記の工程で順次鋼管とする低炭素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にある。
鋼片を1050〜1300℃の温度に加熱した後に、板厚4.
0mm以上25.4mm以下に熱間圧延し、さらに600℃以上の温
度でホットコイルとして巻き取る工程、 上記ホットコイルを所定の幅に切断した後、連続的
に円筒状に成形しつつ鋼帯両端を電縫溶接して鋼管とし
て造管する工程、 上記電縫鋼管を950℃以上1100℃以下の温度範囲に1
min以上加熱した後に、少なくとも300℃以下までを空冷
以上の冷却速度で冷却して50容量％以上がマテンサイト
で占められる組織とする工程、 550℃以上AC1変態点以下の温度に再加熱して1min以
上保持した後、少なくとも300℃以下までを空冷以上の
冷却速度で冷却する工程。
0mm以上25.4mm以下に熱間圧延し、さらに600℃以上の温
度でホットコイルとして巻き取る工程、 上記ホットコイルを所定の幅に切断した後、連続的
に円筒状に成形しつつ鋼帯両端を電縫溶接して鋼管とし
て造管する工程、 上記電縫鋼管を950℃以上1100℃以下の温度範囲に1
min以上加熱した後に、少なくとも300℃以下までを空冷
以上の冷却速度で冷却して50容量％以上がマテンサイト
で占められる組織とする工程、 550℃以上AC1変態点以下の温度に再加熱して1min以
上保持した後、少なくとも300℃以下までを空冷以上の
冷却速度で冷却する工程。
あるいはさらに本発明の要旨とするところは、次の工程
で順次鋼管とする低炭素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にもある。
で順次鋼管とする低炭素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にもある。
鋼片を1050〜1300℃の温度に加熱した後に、板厚4.
0mm以上25.4mm以下に熱間圧延し、さらに600℃以上の温
度でホットコイルとして巻き取る工程、 上記ホットコイルを所定の幅に切断した後、連続的
に円筒状に成形しつつ鋼帯両端を電縫溶接して鋼管とし
て造管し、その後直ちに、少なくとも電縫部の両側2mm
以内の部分を含んだ部分を500℃以上AC1変態点以下の温
度に再加熱する工程、 上記電縫合鋼管を950℃以上1100℃以下の温度範囲
に1min以上加熱した後に、少なくとも300℃以下までを
空冷以上の冷却速度で冷却し50容量％以上がマルテンサ
イトで占められる組織とする工程、 550℃以上AC1変態点以下の温度に再加熱して1min以
上保持した後、少なくとも300℃以下までを空冷以上の
冷却速度で冷却する工程。
0mm以上25.4mm以下に熱間圧延し、さらに600℃以上の温
度でホットコイルとして巻き取る工程、 上記ホットコイルを所定の幅に切断した後、連続的
に円筒状に成形しつつ鋼帯両端を電縫溶接して鋼管とし
て造管し、その後直ちに、少なくとも電縫部の両側2mm
以内の部分を含んだ部分を500℃以上AC1変態点以下の温
度に再加熱する工程、 上記電縫合鋼管を950℃以上1100℃以下の温度範囲
に1min以上加熱した後に、少なくとも300℃以下までを
空冷以上の冷却速度で冷却し50容量％以上がマルテンサ
イトで占められる組織とする工程、 550℃以上AC1変態点以下の温度に再加熱して1min以
上保持した後、少なくとも300℃以下までを空冷以上の
冷却速度で冷却する工程。
（作用） 本発明の対象となるマルテンサイト系ステンレス鋼と
は、炭素量が0.08％以下であって実質的に微細組織の50
％以上がマルテンサイト組織であるすべてのマルテンサ
イト系ステンレス鋼である。以下、本発明の対象として
望ましいマルテンサイト系ステンレス鋼の標準的な成分
を例示し、含有量の選定理由を説明する。なお、元素の
含有量はすべて重量％である。
は、炭素量が0.08％以下であって実質的に微細組織の50
％以上がマルテンサイト組織であるすべてのマルテンサ
イト系ステンレス鋼である。以下、本発明の対象として
望ましいマルテンサイト系ステンレス鋼の標準的な成分
を例示し、含有量の選定理由を説明する。なお、元素の
含有量はすべて重量％である。
C:0.08％以下 Ｃは0.08％を超えて添加すると、ラインパイプの現地円
周溶接時の溶接熱影響部の硬さが高くなりすぎて特性が
低下するとともに耐食性を低下させるので、含有量は0.
08％以下とすべきである。
周溶接時の溶接熱影響部の硬さが高くなりすぎて特性が
低下するとともに耐食性を低下させるので、含有量は0.
08％以下とすべきである。
Si:1％以下 Siは脱酸剤および強化元素として有効であるが、１％を
超えると靱性が低下するので、上限含有量は１％とす
る。
超えると靱性が低下するので、上限含有量は１％とす
る。
Mn:2％以下あるいは２％を超えて５％以下 Mnは脱酸剤および強化元素として有効であるが、５％を
超えて添加してもその効果は飽和するばかりか、逆に硫
化水素含有環境における応力腐食割れ抵抗を低下させる
ようになるので、上限含有量は５％とする。
超えて添加してもその効果は飽和するばかりか、逆に硫
化水素含有環境における応力腐食割れ抵抗を低下させる
ようになるので、上限含有量は５％とする。
Cr:7.5〜14％ Crはマルテンサイト系ステンレス鋼を構成するもっとも
基本的な元素であって、炭酸ガス環境での耐食性を確保
するためには7.5％以上を添加する必要があるが、14％
を超えて添加すると他の成分を如何に調整してもライン
パイプとして必要な強度を確保することが難しくなるの
で、添加範囲は7.5〜14％とすべきである。
基本的な元素であって、炭酸ガス環境での耐食性を確保
するためには7.5％以上を添加する必要があるが、14％
を超えて添加すると他の成分を如何に調整してもライン
パイプとして必要な強度を確保することが難しくなるの
で、添加範囲は7.5〜14％とすべきである。
Al:0.1％以下 Alは脱酸元素として非常に有効であるが、含有量が0.1
％を超えるとアルミナ系介在物が増加して靱性が低下す
るので、上限含有量は0.1％とする。
％を超えるとアルミナ系介在物が増加して靱性が低下す
るので、上限含有量は0.1％とする。
N:0.02％以下 ＮもＣと同様に多量に存在するとラインパイプの現地円
周溶接時の溶接熱影響部の硬さが高くなりすぎて特性が
低下するので、含有量は0.02％以下とすべきである。
周溶接時の溶接熱影響部の硬さが高くなりすぎて特性が
低下するので、含有量は0.02％以下とすべきである。
以上の成分の他に残部がFeおよび不可避不純物からなる
鋼が本発明が対象とする鋼として最も基本的なものであ
る。これに加えて、必要に応じて下記の元素を添加ある
いは低減した鋼を使用してラインパイプを製造すること
もできる。
鋼が本発明が対象とする鋼として最も基本的なものであ
る。これに加えて、必要に応じて下記の元素を添加ある
いは低減した鋼を使用してラインパイプを製造すること
もできる。
Ni:Niは湿潤炭酸ガス環境中での耐食性をさらに改善す
るのに効果があるが、４％を超えて添加してもその効果
は飽和するばかりか、逆に硫化水素含有環境における応
力腐食割れ抵抗を低下させるようになるので、上限含有
量は４％とする。
るのに効果があるが、４％を超えて添加してもその効果
は飽和するばかりか、逆に硫化水素含有環境における応
力腐食割れ抵抗を低下させるようになるので、上限含有
量は４％とする。
Cu:Cuも湿潤炭酸ガス環境におけるマルテンサイト系ス
テンレス鋼の腐食速度を減少させるとともに、Ｃおよび
Ｎの含有量を調整した鋼に添加して溶接熱影響部の靱性
を改善するのに効果があるが、4.5％を超えて添加して
もその効果は飽和するばかりか、熱間加工性を低下させ
るようになるので、上限含有量は4.5％とする。
テンレス鋼の腐食速度を減少させるとともに、Ｃおよび
Ｎの含有量を調整した鋼に添加して溶接熱影響部の靱性
を改善するのに効果があるが、4.5％を超えて添加して
もその効果は飽和するばかりか、熱間加工性を低下させ
るようになるので、上限含有量は4.5％とする。
Co:Coも湿潤炭酸ガス環境中の耐食性をさらに改善する
のに効果があるが、４％を超えて添加してもその効果は
飽和するばかりか、いたずらコストを上昇させるだけで
あるので、上限含有量は４％とする。
のに効果があるが、４％を超えて添加してもその効果は
飽和するばかりか、いたずらコストを上昇させるだけで
あるので、上限含有量は４％とする。
Mo:Moは湿潤炭酸ガス環境中での耐食性を改善するのに
効果があるが、２％を超えて添加してもその効果は飽和
するばかりか、靱性など他の特性を低下させるようにな
るので、上限含有量は２％とする。
効果があるが、２％を超えて添加してもその効果は飽和
するばかりか、靱性など他の特性を低下させるようにな
るので、上限含有量は２％とする。
W:Wも湿潤炭酸ガス環境中での耐食性を改善するのに効
果があるが、４％を超えて添加してもその効果は飽和す
るばかりか、靱性など他の特性を低下させるようになる
ので、上限含有量は４％とする。
果があるが、４％を超えて添加してもその効果は飽和す
るばかりか、靱性など他の特性を低下させるようになる
ので、上限含有量は４％とする。
P:Pは熱間加工性を低下させる元素であるので少ないほ
うが好ましいが、あまりに少ないレベルにまで低減させ
ることはいたずらにコストを上昇させるのみで特性の改
善効果は飽和する。本発明の場合、目的とするラインパ
イプを製造するのに必要な熱間加工性を確保するのに必
要充分なほど少ない含有量として0.02％以下に低減する
と熱間加工性が一段と改善される。
うが好ましいが、あまりに少ないレベルにまで低減させ
ることはいたずらにコストを上昇させるのみで特性の改
善効果は飽和する。本発明の場合、目的とするラインパ
イプを製造するのに必要な熱間加工性を確保するのに必
要充分なほど少ない含有量として0.02％以下に低減する
と熱間加工性が一段と改善される。
S:SはＰと同様に熱間加工性を低下させる元素であるの
で少ないほうが好ましいが、あまりに少ないレベルにま
で低減させることはいたずらにコストを上昇させるのみ
で特性の改善効果は飽和する。本発明の場合、目的とす
るラインパイプを製造するのに必要な熱間加工性を確保
するのに必要充分なほど少ない含有量として0.003％以
下に低減すると耐応力腐食割れ性が一段と改善される。
で少ないほうが好ましいが、あまりに少ないレベルにま
で低減させることはいたずらにコストを上昇させるのみ
で特性の改善効果は飽和する。本発明の場合、目的とす
るラインパイプを製造するのに必要な熱間加工性を確保
するのに必要充分なほど少ない含有量として0.003％以
下に低減すると耐応力腐食割れ性が一段と改善される。
V,Ti,Nb,Zr,Ta,Hf,B:V,Ti,Ta,Zr,Nb,Hf,Bは耐食性を一
段と向上させるのに有効な元素であるが、Ti,Zr,Ta,Hf
では0.2％、V,Nbでは0.5％、Ｂでは0.01％をそれぞれ超
えて添加すると粗大な析出物・介在物を生成して応力腐
食割れ抵抗を低下させるようになるので上限含有量はT
i,Zr,Ta,Hfでは0.2％、V,Nbでは0.5％、Ｂでは0.01％と
した。
段と向上させるのに有効な元素であるが、Ti,Zr,Ta,Hf
では0.2％、V,Nbでは0.5％、Ｂでは0.01％をそれぞれ超
えて添加すると粗大な析出物・介在物を生成して応力腐
食割れ抵抗を低下させるようになるので上限含有量はT
i,Zr,Ta,Hfでは0.2％、V,Nbでは0.5％、Ｂでは0.01％と
した。
Ca,希土類元素:Caおよび希土類元素（REM）は熱間加工
性の向上、耐食性の向上に効果のある元素であるが、Ca
では0.01％を超えて、希土類元素では0.02％を超えて添
加すると、それぞれ粗大な非金属介在物を生成して逆に
熱間加工性および耐食性を劣化させるので、上限含有量
はCaでは0.01％、希土類元素では0.02％とした。
性の向上、耐食性の向上に効果のある元素であるが、Ca
では0.01％を超えて、希土類元素では0.02％を超えて添
加すると、それぞれ粗大な非金属介在物を生成して逆に
熱間加工性および耐食性を劣化させるので、上限含有量
はCaでは0.01％、希土類元素では0.02％とした。
なお、本発明において希土類元素とは原子番号が57〜71
番、89〜104番およびＹを指す。
番、89〜104番およびＹを指す。
次に本発明の工程を説明する。
鋼片加熱温度： 鋼片をその中心部まで均一に加熱して熱間圧延における
熱間加工性を確保する必要がある。加熱温度が1300℃を
超えると、酸化スケール生成による材料ロスが著しくな
り歩留りが低下するため好ましくない。一方、加熱温度
が1050℃未満では熱間圧延における変形抵抗が大きくな
りすぎるので好ましくない。従って鋼片加熱温度は1050
〜1300℃とする。
熱間加工性を確保する必要がある。加熱温度が1300℃を
超えると、酸化スケール生成による材料ロスが著しくな
り歩留りが低下するため好ましくない。一方、加熱温度
が1050℃未満では熱間圧延における変形抵抗が大きくな
りすぎるので好ましくない。従って鋼片加熱温度は1050
〜1300℃とする。
熱間圧延： 熱間圧延は通常の板圧延が可能である。ラインパイプと
しての実用性から板厚としては4.0mm以上25.4mm以下と
する。後続の電縫溶接における生産性の観点からは板の
形状はホットコイルとする。
しての実用性から板厚としては4.0mm以上25.4mm以下と
する。後続の電縫溶接における生産性の観点からは板の
形状はホットコイルとする。
巻き取り： 熱間圧延後ホットコイルとして巻き取るに際して、巻き
取り温度が600℃未満では巻き取り力が強大になって巻
き取りに困難を生ずるとともに、巻き取り後に強度が上
昇して後続の電縫溶接に支障をきたすので、600℃以上
の温度で巻き取ることが必要である。
取り温度が600℃未満では巻き取り力が強大になって巻
き取りに困難を生ずるとともに、巻き取り後に強度が上
昇して後続の電縫溶接に支障をきたすので、600℃以上
の温度で巻き取ることが必要である。
成形および電縫溶接： 成形および電縫溶接には通常の電縫溶接鋼管製造プロセ
スが適用でき、ラインパイプとして必要な外径に応じて
所定の幅に切断してから成形および電縫溶接して鋼管と
して造管すればよい。
スが適用でき、ラインパイプとして必要な外径に応じて
所定の幅に切断してから成形および電縫溶接して鋼管と
して造管すればよい。
熱処理： 第１段目の熱処理（焼き入れ）においては、加熱温度が
950℃より低い温度ではオーステナイト化が充分ではな
く、従って必要な強度を得ることが困難だからであり、
加熱温度が1100℃を超えると結晶粒が著しく粗大化して
応力腐食割れ抵抗が低下するようになるので、加熱温度
は950〜1100℃とすることが必要である。
950℃より低い温度ではオーステナイト化が充分ではな
く、従って必要な強度を得ることが困難だからであり、
加熱温度が1100℃を超えると結晶粒が著しく粗大化して
応力腐食割れ抵抗が低下するようになるので、加熱温度
は950〜1100℃とすることが必要である。
オーステナイト化後の冷却における冷却速度を、少なく
とも300℃以下までを空冷以上の冷却速度としたのは、
空冷よりも遅い冷却速度ではマルテンサイトが充分生成
せず、所定の強度を確保することが困難になるからであ
り、鋼管の温度が300℃以下となるまでこの冷却速度を
確保しないと、やはり所定の強度を確保することが困難
になるからである。
とも300℃以下までを空冷以上の冷却速度としたのは、
空冷よりも遅い冷却速度ではマルテンサイトが充分生成
せず、所定の強度を確保することが困難になるからであ
り、鋼管の温度が300℃以下となるまでこの冷却速度を
確保しないと、やはり所定の強度を確保することが困難
になるからである。
第１段目の熱処理後に少なくとも50容量％以上がマルテ
ンサイトで占められていないとラインパイプとして必要
な強度を得ることが難しい。
ンサイトで占められていないとラインパイプとして必要
な強度を得ることが難しい。
第２段目の熱処理（焼き戻し）において加熱温度を550
℃以上Ac1温度以下としたのは、加熱温度が550℃未満で
は充分な焼き戻しが行われず、加熱温度がAc1温度を超
えると一部がオーステナイト化し、その後の冷却時にフ
レッシュ・マルテンサイトを生成し、いずれも充分に焼
き戻しされていないマルテンサイトが残留するために応
力腐食割れ感受性を増加させるためである。
℃以上Ac1温度以下としたのは、加熱温度が550℃未満で
は充分な焼き戻しが行われず、加熱温度がAc1温度を超
えると一部がオーステナイト化し、その後の冷却時にフ
レッシュ・マルテンサイトを生成し、いずれも充分に焼
き戻しされていないマルテンサイトが残留するために応
力腐食割れ感受性を増加させるためである。
焼き戻し後の冷却における冷却速度を空冷以上の冷却速
度としたのは、空冷よりも遅い冷却速度では靱性が低下
するためである。
度としたのは、空冷よりも遅い冷却速度では靱性が低下
するためである。
必要に応じて上記の工程に加えて、ホットコイルを所定
の幅に切断した後直ちに円筒状に成形しつつ鋼帯両端を
電縫溶接して造管した後に、さらに、直ちに少なくとも
電縫部の両側2mm以内の部分を含んだ部分を500℃以上A
c1温度以下の温度に再加熱する工程を付加してもよい
が、この工程の目的は電縫溶接によって生成した硬化組
織、特にマルテンサイトによって最終熱処理（焼き入れ
および焼き戻し）までの間に電縫溶接部に割れが発生す
るのを防止することにある。この目的からは再加熱温度
が500℃未満では硬化組織を軟化する効果が顕著ではな
く、再加熱温度がAc1温度を超えると一部がオーステナ
イト化しその後の冷却時にフレッシュ・マルテンサイト
を生成して、充分に焼き戻しされていないマルテンサイ
トが残留するために、かえって最終熱処理までの間に割
れが発生する恐れが高まる。従って、再加熱温度を500
℃以上Ac1温度以下の温度とする。またかかる硬化組織
は電縫溶接部の両側2mm以内の部分に最も顕著に生成す
るため、少なくともこの部分を含んだ部分を再加熱する
必要があるが、この部分を含んで鋼管の一部のみを再加
熱しても良く、あるいは鋼管の全体を再加熱してももち
ろんかまわない。いずれにしても電縫溶接後可及的速や
かに再加熱処理するほど、電縫溶接部の割れを防止する
効果が大きい。
の幅に切断した後直ちに円筒状に成形しつつ鋼帯両端を
電縫溶接して造管した後に、さらに、直ちに少なくとも
電縫部の両側2mm以内の部分を含んだ部分を500℃以上A
c1温度以下の温度に再加熱する工程を付加してもよい
が、この工程の目的は電縫溶接によって生成した硬化組
織、特にマルテンサイトによって最終熱処理（焼き入れ
および焼き戻し）までの間に電縫溶接部に割れが発生す
るのを防止することにある。この目的からは再加熱温度
が500℃未満では硬化組織を軟化する効果が顕著ではな
く、再加熱温度がAc1温度を超えると一部がオーステナ
イト化しその後の冷却時にフレッシュ・マルテンサイト
を生成して、充分に焼き戻しされていないマルテンサイ
トが残留するために、かえって最終熱処理までの間に割
れが発生する恐れが高まる。従って、再加熱温度を500
℃以上Ac1温度以下の温度とする。またかかる硬化組織
は電縫溶接部の両側2mm以内の部分に最も顕著に生成す
るため、少なくともこの部分を含んだ部分を再加熱する
必要があるが、この部分を含んで鋼管の一部のみを再加
熱しても良く、あるいは鋼管の全体を再加熱してももち
ろんかまわない。いずれにしても電縫溶接後可及的速や
かに再加熱処理するほど、電縫溶接部の割れを防止する
効果が大きい。
次に本発明の実施例について説明する。
（実施例） 第１表に示す成分のステンレス鋼No.1〜10を溶製し、熱
間圧延によって厚さ12.7mmのホットコイルとした後、成
形および電縫溶接して鋼管として造管し、第１表に併せ
て示す条件で熱処理を施していずれも降伏強度が45.7kg
f/mm2以上のラインパイプ用鋼管とした。熱間圧延に際
して加熱温度は1200℃とし、巻き取り温度は650℃とし
た。また、No.2およびNo.5の鋼管は高周波数電縫溶接に
よって鋼管として造管した直後に電縫部の両側10mm以上
を650℃に再加熱した。焼き入れ時の冷却は室温まで水
冷とし、焼き戻し後の冷却は室温まで空冷とした。一
方、比較例No.11はAISI420鋼であり、No.12は9Cr−1Mo
鋼であって、いずれも従来から湿潤炭酸ガス環境で使用
されている従来鋼である。比較例No.11、12はいずれも
従来法であるシームレス圧延法によって鋼管とし、第１
表に併せて示す条件で熱処理を施した。
間圧延によって厚さ12.7mmのホットコイルとした後、成
形および電縫溶接して鋼管として造管し、第１表に併せ
て示す条件で熱処理を施していずれも降伏強度が45.7kg
f/mm2以上のラインパイプ用鋼管とした。熱間圧延に際
して加熱温度は1200℃とし、巻き取り温度は650℃とし
た。また、No.2およびNo.5の鋼管は高周波数電縫溶接に
よって鋼管として造管した直後に電縫部の両側10mm以上
を650℃に再加熱した。焼き入れ時の冷却は室温まで水
冷とし、焼き戻し後の冷却は室温まで空冷とした。一
方、比較例No.11はAISI420鋼であり、No.12は9Cr−1Mo
鋼であって、いずれも従来から湿潤炭酸ガス環境で使用
されている従来鋼である。比較例No.11、12はいずれも
従来法であるシームレス圧延法によって鋼管とし、第１
表に併せて示す条件で熱処理を施した。
次にラインパイプの敷設時における現地円周溶接に相当
する溶接として、これらの鋼管を手溶接によって溶接し
て継手を作製した。溶接入熱は17kJ/cmとした。母材お
よび該溶接部の溶接熱影響部からJIS4号衝撃試験片（フ
ルサイズ）を採取して衝撃試験を実施した。また溶接熱
影響部の最高硬さを荷重5kgのビッカース硬さとして測
定した。一方母材から試験片を採取して湿潤炭酸ガス環
境における腐食試験を行なった。湿潤炭酸ガス環境にお
ける腐食試験としては、厚さ3mm、幅15mm、長さ50mmの
試験片を用い、試験温度120℃のオートクレーブ中で炭
酸ガス分圧40気圧の条件で３％NaCl水溶液中に30日間浸
漬して、試験前後の重量変化から腐食速度を算出した。
腐食速度の単位はmm/yで表示したが、一般的にある環境
におけるある材料の腐食速度が0.1mm/y未満の場合、材
料は充分耐食的であり使用可能であると考えられてい
る。
する溶接として、これらの鋼管を手溶接によって溶接し
て継手を作製した。溶接入熱は17kJ/cmとした。母材お
よび該溶接部の溶接熱影響部からJIS4号衝撃試験片（フ
ルサイズ）を採取して衝撃試験を実施した。また溶接熱
影響部の最高硬さを荷重5kgのビッカース硬さとして測
定した。一方母材から試験片を採取して湿潤炭酸ガス環
境における腐食試験を行なった。湿潤炭酸ガス環境にお
ける腐食試験としては、厚さ3mm、幅15mm、長さ50mmの
試験片を用い、試験温度120℃のオートクレーブ中で炭
酸ガス分圧40気圧の条件で３％NaCl水溶液中に30日間浸
漬して、試験前後の重量変化から腐食速度を算出した。
腐食速度の単位はmm/yで表示したが、一般的にある環境
におけるある材料の腐食速度が0.1mm/y未満の場合、材
料は充分耐食的であり使用可能であると考えられてい
る。
試験結果を第１表に併せて示した。第１表のうち、衝撃
試験結果において○は破面遷移温度が−30℃以下、×は
破面遷移温度が−30℃を超え０℃以下、××は破面遷移
温度が０℃超であったことをそれぞれ表わしており、溶
接熱影響部最高硬さにおいて○は最高硬さが300未満、
×は最高硬さが300以上450未満、××は最高硬さが450
以上であったことをそれぞれ表わしており、腐食試験結
果において◎は腐食速度が0.05mm/y未満、○は腐食速度
が0.05mm/y以上0.10mm/y未満、×は腐食速度が0.1mm/y
以上0.5mm/y未満、××は腐食速度が0.5mm/y以上であっ
たことをそれぞれ表わしている。
試験結果において○は破面遷移温度が−30℃以下、×は
破面遷移温度が−30℃を超え０℃以下、××は破面遷移
温度が０℃超であったことをそれぞれ表わしており、溶
接熱影響部最高硬さにおいて○は最高硬さが300未満、
×は最高硬さが300以上450未満、××は最高硬さが450
以上であったことをそれぞれ表わしており、腐食試験結
果において◎は腐食速度が0.05mm/y未満、○は腐食速度
が0.05mm/y以上0.10mm/y未満、×は腐食速度が0.1mm/y
以上0.5mm/y未満、××は腐食速度が0.5mm/y以上であっ
たことをそれぞれ表わしている。
第１表から明らかなように、本発明例であるNo.1〜10
は、母材および溶接熱影響部の衝撃靱性が格段に優れ、
溶接熱影響部の最高硬さが充分低く、湿潤炭酸ガス環境
において120℃というラインパイプとしては非常な高温
であっても実用的に充分な耐食性を有しており、優れた
溶接性と耐食性を有していることが分かる。これに対し
て比較例であるNo.11、12は母材および溶接熱影響部の
衝撃靱性、溶接熱影響最高硬さ、耐食性とも著しく劣っ
ている。
は、母材および溶接熱影響部の衝撃靱性が格段に優れ、
溶接熱影響部の最高硬さが充分低く、湿潤炭酸ガス環境
において120℃というラインパイプとしては非常な高温
であっても実用的に充分な耐食性を有しており、優れた
溶接性と耐食性を有していることが分かる。これに対し
て比較例であるNo.11、12は母材および溶接熱影響部の
衝撃靱性、溶接熱影響最高硬さ、耐食性とも著しく劣っ
ている。
（発明の効果） 以上述べたように、本発明はラインパイプとして極めて
有用な低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方
法を提供することを可能としたものであり、産業の発展
に貢献するところ極めて大である。
有用な低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方
法を提供することを可能としたものであり、産業の発展
に貢献するところ極めて大である。
Claims (5)
- 【請求項１】炭素含有量が重量％で0.08％以下のマルテ
ンサイト系ステンレス鋼片を下記の工程で順次鋼管とす
る低炭素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。 鋼片を1050〜1300℃の温度に加熱した後に、板厚4.
0mm以上25.4mm以下に熱間圧延し、さらに600℃以上の温
度でホットコイルとして巻き取る工程、 上記ホットコイルを所定の幅に切断した後、連続的
に円筒状に成形しつつ鋼帯両端を電縫溶接して鋼管とし
て造管する工程、 上記電縫鋼管を950℃以上1100℃以下の温度範囲に1
min以上加熱した後に、少なくとも300℃以下までを空冷
以上の冷却速度で冷却して50容量％以上がマルテンサイ
トで占められる組織とする工程、 550℃以上Ac1変態点以下の温度に再加熱して1min以
上保持した後、少なくとも300℃以下までを空冷以上の
冷却速度で冷却する工程。 - 【請求項２】炭素含有量が重量％で0.08％以下のマルテ
ンサイト系ステンレス鋼片を下記の工程で順次鋼管とす
る低炭素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。 鋼片を1050〜1300℃の温度に加熱した後に、板厚4.
0mm以上25.4mm以下に熱間圧延し、さらに600℃以上の温
度でホットコイルとして巻き取る工程、 上記ホットコイルを所定の幅に切断した後、連続的
に円筒状に成形しつつ鋼帯両端を電縫溶接して鋼管とし
て造管し、その後直ちに、少なくとも電縫部の両側2mm
以内の部分を含んだ部分を500℃以上Ac1変態点以下の温
度に再加熱する工程、 上記電縫鋼管を950℃以上1100℃以下の温度範囲に1
min以上加熱した後に、少なくとも300℃以下までを空冷
以上の冷却速度で冷却して50容量％以上がマルテンサイ
トで占められる組織とする工程、 550℃以上Ac1変態点以下の温度に再加熱して1min以
上保持した後、少なくとも300℃以下までを空冷以上の
冷却速度で冷却する工程。 - 【請求項３】低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼が下
記第１群、第２群、第３群、第４群、第５群、第６群、
第７群あるいは第８群のいずれかの成分からなる請求項
１あるいは２に記載の低炭素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。 第１群 重量％で、C0.08％以下、Si1％以下、Mn2％以下、Cr7.5
〜14％、Al0.1％以下、N0.02％以下を含有し、残部Feお
よび不可避不純物からなる低炭素マルテンサイト系ステ
ンレス鋼。 第２群 重量％で、C0.08％以下、Si1％以下、Mn2％以下、Cr7.5
〜14％、Al0.1％以下、N0.02％以下に加えて、 Ni4％以下、Cu4.5％以下、Co4％以下のうち１種または
２種以上を含有し、 残部Feおよび不可避不純物からなる低炭素マルテンサイ
ト系ステンレス鋼。 第３群 重量％で、C0.08％以下、Si1％以下、Mn2％以下、Cr7.5
〜14％、Al0.1％以下、N0.02％以下に加えて、 Mo2％以下、W4％以下のうち１種または２種を含有し、 残部Feおよび不可避不純物からなる低炭素マルテンサイ
ト系ステンレス鋼。 第４群 重量％で、C0.08％以下、Si1％以下、Mn2％以下、Cr7.5
〜14％、Al0.1％以下、N0.02％以下に加えて、 Ni4％以下、Cu4.5％以下、Co4％以下のうち１種または
２種以上を含有し、 さらに、Mo2％以下、W4％以下のうち１種または２種を
含有し、 残部Feおよび不可避不純物からなる低炭素マルテンサイ
ト系ステンレス鋼。 第５群 重量％で、C0.08％以下、Si1％以下、Mn2％を超えて５
％以下、Cr7.5〜14％、Al0.1％以下、N0.02％以下を含
有し、残部Feおよび不可避不純物からなる低炭素マルテ
ンサイト系ステンレス鋼。 第６群 重量％で、C0.08％以下、Si1％以下、Mn2％を超えて５
％以下、Cr7.5〜14％、Al0.1％以下、N0.02％以下に加
えて、 Ni4％以下、Cu4.5％以下、Co4％以下のうち１種または
２種以上を含有し、 残部Feおよび不可避不純物からなる低炭素マルテンサイ
ト系ステンレス鋼。 第７群 重量％で、C0.08％以下、Si1％以下、Mn2％を超えて５
％以下、Cr7.5〜14％、Al0.1％以下、N0.02％以下に加
えて、 Mo2％以下、W4％以下のうち１種または２種を含有し、 残部Feおよび不可避不純物からなる低炭素マルテンサイ
ト系ステンレス鋼。 第８群 重量％で、C0.08％以下、Si1％以下、Mn2％を超えて５
％以下、Cr7.5〜14％、Al0.1％以下、N0.02％以下に加
えて、 Ni4％以下、Cu4.5％以下、Co4％以下のうち１種または
２種以上を含有し、 さらに、Mo2％以下、W4％以下のうち１種または２種を
含有し、 残部Feおよび不可避不純物からなる低炭素マルテンサイ
ト系ステンレス鋼。 - 【請求項４】低炭素マルテンサイト系ステンレンス鋼
が、不純物元素のうちＰとＳの一方あるいは両方を下記
の範囲にそれぞれ低減せられたものである請求項３に記
載の低炭素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。 P:0.02重量％以下、 S:0.003重量％以下 - 【請求項５】低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼が、
下記第９群、第10群のうち一方あるいは両方の群の元素
を１種以上含有するものである請求項３あるいは４に記
載の低炭素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。 第９群 重量％で、V0.5％以下、Ti0.2％以下、Nb0.5％以下、Zr
0.2％以下、Ta0.2％以下、Hf0.2％以下、B0.01％以下 第10群 重量％で、Ca0.01％以下、希土類元素0.02％以下
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2323708A JPH075972B2 (ja) | 1990-11-27 | 1990-11-27 | 低炭素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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2323708A JPH075972B2 (ja) | 1990-11-27 | 1990-11-27 | 低炭素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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04191319A JPH04191319A (ja) | 1992-07-09 |
| JPH075972B2 true JPH075972B2 (ja) | 1995-01-25 |
Family
ID=18157718
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2323708A Expired - Lifetime JPH075972B2 (ja) | 1990-11-27 | 1990-11-27 | 低炭素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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH075972B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100821117B1 (ko) * | 2001-06-29 | 2008-04-11 | 에드워드 제이. 맥크링크 | 스틸 구조물 및 그 형성 방법 |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3116156B2 (ja) * | 1994-06-16 | 2000-12-11 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性および溶接性に優れた鋼管の製造方法 |
| CA2195225A1 (en) * | 1994-07-18 | 1996-02-01 | Akihiro Miyasaka | Production method for steel material and steel pipe excellent in corrosion resistance and weldability |
| US6220306B1 (en) | 1998-11-30 | 2001-04-24 | Sumitomo Metal Ind | Low carbon martensite stainless steel plate |
| KR100376509B1 (ko) * | 1998-12-22 | 2003-08-14 | 주식회사 포스코 | 마르텐사이트계스테인레스강판의매쉬시임용접방법 |
| US7926180B2 (en) | 2001-06-29 | 2011-04-19 | Mccrink Edward J | Method for manufacturing gas and liquid storage tanks |
| US7618503B2 (en) | 2001-06-29 | 2009-11-17 | Mccrink Edward J | Method for improving the performance of seam-welded joints using post-weld heat treatment |
| US7475478B2 (en) | 2001-06-29 | 2009-01-13 | Kva, Inc. | Method for manufacturing automotive structural members |
| US7232053B2 (en) | 2004-12-30 | 2007-06-19 | Kva, Inc. | Seam-welded air hardenable steel constructions |
| US7540402B2 (en) | 2001-06-29 | 2009-06-02 | Kva, Inc. | Method for controlling weld metal microstructure using localized controlled cooling of seam-welded joints |
| US7157672B2 (en) * | 2003-05-20 | 2007-01-02 | Gandy Technologies Corporation | Method of manufacturing stainless steel pipe for use in piping systems |
-
1990
- 1990-11-27 JP JP2323708A patent/JPH075972B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100821117B1 (ko) * | 2001-06-29 | 2008-04-11 | 에드워드 제이. 맥크링크 | 스틸 구조물 및 그 형성 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04191319A (ja) | 1992-07-09 |
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