JP2000080416A - 溶接性および耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶接鋼管の製造方法 - Google Patents
溶接性および耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶接鋼管の製造方法Info
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- JP2000080416A JP2000080416A JP10246172A JP24617298A JP2000080416A JP 2000080416 A JP2000080416 A JP 2000080416A JP 10246172 A JP10246172 A JP 10246172A JP 24617298 A JP24617298 A JP 24617298A JP 2000080416 A JP2000080416 A JP 2000080416A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 優れた溶接性および溶接部靱性を有し、さら
に炭酸ガス環境下でも十分な耐全面腐食性、耐孔食性を
有する高Crマルテンサイト溶接鋼管の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.03％
以下とし、Cr：10〜14％を含み、かつＣ、Mn、Cr、Ni、
Cu、Mo、Ｎを (％Cr)+ (％Mo）+1.5 (％Ni)+2(％Cu)-10( ％Ｃ)-5(％Ｎ) ≧11.0…（１） 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ( ％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） を満足するように含有する鋼帯を用いて溶接鋼管とし、
シーム溶接部を700 ℃超えＡc3変態点以下の加熱温度に
加熱し、さらに該加熱温度から 1.0℃/s以上の冷却速度
でＭs 点以下の温度まで冷却する。炭窒化物形成元素の
Ti、Nb、Zr、Ta、Ｖを添加してもよい。
に炭酸ガス環境下でも十分な耐全面腐食性、耐孔食性を
有する高Crマルテンサイト溶接鋼管の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.02％以下、Ｎ：0.03％
以下とし、Cr：10〜14％を含み、かつＣ、Mn、Cr、Ni、
Cu、Mo、Ｎを (％Cr)+ (％Mo）+1.5 (％Ni)+2(％Cu)-10( ％Ｃ)-5(％Ｎ) ≧11.0…（１） 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ( ％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） を満足するように含有する鋼帯を用いて溶接鋼管とし、
シーム溶接部を700 ℃超えＡc3変態点以下の加熱温度に
加熱し、さらに該加熱温度から 1.0℃/s以上の冷却速度
でＭs 点以下の温度まで冷却する。炭窒化物形成元素の
Ti、Nb、Zr、Ta、Ｖを添加してもよい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、石油・天然ガスを輸送
するラインパイプに用いて好適な高Ｃｒマルテンサイト
溶接鋼管の製造方法に関し、とくに溶接性の改善および
炭酸ガス環境下での耐食性の改善に関する。
するラインパイプに用いて好適な高Ｃｒマルテンサイト
溶接鋼管の製造方法に関し、とくに溶接性の改善および
炭酸ガス環境下での耐食性の改善に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、石油・天然ガスは、掘削が容易な
ものは掘り尽くされ、腐食が厳しい、深度が深い、寒冷
地や海底といった掘削環境が厳しい坑井にも手をつけざ
るを得なくなっている。このような坑井から生産される
石油・天然ガスの中には、炭酸ガスを多量に含む場合が
多く、このような環境では、炭素鋼あるいは低合金鋼で
は著しく腐食されるため、従来、その防食手段としてイ
ンヒビタを添加することが行われてきた。しかし、イン
ヒビタの使用は、コスト高となることや、高温では効果
が不十分なことから、近年ではインヒビタを用いる必要
のない耐食材料を用いる傾向にある。このような耐食材
料として油井管では、Crを13％含有するマルテンサイト
系ステンレス鋼が広く用いられている。
ものは掘り尽くされ、腐食が厳しい、深度が深い、寒冷
地や海底といった掘削環境が厳しい坑井にも手をつけざ
るを得なくなっている。このような坑井から生産される
石油・天然ガスの中には、炭酸ガスを多量に含む場合が
多く、このような環境では、炭素鋼あるいは低合金鋼で
は著しく腐食されるため、従来、その防食手段としてイ
ンヒビタを添加することが行われてきた。しかし、イン
ヒビタの使用は、コスト高となることや、高温では効果
が不十分なことから、近年ではインヒビタを用いる必要
のない耐食材料を用いる傾向にある。このような耐食材
料として油井管では、Crを13％含有するマルテンサイト
系ステンレス鋼が広く用いられている。
【０００３】一方、ラインパイプでは、ＡＰＩ規格中に
Ｃ量を低減した12％Crマルテンサイト系ステンレス鋼が
規定されている。この鋼は、円周溶接に予熱、後熱が必
要であり高コストとなることや、溶接部の靱性に劣ると
いう欠点があることから、ラインパイプとして一般には
ほとんど採用されていない。このため、耐食性ラインパ
イプ用材料としては、溶接性と耐食性に優れているとの
理由で、Crを高めNi、Moを含有する二相ステンレス鋼が
用いられてきた。しかし、二相ステンレス鋼は坑井によ
っては過剰品質となり高コストとなるという問題があっ
た。
Ｃ量を低減した12％Crマルテンサイト系ステンレス鋼が
規定されている。この鋼は、円周溶接に予熱、後熱が必
要であり高コストとなることや、溶接部の靱性に劣ると
いう欠点があることから、ラインパイプとして一般には
ほとんど採用されていない。このため、耐食性ラインパ
イプ用材料としては、溶接性と耐食性に優れているとの
理由で、Crを高めNi、Moを含有する二相ステンレス鋼が
用いられてきた。しかし、二相ステンレス鋼は坑井によ
っては過剰品質となり高コストとなるという問題があっ
た。
【０００４】上記問題を克服する技術として、例えば特
開平4-99128 号公報に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が提案されている。特開平4-9912
8 号公報に記載された技術は、13％Cr系ステンレス鋼で
Ｃ、Ｎを低減し、さらにCuを1.2 〜4.5 ％添加し、造管
後の焼入れ冷却速度を水冷以上の冷却速度で冷却するこ
とにより、炭素ガスを含む腐食環境においても優れた耐
食性を示し、溶接熱影響部の硬さが低く、かつ焼割れの
問題がなく、生産性にも優れた高強度ラインパイプの製
造方法である。しかしながら、特開平4-99128 号公報に
記載された技術でも、寒冷地におけるパイプラインへの
適用には、靱性が十分でなく、靱性を向上させるために
Niを多量に添加すれば、靱性は向上するが、コスト高に
なるという問題があった。
開平4-99128 号公報に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が提案されている。特開平4-9912
8 号公報に記載された技術は、13％Cr系ステンレス鋼で
Ｃ、Ｎを低減し、さらにCuを1.2 〜4.5 ％添加し、造管
後の焼入れ冷却速度を水冷以上の冷却速度で冷却するこ
とにより、炭素ガスを含む腐食環境においても優れた耐
食性を示し、溶接熱影響部の硬さが低く、かつ焼割れの
問題がなく、生産性にも優れた高強度ラインパイプの製
造方法である。しかしながら、特開平4-99128 号公報に
記載された技術でも、寒冷地におけるパイプラインへの
適用には、靱性が十分でなく、靱性を向上させるために
Niを多量に添加すれば、靱性は向上するが、コスト高に
なるという問題があった。
【０００５】また、特開平8-295939号公報には、ライン
パイプ用高Crマルテンサイト鋼管の製造方法が提案され
ている。この技術は、Ｃ、Ｎを低減し、Mn、Ni、Cuを添
加した13％Cr系ステンレス鋼組成の鋼管をＡc3点以上の
温度でオーステナイト（γ）化したのち焼入れし、550
℃〜Ａc1点未満で焼戻すか、あるいはＡc1点〜（Ａc1点
＋50℃）の２相域温度範囲で焼戻すか、あるいはＡc1点
〜（Ａc1点＋50℃）の２相域温度範囲で焼戻したのち55
0 ℃〜Ａc1点未満で焼戻すラインパイプ用高Crマルテン
サイト鋼管の製造方法である。
パイプ用高Crマルテンサイト鋼管の製造方法が提案され
ている。この技術は、Ｃ、Ｎを低減し、Mn、Ni、Cuを添
加した13％Cr系ステンレス鋼組成の鋼管をＡc3点以上の
温度でオーステナイト（γ）化したのち焼入れし、550
℃〜Ａc1点未満で焼戻すか、あるいはＡc1点〜（Ａc1点
＋50℃）の２相域温度範囲で焼戻すか、あるいはＡc1点
〜（Ａc1点＋50℃）の２相域温度範囲で焼戻したのち55
0 ℃〜Ａc1点未満で焼戻すラインパイプ用高Crマルテン
サイト鋼管の製造方法である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
8-295939号公報に記載された技術で製造された鋼管は、
溶接熱影響部の靱性が低く、さらに溶接熱影響部の耐食
性が安定しないという問題に加えて、Mn、Cu、Ni等を多
量に添加する必要があり、コスト高となるという問題が
あった。
8-295939号公報に記載された技術で製造された鋼管は、
溶接熱影響部の靱性が低く、さらに溶接熱影響部の耐食
性が安定しないという問題に加えて、Mn、Cu、Ni等を多
量に添加する必要があり、コスト高となるという問題が
あった。
【０００７】本発明は、上記問題点を解決し、優れた溶
接性、優れた溶接部靱性を有し、さらに炭酸ガス環境下
でも十分な耐全面腐食性、耐孔食性を有し、かつ安価な
高Crマルテンサイト溶接鋼管の製造方法を提供すること
を目的とする。
接性、優れた溶接部靱性を有し、さらに炭酸ガス環境下
でも十分な耐全面腐食性、耐孔食性を有し、かつ安価な
高Crマルテンサイト溶接鋼管の製造方法を提供すること
を目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、ラインパ
イプに要求される溶接性、溶接部の靱性、および炭酸ガ
ス環境下の耐食性の向上について鋭意検討した結果、高
Crマルテンサイト鋼において、Ｃ、Ｎ含有量をそれぞれ
0.02wt％以下、0.05wt％以下にまで低減し、さらに、N
i、あるいはさらにMo、Cu、あるいは炭化物形成元素で
あるTi、Ｖ、Zr、Nb、Taの１種以上を添加した組成と
し、さらに下記（１）〜（３）式を、Mo、Cuを含有する
場合は下記（２）〜（４）式を、 （％Cr）＋1.5 （％Ni）−10（％Ｃ）−5 （％Ｎ）≧11.0 ……（１） 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ( ％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） (％Cr)+ (％Mo）+1.5 (％Ni)+2(％Cu)-10( ％Ｃ)-5(％Ｎ) ≧11.0 ……（４） ここに、％Ｃ、％Mn、％Mo、％Cr、％Ni、％Cu、％Ｎ：
各元素の含有量（重量％）満足するように調整したうえ
で、シーム溶接部に熱処理を施すことにより、溶接鋼管
の溶接性、溶接部靱性および炭酸ガス環境下の耐食性、
とくに耐孔食性、耐全面腐食性が向上するという知見を
得た。
イプに要求される溶接性、溶接部の靱性、および炭酸ガ
ス環境下の耐食性の向上について鋭意検討した結果、高
Crマルテンサイト鋼において、Ｃ、Ｎ含有量をそれぞれ
0.02wt％以下、0.05wt％以下にまで低減し、さらに、N
i、あるいはさらにMo、Cu、あるいは炭化物形成元素で
あるTi、Ｖ、Zr、Nb、Taの１種以上を添加した組成と
し、さらに下記（１）〜（３）式を、Mo、Cuを含有する
場合は下記（２）〜（４）式を、 （％Cr）＋1.5 （％Ni）−10（％Ｃ）−5 （％Ｎ）≧11.0 ……（１） 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ( ％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） (％Cr)+ (％Mo）+1.5 (％Ni)+2(％Cu)-10( ％Ｃ)-5(％Ｎ) ≧11.0 ……（４） ここに、％Ｃ、％Mn、％Mo、％Cr、％Ni、％Cu、％Ｎ：
各元素の含有量（重量％）満足するように調整したうえ
で、シーム溶接部に熱処理を施すことにより、溶接鋼管
の溶接性、溶接部靱性および炭酸ガス環境下の耐食性、
とくに耐孔食性、耐全面腐食性が向上するという知見を
得た。
【０００９】本発明は、これらの知見に基づいてさらに
検討を加え構成されたものである。すなわち、本発明
は、重量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：0.5 ％以下、Mn：
0.2〜3.0 ％、Cr：10〜14％、Ni：0.1 〜6.5 ％、Al：
0.1 ％以下、Ｎ：0.03％以下を含み、かつＣ、Mn、Cr、
Ni、Ｎを次（１）〜（３）式 （％Cr）＋1.5 （％Ni）−10（％Ｃ）−5 （％Ｎ）≧11.0 ……（１） 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ( ％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） ここに、％Ｃ、％Mn、％Cr、％Ni、％Ｎ：各元素の含有
量（重量％）を満足するように含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる組成を有する鋼帯を円筒状に成形
し、シーム部を溶接して溶接鋼管としたのち、該溶接鋼
管のシーム溶接部を700 ℃超えＡc3変態点以下の加熱温
度に加熱し、さらに該加熱温度から1.0 ℃/s以上の冷却
速度でＭs 点以下の温度まで冷却するシーム溶接部熱処
理を施すことを特微とする低温靱性および耐食性に優れ
たラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶接鋼管の製造
方法であり、また、本発明では、前記組成に加えて、必
要に応じ、さらにNb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、Z
r：0.15％以下、Ｖ：0.25％以下、Ta：0.15％以下のう
ちから選ばれた１種または２種以上を含有するのが好ま
しい。また、本発明では、前記組成に加えて、さらに重
量％でCa：0.006 ％以下を含有してもよい。また、本発
明では、前記シーム溶接部熱処理に先立って、前記溶接
鋼管のシーム溶接部をＡc3変態点以上の加熱温度に加熱
し冷却する予備熱処理を施すのが好ましい。また、本発
明では、前記シーム部の溶接を、高周波溶接またはレー
ザ溶接により行うのが好ましい。
検討を加え構成されたものである。すなわち、本発明
は、重量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：0.5 ％以下、Mn：
0.2〜3.0 ％、Cr：10〜14％、Ni：0.1 〜6.5 ％、Al：
0.1 ％以下、Ｎ：0.03％以下を含み、かつＣ、Mn、Cr、
Ni、Ｎを次（１）〜（３）式 （％Cr）＋1.5 （％Ni）−10（％Ｃ）−5 （％Ｎ）≧11.0 ……（１） 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ( ％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） ここに、％Ｃ、％Mn、％Cr、％Ni、％Ｎ：各元素の含有
量（重量％）を満足するように含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる組成を有する鋼帯を円筒状に成形
し、シーム部を溶接して溶接鋼管としたのち、該溶接鋼
管のシーム溶接部を700 ℃超えＡc3変態点以下の加熱温
度に加熱し、さらに該加熱温度から1.0 ℃/s以上の冷却
速度でＭs 点以下の温度まで冷却するシーム溶接部熱処
理を施すことを特微とする低温靱性および耐食性に優れ
たラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶接鋼管の製造
方法であり、また、本発明では、前記組成に加えて、必
要に応じ、さらにNb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、Z
r：0.15％以下、Ｖ：0.25％以下、Ta：0.15％以下のう
ちから選ばれた１種または２種以上を含有するのが好ま
しい。また、本発明では、前記組成に加えて、さらに重
量％でCa：0.006 ％以下を含有してもよい。また、本発
明では、前記シーム溶接部熱処理に先立って、前記溶接
鋼管のシーム溶接部をＡc3変態点以上の加熱温度に加熱
し冷却する予備熱処理を施すのが好ましい。また、本発
明では、前記シーム部の溶接を、高周波溶接またはレー
ザ溶接により行うのが好ましい。
【００１０】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.02％以
下、Si：0.5 ％以下、Mn：0.2 〜3.0 ％、Cr：10〜14
％、Ni：0.1 〜6.5 ％、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.03％以
下を含み、さらにMo：3.0 ％以下および／またはCu：3.
0 ％以下を含有し、かつＣ、Mn、Cr、Ni、Ｎ、Mo、Cuを
次（２）〜（４）式 (％Cr)+ (％Mo）+1.5 (％Ni)+2(％Cu)-10( ％Ｃ)-5(％Ｎ) ≧11.0 ……（４） 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ( ％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） ここに、％Ｃ、％Mn、％Mo、％Cr、％Ni、％Cu、％Ｎ：
各元素の含有量（重量％）を満足するように含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼帯を
円筒状に成形し、シーム部を溶接して溶接鋼管としたの
ち、該溶接鋼管のシーム溶接部を700 ℃超えＡc3変態点
以下の加熱温度に加熱し、さらに該加熱温度から1.0 ℃
/s以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却するシー
ム溶接部熱処理を施すことを特微とする低温靱性および
耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶
接鋼管の製造方法であり、また、本発明では、前記組成
に加えて、さらに重量％で、Nb：0.15％以下、Ti：0.15
％以下、Zr：0.15％以下、Ｖ：0.25％以下、Ta：0.15％
以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する
のが好ましい。また、本発明では、前記組成に加えて、
さらに重量％でCa：0.006 ％以下を含有するしてもよ
い。また、本発明では、前記シーム溶接部熱処理に先立
って、前記溶接鋼管のシーム溶接部をＡc3変態点以上の
加熱温度に加熱し冷却する予備熱処理を施すのが好まし
い。また、本発明では、前記シーム部の溶接を、高周波
溶接またはレーザ溶接により行うのが好ましい。
下、Si：0.5 ％以下、Mn：0.2 〜3.0 ％、Cr：10〜14
％、Ni：0.1 〜6.5 ％、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.03％以
下を含み、さらにMo：3.0 ％以下および／またはCu：3.
0 ％以下を含有し、かつＣ、Mn、Cr、Ni、Ｎ、Mo、Cuを
次（２）〜（４）式 (％Cr)+ (％Mo）+1.5 (％Ni)+2(％Cu)-10( ％Ｃ)-5(％Ｎ) ≧11.0 ……（４） 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ( ％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） ここに、％Ｃ、％Mn、％Mo、％Cr、％Ni、％Cu、％Ｎ：
各元素の含有量（重量％）を満足するように含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼帯を
円筒状に成形し、シーム部を溶接して溶接鋼管としたの
ち、該溶接鋼管のシーム溶接部を700 ℃超えＡc3変態点
以下の加熱温度に加熱し、さらに該加熱温度から1.0 ℃
/s以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却するシー
ム溶接部熱処理を施すことを特微とする低温靱性および
耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶
接鋼管の製造方法であり、また、本発明では、前記組成
に加えて、さらに重量％で、Nb：0.15％以下、Ti：0.15
％以下、Zr：0.15％以下、Ｖ：0.25％以下、Ta：0.15％
以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する
のが好ましい。また、本発明では、前記組成に加えて、
さらに重量％でCa：0.006 ％以下を含有するしてもよ
い。また、本発明では、前記シーム溶接部熱処理に先立
って、前記溶接鋼管のシーム溶接部をＡc3変態点以上の
加熱温度に加熱し冷却する予備熱処理を施すのが好まし
い。また、本発明では、前記シーム部の溶接を、高周波
溶接またはレーザ溶接により行うのが好ましい。
【００１１】なお、（１）〜（４）式中の（％Cr）、
（％Mo）、（％Ni）、（％Cu）、（％Mn）、（％Ｃ）、
（％Ｎ）はCr、Mo、Ni、Cu、、Mn、Ｃ、Ｎ、各元素の含
有量（重量％）である。本発明では、（１）〜（４）式
中のこれら元素のうち含有されない元素がある場合に
は、（１）〜（４）式中の当該元素の含有量を０として
計算するものとする。
（％Mo）、（％Ni）、（％Cu）、（％Mn）、（％Ｃ）、
（％Ｎ）はCr、Mo、Ni、Cu、、Mn、Ｃ、Ｎ、各元素の含
有量（重量％）である。本発明では、（１）〜（４）式
中のこれら元素のうち含有されない元素がある場合に
は、（１）〜（４）式中の当該元素の含有量を０として
計算するものとする。
【００１２】
【発明の実施の形態】まず、本発明で使用する鋼帯の組
成について説明する。 Ｃ：0.02％以下 Ｃは、溶接熱影響部の硬さを増加させ溶接熱影響部の靱
性を低下させ、溶接割れ性を高める元素であり、さらに
炭酸ガス環境下での耐全面腐食性、耐孔食性を低下させ
る元素でありできるだけ低減するのが望ましい。とく
に、溶接割れ性の観点から、予熱なしで溶接を可能とす
るために、Ｃは0.02％以下とする。
成について説明する。 Ｃ：0.02％以下 Ｃは、溶接熱影響部の硬さを増加させ溶接熱影響部の靱
性を低下させ、溶接割れ性を高める元素であり、さらに
炭酸ガス環境下での耐全面腐食性、耐孔食性を低下させ
る元素でありできるだけ低減するのが望ましい。とく
に、溶接割れ性の観点から、予熱なしで溶接を可能とす
るために、Ｃは0.02％以下とする。
【００１３】Si：0.5 ％以下 Siは、脱酸剤として作用するほか、フェライト生成を促
進する元素である。多量に添加するとフェライトを生成
し、母材および溶接部の靱性を劣化させる。このため、
Siは0.5 ％以下に限定する。 Mn：0.2 〜3.0 ％ Mnは、脱酸剤として作用するほか、鋼の強度を増加させ
る元素である。また、Mnはオーステナイト生成元素であ
り、フェライトの生成を抑制し、母材および溶接部の靱
性を向上させる。これらの効果は、0.2 ％以上の含有で
認められるが、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和す
る。このため、Mnは0.2 〜3.0 ％の範囲に限定した。
進する元素である。多量に添加するとフェライトを生成
し、母材および溶接部の靱性を劣化させる。このため、
Siは0.5 ％以下に限定する。 Mn：0.2 〜3.0 ％ Mnは、脱酸剤として作用するほか、鋼の強度を増加させ
る元素である。また、Mnはオーステナイト生成元素であ
り、フェライトの生成を抑制し、母材および溶接部の靱
性を向上させる。これらの効果は、0.2 ％以上の含有で
認められるが、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和す
る。このため、Mnは0.2 〜3.0 ％の範囲に限定した。
【００１４】Cr：10〜14％ Crは、鋼帯の組織をマルテンサイト組織とするために必
要な基本元素であり、さらに炭酸ガス環境での耐全面腐
食性および耐孔食性を向上させる有効な元素である。こ
れらの効果を得るためには、10％以上の含有が必要であ
る。また、14％を超える含有は、フェライトの生成が容
易となり、マルテンサイト組織を安定して確保するため
に多量のオーステナイト生成元素を添加する必要が生じ
経済的に不利となる。このようなことから、Crは10〜14
％の範囲に限定した。
要な基本元素であり、さらに炭酸ガス環境での耐全面腐
食性および耐孔食性を向上させる有効な元素である。こ
れらの効果を得るためには、10％以上の含有が必要であ
る。また、14％を超える含有は、フェライトの生成が容
易となり、マルテンサイト組織を安定して確保するため
に多量のオーステナイト生成元素を添加する必要が生じ
経済的に不利となる。このようなことから、Crは10〜14
％の範囲に限定した。
【００１５】Ni：0.1 〜6.5 ％ Niは、オーステナイト生成元素であり、母材および溶接
部の靱性を向上させ、炭酸ガス環境下での耐食性を向上
させる。このような効果は、0.1 ％以上の含有で認めら
れるが、6.5 ％を超える多量の含有は、経済的に不利と
なるほか、Ａc1変態点を低下させ、要求される特性を得
るために長時間の焼戻しを必要とする。このため、Niは
0.1 〜6.5 ％の範囲に限定した。
部の靱性を向上させ、炭酸ガス環境下での耐食性を向上
させる。このような効果は、0.1 ％以上の含有で認めら
れるが、6.5 ％を超える多量の含有は、経済的に不利と
なるほか、Ａc1変態点を低下させ、要求される特性を得
るために長時間の焼戻しを必要とする。このため、Niは
0.1 〜6.5 ％の範囲に限定した。
【００１６】Al：0.1 ％以下 Alは、脱酸剤として作用するが、0.1 ％を超える添加は
鋼帯の靱性を低下させるため、0.1 ％を上限とした。 Ｎ：0.03％以下 Ｎは、Ｃと同様に、溶接熱影響部の硬さを増加させ溶接
熱影響部の靱性を低下させる元素でありできるだけ低減
するのが望ましいが、0.03％までは許容できる。なお、
好ましくは0.02％以下である。
鋼帯の靱性を低下させるため、0.1 ％を上限とした。 Ｎ：0.03％以下 Ｎは、Ｃと同様に、溶接熱影響部の硬さを増加させ溶接
熱影響部の靱性を低下させる元素でありできるだけ低減
するのが望ましいが、0.03％までは許容できる。なお、
好ましくは0.02％以下である。
【００１７】 (％Cr)+1.5 ( ％Ni)-10( ％Ｃ)-5(％Ｎ) ≧11.0 ……（１） または、 (％Cr)+ (％Mo）+1.5 (％Ni)+2(％Cu)-10( ％Ｃ)-5(％Ｎ) ≧11.0 ……（４） 炭酸ガスあるいはさらに塩化物を含有する環境下での耐
食性（耐孔食性、耐全面腐食性）の向上のためには、不
動態皮膜の安定化が重要である。不動態皮膜の安定化の
ためには、Cr含有量の増加、あるいはさらにMoの添加が
効果的である。また、Crが炭化物を生成すると耐孔食性
に有効なCr量が減少するため、耐食性が低下する。した
がって、Ｃ含有量の低減は耐食性の向上に繋がる。ま
た、Ni、Cuの添加は不動態皮膜を安定にする効果があ
る。これらの元素の耐食性に対する効果を定量的に調べ
た結果、炭酸ガス環境下での充分な耐食性を得るために
は、Cr、Ni、Ｃ、Ｎ含有量を前記（１）式を、さらにM
o、Cuを含有する場合には（４）式を満足させるように
調整する必要がある。
食性（耐孔食性、耐全面腐食性）の向上のためには、不
動態皮膜の安定化が重要である。不動態皮膜の安定化の
ためには、Cr含有量の増加、あるいはさらにMoの添加が
効果的である。また、Crが炭化物を生成すると耐孔食性
に有効なCr量が減少するため、耐食性が低下する。した
がって、Ｃ含有量の低減は耐食性の向上に繋がる。ま
た、Ni、Cuの添加は不動態皮膜を安定にする効果があ
る。これらの元素の耐食性に対する効果を定量的に調べ
た結果、炭酸ガス環境下での充分な耐食性を得るために
は、Cr、Ni、Ｃ、Ｎ含有量を前記（１）式を、さらにM
o、Cuを含有する場合には（４）式を満足させるように
調整する必要がある。
【００１８】 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ラインパイプ用として使用できる鋼帯は、溶接性に優れ
ている必要があり、とくに海底ラインパイプ用鋼帯とし
ては、溶接に際し予熱、後熱が省略できることが重要と
なる。予熱、後熱なしで溶接できるためには、Ｃ、Ｎ、
Ni、Mn含有量を（２）式を満足するように調整する必要
がある。
ている必要があり、とくに海底ラインパイプ用鋼帯とし
ては、溶接に際し予熱、後熱が省略できることが重要と
なる。予熱、後熱なしで溶接できるためには、Ｃ、Ｎ、
Ni、Mn含有量を（２）式を満足するように調整する必要
がある。
【００１９】(％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） 鋼帯を円筒状に成形しシーム部を溶接して溶接鋼管とす
るが、シーム溶接部およびその近傍にはCrの炭窒化物が
析出し、靱性低下、耐食性劣化を引き起こす。シーム溶
接部の靱性、耐食性の劣化を防止するため、Ｃ、Ｎ含有
量を、それぞれの限定に加えて、（３）式を満足するよ
うに調整する必要がある。なお、望ましくは (％Ｃ)+(
％Ｎ) を0.035 ％以下とする。
るが、シーム溶接部およびその近傍にはCrの炭窒化物が
析出し、靱性低下、耐食性劣化を引き起こす。シーム溶
接部の靱性、耐食性の劣化を防止するため、Ｃ、Ｎ含有
量を、それぞれの限定に加えて、（３）式を満足するよ
うに調整する必要がある。なお、望ましくは (％Ｃ)+(
％Ｎ) を0.035 ％以下とする。
【００２０】本発明では、上記した組成に加えて、必要
に応じ、下記元素を添加できる。 Mo：3.0 ％以下 Moは、耐食性を向上させる元素であるが、３％を超えて
含有すると、フェライトの生成が促進され、さらに耐食
性向上効果も飽和する。このため、Moは3.0 ％以下とす
るのが望ましい。
に応じ、下記元素を添加できる。 Mo：3.0 ％以下 Moは、耐食性を向上させる元素であるが、３％を超えて
含有すると、フェライトの生成が促進され、さらに耐食
性向上効果も飽和する。このため、Moは3.0 ％以下とす
るのが望ましい。
【００２１】Cu：2.0 ％以下 Cuは、Ni、Mnと同様に、オーステナイト生成元素であ
り、さらに溶接熱影響部の靱性向上および耐全面腐食性
の向上に寄与する。また、炭素ガスあるいはさらに塩化
物を含有する環境下での耐孔食性を向上させる作用があ
る。しかし、2.0％を超えて含有すると、Cuの一部が固
溶せず析出するようになり、溶接熱影響部の靱性に悪影
響を与えるようになる。このようなことから、Cuは2.0
％以下、好ましくは0.2 ％〜1.0 ％とするのが望まし
い。
り、さらに溶接熱影響部の靱性向上および耐全面腐食性
の向上に寄与する。また、炭素ガスあるいはさらに塩化
物を含有する環境下での耐孔食性を向上させる作用があ
る。しかし、2.0％を超えて含有すると、Cuの一部が固
溶せず析出するようになり、溶接熱影響部の靱性に悪影
響を与えるようになる。このようなことから、Cuは2.0
％以下、好ましくは0.2 ％〜1.0 ％とするのが望まし
い。
【００２２】Nb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、Zr：0.
15％以下、Ｖ：0.25％以下、Ta：0.15％以下のうちから
選ばれた１種または２種以上 Nb、Ti、Zr、Ｖ、Taは、いずれも母材および溶接部の靱
性を向上させる。また、Cr炭化物をNb、Ti、Zr、Ｖ、Ta
の炭化物に置換することによって、耐孔食性に対する有
効Ｃｒ量を増加させることができ耐孔食性を向上させる
ことになる。しかし、Nb、Ti、Zr、Taは0.15％を超え
て、Ｖは0.25％を超えて添加すると溶接割れ感受性が高
くなることおよび靱性を劣化させることから、Nb、Ti、
Zr、Taは0.15％以下、Ｖは0.25％以下とするのが望まし
い。
15％以下、Ｖ：0.25％以下、Ta：0.15％以下のうちから
選ばれた１種または２種以上 Nb、Ti、Zr、Ｖ、Taは、いずれも母材および溶接部の靱
性を向上させる。また、Cr炭化物をNb、Ti、Zr、Ｖ、Ta
の炭化物に置換することによって、耐孔食性に対する有
効Ｃｒ量を増加させることができ耐孔食性を向上させる
ことになる。しかし、Nb、Ti、Zr、Taは0.15％を超え
て、Ｖは0.25％を超えて添加すると溶接割れ感受性が高
くなることおよび靱性を劣化させることから、Nb、Ti、
Zr、Taは0.15％以下、Ｖは0.25％以下とするのが望まし
い。
【００２３】Ca：0.006 ％以下 Caは、Ｓと結合しCaS を形成して溶解しやすいMnS を減
少させ、耐食性を向上させる。しかし、0.006 ％を超え
る添加は、クラスター状の介在物を生成させ、靱性を低
下させるため、Caは0.006 ％以下とするのが望ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物で
ある。不可避的不純物としては、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：
0.01％以下が許容できる。
少させ、耐食性を向上させる。しかし、0.006 ％を超え
る添加は、クラスター状の介在物を生成させ、靱性を低
下させるため、Caは0.006 ％以下とするのが望ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物で
ある。不可避的不純物としては、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：
0.01％以下が許容できる。
【００２４】上記した組成の溶鋼を転炉、電気炉等の通
常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊法
で凝固させてスラブ等の鋼素材とする。これら鋼素材
は、さらに熱間圧延により所定の寸法の熱延鋼帯とされ
る。熱間圧延のための加熱は、1050〜1350℃の温度範囲
とするのが望ましい。加熱温度が1050℃未満では、圧延
時の変形抵抗が大きくなり、所定の圧延が困難になる場
合がある。また、1350℃を超えると結晶粒が粗大化し、
靱性が劣化する危険性がある。
常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊法
で凝固させてスラブ等の鋼素材とする。これら鋼素材
は、さらに熱間圧延により所定の寸法の熱延鋼帯とされ
る。熱間圧延のための加熱は、1050〜1350℃の温度範囲
とするのが望ましい。加熱温度が1050℃未満では、圧延
時の変形抵抗が大きくなり、所定の圧延が困難になる場
合がある。また、1350℃を超えると結晶粒が粗大化し、
靱性が劣化する危険性がある。
【００２５】熱間圧延の仕上げ圧延終了温度はとくに限
定する必要はないが、Ａc3点以上とするのが望ましい。
仕上げ圧延終了温度がＡc3点未満では、コイル巻取り時
の抵抗が大きくなりすぎる危険性がある。熱間圧延終了
後、熱延鋼帯はコイルに巻き取られる。巻き取り後、コ
イルは放冷または徐冷される。
定する必要はないが、Ａc3点以上とするのが望ましい。
仕上げ圧延終了温度がＡc3点未満では、コイル巻取り時
の抵抗が大きくなりすぎる危険性がある。熱間圧延終了
後、熱延鋼帯はコイルに巻き取られる。巻き取り後、コ
イルは放冷または徐冷される。
【００２６】このようにして製造された熱延鋼帯は、さ
らに焼戻し処理、あるいは焼入れ焼戻し処理を施され、
所望の強度とされるのが望ましい。本発明範囲の組成で
は、熱延のままでマルテンサイト組織となるが、所望の
強度靱性に調整するため焼戻し処理、あるいは焼入れ焼
戻し処理を施すのが望ましい。焼入れ焼戻し処理は、Ａ
c3変態点以上好ましくは1000℃以下に加熱し、焼入れを
行ったのち、Ａc3変態点以下の温度で焼戻すのが望まし
い。また、焼戻し処理は、Ａc3変態点以下の温度で行う
のが望ましい。
らに焼戻し処理、あるいは焼入れ焼戻し処理を施され、
所望の強度とされるのが望ましい。本発明範囲の組成で
は、熱延のままでマルテンサイト組織となるが、所望の
強度靱性に調整するため焼戻し処理、あるいは焼入れ焼
戻し処理を施すのが望ましい。焼入れ焼戻し処理は、Ａ
c3変態点以上好ましくは1000℃以下に加熱し、焼入れを
行ったのち、Ａc3変態点以下の温度で焼戻すのが望まし
い。また、焼戻し処理は、Ａc3変態点以下の温度で行う
のが望ましい。
【００２７】このようにして製造された鋼帯を、連続的
に円筒状に成形したのち、シーム部を溶接して溶接鋼管
とする。シーム部の溶接は、高周波溶接あるいはレーザ
溶接等のエネルギービーム溶接とするのが望ましい。高
周波溶接は、高周波抵抗方式あるいは高周波誘導方式が
いずれも好適である。エネルギービーム溶接としては、
レーザ溶接、電子ビーム溶接が例示される。また、両者
の組合せも可能である。
に円筒状に成形したのち、シーム部を溶接して溶接鋼管
とする。シーム部の溶接は、高周波溶接あるいはレーザ
溶接等のエネルギービーム溶接とするのが望ましい。高
周波溶接は、高周波抵抗方式あるいは高周波誘導方式が
いずれも好適である。エネルギービーム溶接としては、
レーザ溶接、電子ビーム溶接が例示される。また、両者
の組合せも可能である。
【００２８】本発明では、溶接後、これらの溶接鋼管の
シーム溶接部に熱処理を施し、シーム溶接部の硬さを低
下させる。溶接後、これらの溶接鋼管のシーム溶接部
を、700 ℃超えＡc3変態点以下の加熱温度に加熱し、さ
らに該加熱温度から 1.0℃/s以上の冷却速度でＭs 点以
下の温度まで冷却する、シーム溶接部熱処理を施す。こ
の熱処理を第１の熱処理と称する。
シーム溶接部に熱処理を施し、シーム溶接部の硬さを低
下させる。溶接後、これらの溶接鋼管のシーム溶接部
を、700 ℃超えＡc3変態点以下の加熱温度に加熱し、さ
らに該加熱温度から 1.0℃/s以上の冷却速度でＭs 点以
下の温度まで冷却する、シーム溶接部熱処理を施す。こ
の熱処理を第１の熱処理と称する。
【００２９】シーム溶接部の加熱温度が700 ℃以下で
は、シーム溶接部の耐食性、靱性の向上が少ない。一
方、Ａc3変態点を超える温度に加熱するとシーム溶接部
の組織が焼入れマルテンサイトになって硬化し、靱性を
低下させる。なお、シーム溶接部の加熱温度は、710 ℃
〜770 ℃の温度範囲とするのが望ましい。加熱温度から
の冷却速度が 1.0℃／ｓ未満では、耐食性が低下する。
このため、シーム溶接部を加熱後、冷却速度は 1.0℃/s
以上でＭs 点以下の温度まで冷却するとものとした。
は、シーム溶接部の耐食性、靱性の向上が少ない。一
方、Ａc3変態点を超える温度に加熱するとシーム溶接部
の組織が焼入れマルテンサイトになって硬化し、靱性を
低下させる。なお、シーム溶接部の加熱温度は、710 ℃
〜770 ℃の温度範囲とするのが望ましい。加熱温度から
の冷却速度が 1.0℃／ｓ未満では、耐食性が低下する。
このため、シーム溶接部を加熱後、冷却速度は 1.0℃/s
以上でＭs 点以下の温度まで冷却するとものとした。
【００３０】また、シーム溶接部の熱処理としては、上
記した第１の熱処理の予備熱処理として、シーム溶接部
をＡc3変態点以上の加熱温度に加熱し冷却する熱処理を
施してもよい。加熱温度がＡc3変態点未満では、組織の
均一化が充分行われない。一方、加熱温度が1000℃を超
えると結晶粒が粗大化することがある。この予備処理に
より、より溶接部の組織が均一化されという効果があ
る。
記した第１の熱処理の予備熱処理として、シーム溶接部
をＡc3変態点以上の加熱温度に加熱し冷却する熱処理を
施してもよい。加熱温度がＡc3変態点未満では、組織の
均一化が充分行われない。一方、加熱温度が1000℃を超
えると結晶粒が粗大化することがある。この予備処理に
より、より溶接部の組織が均一化されという効果があ
る。
【００３１】
【実施例】表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続
鋳造法で260mm 厚のスラブとした。これらスラブを1100
〜1200℃に加熱したのち、熱間圧延により板厚５mmの鋼
帯とした。720 ℃で焼戻し処理を施し、強度をＸ80グレ
ードに調整した。これら鋼帯は、このような処理によ
り、均一なマルテンサイト組織となっている。
鋳造法で260mm 厚のスラブとした。これらスラブを1100
〜1200℃に加熱したのち、熱間圧延により板厚５mmの鋼
帯とした。720 ℃で焼戻し処理を施し、強度をＸ80グレ
ードに調整した。これら鋼帯は、このような処理によ
り、均一なマルテンサイト組織となっている。
【００３２】これら鋼帯を、連続的に円筒状に成形し、
シーム部を高周波抵抗方式の溶接により接合し、152mm
φの溶接鋼管とした。ついで、これら溶接鋼管のシーム
溶接部に、表２に示す条件で第１の熱処理および予備処
理を施した。シーム溶接部に熱処理を施された溶接鋼管
について、炭酸ガス腐食試験を実施した。
シーム部を高周波抵抗方式の溶接により接合し、152mm
φの溶接鋼管とした。ついで、これら溶接鋼管のシーム
溶接部に、表２に示す条件で第１の熱処理および予備処
理を施した。シーム溶接部に熱処理を施された溶接鋼管
について、炭酸ガス腐食試験を実施した。
【００３３】炭酸ガス腐食試験は、溶接鋼管から、シー
ム溶接部を含んだ3.0 mm×25mm×50mmの試験片を採取
し、オートクレーブで3.0MPaの炭酸ガスを飽和させた20
％NaCl水溶液（液温：80℃）中に７日間浸漬し、孔食の
発生状況、全面腐食の腐食量を測定した。孔食の発生状
況は、孔食が発生したものを○、発生しなかったものを
×で評価した。また、測定した全面腐食量から腐食速度
に換算し炭酸ガス腐食速度（mm/year ）とし、耐全面腐
食性を評価した。なお、耐全面腐食性の評価は、炭酸ガ
ス腐食速度が0.125mm/year以下を○、0.125mm/year超え
の場合を×とした。
ム溶接部を含んだ3.0 mm×25mm×50mmの試験片を採取
し、オートクレーブで3.0MPaの炭酸ガスを飽和させた20
％NaCl水溶液（液温：80℃）中に７日間浸漬し、孔食の
発生状況、全面腐食の腐食量を測定した。孔食の発生状
況は、孔食が発生したものを○、発生しなかったものを
×で評価した。また、測定した全面腐食量から腐食速度
に換算し炭酸ガス腐食速度（mm/year ）とし、耐全面腐
食性を評価した。なお、耐全面腐食性の評価は、炭酸ガ
ス腐食速度が0.125mm/year以下を○、0.125mm/year超え
の場合を×とした。
【００３４】また、鋼帯から、JIS G 3158の規定に準拠
して斜めＹ型溶接割れ試験片を採取し、JIS G 3158の規
定に準拠して予熱30℃で溶接割れ性を評価した。溶接割
れ性は、溶接割れの発生が見られたものを×、発生のな
かったものを○として評価した。さらに、溶接鋼管の熱
影響部（ＨＡＺ部）の低温靱性を評価するため、熱影響
部から試験片を採取し、−20℃におけるシャルピー衝撃
試験を実施し、吸収エネルギーを求めた。
して斜めＹ型溶接割れ試験片を採取し、JIS G 3158の規
定に準拠して予熱30℃で溶接割れ性を評価した。溶接割
れ性は、溶接割れの発生が見られたものを×、発生のな
かったものを○として評価した。さらに、溶接鋼管の熱
影響部（ＨＡＺ部）の低温靱性を評価するため、熱影響
部から試験片を採取し、−20℃におけるシャルピー衝撃
試験を実施し、吸収エネルギーを求めた。
【００３５】これらの結果を表２に示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】本発明例は、予熱30℃という厳しい溶接条
件においても、溶接割れの発生もなく優れた溶接性を示
し、また、炭酸ガス環境下の腐食試験においても孔食の
発生もなく優れた耐孔食性を有し、さらに炭酸ガス腐食
速度も低く優れた耐全面腐食性を有し、優れた耐食性を
示している。また、−20℃における吸収エネルギー（v
Ｅ-20 ）も高く、優れた低温靱性を有している。一方、
本発明の範囲を外れる比較例は、溶接割れ、耐食性のう
ちいずれかが劣化していた。さらに比較例は、vE-20 も
低く、低温靱性が低い。
件においても、溶接割れの発生もなく優れた溶接性を示
し、また、炭酸ガス環境下の腐食試験においても孔食の
発生もなく優れた耐孔食性を有し、さらに炭酸ガス腐食
速度も低く優れた耐全面腐食性を有し、優れた耐食性を
示している。また、−20℃における吸収エネルギー（v
Ｅ-20 ）も高く、優れた低温靱性を有している。一方、
本発明の範囲を外れる比較例は、溶接割れ、耐食性のう
ちいずれかが劣化していた。さらに比較例は、vE-20 も
低く、低温靱性が低い。
【００４０】このように、本発明の方法で製造された鋼
管は優れた溶接性、耐孔食性および耐全面腐食性、低温
靱性を示すことが明らかになった。
管は優れた溶接性、耐孔食性および耐全面腐食性、低温
靱性を示すことが明らかになった。
【００４１】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、炭酸ガ
ス環境下で優れた耐孔食性および耐全面腐食性を示し、
さらに、耐溶接割れ性に優れ、溶接部の低温靱性も高
く、予熱、後熱なしで円周溶接が可能なラインパイプ用
高Crマルテンサイト溶接鋼管を提供でき、産業上格段の
効果を奏する。また、本発明によれば、石油・天然ガス
などを輸送するためのラインパイプが安価に提供でき、
産業の発展に寄与するところが極めて大である。
ス環境下で優れた耐孔食性および耐全面腐食性を示し、
さらに、耐溶接割れ性に優れ、溶接部の低温靱性も高
く、予熱、後熱なしで円周溶接が可能なラインパイプ用
高Crマルテンサイト溶接鋼管を提供でき、産業上格段の
効果を奏する。また、本発明によれば、石油・天然ガス
などを輸送するためのラインパイプが安価に提供でき、
産業の発展に寄与するところが極めて大である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 豊岡 高明 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 Ｆターム(参考） 4K042 AA06 AA24 BA02 BA06 BA11 BA13 CA03 CA05 CA07 CA08 CA09 CA10 CA11 CA12 CA13 DA02 DC02 DE05 DE06
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.02％以下、 Si：0.5 ％以下、 Mn：0.2 〜3.0 ％、 Cr：10〜14％、 Ni：0.1 〜6.5 ％、 Al：0.1 ％以下、 Ｎ：0.03％以下を含み、かつＣ、Mn、Cr、Ni、Ｎを下記
（１）〜（３）式を満足するように含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる組成を有する鋼帯を円筒状に
成形し、シーム部を溶接して溶接鋼管としたのち、該溶
接鋼管のシーム溶接部を700 ℃超えＡc3変態点以下の加
熱温度に加熱し、さらに該加熱温度から1.0 ℃/s以上の
冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却することを特微と
する低温靱性および耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃ
ｒマルテンサイト溶接鋼管の製造方法。 記 （％Cr）＋1.5 （％Ni）−10（％Ｃ）−5 （％Ｎ）≧11.0 ……（１） 150 （％Ｃ）＋100 （％Ｎ）−（％Ni）−（％Mn）≦3.5 ……（２） （％Ｃ）＋（％Ｎ）≦0.040 ……（３） ここに、％Ｃ、％Mn、％Cr、％Ni、％Ｎ：各元素の含有
量（重量％） - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：0.02％以下、
Si：0.5 ％以下、 Mn：0.2 〜3.0 ％、 Cr：10〜14％、 Ni：0.1 〜6.5 ％、 Al：0.1 ％以下、 Ｎ：0.03％以下を含み、さらにMo：3.0 ％以下および／
またはCu：3.0 ％以下を含有し、かつＣ、Mn、Cr、Ni、
Mo、Cu、Ｎを下記（１）〜（３）式を満足するように含
有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有す
る鋼帯を円筒状に成形し、シーム部を溶接して溶接鋼管
としたのち、該溶接鋼管のシーム溶接部を700 ℃超えＡ
c3変態点以下の加熱温度に加熱し、ついで該加熱温度か
ら1.0 ℃/s以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却
するシーム溶接部熱処理を施すことを特微とする低温靱
性および耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテン
サイト溶接鋼管の製造方法。 記 (％Cr)+ (％Mo）+1.5 (％Ni)+2(％Cu)-10( ％Ｃ)-5(％Ｎ) ≧11.0 ……（４） 150(％Ｃ)+100(％Ｎ)-( ％Ni)-( ％Mn) ≦3.5 ……（２） ( ％Ｃ)+( ％Ｎ) ≦0.040 ……（３） ここに、％Ｃ、％Mn、％Mo、％Cr、％Ni、％Cu、％Ｎ：
各元素の含有量（重量％） - 【請求項３】 前記シーム溶接部熱処理に先立ち、前記
溶接鋼管のシーム溶接部をＡc3変態点以上の加熱温度に
加熱し冷却する予備熱処理を施すことを特徴とする請求
項１または２に記載のラインパイプ用高Ｃｒマルテンサ
イト溶接鋼管の製造方法。 - 【請求項４】 前記組成に加えて、さらに重量％で、N
b：0.15％以下、Ti：0.15％以下、Zr：0.15％以下、
Ｖ：0.25％以下、Ta：0.15％以下のうちから選ばれた１
種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１
ないし３のいずれかに記載のラインパイプ用高Crマルテ
ンサイト溶接鋼管の製造方法。 - 【請求項５】 前記組成に加えて、さらに重量％で、C
a：0.006 ％以下を含有することを特徴とする請求項１
ないし４のいずれかに記載のラインパイプ用高Crマルテ
ンサイト溶接鋼管の製造方法。 - 【請求項６】 前記シーム部の溶接が、高周波溶接また
はエネルギービーム溶接により行うことを特徴とする請
求項１ないし５のいずれかに記載のラインパイプ用高Cr
マルテンサイト溶接鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10246172A JP2000080416A (ja) | 1998-08-31 | 1998-08-31 | 溶接性および耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶接鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10246172A JP2000080416A (ja) | 1998-08-31 | 1998-08-31 | 溶接性および耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶接鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000080416A true JP2000080416A (ja) | 2000-03-21 |
Family
ID=17144595
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10246172A Pending JP2000080416A (ja) | 1998-08-31 | 1998-08-31 | 溶接性および耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶接鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000080416A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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