JP2000328202A - 成形性と耐食性ならびに靭性に優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼板とその製造方法および溶接鋼管 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】溶接管用の素材に用いて好適な成形性と耐食性
に優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼板とその
製造方法および溶接鋼管を提供する。 【解決手段】C：0.02％以下、Si：0〜1.0％、Mn：0〜3.
0％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：9.0〜13.0
％、Ni：1.0〜4.0％、Mo：0〜1.2％、Al：0〜0.10％、T
i：0〜0.10％、Cu：0〜1.2％、Nb：0〜0.10％、V：0.10
％以下、N：0.020％以下、残部は実質的にFeからなり、
Cr、NiおよびMoの合計含有量が鋼板の肉厚をｔとしたと
き、下記の式または式を満たす低炭素マルテンサイ
ト系ステンレス鋼板。 t≦10の時 Cr+Ni+Mo≦16 ・・・・・・・・・・・・・ t＞10の時 Cr+Ni+Mo≦16-0.1(t-10) ・・・

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ラインパイプや油
井管または油井化工機用配管に用いられる溶接鋼管の素
材に好適な成形性と耐食性ならびに靭性に優れる低炭素
マルテンサイト系ステンレス鋼板とその製造方法および
溶接鋼管に関する。

【０００２】

【従来の技術】低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼
は、油井用材料として近年開発が進められている鋼種で
ある。この低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼は、２
相ステンレス鋼よりもＣｒ等の高価な元素の含有量が少
ないために安価であり、炭酸ガスのみや、炭酸ガスと微
量の硫化水素ガスからなる混合ガスを含む湿潤環境中で
用いた場合、良好な耐食性を示す。また、低炭素である
ことから、溶接性がよく、ガス・タングステン・アーク
溶接法（以下、ＧＴＡＷ法という）やガス・メタル・ア
ーク溶接（以下、ＧＭＡＷ法という）による突き合わせ
円周溶接継手を前提とするラインパイプに用いて好適で
ある。

【０００３】上記の低炭素マルテンサイト系ステンレス
鋼からなる鋼管は、従来は主として継目無鋼管として製
管されてきたが、近年、継目無鋼管では製造困難な肉厚
１０ｍｍ以下の薄肉の溶接管の需要が高まっている。

【０００４】低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼から
なる溶接管は、従来はあまり実用化例がないが、例え
ば、特開平４−１９１３１９号公報や同４−１９１３２
０号公報には、素材の帯鋼を管状に成形して突き合わせ
部を電縫溶接法（以下、ＥＲＷ法という）によって造管
溶接する方法が提案されている。また、小径管ではＧＴ
ＡＷ法やプラズマ溶接法（以下、ＰＡＷ法という）によ
る突き合わせ造管溶接も検討されている。

【０００５】近年開発が進められている新溶接法として
は、レーザ溶接製管法がある。一般的な小径管を対象と
した方法では、鋼種は異なるが、特開昭６３−２７８６
８８号公報ではオーステナイト系ステンレス鋼、同６３
−２７８６８９号公報ではフェライト系ステンレス鋼、
および同６３−２７８６９０号公報では含Ｍｏ合金を素
材鋼に用いた場合、レーザ溶接製管後、溶接シーム部に
対して後熱処理を施せば溶接金属の機械的性質が回復し
良好な性能が得られるとしている。

【０００６】また、近年、大出力のレーザ熱源を用いた
突き合わせ造管溶接法も開発されており、特開平９−１
６４４２５号公報には、突き合わせレーザ溶接製管を行
い、その後溶接部近傍に適正な後熱処理を施せば良好な
耐食性が確保されるとしている。

【０００７】一方で、継目無管よりもさらに大径の管の
需要も高まりつつある。大径管に関しては、圧延された
厚鋼板を素材とし、サブマージド・アーク溶接法（以
下、ＳＡＷ法という）による造管溶接も検討されつつあ
る。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】低炭素マルテンサイト
系ステンレス鋼板を素材として用い、これを管状に成形
して造管溶接する際の成形の不良性が重要な問題として
近年明らかとなってきている。すなわち、薄肉鋼板を用
いて無理な成形を行うと、突き合わせ端面に縁波が発生
して良好な突き合わせ溶接ができない。また、肉厚１０
ｍｍ以上の厚肉鋼板を用いた場合は、成形そのものが非
常に困難で、成形ロールや成形プレス等の設備への機械
的な負担が大きくなる。

【０００９】これらの問題は、耐食性の確保や組織制御
を目的にして添加されるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ等の合金元素
がマルテンサイト組織中で固溶強化を引き起こすのが原
因の一つと考えられる。この合金元素による固溶強化
は、成形性の低下のみならず、強度ばらつきの一因とな
っているとも推定される。

【００１０】通常、ラインパイプとして要求される強度
は、降伏強度ＹＳが８０〜９５ｋｓｉ級（５５１〜６５
４ＭＰａ）のものが主流であるが、現状では熱処理時に
強度がばらつき、前記の強度範囲を外れてしまうことが
多い。また、強度が高いと靭性等の機械的性質が低下す
る場合も多い。

【００１１】本発明の目的は、溶接管用の素材として用
いて好適な成形性と耐食性に優れた低炭素マルテンサイ
ト系ステンレス鋼板とその製造方法および溶接鋼管を提
供することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）〜（３）の成形性と耐食性ならびに靭性に優れた
低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼板、下記（４）の
その製造方法および下記（５）の溶接鋼管にある。

【００１３】（１）重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓ
ｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜３．０％、Ｐ：０．０４
０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：９．０〜１
３．０％、Ｎｉ：１．０〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．２
％、Ａｌ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｃ
ｕ：０〜１．２％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０．１
０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、残部は実質的にＦｅ
からなり、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏ量の合計含有量が下記
の式または式を満たす成形性と耐食性ならびに靭性
に優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼板。

【００１４】 ｔ≦１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６ ・・・・・・・・・・・・・ ｔ＞１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６−０．１（ｔ−１０） ・・・ ここで、ｔは鋼板の肉厚（ｍｍ）とする。

【００１５】（２）組織に占めるオーステナイト相の割
合γが、体積％で、下記の式を満たす上記（１）に記
載の成形性と耐食性ならびに靭性に優れた低炭素マルテ
ンサイト系ステンレス鋼板。

【００１６】γ≦Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ−１０ ・・・ ここで、式中のＣｒ、ＮｉおよびＭｏは、鋼中のそれぞ
れの含有量（重量％）を意味する。

【００１７】（３）降伏応力ＹＳが９５ｋｓｉ以下であ
る上記（１）または（２）に記載の成形性と耐食性なら
びに靭性に優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼
板。

【００１８】（４）重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓ
ｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜３．０％、Ｐ：０．０４
０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：９．０〜１
３．０％、Ｎｉ：１．０〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．２
％、Ａｌ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｃ
ｕ：０〜１．２％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０．１
０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、残部は実質的にＦｅ
からなり、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの合計含有量が下記の
式または式を満たす化学組成を有する肉厚ｔ（ｍ
ｍ）の熱間圧延後の鋼板に、５００〜７００℃の温度域
に加熱保持する熱処理を施す上記（３）に記載の成形性
と耐食性ならびに靭性に優れた低炭素マルテンサイト系
ステンレス鋼板の製造方法。

【００１９】 ｔ≦１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６ ・・・・・・・・・・・・・ ｔ＞１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６−０．１（ｔ−１０） ・・・ （５）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板を素
材とする耐食性と靭性に優れた低炭素マルテンサイト系
ステンレス溶接鋼管。

【００２０】上記の発明は、次の知見に基づいて完成さ
せた。すなわち、本発明者らは、低炭素マルテンサイト
系ステンレス鋼の成形性に及ぼす要因について鋭意実験
検討を行い、次のことを知見した。

【００２１】まず、通常用いられる低炭素マルテンサイ
ト系ステンレス鋼よりも、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ等の合金元
素を板厚に応じて所定の関係を保ちつつ低減した化学組
成とすれば、成形性の改善に極めて有効である。

【００２２】ただし、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは耐食性に寄与
する元素であり、これらの元素を低減しすぎてオーステ
ナイト相が過剰に析出すると耐食性が低下する。しか
し、この耐食性の低下は、組織に占めるオーステナイト
相の割合を、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ量に応じて所定値以下に
抑制すれば回避できる。

【００２３】また、熱間圧延ままの鋼板は、圧延条件に
よっては高強度となりすぎて成形性が低下する場合があ
るが、熱間圧延後に所定の温度範囲で熱処理し、その降
伏強度ＹＳを９５ｋｓｉ以下に調整すれば、良好な成形
性が安定して確保される。

【００２４】

【発明の実施の形態】以下、本発明の各要件について詳
しく説明する。なお、以下において、「％」は特に断ら
ない限り、「重量％」を意味する。

【００２５】《化学組成》 Ｃ：０．０２％以下 Ｃ含有量が０．０２％を超えると、母材や溶接時に焼入
れ硬化した熱影響部（以下、ＨＡＺという）において靭
性が低下することがある。このため、Ｃ含有量は０．０
２％以下とした。なお、Ｃ含有量は低ければ低いほど望
ましいが、過度の低減は素材のコスト上昇を招くので、
経済性の観点からは０．００２％以上とするのがよい。

【００２６】Ｓｉ：０〜１．０％ Ｓｉは添加しなくてもよいが、Ａｌ等他の脱酸剤を用い
ない場合には、鋼の脱酸用に０．０５％以上含有させる
のがよい。しかし、１．０％を超えて含有させると、結
晶粒界の強度を弱め、靭性を低下させる。このため、添
加する場合のＳｉ含有量は０．０５〜１．０％とするの
がよい。

【００２７】Ｍｎ：０〜３．０％ Ｍｎは添加しなくてもよいが、添加すれば鋼の熱間加工
性が向上するほか、フェライト相の析出を抑制してマル
テンサイト相の割合を高める効果がある。これらの効果
は、０．０５％以上で顕著になる。しかし３．０％を超
えて含有させると、結晶粒界の強度を弱め靭性を低下さ
せる。このため、添加する場合のＭｎ含有量は０．０５
〜３．０％とするのがよい。

【００２８】Ｐ：０．０４０％以下 Ｐは不純物として鋼中に不可避的に存在し、粒界に偏析
して靭性を劣化させる。特に、その含有量が０．０４０
％を超えると、靭性の低下が著しくなる。このため、不
純物として混入するとしてもその含有量は０．０４０％
以下にする必要がある。なお、Ｐの含有量は靭性を高め
る観点からはできるだけ低くするのが望ましく、低けれ
ば低いほどよい。

【００２９】Ｓ：０．０１０％以下 Ｓは上記のＰと同様に不純物として鋼中に不可避的に存
在し、粒界に偏析することにより靭性を低下させる。特
に、その含有量が０．０１０％を超えると靭性の低下が
著しくなる。したがって、不純物として混入するとして
もその含有量は０．０１０％以下にする必要がある。な
お、Ｓの含有量は靭性を高めるため観点からはできるだ
け低くするのが望ましく、低ければ低いほどよい。

【００３０】Ｃｒ：９．０〜１３．０％ Ｃｒは湿潤炭酸ガス環境における耐食性を高める元素で
ある。この効果を得るためには９．０％以上必要であ
る。一方、１３．０％を超えると素材のコスト上昇を招
いて経済性が損なわれる。また、鋼の固溶強化を招いて
成形性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量は９．０〜
１３．０％とした。

【００３１】Ｎｉ：１．０〜４．０％ Ｎｉは上記のＭｎと同様にフェライト相の析出を抑制し
てマルテンサイト相率を高めるほか、靭性の改善に効果
がある。この効果を得るためには１．０％以上が必要で
ある。しかし、４．０％を超えて含有させると、固溶強
化により成形性を低下させるほか経済性の観点からも望
ましくない。このため、Ｎｉ含有量は１．０〜４．０％
とした。

【００３２】Ｍｏ：０〜１．２％ Ｍｏは添加しなくてもよいが、添加すれば耐孔食性を高
める効果があり、その効果は０．２％以上で顕著にな
る。しかし、１．２％を超えて含有させると素材のコス
ト上昇を招いて経済性が損なわれるほか、成形性が低下
する。このため、添加する場合のＭｏ含有量は０．２〜
１．２％とするのがよい。

【００３３】Ａｌ：０〜０．１０％ Ａｌは添加しなくてもよいが、添加すれば鋼の脱酸に有
効であり、その効果は０．０２％以上で顕著になる。し
かし、０．１０％を超えて含有させると粗大なアルミナ
系介在物が多くなって靭性が低下する。したがって、添
加する場合のＡｌ含有量は０．０２〜０．１０％とする
のがよい。なお、本明細書でいうＡｌとは所謂「ｓｏ
ｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）」のことである。

【００３４】Ｔｉ：０〜０．１０％ Ｔｉは添加しなくてもよいが、添加すれば鋼中の不純物
であるＮをＴｉＮとして固定する効果がある。また、Ｎ
の固定に必要な量よりも過剰なＴｉは、炭化物となって
Ｃをトラップし、周溶接部のＨＡＺにおける硬化を抑制
する。これらの効果は０．０１％以上で顕著になる。し
かし、０．１０％を超えて含有させると靭性が著しく低
下する。したがって、添加する場合のＴｉ含有量は０．
０１〜０．１０％とするのがよい。

【００３５】Ｃｕ：０〜１．２％ Ｃｕは添加しなくてもよいが、添加すれば上記のＭｏと
同様に耐孔食性を高める効果があり、その効果は０．２
％以上で顕著になる。しかし、１．２％を超えて含有さ
せると固溶強化を起こして成形性が低下するだけでな
く、その耐食性の向上効果は飽和する。このため、添加
する場合のＣｕ含有量は０．２〜１．２％とするのがよ
い。

【００３６】Ｎｂ：０〜０．１０％ Ｎｂは添加しなくてもよいが、添加すれば微細なＮｂ炭
化物が析出し、旧オーステナイト粒径を微細化して靭性
を向上させる。その効果は０．０１％以上で顕著にな
る。しかし、０．１０％を超えて含有させると微細なＮ
ｂ炭化物が過剰に析出し、かえって靭性が低下する。こ
のため、添加する場合のＮｂ含有量は０．０１〜０．１
０％とするのがよい。

【００３７】Ｖ：０．１０％以下 ＶはＣｒ鉱石等のＣｒ源から混入する不可避不純物であ
り、その含有量が０．１０％を超えると微細なＶ炭化物
が析出し、靭性が低下することがある。このため、Ｖ含
有量は０．１０％以下とした。好ましい上限は０．０５
％である。

【００３８】Ｎ：０．０２０％以下 Ｎは上記のＰ、Ｓと同様に不純物として鋼中に不可避的
に存在し、その含有量が０．０２０％を超えると粒界強
度を弱め靭性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．０
２０％以下とした。好ましい上限は０．０１０％であ
る。

【００３９】上記の化学組成を有する鋼板の成形性は、
前述したように、鋼中のＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏの含有量に大
きく左右される。また、鋼板の肉厚ｔ（ｍｍ）が大きく
なると成形性が低下する。したがって、肉厚ｔに応じて
これらの元素の含有量を低減する必要がある。所望の成
形性を確保するためには、鋼中のＣｒ、ＮｉおよびＭｏ
の合計含有量（重量％）を、下記の式または式を満
たす量にする必要がある。

【００４０】 ｔ≦１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６ ・・・・・・・・・・・・・ ｔ＞１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６−０．１（ｔ−１０） ・・・ Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの合計含有量が上記の式または
式を満たさない場合には、所望の成形性が確保でき
ず、溶接製管の際に良好な管状成形ができなくなる。具
体的には、薄肉材（ｔ≦１０）の場合には、成形時に熱
延鋼板の突き合わせ部に縁波が生じ、正常な突き合わせ
溶接ができない。また、厚肉材（ｔ＞１０）の場合に
は、一般に使用されている成形装置では成形自体が困難
となり、正常な造管溶接ができない。

【００４１】《金属組織》オーステナイト相中では、Ｃ
ｒやＭｏ等の耐食性に有効な元素の濃度が低い。そのた
め、本発明のようにＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏを低減した鋼で
は、耐食性を確保するめに、組織に占めるオーステナイ
ト相の割合γを低減するのが望ましい。このオーステナ
イト相の割合γ（体積％）の上限値は、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍ
ｏの合計含有量に依存し、下記の式を満たす量である
ことが望ましい。

【００４２】 γ≦Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ−１０ ・・・・・ 組織に占めるオーステナイト相の割合γが上記の式を
満たさない場合には、試験条件によっては湿潤炭酸ガス
中または微量の硫化水素を含む炭酸ガス中での耐食性が
低下することがある。

【００４３】ここで、オーステナイト相の割合γ（体積
％）とは、下記の方法によって求められる量である。

【００４４】線源がＣｏ−ＫαのＸ線回折法により、鋼
板の断面でマルテンサイト相の｛２１１｝回折線とオー
ステナイト相の｛２２０｝回折線の強度比を測定し、３
断面の測定値を平均してオーステナイト相の体積割合を
求める。

【００４５】ただし、マルテンサイト相とオーステナイ
ト相では、回折線の強度が異なり、装置ごとの特性によ
る誤差があるため、所定の相比に混合された市販の標準
試料（理学電機工業（株）製）を用いて強度補正を行
う。

【００４６】《熱処理》熱延や厚板圧延等の熱間圧延し
たままの鋼板は、強度が高すぎて所望の成形性が確保で
きない場合がある。このため、熱間圧延後の鋼板に、５
００℃〜７００℃の温度範囲に５分以上保持する熱処理
を施すのが好ましい。この場合、ラインパイプとして必
要な強度、すなわち降伏強度ＹＳが９５ｋｓｉ（６５４
ＭＰａ）以下、具体的には８０〜９５ｋｓｉ（５５１〜
６５４ＭＰａ）の降伏強度ＹＳを安定して確保すること
ができる。

【００４７】ここで、熱処理温度が５００℃未満では、
熱処理の効果が十分でなく、８０ｋｓｉ級の強度が得ら
れないことがある。一方、熱処理温度が７００℃を超え
ると、二相域加熱による再焼入れが起こり、かえって強
度が上昇することがある。このため、熱間圧延後に熱処
理を施す場合の熱処理温度を５００℃〜７００℃とし
た。

【００４８】また、熱処理温度は上記の温度範囲であれ
ば、特に一定の温度に保持する必要はなく、連続的また
は段階的に変化させてもかまわない。保持時間について
は特に制限しない。しかし、鋼板全体を均一に加熱する
観点からは、５分以上保持するのが望ましい。

【００４９】熱処理後の冷却方法についても特に制限は
なく、水冷、油冷、放冷等、設備に適合した冷却方法を
採用すればよい。ただし、強度制御とコストの観点から
は、炉冷または放冷とするのがより好ましい。

【００５０】また、熱処理は、熱間圧延後、鋼板の温度
が一旦室温になってから再加熱する方法で施してもよい
し、熱間圧延後連続的に補熱する形で施してもよい。ま
た、炭化物や金属間化合物を固溶させる目的で、９００
℃以上の温度に加熱保持後水冷する溶体化熱処理を施
し、次いで上記の熱処理を施す、いわゆる焼入れ焼戻し
処理であってもよい。さらに、９００℃以上の温度に加
熱保持後、炉冷等の方法で徐冷して最終的に上記の温度
範囲に再加熱して所定の時間保持する焼きならし処理と
してもよい。すなわち、９５ｋｓｉ以下の降伏強度ＹＳ
を安定して確保するための上記条件の熱処理は、最終熱
処理として施せばよく、それ以前に如何なる熱処理を施
しても何ら差し支えない。

【００５１】素材には、通常の分塊圧延および熱間圧延
により製造された熱延鋼板または厚鋼板を用いればよ
い。熱間圧延方法については、通常の加熱温度、例えば
１１００〜１２５０℃の範囲に加熱した後、通常の方法
で圧延して仕上げればよい。

【００５２】《溶接鋼管》上記のようにして得られた鋼
板（熱延鋼板または厚鋼板）は、目標の鋼管外周長とほ
ぼ同じ幅に切断して管状に成形し、その突き合わせた部
分を常法に従って溶接して溶接鋼管とする。溶接方法に
ついても特に制限はなく、溶接部の性能が保証される溶
接方法であればいかなる方法でもよい。薄肉管であれ
ば、ＧＴＡＷ法やＧＭＡＷ法、ＰＡＷ方等のアーク溶接
法を用いてもよいし、製管コスト低減の観点からＥＲＷ
法を用いてもよい。また、溶接部の品質確保の観点か
ら、電子ビーム溶接法やレーザ溶接法を用いてもよい。

【００５３】薄肉管の造管溶接には、熱延鋼板を成形ロ
ール群等の加工装置にてオープンパイプ状に成形し、帯
鋼両エッヂ相互をスクイズロール等の手段で突き合わ
せ、この突き合わせ部を接合して造管溶接する手法を採
ればよい。製管速度向上のため、ＥＲＷ法で用いられて
いる局部加熱可能な管状の誘導加熱コイルあるいはコン
タクトチップを用いた高周波加熱手段により予熱してか
ら造管溶接を行ってもよい。また、溶接製管後に高周波
加熱手段を用いて溶接部の組織回復を目的とした局部熱
処理を施してもよい。

【００５４】厚肉鋼管の製造には、ＳＡＷによる製管を
行ってもよい。厚鋼板を通常のＣプレス、Ｕプレスおよ
びＯプレスにより段階的に管状に成形し、突き合わせ部
をＳＡＷにより溶接製管した後、溶接ままで製品とする
等の手法を用いればよい。溶接条件や溶接金属の成分
は、所望の性能が得られる手法であればよく、特に限定
はされない。

【００５５】

【実施例】表１と表２に示す化学組成を有する２８種類
の素材鋼を準備した。

【００５６】

【表１】

【００５７】

【表２】

【００５８】これらの素材鋼は、１２５０℃に加熱後、
熱間圧延または厚板圧延により表３と表４に示す肉厚ｔ
（５．５、１２．０および２４．０ｍｍ）の鋼板に仕上
げた後、表３と表４に示す条件の熱処理を施して溶接製
管用の素材鋼板とした。

【００５９】

【表３】

【００６０】

【表４】

【００６１】得られた素材鋼板は、組織に占めるオース
テナイト相の割合γ（体積％）を前述した方法によって
調べた後、肉厚５．５ｍｍの鋼板についてはレーザ溶接
法、肉厚１２．０ｍｍと２４．０ｍｍの鋼板については
ＳＡＷ法によって表３と表４に示す寸法の溶接鋼管に仕
上げた。その際、レーザ溶接法では溶加材を用いず、Ｓ
ＡＷ法では２２Ｃｒ系または２５Ｃｒ系の二相ステンレ
ス鋼を溶加材として用いて造管溶接を行った。

【００６２】造管溶接時の成形性の良否は、縁波の発生
の有無や、未溶着部のない正常な突き合わせ溶接ができ
たか否かにより判定し、何らの問題もなく造管溶接がで
きたものを成形性が良好「○」、縁波が発生したり、未
溶着部が発生したものを成形性が不芳「×」として評価
した。

【００６３】靭性は、造管溶接後の各溶接鋼管から、長
さ方向が溶接鋼管の周方向で、幅が１０ｍｍ、長さが５
５ｍｍの長さ方向の中央部に２ｍｍＶノッチを形成させ
た衝撃試験片を採取し、試験温度−２０℃のシャルピー
衝撃試験に供して調べた。

【００６４】なお、試験片の厚さは、肉厚５．５ｍｍの
レーザ溶接鋼管については５ｍｍ、肉厚１２ｍｍと２４
ｍｍのＳＡＷ溶接鋼管については１０ｍｍとした。ま
た、２ｍｍＶノッチは、レーザ溶接鋼管については溶接
金属の中央部、ＳＡＷ溶接鋼管については溶接金属と母
材の境界部にそれぞれ形成させた。

【００６５】靭性の評価は、吸収エネルギーが５０Ｊ／
ｃｍ² 以上のものを靭性が良好「○」、５０Ｊ／ｃｍ²
未満のものを靭性が不芳「×」とした。

【００６６】耐食性は、造管溶接後の各溶接鋼管から、
長さ方向が溶接鋼管の周方向で、長さ方向の中央部に溶
接部が位置する、厚さ２ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ３０ｍ
ｍの試験片を採取し、試験片を下記２条件の試験溶液中
に７２０時間浸漬するオートクレーブ試験に供して調べ
た。

【００６７】腐食試験条件： 条件ａ：５％食塩水に、常温で１０ａｔｍの炭酸ガスを
飽和させ、３０分経過後１００℃に昇温。 条件ｂ：２５％食塩水に、常温で３０ａｔｍの炭酸ガス
を飽和させ、３０分経過後１５０℃に昇温。

【００６８】評価は、腐食速度が０．１ｍｍ／年以下
で、溶接部と母材部のいずれにも選択腐食や孔食が認め
られなかったものを耐食性が良好「○」、腐食速度が
０．１ｍｍ／年を超えるか、または溶接部と母材部のい
ずれかに選択腐食や孔食が認められたものを耐食性が不
芳「×」とした。

【００６９】以上の結果を、表３と表４に併せて示し
た。

【００７０】表３と表４に示す結果から明らかなよう
に、本発明例の鋼板（試番１〜２４）は、いずれも靭性
と成形性が良好で、何らの問題なく造管溶接することが
できた。また、得られた溶接鋼管の耐食性と靭性も良好
であった。ただし、試番２１〜２４の鋼板で造管溶接し
て得られた溶接鋼管は、組織に占めるオーステナイト相
の割合が、本発明で好ましいとする範囲を外れているた
めに、条件ｂでの耐食性は不芳であった。

【００７１】これに対し、比較例の鋼板（試番２５〜５
２）は、成形性、靭性および耐食性のいずれか一つ以上
が不芳であった。具体的に説明すると、以下の通りであ
る。試番２５〜３２は、鋼のＣｒとＮｉとＭｏの合計含
有量がいずれも本発明で規程する上限値を超えているた
めに、成形性が不芳であった。試番３３〜３６は、鋼の
化学組成は本発明で規程する範囲内であるが、いずれも
熱間圧延後の熱処理温度が本発明で規定する範囲から外
れており、降伏強度ＹＳが１０４〜１０９ｋｓｉと高か
ったために、成形性が不芳であった。

【００７２】また、試番３７〜４１、４５〜４７および
５０〜５２は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、
Ｎｉ、Ｎｂ、Ｎのうちのいずれかの含有量が本発明で規
程する上限値または下限値を外れているために、靭性が
不芳であった。試番４２は、Ｃｒの含有量が本発明で規
程する下限値を外れているために、耐食性が不芳であっ
た。試番４３、４４、４８および４９は、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｎｉ、Ｃｕのうちのいずれかの含有量が本発明で規程す
る上限値を外れているために、成形性が不芳であった。

【００７３】

【発明の効果】本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼
板は、成形性と耐食性ならびに靭性に優れるので、これ
を用いて溶接製管をする場合には、溶接部品質が良好
で、しかも耐食性と靭性に優れた溶接鋼管を高歩留まり
で製造できる。また、既存の溶接管設備では成形装置が
破損する等の理由から製造できなかった厚肉の溶接鋼管
の製造も可能である。さらに、鋼板の製造方法は、熱間
圧延後の鋼板に所定の熱処理を施すだけなので、安価に
製造することができる。

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Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０
   〜１．０％、Ｍｎ：０〜３．０％、Ｐ：０．０４０％以
   下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：９．０〜１３．０
   ％、Ｎｉ：１．０〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．２％、Ａ
   ｌ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｃｕ：０
   〜１．２％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０．１０％以
   下、Ｎ：０．０２０％以下、残部は実質的にＦｅからな
   り、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの合計含有量が下記の式ま
   たは式を満たすことを特徴とする成形性と耐食性なら
   びに靭性に優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼
   板。 ｔ≦１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６ ・・・・・・・・・・・・・ ｔ＞１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６−０．１（ｔ−１０） ・・・ ここで、ｔは鋼板の肉厚（ｍｍ）とする。
2. 【請求項２】組織に占めるオーステナイト相の割合γ
   が、体積％で、下記の式を満たすことを特徴とする請
   求項１に記載の成形性と耐食性ならびに靭性に優れた低
   炭素マルテンサイト系ステンレス鋼板。 γ≦Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ−１０ ・・・ ここで、式中のＣｒ、ＮｉおよびＭｏは、鋼中のそれぞ
   れの含有量（重量％）を意味する。
3. 【請求項３】降伏応力ＹＳが９５ｋｓｉ以下であること
   を特徴とする請求項１または２に記載の成形性と耐食性
   ならびに靭性に優れた低炭素マルテンサイト系ステンレ
   ス鋼板。
4. 【請求項４】重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０
   〜１．０％、Ｍｎ：０〜３．０％、Ｐ：０．０４０％以
   下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：９．０〜１３．０
   ％、Ｎｉ：１．０〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．２％、Ａ
   ｌ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｃｕ：０
   〜１．２％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０．１０％以
   下、Ｎ：０．０２０％以下、残部は実質的にＦｅからな
   り、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの合計含有量が下記の式ま
   たは式を満たす化学組成を有する肉厚ｔ（ｍｍ）の熱
   間圧延後の鋼板に、５００〜７００℃の温度域に加熱保
   持する熱処理を施すことを特徴とする請求項３に記載の
   成形性と耐食性ならびに靭性に優れた低炭素マルテンサ
   イト系ステンレス鋼板の製造方法。 ｔ≦１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６ ・・・・・・・・・・・・・ ｔ＞１０の時 Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦１６−０．１（ｔ−１０） ・・・
5. 【請求項５】請求項１〜３のいずれかに記載の低炭素マ
   ルテンサイト系ステンレス鋼板を素材とすることを特徴
   とする耐食性と靭性に優れた低炭素マルテンサイト系ス
   テンレス溶接鋼管。