JP2001107198A - 耐ｓｓｃ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプおよびその製造方法 - Google Patents
耐ｓｓｃ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプおよびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】特定成分の鋼に対し金属組織を最適化して、We
1dab1e13Crの実用性能として特に重視される低降伏強度
と耐ＳＳＣ性の改善技術を提供する。 【解決手段】wt％で、C≦0.02、Si≦0.50 、Mn≦1.5、P
≦0.03、S:0.005 、Cr:10.0-14.0、Ni:5.0-8.0、Mo:2.5
-3.5、N≦0.03、A1≦0.15、及びCu≦1.0、Ti:0.003-0.05
0、Zr:0.01-0.2、Nb≦0.05 、V≦0.1、Ta≦0.15、Ca:0.000
5-0.005 、Mg:0.0005-0.005 、B:0.0005-0.0050 の１種
又は２種以上を含有し、残部Fe及び不可避的不純物から
なり、焼戻マルテンサイト組織主体のマルテンサイト系
ステンレス鋼であり、体積分率で15〜40％の残留オース
テナイト相を含有させる。そのため２相域熱処理と焼戻
処理を各１回以上施す。
1dab1e13Crの実用性能として特に重視される低降伏強度
と耐ＳＳＣ性の改善技術を提供する。 【解決手段】wt％で、C≦0.02、Si≦0.50 、Mn≦1.5、P
≦0.03、S:0.005 、Cr:10.0-14.0、Ni:5.0-8.0、Mo:2.5
-3.5、N≦0.03、A1≦0.15、及びCu≦1.0、Ti:0.003-0.05
0、Zr:0.01-0.2、Nb≦0.05 、V≦0.1、Ta≦0.15、Ca:0.000
5-0.005 、Mg:0.0005-0.005 、B:0.0005-0.0050 の１種
又は２種以上を含有し、残部Fe及び不可避的不純物から
なり、焼戻マルテンサイト組織主体のマルテンサイト系
ステンレス鋼であり、体積分率で15〜40％の残留オース
テナイト相を含有させる。そのため２相域熱処理と焼戻
処理を各１回以上施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主に腐食性の高い
油ガス田から生産される原油や天然ガスの輸送に使用さ
れる、耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレス
鋼ラインパイプおよびその製造方法に関する。
油ガス田から生産される原油や天然ガスの輸送に使用さ
れる、耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレス
鋼ラインパイプおよびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高腐食性油ガス環境の開発に伴って、開
発資材である油井管やラインパイプに対する耐食性要求
が高まり、油井管用途としてのModified１３Ｃｒや、ラ
インパイプ用途としてのWeldable１３Ｃｒなどの呼称で
称されるＮｉ，Ｍｏ，Ｃｕなどの合金元素を多量に含有
する、各種マルテンサイト系ステンレス鋼材が開発され
てきており、継目無鋼管を始め、電縫管や丸鋼などの製
品として実用化されている。
発資材である油井管やラインパイプに対する耐食性要求
が高まり、油井管用途としてのModified１３Ｃｒや、ラ
インパイプ用途としてのWeldable１３Ｃｒなどの呼称で
称されるＮｉ，Ｍｏ，Ｃｕなどの合金元素を多量に含有
する、各種マルテンサイト系ステンレス鋼材が開発され
てきており、継目無鋼管を始め、電縫管や丸鋼などの製
品として実用化されている。
【０００３】ラインパイプ用途のWe1dable１３Ｃｒに対
して要求される重要特性としては、 溶接熱影響部の最高硬さや靭性等に代表される溶接
性、ＣＯ2 に対する耐食性、微量に含まれるＨ2 Ｓ
による硫化物応力腐食割れ（硫化物応力腐食割れを以後
ＳＳＣと略す）に対する抵抗性、そして溶接部に変形
を集中させないための低降伏強度が挙げられる。
して要求される重要特性としては、 溶接熱影響部の最高硬さや靭性等に代表される溶接
性、ＣＯ2 に対する耐食性、微量に含まれるＨ2 Ｓ
による硫化物応力腐食割れ（硫化物応力腐食割れを以後
ＳＳＣと略す）に対する抵抗性、そして溶接部に変形
を集中させないための低降伏強度が挙げられる。
【０００４】ラインパイプ用途のWeldable１３Ｃｒに関
する従来技術としては、特開平８−４１５９９号公報や
特開平９−３１６６１１号公報に見られるように、耐食
性維持に必須となるＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏといった合金元素
を含有させつつ、良好な溶接性を確保するために有害な
Ｃ，Ｎを低レベルかつ適正範囲に制限する合金設計が開
示されている。しかしながら、主に成分に支配される耐
ＣＯ2 腐食性や溶接性等は別としても、低降伏強度や耐
ＳＳＣ性といった特性は鋼成分のみに依存するものでは
なく、成分に加えて金属組織を最適化して始めて確保で
きるものである。しかし、これら従来技術では金属組織
に関して何ら配慮されていなかったため、前記の要求特
性において満足すべきレベルに達していなかった。
する従来技術としては、特開平８−４１５９９号公報や
特開平９−３１６６１１号公報に見られるように、耐食
性維持に必須となるＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏといった合金元素
を含有させつつ、良好な溶接性を確保するために有害な
Ｃ，Ｎを低レベルかつ適正範囲に制限する合金設計が開
示されている。しかしながら、主に成分に支配される耐
ＣＯ2 腐食性や溶接性等は別としても、低降伏強度や耐
ＳＳＣ性といった特性は鋼成分のみに依存するものでは
なく、成分に加えて金属組織を最適化して始めて確保で
きるものである。しかし、これら従来技術では金属組織
に関して何ら配慮されていなかったため、前記の要求特
性において満足すべきレベルに達していなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述の問題
を克服しようとするものであり、特定成分の鋼に対して
金属組織を最適化することにより、Weldable１３Ｃｒの
実用性能として特に重視される低降伏強度と耐ＳＳＣ性
に関する改善技術を提供することを目的とする。
を克服しようとするものであり、特定成分の鋼に対して
金属組織を最適化することにより、Weldable１３Ｃｒの
実用性能として特に重視される低降伏強度と耐ＳＳＣ性
に関する改善技術を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、先ずマル
テンサイト系ステンレス鋼ラインパイプの実用性能とし
て要求される溶接性、耐ＣＯ2 腐食性、靭性に配慮した
多くの実験を行い、次にパイプに成形するまでの熱間加
工工程で生じる疵問題に配慮して熱間加工性を評価し、
これらの結果に基づいて鋼成分を特定範囲に絞り込ん
だ。その後、この特定成分組成の鋼材に対し、種々の熱
処理を施して金属組織を変化させ、降伏強度および耐Ｓ
ＳＣ性と金属組織の対応関係を調査解析した。その結
果、耐ＳＳＣ性は降伏強度に依存し、降伏強度は残留オ
ーステナイト分率と熱処理条件に依存することを知見し
た。
テンサイト系ステンレス鋼ラインパイプの実用性能とし
て要求される溶接性、耐ＣＯ2 腐食性、靭性に配慮した
多くの実験を行い、次にパイプに成形するまでの熱間加
工工程で生じる疵問題に配慮して熱間加工性を評価し、
これらの結果に基づいて鋼成分を特定範囲に絞り込ん
だ。その後、この特定成分組成の鋼材に対し、種々の熱
処理を施して金属組織を変化させ、降伏強度および耐Ｓ
ＳＣ性と金属組織の対応関係を調査解析した。その結
果、耐ＳＳＣ性は降伏強度に依存し、降伏強度は残留オ
ーステナイト分率と熱処理条件に依存することを知見し
た。
【０００７】本発明は、上記の知見に基づいて構築した
ものであり、その要旨は以下の通りである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、 Ｎｉ：５．０〜８．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ａｌ：０．１５％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
焼戻マルテンサイト組織を主体としたマルテンサイト系
ステンレス鋼であって、体積分率で１５〜４０％の残留
オーステナイト相を含むことを特徴とする耐ＳＳＣ性に
優れたマルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプ。
ものであり、その要旨は以下の通りである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、 Ｎｉ：５．０〜８．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ａｌ：０．１５％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
焼戻マルテンサイト組織を主体としたマルテンサイト系
ステンレス鋼であって、体積分率で１５〜４０％の残留
オーステナイト相を含むことを特徴とする耐ＳＳＣ性に
優れたマルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプ。
【０００８】（２）重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、 Ｎｉ：５．０〜８．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ａｌ：０．１５％以下 および Ｃｕ：１．０％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．２％、 Ｎｂ：０．０５％以下、 Ｖ ：０．１％以下、 Ｔａ：０．１５％以下 の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、焼戻マルテンサイト組織を主体と
したマルテンサイト系ステンレス鋼であって、体積分率
で１５〜４０％の残留オーステナイト相を含むことを特
徴とする耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレ
ス鋼ラインパイプ。
避的不純物からなり、焼戻マルテンサイト組織を主体と
したマルテンサイト系ステンレス鋼であって、体積分率
で１５〜４０％の残留オーステナイト相を含むことを特
徴とする耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレ
ス鋼ラインパイプ。
【０００９】（３）重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、 Ｎｉ：５．０〜８．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ａｌ：０．１５％以下 および Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、焼戻マルテンサイト組織を主体と
したマルテンサイト系ステンレス鋼であって、体積分率
で１５〜４０％の残留オーステナイト相を含むことを特
徴とする耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレ
ス鋼ラインパイプ。
避的不純物からなり、焼戻マルテンサイト組織を主体と
したマルテンサイト系ステンレス鋼であって、体積分率
で１５〜４０％の残留オーステナイト相を含むことを特
徴とする耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレ
ス鋼ラインパイプ。
【００１０】（４）重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、 Ｎｉ：５．０〜８．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ａｌ：０．１５％以下 および Ｃｕ：１．０％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．２％、 Ｎｂ：０．０５％以下、 Ｖ ：０．１％以下、 Ｔａ：０．１５％以下 の１種または２種以上を含有し、さらに Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、焼戻マルテンサイト組織を主体と
したマルテンサイト系ステンレス鋼であって、体積分率
で１５〜４０％の残留オーステナイト相を含むことを特
徴とする耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレ
ス鋼ラインパイプ。
避的不純物からなり、焼戻マルテンサイト組織を主体と
したマルテンサイト系ステンレス鋼であって、体積分率
で１５〜４０％の残留オーステナイト相を含むことを特
徴とする耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレ
ス鋼ラインパイプ。
【００１１】（５）前記（１）乃至（４）項のいずれか
１項に記載された組成からなるマルテンサイト系ステン
レス鋼に熱間加工を施してＭｓ点以下まで冷却した後、
Ａ（℃）＝−６６０Ｃ（％）−１５Ｎｉ（％）＋３．３
Ｍｏ（％）＋７００で算出されるＡを基準として、Ａ以
上Ａ＋１５０℃以下の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下ま
で冷却する処理を１回または２回以上施し、その後Ａ−
５０℃からＡ＋４０℃の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下
まで冷却する処理を１回または２回以上施すことを特徴
とする、耐ＳＳＣ性に優れた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。
１項に記載された組成からなるマルテンサイト系ステン
レス鋼に熱間加工を施してＭｓ点以下まで冷却した後、
Ａ（℃）＝−６６０Ｃ（％）−１５Ｎｉ（％）＋３．３
Ｍｏ（％）＋７００で算出されるＡを基準として、Ａ以
上Ａ＋１５０℃以下の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下ま
で冷却する処理を１回または２回以上施し、その後Ａ−
５０℃からＡ＋４０℃の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下
まで冷却する処理を１回または２回以上施すことを特徴
とする、耐ＳＳＣ性に優れた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。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。先ず本発明における成分の限定理由について述べ
る。成分量は重量％である。 Ｃ：Ｃは耐ＣＯ2 腐食性を劣化させる。また、溶接熱影
響部の硬さを上昇させ、靭性および耐ＳＳＣ性を低下さ
せる元素である。このため可及的低レベルが望ましく、
現在の精錬技術で工業的かつ経済的に到達可能な範囲と
して０．０２％以下とした。
する。先ず本発明における成分の限定理由について述べ
る。成分量は重量％である。 Ｃ：Ｃは耐ＣＯ2 腐食性を劣化させる。また、溶接熱影
響部の硬さを上昇させ、靭性および耐ＳＳＣ性を低下さ
せる元素である。このため可及的低レベルが望ましく、
現在の精錬技術で工業的かつ経済的に到達可能な範囲と
して０．０２％以下とした。
【００１３】Ｓｉ：Ｓｉは、精錬工程での脱酸のために
添加されて残留しているもので、耐ＳＳＣ性、靭性、熱
間加工性に有害なδフェライト形成傾向を有する元素で
あるため、脱酸に必要とされる最小限の含有量とすべき
であり、０．５％以下を適正範囲とした。
添加されて残留しているもので、耐ＳＳＣ性、靭性、熱
間加工性に有害なδフェライト形成傾向を有する元素で
あるため、脱酸に必要とされる最小限の含有量とすべき
であり、０．５％以下を適正範囲とした。
【００１４】Ｍｎ：Ｍｎは熱間加工性に有害なＳを硫化
物として固定して無害化する元素であると共にオーステ
ナイト安定化元素でもあり、耐ＳＳＣ性、靭性、熱間加
工性に有害なδフェライトの形成を抑制する作用を有す
るため含有させるが、含有し過ぎてもその効果は飽和す
るため、上限を１．５％とした。
物として固定して無害化する元素であると共にオーステ
ナイト安定化元素でもあり、耐ＳＳＣ性、靭性、熱間加
工性に有害なδフェライトの形成を抑制する作用を有す
るため含有させるが、含有し過ぎてもその効果は飽和す
るため、上限を１．５％とした。
【００１５】Ｐ：Ｐは粒界に偏析して耐ＳＳＣ性および
靭性を劣化させる元素である。このため可及的低レベル
が望ましく、現在の精錬技術で工業的かつ経済的に到達
可能な範囲として０．０３％以下とした。
靭性を劣化させる元素である。このため可及的低レベル
が望ましく、現在の精錬技術で工業的かつ経済的に到達
可能な範囲として０．０３％以下とした。
【００１６】Ｓ：Ｓは熱間加工性を劣化させる代表的元
素であるため可及的低レベルが望ましい。精錬コストも
考慮して上限を０．００５％とするが、より望ましい上
限としては０．００２％である。
素であるため可及的低レベルが望ましい。精錬コストも
考慮して上限を０．００５％とするが、より望ましい上
限としては０．００２％である。
【００１７】Ｃｒ：Ｃｒは耐ＣＯ2 腐食性および耐ＳＳ
Ｃ性の確保に必須の元素であり、１０．０％以上の含有
が必要であるが、反面フェライト安定化元素でもあり、
含有量が多いと耐ＳＳＣ性、靭性、熱間加工性に有害な
δフェライトが形成されるため、１４．０％を上限とし
た。
Ｃ性の確保に必須の元素であり、１０．０％以上の含有
が必要であるが、反面フェライト安定化元素でもあり、
含有量が多いと耐ＳＳＣ性、靭性、熱間加工性に有害な
δフェライトが形成されるため、１４．０％を上限とし
た。
【００１８】Ｎｉ：Ｎｉは耐ＣＯ2 腐食性改善に有効な
元素であり、かっオーステナイトを安定化させδフェラ
イト生成を防止する効果をもつ元素である。このため５
％を下限として含有させるが、多量に含有させると熱間
変形抵抗を高めて熱間加工性を低下させると共に、Ａｃ
1 点を低下させて低強度化を困難にするので、上限を
８．０％とした。
元素であり、かっオーステナイトを安定化させδフェラ
イト生成を防止する効果をもつ元素である。このため５
％を下限として含有させるが、多量に含有させると熱間
変形抵抗を高めて熱間加工性を低下させると共に、Ａｃ
1 点を低下させて低強度化を困難にするので、上限を
８．０％とした。
【００１９】Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様、耐ＣＯ2 腐食
性、耐ＳＳＣ性の向上に有効かつ不可欠の元素である。
また、Ｐの粒界偏析を抑制して靭性改善にも有効であ
る。このため２．５％を下限として含有させるが、δフ
ェライト形成能の強い元素であるため、熱間加工時の加
熱温度を１２５０℃以下に制限する場合において３．５
％まで含有させることができる。
性、耐ＳＳＣ性の向上に有効かつ不可欠の元素である。
また、Ｐの粒界偏析を抑制して靭性改善にも有効であ
る。このため２．５％を下限として含有させるが、δフ
ェライト形成能の強い元素であるため、熱間加工時の加
熱温度を１２５０℃以下に制限する場合において３．５
％まで含有させることができる。
【００２０】Ｎ：ＮはＣと同様に、溶接熱影響部の硬さ
を上昇させ、靭性および耐ＳＳＣ性を低下させる元素で
ある。このため可及的低レベルが望ましく、現在の精錬
技術で工業的かつ経済的に到達可能な範囲として０．０
３％以下とした。
を上昇させ、靭性および耐ＳＳＣ性を低下させる元素で
ある。このため可及的低レベルが望ましく、現在の精錬
技術で工業的かつ経済的に到達可能な範囲として０．０
３％以下とした。
【００２１】Ａｌ：ＡｌはＳｉと同様、脱酸に必要な元
素であると共に、脱硫を促進して前記のＳ含有量を安定
的に確保するために含有させるが、過度に含有させると
酸化物系介在物が多くなることに加えて窒化物も生成さ
れるようになり、靭性が低下する。このため、含有量の
上限を０．１５％とした。
素であると共に、脱硫を促進して前記のＳ含有量を安定
的に確保するために含有させるが、過度に含有させると
酸化物系介在物が多くなることに加えて窒化物も生成さ
れるようになり、靭性が低下する。このため、含有量の
上限を０．１５％とした。
【００２２】以上の組成をべースとして、さらにＣＯ2
およびＨ2 Ｓに対する耐食性あるいは耐ＳＳＣ性、溶接
性や靭性、熱間加工性を改善するために、以下に述べる
元素の１種以上を選択的に添加する。Ｃｕ：ＣｕはＮｉ
と同様、耐食性改善に有効な元素であると共に、δフェ
ライト生成防止効果を有する元素であるため含有させる
が、過剰に含有させると熱影響部硬さが高くなるため、
上限を１．０％とした。
およびＨ2 Ｓに対する耐食性あるいは耐ＳＳＣ性、溶接
性や靭性、熱間加工性を改善するために、以下に述べる
元素の１種以上を選択的に添加する。Ｃｕ：ＣｕはＮｉ
と同様、耐食性改善に有効な元素であると共に、δフェ
ライト生成防止効果を有する元素であるため含有させる
が、過剰に含有させると熱影響部硬さが高くなるため、
上限を１．０％とした。
【００２３】Ｔｉ：Ｔｉは、酸化物または窒化物として
存在し、溶接熱影響部の粒成長を抑止して靭性を改善す
る効果を有する。また、Ｍｎと同様、熱間加工性に有害
なＳを硫化物として固定して無害化する効果も有する。
このため、０．００３％を下限として含有させるが、過
剰に含有させると粗大窒化物が現われて熱間加工性が低
下すると共に、炭化物が形成されて靭性劣化をきたすた
め、上限を０．０５０％とした。
存在し、溶接熱影響部の粒成長を抑止して靭性を改善す
る効果を有する。また、Ｍｎと同様、熱間加工性に有害
なＳを硫化物として固定して無害化する効果も有する。
このため、０．００３％を下限として含有させるが、過
剰に含有させると粗大窒化物が現われて熱間加工性が低
下すると共に、炭化物が形成されて靭性劣化をきたすた
め、上限を０．０５０％とした。
【００２４】Ｚｒ：Ｚｒは耐ＳＳＣ性、靭性に有害なＰ
を安定な化合物として固定したり、Ｃを炭化物として固
定して熱影響部硬さを下げる効果を有するため含有させ
るが、含有量が多すぎると粗大酸化物も形成されて反っ
て靭性が低下するため、適正含有量を０．０１〜０．２
％とした。
を安定な化合物として固定したり、Ｃを炭化物として固
定して熱影響部硬さを下げる効果を有するため含有させ
るが、含有量が多すぎると粗大酸化物も形成されて反っ
て靭性が低下するため、適正含有量を０．０１〜０．２
％とした。
【００２５】Ｎｂ，Ｖ，Ｔａ：Ｎｂ，Ｖ，Ｔａは、いず
れも炭化物形成元素であり熱影響部硬さを低下させるの
に有効であるが、多く含有させても効果は飽和するの
で、含有量の上限をそれぞれ０．０５％，０．１％，
０．１５％とした。
れも炭化物形成元素であり熱影響部硬さを低下させるの
に有効であるが、多く含有させても効果は飽和するの
で、含有量の上限をそれぞれ０．０５％，０．１％，
０．１５％とした。
【００２６】Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍ
ｇ：０．０００５〜０．００５％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％ Ｃａ，Ｍｇ：Ｃａ，Ｍｇは、熱間加工性改善に有効な元
素であり、必要に応じて０．０００５％以上含有させる
が、含有量が多すぎると粗大酸化物による靭性劣化を招
くため、含有量の上限を０．００５％とした。Ｂも熱間
加工性改善に有効な元素であり、０．０００５％を下限
として含有させるが、０．００５０％を超えて含有させ
ると溶接割れを起こすため、適正範囲を０．０００５〜
０．００５０％とした。
ｇ：０．０００５〜０．００５％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％ Ｃａ，Ｍｇ：Ｃａ，Ｍｇは、熱間加工性改善に有効な元
素であり、必要に応じて０．０００５％以上含有させる
が、含有量が多すぎると粗大酸化物による靭性劣化を招
くため、含有量の上限を０．００５％とした。Ｂも熱間
加工性改善に有効な元素であり、０．０００５％を下限
として含有させるが、０．００５０％を超えて含有させ
ると溶接割れを起こすため、適正範囲を０．０００５〜
０．００５０％とした。
【００２７】上記した成分を含有する鋼は、通常の方法
によって鋳造され、さらにラインパイプ用のシームレス
パイプに熱間加工する。熱間加工の加工方法は特に限定
するものではなく、通常の方法を採用すればよい。
によって鋳造され、さらにラインパイプ用のシームレス
パイプに熱間加工する。熱間加工の加工方法は特に限定
するものではなく、通常の方法を採用すればよい。
【００２８】次に、本発明のラインパイプにおける残留
オーステナイト量に関する限定理由を述べる。以上述べ
た成分範囲の鋼よりなるラインパイプは、主に成分によ
って支配されるＣＯ2 耐食性、溶接熱影響部硬さに代表
される溶接性、熱間加工性といった諸特性においては、
良好な特性を発揮する。しかしながら、耐ＳＳＣ性や降
伏強度については、金属組織にも強く依存するため、目
的とする良好な耐ＳＳＣ性、低降伏強度を得るには金属
組織の最適化が必要となる。
オーステナイト量に関する限定理由を述べる。以上述べ
た成分範囲の鋼よりなるラインパイプは、主に成分によ
って支配されるＣＯ2 耐食性、溶接熱影響部硬さに代表
される溶接性、熱間加工性といった諸特性においては、
良好な特性を発揮する。しかしながら、耐ＳＳＣ性や降
伏強度については、金属組織にも強く依存するため、目
的とする良好な耐ＳＳＣ性、低降伏強度を得るには金属
組織の最適化が必要となる。
【００２９】当該鋼の金属組織構成要素は、マルテンサ
イト相、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトの３
つであり、各相の機械的特性に関する特徴は以下の通り
である。マルテンサイト相は他の２相より硬質のため、
これが多いと引張強度を増大させて降伏比を低下させる
反面、耐ＳＳＣ性および靭性を劣化させる。焼戻マルテ
ンサイト相は、マルテンサイトを回復させたもので、こ
れが多いと引張強度は低下し靭性が向上する反面、降伏
強度が上昇して降伏比が上昇する。残留オーステナイト
相は、引張強度が低く、靭性に優れ、降伏強度も低い。
イト相、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトの３
つであり、各相の機械的特性に関する特徴は以下の通り
である。マルテンサイト相は他の２相より硬質のため、
これが多いと引張強度を増大させて降伏比を低下させる
反面、耐ＳＳＣ性および靭性を劣化させる。焼戻マルテ
ンサイト相は、マルテンサイトを回復させたもので、こ
れが多いと引張強度は低下し靭性が向上する反面、降伏
強度が上昇して降伏比が上昇する。残留オーステナイト
相は、引張強度が低く、靭性に優れ、降伏強度も低い。
【００３０】したがって、耐ＳＳＣ性および靭性を損な
わないためにはマルテンサイト相を多量に導入せずに、
焼戻マルテンサイト相と残留オーステナイト相を主体と
した混合組織において、残留オーステナイト相分率を高
めることが重要となる。しかしながら、残留オーステナ
イトは耐ＳＳＣ性に必要なＣｒ，Ｍｏといった合金元素
濃度が低いため、それ自体は母相より耐ＳＳＣ性に劣る
ので、この分率を高めるには自ずと限界がある。
わないためにはマルテンサイト相を多量に導入せずに、
焼戻マルテンサイト相と残留オーステナイト相を主体と
した混合組織において、残留オーステナイト相分率を高
めることが重要となる。しかしながら、残留オーステナ
イトは耐ＳＳＣ性に必要なＣｒ，Ｍｏといった合金元素
濃度が低いため、それ自体は母相より耐ＳＳＣ性に劣る
ので、この分率を高めるには自ずと限界がある。
【００３１】図１は、残留オーステナイト相分率と降伏
強度および耐ＳＳＣ性の関係を示す。残留オーステナイ
ト分率を高めると低降伏強度が得られる。しかしなが
ら、降伏強度を下げるために多量の残留オーステナイト
を導入すると、耐ＳＳＣ性が劣化する。これは、オース
テナイト中のＣｒ，Ｍｏなどの耐ＳＳＣ性に有効な元素
の濃度が低いことによる。このため、本発明では導入で
きる残留オーステナイト量の上限を４０％と規定した。
また、残留オーステナイト量を４０％以下とした場合で
も、降伏強度が高い場合には耐ＳＳＣ性が劣化する。こ
れは、高強度化によってＳＳＣの本質である水素脆化に
対する抵抗性が低下するためである。この結果から、耐
ＳＳＣ性を劣化させることなく、導入可能となる残留オ
ーステナイト分率は１５〜４０％の範囲であり、この場
合に得られる降伏強度としては５５０ＭＰａ程度まで低
下できる。
強度および耐ＳＳＣ性の関係を示す。残留オーステナイ
ト分率を高めると低降伏強度が得られる。しかしなが
ら、降伏強度を下げるために多量の残留オーステナイト
を導入すると、耐ＳＳＣ性が劣化する。これは、オース
テナイト中のＣｒ，Ｍｏなどの耐ＳＳＣ性に有効な元素
の濃度が低いことによる。このため、本発明では導入で
きる残留オーステナイト量の上限を４０％と規定した。
また、残留オーステナイト量を４０％以下とした場合で
も、降伏強度が高い場合には耐ＳＳＣ性が劣化する。こ
れは、高強度化によってＳＳＣの本質である水素脆化に
対する抵抗性が低下するためである。この結果から、耐
ＳＳＣ性を劣化させることなく、導入可能となる残留オ
ーステナイト分率は１５〜４０％の範囲であり、この場
合に得られる降伏強度としては５５０ＭＰａ程度まで低
下できる。
【００３２】なお、本発明で言う残留オーステナイトの
分率は、オーステナイト相（ｆｃｃ構造）とマルテンサ
イトおよび焼戻マルテンサイト（ｂｃｃ構造）のＸ線回
折による回折ピークの面積比から求められ、体積％で定
義するものである。また、本発明における残留オーステ
ナイト量の適正範囲は、「島津評論」(Vol.43,No.2-3,
p.269-272(1986)）に記載の回転振動法による定量結果
をもとに規定したものである。
分率は、オーステナイト相（ｆｃｃ構造）とマルテンサ
イトおよび焼戻マルテンサイト（ｂｃｃ構造）のＸ線回
折による回折ピークの面積比から求められ、体積％で定
義するものである。また、本発明における残留オーステ
ナイト量の適正範囲は、「島津評論」(Vol.43,No.2-3,
p.269-272(1986)）に記載の回転振動法による定量結果
をもとに規定したものである。
【００３３】このような残留オーステナイトを１５〜４
０％導入させた焼戻マルテンサイト主体の組織を得るに
は、熱間加工後にＭｓ点以下まで冷却された鋼材に対
し、Ａ（℃）＝−６６０Ｃ−１５Ｎｉ（％）＋３．３Ｍ
ｏ（％）＋７００で定義されるＡを基準として、Ａ以上
Ａ＋１５０℃以下の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下まで
冷却する処理を１回または２回以上施し、その後Ａ−５
０℃〜Ａ＋４０℃の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下まで
冷却する処理を１回または２回以上施す必要がある。
０％導入させた焼戻マルテンサイト主体の組織を得るに
は、熱間加工後にＭｓ点以下まで冷却された鋼材に対
し、Ａ（℃）＝−６６０Ｃ−１５Ｎｉ（％）＋３．３Ｍ
ｏ（％）＋７００で定義されるＡを基準として、Ａ以上
Ａ＋１５０℃以下の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下まで
冷却する処理を１回または２回以上施し、その後Ａ−５
０℃〜Ａ＋４０℃の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下まで
冷却する処理を１回または２回以上施す必要がある。
【００３４】熱間加工後にＭｓ点以下まで冷却された前
記鋼材は、マルテンサイト組織となっている。これに残
留オーステナイトを導入するには、先ず（α十γ）２相
温度域に加熱しなければならない。２相域に加熱するこ
とによりマルテンサイトの一部がオーステナイトに逆変
態すると共に、残りのマルテンサイトは過度の焼戻しを
受ける。この際の２相の間では、Ｃ，Ｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，
Ｍｏ，Ｃｕなどの成分の分配が進み、オーステナイト安
定化元素であるＣ，Ｎ，Ｎｉなどはオーステナイト中に
濃化され、この高温のオーステナイトの一部は、その後
Ｍｓ点以下まで冷却されてもマルテンサイト変態を起こ
さずにオーステナイトのまま残留して、残留オーステナ
イトとして検出される。しかしながら、加熱温度によっ
ては成分分配が進まず、また加熱時のオーステナイト分
率が不適当で、適正な残留オーステナイト量が確保でき
ない。
記鋼材は、マルテンサイト組織となっている。これに残
留オーステナイトを導入するには、先ず（α十γ）２相
温度域に加熱しなければならない。２相域に加熱するこ
とによりマルテンサイトの一部がオーステナイトに逆変
態すると共に、残りのマルテンサイトは過度の焼戻しを
受ける。この際の２相の間では、Ｃ，Ｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，
Ｍｏ，Ｃｕなどの成分の分配が進み、オーステナイト安
定化元素であるＣ，Ｎ，Ｎｉなどはオーステナイト中に
濃化され、この高温のオーステナイトの一部は、その後
Ｍｓ点以下まで冷却されてもマルテンサイト変態を起こ
さずにオーステナイトのまま残留して、残留オーステナ
イトとして検出される。しかしながら、加熱温度によっ
ては成分分配が進まず、また加熱時のオーステナイト分
率が不適当で、適正な残留オーステナイト量が確保でき
ない。
【００３５】本発明では、残留オーステナイトを安定確
保できる条件として、Ａ以上Ａ＋１５０℃以下の温度を
２相域熱処理として必要な温度条件とした。この場合の
Ａは実質的にＡｃ1 点であり、Ａ以下の温度では逆変態
オーステナイトが生成されないため残留オーステナイト
も生じ得ない。また、Ａ＋１５０℃を上回る温度では成
分分配が不十分で、逆変態オーステナイトの多くは冷却
過程でマルテンサイトに変態し、十分な残留オーステナ
イト量を確保できない。前記温度条件の中でも、残留オ
ーステナイト量確保の点から、最初の２相域熱処理とし
て望ましい温度条件は、Ａ＋４０℃〜Ａ＋１００℃の範
囲である。
保できる条件として、Ａ以上Ａ＋１５０℃以下の温度を
２相域熱処理として必要な温度条件とした。この場合の
Ａは実質的にＡｃ1 点であり、Ａ以下の温度では逆変態
オーステナイトが生成されないため残留オーステナイト
も生じ得ない。また、Ａ＋１５０℃を上回る温度では成
分分配が不十分で、逆変態オーステナイトの多くは冷却
過程でマルテンサイトに変態し、十分な残留オーステナ
イト量を確保できない。前記温度条件の中でも、残留オ
ーステナイト量確保の点から、最初の２相域熱処理とし
て望ましい温度条件は、Ａ＋４０℃〜Ａ＋１００℃の範
囲である。
【００３６】このように最初の２相域処理条件を最適化
しても、１回の処理によって確保できる残留オーステナ
イト量が、必ずしも本発明で必要とする分率条件に入る
とは限らない。特に、Ｃｒ，Ｍｏといったフェライト安
定化元素の含有量が多い鋼種ほど、オーステナイト量の
確保は難しくなる。したがって、１回で所定量の残留オ
ーステナイトが得られない場合は、２回以上の処理を施
すことになる。この場合、最初の２相域熱処理で一度逆
変態させているため、Ａｃ1 はＡ点より低温側にシフト
している。この点を考慮した２回目以降の２相域処理の
望ましい温度条件は、Ａ〜Ａ＋８０℃の範囲である。
しても、１回の処理によって確保できる残留オーステナ
イト量が、必ずしも本発明で必要とする分率条件に入る
とは限らない。特に、Ｃｒ，Ｍｏといったフェライト安
定化元素の含有量が多い鋼種ほど、オーステナイト量の
確保は難しくなる。したがって、１回で所定量の残留オ
ーステナイトが得られない場合は、２回以上の処理を施
すことになる。この場合、最初の２相域熱処理で一度逆
変態させているため、Ａｃ1 はＡ点より低温側にシフト
している。この点を考慮した２回目以降の２相域処理の
望ましい温度条件は、Ａ〜Ａ＋８０℃の範囲である。
【００３７】２相域熱処理の加熱時の逆変態オーステナ
イトの一部は、冷却された後マルテンサイトとなってお
り、靭性や耐ＳＳＣ性に有害である。このため、マルテ
ンサイトを焼き戻す必要がある。低強度化のためには可
及的に高温で処理するのが望ましいが、その適正温度と
しては、Ａ−５０℃〜Ａ＋４０℃である。Ａ−５０℃未
満の温度では焼戻しが十分進まず、残留オーステナイト
量が本発明範囲に入っても十分に低強度化されない。ま
た、Ａ＋４０℃超の温度では、２相域に突入し、冷却後
にマルテンサイトが再度生成されるため、満足すべき耐
ＳＳＣ性が得られないためである。
イトの一部は、冷却された後マルテンサイトとなってお
り、靭性や耐ＳＳＣ性に有害である。このため、マルテ
ンサイトを焼き戻す必要がある。低強度化のためには可
及的に高温で処理するのが望ましいが、その適正温度と
しては、Ａ−５０℃〜Ａ＋４０℃である。Ａ−５０℃未
満の温度では焼戻しが十分進まず、残留オーステナイト
量が本発明範囲に入っても十分に低強度化されない。ま
た、Ａ＋４０℃超の温度では、２相域に突入し、冷却後
にマルテンサイトが再度生成されるため、満足すべき耐
ＳＳＣ性が得られないためである。
【００３８】なお、最初の２相域熱処理を施す前にＡｃ
3 点以上の温度に加熱してＭｓ点以下まで冷却する焼準
処理あるいは焼入処理を施しても、以後の熱処理条件や
最終的な残留オーステナイト量には何ら影響しないた
め、実施しても支障ない。
3 点以上の温度に加熱してＭｓ点以下まで冷却する焼準
処理あるいは焼入処理を施しても、以後の熱処理条件や
最終的な残留オーステナイト量には何ら影響しないた
め、実施しても支障ない。
【００３９】
【実施例】以下に、実施例に基づいて本発明をより詳細
に説明する。表１に示す組成の鋼を溶製して造塊法にて
鋳造した後、該鋳片を１２００℃に加熱して熱間圧延を
施した後、表２の熱処理を施した。熱処理前後の残留オ
ーステナイト量はＸ線回折法によって定量し、最終熱処
理終了後の鋼材について引張試験を行うと共に耐ＳＳＣ
性を評価した。ＳＳＣ試験は、ＮＡＣＥ−ＴＭ−０１７
７−Ａに規定される定荷重試験片に降伏強度の９０％の
引張り応力を付加した状態で、ｐＨ＝４．５の１０％Ｎ
ａＣｌを含む酢酸系緩衝液に５％Ｈ2 Ｓ＋９５％Ｃ０2
の混合ガスを常圧で飽和させた試験液に７２０時間にわ
たって曝し、破断の有無を評価した。試験結果を表２に
併せて示す。
に説明する。表１に示す組成の鋼を溶製して造塊法にて
鋳造した後、該鋳片を１２００℃に加熱して熱間圧延を
施した後、表２の熱処理を施した。熱処理前後の残留オ
ーステナイト量はＸ線回折法によって定量し、最終熱処
理終了後の鋼材について引張試験を行うと共に耐ＳＳＣ
性を評価した。ＳＳＣ試験は、ＮＡＣＥ−ＴＭ−０１７
７−Ａに規定される定荷重試験片に降伏強度の９０％の
引張り応力を付加した状態で、ｐＨ＝４．５の１０％Ｎ
ａＣｌを含む酢酸系緩衝液に５％Ｈ2 Ｓ＋９５％Ｃ０2
の混合ガスを常圧で飽和させた試験液に７２０時間にわ
たって曝し、破断の有無を評価した。試験結果を表２に
併せて示す。
【００４０】Ｎｏ．１〜１３は本発明例であり、優れた
耐ＳＳＣ性を示すと共に、降伏強度も最低５５９ＭＰａ
といった低い値が得られている。一方、比較例Ｎｏ．１
７，１８は、熱処理条件および金属組織が適正で降伏強
度も５２６乃至５３０ＭＰａと低レべルであるにもかか
わらず、鋼成分が本発明の範囲を外れているため、十分
な耐ＳＳＣ性が得られていない。また、比較例Ｎｏ．１
４〜１６では、熱処理条件が本発明範囲を外れており、
結果として適正な金属組織が得られていないため、耐Ｓ
ＳＣ性も不十分である。
耐ＳＳＣ性を示すと共に、降伏強度も最低５５９ＭＰａ
といった低い値が得られている。一方、比較例Ｎｏ．１
７，１８は、熱処理条件および金属組織が適正で降伏強
度も５２６乃至５３０ＭＰａと低レべルであるにもかか
わらず、鋼成分が本発明の範囲を外れているため、十分
な耐ＳＳＣ性が得られていない。また、比較例Ｎｏ．１
４〜１６では、熱処理条件が本発明範囲を外れており、
結果として適正な金属組織が得られていないため、耐Ｓ
ＳＣ性も不十分である。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によって、鋼
成分に加えて金属組織を最適化することにより、耐ＳＳ
Ｃ性に優れた低降伏強度のマルテンサイト系ステンレス
鋼が得られる。
成分に加えて金属組織を最適化することにより、耐ＳＳ
Ｃ性に優れた低降伏強度のマルテンサイト系ステンレス
鋼が得られる。
【図１】残留オーステナイト量と降伏強度および耐ＳＳ
Ｃ性の関係を示す図。
Ｃ性の関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 朝日 均 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 能勢 幸一 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 田村 眞市 北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵 株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA08 AA13 AA14 AA16 AA20 AA21 AA22 AA24 AA27 AA29 AA31 AA33 AA35 AA36 AA39 BA03 CA03 CE01 CF02
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、 Ｎｉ：５．０〜８．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ａｌ：０．１５％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
焼戻マルテンサイト組織を主体としたマルテンサイト系
ステンレス鋼であって、体積分率で１５〜４０％の残留
オーステナイト相を含むことを特徴とする耐ＳＳＣ性に
優れたマルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプ。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、 Ｎｉ：５．０〜８．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ａｌ：０．１５％以下 および Ｃｕ：１．０％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．２％、 Ｎｂ：０．０５％以下、 Ｖ ：０．１％以下、 Ｔａ：０．１５％以下 の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、焼戻マルテンサイト組織を主体と
したマルテンサイト系ステンレス鋼であって、体積分率
で１５〜４０％の残留オーステナイト相を含むことを特
徴とする耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレ
ス鋼ラインパイプ。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、 Ｎｉ：５．０〜８．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ａｌ：０．１５％以下 および Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、焼戻マルテンサイト組織を主体と
したマルテンサイト系ステンレス鋼であって、体積分率
で１５〜４０％の残留オーステナイト相を含むことを特
徴とする耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレ
ス鋼ラインパイプ。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：１．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、 Ｎｉ：５．０〜８．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ａｌ：０．１５％以下 および Ｃｕ：１．０％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．２％、 Ｎｂ：０．０５％以下、 Ｖ ：０．１％以下、 Ｔａ：０．１５％以下 の１種または２種以上を含有し、さらに Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、焼戻マルテンサイト組織を主体と
したマルテンサイト系ステンレス鋼であって、体積分率
で１５〜４０％の残留オーステナイト相を含むことを特
徴とする耐ＳＳＣ性に優れたマルテンサイト系ステンレ
ス鋼ラインパイプ。 - 【請求項５】 前記請求項１乃至４のいずれか１項に記
載された組成からなるマルテンサイト系ステンレス鋼に
熱間加工を施してＭｓ点以下まで冷却した後、Ａ（℃）
＝−６６０Ｃ（％）−１５Ｎｉ（％）＋３．３Ｍｏ
（％）＋７００で算出されるＡを基準として、Ａ以上Ａ
＋１５０℃以下の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下まで冷
却する処理を１回または２回以上施し、その後Ａ−５０
℃からＡ＋４０℃の温度に加熱した後、Ｍｓ点以下まで
冷却する処理を１回または２回以上施すことを特徴とす
る、耐ＳＳＣ性に優れた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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28737599A JP2001107198A (ja) | 1999-10-07 | 1999-10-07 | 耐ｓｓｃ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプおよびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28737599A JP2001107198A (ja) | 1999-10-07 | 1999-10-07 | 耐ｓｓｃ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプおよびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001107198A true JP2001107198A (ja) | 2001-04-17 |
Family
ID=17716555
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28737599A Pending JP2001107198A (ja) | 1999-10-07 | 1999-10-07 | 耐ｓｓｃ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプおよびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001107198A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1584699A1 (en) * | 2002-12-20 | 2005-10-12 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-strength martensitic stainless steel with excellent resistances to carbon dioxide gas corrosion and sulfide stress corrosion cracking |
| WO2006054430A1 (ja) * | 2004-11-19 | 2006-05-26 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| JP2007332442A (ja) * | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Jfe Steel Kk | 耐食性に優れる油井用高靭性超高強度ステンレス鋼管およびその製造方法 |
| CN108251759A (zh) * | 2018-02-01 | 2018-07-06 | 南京理工大学 | 逆变奥氏体韧化的马氏体不锈钢及其制造方法 |
| EP3690074A4 (en) * | 2017-09-29 | 2020-08-05 | JFE Steel Corporation | SEAMLESS MARTENSITIC STAINLESS STEEL TUBE FOR OIL HOLE AND MANUFACTURING PROCESS FOR IT |
-
1999
- 1999-10-07 JP JP28737599A patent/JP2001107198A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1584699A1 (en) * | 2002-12-20 | 2005-10-12 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-strength martensitic stainless steel with excellent resistances to carbon dioxide gas corrosion and sulfide stress corrosion cracking |
| EP1584699A4 (en) * | 2002-12-20 | 2009-06-03 | Sumitomo Metal Ind | HIGH-STRENGTH MARTENSITIC STAINLESS STEEL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO CARBONIC CORROSION AND SULPHID TREATMENT CRACK CORROSION |
| WO2006054430A1 (ja) * | 2004-11-19 | 2006-05-26 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| JP2007332442A (ja) * | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Jfe Steel Kk | 耐食性に優れる油井用高靭性超高強度ステンレス鋼管およびその製造方法 |
| EP3690074A4 (en) * | 2017-09-29 | 2020-08-05 | JFE Steel Corporation | SEAMLESS MARTENSITIC STAINLESS STEEL TUBE FOR OIL HOLE AND MANUFACTURING PROCESS FOR IT |
| US11827949B2 (en) | 2017-09-29 | 2023-11-28 | Jfe Steel Corporation | Martensitic stainless steel seamless pipe for oil country tubular goods, and method for manufacturing same |
| CN108251759A (zh) * | 2018-02-01 | 2018-07-06 | 南京理工大学 | 逆变奥氏体韧化的马氏体不锈钢及其制造方法 |
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