JPH04191319A - 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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- JPH04191319A JPH04191319A JP32370890A JP32370890A JPH04191319A JP H04191319 A JPH04191319 A JP H04191319A JP 32370890 A JP32370890 A JP 32370890A JP 32370890 A JP32370890 A JP 32370890A JP H04191319 A JPH04191319 A JP H04191319A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
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
、例えばり、Ｊ、クライン、コロ−ジョン（Ｃｏｒｒｏ
ｓｉｏｎ） ’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Ａｌ５Ｉ４
２０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
、例えばり、Ｊ、クライン、コロ−ジョン（Ｃｏｒｒｏ
ｓｉｏｎ） ’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Ａｌ５Ｉ４
２０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。
Ａｌ５Ｉ４２０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靭性が劣化
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を極めて高くする
。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。
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靭性が劣化
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を極めて高くする
。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。
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。
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、ます鋼帯と
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、ます鋼帯と
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． Ｏｗａ以上２５．４ ｗ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調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＋ｉｉｎ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Ａ ｃ ！変態点以下の温度に再加熱し
て１ｓ＋ｉｎ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。
板厚４． Ｏｗａ以上２５．４ ｗ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調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＋ｉｉｎ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Ａ ｃ ！変態点以下の温度に再加熱し
て１ｓ＋ｉｎ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４．０ ｍ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Ａ６．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１ａ＋ｉｎ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ＡｃＩ変態点以下の温度に再加熱して１
ｗｉｎ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。
板厚４．０ ｍ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Ａ６．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１ａ＋ｉｎ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ＡｃＩ変態点以下の温度に再加熱して１
ｗｉｎ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。
、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（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。
地円周溶接時の溶接熱影響部の硬さが高（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％
を超えると靭性が低下するので、上限含有量は１％とす
る。
を超えると靭性が低下するので、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。
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。
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。
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。
Ａｆ：０．１％以下
Ａ１は脱酸元素として非常に有用であるが、含有量が０
．１％を超えるとアルミナ系介在物が増加して靭性が低
下するので、上限含有量は０．１％とする。
．１％を超えるとアルミナ系介在物が増加して靭性が低
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。
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。
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。
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に、Ｃお
よびＮの含有量を調整した綱に添加して溶接熱影響部の
靭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
。
ト系ステンレス鋼の腐食速度を減少させるととに、Ｃお
よびＮの含有量を調整した綱に添加して溶接熱影響部の
靭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、いたずらにコストを上昇させ
るだけであるので、上限含有量は４％とする。
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、いたずらにコストを上昇させ
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、靭性なと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。
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、靭性なと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、靭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。
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、靭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。
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。
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０．００
３％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。
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０．００
３％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。
： Ｖ、 Ｔｉ、 Ｔａ、 Ｚｒ。
Ｎｂ、 Ｉｆ、 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、 Ｏｆで
は０．２％、■。
有効な元素であるが、Ｔｉ、 Ｚｒ、 Ｔａ、 Ｏｆで
は０．２％、■。
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Ｔｉ、
Ｚｒ、 Ｔａ、 Ｈｆでは０．２％、Ｖ、Ｎｂでは０
、５％、Ｂでは０．０１％とした。
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Ｔｉ、
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（ＲＥＶ）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。
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。
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。
７１番、８９〜１０４番およびＹを指す。
次に本発明の詳細な説明する。
綱片加熱温度二
綱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
″Ｃ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
″Ｃ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４．０Ｗ以上２５．４ｍ
ｍ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４．０Ｗ以上２５．４ｍ
ｍ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（、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”Ｃ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（、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”Ｃ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。
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。
第２段目の熱処理（焼き戻し）において加熱温度を５５
０℃以上ＡｃＩ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ＡＣ
Ｉ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。
０℃以上ＡｃＩ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ＡＣ
Ｉ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靭性が低下
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靭性が低下
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２ｍ＋以内の部分を含んだ部分を５００℃
以上ＡＣＩ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Ｍ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ＡｃＩ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Ａ、１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２ｍ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２ｍ＋以内の部分を含んだ部分を５００℃
以上ＡＣＩ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Ｍ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ＡｃＩ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Ａ、１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２ｍ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阻１〜１０を溶製し、
熱間圧延によって厚さ１２．７ ｍ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４５．７ ｋｇｆ／ｍｍ”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、連２およびＮα
５の鋼管は高周波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１０ｍ＋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、比較例阻１１はＡ
ｌ５Ｉ４２０鋼であり、阻１２は９Ｃｒ−ＩＭｏ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Ｎ［１１１，１２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。
熱間圧延によって厚さ１２．７ ｍ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４５．７ ｋｇｆ／ｍｍ”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、連２およびＮα
５の鋼管は高周波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１０ｍ＋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、比較例阻１１はＡ
ｌ５Ｉ４２０鋼であり、阻１２は９Ｃｒ−ＩＭｏ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Ｎ［１１１，１２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／ａｍとした。
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／ａｍとした。
母材および該溶接部の溶接熱影響部からＪＩＳＡ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。
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３圓、幅１５
ｍｍ、長さ５０ｍ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％
Ｎａ（Ｊ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。腐食速度の単位は閣／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０．１ ｍ／７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。
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３圓、幅１５
ｍｍ、長さ５０ｍ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％
Ｎａ（Ｊ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。腐食速度の単位は閣／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０．１ ｍ／７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○は破面遷移温度が一３０℃以下、×
は破面遷移温度が一３０℃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Ｏ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０．０５ｍ／
ｙ未満、Ｏは腐食速度が０．０５ ｍ／ｙ以上０．１０
ｍ／ｙ未満、×は腐食速度が０．１薗／ｙ以上０．５■
／ｙ未満、××は腐食速度が０．５ ｍ／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○は破面遷移温度が一３０℃以下、×
は破面遷移温度が一３０℃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Ｏ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０．０５ｍ／
ｙ未満、Ｏは腐食速度が０．０５ ｍ／ｙ以上０．１０
ｍ／ｙ未満、×は腐食速度が０．１薗／ｙ以上０．５■
／ｙ未満、××は腐食速度が０．５ ｍ／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、本発明例である漱１〜１０
は、母材および溶接熱影響部の衝撃靭性が格段に優れ、
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
影響部の衝撃靭性、溶接熱影響部最高硬さ、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靭性が格段に優れ、
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
影響部の衝撃靭性、溶接熱影響部最高硬さ、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)
- （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。 ［１］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、 ［２］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、 ［３］上記電縫鋼管を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、 ［４］５５０℃以上Ａ＿Ｃ＿１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。 - （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。 ［１］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、 ［２］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２
ｍｍ以内の部分を含んだ部分を５００℃以上Ａ＿Ｃ＿１
変態点以下の温度に再加熱する工程、 ［３］上記電縫鋼管を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、 ［４］５５０℃以上Ａ＿Ｃ＿１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。 - （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。 - （４）低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼が、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 - （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、Ｚｒ０．２％以下、Ｔａ０．２％以下、Ｈ
ｆ０．２％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 |
|---|---|---|---|
| JP32370890A 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 |
|---|---|---|---|
| JP32370890A 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 true JPH04191319A (ja) | 1992-07-09 |
| JPH075972B2 JPH075972B2 (ja) | 1995-01-25 |
Family
ID=18157718
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32370890A 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 (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1995034690A1 (fr) * | 1994-06-16 | 1995-12-21 | Nippon Steel Corporation | Procede de production de tubes d'acier presentant une excellente resistance a la corrosion et une bonne aptitude au soudage |
| US5849116A (en) * | 1994-07-18 | 1998-12-15 | Nippon Steel Corporation | Production method for steel material and steel pipe having excellent 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 |
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