JPH07197130A - 溶接部の耐孔食性と低温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法 - Google Patents
溶接部の耐孔食性と低温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法Info
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- JPH07197130A JPH07197130A JP34969493A JP34969493A JPH07197130A JP H07197130 A JPH07197130 A JP H07197130A JP 34969493 A JP34969493 A JP 34969493A JP 34969493 A JP34969493 A JP 34969493A JP H07197130 A JPH07197130 A JP H07197130A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】ＡＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳ Ｎｏ．Ｓ３１８
０３に規定される二相ステンレス鋼を母材とし、重量％
で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．
０１％以下、Ｎｉ：６．０〜７．０％、Ｃｒ：２３．０
〜２５．０％、Ｍｏ：２．５〜３．５％、Ｎ：０．１５
〜０．２０％、Ｏ：０．０３５％以下、を含み、下記に
示すＰＲＥ値が３５以上であるシーム溶接金属を有する
鋼管の全体を１０００℃〜１１００℃の温度で溶体化熱
処理し、溶接金属のフェライト率を３０〜５５％にした
溶接部の耐食性と低温靭性に優れた二相ステンレス溶接
鋼管を得る。 ＰＲＥ＝Ｃｒ（％）＋３．３Ｍｏ（％）＋１６Ｎ（％） 【効果】低温靭性に優れ、かつ、耐孔食性に優れた二相
ステンレス溶接鋼管の製造方法が提供される。
０３に規定される二相ステンレス鋼を母材とし、重量％
で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．
０１％以下、Ｎｉ：６．０〜７．０％、Ｃｒ：２３．０
〜２５．０％、Ｍｏ：２．５〜３．５％、Ｎ：０．１５
〜０．２０％、Ｏ：０．０３５％以下、を含み、下記に
示すＰＲＥ値が３５以上であるシーム溶接金属を有する
鋼管の全体を１０００℃〜１１００℃の温度で溶体化熱
処理し、溶接金属のフェライト率を３０〜５５％にした
溶接部の耐食性と低温靭性に優れた二相ステンレス溶接
鋼管を得る。 ＰＲＥ＝Ｃｒ（％）＋３．３Ｍｏ（％）＋１６Ｎ（％） 【効果】低温靭性に優れ、かつ、耐孔食性に優れた二相
ステンレス溶接鋼管の製造方法が提供される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接部の耐孔食性と低
温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法に関
する。
温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】ＡＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳ Ｎｏ．Ｓ
３１８０３に代表される二相ステンレス鋼は、フェライ
ト相とオーステナイト相からなるが、同鋼は高温高ＣＯ
2 −Ｃｌ- 環境下で優れた耐食性を示し、かつ高強度、
高延性を有するため、同環境にさらされる構造用材料と
して広く用いられている。このうち、高濃度のＣＯ2 ガ
ス、Ｃｌ- を含むガス田に近いフローライン、ギャザリ
ングラインあるいはＣＯ2 ガスインジェクショクライン
などのパイプラインに用いられる二相ステンレス鋼管に
おいて、将来における環境の悪化を見込んで、同鋼管の
耐食性の改善が要求されている。例えば、ＡＳＴＭ Ｇ
４８に規定された１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏによる孔
食試験における孔食が発生しない限界の温度（Critical
Pitting Temperature，ＣＰＴ）が３０℃以上というも
のである。
３１８０３に代表される二相ステンレス鋼は、フェライ
ト相とオーステナイト相からなるが、同鋼は高温高ＣＯ
2 −Ｃｌ- 環境下で優れた耐食性を示し、かつ高強度、
高延性を有するため、同環境にさらされる構造用材料と
して広く用いられている。このうち、高濃度のＣＯ2 ガ
ス、Ｃｌ- を含むガス田に近いフローライン、ギャザリ
ングラインあるいはＣＯ2 ガスインジェクショクライン
などのパイプラインに用いられる二相ステンレス鋼管に
おいて、将来における環境の悪化を見込んで、同鋼管の
耐食性の改善が要求されている。例えば、ＡＳＴＭ Ｇ
４８に規定された１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏによる孔
食試験における孔食が発生しない限界の温度（Critical
Pitting Temperature，ＣＰＴ）が３０℃以上というも
のである。
【０００３】また、パイプラインに用いられる場合には
低温靭性が要求される。例えば−４６℃におけるシャル
ピー衝撃値で７０Ｊといった要求がある。
低温靭性が要求される。例えば−４６℃におけるシャル
ピー衝撃値で７０Ｊといった要求がある。
【０００４】ところで、工業的に用いられている二相ス
テンレス溶接鋼管の場合、耐孔食性、低温靭性ともに母
材よりも溶接部の方が劣っている。従って、溶接部の耐
孔食性及び低温靭性が全体の性能を決定する。
テンレス溶接鋼管の場合、耐孔食性、低温靭性ともに母
材よりも溶接部の方が劣っている。従って、溶接部の耐
孔食性及び低温靭性が全体の性能を決定する。
【０００５】母材となるＡＳＴＭ Ａ７９０ Ｎｏ．Ｓ
３１８０３に規定される二相ステンレス鋼は、溶体化熱
処理後のＣＰＴが３０℃以上であり、−４６℃における
シャルピーエネルギーが１００Ｊ以上得られることは公
知である。
３１８０３に規定される二相ステンレス鋼は、溶体化熱
処理後のＣＰＴが３０℃以上であり、−４６℃における
シャルピーエネルギーが１００Ｊ以上得られることは公
知である。
【０００６】一方、溶接部については、例えば、特開昭
６０−２３８４２３号公報に開示されているように溶体
化熱処理温度と時間とを規定することによって溶接部の
耐食性を改善する方法、及び特公平２−３１６３１号公
報に開示されているようにオーステナイト系ステンレス
ワイヤで溶接部を作製することによって低温靭性を改善
する方法が知られている。
６０−２３８４２３号公報に開示されているように溶体
化熱処理温度と時間とを規定することによって溶接部の
耐食性を改善する方法、及び特公平２−３１６３１号公
報に開示されているようにオーステナイト系ステンレス
ワイヤで溶接部を作製することによって低温靭性を改善
する方法が知られている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】溶接部の溶体化熱処理
により、溶接ままで高い溶接金属のフェライト率を低下
させ、かつ溶接熱影響部のフェライト率を低下させると
ともにＣｒ炭窒化物を固溶させることができるため、溶
接部の耐食性は改善されるが、これだけではＣＰＴを３
０℃以上にすることは困難である。また、低温靭性も不
十分である。
により、溶接ままで高い溶接金属のフェライト率を低下
させ、かつ溶接熱影響部のフェライト率を低下させると
ともにＣｒ炭窒化物を固溶させることができるため、溶
接部の耐食性は改善されるが、これだけではＣＰＴを３
０℃以上にすることは困難である。また、低温靭性も不
十分である。
【０００８】一方、オーステナイト系ステンレスワイヤ
を用いて溶接部を作製する方法は、低温靭性には優れて
いるものの、耐食性が不十分となり、ＣＰＴ３０℃以上
を得ることが困難となる。
を用いて溶接部を作製する方法は、低温靭性には優れて
いるものの、耐食性が不十分となり、ＣＰＴ３０℃以上
を得ることが困難となる。
【０００９】以上のように、従来の方法では、溶接部の
耐孔食性と低温靭性のいずれかを向上させることに対し
ては効果があっても、両方の性能を満足するものは得ら
れていないのが実情である。
耐孔食性と低温靭性のいずれかを向上させることに対し
ては効果があっても、両方の性能を満足するものは得ら
れていないのが実情である。
【００１０】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、溶接部のＣＰＴが３０℃以上であり、溶接金
属の−４６℃での衝撃値が７０Ｊ以上である、溶接部の
耐孔食性と低温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の
製造方法を提供することを目的とする。
であって、溶接部のＣＰＴが３０℃以上であり、溶接金
属の−４６℃での衝撃値が７０Ｊ以上である、溶接部の
耐孔食性と低温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の
製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段及び作用】上記課題を解決
するために、本発明は、ＡＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳ
Ｎｏ．Ｓ３１８０３に規定される二相ステンレス鋼を母
材とし、重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．２
〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％
以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：６．０〜７．０％、
Ｃｒ：２３．０〜２５．０％、Ｍｏ：２．５〜３．５％
Ｎ：０．１５〜０．２０％Ｏ：０．０３５％以下、を含
み、下記に示すＰＲＥ値が３５以上であるシーム溶接金
属を有する鋼管の全体を１０００℃〜１１００℃の温度
で溶体化熱処理し、溶接金属のフェライト率を３０〜５
５％にすることを特徴とする溶接部の耐孔食性と低温靭
性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法を提供す
る。
するために、本発明は、ＡＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳ
Ｎｏ．Ｓ３１８０３に規定される二相ステンレス鋼を母
材とし、重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．２
〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％
以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：６．０〜７．０％、
Ｃｒ：２３．０〜２５．０％、Ｍｏ：２．５〜３．５％
Ｎ：０．１５〜０．２０％Ｏ：０．０３５％以下、を含
み、下記に示すＰＲＥ値が３５以上であるシーム溶接金
属を有する鋼管の全体を１０００℃〜１１００℃の温度
で溶体化熱処理し、溶接金属のフェライト率を３０〜５
５％にすることを特徴とする溶接部の耐孔食性と低温靭
性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法を提供す
る。
【００１２】 ＰＲＥ＝Ｃｒ（％）＋３．３Ｍｏ（％）＋１６Ｎ（％） 以下、本発明について詳細に説明する。
【００１３】本発明は、上述したように、耐食性及び低
温靭性が優れていることが公知のＡＳＴＭ Ａ７９０
Ｎｏ．Ｓ３１８０３に規定される二相ステンレス鋼を母
材として用いることを前提とし、その溶接金属組成、Ｐ
ＲＥ値、溶体化熱処理条件、及び溶接金属のフェライト
率を規定することにより、溶接部の耐孔食性と低温靭性
に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法を得るもの
である。
温靭性が優れていることが公知のＡＳＴＭ Ａ７９０
Ｎｏ．Ｓ３１８０３に規定される二相ステンレス鋼を母
材として用いることを前提とし、その溶接金属組成、Ｐ
ＲＥ値、溶体化熱処理条件、及び溶接金属のフェライト
率を規定することにより、溶接部の耐孔食性と低温靭性
に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法を得るもの
である。
【００１４】以下に本発明の限定理由を説明する。
【００１５】先ず、溶接金属の化学成分については以下
の通りである。
の通りである。
【００１６】Ｃは、低温靭性、耐食性を劣化させる作用
を有し、また溶接中の凝固割れ感受性を増加させるた
め、少ない方が好ましい。従って、Ｃをこのような悪影
響が生じない０．０２％（重量％、以下同じ）以下とす
る。
を有し、また溶接中の凝固割れ感受性を増加させるた
め、少ない方が好ましい。従って、Ｃをこのような悪影
響が生じない０．０２％（重量％、以下同じ）以下とす
る。
【００１７】Ｓｉは、不働態形成を容易にし、耐食性を
向上させるが、多すぎると靭性を低下させるため、０．
２〜０．５％の範囲とする。
向上させるが、多すぎると靭性を低下させるため、０．
２〜０．５％の範囲とする。
【００１８】Ｍｎは、オーステナイト生成元素であるた
め、オーステナイト量を上げることによって靭性向上に
寄与するが、Ｎｉより靭性向上効果が小さいため、０．
５〜２．０％の範囲とする。
め、オーステナイト量を上げることによって靭性向上に
寄与するが、Ｎｉより靭性向上効果が小さいため、０．
５〜２．０％の範囲とする。
【００１９】ＰとＳは、凝固割れを助長する元素であ
り、少ない方が好ましい。ＳはＰよりも割れ感受性が高
く、Ｐ，Ｓが夫々０．０２％、０．０１％を超えるとこ
のような影響が現われる。従って、Ｐを０．０２％以
下、Ｓを０．０１％以下とする。
り、少ない方が好ましい。ＳはＰよりも割れ感受性が高
く、Ｐ，Ｓが夫々０．０２％、０．０１％を超えるとこ
のような影響が現われる。従って、Ｐを０．０２％以
下、Ｓを０．０１％以下とする。
【００２０】Ｎｉは、オーステナイト生成元素の中で最
も重要な元素であり、フェライト率を低下させることに
よって低温靭性向上に寄与する。しかし、過剰なＮｉの
添加によってフェライト率が過度に低下し、オーステナ
イト相の耐食性が著しく劣化することによって全体の耐
食性の低下を招く。従って、このようなことを考慮して
Ｎｉを６．０〜７．０％の範囲とする。
も重要な元素であり、フェライト率を低下させることに
よって低温靭性向上に寄与する。しかし、過剰なＮｉの
添加によってフェライト率が過度に低下し、オーステナ
イト相の耐食性が著しく劣化することによって全体の耐
食性の低下を招く。従って、このようなことを考慮して
Ｎｉを６．０〜７．０％の範囲とする。
【００２１】Ｃｒは、耐食性を向上する元素であるが、
多すぎるとδ相が析出して脆化するため、２３．０〜２
５．０％の範囲とする。
多すぎるとδ相が析出して脆化するため、２３．０〜２
５．０％の範囲とする。
【００２２】Ｍｏは、耐食性向上に効果がある非常に重
要な元素であるが、過剰になるとδ相の析出脆化を生じ
やすいため、２．５〜３．５％の範囲とする。
要な元素であるが、過剰になるとδ相の析出脆化を生じ
やすいため、２．５〜３．５％の範囲とする。
【００２３】Ｎは、オーステナイト生成元素として、そ
の殆どがオーステナイト相に固溶してオーステナイト相
の耐食性向上に寄与する。溶接金属はオーステナイト相
が孔食の起点となりやすいため、Ｎを多く添加する必要
がある。しかし、過剰に添加すると溶接ピットやブロー
ホールなどの溶接欠陥を生じやすくなる。従って、これ
らを考慮してＮを０．１５〜０．２０％の範囲とする。
の殆どがオーステナイト相に固溶してオーステナイト相
の耐食性向上に寄与する。溶接金属はオーステナイト相
が孔食の起点となりやすいため、Ｎを多く添加する必要
がある。しかし、過剰に添加すると溶接ピットやブロー
ホールなどの溶接欠陥を生じやすくなる。従って、これ
らを考慮してＮを０．１５〜０．２０％の範囲とする。
【００２４】Ｏは、酸化系介在物として存在し、衝撃値
に悪影響を及ぼすので少ないほど好ましいが、０．０３
５％以下では実質的にこのような悪影響が小さいので、
０．０３５％以下とする。
に悪影響を及ぼすので少ないほど好ましいが、０．０３
５％以下では実質的にこのような悪影響が小さいので、
０．０３５％以下とする。
【００２５】次にＰＲＥ値について説明する。ＰＲＥ値
耐孔食性を示す指標として公知であり、以下の式で示さ
れる。
耐孔食性を示す指標として公知であり、以下の式で示さ
れる。
【００２６】 ＰＲＥ＝Ｃｒ（％）＋３．３Ｍｏ（％）＋１６Ｎ（％） そして、このＰＲＥ値が３５未満では、各成分が上記範
囲を満たしていてもＣＰＴが３０℃未満となるため、Ｐ
ＲＥ値を３５以上とする。
囲を満たしていてもＣＰＴが３０℃未満となるため、Ｐ
ＲＥ値を３５以上とする。
【００２７】溶体化熱処理は、母材の加工ひずみの除
去、フェライト率の調整、溶接部におけるσ相、Ｃｒ炭
化物の溶体化、フェライト率の調整を目的として行われ
るが、その温度が１０００℃未満ではσ相、Ｃｒ炭化物
の溶体化が不十分であり、１１００℃を越える場合には
過度にフェライト率が上昇して低温靭性が劣化する。従
って、溶体化熱処理温度を上記目的を達成できる１００
０〜１１００℃の範囲とする。
去、フェライト率の調整、溶接部におけるσ相、Ｃｒ炭
化物の溶体化、フェライト率の調整を目的として行われ
るが、その温度が１０００℃未満ではσ相、Ｃｒ炭化物
の溶体化が不十分であり、１１００℃を越える場合には
過度にフェライト率が上昇して低温靭性が劣化する。従
って、溶体化熱処理温度を上記目的を達成できる１００
０〜１１００℃の範囲とする。
【００２８】フェライト率は、耐孔食性と低温靭性に大
きく影響を及ぼす。図１は化学成分が本発明範囲にある
溶接金属の１０５０℃で溶体化熱処理した後の溶接金属
の−４６℃における衝撃値（１０ｍｍ×１０ｍｍ試験
片）とＣＰＴに及ぼすフェライト率の影響を示す。同図
に示すように、たとえ上記要件を満足していても、フェ
ライト率が低すぎれば低温靭性には優れるものの耐孔食
性が劣化し、過度にフェライト率が高ければその逆に耐
孔食性には優れるものの低温靭性は劣化するため、フェ
ライト率をコントロールしないと両者を満足することが
困難となることは明らかである。また、フェライト率を
３０％以下とすると溶接金属のＹＳが母材よりも低くな
る。管端部など余盛を削除する場合に溶接金属の方が強
度が低いと溶接部にひずみが集中して破壊に至る恐れが
あるため、これを避ける必要がある。以上のことから、
フェライト率は３０〜５５％の範囲とする。
きく影響を及ぼす。図１は化学成分が本発明範囲にある
溶接金属の１０５０℃で溶体化熱処理した後の溶接金属
の−４６℃における衝撃値（１０ｍｍ×１０ｍｍ試験
片）とＣＰＴに及ぼすフェライト率の影響を示す。同図
に示すように、たとえ上記要件を満足していても、フェ
ライト率が低すぎれば低温靭性には優れるものの耐孔食
性が劣化し、過度にフェライト率が高ければその逆に耐
孔食性には優れるものの低温靭性は劣化するため、フェ
ライト率をコントロールしないと両者を満足することが
困難となることは明らかである。また、フェライト率を
３０％以下とすると溶接金属のＹＳが母材よりも低くな
る。管端部など余盛を削除する場合に溶接金属の方が強
度が低いと溶接部にひずみが集中して破壊に至る恐れが
あるため、これを避ける必要がある。以上のことから、
フェライト率は３０〜５５％の範囲とする。
【００２９】
【実施例】次に、本発明の実施例を説明する。表１に示
すＡＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳＮｏ．Ｓ３１８０３に準
拠した化学成分を母材とし、表２に示す溶接金属組成及
びサイズを有する溶接鋼管を製造し、これらを表３中に
示す温度で溶体化熱処理を施した。なお、シーム溶接は
サブマージ・アーク溶接法にて行った。また、鋼管５、
６については、溶体化熱処理条件を数種類変化させた
（表３では鋼管５−１、５−２、５−３、６−１、６−
２と表示する）。
すＡＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳＮｏ．Ｓ３１８０３に準
拠した化学成分を母材とし、表２に示す溶接金属組成及
びサイズを有する溶接鋼管を製造し、これらを表３中に
示す温度で溶体化熱処理を施した。なお、シーム溶接は
サブマージ・アーク溶接法にて行った。また、鋼管５、
６については、溶体化熱処理条件を数種類変化させた
（表３では鋼管５−１、５−２、５−３、６−１、６−
２と表示する）。
【００３０】溶体化熱処理後真円度矯正のためのサイジ
ング加工を施した後、ショットブラストおよび硝弗酸に
よる酸洗を行った。鋼管１５，１６は高周波曲がり管で
あり、溶体化熱処理まで施した直管を表３中の温度で高
周波曲げ加工を施して水冷し、他の鋼管と同様にショッ
トブラスト及び硝弗酸による酸洗を施した。その後、こ
れら鋼管の溶接金属のフェライト率（α率）を測定し、
母材及び溶接金属を、シャルピー試験、孔食試験及び引
張試験に供した。
ング加工を施した後、ショットブラストおよび硝弗酸に
よる酸洗を行った。鋼管１５，１６は高周波曲がり管で
あり、溶体化熱処理まで施した直管を表３中の温度で高
周波曲げ加工を施して水冷し、他の鋼管と同様にショッ
トブラスト及び硝弗酸による酸洗を施した。その後、こ
れら鋼管の溶接金属のフェライト率（α率）を測定し、
母材及び溶接金属を、シャルピー試験、孔食試験及び引
張試験に供した。
【００３１】表３にこれらの結果を示す。なお母材の引
張試験についてはＣ方向から、溶接金属の引張試験片に
ついてはＬ方向から採取した直径４．０〜１０．０ｍｍ
の丸棒引張試験片を用いて行った。
張試験についてはＣ方向から、溶接金属の引張試験片に
ついてはＬ方向から採取した直径４．０〜１０．０ｍｍ
の丸棒引張試験片を用いて行った。
【００３２】また、シャルピー衝撃試験については、１
０ｍｍ×１０ｍｍのフルサイズ試験片が採取可能な鋼管
サイズを除いて５ｍｍ×１０ｍｍのハーフサイズ試験片
を用いて行った。表３のハーフサイズ試験片の衝撃値は
フルサイズ試験片によって得られる値に換算した。
０ｍｍ×１０ｍｍのフルサイズ試験片が採取可能な鋼管
サイズを除いて５ｍｍ×１０ｍｍのハーフサイズ試験片
を用いて行った。表３のハーフサイズ試験片の衝撃値は
フルサイズ試験片によって得られる値に換算した。
【００３３】腐食試験としてはＡＳＴＭ Ｇ４８に準拠
したＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏによる孔食試験を行った。試
験片を図２に示す。ＣＰＴは温度を５℃ピッチに変化さ
せて求めた。孔食の有無は試験片表面を倍率３０培の顕
微鏡で観察して判定した。なお、同一試験片を用いて繰
り返し温度を上げていくと前の温度の試験によって形成
した皮膜により、ＣＰＴが高くなることが認められたた
め、各温度ごと新しい試験片を試験に供した。フェライ
ト率は、ＡＳＴＭ Ｅ５６２に準拠した点算法にて測定
した。
したＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏによる孔食試験を行った。試
験片を図２に示す。ＣＰＴは温度を５℃ピッチに変化さ
せて求めた。孔食の有無は試験片表面を倍率３０培の顕
微鏡で観察して判定した。なお、同一試験片を用いて繰
り返し温度を上げていくと前の温度の試験によって形成
した皮膜により、ＣＰＴが高くなることが認められたた
め、各温度ごと新しい試験片を試験に供した。フェライ
ト率は、ＡＳＴＭ Ｅ５６２に準拠した点算法にて測定
した。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】表３に示すように、鋼管１はＮが０．２０
％を超えているため、ブローホール、ピットといった溶
接欠陥が生じた。鋼管２は、溶接金属のＰＲＥ値が３５
未満であるため、溶接部のＣＰＴが２５℃と目標の３０
℃よりも低かった。鋼管３はフェライト率が３０％未満
であるため、溶接部のＣＰＴが２５℃と低く、かつ、溶
接金属の強度が母材よりも低くなっていた。鋼管４は溶
接金属のＯ量が０．０３５％よりも高いため、溶接金属
の衝撃値が低かった。鋼管５−１は溶体化熱処理温度が
１０００℃未満であるため、ＣＰＴが３０℃に未達であ
り、鋼管５−２は溶体化熱処理温度が１１００℃よりも
高いため、フェライト率が５５％よりも高く、溶接金属
の衝撃値が４５Ｊと低かった。鋼管６−１はフェライト
率が５５％よりも高いため、溶接金属の衝撃値が６７Ｊ
と低かった。
％を超えているため、ブローホール、ピットといった溶
接欠陥が生じた。鋼管２は、溶接金属のＰＲＥ値が３５
未満であるため、溶接部のＣＰＴが２５℃と目標の３０
℃よりも低かった。鋼管３はフェライト率が３０％未満
であるため、溶接部のＣＰＴが２５℃と低く、かつ、溶
接金属の強度が母材よりも低くなっていた。鋼管４は溶
接金属のＯ量が０．０３５％よりも高いため、溶接金属
の衝撃値が低かった。鋼管５−１は溶体化熱処理温度が
１０００℃未満であるため、ＣＰＴが３０℃に未達であ
り、鋼管５−２は溶体化熱処理温度が１１００℃よりも
高いため、フェライト率が５５％よりも高く、溶接金属
の衝撃値が４５Ｊと低かった。鋼管６−１はフェライト
率が５５％よりも高いため、溶接金属の衝撃値が６７Ｊ
と低かった。
【００３８】これに対して、溶接金属の化学成分、溶体
化熱処理温度、溶接金属のフェライト率を本発明範囲に
コントロールした鋼管５−３，６−２，および７〜１６
は、低温靭性と耐孔食性に優れており、鋼管に具備すべ
き強度も有していることが確認された。
化熱処理温度、溶接金属のフェライト率を本発明範囲に
コントロールした鋼管５−３，６−２，および７〜１６
は、低温靭性と耐孔食性に優れており、鋼管に具備すべ
き強度も有していることが確認された。
【００３９】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれば、低温靭性に優れ、かつ、耐孔食性に優れたＡ
ＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳ Ｎｏ．Ｓ３１８０３を母材
とする二相ステンレス溶接鋼管の製造が可能となる。
によれば、低温靭性に優れ、かつ、耐孔食性に優れたＡ
ＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳ Ｎｏ．Ｓ３１８０３を母材
とする二相ステンレス溶接鋼管の製造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】化学成分組成が本発明範囲にある溶接金属を１
０５０℃で溶体化熱処理した後の−４６℃における衝撃
値及びＣＰＴに及ぼすフェライト率の影響を示す図。
０５０℃で溶体化熱処理した後の−４６℃における衝撃
値及びＣＰＴに及ぼすフェライト率の影響を示す図。
【図２】孔食試験片を説明するための図。
Claims (1)
- 【請求項１】 ＡＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳ Ｎｏ．Ｓ
３１８０３に規定される二相ステンレス鋼を母材とし、
重量％で、 Ｃ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．２〜０．５％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｎｉ：６．０〜７．０％、 Ｃｒ：２３．０〜２５．０％、 Ｍｏ：２．５〜３．５％ Ｎ：０．１５〜０．２０％ Ｏ：０．０３５％以下、 を含み、下記に示すＰＲＥ値が３５以上であるシーム溶
接金属を有する鋼管の全体を１０００℃〜１１００℃の
温度で溶体化熱処理し、溶接金属のフェライト率を３０
〜５５％にすることを特徴とする溶接部の耐孔食性と低
温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法。 ＰＲＥ＝Ｃｒ（％）＋３．３Ｍｏ（％）＋１６Ｎ（％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34969493A JPH07197130A (ja) | 1993-12-29 | 1993-12-29 | 溶接部の耐孔食性と低温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34969493A JPH07197130A (ja) | 1993-12-29 | 1993-12-29 | 溶接部の耐孔食性と低温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07197130A true JPH07197130A (ja) | 1995-08-01 |
Family
ID=18405475
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34969493A Pending JPH07197130A (ja) | 1993-12-29 | 1993-12-29 | 溶接部の耐孔食性と低温靭性に優れた二相ステンレス溶接鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07197130A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1180901A (ja) * | 1986-04-28 | 1999-03-26 | Nkk Corp | 耐孔食性に優れた２相ステンレス鋼 |
| EP1008417A1 (en) * | 1998-12-09 | 2000-06-14 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Flux cored wire for welding duplex stainless steel |
| JP2007530784A (ja) * | 2004-03-26 | 2007-11-01 | サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ | 細部切削用鋼 |
| EP1995341A1 (en) * | 2007-03-26 | 2008-11-26 | Sumitomo Metal Industries Limited | Oil well pipe for expansion in well and two-phase stainless steel for use as oil well pipe for expansion |
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| JP2020023736A (ja) * | 2018-08-08 | 2020-02-13 | 日本冶金工業株式会社 | 低温靭性に優れる二相ステンレス鋼 |
-
1993
- 1993-12-29 JP JP34969493A patent/JPH07197130A/ja active Pending
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