JPH08100235A - 高溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
高溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法Info
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- JPH08100235A JPH08100235A JP23791894A JP23791894A JPH08100235A JP H08100235 A JPH08100235 A JP H08100235A JP 23791894 A JP23791894 A JP 23791894A JP 23791894 A JP23791894 A JP 23791894A JP H08100235 A JPH08100235 A JP H08100235A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐ＣＯ2 腐食性さらには溶接性の優れたマル
テンサイトステンレス鋼の提供。 【構成】 Ｃｒ量が１０．０％〜１３．５％含有する鋼
のＣ量を０．０３５％以下に低減し、かつＮを０．００
８％以下に低減する。またＣｕを１．０％〜３．５％、
Ｎｉを１．５％〜４．０％、かつＣ＋（Ｎ−３．４Ｔ
ｉ）≦０．０３％及び４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃ
ｕ−１．１Ｃｒ−１．８Ｍｏ≧−１０となるように添加
することにより、１６０℃までのＣＯ2 環境中で耐食性
が良好になり、さらに溶接熱影響部の靭性も良好な鋼を
得る。
テンサイトステンレス鋼の提供。 【構成】 Ｃｒ量が１０．０％〜１３．５％含有する鋼
のＣ量を０．０３５％以下に低減し、かつＮを０．００
８％以下に低減する。またＣｕを１．０％〜３．５％、
Ｎｉを１．５％〜４．０％、かつＣ＋（Ｎ−３．４Ｔ
ｉ）≦０．０３％及び４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃ
ｕ−１．１Ｃｒ−１．８Ｍｏ≧−１０となるように添加
することにより、１６０℃までのＣＯ2 環境中で耐食性
が良好になり、さらに溶接熱影響部の靭性も良好な鋼を
得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐ＣＯ2 腐食性を有す
る溶接性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼であ
り、さらに詳しく述べれば石油、天然ガスの輸送におい
て湿潤炭酸ガスを多く含む環境中で高い腐食抵抗を有す
るとともに、溶接熱影響部の衝撃靭性に優れ、なおかつ
溶接熱影響部の硬さを低減したマルテンサイト系ステン
レス鋼に関するものである。
る溶接性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼であ
り、さらに詳しく述べれば石油、天然ガスの輸送におい
て湿潤炭酸ガスを多く含む環境中で高い腐食抵抗を有す
るとともに、溶接熱影響部の衝撃靭性に優れ、なおかつ
溶接熱影響部の硬さを低減したマルテンサイト系ステン
レス鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年生産される石油または天然ガス中に
は、湿潤な炭酸ガス（ＣＯ2 ）を多く含有する場合が増
加している。こうした環境では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、輸送に
使用されるラインパイプなどの防食対策として、腐食抑
制剤（インヒビター）の添加が従来より行われてきた。
しかし、腐食抑制剤は高温でその効果が失われる場合が
多いことに加えて、海底ラインパイプでは腐食抑制剤の
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は最近大きなものがあ
る。
は、湿潤な炭酸ガス（ＣＯ2 ）を多く含有する場合が増
加している。こうした環境では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、輸送に
使用されるラインパイプなどの防食対策として、腐食抑
制剤（インヒビター）の添加が従来より行われてきた。
しかし、腐食抑制剤は高温でその効果が失われる場合が
多いことに加えて、海底ラインパイプでは腐食抑制剤の
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は最近大きなものがあ
る。
【０００３】ラインパイプとして使用される材料には、
耐食性の他に内部を流れる輸送流体の圧力に耐える強度
を持ち、溶接性に優れることが要求される。溶接性の代
表的な特性としては、溶接部の衝撃靭性が優れているこ
とが必要である。また、硫化水素を含有する流体を輸送
する場合には、溶接部の硬さが低いことも要求される。
勿論、母材の衝撃靭性も優れていることが必要である。
耐食性の他に内部を流れる輸送流体の圧力に耐える強度
を持ち、溶接性に優れることが要求される。溶接性の代
表的な特性としては、溶接部の衝撃靭性が優れているこ
とが必要である。また、硫化水素を含有する流体を輸送
する場合には、溶接部の硬さが低いことも要求される。
勿論、母材の衝撃靭性も優れていることが必要である。
【０００４】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、ＡＩＳＩ（米国鉄鋼協会）４１０鋼あ
るいは４２０鋼といったＣを０．１％あるいは０．２％
含有し１２％〜１３％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Ｃ量の含有量が高いために溶接部が非
常に硬くなるとともに溶接部の衝撃靭性が悪いために、
ラインパイプとして使用することは困難である。従っ
て、已むを得ず高級な２相ステンレス鋼のラインパイプ
が使用されている。しかし、経済性の観点から１３％Ｃ
ｒ鋼程度の材料をラインパイプ用に適用することが望ま
れている。
食材料としては、ＡＩＳＩ（米国鉄鋼協会）４１０鋼あ
るいは４２０鋼といったＣを０．１％あるいは０．２％
含有し１２％〜１３％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Ｃ量の含有量が高いために溶接部が非
常に硬くなるとともに溶接部の衝撃靭性が悪いために、
ラインパイプとして使用することは困難である。従っ
て、已むを得ず高級な２相ステンレス鋼のラインパイプ
が使用されている。しかし、経済性の観点から１３％Ｃ
ｒ鋼程度の材料をラインパイプ用に適用することが望ま
れている。
【０００５】溶接性を向上させるためには一般にＣ量を
低減することが必要条件であり、マルテンサイト系ステ
ンレス鋼でＣを低減し、溶接性を向上させた材料が、例
えば特開平４−９９１２８号公報、特開平４−９９１２
７号公報などに挙げられている。しかしながらこれらの
鋼も依然としてＣ量が比較的多く溶接性が十分でなかっ
たり、熱間加工性が悪く実際の製造が困難であったり、
何よりも耐硫化物応力腐食割れ性が十分でなかったりし
て２相ステンレス鋼の代わりに使える水準まで達してい
ない。
低減することが必要条件であり、マルテンサイト系ステ
ンレス鋼でＣを低減し、溶接性を向上させた材料が、例
えば特開平４−９９１２８号公報、特開平４−９９１２
７号公報などに挙げられている。しかしながらこれらの
鋼も依然としてＣ量が比較的多く溶接性が十分でなかっ
たり、熱間加工性が悪く実際の製造が困難であったり、
何よりも耐硫化物応力腐食割れ性が十分でなかったりし
て２相ステンレス鋼の代わりに使える水準まで達してい
ない。
【０００６】そこで２相ステンレス鋼の代替えとして、
ラインパイプの最高使用温度と推定される１６０℃まで
の高温ＣＯ2 環境における使用に耐えなおかつ溶接熱影
響部の靭性が良好な鋼の開発が望まれている。
ラインパイプの最高使用温度と推定される１６０℃まで
の高温ＣＯ2 環境における使用に耐えなおかつ溶接熱影
響部の靭性が良好な鋼の開発が望まれている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、ラインパイ
プに使用する目的で１６０℃までの高温ＣＯ2 環境中で
耐食性が良好でありかつ溶接熱影響部の靭性に優れたマ
ルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供す
ることを目的とする。
プに使用する目的で１６０℃までの高温ＣＯ2 環境中で
耐食性が良好でありかつ溶接熱影響部の靭性に優れたマ
ルテンサイト系ステンレス鋼及びそ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】本発明者らは上記の目標
を達成すべくマルテンサイト系ステンレス鋼の成分を種
々検討してきた結果、ついに以下の知見を得るに至っ
た。まず、Ｃｒ量が１０．０％〜１３．５％含有する鋼
のＣ量を０．０３５％以下に低減し、かつＮを０．００
８％以下に低減する。またＣｕを１．０％〜３．５％以
下、Ｎｉを１．５％〜４．０％以下、かつＣ＋（Ｎ−
３．４Ｔｉ）≦０．０３％および４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ
＋０．３Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１．８Ｍｏ≧−１０となる
ように添加すると１６０℃までのＣＯ2 環境中で耐食性
が良好になり、さらに溶接熱影響部の靭性も良好である
ことを見いだした。
を達成すべくマルテンサイト系ステンレス鋼の成分を種
々検討してきた結果、ついに以下の知見を得るに至っ
た。まず、Ｃｒ量が１０．０％〜１３．５％含有する鋼
のＣ量を０．０３５％以下に低減し、かつＮを０．００
８％以下に低減する。またＣｕを１．０％〜３．５％以
下、Ｎｉを１．５％〜４．０％以下、かつＣ＋（Ｎ−
３．４Ｔｉ）≦０．０３％および４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ
＋０．３Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１．８Ｍｏ≧−１０となる
ように添加すると１６０℃までのＣＯ2 環境中で耐食性
が良好になり、さらに溶接熱影響部の靭性も良好である
ことを見いだした。
【０００９】本発明はこのような知見に基づくものであ
り、重量％で Ｃ ：０．００５％〜０．０３５％、Ｓｉ：０．０５％
〜０．５％、Ｍｎ：０．１％〜１．０％、 Ｐ
：０．０１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、
Ｃｒ：１０．０％〜１３．５％、Ｎｉ：１．５％
〜４．０％、 Ａｌ：０．００５％〜０．０５
％、Ｎ ：０．００８％以下、 Ｃｕ：１．０
％〜３．５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０３％、と
し、必要に応じて、Ｃａ：０．００１％〜０．００５
％、ＲＥＭ：０．０１％〜０．０５％の１種または２種
以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
り、Ｃ＋（Ｎ−３．４Ｔｉ）≦０．０３及び４０Ｃ＋３
４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１．８Ｍｏ≧−
１０を満足することを特徴とする溶接性の優れたライン
パイプ用マルテンサイト系ステンレス鋼、及び上記に記
載された成分組成を有するステンレス鋼片を熱間圧延し
て製造した鋼板を、Ａｃ3 以上〜１０００℃でオーステ
ナイト化して焼入れ後、６００℃以上〜Ａｃ1 以下の温
度で最終焼戻し処理を行い、冷間成形して鋼管を製造す
ることを特徴とする溶接性の優れたラインパイプ用マル
テンサイト系ステンレス鋼の製造方法である。
り、重量％で Ｃ ：０．００５％〜０．０３５％、Ｓｉ：０．０５％
〜０．５％、Ｍｎ：０．１％〜１．０％、 Ｐ
：０．０１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、
Ｃｒ：１０．０％〜１３．５％、Ｎｉ：１．５％
〜４．０％、 Ａｌ：０．００５％〜０．０５
％、Ｎ ：０．００８％以下、 Ｃｕ：１．０
％〜３．５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０３％、と
し、必要に応じて、Ｃａ：０．００１％〜０．００５
％、ＲＥＭ：０．０１％〜０．０５％の１種または２種
以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
り、Ｃ＋（Ｎ−３．４Ｔｉ）≦０．０３及び４０Ｃ＋３
４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１．８Ｍｏ≧−
１０を満足することを特徴とする溶接性の優れたライン
パイプ用マルテンサイト系ステンレス鋼、及び上記に記
載された成分組成を有するステンレス鋼片を熱間圧延し
て製造した鋼板を、Ａｃ3 以上〜１０００℃でオーステ
ナイト化して焼入れ後、６００℃以上〜Ａｃ1 以下の温
度で最終焼戻し処理を行い、冷間成形して鋼管を製造す
ることを特徴とする溶接性の優れたラインパイプ用マル
テンサイト系ステンレス鋼の製造方法である。
【００１０】
【作用】上記のような構成からなる本願発明鋼の１６０
℃までの耐ＣＯ2 腐食性が向上し、溶接熱影響部の靭性
が向上した理由について本発明者らは以下のように推測
している。図１は耐ＣＯ2 耐食性に及ぼす合金元素の影
響を調べたもので０．０２％ＣをベースとしたＣｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ量が異なる鋼の腐食速度を整理したものであ
る。腐食速度はＣＯ2 環境中１６０℃の人工海水中での
値（深さ）であり、腐食速度が０．１mm／ｙ以下であれ
ば良好な耐食性であると判断できる。本発明者らはＣＯ
2 環境中１６０℃でのＣｒ，Ｎｉ，Ｃｕの合金元素の影
響を調べた結果、Ｍｏの腐食速度に対する寄与はＣｒの
それの１／１．６倍であることを知見した。図から判断
できるようにＣｕ添加（図中の●）の場合のＣｒ＋１．
６Ｍｏ＝１０％に相当する腐食速度をＣｕ無添加（図中
の○）で得ようとするとＣｒ＋１．６Ｍｏ＝１７％必要
である。このためＣｕを１％以上含有する場合のＣｒ＋
１．６Ｍｏ＝１０％ではマルテンサイト単相にすること
が容易であり、なおかつＣ，Ｎをできるだけ低減でき
る。従ってＣｕ添加鋼では極めて有利な条件で他の元素
量を選定することが可能である。Ｃｒを１０％〜１３．
５％含有し、ＮｉとＣｕを添加することによって耐ＣＯ
2 腐食性が向上した理由は、Ｃｒは腐食によって反応
し、非常に安定な腐食皮膜を作る。さらにＣｕはこのよ
うな環境では腐食反応を起こさないために腐食膜と母材
の界面に残留し、Ｃｕが母材よりも高濃度になるために
塩素などの有害なアニオンが侵入するのを防ぐためであ
る。ＮｉはＣｕが残留するのを助ける働きをする。
℃までの耐ＣＯ2 腐食性が向上し、溶接熱影響部の靭性
が向上した理由について本発明者らは以下のように推測
している。図１は耐ＣＯ2 耐食性に及ぼす合金元素の影
響を調べたもので０．０２％ＣをベースとしたＣｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ量が異なる鋼の腐食速度を整理したものであ
る。腐食速度はＣＯ2 環境中１６０℃の人工海水中での
値（深さ）であり、腐食速度が０．１mm／ｙ以下であれ
ば良好な耐食性であると判断できる。本発明者らはＣＯ
2 環境中１６０℃でのＣｒ，Ｎｉ，Ｃｕの合金元素の影
響を調べた結果、Ｍｏの腐食速度に対する寄与はＣｒの
それの１／１．６倍であることを知見した。図から判断
できるようにＣｕ添加（図中の●）の場合のＣｒ＋１．
６Ｍｏ＝１０％に相当する腐食速度をＣｕ無添加（図中
の○）で得ようとするとＣｒ＋１．６Ｍｏ＝１７％必要
である。このためＣｕを１％以上含有する場合のＣｒ＋
１．６Ｍｏ＝１０％ではマルテンサイト単相にすること
が容易であり、なおかつＣ，Ｎをできるだけ低減でき
る。従ってＣｕ添加鋼では極めて有利な条件で他の元素
量を選定することが可能である。Ｃｒを１０％〜１３．
５％含有し、ＮｉとＣｕを添加することによって耐ＣＯ
2 腐食性が向上した理由は、Ｃｒは腐食によって反応
し、非常に安定な腐食皮膜を作る。さらにＣｕはこのよ
うな環境では腐食反応を起こさないために腐食膜と母材
の界面に残留し、Ｃｕが母材よりも高濃度になるために
塩素などの有害なアニオンが侵入するのを防ぐためであ
る。ＮｉはＣｕが残留するのを助ける働きをする。
【００１１】溶接熱影響部の靭性に関しては、その組織
がマルテンサイト単相であって、Ｃ＋Ｎを低減すると良
好であることがわかった。図２は鋼を高温に加熱した時
のフェライト分率に対するＮｉ当量の寄与を示すもので
Ｎｉ当量＝４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ−１．１
Ｃｒ−１．８Ｍｏが−１０よりも大きいとフェライトが
抑制されてマルテンサイト単相になることがわかった。
がマルテンサイト単相であって、Ｃ＋Ｎを低減すると良
好であることがわかった。図２は鋼を高温に加熱した時
のフェライト分率に対するＮｉ当量の寄与を示すもので
Ｎｉ当量＝４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ−１．１
Ｃｒ−１．８Ｍｏが−１０よりも大きいとフェライトが
抑制されてマルテンサイト単相になることがわかった。
【００１２】次に成分の限定範囲について以下に説明す
る。 Ｃ：マルテンサイト系ステンレス鋼を製造するのに必須
な元素であって０．００５％未満では組織をマルテンサ
イト単相にするのが困難になる。また０．０３％を超え
るとＣｒ炭化物が多く存在し、熱影響部の靭性が劣化す
るので含有量範囲を０．００５％〜０．０３５％とし
た。 Ｓｉ：脱酸のため必要な元素であるが、０．０５％未満
ではその効果が十分でなく、０．５％を超えて添加する
と衝撃靭性及び耐硫化物応力腐食割れを低下させること
から、含有量範囲を０．０５％〜０．５％とした。
る。 Ｃ：マルテンサイト系ステンレス鋼を製造するのに必須
な元素であって０．００５％未満では組織をマルテンサ
イト単相にするのが困難になる。また０．０３％を超え
るとＣｒ炭化物が多く存在し、熱影響部の靭性が劣化す
るので含有量範囲を０．００５％〜０．０３５％とし
た。 Ｓｉ：脱酸のため必要な元素であるが、０．０５％未満
ではその効果が十分でなく、０．５％を超えて添加する
と衝撃靭性及び耐硫化物応力腐食割れを低下させること
から、含有量範囲を０．０５％〜０．５％とした。
【００１３】Ｍｎ：粒界強度を低下して腐食環境下では
割れ抵抗性を損なう元素であるがＭｎＳを形成してＳの
無害化を進め、さらにはオーステナイト単相化にするの
に有用な元素であるのが、０．１％未満ではその効果が
十分でなく１．０％を超えて添加するとその効果が飽和
するので、含有量範囲は０．１％〜１．０％とする。 Ｃｒ：Ｃｒはマルテンサイト系ステンレス鋼を構成する
最も基本的かつ必須の元素であって、耐食性を付与する
ために必要な元素であるが、１６０℃のＣＯ2環境でラ
インパイプとして使用するためには含有量が１０．０％
未満では耐食性が十分でなく、一方１３．５％を超えて
添加するとマルテンサイト単相にし難くなるので上限含
有量は１３．５％とした。
割れ抵抗性を損なう元素であるがＭｎＳを形成してＳの
無害化を進め、さらにはオーステナイト単相化にするの
に有用な元素であるのが、０．１％未満ではその効果が
十分でなく１．０％を超えて添加するとその効果が飽和
するので、含有量範囲は０．１％〜１．０％とする。 Ｃｒ：Ｃｒはマルテンサイト系ステンレス鋼を構成する
最も基本的かつ必須の元素であって、耐食性を付与する
ために必要な元素であるが、１６０℃のＣＯ2環境でラ
インパイプとして使用するためには含有量が１０．０％
未満では耐食性が十分でなく、一方１３．５％を超えて
添加するとマルテンサイト単相にし難くなるので上限含
有量は１３．５％とした。
【００１４】Ａｌ：脱酸のために必要な元素であって含
有量が０．００５％未満ではその効果が十分でなく、
０．０５％を超えて添加すると粗大な酸化物系介在物が
鋼中に残留して靭性を低下させるので、含有量範囲は
０．００５％〜０．０５％とした。 Ｎ：鋼は不可避的に含有される元素であるが、熱影響部
靭性を劣化させるので上限含有量を０．００８％とし
た。
有量が０．００５％未満ではその効果が十分でなく、
０．０５％を超えて添加すると粗大な酸化物系介在物が
鋼中に残留して靭性を低下させるので、含有量範囲は
０．００５％〜０．０５％とした。 Ｎ：鋼は不可避的に含有される元素であるが、熱影響部
靭性を劣化させるので上限含有量を０．００８％とし
た。
【００１５】Ｐ：粒界に偏析して粒界強度を弱め、耐硫
化物応力腐食割れ性を低下させるので上限含有量を０．
０１５％にした。 Ｓ：Ｓは硫化物系の介在物を形成し、熱間加工性を低下
させるので上限含有量を０．００３％とした。
化物応力腐食割れ性を低下させるので上限含有量を０．
０１５％にした。 Ｓ：Ｓは硫化物系の介在物を形成し、熱間加工性を低下
させるので上限含有量を０．００３％とした。
【００１６】Ｎｉ：Ｃｕの耐食性向上効果はＮｉと複合
添加することで初めて現れる。これは腐食皮膜中でのＣ
ｕの濃縮がＮｉの存在下で起こり、ＮｉなしではＣｕの
濃縮は起こり難いためである。さらにＮｉは強力なオー
ステナイト生成元素であるのでマルテンサイト組織の実
現、熱間加工性の向上に有用である。１．５％未満では
その効果が十分でなく、４．０％超添加するとＡｃ1 点
が低下し、調質が困難になるので含有量範囲を１．５％
〜４．０％とした。
添加することで初めて現れる。これは腐食皮膜中でのＣ
ｕの濃縮がＮｉの存在下で起こり、ＮｉなしではＣｕの
濃縮は起こり難いためである。さらにＮｉは強力なオー
ステナイト生成元素であるのでマルテンサイト組織の実
現、熱間加工性の向上に有用である。１．５％未満では
その効果が十分でなく、４．０％超添加するとＡｃ1 点
が低下し、調質が困難になるので含有量範囲を１．５％
〜４．０％とした。
【００１７】Ｃｕ：Ｃｕはオーステナイト形成元素で耐
ＣＯ2 腐食性を向上させるが１．０％未満ではその効果
が十分でなく３．５％を超えると熱間加工性が低下する
ので含有量範囲を１．０％〜３．５％とした。望ましく
は１．０％〜３．０％がよい。 Ｔｉ：ＴｉＮやＴｉ酸化物として分散して溶接熱影響部
の粒成長を抑制し、靭性の劣化を抑制する。０．００５
％未満ではその効果が十分でなく、０．０３％超添加す
るとＴｉＣが析出し、靭性を劣化させるので、含有量範
囲を０．００５％〜０．０３％とした。
ＣＯ2 腐食性を向上させるが１．０％未満ではその効果
が十分でなく３．５％を超えると熱間加工性が低下する
ので含有量範囲を１．０％〜３．５％とした。望ましく
は１．０％〜３．０％がよい。 Ｔｉ：ＴｉＮやＴｉ酸化物として分散して溶接熱影響部
の粒成長を抑制し、靭性の劣化を抑制する。０．００５
％未満ではその効果が十分でなく、０．０３％超添加す
るとＴｉＣが析出し、靭性を劣化させるので、含有量範
囲を０．００５％〜０．０３％とした。
【００１８】Ｃａ，ＲＥＭ：介在物の形態を球状化させ
て無害化する有効な元素である。少なすぎると効果がな
く、多すぎると介在物を増加して耐硫化物応力割れ抵抗
性を低下させるので含有量範囲をそれぞれ０．００１％
〜０．００５％及び０．０１％〜０．０５％とした。
て無害化する有効な元素である。少なすぎると効果がな
く、多すぎると介在物を増加して耐硫化物応力割れ抵抗
性を低下させるので含有量範囲をそれぞれ０．００１％
〜０．００５％及び０．０１％〜０．０５％とした。
【００１９】次に製造条件について述べる。請求項に記
載された鋼をＡｃ3 以上１０００℃以下の焼入れ処理を
施す理由は、１０００℃超では結晶粒が粗大化し、靭性
が劣化するために焼入れ処理の上限温度を１０００℃と
した。一方Ａｃ3 未満ではオーステナイトとフェライト
の２相域になるためにその下限をＡｃ3 とした。
載された鋼をＡｃ3 以上１０００℃以下の焼入れ処理を
施す理由は、１０００℃超では結晶粒が粗大化し、靭性
が劣化するために焼入れ処理の上限温度を１０００℃と
した。一方Ａｃ3 未満ではオーステナイトとフェライト
の２相域になるためにその下限をＡｃ3 とした。
【００２０】さらにこの請求項に記載された鋼は１回の
焼戻し処理では容易に焼戻されにくい。従って通常は２
回の焼戻し処理を行う。１回で十分焼戻しされる分につ
いては１回でよい。さらに最終焼戻し温度についてはＡ
ｃ1 超では焼戻し後フレッシュマルテンサイトが生成
し、硬さが上昇するとともに靭性も劣化するために上限
温度をＡｃ1 とした。また６００℃以下についても低温
焼戻し温度であるために十分な焼戻し処理が行われず硬
さも軟化しないために下限温度を６００℃以下とした。
焼戻し処理では容易に焼戻されにくい。従って通常は２
回の焼戻し処理を行う。１回で十分焼戻しされる分につ
いては１回でよい。さらに最終焼戻し温度についてはＡ
ｃ1 超では焼戻し後フレッシュマルテンサイトが生成
し、硬さが上昇するとともに靭性も劣化するために上限
温度をＡｃ1 とした。また６００℃以下についても低温
焼戻し温度であるために十分な焼戻し処理が行われず硬
さも軟化しないために下限温度を６００℃以下とした。
【００２１】
【実施例】表１に示す成分のステンレス鋼を溶製し、熱
間圧延によって厚さ１４mmの鋼板とした後、表２に示す
焼入れ、焼戻し処理を施した後に冷間成形し、マルテン
サイト系ステンレス鋼管とした。本発明鋼の焼入れ時の
冷却はいずれも水冷とし、焼戻し時の冷却はいずれも空
冷とした。次にラインパイプ敷設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／cmであっ
た。
間圧延によって厚さ１４mmの鋼板とした後、表２に示す
焼入れ、焼戻し処理を施した後に冷間成形し、マルテン
サイト系ステンレス鋼管とした。本発明鋼の焼入れ時の
冷却はいずれも水冷とし、焼戻し時の冷却はいずれも空
冷とした。次にラインパイプ敷設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／cmであっ
た。
【００２２】母材及び溶接熱影響部からＪＩＳ４号衝撃
試験片を採取して衝撃試験を行った。また溶接熱影響部
の最高硬さを荷重１０kgのヴィッカース測定で行った。
また母材から試験片を採取して湿潤炭酸ガス環境におけ
る腐食試験を行った。湿潤炭酸ガス環境における腐食試
験としては、厚さ３mm、幅１５mm、長さ２０mmの試験片
を採取して、１６０℃のオートクレーブ中で炭酸ガス分
圧４０気圧の条件で人工海水中に４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mm／ｙで表示したが、一般的に腐食速度が０．１mm
／ｙ以下の場合、耐食性が良好であると言える。
試験片を採取して衝撃試験を行った。また溶接熱影響部
の最高硬さを荷重１０kgのヴィッカース測定で行った。
また母材から試験片を採取して湿潤炭酸ガス環境におけ
る腐食試験を行った。湿潤炭酸ガス環境における腐食試
験としては、厚さ３mm、幅１５mm、長さ２０mmの試験片
を採取して、１６０℃のオートクレーブ中で炭酸ガス分
圧４０気圧の条件で人工海水中に４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mm／ｙで表示したが、一般的に腐食速度が０．１mm
／ｙ以下の場合、耐食性が良好であると言える。
【００２３】表２から明らかなように本発明鋼である鋼
No．１〜２１は母材及び溶接熱影響部の衝撃靭性が格段
に優れ、溶接熱影響部の硬さが十分低く、湿潤炭酸ガス
環境中において１６０℃というラインパイプとしては非
常に高温であっても、実用的に使用可能な腐食速度であ
る０．１mm／ｙ以下で、優れた耐食性と溶接性を有して
いる。
No．１〜２１は母材及び溶接熱影響部の衝撃靭性が格段
に優れ、溶接熱影響部の硬さが十分低く、湿潤炭酸ガス
環境中において１６０℃というラインパイプとしては非
常に高温であっても、実用的に使用可能な腐食速度であ
る０．１mm／ｙ以下で、優れた耐食性と溶接性を有して
いる。
【００２４】これに対して比較鋼である鋼No．２２〜２
４は湿潤炭酸ガス環境において１６０℃で腐食速度が
０．１mm／ｙを大きく上回っている。またNo．２２，２
５についてはｖＴｒｓが４０℃と溶接熱影響部の靭性が
劣化している。
４は湿潤炭酸ガス環境において１６０℃で腐食速度が
０．１mm／ｙを大きく上回っている。またNo．２２，２
５についてはｖＴｒｓが４０℃と溶接熱影響部の靭性が
劣化している。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【発明の効果】本発明は以上説明したように構成されて
おり、湿潤炭酸ガス環境中１６０℃まで優れた耐食性及
び溶接熱影響部の靭性を有するラインパイプ用高Ｃｒ鋼
を提供することが可能となった。
おり、湿潤炭酸ガス環境中１６０℃まで優れた耐食性及
び溶接熱影響部の靭性を有するラインパイプ用高Ｃｒ鋼
を提供することが可能となった。
【図１】Ｃｕ添加有無に対するＣｒ，Ｍｏ含有量（Ｃｒ
＋１．６Ｍｏ）と腐食速度の関係を示す図。
＋１．６Ｍｏ）と腐食速度の関係を示す図。
【図２】高温加熱時のフェライト分率とＮｉ当量の関係
を示す図。
を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 村木 太郎 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．００５％〜０．０３５％、 Ｓｉ：０．０５％〜０．５％、 Ｍｎ：０．１％〜１．０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｃｒ：１０．０％〜１３．５％、 Ｎｉ：１．５％〜４．０％、 Ｃｕ：１．０％〜３．５％、 Ａｌ：０．００５％〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５％〜０．０３％、 Ｎ ：０．００８％以下 とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、 Ｃ＋（Ｎ−３．４Ｔｉ）≦０．０３ 及び ４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１．
８Ｍｏ≧−１０ を満足することを特徴とする高溶接性マルテンサイト系
ステンレス鋼。 - 【請求項２】 請求項１に記載の鋼にさらに、 Ｃａ ：０．００１％〜０．００５％、 ＲＥＭ：０．０１％〜０．０５％ の１種または２種を含有することを特徴とする高溶接性
マルテンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の組成のステン
レス鋼片を熱間圧延して製造した鋼板を、Ａｃ3 以上１
０００℃以下の温度でオーステナイト化して焼入れ処理
後、６００℃以上〜Ａｃ1 以下の温度で最終焼戻し処理
を行い、冷間成形して鋼管を製造することを特徴とする
高溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23791894A JPH08100235A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 高溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| US08/649,701 US5716465A (en) | 1994-09-30 | 1995-09-27 | High-corrosion-resistant martensitic stainless steel having excellent weldability and process for producing the same |
| CN95191186A CN1044263C (zh) | 1994-09-30 | 1995-09-27 | 具有良好焊接性和耐蚀性的马氏体不锈钢及其制造方法 |
| EP95932907A EP0732418B1 (en) | 1994-09-30 | 1995-09-27 | Highly corrosion-resistant martensitic stainless steel with excellent weldability and process for producing the same |
| KR1019960702826A KR960706569A (ko) | 1994-09-30 | 1995-09-27 | 용접성이 우수한 고내식성(高耐蝕性) 마르텐사이트계 스텐레스강 및 그 제조방법 |
| DE69520488T DE69520488T2 (de) | 1994-09-30 | 1995-09-27 | Martensitischer edelstahl mit hoher korrisionsbeständigkeit und hervorragender schweissbarkeit und herstellungsverfahren desselben |
| PCT/JP1995/001950 WO1996010654A1 (fr) | 1994-09-30 | 1995-09-27 | Acier inoxydable martensitique tres resistant a la corrosion et a soudabilite excellente et son procede de fabrication |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23791894A JPH08100235A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 高溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08100235A true JPH08100235A (ja) | 1996-04-16 |
Family
ID=17022381
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23791894A Pending JPH08100235A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 高溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08100235A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1717328A1 (en) * | 2004-01-30 | 2006-11-02 | JFE Steel Corporation | Martensitic stainless steel tube |
| US9284634B2 (en) | 2011-04-11 | 2016-03-15 | Nkk Tubes | Martensitic stainless steel having excellent corrosion resistance |
-
1994
- 1994-09-30 JP JP23791894A patent/JPH08100235A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1717328A1 (en) * | 2004-01-30 | 2006-11-02 | JFE Steel Corporation | Martensitic stainless steel tube |
| EP1717328A4 (en) * | 2004-01-30 | 2012-03-28 | Jfe Steel Corp | MARTENSITIC STAINLESS STEEL TUBE |
| US9284634B2 (en) | 2011-04-11 | 2016-03-15 | Nkk Tubes | Martensitic stainless steel having excellent corrosion resistance |
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