JPH09256115A - 耐サワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
耐サワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH09256115A JPH09256115A JP6136696A JP6136696A JPH09256115A JP H09256115 A JPH09256115 A JP H09256115A JP 6136696 A JP6136696 A JP 6136696A JP 6136696 A JP6136696 A JP 6136696A JP H09256115 A JPH09256115 A JP H09256115A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- stainless steel
- steel
- point
- less
- resistance
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 強度がＡＰＩ Ｘ８０相当以下で、耐ＣＯ2
腐食性、耐ＳＳＣ性、溶接性に優れたマルテンサイト系
ステンレス鋼、およびその製造方法を提供する。 【解決方法】 重量％で、 C； 0.035％以下、Si；0.50
％以下、Mn； 0.1〜1.5％、 P；0.03％以下、 S； 0.00
5％以下、Cr； 9〜13％、Ni； 1.5〜6 ％、Cu；0.3〜1.
8 ％、Mo； 1.5〜2.5 ％、Al；0.06％以下、 N；0.02％
以下を含有するとともに、それらの成分間に式 40Ｃ＋34Ｎ＋ 0.3Ｃｕ＋Ｎｉ− 1.1Ｃｒ− 1.8Ｍｏ≧−
10.5 を満足する関係があって、且つ残部が実質的にＦｅから
なり、焼戻しマルテンサイト組織を主として残留オース
テナイト相を１０％以上含有する。その製造にあたって
は、二段熱処理を行なう。 【効果】 本発明により、従来鋼では到底不可能な溶接
熱影響部の特性、耐食性の優れたマルテンサイト系ステ
ンレス鋼が得られる。
腐食性、耐ＳＳＣ性、溶接性に優れたマルテンサイト系
ステンレス鋼、およびその製造方法を提供する。 【解決方法】 重量％で、 C； 0.035％以下、Si；0.50
％以下、Mn； 0.1〜1.5％、 P；0.03％以下、 S； 0.00
5％以下、Cr； 9〜13％、Ni； 1.5〜6 ％、Cu；0.3〜1.
8 ％、Mo； 1.5〜2.5 ％、Al；0.06％以下、 N；0.02％
以下を含有するとともに、それらの成分間に式 40Ｃ＋34Ｎ＋ 0.3Ｃｕ＋Ｎｉ− 1.1Ｃｒ− 1.8Ｍｏ≧−
10.5 を満足する関係があって、且つ残部が実質的にＦｅから
なり、焼戻しマルテンサイト組織を主として残留オース
テナイト相を１０％以上含有する。その製造にあたって
は、二段熱処理を行なう。 【効果】 本発明により、従来鋼では到底不可能な溶接
熱影響部の特性、耐食性の優れたマルテンサイト系ステ
ンレス鋼が得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は耐サワー特性に優れ
た良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製
造方法に関するものである。
た良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、ＣＯ2 を多量に含むガスや油を生
産するガス井あるいは油井が開発され、また、ＣＯ2 イ
ンジェクションが広く行われるようになっている。この
ような環境では腐食が激しいことから、ＡＩＳＩ４２０
鋼に代表されるような耐ＣＯ2腐食性に優れた１３％Ｃ
ｒ鋼が使用されている。地表に出た後のラインパイプは
溶接で接合されるために、溶接性を考慮していない油井
管用材料は一般には使用できない。従って、止むなくさ
らに高価な二相ステンレス鋼からなるラインパイプが使
用されている。しかし、経済性の観点から１３％Ｃｒ程
度の材料をラインパイプに使用できるようになることが
望まれている。
産するガス井あるいは油井が開発され、また、ＣＯ2 イ
ンジェクションが広く行われるようになっている。この
ような環境では腐食が激しいことから、ＡＩＳＩ４２０
鋼に代表されるような耐ＣＯ2腐食性に優れた１３％Ｃ
ｒ鋼が使用されている。地表に出た後のラインパイプは
溶接で接合されるために、溶接性を考慮していない油井
管用材料は一般には使用できない。従って、止むなくさ
らに高価な二相ステンレス鋼からなるラインパイプが使
用されている。しかし、経済性の観点から１３％Ｃｒ程
度の材料をラインパイプに使用できるようになることが
望まれている。
【０００３】溶接性を向上させるためには、一般にＣを
低減することが必要である。これについては、マルテン
サイト系ステンレス鋼でＣを低減して溶接性を向上させ
た材料が、例えば特開平４−９９１２７号公報、特開平
４−９９１２８号公報などに挙げられている。しかし、
これらの材料の特性は十分に満足できるものではなく、
未だに１３％Ｃｒ系の材料はラインパイプに使用されて
いない。
低減することが必要である。これについては、マルテン
サイト系ステンレス鋼でＣを低減して溶接性を向上させ
た材料が、例えば特開平４−９９１２７号公報、特開平
４−９９１２８号公報などに挙げられている。しかし、
これらの材料の特性は十分に満足できるものではなく、
未だに１３％Ｃｒ系の材料はラインパイプに使用されて
いない。
【０００４】１３％Ｃｒ鋼をラインパイプとして実用化
するために必要とされる重要な要素は、１）予熱無しで
溶接可能な良溶接性を有すること、２）ラインパイプの
使用温度において耐ＣＯ2 腐食性と微量のＨ2 Ｓに対す
る耐硫化物応力割れ（ＳＳＣ）性とを有すること、３）
溶接材料として使用されることが多い二相ステンレス鋼
よりも材料強度を低く押えることができること、であ
る。
するために必要とされる重要な要素は、１）予熱無しで
溶接可能な良溶接性を有すること、２）ラインパイプの
使用温度において耐ＣＯ2 腐食性と微量のＨ2 Ｓに対す
る耐硫化物応力割れ（ＳＳＣ）性とを有すること、３）
溶接材料として使用されることが多い二相ステンレス鋼
よりも材料強度を低く押えることができること、であ
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な従来の問題を解決しようとするものであって、特定の
成分と組織に着目し、これを調整することにより、耐サ
ワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス
鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
な従来の問題を解決しようとするものであって、特定の
成分と組織に着目し、これを調整することにより、耐サ
ワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス
鋼およびその製造方法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】本発明者は多くの実験結
果から以下のような知見を得た。典型的なラインパイプ
の環境である６０〜１２０℃において、耐ＣＯ2 腐食性
を良好とするためには、Ｃｒを９％以上含有させ、かつ
少量のＣｕを添加することが有効であり、また、耐ＳＳ
Ｃ性の向上のためには、Ｍｏを一定量以上添加する必要
がある。さらに、材料の熱間加工性、耐溶接割れ性、溶
接熱影響部の靭性等を考慮すると、δフェライト相を含
有しないマルテンサイト相（高温ではオーステナイト
相）としなければならず、そのためには、Ｎｉ等のオー
ステナイト形成元素の添加が必要となる。一方、このよ
うな鋼では、Ａｃ1 点が低い上に、焼戻し軟化抵抗が極
めて大きい。従って、一般には強度がＡＰＩ Ｘ１００
程度になり、溶接金属がアンダーマッチとならない強度
Ｘ８０への調質は極めて難しく、残留オーステナイト相
を活用することが有効である。
果から以下のような知見を得た。典型的なラインパイプ
の環境である６０〜１２０℃において、耐ＣＯ2 腐食性
を良好とするためには、Ｃｒを９％以上含有させ、かつ
少量のＣｕを添加することが有効であり、また、耐ＳＳ
Ｃ性の向上のためには、Ｍｏを一定量以上添加する必要
がある。さらに、材料の熱間加工性、耐溶接割れ性、溶
接熱影響部の靭性等を考慮すると、δフェライト相を含
有しないマルテンサイト相（高温ではオーステナイト
相）としなければならず、そのためには、Ｎｉ等のオー
ステナイト形成元素の添加が必要となる。一方、このよ
うな鋼では、Ａｃ1 点が低い上に、焼戻し軟化抵抗が極
めて大きい。従って、一般には強度がＡＰＩ Ｘ１００
程度になり、溶接金属がアンダーマッチとならない強度
Ｘ８０への調質は極めて難しく、残留オーステナイト相
を活用することが有効である。
【０００７】本発明は以上の知見に基づいて構成したも
のであって、その趣旨とするところは以下の通りであ
る。すなわち、本発明鋼は、重量％で、Ｃ ；０．０３
５％以下、Ｓｉ；０．５０％以下、Ｍｎ；０．１〜１．
５％、Ｐ ；０．０３％以下、Ｓ ；０．００５％以
下、Ｃｒ；９〜１３％、Ｎｉ；１．５〜６％、Ｃｕ；
０．３〜１．８％、Ｍｏ；１．５〜２．５％、Ａｌ；
０．０６％以下、Ｎ ；０．０２％以下を含有するとと
もに、それらの成分間に式 Ｉps＝40Ｃ＋34Ｎ＋ 0.3Ｃｕ＋Ｎｉ− 1.1Ｃｒ− 1.8Ｍ
ｏ≧−10.5 を満足する関係があり、さらに、必要に応じてＴｉ；
０．００５〜０．１％、Ｚｒ；０．０１〜０．２％のう
ちの１種または２種、および／あるいはＣａ；０．００
１〜０．０１％、ＲＥＭ；０．００１〜０．０２％、Ｍ
ｇ；０．００１〜０．００６％のうちの１種または２種
以上を含有していて、且つ残部が実質的にＦｅからな
り、焼戻しマルテンサイト組織を主として残留オーステ
ナイト相を１０％以上含有することを特徴とする耐サワ
ー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼
である。
のであって、その趣旨とするところは以下の通りであ
る。すなわち、本発明鋼は、重量％で、Ｃ ；０．０３
５％以下、Ｓｉ；０．５０％以下、Ｍｎ；０．１〜１．
５％、Ｐ ；０．０３％以下、Ｓ ；０．００５％以
下、Ｃｒ；９〜１３％、Ｎｉ；１．５〜６％、Ｃｕ；
０．３〜１．８％、Ｍｏ；１．５〜２．５％、Ａｌ；
０．０６％以下、Ｎ ；０．０２％以下を含有するとと
もに、それらの成分間に式 Ｉps＝40Ｃ＋34Ｎ＋ 0.3Ｃｕ＋Ｎｉ− 1.1Ｃｒ− 1.8Ｍ
ｏ≧−10.5 を満足する関係があり、さらに、必要に応じてＴｉ；
０．００５〜０．１％、Ｚｒ；０．０１〜０．２％のう
ちの１種または２種、および／あるいはＣａ；０．００
１〜０．０１％、ＲＥＭ；０．００１〜０．０２％、Ｍ
ｇ；０．００１〜０．００６％のうちの１種または２種
以上を含有していて、且つ残部が実質的にＦｅからな
り、焼戻しマルテンサイト組織を主として残留オーステ
ナイト相を１０％以上含有することを特徴とする耐サワ
ー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼
である。
【０００８】また、本発明の別の態様として上記マルテ
ンサイト系ステンレス鋼の製造方法を提供するものであ
る。すなわち、上記発明鋼の化学成分を有する鋼片を、
熱間圧延後直ちに、またはＡｃ3 変態点以上に再加熱し
て冷却し、その後Ａｃ1 点＋２０℃〜Ａｃ1 点＋１５０
℃に加熱して冷却し、さらにその後Ａｃ1 点−１０℃〜
Ａｃ1 点＋６０℃に加熱して冷却することを特徴とする
耐サワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステン
レス鋼の製造方法である。なお、Ａｃ1 点は以下の式で
計算できる。 Ａｃ1 ＝− 669Ｃ−15.4Ｎｉ＋3.36Ｍｏ＋ 691（℃）
ンサイト系ステンレス鋼の製造方法を提供するものであ
る。すなわち、上記発明鋼の化学成分を有する鋼片を、
熱間圧延後直ちに、またはＡｃ3 変態点以上に再加熱し
て冷却し、その後Ａｃ1 点＋２０℃〜Ａｃ1 点＋１５０
℃に加熱して冷却し、さらにその後Ａｃ1 点−１０℃〜
Ａｃ1 点＋６０℃に加熱して冷却することを特徴とする
耐サワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステン
レス鋼の製造方法である。なお、Ａｃ1 点は以下の式で
計算できる。 Ａｃ1 ＝− 669Ｃ−15.4Ｎｉ＋3.36Ｍｏ＋ 691（℃）
【０００９】
【発明の実施の形態】以下に本発明について詳細に説明
する。まず、各化学成分について、その作用効果及び限
定理由を述べる。 Ｃ：強化に有効であり、且つ強力なオーステナイト形成
元素であって、δフェライト相の形成を抑制する効果が
ある。しかし、溶接熱影響部の硬さを低く押えて耐ＳＳ
Ｃ性を向上させるためには低Ｃ化が必要で０．０３５％
以下に制限する。下限は必ずしも明らかではないが、
０．００１％でもまたδフェライト相の形成抑制に有効
である。
する。まず、各化学成分について、その作用効果及び限
定理由を述べる。 Ｃ：強化に有効であり、且つ強力なオーステナイト形成
元素であって、δフェライト相の形成を抑制する効果が
ある。しかし、溶接熱影響部の硬さを低く押えて耐ＳＳ
Ｃ性を向上させるためには低Ｃ化が必要で０．０３５％
以下に制限する。下限は必ずしも明らかではないが、
０．００１％でもまたδフェライト相の形成抑制に有効
である。
【００１０】Ｓｉ：製鋼工程において脱酸材として添加
され、残有しているもので、鋼中に０．５０％を超えて
残存していると靭性および耐ＳＳＣ性を低下させるた
め、０．５０％以下とした。 Ｍｎ：粒界強度を低下させ、腐食環境下での割れ抵抗性
を損なう元素である。しかし、ＭｎＳを形成してＳの無
害化を進め、またオーステナイト単相化に有効な元素で
もあるので添加する。但し、含有量が０．１％未満の場
合には有効な効果が得られず、１．５％を超えると粒界
強度の低下が著しくなるので、Ｍｎの含有量は０．１〜
１．５％とした。
され、残有しているもので、鋼中に０．５０％を超えて
残存していると靭性および耐ＳＳＣ性を低下させるた
め、０．５０％以下とした。 Ｍｎ：粒界強度を低下させ、腐食環境下での割れ抵抗性
を損なう元素である。しかし、ＭｎＳを形成してＳの無
害化を進め、またオーステナイト単相化に有効な元素で
もあるので添加する。但し、含有量が０．１％未満の場
合には有効な効果が得られず、１．５％を超えると粒界
強度の低下が著しくなるので、Ｍｎの含有量は０．１〜
１．５％とした。
【００１１】Ｐ：粒界に偏析して粒界強度を弱め、耐Ｓ
ＳＣ性および低温靭性を低下させるので、０．０３％以
下とした。 Ｓ：硫化物を形成し、熱間加工性、および延靭性を低下
させるため、その上限を０．００５％とした。
ＳＣ性および低温靭性を低下させるので、０．０３％以
下とした。 Ｓ：硫化物を形成し、熱間加工性、および延靭性を低下
させるため、その上限を０．００５％とした。
【００１２】Ｃｒ：耐ＣＯ2 腐食性を向上させる最も重
要な元素である。９％未満の添加では十分な耐食性が得
られず、一方１３％を超えるとδフェライト相が生成し
やすくなる。従って、９〜１３％とした。 Ｎｉ：強力なオーステナイト形成元素であるので、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。さらに、低Ｃマルテンサイト組織である溶接熱影響
部の靭性を高める効果がある。含有量が１．５％未満の
場合にはこれらの効果が十分には得られず、また、６％
を超えて含有するとＡｃ1 変態点が低くなりすぎ、調質
が困難になる。従って、その範囲を１．５〜６％とし
た。なお、Ｃｕの項で述べるが、ＮｉにはＣｕとの複合
添加により耐食性を向上させる重要な役割がある。
要な元素である。９％未満の添加では十分な耐食性が得
られず、一方１３％を超えるとδフェライト相が生成し
やすくなる。従って、９〜１３％とした。 Ｎｉ：強力なオーステナイト形成元素であるので、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。さらに、低Ｃマルテンサイト組織である溶接熱影響
部の靭性を高める効果がある。含有量が１．５％未満の
場合にはこれらの効果が十分には得られず、また、６％
を超えて含有するとＡｃ1 変態点が低くなりすぎ、調質
が困難になる。従って、その範囲を１．５〜６％とし
た。なお、Ｃｕの項で述べるが、ＮｉにはＣｕとの複合
添加により耐食性を向上させる重要な役割がある。
【００１３】Ａｌ：Ｓｉと同様に、脱酸材として添加さ
れ、残有しているもので、その含有量が０．０６％を超
えると粗大なＡｌＮが形成され、靭性が低下する。従っ
て、含有量の上限を０．０６％とした。 Ｎ：鋼に不可避的に含まれている元素である。溶接熱影
響部の硬さが増し、靭性が低下するので、最大０．０２
％とした。
れ、残有しているもので、その含有量が０．０６％を超
えると粗大なＡｌＮが形成され、靭性が低下する。従っ
て、含有量の上限を０．０６％とした。 Ｎ：鋼に不可避的に含まれている元素である。溶接熱影
響部の硬さが増し、靭性が低下するので、最大０．０２
％とした。
【００１４】Ｍｏ：耐ＳＳＣ性を顕著に改善する効果を
有するので、Ｈ2 Ｓ含有環境で使用する鋼の必須元素で
ある。１．５％未満の添加では効果が十分でなく、２．
５％を超えるとδフェライト相が生成しやすくなるの
で、添加量は１．５〜２．５％とした。なお、Ｈ2 Ｓ分
圧が０．０１atm を超えるような場合には１．９％以上
添加することが望ましい。 Ｃｕ：Ｎｉと共存して耐ＣＯ2 腐食性を向上し、耐孔食
性も高める。添加量が多い方が耐食性向上効果は大きい
が、熱間加工性を低下させ、強度低減を困難にする。耐
食性に寄与し、且つ、害の少ない範囲として、０．３〜
１．８％を添加することとした。
有するので、Ｈ2 Ｓ含有環境で使用する鋼の必須元素で
ある。１．５％未満の添加では効果が十分でなく、２．
５％を超えるとδフェライト相が生成しやすくなるの
で、添加量は１．５〜２．５％とした。なお、Ｈ2 Ｓ分
圧が０．０１atm を超えるような場合には１．９％以上
添加することが望ましい。 Ｃｕ：Ｎｉと共存して耐ＣＯ2 腐食性を向上し、耐孔食
性も高める。添加量が多い方が耐食性向上効果は大きい
が、熱間加工性を低下させ、強度低減を困難にする。耐
食性に寄与し、且つ、害の少ない範囲として、０．３〜
１．８％を添加することとした。
【００１５】このような成分範囲にある鋼は、良好な耐
ＣＯ2 腐食性と耐ＳＳＣ性を示す。しかしながら、Ｎｉ
等のオーステナイト形成元素に対してＣｒ，Ｍｏ等のフ
ェライト形成元素が多くなると、溶接熱影響部にフェラ
イト相が生成して低温靭性が低下したり、冷間割れが発
生したりする。また熱間加工性も低下する。従って、こ
れらの元素の組み合わせを考える必要がある。従来の知
見からＣ，Ｎ，Ｎｉはフェライト相の形成を抑制し、Ｃ
ｒ，Ｍｏは促進する。そこで各元素濃度を種々変化させ
た鋼を溶製し、実験的にその寄与率を決定した。その結
果、下式 Ｉps＝40Ｃ＋34Ｎ＋ 0.3Ｃｕ＋Ｎｉ− 1.1Ｃｒ− 1.8Ｍ
ｏ≧−10.5 を満足すれば、フェライト相は生成せず、冷却ままの状
態でマルテンサイト単相とることがわかった。すなわ
ち、Ｃ，Ｎ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、この関係を満足
する必要がある。
ＣＯ2 腐食性と耐ＳＳＣ性を示す。しかしながら、Ｎｉ
等のオーステナイト形成元素に対してＣｒ，Ｍｏ等のフ
ェライト形成元素が多くなると、溶接熱影響部にフェラ
イト相が生成して低温靭性が低下したり、冷間割れが発
生したりする。また熱間加工性も低下する。従って、こ
れらの元素の組み合わせを考える必要がある。従来の知
見からＣ，Ｎ，Ｎｉはフェライト相の形成を抑制し、Ｃ
ｒ，Ｍｏは促進する。そこで各元素濃度を種々変化させ
た鋼を溶製し、実験的にその寄与率を決定した。その結
果、下式 Ｉps＝40Ｃ＋34Ｎ＋ 0.3Ｃｕ＋Ｎｉ− 1.1Ｃｒ− 1.8Ｍ
ｏ≧−10.5 を満足すれば、フェライト相は生成せず、冷却ままの状
態でマルテンサイト単相とることがわかった。すなわ
ち、Ｃ，Ｎ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、この関係を満足
する必要がある。
【００１６】また、必要に応じて、溶接性や靭性の向上
を目的に、さらに、Ｔｉ，Ｚｒのうちの１種または２
種、および／またはＣａ，ＲＥＭ，Ｍｇのうちの１種ま
たは２種以上を添加する。これらの化学成分について
は、以下の通りである。 Ｔｉ：ＴｉＮやＴｉ酸化物の形で分散し、溶接熱影響部
の粒成長を押さえて、靭性の低下を抑制する。少な過ぎ
ると効果がなく、過剰に添加するとＴｉＣを形成して靭
性を低下させる。従って、Ｔｉを添加する場合の添加量
は、０．００５％〜０．１％とした。 Ｚｒ：耐ＳＳＣ性に対して有害なＰとの間で安定な化合
物を形成し、固溶Ｐを減少させることによって、実質的
な低Ｐ化を図る効果を有する。少量では効果がなく、多
過ぎると粗大な酸化物を形成して却って靭性や耐ＳＳＣ
性を低下させるので、０．０１〜０．２％とした。
を目的に、さらに、Ｔｉ，Ｚｒのうちの１種または２
種、および／またはＣａ，ＲＥＭ，Ｍｇのうちの１種ま
たは２種以上を添加する。これらの化学成分について
は、以下の通りである。 Ｔｉ：ＴｉＮやＴｉ酸化物の形で分散し、溶接熱影響部
の粒成長を押さえて、靭性の低下を抑制する。少な過ぎ
ると効果がなく、過剰に添加するとＴｉＣを形成して靭
性を低下させる。従って、Ｔｉを添加する場合の添加量
は、０．００５％〜０．１％とした。 Ｚｒ：耐ＳＳＣ性に対して有害なＰとの間で安定な化合
物を形成し、固溶Ｐを減少させることによって、実質的
な低Ｐ化を図る効果を有する。少量では効果がなく、多
過ぎると粗大な酸化物を形成して却って靭性や耐ＳＳＣ
性を低下させるので、０．０１〜０．２％とした。
【００１７】Ｍｇ：酸化物の形で分散し、溶接熱影響部
の粒成長を押さえて、靭性の低下を抑制する。少な過ぎ
ると効果がなく、過剰に添加することは困難であると共
に粗大な酸化物を形成して靭性を低下させる。従って、
Ｍｇを添加する場合の添加量は、０．００１％〜０．０
０６％とした。 Ｃａ，ＲＥＭ：介在物を球状化させて無害化するのに有
効な元素である。少な過ぎるとその効果が無く、多過ぎ
ると介在物を増加させることになり、低温靭性、耐ＳＳ
Ｃ性を低下させるので各々０．００１〜０．０１％、
０．００１〜０．０２％とした。
の粒成長を押さえて、靭性の低下を抑制する。少な過ぎ
ると効果がなく、過剰に添加することは困難であると共
に粗大な酸化物を形成して靭性を低下させる。従って、
Ｍｇを添加する場合の添加量は、０．００１％〜０．０
０６％とした。 Ｃａ，ＲＥＭ：介在物を球状化させて無害化するのに有
効な元素である。少な過ぎるとその効果が無く、多過ぎ
ると介在物を増加させることになり、低温靭性、耐ＳＳ
Ｃ性を低下させるので各々０．００１〜０．０１％、
０．００１〜０．０２％とした。
【００１８】以上述べてきたような成分範囲にある鋼
は、良好な耐ＣＯ2 腐食性および耐ＳＳＣ性に加えて、
良好な溶接性、並びに良好な溶接熱影響部靭性を示す。
しかし、熱間加工まま、またはＡｃ3 変態点以上に再加
熱した後のマルテンサイト組織、およびこれをＡｃ1 点
以下の温度で焼戻した通常の焼戻しマルテンサイト組織
では強度が高過ぎる。そこで、強度低減のためには、低
強度のオーステナイト相との混合組織にすると効果があ
る。図１に示すように、オーステナイト相が１０％以上
存在すると大幅に強度が低下して、所望の強度が得られ
る。一方、余りにオーステナイト相が多過ぎると、Ｎｉ
等のオーステナイト生成元素の濃度が低下してオーステ
ナイト相が不安定となる。従って、上限は特には定めな
いが、３０％程度になる。なお、オーステナイト分率
は、オーステナイト相とマルテンサイト相（フェライ
ト）に対してＸ線回折における回折ピークの面積比から
決定した値である。
は、良好な耐ＣＯ2 腐食性および耐ＳＳＣ性に加えて、
良好な溶接性、並びに良好な溶接熱影響部靭性を示す。
しかし、熱間加工まま、またはＡｃ3 変態点以上に再加
熱した後のマルテンサイト組織、およびこれをＡｃ1 点
以下の温度で焼戻した通常の焼戻しマルテンサイト組織
では強度が高過ぎる。そこで、強度低減のためには、低
強度のオーステナイト相との混合組織にすると効果があ
る。図１に示すように、オーステナイト相が１０％以上
存在すると大幅に強度が低下して、所望の強度が得られ
る。一方、余りにオーステナイト相が多過ぎると、Ｎｉ
等のオーステナイト生成元素の濃度が低下してオーステ
ナイト相が不安定となる。従って、上限は特には定めな
いが、３０％程度になる。なお、オーステナイト分率
は、オーステナイト相とマルテンサイト相（フェライ
ト）に対してＸ線回折における回折ピークの面積比から
決定した値である。
【００１９】このような組織を得るためには、鋼片を熱
間圧延後直ちに、またはＡｃ3 変態点以上に再加熱して
冷却し、その後Ａｃ1 点＋２０℃〜Ａｃ1 点＋１５０℃
に加熱して冷却し、さらにその後Ａｃ1 点−１０℃〜Ａ
ｃ1 点＋６０℃に加熱して冷却する。すなわち、最初の
Ａｃ1 点＋２０℃〜Ａｃ1 点＋１５０℃への加熱により
焼戻しマルテンサイト相とオーステナイト相の二相にな
る。Ａｃ1 点＋２０℃より低温ではオーステナイト相の
生成量が少なく、また、Ａｃ1 点＋１５０℃より高温で
は冷却途上でマルテンサイト相に変態するオーステナイ
ト相の量が多くなり、残留するオーステナイト相が減少
する。次に、二度目のＡｃ1 点−１０℃〜Ａｃ1 点＋６
０℃への加熱により、最初の加熱後の冷却中に生成した
マルテンサイト相を焼戻すと共にオーステナイト相中の
元素を濃縮してオーステナイト相を安定化する。Ａｃ1
点−１０℃より低温の焼戻しではマルテンサイト相の焼
戻しを十分に行なうことができない。一方、Ａｃ1 点＋
６０℃より高温に加熱すると、最初の加熱で生成したオ
ーステナイト相が冷却中にマルテンサイト相に変態する
ようになる。加熱時間については特には指定しないが、
１５〜６０分程度が望ましい。
間圧延後直ちに、またはＡｃ3 変態点以上に再加熱して
冷却し、その後Ａｃ1 点＋２０℃〜Ａｃ1 点＋１５０℃
に加熱して冷却し、さらにその後Ａｃ1 点−１０℃〜Ａ
ｃ1 点＋６０℃に加熱して冷却する。すなわち、最初の
Ａｃ1 点＋２０℃〜Ａｃ1 点＋１５０℃への加熱により
焼戻しマルテンサイト相とオーステナイト相の二相にな
る。Ａｃ1 点＋２０℃より低温ではオーステナイト相の
生成量が少なく、また、Ａｃ1 点＋１５０℃より高温で
は冷却途上でマルテンサイト相に変態するオーステナイ
ト相の量が多くなり、残留するオーステナイト相が減少
する。次に、二度目のＡｃ1 点−１０℃〜Ａｃ1 点＋６
０℃への加熱により、最初の加熱後の冷却中に生成した
マルテンサイト相を焼戻すと共にオーステナイト相中の
元素を濃縮してオーステナイト相を安定化する。Ａｃ1
点−１０℃より低温の焼戻しではマルテンサイト相の焼
戻しを十分に行なうことができない。一方、Ａｃ1 点＋
６０℃より高温に加熱すると、最初の加熱で生成したオ
ーステナイト相が冷却中にマルテンサイト相に変態する
ようになる。加熱時間については特には指定しないが、
１５〜６０分程度が望ましい。
【００２０】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を溶製し、熱間圧延
後、表２のような熱処理を施した。また、二相ステンレ
ス鋼からなる溶接材料を使用してＧＭＡＷ法で現地溶接
相当の溶接継ぎ手を製作し、表２に示すように各種の特
性を調査した。そのうち、耐ＣＯ2 腐食性は、４０atm
のＣＯ2 ガスと平衡状態にある１００℃の人工海水中に
４日間浸漬し、腐食減量から腐食速度を測定した。耐Ｓ
ＳＣ性は、ｐＨ４．５の１０％ＮａＣｌ含有１mol/ｌ酢
酸バッファー溶液に４％Ｈ2 Ｓ＋９６％ＣＯ2 ガスまた
は０．４％Ｈ2 Ｓ＋９９．６％ＣＯ2 ガスを飽和させた
溶液中で、溶接継ぎ手から加工した丸棒平滑試験片に母
材の降伏強度の９０％に相当する引張り応力を付与し、
破断時間を測定した。その際、７２０時間まで試験を行
い、破断しなかったもの（「割れなし」と記載）は、優
れた耐ＳＳＣ性を有していると見なした。また、靭性に
ついては、入熱１．５kJ/mm 相当の再現熱サイクル試験
を行い、ＪＩＳ４号シャルピーによる破面遷移温度(vＴ
rs）の測定を行った。
後、表２のような熱処理を施した。また、二相ステンレ
ス鋼からなる溶接材料を使用してＧＭＡＷ法で現地溶接
相当の溶接継ぎ手を製作し、表２に示すように各種の特
性を調査した。そのうち、耐ＣＯ2 腐食性は、４０atm
のＣＯ2 ガスと平衡状態にある１００℃の人工海水中に
４日間浸漬し、腐食減量から腐食速度を測定した。耐Ｓ
ＳＣ性は、ｐＨ４．５の１０％ＮａＣｌ含有１mol/ｌ酢
酸バッファー溶液に４％Ｈ2 Ｓ＋９６％ＣＯ2 ガスまた
は０．４％Ｈ2 Ｓ＋９９．６％ＣＯ2 ガスを飽和させた
溶液中で、溶接継ぎ手から加工した丸棒平滑試験片に母
材の降伏強度の９０％に相当する引張り応力を付与し、
破断時間を測定した。その際、７２０時間まで試験を行
い、破断しなかったもの（「割れなし」と記載）は、優
れた耐ＳＳＣ性を有していると見なした。また、靭性に
ついては、入熱１．５kJ/mm 相当の再現熱サイクル試験
を行い、ＪＩＳ４号シャルピーによる破面遷移温度(vＴ
rs）の測定を行った。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【発明の効果】以上のように、本発明により、鋼成分を
特定し、鋼組織を特定したマルテンサイト系ステンレス
鋼は、適切な強度、優れた耐サワー特性、良溶接性を有
する。
特定し、鋼組織を特定したマルテンサイト系ステンレス
鋼は、適切な強度、優れた耐サワー特性、良溶接性を有
する。
【図１】オーステナイト量と降伏強度の関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 重里 元一 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新日 本製鐵株式会社技術開発本部内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ；０．０３５％以下、 Ｓｉ；０．５０％以下、 Ｍｎ；０．１〜１．５％、 Ｐ ；０．０３％以下、 Ｓ ；０．００５％以下、 Ｃｒ；９〜１３％、 Ｎｉ；１．５〜６％、 Ｃｕ；０．３〜１．８％、 Ｍｏ；１．５〜２．５％、 Ａｌ；０．０６％以下、 Ｎ ；０．０２％以下を含有するとともに、それらの成
分間に式 Ｉps＝40Ｃ＋34Ｎ＋ 0.3Ｃｕ＋Ｎｉ− 1.1Ｃｒ− 1.8Ｍ
ｏ≧−10.5 を満足する関係があって、且つ残部が実質的にＦｅから
なり、焼戻しマルテンサイト組織を主として残留オース
テナイト相を１０％以上含有することを特徴とする耐サ
ワー特性に優れた良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記載の鋼で、さらに、重量％
で、 Ｔｉ；０．００５〜０．１％、 Ｚｒ；０．０１〜０．２％のうちの１種または２種を含
有することを特徴とする耐サワー特性に優れた良溶接性
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に記載の鋼で、さら
に、重量％で、 Ｃａ；０．００１〜０．０１％、 ＲＥＭ；０．００１〜０．０２％、 Ｍｇ；０．００１〜０．００６％のうちの１種または２
種以上を含有することを特徴とする耐サワー特性に優れ
た良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項４】 請求項１，２または３のいずれかに記載
の化学成分を有する鋼片を、熱間圧延後直ちに、または
Ａｃ3 変態点以上に再加熱して冷却し、その後Ａｃ1 点
＋２０℃〜Ａｃ1 点＋１５０℃に加熱して冷却し、さら
にその後Ａｃ1 点−１０℃〜Ａｃ1 点＋６０℃に加熱し
て冷却することを特徴とする耐サワー特性に優れた良溶
接性マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6136696A JPH09256115A (ja) | 1996-03-18 | 1996-03-18 | 耐サワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6136696A JPH09256115A (ja) | 1996-03-18 | 1996-03-18 | 耐サワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09256115A true JPH09256115A (ja) | 1997-09-30 |
Family
ID=13169105
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6136696A Withdrawn JPH09256115A (ja) | 1996-03-18 | 1996-03-18 | 耐サワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09256115A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1323841A1 (en) * | 2001-12-26 | 2003-07-02 | Kawasaki Steel Corporation | Martensitic stainless steel sheet and method for making the same |
| EP1717328A1 (en) * | 2004-01-30 | 2006-11-02 | JFE Steel Corporation | Martensitic stainless steel tube |
| JP2016168616A (ja) * | 2015-03-13 | 2016-09-23 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接材料並びにそれを用いて形成される溶接金属及び溶接継手 |
| CN113939607A (zh) * | 2019-07-24 | 2022-01-14 | 日本制铁株式会社 | 马氏体系不锈钢钢管和马氏体系不锈钢钢管的制造方法 |
-
1996
- 1996-03-18 JP JP6136696A patent/JPH09256115A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1323841A1 (en) * | 2001-12-26 | 2003-07-02 | Kawasaki Steel Corporation | Martensitic stainless steel sheet and method for making the same |
| US7572407B2 (en) | 2001-12-26 | 2009-08-11 | Jfe Steel Corporation | Martensitic stainless steel sheet and method for making the same |
| 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 |
| JP2016168616A (ja) * | 2015-03-13 | 2016-09-23 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接材料並びにそれを用いて形成される溶接金属及び溶接継手 |
| CN113939607A (zh) * | 2019-07-24 | 2022-01-14 | 日本制铁株式会社 | 马氏体系不锈钢钢管和马氏体系不锈钢钢管的制造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3608743B2 (ja) | 熱間加工性に優れた耐硫化物応力割れ性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| EP0732418B1 (en) | Highly corrosion-resistant martensitic stainless steel with excellent weldability and process for producing the same | |
| WO2005042793A1 (ja) | 耐食性に優れたラインパイプ用高強度ステンレス鋼管およびその製造方法 | |
| JP2003003233A (ja) | 高強度鋼とその製造方法 | |
| JP2002212684A (ja) | 高温強度の高いマルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JPH09256115A (ja) | 耐サワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP3588380B2 (ja) | ラインパイプ用マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPS647138B2 (ja) | ||
| JP2711163B2 (ja) | 耐ｃｏ▲下２▼腐食性の優れた高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法 | |
| JP3220406B2 (ja) | 耐割れ性に優れた高強度溶接継手の作製方法 | |
| JP2002030392A (ja) | 耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JP3422880B2 (ja) | 溶接部硬さの低い高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JPH05156409A (ja) | 耐海水性に優れた高強度マルテンサイトステンレス鋼とその製造方法 | |
| JP3422877B2 (ja) | 溶接部硬さの低い高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JPS61104054A (ja) | ラインパイプ用高強度高靭性溶接クラツド鋼管 | |
| JPH09104953A (ja) | 耐食性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法 | |
| JPH09227934A (ja) | 低温靭性の優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP3412926B2 (ja) | 溶接性に優れた耐ｃｏ２腐食性と耐硫化物応力割れ性マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP2001107198A (ja) | 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 | |
| JP4592173B2 (ja) | 耐火性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接構造体 | |
| JPS5980755A (ja) | 溶接熱影響部の耐焼きもどしぜい性の優れたクロム・モリブデン鋼 | |
| JPH0741909A (ja) | 油井用ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP3009126B2 (ja) | ラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト鋼管の製造方法 | |
| JPS637328A (ja) | 耐硫化物腐食割れ性に優れた鋼の製造方法 | |
| JPH06240407A (ja) | 高耐食性高強度クラッド鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20030603 |