JPH1161267A

JPH1161267A - ラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト継目無鋼管の製造方法

Info

Publication number: JPH1161267A
Application number: JP22042197A
Authority: JP
Inventors: Yukio Miyata; 由紀夫宮田; Mitsuo Kimura; 光男木村; Takaaki Toyooka; 高明豊岡; Takeshi Shimamoto; 健島本; Fumio Murase; 文夫村瀬
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-08-15
Filing date: 1997-08-15
Publication date: 1999-03-05

Abstract

(57)【要約】【課題】炭酸ガスおよび塩化物を含有する環境におい
ても、耐全面腐食性、耐孔食性および母材靱性に優れた
マルテンサイト継目無鋼管を提供する。【解決手段】単量％で、Ｃ：0.02％以下、Cr：10.0〜
14.0％、Ni：0.2 〜2.0％、Cu：0.2 〜1.0 ％、Ｖ：0.0
2〜0.15％、Ｎ：0.02％以下を含有する鋼管素材を用い
て継目無鋼管に造管後直ちに焼入れし、ついでＡc₁点以
上Ａc₁点＋50℃以下の温度で熱処理したのち冷却し、Ａ
c₁点未満で焼戻しする。さらに、Ti、Nb、Zr、Taの１種
または２種以上を合計で0.3 ％以下含有してもよい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、石油や天然ガスを
輸送するラインパイプに用いて好適な高Crマルテンサイ
ト継目無鋼管の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、石油・天然ガスは、掘削が容易な
ものは掘り尽くされ、腐食が厳しい、深度が深い、寒冷
地や海底といった掘削環境が厳しい坑井にも手をつけざ
るを得なくなっている。このような坑井から生産される
石油・天然ガスの中には、炭酸ガスを多量に含む場合が
多く、このような環境では、炭素鋼あるいは低合金鋼で
は著しく腐食されるので、従来、その防食手段としてイ
ンヒビタを添加することが行われてきた。しかし、イン
ヒビタの使用は、高コストとなることや、高温では効果
が不十分なことから、近年ではインヒビタを用いる必要
のない耐食材料を用いる傾向にある。このような耐食材
料として油井管では、Crを13％含有するマルテンサイト
系ステンレス鋼が広く用いられている。

【０００３】一方、ラインパイプでは、ＡＰＩ規格中に
Ｃ量を低減した12％Crマルテンサイト系ステンレス鋼が
規定されている。この鋼は、円周溶接に予熱、後熱が必
要であり高コストとなることや、溶接部の靱性に劣ると
いう欠点があることから、ラインパイプとして一般には
ほとんど採用されていない。このため、耐食性ラインパ
イプ用材料としては、溶接性と耐食性に優れているとの
理由で、Crを高めNi、Moを含有する二相ステンレス鋼が
用いられてきた。しかし、二相ステンレス鋼は坑井によ
っては過剰品質となり高コストとなるという問題があっ
た。

【０００４】上記問題を克服する技術として、例えば特
開平4-99128 号公報には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が提案されている。特開平4-99
128号公報に記載された技術は、13％Cr系ステンレス鋼
でＣ、Ｎを低減し、さらにCuを1.2 〜4.5 ％添加し、造
管後の焼入れ冷却速度を水冷以上の冷却速度で冷却する
ことにより、炭素ガスを含む腐食環境においても優れた
耐食性を示し、溶接熱影響部の硬さが低く、かつ焼割れ
の問題がなく、生産性にも優れた高強度ラインパイプの
製造方法である。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た技術でもなお、寒冷地におけるパイプラインへの適用
には、靱性が十分でない。靱性を向上させるためにNiを
多量に添加すれば、靱性は向上するが、コスト高になる
という問題があった。本発明は、上記問題点を解決し、
優れた靱性を有し、かつ安価な高Crマルテンサイト継目
無鋼管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】本発明者らは、上記課題
を達成するため鋭意検討した結果、Ｃ量を0.02％以下に
低減し、Cuを添加し、さらにＮ量を0.02％以下、Ｖ量を
0.01〜0.15％に制限して、造管後直ちに空冷以上の冷却
速度で焼入れし、その後、二相域に加熱し、ついで焼戻
すことにより母材靱性が著しく向上することを新たに見
いだした。

【０００７】本発明の基礎になった実験結果について説
明する。0.01％Ｃ−11％Cr−1.5 ％Ni−0.5 ％Cu−0.01
％Ｎからなる組成の鋼を溶製し、鋼管素材とした。この
鋼管素材を加熱し、φ273mm ×ｔ13mmの継目無鋼管に造
管したのち、つぎのような３種類の処理、冷却し、Ａc₃点以上に再加熱したのち焼入れしＡc₁点
未満で焼戻す (Q-T)、冷却し、Ａc₃点以上に再加熱したのち焼入れし、つい
で二相域で熱処理しＡc₁点未満で焼戻す (Q-Q'-T) 、直ちに焼入れし、二相域で熱処理しＡc₁点未満で焼戻
す (DQ-Q'-T) 、処理をそれぞれ施した。

【０００８】これら鋼管から採取した試験片について、
引張特性、衝撃靱性を調査した。その結果を、降伏強さ
と、−40℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギ
ーとの関係で図１に示す。図１から、の DQ-Q'-T処理
が同一降伏強さで比較すると高い吸収エネルギーを示し
ている。本発明者らは、この現象について詳細に調査し
た結果、の Q-T処理を施された鋼管のシャルピー衝撃
試験片の脆性破面には明確な粒界破面が認められたのに
対し、のQ-Q'-T処理、あるいはの DQ-Q'-T処理を施
された鋼管のシャルピー衝撃試験片の脆性破面には明確
な粒界破面が認められなかった。

【０００９】また、Q-T 処理を施された鋼管では炭窒化
物が粒界に分散して析出しているのに対して、Q-Q'-T処
理あるいはDQ-Q'-T 処理を施された鋼管では炭窒化物が
凝集して析出しており、炭窒化物の析出形態に大きな相
異が見られることを確認した。また、Q-Q'-T処理材とDQ
-Q'-T 処理材の破面を比較すると、DQ-Q'-T 処理材の方
が破面単位が小さいことが確認された。

【００１０】Q-Q'-T処理あるいはDQ-Q'-T 処理を施され
た鋼管の靱性が高い理由は次のように考えられる。ま
ず、Q-T 処理材では、均一な組織を形成しており、炭窒
化物は粒界に均一に分散して析出し、この炭窒化物の粒
界析出により粒界が脆化し靱性が低いと考えられる。

【００１１】一方、Q-Q'-T処理材およびDQ-Q'-T 処理材
においては、二相域熱処理(Q')時に、マルテンサイト相
中に一部オーステナイト相が生じる。Ｃ、Ｎの溶解度
は、マルテンサイト相中よりオーステナイト相中の方が
高いため、Ｃ、Ｎはマルテンサイト相からオーステナイ
ト相へ拡散、濃縮する。したがって、Q'処理中にＣ、Ｎ
が濃縮したオーステナイト相とＣ、Ｎが希釈された焼戻
しマルテンサイト相が形成されることになる。そしてそ
の後の焼戻しにより、炭窒化物を多量に含有する焼戻し
マルテンサイト相と、炭窒化物の非常に少ない粒界強度
の非常に高い焼戻しマルテンサイト相が形成される。こ
の粒界強度の高い焼戻しマルテンサイト相のため、靱性
が向上しているものと考えられる。

【００１２】さらに、DQ-Q'-T 処理を施された鋼管の靱
性がQ-Q'-T処理を施された鋼管の靱性より高い理由は次
のように考えられる。すなわち、DQ-Q'-T 処理材では、
圧延後直ちに焼入れしてマルテンサイト組織を得ている
ことから、粒の細粒化が達成できており、さらに二相域
熱処理（Q'）を施すことによる前述の機構による靱性向
上とも相まって、著しく靱性が向上すると考えられる。

【００１３】本発明は、上記した知見に基づいて構成さ
れたものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：
0.02％以下、Si：0.5 ％以下、Mn：0.2〜3.0 ％、Cr：1
0.0〜14.0％、Ni：0.2 〜2.0 ％、Cu：0.2 〜1.0 ％、
Ｖ：0.01〜0.15％、Ｎ：0.02％以下を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる鋼管素材を用いて継目無鋼
管とした後、空冷以上の冷却速度で焼入れし、その後、
Ａc₁点以上、Ａc₁点＋50℃以下の温度で熱処理し、さら
にその後冷却してから、Ａc₁点未満の温度で焼戻すこと
を特徴とするラインパイプ用高Crマルテンサイト継目無
鋼管の製造方法である。

【００１４】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.02％以
下、Si：0.5 ％以下、Mn：0.2 〜3.0 ％、Cr：10.0〜1
4.0％、Ni：0.2 〜2.0 ％、Cu：0.2 〜1.0 ％、Ｖ：0.0
1〜0.15％、Ｎ：0.02％以下を含み、さらにTi、Zr、N
b、Taのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で
0.3％以下含有し、残部Feおよび不可避的不純物からな
る鋼管素材を用いて継目無鋼管とした後、空冷以上の冷
却速度で焼入れし、その後、Ａc₁点以上、Ａc₁点＋50℃
以下の温度で熱処理し、さらにその後冷却してから、Ａ
c₁点未満の温度で焼戻すことを特徴とするラインパイプ
用高Crマルテンサイト継目無鋼管の製造方法である。

【００１５】

【発明の実施の形態】まず、本発明の継目無鋼管の成分
組成の限定理由について説明する。Ｃ：0.02％以下Ｃは、溶接熱影響部の硬さ低減、靱性向上、耐溶接割れ
性の向上、炭酸ガスおよび塩化物を含む環境下での耐全
面腐食性、耐孔食性の向上などの点からできるだけ低減
することが望ましい。とくに、予熱なしで溶接ができる
ためには、Ｃは0.02％以下とすることが必要となり、Ｃ
量の上限は0.02％とした。なお、より良好な溶接性確保
の点から0.015 ％以下が好ましい。

【００１６】Si： 0.5％以下 Siは脱酸剤として添加されるが、フェライト生成元素で
あるので、多量に含有するとフェライトが生成しやすく
なり、母材および溶接熱影響部の靱性を劣化させる。ま
た、フェライトが存在すると、熱間加工性が低下し、製
造に支障をきたす恐れがある。したがって、Si量は 0.5
％以下に限定した。好ましくは 0.3％以下である。

【００１７】Mn： 0.2〜 3.0％ Mnは、脱酸剤として作用し、さらに強度を増加させる元
素である。さらにオーステナイト生成元素であるため、
フェライト生成を抑制し、母材および溶接熱影響部の靱
性を向上させる働きも有している。このような効果を得
るためには、 0.2％以上必要であるが、 3.0％を超えて
添加しても効果は飽和するため、Mn量は0.2〜 3.0％、
好ましくは 1.0〜 2.0％とする。

【００１８】Cr：10.0〜14.0％ Crはマルテンサイト組織を確保し、かつ炭酸ガスを含む
腐食環境における耐食性および耐孔食性を高めるために
必要な基本元素である。これらの効果を得るためには1
0.0％以上の添加が必要である。また、14.0％を超えて
含有するとフェライトの生成が容易となり、マルテンサ
イト組織を安定して得るため、または熱間加工性の低下
を防止するためには、多量のオーステナイト生成元素の
添加が必要となり、コスト高となる。よって、Cr量は1
0.0〜14.0％とする。

【００１９】Ni： 0.2〜 2.0％ Niはオーステナイト生成元素であり、フェライトの生成
を抑制し、母材および溶接熱影響部の靱性を向上させ、
熱間加工性の低下を抑制する働きがある。また、炭酸ガ
スを含む腐食環境下における耐食性、耐孔食性を向上さ
せる。このような効果を得るためには 0.2％以上の添加
が必要であるが、 2.0％を超えて添加すると変態点が低
下し、焼戻し温度が低くなり、所定の強度・靱性を得る
ために長時間の焼戻しを必要とする。したがって、Ni量
は 0.2〜 2.0％の範囲とした。なお、好ましくは、より
安定な耐食性および焼戻し特性の確保の点から 0.5〜
1.7％である。

【００２０】Cu： 0.2〜 1.0％ CuはNi、Mnとともにオーステナイト生成元素であり、フ
ェライトの生成を抑制し、溶接熱影響部の靱性向上、耐
全面腐食性向上に効果があり、また、熱間加工性の低下
を抑制する効果もある。さらに、Cuは炭酸ガスおよび塩
化物を含有する環境で不動態皮膜を安定化する効果があ
り、耐孔食性の向上に寄与する。これらの効果を得るに
は 0.2％以上の添加が必要である。しかし、 1.0％を超
えて含有すると一部が固溶せず析出するようになり、溶
接熱影響部の靱性に悪影響を与える。よって、Cuは 0.2
〜 1.0％の範囲とした。なお、好ましくは 0.3〜 0.7％
である。

【００２１】Ｖ：0.01〜0.15％Ｖは、高温強度の改善に有用な元素である。しかしなが
ら、0.01％未満では、80〜150 ℃における強度を確保す
るには十分でなく、一方、0.15％を超える添加では強度
が上昇し、靱性の劣化を招くため、Ｖは0.01〜0.15％の
範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.10％であ
る。

【００２２】Ｎ：0.02％以下Ｎは、Ｃと同様、溶接割れの回避、溶接熱影響部の靱性
向上、および溶接熱影響部の硬さ低減のためにできるだ
け低い方が望ましく、0.02％を超えるとこれらの効果が
十分に得られないため、0.02％以下に限定した。なお、
好ましくは0.015 ％以下である。

【００２３】Ti、Zr、Nb、Taのうちの１種または２種以
上の合計： 0.3％以下 Ti、Zr、Nb、TaはＣとの親和力が強く、炭化物を形成す
る傾向が強い。Ti、Zr、Nb、Taの１種または２種以上を
添加し、Cr炭化物をTi、Zr、Nb、Taの炭化物に置換す
る。これによりCr炭化物量が減少し、耐食性とくに耐孔
食性に有効な有効Cr量を増加させることができる。

【００２４】Ti、Zr、Nb、Taは母材、溶接熱影響部の靱
性向上に効果があるが、合計で 0.3％を超えると溶接割
れ感受性が増加することや靱性を劣化させることから、
合計0.3％を上限とした。なお、Ti単独では0.01〜0.2
％、Zr単独では0.01〜0.1 ％、Nb単独では0.01〜0.1
％、Ta単独では0.01〜0.1 ％が好ましい。複合添加した
場合には合計で0.03〜0.2 ％が好ましい。

【００２５】その他元素は、不可避的に含有するが、で
きるだけ低減するのが望ましい。例えば、Ｐ、Ｓはそれ
ぞれ0.03％、0.01％までは許容できるが、できるだけ低
減する。Ｏは0.01％まで許容できる。上記した組成を有
する鋼を、転炉あるいは電気炉で溶製し、連続鋳造法あ
るいは造塊法で凝固して鋼管素材とする。溶鋼の取鍋精
錬、真空脱ガス等は必要に応じ実施してよい。

【００２６】凝固した鋼管素材は、Ａc₃点以上に加熱さ
れ、プラグミル方式、マンドレルミル方式などの熱間圧
延によって継目無鋼管とされ、あるいはさらにサイザ
ー、ストレッチレデューサにより熱間のままで所望の寸
法の鋼管に造管される。造管後直ちに、焼入れする直接
焼入れを施す。焼入れの冷却速度は空冷以上の冷却速度
で 200℃以下まで冷却する。

【００２７】本発明の組成範囲では空冷でもマルテンサ
イト組織が得られるが、焼入れ冷却速度を空冷より速い
冷却速度とすれば、変態開始までのオーステナイト粒の
成長を抑制でき、変態後の組織が微細化し靱性が向上す
る。本発明では、造管後直ちに焼入れしたマルテンサイ
ト組織を利用するため、細粒化効果により、再加熱焼入
れした場合に比べ靱性が著しく向上する。

【００２８】直接焼入れののち、Ａc₁点以上、Ａc₁点＋
50℃以下に加熱する熱処理を行う。Ａc₁点以上の加熱に
より、マルテンサイトとオーステナイトの微細な二相組
織となる。Ｃ、Ｎの溶解度は、マルテンサイト相中より
オーステナイト相中の方が高いため、Ｃ、Ｎはマルテン
サイト相からオーステナイト相へ拡散、濃縮する。した
がって、二相域熱処理中にＣ、Ｎが濃縮したオーステナ
イト相とＣ、Ｎが希釈された焼戻しマルテンサイト相が
形成されることになる。そしてその後の焼戻しにより、
炭窒化物を多量に含有する焼戻しマルテンサイト相と、
炭窒化物の非常に少ない粒界強度の非常に高い焼戻しマ
ルテンサイト相が形成され、この粒界強度の高い焼戻し
マルテンサイト相のため、高靱性を有する鋼管となる。

【００２９】しかし、Ａc₁点＋50℃を超える熱処理を施
すと、Ｃ、Ｎが希釈された焼戻しマルテンサイト相の比
率が低くなる結果、最終的に粒界強度の高い焼戻しマル
テンサイト相の比率が低くなり、靱性向上効果が減少す
る。また、粒が粗大化することも靱性の低下につなが
る。また、この温度範囲の保持時間は10〜60min とする
のが好ましい。保持後の冷却は空冷以上の冷却速度で行
うのがよい。

【００３０】焼戻しは、Ａ_c1点未満、好ましくは 550℃
以上で行うのが好ましい。上記温度に加熱保持後空冷以
上の冷却速度で冷却する。焼戻しにより炭窒化物の少な
い粒界強度の高い焼戻しマルテンサイト相を含有する組
織となるため、高靱性を有する鋼管となる。この焼戻し
の保持時間は10〜60min とするのが好ましい。

【００３１】

【実施例】

（実施例１）表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、真空
脱ガス処理を行い、連続鋳造法で凝固させ、鋼管素材と
した。これら鋼管素材を、マンネスマン−プラグミル方
式の製造設備で継目無鋼管とし、ついでサイザーで圧延
し、φ273mm ×ｔ13mmに造管したのち、直ちに空冷また
は水冷にて焼入れた。ついで、これら鋼管は、表２に示
す二相域温度に加熱したのち、空冷または水冷し、さら
に、表２に示すＡc₁点未満の温度で焼戻した。

【００３２】なお、比較例として、一部の鋼について造
管後冷却し、再加熱焼入れしたのち焼戻すQ-T 処理およ
び造管後冷却し、再加熱焼入れ−二相域熱処理したのち
焼戻すQ-Q'-T処理を施した。このように処理された鋼管
（母管）から試験片を採取し、機械的特性および腐食試
験を実施した。

【００３３】腐食試験は母管の炭酸ガス腐食試験を実施
し、耐孔食性と耐全面腐食性を評価した。炭酸ガス腐食
試験は、オートクレーブ中で3.0MPaの炭酸ガスを飽和さ
せた20％NaCl水溶液中に、母管から採取した 3.0mm×25
mm×50mmの試験片を浸漬し、80℃で７日間保持した。耐
孔食性は、試験後、試験片を水洗、乾燥したのち肉眼で
試験片表面を観察し、孔食の有無を調査した。１個以上
孔食が発生したときは×、それ以外は○として評価し
た。

【００３４】耐全面腐食性は、試験後、試験片を水洗、
乾燥したのち重量を測定し、重量減少速度を１年間での
厚み減少量に換算して評価した。厚み減少量が0.1mm/年
未満の場合を○、0.1mm/年以上の場合を×で表示した。
また、二相ステンレス鋼を溶接材料としてＴＩＧ溶接
（電圧：15Ｖ、電流：200 Ａ、溶接速度：10cm/min、入
熱18kJ/cm)で鋼管継手を作製し、溶接熱影響部（ノッチ
位置: ボンドから１mm）シャルピー試験を-40 ℃で行
い、吸収エネルギー _VＥ_-40(J)を求めた。

【００３５】その結果を表２に示す。

【００３６】

【表１】

【００３７】

【表２】

【００３８】本発明例は孔食の発生もみられず、厚み減
少量も 0.1mm／年未満であり、耐孔食性、耐全面腐食性
に優れ実用的に使用可能なレベルであり、さらに、母材
の靱性に優れ、かつ溶接熱影響部の-40 ℃におけるシャ
ルピー吸収エネルギーも高く、溶接熱影響部靱性は優れ
ており、ラインパイプ用として十分な特性である。本発
明の範囲をはずれた比較例の鋼管は、母材靱性に劣り、
溶接熱影響部靱性が低く、また孔食が発生し、厚み減少
量が大きいなど、本発明例に比較し特性は劣化してい
る。

【００３９】

【発明の効果】このように本発明によれば、炭酸ガスお
よび塩化物を含有する環境で優れた耐孔食性および耐全
面腐食性を示し、かつ母材靱性、溶接熱影響部の靱性に
優れた石油・天然ガスなどを輸送するためのラインパイ
プ用鋼管が安価に提供でき、産業の発展に寄与するとこ
ろが極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】−40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギー
と降伏強さとの関係を示すグラフである。

フロントページの続き (72)発明者豊岡高明愛知県半田市川崎町１丁目１番地川崎製鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者島本健愛知県半田市川崎町１丁目１番地川崎製鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者村瀬文夫愛知県半田市川崎町１丁目１番地川崎製鉄株式会社知多製造所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.02％以下、 Si：0.5 ％以下、 Mn：0.2 〜3.0 ％、 Cr：10.0〜14.0％、 Ni：0.2 〜2.0 ％、 Cu：0.2 〜1.0 ％、Ｖ：0.01〜0.15％、Ｎ：0.02％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼管素
材を用いて継目無鋼管とした後、空冷以上の冷却速度で
焼入れし、その後、Ａc₁点以上、Ａc₁点＋50℃以下の温
度で熱処理し、さらにその後冷却してから、Ａc₁点未満
の温度で焼戻すことを特徴とするラインパイプ用高Crマ
ルテンサイト継目無鋼管の製造方法。
【請求項２】重量％で、Ｃ：0.02％以下、 Si：0.5 ％以下、 Mn：0.2 〜3.0 ％、 Cr：10.0〜14.0％、 Ni：0.2 〜2.0 ％、 Cu：0.2 〜1.0 ％、Ｖ：0.01〜0.15％、Ｎ：0.02％以下を含み、さらにTi、Zr、Nb、Taのうちから選ばれた１種
または２種以上を合計で0.3％以下含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる鋼管素材を用いて継目無鋼管
とした後、空冷以上の冷却速度で焼入れし、その後、Ａ
c₁点以上、Ａc₁点＋50℃以下の温度で熱処理し、さらに
その後冷却してから、Ａc₁点未満の温度で焼戻すことを
特徴とするラインパイプ用高Crマルテンサイト継目無鋼
管の製造方法。