JPS629646B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は、低温靭性の優れた高耐食性クラツ
ド鋼管の製造方法に関するものである。 例えば、サワーガス輸送管の使用条件は益々苛
酷なものとなつてきているが、安定操業、公害問
題、安全性等の面から、上記の如き使用条件に充
分耐える、靭性および耐食性に優れた管に対する
ニーズが高まつている。 上記要望から低合金鋼にステンレス鋼等の合わ
せ材を接合したクラツド鋼管が開発され、一部試
験的に使用されている。 しかし、従来、大径のクラツド鋼管はクラツド
鋼板を管体に成形後、接合端部を溶接することに
よつて製造され、溶接後溶体化処理が施されてい
ないため、合わせ材として用いられるステンレス
鋼等の母材部及びその溶接部（溶接金属および溶
接熱影響部）の耐食性が充分でないという問題が
あつた。 この問題は炭化物の粒界析出が原因であり、溶
体化処理することにより耐食性を大巾に改善し得
ることは周知の事実である。 従つて、クラツド鋼管を次の工程、すなわち、
クラツド鋼板を管体に成形後、接合端部を溶接
し、次いでこのクラツド鋼管に溶体化処理を施こ
すことによつてステンレス鋼等の母材部及びその
溶接部の耐食性が改善できることは容易に考えら
れる。 しかし、溶体化処理によりステンレス鋼等の合
わせ材の耐食性は向上する反面、同時に被合わせ
材としての低合金鋼は、焼入れ組織となり著しく
硬化するとともに靭性が大巾に劣化し、上記クラ
ツド鋼管が具備すべき要件の１つである靭性に問
題が生じて使用に供し得なくなる。一方、溶体化
処理後焼戻し処理を行なえば、被合わせ材として
の低合金鋼の靭性は大巾に改善されるが、同時に
合わせ材としてのステンレス鋼等も焼戻し処理を
受け、このときに前記炭化物の粒界析出により耐
食性が劣化する。 このようなことから上記クラツド鋼管に溶体化
処理を実施できないのが現状であり、合わせ材の
耐食性と被合わせ材の靭性とを兼備したクラツド
鋼管を製造する適切な方法は見出されていないの
が現状である。 この発明は、上述のような観点から、合わせ材
として用いられるステンレス鋼等の母材部及びそ
の溶接部の耐食性の向上が図れるとともに、被合
わせ材としての低合金鋼の靭性の向上が図れるク
ラツド鋼板の製造方法を提供するものであつて、
合わせ材として高耐食性材料を用い、被合わせ材
としてＣ：0.002〜0.05％、Si：0.05〜0.8％、
Mn：0.8〜2.2％、Nb：0.01〜0.1％、Al：0.01〜
0.08％、Ｎ：0.002〜0.008％、残部鉄及び下可避
不純物からなり、必要に応じて、上記成分に更
に、Cu1.0％、Ni3.0％、Cr1.0％、Mo
0.8％、Ｖ0.1％、Ti0.03％、Ｂ0.003％の１
種又は２種以上を含有してなる鋼を用いたクラツ
ド鋼板を管体に成形後、その接合端部を溶接し、
次いで、溶接が完了したクラツド鋼管を1000〜
1150℃の温度で溶体化処理することに特徴を有す
る。 この発明は、次の２つの事項が基体となつてな
されたものである。すなわち、 耐食性は、オーステナイト系ステンレス、オ
ーステナイト・フエライト２相系ステンレス、
インコネル等の高Ni合金（JIS Ｇ−4902）を合
わせ材とするクラツド鋼板を管体に成形した
後、溶体化処理することにより得ることができ
る。 溶接完了後のクラツド鋼管を溶体化処理した
ときに同時に被合わせ材としての低合金鋼も同
じ熱サイクルを受けるのであるが、この低合金
鋼のＣ量を低下させ、必要に応じて他元素を増
加あるいは添加すれば、被合わせ材の適正な靭
性を得ることができる。 上記については、合わせ材として上記の如き
材料の有する耐食性によつてクラツド鋼管に耐食
性を付与するものであるから、これら材料の母材
部及びその溶接部において十分な耐食性を発揮さ
せることがとりもなおさずクラツド鋼管の耐食性
を向上させるところとなる。このような考え方に
基き高耐食性材料であるオーステナイト系ステン
レス、オーステナイト・フエライト２相系ステン
レス、インコネル等の高Ni合金を合わせ材と
し、クラツド鋼板製造時あるいは溶接時等にこれ
ら合わせ材において析出する粒界炭化物による耐
食性の劣化を回復させるため1000〜1150℃で溶体
化処理を行なうものであり、これら高耐食材料に
溶体化処理を施こすこと自体は公知である。 上記について説明する。第１図は、Ｃ−
0.25Si−1.35Mn−0.02Nb−0.04Vを含有した20t鋼
材を用い、これを1050℃から焼入れた場合の、焼
入れままのTS（引張強さ）及びvTrs（破面遷移
温度）に及ぼすＣの影響を示したものである。第
１図から明らかなように、Ｃ量が少なくなるにし
たがつて靭性が向上し、反面強度は低下すること
がわかる。これはＣ量を下げることによつて焼入
性が低下するからであつて、第３図Ａに示すよう
に、Ｃを多く含有する（Ｃ：0.13％）従来鋼では
焼入れままでマルテンサイトが主体となる組織を
呈するのに対して、第３図Ｂに示すように、Ｃが
少ない鋼（Ｃ：0.03％）ではベイナイト＋フエラ
イトの混在組織を呈する。すなわち、Ｃ：0.10〜
0.15％とＣ量が比較的高い従来鋼では硬化組織と
なり靭性が劣化するのに対して、Ｃ量を低減した
鋼ではベイナイト＋フエライトの混合組織となつ
て強度は低下するが靭性は向上する。 この発明は、Ｃ量を低減させることによつて強
度が低下する分を、要求強度に応じて他元素で補
うことを基本としてなされたものである。第２図
は、厚さ20mmの材料を前述の高耐食性材料の溶体
化処理温度である1000〜1100℃から焼入れた場合
の、焼入れままTS及びvTrsに及ぼす炭素当量
（Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋（Cu＋Ni）／15＋（Cr＋Mo
＋Ｖ）／５）の影響を例示したものである。TS
及びvTrsは、Ceqでほぼ整理できることがわか
る。また、上記Ceqには関与していないＢを添加
した鋼についても上記関係が成立つている。すな
わち、Ｃを低下することによつて強度が低下した
分をMnの増加あるいはCr、Mo、Ｖなどの添加に
よつて補い、所定のCeqをを確保すれば目的とす
る強度と靭性が得られる。例えば、TS58
（Kg／mm²）（API規格X70）とするにはCeq
0.265、vTrs−60℃とするにはCeq0.36（好
ましくはCeq0.33）とする如くである。 以上の事項を考慮して、この発明における被合
わせ材を構成する各成分の限定理由について説明
する。 Ｃは、第２図に示す如く、その含有量が0.05％
を超えると焼入れままで従来レベルのvTrs＞−
60℃を改善することができないので、上限を0.05
％とした。一方、Ｃ量が低減すればするほど強度
が出にくいが、靭性を改善するには少ない方が良
く、必要最小限の強度と靭性を得るＣ量は0.002
％である。従つて、この発明ではＣの含有割合を
0.002〜0.05％とした。 Siは、0.05％未満では脱酸効果がなく、一方、
0.8％を越えると靭性に悪影響を及ぼす。従つ
て、この発明ではSiの含有割合を0.05〜0.8％に
限定した。 Mnは、0.8％未満ではＣ量を低減したときの強
度補償の作用をなさず、第２図に示されるように
靭性上の考慮（Ceq0.36）をすると上限は2.2％
となる。従つて、この発明ではMnの含有割合を
0.8〜2.2％に限定した。 Nbは、ここでは制御圧延による熱処理前組織
の細粒化だけでなく、溶体化温度に加熱の際に、
できるだけオーステナイト粒の粗大化を防止する
こと、すなわち、Nb（CN）として母材に微細に
均一分散させておくことが重要である。このよう
な観点から少なくとも0.01％添加する必要があ
り、一方、0.1％を越えて添加すると鋼塊に表面
疵が生じる。従つて、この発明では、Nbの含有
割合を0.01〜0.1％に限定した。 Alは、脱酸剤として有効な元素であり、ま
た、AlNとして溶体化処理時のオーステナイト結
晶粒の粗大化を防止する効果があることから、少
なくとも0.01％以上添加する必要があり、一方、
0.08％を越えると鋼塊に表面疵が発生する。従つ
て、この発明ではAlの含有割合を0.01〜0.08％に
限定した。 Ｎは、AlNとして溶体化処理温度でのオーステ
ナイト粒粗大化防止のために少なくとも0.002％
は必要であり、一方、0.008％を越えると靭性が
低下する。従つて、この発明ではＮの含有割合を
0.002〜0.008％に限定した。 この発明における被合わせ材の成分の限定理由
は以上であるが、上記基本成分に必要に応じて更
に含有させるCu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Ｂ、の
限定理由について説明する。 Cuは、強度を増加させるとともに耐候性及び
耐水素誘起割れを向上させる作用をなすが、1.0
％を越えると熱間加工性が悪くなる。従つて、
1.0％以下とした。 Niは、強度、靭性ともに向上させるに有効な
元素であり、しかもCu疵を防止する作用もある
が、3.0％を越えると溶接時の高温割れの可能性
が増し、かつ高価な金属である。従つて、3.0％
以下とした。 Cr、Mo、Ｖは、何れも強度の上昇に有効であ
るが、多すぎると靭性や溶接性を悪化させるた
め、それぞれ上限をCr：1.0％、Mo：0.8％、
Ｖ：0.1％とした。 Tiは、ここでは0.03％以下添加すると、TiNと
して母材に均一かつ微細に分散析出し、溶体化処
理温度でのオーステナイト粒の粗大化を防止して
所望の靭性を確保するとともに、Ｂを添加する場
合、ＢをＮから庇護する作用をなす。従つて、
0.03％以下とした。 Ｂは、極低Ｃ領域での焼入性の低下（強度の低
下）を補うものであるが、0.003％を越えると靭
性が劣化する。従つて、0.003％以下とした。 この発明は、上記成分組成を有する低合金鋼か
らなる被合わせ材と、前述の高耐食性材料からな
る合わせ材とから構成される、例えば圧延により
製造したクラツド鋼板を管体に成形し、その接合
端部を溶接後、溶体化処理を行なうことによつ
て、従来、炭化物の粒界析出のため溶接部等で生
じていた耐食性の劣化の問題を大巾に改善するも
のである。 尚、上記成分以外に、耐水素誘起割れの防止の
為にCaを添加しても良い。 溶体化処理条件としては、1000〜1150℃の高温
であるため、被合わせ材のオーステナイト粒の粗
大化をできる限り防止する観点から、誘導加熱に
よる急速昇温および溶体化処理温度における短時
間保持が望ましい。加熱速度としては常温から
1100℃までの平均加熱速度として３〜10℃／sec
が好ましく、保持時間としては10分以内が好まし
い。また、保持後にはなるべく急冷することが望
ましいが、管内厚が20mm前後では現状で到達し得
る平均冷却速度は50〜60℃／secである。 以上は合わせ材として、オーステナイト系ステ
ンレス鋼、２相系ステンレス、インコネル等の高
Ni合金を用いるクラツド鋼管の製造方法につい
ての説明であるが、合わせ材として上記以外の金
属を用いたクラツド鋼管についても同等な方法で
製造することができることは云うまでもない。 次に、この発明の実施例について説明する。 第１表に示される成分組成からなるクラツド鋼
管１〜５を1100℃で７分間誘導加熱し、50〜60
℃／secで水冷して、本発明クラツド鋼管１〜３
及び比較クラツド鋼管４，５を製造し、さらに、
第１表に示される成分組成からなるクラツド鋼管
６〜１０を1050℃で５分間誘導加熱し、30〜40
℃／secで水冷して本発明クラツド鋼管６〜１０
を製造し、これらクラツド鋼管の被合わせ材につ
いて引張試験およびシヤルピー試験を行なつた。
この結果を第２表に示す。 なお、引張試験は、第４図に示されるように、
被合わせ材から切り取つた６mmφの丸棒試験片に
ついて行ない、シヤルピー試験は、第５図に示さ
れるように、被合わせ材から切り取つた10×10mm
の試験片について行なつたものである。

【表】

【表】 第２表から明らかなように、本発明クラツド鋼
管１〜３および６〜１０は、比較クラツド鋼管
４，５に比べて何れも低温靭性が著しく向上して
いることがわかる。 以上説明したように、この発明の方法によれ
ば、耐食性に優れた合わせ材と低温靭性に優れた
被合わせ材とからなるクラツド鋼管を製造するこ
とができるといつたきわめて有用な効果がもたら
される。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｃ量と、TSおよびvTrsとの関係を
示す図、第２図は、Ceqと、TSおよびvTrsとの
関係を示す図、第３図ＡおよびＢは鋼材の顕微鏡
写真、第４図、第５図は、試験片の切り取り方法
を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 合わせ材として高耐食性材料を用い、被合わ
   せ材として、 Ｃ：0.002〜0.05％、 Si：0.05〜0.8％、 Mn：0.8〜2.2％ Nb：0.01〜0.1％、 Al：0.01〜0.08％、 Ｎ：0.002〜0.008％、 残部鉄及び不可避不純物 からなる鋼を用いたクラツド鋼板を管体に成形
   後、その接合端部を溶接し、次いで、溶接が完了
   したクラツド鋼管を1000〜1150℃の温度で溶体化
   処理することを特徴とする、低温靭性の優れた高
   耐食性クラツド鋼管の製造方法。 ２ 合わせ材として高耐食性材料を用い、被合わ
   せ材として Ｃ：0.002〜0.05％、 Si：0.05〜0.8％、 Mn：0.8〜2.2％ Nb：0.01〜0.1％、 Al：0.01〜0.08％、 Ｎ：0.002〜0.008％、 残部鉄及び不可避不純物 および上記成分に更に、 Cu1.0％、 Ni3.0％、 Cr1.0％、 Mo0.8％、 Ｖ0.1％、 Ti0.03％、 Ｂ0.003％ の１種又は２種以上を含有してなる鋼を用いたク
   ラツド鋼板を管体に成形後、その接合端部を溶接
   し、次いで、溶接が完了したクラツド鋼管を1000
   〜1150℃の温度で溶体化処理することを特徴とす
   る、低温靭性の優れた高耐食性クラツド鋼管の製
   造方法。