JP2580407B2 - 耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 - Google Patents
耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法Info
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐ＣＯ2 腐食特性に優
れ、耐硫化物応力割れ性を有するマルテンサイト系ステ
ンレス鋼継目無鋼管の製造法に関するものである。
れ、耐硫化物応力割れ性を有するマルテンサイト系ステ
ンレス鋼継目無鋼管の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、ＣＯ2 を多量に含むガスを生産す
るガス井の開発や、２次回収のための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
境では鋼管の腐食が激しいため、耐ＣＯ2 腐食特性に優
れたマルテンサイト系ステンレス鋼管が多く利用されて
いる。特に、低〜中ＣでＮｉを数％含有するタイプのマ
ルテンサイト系ステンレス鋼は耐食性が優れているが、
油井管やラインパイプとしてＣＯ2 だけでなく微量のＨ
2 Ｓも含むような厳しい腐食環境下にて使用されること
が望まれている。
るガス井の開発や、２次回収のための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
境では鋼管の腐食が激しいため、耐ＣＯ2 腐食特性に優
れたマルテンサイト系ステンレス鋼管が多く利用されて
いる。特に、低〜中ＣでＮｉを数％含有するタイプのマ
ルテンサイト系ステンレス鋼は耐食性が優れているが、
油井管やラインパイプとしてＣＯ2 だけでなく微量のＨ
2 Ｓも含むような厳しい腐食環境下にて使用されること
が望まれている。
【０００３】このタイプの鋼としては、ＡＩＳＩに規定
されているＡＩＳＩ ４１４，４３１などが良く知られ
ている。しかしながら、これらの鋼は鋳鋼として用いら
れることを前提としているために熱間加工性が著しく悪
く、また微量のＨ2 Ｓを含むＣＯ2 腐食環境下では硫化
物応力割れを生じてしまうために、耐食性も十分である
とは言えない。
されているＡＩＳＩ ４１４，４３１などが良く知られ
ている。しかしながら、これらの鋼は鋳鋼として用いら
れることを前提としているために熱間加工性が著しく悪
く、また微量のＨ2 Ｓを含むＣＯ2 腐食環境下では硫化
物応力割れを生じてしまうために、耐食性も十分である
とは言えない。
【０００４】また、これらの鋼の熱間加工性ならびに耐
食性を改善した鋼が、特公昭５９−１５９７７号公報、
特開昭６０−１７４８５９号公報などに挙げられてい
る。しかしながら、これらのマルテンサイト系ステンレ
ス鋼は耐食性を向上させるためにＣならびにＮの添加量
を著しく低下させているか、あるいは低Ｃ化しつつ数％
のＭｏを添加しているために、鋼塊を加熱した時にオー
ステナイト基地に熱間加工性を悪化させるδフェライト
相を形成するという欠点をもつ。したがって、シームレ
ス圧延のように苛酷な加工条件下では割れや疵を発生
し、歩留低下によるコストアップが避けられず、このよ
うな成分系で高耐食性を有する継目無鋼管の製造はこれ
まで非常に困難であった。
食性を改善した鋼が、特公昭５９−１５９７７号公報、
特開昭６０−１７４８５９号公報などに挙げられてい
る。しかしながら、これらのマルテンサイト系ステンレ
ス鋼は耐食性を向上させるためにＣならびにＮの添加量
を著しく低下させているか、あるいは低Ｃ化しつつ数％
のＭｏを添加しているために、鋼塊を加熱した時にオー
ステナイト基地に熱間加工性を悪化させるδフェライト
相を形成するという欠点をもつ。したがって、シームレ
ス圧延のように苛酷な加工条件下では割れや疵を発生
し、歩留低下によるコストアップが避けられず、このよ
うな成分系で高耐食性を有する継目無鋼管の製造はこれ
まで非常に困難であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述したよ
うな従来の製造上、使用環境上における問題点を極めて
有利に解決するものであって、熱間加工性、耐食性、耐
硫化物応力腐食割れ性にすぐれたマルテンサイト系ステ
ンレス鋼継目無鋼管の製造法を提供することを目的とす
る。
うな従来の製造上、使用環境上における問題点を極めて
有利に解決するものであって、熱間加工性、耐食性、耐
硫化物応力腐食割れ性にすぐれたマルテンサイト系ステ
ンレス鋼継目無鋼管の製造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】本発明者らは多くの実験
結果から耐ＣＯ2 腐食性はＣを低減化し必要量のＣｒを
添加しておけば維持されること、耐硫化物応力割れ性は
割れ抵抗性を示す組織制御を行うことで向上することを
知見した。また、熱間加工性は、Ｐ，Ｓなどを低減化し
て介在物の形成を抑えることと、ＣおよびＮの添加量を
制御してさらにＮｉを添加することにより、変形抵抗の
異なる異相の相分率および形状を制御するような冶金的
操作を行うことで維持されることを知見した。
結果から耐ＣＯ2 腐食性はＣを低減化し必要量のＣｒを
添加しておけば維持されること、耐硫化物応力割れ性は
割れ抵抗性を示す組織制御を行うことで向上することを
知見した。また、熱間加工性は、Ｐ，Ｓなどを低減化し
て介在物の形成を抑えることと、ＣおよびＮの添加量を
制御してさらにＮｉを添加することにより、変形抵抗の
異なる異相の相分率および形状を制御するような冶金的
操作を行うことで維持されることを知見した。
【０００７】特に、本発明者らはＣならびにＮの効果に
着目し次のような知見を得た。図１に、ベース成分を
１．５％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ鋼としてＣおよびＮ含有
量を変えた場合の耐ＣＯ2 腐食特性ならびに熱間加工時
の絞り値を示す。図１において、Ｃ．Ｒ．は４０atm の
ＣＯ2 と平衡した１５０℃の人工海水中における年間の
腐食速度であり、Ｃ．Ｒ．＜０．１mm/yであれば十分な
耐食性を有すると評価できる。また、Ｒ．Ａ．は１２５
０℃に加熱した試料を９００℃で歪速度３sec -1の条件
にて単軸引張変形したときの絞り率であり、７０％以上
となれば熱間変形能が良好であると言える。なお、ＣＯ
2 腐食試験には熱間加工後、焼入れ・焼きもどし処理を
行い、降伏強度が６５０MPa 程度を示すものを用いた。
図１より、耐ＣＯ2 腐食特性を満足するためにはＣ＜
０．０５％にする必要があり、また、十分な熱間加工性
を有するためには、Ｃ＋０．８Ｎ＞０．０６にする必要
があるということが読み取れる（各元素記号の含有量の
単位は重量％）。本発明は以上に述べた知見に基づいて
構成したものであって、その要旨とするところは、重量
％としてＣ≦０．０５％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ≦
１．０％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ｃｒ：１
１〜１７％、Ｎｉ：１．５〜５％、Ａｌ≦０．０５％、
Ｎ：０．０２〜０．１％で、かつ、Ｃ（％）＋０．８Ｎ
（％）＞０．０６を満足し、あるいはさらにＣｕ：０．
５〜２％を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を熱間加工して継目無鋼管に形成した後
室温まで自然放冷し、その後、Ａｃ3 変態点＋１０℃〜
Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し室温まで空冷以
上の速度にて冷却し、続いて、Ａｃ1 変態点以下の温度
に焼きもどし処理する耐食性に優れたマルテンサイト系
ステンレス鋼継目無鋼管の製造法である。
着目し次のような知見を得た。図１に、ベース成分を
１．５％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ鋼としてＣおよびＮ含有
量を変えた場合の耐ＣＯ2 腐食特性ならびに熱間加工時
の絞り値を示す。図１において、Ｃ．Ｒ．は４０atm の
ＣＯ2 と平衡した１５０℃の人工海水中における年間の
腐食速度であり、Ｃ．Ｒ．＜０．１mm/yであれば十分な
耐食性を有すると評価できる。また、Ｒ．Ａ．は１２５
０℃に加熱した試料を９００℃で歪速度３sec -1の条件
にて単軸引張変形したときの絞り率であり、７０％以上
となれば熱間変形能が良好であると言える。なお、ＣＯ
2 腐食試験には熱間加工後、焼入れ・焼きもどし処理を
行い、降伏強度が６５０MPa 程度を示すものを用いた。
図１より、耐ＣＯ2 腐食特性を満足するためにはＣ＜
０．０５％にする必要があり、また、十分な熱間加工性
を有するためには、Ｃ＋０．８Ｎ＞０．０６にする必要
があるということが読み取れる（各元素記号の含有量の
単位は重量％）。本発明は以上に述べた知見に基づいて
構成したものであって、その要旨とするところは、重量
％としてＣ≦０．０５％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ≦
１．０％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ｃｒ：１
１〜１７％、Ｎｉ：１．５〜５％、Ａｌ≦０．０５％、
Ｎ：０．０２〜０．１％で、かつ、Ｃ（％）＋０．８Ｎ
（％）＞０．０６を満足し、あるいはさらにＣｕ：０．
５〜２％を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を熱間加工して継目無鋼管に形成した後
室温まで自然放冷し、その後、Ａｃ3 変態点＋１０℃〜
Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し室温まで空冷以
上の速度にて冷却し、続いて、Ａｃ1 変態点以下の温度
に焼きもどし処理する耐食性に優れたマルテンサイト系
ステンレス鋼継目無鋼管の製造法である。
【０００８】以下に本発明について詳細に説明する。ま
ず、鋼成分の限定理由について述べる。ＣはＣｒ炭化物
などを形成し耐食性を劣化させる元素であるが、典型的
なオーステナイト形成元素であり、熱間加工温度域であ
る９００〜１２５０℃でδフェライト相の発生を抑制す
る効果があるために添加する。ただし、０．０５％を越
える量を添加するとＣｒ炭化物などの炭化物が多量に析
出してＣｒ欠乏層を形成するために耐ＣＯ2 腐食特性が
低下し、また、粒界に炭化物が析出しやすくなるために
耐硫化物応力割れ性が著しく低下する。したがってＣ含
有量は０．０５％以下とした。
ず、鋼成分の限定理由について述べる。ＣはＣｒ炭化物
などを形成し耐食性を劣化させる元素であるが、典型的
なオーステナイト形成元素であり、熱間加工温度域であ
る９００〜１２５０℃でδフェライト相の発生を抑制す
る効果があるために添加する。ただし、０．０５％を越
える量を添加するとＣｒ炭化物などの炭化物が多量に析
出してＣｒ欠乏層を形成するために耐ＣＯ2 腐食特性が
低下し、また、粒界に炭化物が析出しやすくなるために
耐硫化物応力割れ性が著しく低下する。したがってＣ含
有量は０．０５％以下とした。
【０００９】Ｓｉは製鋼上脱酸材として添加され残有さ
れたもので、鋼の中に０．５０％を越えて含有されると
靭性および耐硫化物応力割れ性を低下するために、０．
５０％以下とした。Ｍｎはオーステナイト単相化するた
めに有用な成分であるために添加する。ただし、１．０
％を越えて添加すると、介在物を形成し、腐食環境下で
割れ抵抗性を損なうために、その上限を１．０％とし
た。
れたもので、鋼の中に０．５０％を越えて含有されると
靭性および耐硫化物応力割れ性を低下するために、０．
５０％以下とした。Ｍｎはオーステナイト単相化するた
めに有用な成分であるために添加する。ただし、１．０
％を越えて添加すると、介在物を形成し、腐食環境下で
割れ抵抗性を損なうために、その上限を１．０％とし
た。
【００１０】Ｐは粒界に偏析して粒界強度を弱め、熱間
加工性および耐硫化物応力割れ性を低下させるので０．
０３％以下とした。Ｓは硫化物として介在物を形成し熱
間加工性を低下させるため、その上限を０．０１％とし
た。
加工性および耐硫化物応力割れ性を低下させるので０．
０３％以下とした。Ｓは硫化物として介在物を形成し熱
間加工性を低下させるため、その上限を０．０１％とし
た。
【００１１】Ｃｒは本発明の目的とする耐ＣＯ2 腐食性
を付与し、ステンレス鋼としての腐食性を有するために
は、１１％以上の含有が必要である。しかし、１７％を
越えて添加するとフェライト相が生成しやすくなるため
に、その限定範囲を１１〜１７％とした。ＮｉはＣｒ含
有鋼においては耐食性を向上させる効果がある。しか
も、強力なオーステナイト形成元素であり、高温加熱時
にδフェライト相の形成を抑制するうえ、その形状を細
く短くし熱間加工時にδフェライト相内部に形成される
クラックの成長を抑える効果があることから、熱間加工
性を向上させる効果も有する。ただし、Ｎ：０．０２％
の場合にＮｉ：１．５％以下の添加ではそれらの効果を
示さず、また、５％を越えて添加するとＡｃ1 点が非常
に低くなり調質が困難になることと、残留オーステナイ
ト相が形成されて強度・靭性を損なうために、その限定
範囲を１．５〜５％とした。
を付与し、ステンレス鋼としての腐食性を有するために
は、１１％以上の含有が必要である。しかし、１７％を
越えて添加するとフェライト相が生成しやすくなるため
に、その限定範囲を１１〜１７％とした。ＮｉはＣｒ含
有鋼においては耐食性を向上させる効果がある。しか
も、強力なオーステナイト形成元素であり、高温加熱時
にδフェライト相の形成を抑制するうえ、その形状を細
く短くし熱間加工時にδフェライト相内部に形成される
クラックの成長を抑える効果があることから、熱間加工
性を向上させる効果も有する。ただし、Ｎ：０．０２％
の場合にＮｉ：１．５％以下の添加ではそれらの効果を
示さず、また、５％を越えて添加するとＡｃ1 点が非常
に低くなり調質が困難になることと、残留オーステナイ
ト相が形成されて強度・靭性を損なうために、その限定
範囲を１．５〜５％とした。
【００１２】ＡｌはＳｉと同様に脱酸剤として添加され
残有されたもので、０．０５％を越えて添加するとＡｌ
Ｎが多数形成されて著しく靭性が低下する。したがっ
て、添加量の上限を０．０５％とした。Ｎは耐食性に対
し無害であるうえに、Ｃと同様に典型的なオーステナイ
ト形成元素であり、熱間加工温度域である、９００〜１
２５０℃でフェライト相の形成を抑える効果がある。そ
の効果は、前述のように１．５％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ
鋼をベース成分とする場合には、Ｃ（％）＋０．８Ｎ
（％）＞０．０６を満たす添加量の範囲において有効で
ある。したがって、Ｃ＜０．０５％の場合に熱間加工温
度域にてフェライト相を発生させず、良好な熱間加工性
を得るためにはＮを０．０２％以上添加する必要があ
る。また、通常の溶製工程においては０．１％以上の添
加は困難であるためにその添加量の範囲を０．０２〜
０．１％とした。
残有されたもので、０．０５％を越えて添加するとＡｌ
Ｎが多数形成されて著しく靭性が低下する。したがっ
て、添加量の上限を０．０５％とした。Ｎは耐食性に対
し無害であるうえに、Ｃと同様に典型的なオーステナイ
ト形成元素であり、熱間加工温度域である、９００〜１
２５０℃でフェライト相の形成を抑える効果がある。そ
の効果は、前述のように１．５％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ
鋼をベース成分とする場合には、Ｃ（％）＋０．８Ｎ
（％）＞０．０６を満たす添加量の範囲において有効で
ある。したがって、Ｃ＜０．０５％の場合に熱間加工温
度域にてフェライト相を発生させず、良好な熱間加工性
を得るためにはＮを０．０２％以上添加する必要があ
る。また、通常の溶製工程においては０．１％以上の添
加は困難であるためにその添加量の範囲を０．０２〜
０．１％とした。
【００１３】ＣｕはＮｉと同様に強力なオーステナイト
形成元素であり、Ａｃ1 変態点を低下させないという利
点も有する。しかし、単独で２．０％を越えて添加する
と熱間脆性が生じることとＮｉに比べて耐食性・相の安
定性をもたらす効果が少ないために単独での添加は効果
を示さない。したがって、Ｃｕを添加する場合にはその
添加量は２．０％以下とし、必ずＮｉと同時に添加する
こととした。
形成元素であり、Ａｃ1 変態点を低下させないという利
点も有する。しかし、単独で２．０％を越えて添加する
と熱間脆性が生じることとＮｉに比べて耐食性・相の安
定性をもたらす効果が少ないために単独での添加は効果
を示さない。したがって、Ｃｕを添加する場合にはその
添加量は２．０％以下とし、必ずＮｉと同時に添加する
こととした。
【００１４】次に、熱間加工し継目無鋼管に形成した後
自然放冷したその後の熱処理条件の限定理由について述
べる。加熱温度は、Ｃｒ含有ステンレス鋼のγループ内
において、炭化物が完全に固溶せず結晶粒の粗大化が生
じない温度を上限とし、またオーステナイト相が安定化
する最低温度を下限とした。すなわち、Ａｃ3 変態点＋
２００℃以上の温度に加熱すると炭化物が完全に固溶す
るために、冷却時にＣｒ炭化物などが粒界に多量に析出
し耐食性が著しく低下する。また、Ａｃ3 変態点＋１０
℃以下の低い温度に加熱した場合には、オーステナイト
相が安定化せず、安定な強度得ることが困難である。し
たがって、加熱処理温度はＡｃ3 変態点＋１０℃〜Ａｃ
3 変態点＋２００℃とした。この加熱後の冷却速度が空
冷よりも遅いと粒界に炭化物が板状に析出し、靱性が著
しく低下する。そのため冷却速度を限定した。
自然放冷したその後の熱処理条件の限定理由について述
べる。加熱温度は、Ｃｒ含有ステンレス鋼のγループ内
において、炭化物が完全に固溶せず結晶粒の粗大化が生
じない温度を上限とし、またオーステナイト相が安定化
する最低温度を下限とした。すなわち、Ａｃ3 変態点＋
２００℃以上の温度に加熱すると炭化物が完全に固溶す
るために、冷却時にＣｒ炭化物などが粒界に多量に析出
し耐食性が著しく低下する。また、Ａｃ3 変態点＋１０
℃以下の低い温度に加熱した場合には、オーステナイト
相が安定化せず、安定な強度得ることが困難である。し
たがって、加熱処理温度はＡｃ3 変態点＋１０℃〜Ａｃ
3 変態点＋２００℃とした。この加熱後の冷却速度が空
冷よりも遅いと粒界に炭化物が板状に析出し、靱性が著
しく低下する。そのため冷却速度を限定した。
【００１５】こうして室温まで冷却するとマルテンサイ
ト変態が生じて、マルテンサイト単相組織となる。この
マルテンサイト組織中の残留応力を回復により消滅さ
せ、過飽和炭素原子を炭化物として析出させることによ
って、靭性・延性を高め、所望の強度を得るために焼き
もどし処理を施す。このとき、Ａｃ1 変態点以上の温度
に加熱すると逆変態が生じて靭性が著しく低下するため
に、焼きもどし処理はＡｃ1 変態点以下の温度にて行
う。
ト変態が生じて、マルテンサイト単相組織となる。この
マルテンサイト組織中の残留応力を回復により消滅さ
せ、過飽和炭素原子を炭化物として析出させることによ
って、靭性・延性を高め、所望の強度を得るために焼き
もどし処理を施す。このとき、Ａｃ1 変態点以上の温度
に加熱すると逆変態が生じて靭性が著しく低下するため
に、焼きもどし処理はＡｃ1 変態点以下の温度にて行
う。
【００１６】以上のような本発明法により製造された鋼
管は、耐ＣＯ2 腐食特性・耐硫化物応力割れ性だけでな
く、靭性なども優れている。
管は、耐ＣＯ2 腐食特性・耐硫化物応力割れ性だけでな
く、靭性なども優れている。
【００１７】
【実施例】まず、表１に示される化学成分の鋼を通常の
溶製工程にて鋳造した後、熱間圧延により鋼管を製造
し、加熱処理と焼きもどし処理を施したものを用いて、
強度、靭性、耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力割れ性を調
査した。そのときの熱処理温度と強度などの材質調査結
果を表２に示す。
溶製工程にて鋳造した後、熱間圧延により鋼管を製造
し、加熱処理と焼きもどし処理を施したものを用いて、
強度、靭性、耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力割れ性を調
査した。そのときの熱処理温度と強度などの材質調査結
果を表２に示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】耐ＣＯ2 腐食性は４０気圧のＣＯ2 と平衡
した１５０℃の人工海水中での腐食速度で評価した。腐
食速度が０．１mm／年以下であれば耐食性を有すると見
なせる。耐硫化物応力割れ性は丸棒引張試験片を２５℃
の５％ＮａＣｌ溶液中に１気圧の９９％ＣＯ2 ＋１％Ｈ
2 Ｓガスを飽和した腐食環境中で単軸引張応力を加え、
７２０時間で破壊が生じない最大初期応力と降伏応力の
比（Ｒｓ値）を求めた。Ｒｓ≧０．８であれば優れた特
性であるといえる。
した１５０℃の人工海水中での腐食速度で評価した。腐
食速度が０．１mm／年以下であれば耐食性を有すると見
なせる。耐硫化物応力割れ性は丸棒引張試験片を２５℃
の５％ＮａＣｌ溶液中に１気圧の９９％ＣＯ2 ＋１％Ｈ
2 Ｓガスを飽和した腐食環境中で単軸引張応力を加え、
７２０時間で破壊が生じない最大初期応力と降伏応力の
比（Ｒｓ値）を求めた。Ｒｓ≧０．８であれば優れた特
性であるといえる。
【００２１】表２の結果より、本発明法により製造され
た鋼管は良好な耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力割れ性な
らびに高靭性を示すのに対し、本発明の範囲から外れた
比較法ではいずれかの特性が劣っていることが明らかで
ある。
た鋼管は良好な耐ＣＯ2 腐食性、耐硫化物応力割れ性な
らびに高靭性を示すのに対し、本発明の範囲から外れた
比較法ではいずれかの特性が劣っていることが明らかで
ある。
【００２２】
【発明の効果】以上説明した通り、本発明法によれば、
熱間加工性がすぐれ、得られた鋼管の耐食性および耐硫
化物応力割れ性は極めて良好であり、しかも高靭性でも
ある。従ってこの鋼管は、ガス井、あるいは油井などの
ＣＯ2 ＋Ｈ2 Ｓの厳しい腐食環境に使用するに好適であ
る。
熱間加工性がすぐれ、得られた鋼管の耐食性および耐硫
化物応力割れ性は極めて良好であり、しかも高靭性でも
ある。従ってこの鋼管は、ガス井、あるいは油井などの
ＣＯ2 ＋Ｈ2 Ｓの厳しい腐食環境に使用するに好適であ
る。
【図１】１．５％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ鋼のＣおよびＮ
を変えた場合の耐ＣＯ2 腐食性ならびに熱間加工時の絞
り値を測定した結果を示す。
を変えた場合の耐ＣＯ2 腐食性ならびに熱間加工時の絞
り値を測定した結果を示す。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ≦０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：１．５〜５％、Ａｌ≦０．０５％、 Ｎ：０．０２〜０．１％で、かつＣ（％）＋０．８Ｎ
（％）＞０．０６ を満足する成分を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を熱間加工して継目無鋼管に形成
した後室温まで自然放冷し、その後、Ａｃ3 変態点＋１
０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃の温度に加熱し室温まで
空冷以上の速度にて冷却し、続いて、Ａｃ1 変態点以下
の温度にて焼きもどし処理することを特徴とする耐食性
に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製
造法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ≦０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：１．５〜５％、Ａｌ≦０．０５％、 Ｎ：０．０２〜０．１％で、かつＣ（％）＋０．８Ｎ
（％）＞０．０６を満足し、 更にＣｕ：０．５〜２％ を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間加工して継目無鋼管に形成した後室温まで
自然放冷し、その後、Ａｃ3 変態点＋１０℃〜Ａｃ3 変
態点＋２００℃の温度に加熱し室温まで空冷以上の速度
にて冷却し、続いて、Ａｃ1 変態点以下の温度にて焼き
もどし処理することを特徴とする耐食性に優れたマルテ
ンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3140479A JP2580407B2 (ja) | 1991-03-14 | 1991-06-12 | 耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4978291 | 1991-03-14 | ||
| JP3-49782 | 1991-03-14 | ||
| JP3140479A JP2580407B2 (ja) | 1991-03-14 | 1991-06-12 | 耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05140645A JPH05140645A (ja) | 1993-06-08 |
| JP2580407B2 true JP2580407B2 (ja) | 1997-02-12 |
Family
ID=26390235
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3140479A Expired - Lifetime JP2580407B2 (ja) | 1991-03-14 | 1991-06-12 | 耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2580407B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3009126B2 (ja) * | 1995-04-21 | 2000-02-14 | 川崎製鉄株式会社 | ラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト鋼管の製造方法 |
| NO313805B1 (no) * | 1995-04-21 | 2002-12-02 | Kawasaki Steel Co | Martensittisk stÕlrör og fremgangsmÕte for fremstilling derav |
-
1991
- 1991-06-12 JP JP3140479A patent/JP2580407B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05140645A (ja) | 1993-06-08 |
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