JPH01132717A - 高強度オーステナイト系ステンレス継目無鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明は高強度オーステナイト系ステンレス継目無鋼管
の製造方法に係り、特に熱間造管後のオフラインの固溶
化熱処理を省略して、従来の固溶化熱処理材と同等の耐
食性を存し、かつ、強度に対して従来よりも著しく高耐
力を有するオーステナイト系ステンレス継目無鋼管の製
造方法に関する。

〈従来の技術〉 継目賞鋼管は−１９１こマンドレルミル方式、プラグミ
ル方式等の圧延法、あるいは、ユージンセジェルネ方式
、エアハルトブンシュベンチ方に等の熱間押出法で製造
されるが、比較的小径サイズの造管には生産性、寸法精
度が優れているマンドレルミル方式の圧延法が広く利用
されている。

オーステナイト系ステンレス継目無鋼管をマンドレルミ
ル方式にて製造する場合は、たとえば、第１図に示すよ
うに、素材ビレット２は回転炉床式加熱炉４において所
定の温度まで加熱された後、マンネスマンピアサ６によ
り穿孔圧延されて中空素管８Ａとなる。あるいは、この
中空素管８Ａは中空素管製造用連続鋳造機５等によって
直接製造されてもよい。この中空素管８Ａは厚肉がっ短
尺であるので、延伸圧延機であるマンドレルミルｌＯに
より減肉延伸される。マンドレルミルｌＯは中空素管８
Ａにマンドレルバ−１２を挿入した状態で延伸圧延する
圧延機であり、通常６〜８基のロールスタンドから構成
されており、各ロールスタンドは２本の孔型ロール！４
を備え、隣接するロールスタンド間ではこの孔型ロール
１４の回転軸を圧延軸に垂直な面内で相互に９０度づつ
ずらして配置している。中空素管８Ａはマンドレルミル
１０で元の長さの２〜４倍の長さに延伸され、仕上圧延
用素管８Ｂとなる。仕上圧延用素管８Ｂは、必要に応じ
て再加熱炉１６によって所定の温度に再加熱された後、
仕上圧延機であるストレッチレデューサ１８によって仕
上圧延され、冷却床で常温まで冷却される。ストレッチ
レデューサ１８によって素管の外径は最大で７５％も絞
られ、素材ビレットの長さの４０倍以上にも延伸され、
さらにその外表面はストレッチレデューサ１８の最終側
の数スタンドの真円孔型ロールによって定形されるため
比較的硬れた外径寸法精度の仕上管２０が得られる。そ
の後仕上管２０は、耐蝕性および所定の機械的性値を附
加する目的である固溶化熱処理のために熱処理炉にて再
ヒ１Ｏ１Ｏ°Ｃ〜１１５０°Ｃに加熱保持され、その後
水冷によって常温まで冷却される。さらに矯正後、酸洗
等により表面のスケールを除去されて最終製品となる。

〈発明が解決しようとする問題点〉 しかしながら、上記の再加熱固溶化熱処理はオフライン
で実施されるため、設備コストがかさむとともに処理能
率の点でも好ましくない。また、材質上の点からは、従
来実施されている固溶化熱処理を行ったものは、耐力が
一般に低く高強度を要求される用途にはＣ，Ｎ等の元素
を添加して成分的に対応するしかなかった。

近年、ステンレス鋼管を高強度化して使用したいとの要
求が強（、配管用、熱伝達用、構造用などのいずれの用
途においても高強度化が検討されている。この高強度化
をオフラインで熱処理を省略して製造費用を低減できる
方法で達成できれば、コストダウンと特性向上が同時に
得られることになりそのメリットは大きい。

ところで、従来の一般的な固溶化熱処理を省略してオー
ステナイト系ステンレス鋼板を製造する方法が、例えば
特開昭５５−１０７７２９号公報に開示されている。し
かしこの内容は鋼板の製造方法に関するもので、しかも
高強度は達成できない、また、鋼板の製造方法に関して
は、例えば特開昭６０−１９７８１７号や特開昭６０−
２６６１９号公報に開示されているが、継目無鋼管とは
製造プロセスが全（異なるために新規な考えが必要であ
った。また、面記特開昭６０−１９７８１７や、特開昭
６０−２６６１９では高強度は得られるものの、前者に
ついては延性や靭性の低下が著しく、耐食性も再加熱固
溶化熱処理材より劣ること、また後者については、耐食
性が劣ることなどの問題点があった。

本発明は、上記のような事情に鑑みなされたものであっ
て、オーステナイト系ステンレス鋼の継目無鋼管に対し
オンライン的に従来の再加熱固溶化熱処理材と同等の耐
食性を得て、かつ高強度化した特性を存する製造方法を
提供することを目的とする。

く問題点を解決するための手段〉 本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼の継目無
鋼管をマンネスマンマンドレルミル法を用いて製造する
に際して、製造工程を詳細に見直し、ステンレス鋼め固
溶化の目的が再結晶と炭化物の固溶化であること、なら
びに継目無鋼管の場合についてこの条件を満足しつつ強
度化を達成するための製造条件を鋭意検討した結果、本
発明を達成するに至った。

すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：　０．０１〜０．
０８％、　Ｓｉ　：　０．１〜１．０％、　Ｍｎ　：　
０．２〜２．０％。

Ｃｒ　：　１６．０〜２６．０％、　Ｎｉ　：　６．０
〜２２．０％、Ｎ：０．３０％以下を含有するオーステ
ナイト系ステンレス継目無鋼管を製造するに当たり、仕
上圧延用素管を９５０〜１１６０°Ｃに再加熱した後、
仕上圧延用素管の断面積をＡＯ（ｃｄ）　、仕上管の断
面積をＡ　（ｃｄ）とするときに次式 ％式％） で表わされる仕上圧延時の加工歪εが０．２以上になる
ように加工し、かつεに応して出側の仕上管温度Ｔ（”
Ｃ）が次式 ％式％（） を満たす条件で仕上圧延を実施する段階と、この仕上圧
延後の９００〜５００’Ｃの温度域を平均冷却速度ｖ（
’Ｃ／ｓ）が鋼中の炭素含有ｌ１Ｃ（重量％）に応して
次式 ％式％） を満たす条件で冷却する段階と、を有することを特ｍと
する高強度オーステナイト系ステンレス継目無鋼管の製
造方法である。

く作　　用〉 次に本発明における成分限定理由について説明する。な
お、以下に示す成分の％は全て重量％である。

Ｃ二 Ｃはオーステナイト相を安定し、強度を増加させるのに
有効であり、そのため０．０１％以上必要であるが、量
が増大するとＣｒ炭化物が形成されやすくなり、９００
〜ｓｏｏ’ｃの炭化物析出領域での冷却速度を増加させ
ることが必要になるので、Ｃは０．０８％以下に限定し
た。

Ｓｉ　： Ｓｉは通常脱酸元素として０．１％以上必要であるが、
１．０％を越える添加は熱間加工性を低下させるので、
１．０％以下に限定した。

Ｍｎ　＝ Ｍｎは脱酸と熱間加工性の向上のため０．２％以上必要
であるが、２．０％を越える添加は耐食性を阻害するの
で、２．０％以下に限定した。

Ｃｒ　： Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を保つのに必須の元素であ
り、オーステナイト系ステンレス鋼においては硫酸、塩
酸等の非酸化性の酸に対する耐食性は１６．０％未満で
は不十分である。しかし、２６．０％を越える添加は耐
食性が飽和の傾向を示す一方、オーステナイト組織を保
つため高価なＮｉを増加する必要があり、コスト上昇を
招く、これらの理由から、ｃｒは１６．０〜２６．０％
の範囲に限定した。

Ｎｉ： Ｎｉよオーステナイト組織を安定化する作用を有すると
共に、硫酸、塩酸等の非酸化性の酸に対する耐食性を改
善するが、６．０％未満では十分でない、しかし、２２
．０％を越える添加は耐食性が飽和の傾向を示しコスト
上昇になることから上限を２２．０％とし、６．０〜２
２．０％の範囲に限定した。

Ｎ： Ｎは強度上昇と耐食性の向上に効果のある元素であるが
、０．３０％を越える添加は製造性を低下させるので０
．３０％以下とした。

本発明を実施するに当っては上記本発明成分だけでもよ
いし、他に４％以下のＭｏ、２．５％以下のＣｕ、　　
０．８％以下のＮｂ、　　０．５％以下のＴｉを添加し
ても効果は同じである。添加元素の成分範囲について以
下に述べる。

ｈＯ： Ｍｏは耐食性、特に耐孔食性の向上に著しレイ効果のあ
る元素であるが、高価な元素であるため多量の添加はコ
スト増加となるので４％以下に限定した。

Ｃｕ： ＣｕはＭｏと同じく耐食性、特に耐孔食性の向上に著し
い効果のある元素であるが、高価な元素であるため多量
の添加はコスト増加となるので２．５％以下に限定した
。

Ｎｂ　： ＮｂはＮｂ炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し
て耐粒界腐食性の向上や結晶粒の微細化のために添加さ
れるが、Ｃと有効に結びつくためのＮｂ１ｌはＣ（％）
×ｌＯで十分であり、多量の添加は製造性の低下を招く
ので上限を０．８％に限定した。

Ｔｉ　： ＴｉはＮｂと同じ＜Ｔｉ炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の
生成を抑制して耐粒界腐食性の向上や結晶粒の微細化の
ために添加されるがＣと育効に結びつくためのＴｉ量は
Ｃ（％）×５で十分であり、多量の添加は製造性の低下
を招くので上限を０．５％に限定した。

次に、製造条件の限定理由を説明する。

再加熱炉での再加熱温度を９５０〜１１６０°Ｃ：第２
図に、５１１５３０４　ｍについて再加熱炉での加熱温
度を変えてホットストレッチレデエーサ（以下、ＨＳＲ
と略称する）圧延した本発明に基づくオンライン固溶化
処理材の機械的性質を示す０図かられかるように、再加
熱温度が１１６０℃より低下すると、０．２％ＰＳ、　
ＴＳは上昇しはじめ、再加熱温度の低下とともに増大す
る。このような傾向は、他のオーステナイト系ステンレ
ス鋼でも得られており、約１１６０℃より低くなると強
度が増加し、それよりも高い温度では高強度化は得られ
ない、したがって、再加熱温度は１１６０’Ｃ以下でな
ければならない。

一方、９５０°Ｃよりも低い再加熱温度では、再加熱の
目的である再結晶状態と炭化物の再固溶化状態の達成が
不十分となる。その結果、機械的性質では延性、靭性が
低下し、耐食性では、粒界炭化物のため著しく耐食性が
低下する。

上記の理由により、再加熱炉での再加熱温度は９５０℃
以上１１６０°Ｃでなければならない。

仕上圧延時の加工歪εを０．２以上となるように加工す
る： 仕上圧延用素管の断面積をＡｏ（ｃｍ２）、Ｈ３Ｒ圧延
後の仕上管の断面積をＡ（ｃｄ）とすると、仕上圧延時
の加工歪君は下記（１１弐で表される。

ε＝　１！、、ｌ（Ａ　ｏ／　Ａ　）　−−−−−−−
−・−−−−−−−・−・・・・・−・・−−−−−−
−−・−・・・（１）ＨＳＲで仕上圧延用素管を仕上管
に圧延するとき、高強度化状態を得るためには最低０．
２以上の加工歪εを加える必要がある。

ＨＳＲ出側の仕上管温度Ｔを加工歪εに応じて、次式 ％式％ を満たす条件で仕上圧延を実施する： 第３図は、５ＵＳ３０４　Ｎについて、外径：９０ａｍ
、肉厚３〜１０ｍ、および外径：１４６ａａ、肉厚５ｍ
の仕上圧延用素管を用いて、再加熱温度を９５０〜１１
６０°Ｃとして、ＨＳＲ圧延での加工歪εと仕上管温度
Ｔとを変化させて仕上圧延を実施した後の未再結晶組織
残留の存無を示したものである。ここで、加工歪εは仕
上管の外径絞り率を変えることにより、仕上温度Ｔは仕
上圧延時のデスケーリング水量。

ロール冷却水量等を調整することにより変化させた。

この図において、再結晶組織（Ｏ印）と未再結晶組織残
留（・印）との境界線は、下記（２）式で近似して表さ
れる。

Ｔ＝２２（ｌｅｘｐ（２・ε）　　＋９００　　（’Ｃ
）　　−−・（２）図から明らかなように、仕上管温度
Ｔが高いほど、また加工歪εが大きいほど再結晶組織が
得られ、仕上管温度Ｔが（２）式より大きい領域であれ
ば十分な再結晶組織となるが、（２）弐より小さい領域
では未再結晶Ｍｉ畷が残留する。

ところで、再結晶が十分行われると強度が低下するので
、高強度化のためには適度に未再結晶組織を残す必要が
ある。それ故、高強度オーステナイト系ス、テンレス継
目無鋼管を得るために仕上管温度Ｔを下記（３）式の条
件を満足させる必要がある。

Ｔ＜２２０−ｅｘｐ（−２・ｇ）　　＋９００　　（”
Ｃ）　　−−−４３）９００〜５００°Ｃの温度域にお
いて平均冷却速度Ｖ（”Ｃ／ｓ）が鋼中の炭素含有１ｔ
ｃ（重量％）に応じてＶ≧Ｃ’　ＸＩＯ’　を満たす条
件で冷却する＝９００〜５００’Ｃの温度域での平均冷
却速度ｖ（’Ｃ／ｓ）がＣ「炭化物の析出に及ぼす影響
を各種の炭素量のオーステナイト系ステンレス鋼につい
て調べた結果、炭素ｆｃ（重量％）に応じて、下記（４
）式 ％式％（４） を満足する場合にはＣ「炭化物の析出による粒界腐食を
生じず、上記（４）式を満足しない遅い平均冷却速度Ｖ
で冷却した場合は、Ｃ「炭化物が析出して粒界腐食を生
じることが判明した。したがって、本発明では９００〜
５００°Ｃの温度域での平均冷却速凌を（４）式で規定
した。

なお、ここで９００°Ｃを越える高温域あるいは５００
℃未満の低温域における冷却速度はＣｒ炭化物の析出に
影響を与えないので、従うて９００〜５００℃の温度域
についてのみ冷却速度を限定した。

〈実施例〉 第１表に示すＡ−Ｈの５種のオーステナイト系ステンレ
ス鋼の成分をもつ供試材を用いて、第２表に示す製造条
件でステンレス継目無鋼管を製造した。第２表の製造条
件において、実験Ｎｔｘｌ　−１゜は本発明例、隠１１
−１６は比較例、　Ｎｏ、１７．１８は従来例である。

なお、表中の基準温度Ｔ、は、前記（２）式を用いて求
めた値である。

比較例に対して、本発明の条件を満足していない項目は
＊印を付して示したが、ｋｌｌは素管再加熱温度が１１
７０°Ｃで仕上管温度が１ｏｔｏｔの例、阻１２とに１
３は９００〜５００℃の平均冷却速度が前記（４）式を
満足しない例、Ｎａ１４は素管再加熱温度が下限を下ま
わる例、Ｎａ１５は仕上管温度が１０７０℃で基準温度
Ｔｔを上まわる例、’＆１６はＨ３Ｒ圧延での加工歪ε
が０．１４でεの下限値０．２を下まわる例である。

従来例のｋ１７．１８は、現在通常行われている再加熱
による固溶化処理を行った場合である。

上記の各種の製造条件による実験材のそれぞれの機械的
性質および耐食性を調査して、その試験結果を第２表に
併せて示した。耐食性試験結果でＯ印は耐食性良好、Ｘ
印は大幅に劣ることを示している。

第２表において明らかなように、本発明例はいずれも再
加熱固溶化熱処理材である従来例Ｎα１７゜１８に比べ
て、０．２％耐力が３５ｋｇｆ／ａｍ”以上と高強度化
されており、延性とのバランスも優れており、耐食性も
良好であることがわかる。一方、本発明の条件を満足し
ない比較例は、いずれも本発明例に比較して機械的性質
または耐食性が劣っている。

〈発明の効果〉 以上説明したように、本発明によれば、上記実施例から
も明らかなように、オーステナイト系ステンレス継目無
鋼管を製造する際に、仕上圧延用素管を９５０°Ｃ以上
でかつ１１６０°Ｃ以下に再加熱し、再結晶状態と炭化
物の再固溶化状態を達成した後、ホントストレッチレデ
ューサ圧延を行い、そのときの加工歪εが０．２以上で
かつ加工歪εに応じて圧延終了温度を規定し、さらに９
００〜５００℃の温度域における平均冷却速度を炭素量
に応じて限定することにより、溶体化処理をオンライン
的に実施できるので、再加熱溶体化処理ならびにそのた
めの熱処理炉が不要となり、しかも降伏強度が高くかつ
延性および耐食性にも優れたオーステナイト系ステンレ
ス鋼の継目無鋼管を得ることが可能である。

また、従来オーステナイト系ステンレス鋼管は、０．２
％耐力が低いため構造用部材として使用するのに難点が
あったが、本発明により高強度を得ることができるので
広く構造用材料として使用することが可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、マンドレルミル方式による継目無鋼管製造ラ
インの一例を示す概要図、第２図は、ホットストレッチ
レデューサ圧延後の仕上管の＠成約特性に及ぼす再加熱
温度の影響を示す特性図、第３図は、ホットストレッチ
レデューサ圧延後の仕上管の未再結晶＆ｌＩｌ残留に及
ぼす加工歪ごと仕上管温度Ｔとの影響を示す特性図であ
る。 ２・・・素材ビレット、　　　４・・・回転炉床式加熱
炉。 ５・・・中空素管製造用連続鋳造機。 ６・・・マンネスマンピアサ。 ８Ａ・・・中空素管、　　　　　８Ｂ・・・仕上圧延用
素管。 １０・・・マンドレルミル、　　１２・・・マンドレル
バ−１１４・・・孔型ロール、　　　　１６・・・再加
熱炉１１８・・・ホントストレッチレデューサ（Ｈ３Ｐ
）。 ２０・・・仕上管。 特許出願人　　　　川惰製鉄株式会社 第　　２　　図 ホノトストレノチレデエーサ圧廷前の回加熱温１１（℃
） 第３図 ０．２　　　　　０．６　　　　　１．０　　　　　１
．４　　　　　１．８加　　工　　歪　ε

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．１〜
   １．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｃｒ：１６．０〜
   ２６．０％、Ｎｉ：６．０〜２２．０％、Ｎ：０．３０
   ％以下を含有するオーステナイト系ステンレス継目無鋼
   管を製造するに当たり、仕上圧延用素管を９５０〜１１
   ６０℃に再加熱した後、仕上圧延用素管の断面積をＡ＿
   ｏ（ｃｍ＾２）、仕上管の断面積をＡ（ｃｍ＾２）とす
   るときに次式 ε＝ｌｎ（Ａ＿ｏ／Ａ） で表わされる仕上圧延時の加工歪εが０．２以上になる
   ように加工し、かつεに応じて出側の仕上管温度Ｔ（℃
   ）が次式 Ｔ＜２２０・ｅｘｐ（−２・ε）＋９００（℃）を満た
   す条件で仕上圧延を実施する段階と、この仕上圧延後の
   ９００〜５００℃の温度域を平均冷却速度ｖ（℃／ｓ）
   が鋼中の炭素含有量Ｃ（重量％）に応じて次式 ｖ≧Ｃ＾３×１０＾４（℃／ｓ） を満たす条件で冷却する段階と、 を有することを特徴とする高強度オーステナイト系ステ
   ンレス継目無鋼管の製造方法。