JPH08120345A - 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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- JPH08120345A JPH08120345A JP7685195A JP7685195A JPH08120345A JP H08120345 A JPH08120345 A JP H08120345A JP 7685195 A JP7685195 A JP 7685195A JP 7685195 A JP7685195 A JP 7685195A JP H08120345 A JPH08120345 A JP H08120345A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 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。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５、Ｓｉ
≦０．５０、Ｍｎ≦１．０、Ｐ≦０．０３、Ｓ≦０．０
１、Ｃｒ：１１〜１７、Ｎｉ：２．４〜６、Ｃｕ：０．
２〜４、Ｍｏ：０．５〜３、Ａｌ≦０．０６、Ｎ：０．
０１〜０．１を含有し、かつ、Ｎｉｅｑ＝４０・Ｃ＋３
４・Ｎ＋Ｎｉ＋０．３・Ｃｕ−１．１・Ｃｒ−１．８・
Ｍｏ≧−１０．５を満足し、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室温まで空冷以
上の速度で冷却した後、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻
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。
性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５、Ｓｉ
≦０．５０、Ｍｎ≦１．０、Ｐ≦０．０３、Ｓ≦０．０
１、Ｃｒ：１１〜１７、Ｎｉ：２．４〜６、Ｃｕ：０．
２〜４、Ｍｏ：０．５〜３、Ａｌ≦０．０６、Ｎ：０．
０１〜０．１を含有し、かつ、Ｎｉｅｑ＝４０・Ｃ＋３
４・Ｎ＋Ｎｉ＋０．３・Ｃｕ−１．１・Ｃｒ−１．８・
Ｍｏ≧−１０．５を満足し、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室温まで空冷以
上の速度で冷却した後、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻
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。
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（以下、耐ＳＳＣ性という。Ｓ
ＳＣ；Sulfide Stress Cracking ）を有する高耐食性マ
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。
れ、耐硫化物応力割れ性（以下、耐ＳＳＣ性という。Ｓ
ＳＣ；Sulfide Stress Cracking ）を有する高耐食性マ
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。
【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使用されてい
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使用されてい
る。
【０００３】特に、耐食性に優れたマルテンサイト系ス
テンレス鋼として、特公昭５９−１５９７７号公報、特
公昭５９−１５９７８号公報などの鋼が開示されてい
る。これらの鋼は従来鋼であるＡＩＳＩ ｔｙｐｅ４１
０，ｔｙｐｅ４２０などと比べてＣ含有量を低く制限し
ているためＣｒ炭化物の析出量が少なく、耐食性に有効
な固溶Ｃｒ量を確保できることから耐食性の向上が可能
であるとされている。
テンレス鋼として、特公昭５９−１５９７７号公報、特
公昭５９−１５９７８号公報などの鋼が開示されてい
る。これらの鋼は従来鋼であるＡＩＳＩ ｔｙｐｅ４１
０，ｔｙｐｅ４２０などと比べてＣ含有量を低く制限し
ているためＣｒ炭化物の析出量が少なく、耐食性に有効
な固溶Ｃｒ量を確保できることから耐食性の向上が可能
であるとされている。
【０００４】また、特公平６−４３６２６号公報にはＮ
ｉ，Ｍｏ添加により、特開平２−２１７４４４号公報お
よび特開平２−２４７３６０号公報にはＣｕと選択元素
としてＮｉ，Ｍｏ添加によりさらにＣＯ2 環境での耐食
性ならびに耐ＳＳＣ性の向上を狙った鋼が提案されてい
る。
ｉ，Ｍｏ添加により、特開平２−２１７４４４号公報お
よび特開平２−２４７３６０号公報にはＣｕと選択元素
としてＮｉ，Ｍｏ添加によりさらにＣＯ2 環境での耐食
性ならびに耐ＳＳＣ性の向上を狙った鋼が提案されてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公昭
５９−１５９７７号公報および特公昭５９−１５９７８
号公報に開示されているように、マルテンサイト系ステ
ンレス鋼においてＣならびにＮの添加量をいずれも著し
く低下させると、鋼塊加熱時にオーステナイト相（以
下、γ相という。）中にδ−フェライト相（以下、δ相
という。）が生成しやすくなり熱間加工性が著しく低下
するという難点をもつ。両公報ともＮｂを必須元素とし
て添加し熱間加工性低下の防止を図っているものの、特
に、加工条件が過酷な継目無鋼管圧延工程においてこの
δ相がγ相中に混在すると、割れやきずが多発して歩留
低下によるコストアップを避けることは困難であった。
５９−１５９７７号公報および特公昭５９−１５９７８
号公報に開示されているように、マルテンサイト系ステ
ンレス鋼においてＣならびにＮの添加量をいずれも著し
く低下させると、鋼塊加熱時にオーステナイト相（以
下、γ相という。）中にδ−フェライト相（以下、δ相
という。）が生成しやすくなり熱間加工性が著しく低下
するという難点をもつ。両公報ともＮｂを必須元素とし
て添加し熱間加工性低下の防止を図っているものの、特
に、加工条件が過酷な継目無鋼管圧延工程においてこの
δ相がγ相中に混在すると、割れやきずが多発して歩留
低下によるコストアップを避けることは困難であった。
【０００６】また、このδ相と熱間加工性の関係につい
ては特公平３−６０９０４号公報に開示されておりδ
1200なる成分式で計算される１２００℃でのフェライト
量の値が４０％以下の鋼は継目無鋼管圧延工程において
きずや割れが発生しないと記載されている。しかし、実
際にはδ1200が１０〜２０％と計算される鋼における熱
間加工時のδ相分率は２０％程度であり、このような分
率のδ相を含む場合には、Proceedings of the confere
nce on“Deformation under hot working condi-tions
”，The Iron and Steel Institute，p.135(1968) に
述べられているように熱間加工性は最も低くなることが
従来より知られている。したがって、本式を満足する成
分組成を有する鋼の中には継目無鋼管圧延工程に耐えら
れない材料も多く含まれることは明らかであり、本式を
その素材の成分設定に汎用的に使用することは困難であ
った。
ては特公平３−６０９０４号公報に開示されておりδ
1200なる成分式で計算される１２００℃でのフェライト
量の値が４０％以下の鋼は継目無鋼管圧延工程において
きずや割れが発生しないと記載されている。しかし、実
際にはδ1200が１０〜２０％と計算される鋼における熱
間加工時のδ相分率は２０％程度であり、このような分
率のδ相を含む場合には、Proceedings of the confere
nce on“Deformation under hot working condi-tions
”，The Iron and Steel Institute，p.135(1968) に
述べられているように熱間加工性は最も低くなることが
従来より知られている。したがって、本式を満足する成
分組成を有する鋼の中には継目無鋼管圧延工程に耐えら
れない材料も多く含まれることは明らかであり、本式を
その素材の成分設定に汎用的に使用することは困難であ
った。
【０００７】次に、耐ＣＯ2 腐食特性、耐ＳＳＣ特性の
点については、特開平２−２１７４４４号公報および特
開平２−２４７３６０号公報に、Ｃｕ添加低Ｃ鋼をベー
スにＮｉ，Ｍｏ，Ｗ等を選択添加すると、１８０℃ない
し２００℃までの耐ＣＯ2 腐食特性と、耐ＳＳＣ性が良
好であると述べられているが、Ｈ2 Ｓを含む環境では耐
破断力はあるも“毛割れ”あるいは“fissures”と呼ば
れる微小割れが発生しやすく安定した割れ抵抗性が得ら
れなかった。また、耐ＣＯ2 腐食特性と耐ＳＳＣ性はＮ
ｉ，Ｍｏ等の添加によって向上する傾向はあるものの、
これを安定させて改善させるに必要な添加バランスにつ
いては明らかにされていなかった。
点については、特開平２−２１７４４４号公報および特
開平２−２４７３６０号公報に、Ｃｕ添加低Ｃ鋼をベー
スにＮｉ，Ｍｏ，Ｗ等を選択添加すると、１８０℃ない
し２００℃までの耐ＣＯ2 腐食特性と、耐ＳＳＣ性が良
好であると述べられているが、Ｈ2 Ｓを含む環境では耐
破断力はあるも“毛割れ”あるいは“fissures”と呼ば
れる微小割れが発生しやすく安定した割れ抵抗性が得ら
れなかった。また、耐ＣＯ2 腐食特性と耐ＳＳＣ性はＮ
ｉ，Ｍｏ等の添加によって向上する傾向はあるものの、
これを安定させて改善させるに必要な添加バランスにつ
いては明らかにされていなかった。
【０００８】従って、これまでは１８０℃以上のＣＯ2
を含む環境における耐食性と、Ｈ2Ｓを含む環境におけ
る割れ抵抗性（耐ＳＳＣ性、耐微小割れ抵抗性等）とを
兼ね備えたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の
製造は困難であった。
を含む環境における耐食性と、Ｈ2Ｓを含む環境におけ
る割れ抵抗性（耐ＳＳＣ性、耐微小割れ抵抗性等）とを
兼ね備えたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の
製造は困難であった。
【０００９】
【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 腐食特性はＣを低減化し必要量のＣ
ｒ，Ｎｉ，Ｃｕを添加しておけば維持されること、特
に、１８０〜２００℃において十分な耐ＣＯ2 腐食特性
を有するには、ＣｕまたはＮｉの単独添加あるいはＭｏ
との複合添加では効果が不足であり、Ｃｕ，Ｎｉを複合
添加することが必須であることを見出した。さらに、耐
ＳＳＣ性は割れ抵抗性を示す組織制御を行い、かつ必要
量のＣｒ，Ｃｕ，ＮｉにＭｏを最適量添加すれば向上す
ることを知見した。
結果から、耐ＣＯ2 腐食特性はＣを低減化し必要量のＣ
ｒ，Ｎｉ，Ｃｕを添加しておけば維持されること、特
に、１８０〜２００℃において十分な耐ＣＯ2 腐食特性
を有するには、ＣｕまたはＮｉの単独添加あるいはＭｏ
との複合添加では効果が不足であり、Ｃｕ，Ｎｉを複合
添加することが必須であることを見出した。さらに、耐
ＳＳＣ性は割れ抵抗性を示す組織制御を行い、かつ必要
量のＣｒ，Ｃｕ，ＮｉにＭｏを最適量添加すれば向上す
ることを知見した。
【００１０】また、良好な熱間加工性はＰ，Ｓなどを低
減化し、かつ場合によってはＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種
もしくは２種以上を添加して、介在物の数を減らすこと
とその形態制御を行うこと、さらにはＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｃｒ，Ｍｏの添加バランスを制限し変形抵抗の異な
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
を行うことにより達成できることを知見した。
減化し、かつ場合によってはＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種
もしくは２種以上を添加して、介在物の数を減らすこと
とその形態制御を行うこと、さらにはＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｃｒ，Ｍｏの添加バランスを制限し変形抵抗の異な
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
を行うことにより達成できることを知見した。
【００１１】特に、本発明者らはまず耐ＣＯ2 腐食特性
におよぼすＣ，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３．２％Ｎｉ−１３．１％Ｃ
ｒ−０．６％Ｍｏ鋼としてＣ，Ｎ含有量を変えた場合の
腐食速度（Ｃ．Ｒ．）を示す。図１において、Ｃ．Ｒ．
は４ＭＰａのＣＯ2 と平衡した１８０℃の人工海水中に
おける年間の腐食速度（○中の数字で示す。単位はmm／
ｙ）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。この図より、耐ＣＯ2 腐食
特性はＮ量によらず、Ｃ量が０．０５％を超えると急激
に上昇し耐食性を有さなくなることがわかる。
におよぼすＣ，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３．２％Ｎｉ−１３．１％Ｃ
ｒ−０．６％Ｍｏ鋼としてＣ，Ｎ含有量を変えた場合の
腐食速度（Ｃ．Ｒ．）を示す。図１において、Ｃ．Ｒ．
は４ＭＰａのＣＯ2 と平衡した１８０℃の人工海水中に
おける年間の腐食速度（○中の数字で示す。単位はmm／
ｙ）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。この図より、耐ＣＯ2 腐食
特性はＮ量によらず、Ｃ量が０．０５％を超えると急激
に上昇し耐食性を有さなくなることがわかる。
【００１２】また、マルテンサイト系ステンレス鋼の熱
間加工性におよぼす添加元素の影響を調べた結果を図２
に示す。図２中のＲ．Ａ．は１２５０℃に加熱した試料
を９００℃で歪速度３ sec-1の条件にて単軸引張変形し
たときの絞り率（Ｒ．Ａ．）である。Ｒ．Ａ．≧７０％
となれば熱間変形能は良好であると言え、この条件を満
足するためには、Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎ
ｉ％＋０．３・Ｃｕ％−１．１・Ｃｒ％）−１．８・Ｍ
ｏ％（各元素の単位はｗｔ．％）で整理した成分式の値
が−１０．５以上となる必要があることがわかる。熱間
加工時の組織観察により、Ｎｉeq≧−１０．５となれば
熱間加工時の相がγ単相となるために熱間加工性が良好
であることが明かとなり、このＮｉeq式により熱間加工
性が予測できることを知見した。
間加工性におよぼす添加元素の影響を調べた結果を図２
に示す。図２中のＲ．Ａ．は１２５０℃に加熱した試料
を９００℃で歪速度３ sec-1の条件にて単軸引張変形し
たときの絞り率（Ｒ．Ａ．）である。Ｒ．Ａ．≧７０％
となれば熱間変形能は良好であると言え、この条件を満
足するためには、Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎ
ｉ％＋０．３・Ｃｕ％−１．１・Ｃｒ％）−１．８・Ｍ
ｏ％（各元素の単位はｗｔ．％）で整理した成分式の値
が−１０．５以上となる必要があることがわかる。熱間
加工時の組織観察により、Ｎｉeq≧−１０．５となれば
熱間加工時の相がγ単相となるために熱間加工性が良好
であることが明かとなり、このＮｉeq式により熱間加工
性が予測できることを知見した。
【００１３】また、図３に０．０３％Ｃ−４．１％Ｎｉ
−１２．４％Ｃｒ−１．６％Ｍｏをベースとする鋼の１
８０℃のＣＯ2 環境におけるＣ．Ｒ．ならびに９００℃
でのＲ．Ａ．におよぼすＣｕ添加量の影響を示す。Ｎ
ｉ，Ｍｏ単独では耐食性は十分ではないが、Ｃｕを添加
すると腐食に対する抵抗性を示す表面皮膜が安定となる
ために全面腐食特性は著しく向上し、０．２％以上の添
加によりＣ．Ｒ．＜０．１mm／ｙとなることがわかる。
一方、Ｃｕが増加するとＣｕの粒界偏析量が増加し粒界
強度が低下するために熱間加工性は低下し、９００℃で
のＲ．Ａ．≧７０％をもたらすＣｕ添加量は４％以下で
あることが読み取れる。
−１２．４％Ｃｒ−１．６％Ｍｏをベースとする鋼の１
８０℃のＣＯ2 環境におけるＣ．Ｒ．ならびに９００℃
でのＲ．Ａ．におよぼすＣｕ添加量の影響を示す。Ｎ
ｉ，Ｍｏ単独では耐食性は十分ではないが、Ｃｕを添加
すると腐食に対する抵抗性を示す表面皮膜が安定となる
ために全面腐食特性は著しく向上し、０．２％以上の添
加によりＣ．Ｒ．＜０．１mm／ｙとなることがわかる。
一方、Ｃｕが増加するとＣｕの粒界偏析量が増加し粒界
強度が低下するために熱間加工性は低下し、９００℃で
のＲ．Ａ．≧７０％をもたらすＣｕ添加量は４％以下で
あることが読み取れる。
【００１４】次に、図４に２５℃、４ＭＰａのＣＯ2 を
含む環境における２％Ｃｕ−４％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ
鋼の割れ感受性におよぼすＨ2 Ｓ分圧、Ｍｏ量の影響を
示す。このときの試験溶液には人工海水を用いている。
Ｎｉ，Ｃｕのみ、または０．５％未満のＭｏを含有する
鋼においてはＳＳＣもしくは微小割れが発生するが、Ｍ
ｏ含有量が０．５％以上になると割れが発生しなくなる
ことが明らかである。Ｎｉ，Ｃｕの複合添加により、全
面腐食が抑制されてトータルの水素侵入量は低下しＳＳ
Ｃの発生は抑制されるが、それだけでは局部腐食とそれ
に伴う微小割れの発生を抑制するまでにはいたらない。
これにさらにＭｏを添加すれば局部腐食の発生も抑えら
れるために、図に示すようなＳＳＣおよび微小割れに対
する抵抗性を向上させることが可能となることは明かで
ある。
含む環境における２％Ｃｕ−４％Ｎｉ−１２．５％Ｃｒ
鋼の割れ感受性におよぼすＨ2 Ｓ分圧、Ｍｏ量の影響を
示す。このときの試験溶液には人工海水を用いている。
Ｎｉ，Ｃｕのみ、または０．５％未満のＭｏを含有する
鋼においてはＳＳＣもしくは微小割れが発生するが、Ｍ
ｏ含有量が０．５％以上になると割れが発生しなくなる
ことが明らかである。Ｎｉ，Ｃｕの複合添加により、全
面腐食が抑制されてトータルの水素侵入量は低下しＳＳ
Ｃの発生は抑制されるが、それだけでは局部腐食とそれ
に伴う微小割れの発生を抑制するまでにはいたらない。
これにさらにＭｏを添加すれば局部腐食の発生も抑えら
れるために、図に示すようなＳＳＣおよび微小割れに対
する抵抗性を向上させることが可能となることは明かで
ある。
【００１５】本発明は以上に述べた知見を組み合わせて
構成したものである。すなわち、本発明の要旨は下記の
通りである。重量％で、Ｃ ：０．００５〜０．０５
％、 Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ≦１．０％、
Ｐ ≦０．０３％、Ｓ ≦０．０１％、
Ｃｒ：１１〜１７％、Ｎｉ：２．４〜６％、
Ｃｕ：０．２〜４％、Ｍｏ：０．５〜３％、
Ａｌ≦０．０６％、Ｎ ：０．０１〜０．１
％を含有し、かつ、Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋
Ｎｉ％＋０．３・Ｃｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍ
ｏ％≧−１０．５を満足し、さらに必要に応じて、Ｃ
ａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種もしくは２種以上を０．００１
〜０．１％含有し、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室温まで空冷以上の速度
で冷却した後、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼戻し処理す
るか、あるいは、熱間加工後室温まで空冷以上の速度で
冷却した後、必要に応じてＡｃ3 変態点＋１０℃〜Ａｃ
3 変態点＋２００℃の温度に加熱し続いて室温まで空冷
以上の速度で冷却する熱処理と、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ3
変態点の温度に加熱し続いて室温まで空冷以上の速度で
冷却する熱処理の一方または両方を施した後、Ａｃ1 変
態点以下の温度で焼戻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
製造法である。
構成したものである。すなわち、本発明の要旨は下記の
通りである。重量％で、Ｃ ：０．００５〜０．０５
％、 Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ≦１．０％、
Ｐ ≦０．０３％、Ｓ ≦０．０１％、
Ｃｒ：１１〜１７％、Ｎｉ：２．４〜６％、
Ｃｕ：０．２〜４％、Ｍｏ：０．５〜３％、
Ａｌ≦０．０６％、Ｎ ：０．０１〜０．１
％を含有し、かつ、Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋
Ｎｉ％＋０．３・Ｃｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍ
ｏ％≧−１０．５を満足し、さらに必要に応じて、Ｃ
ａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種もしくは２種以上を０．００１
〜０．１％含有し、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室温まで空冷以上の速度
で冷却した後、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼戻し処理す
るか、あるいは、熱間加工後室温まで空冷以上の速度で
冷却した後、必要に応じてＡｃ3 変態点＋１０℃〜Ａｃ
3 変態点＋２００℃の温度に加熱し続いて室温まで空冷
以上の速度で冷却する熱処理と、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ3
変態点の温度に加熱し続いて室温まで空冷以上の速度で
冷却する熱処理の一方または両方を施した後、Ａｃ1 変
態点以下の温度で焼戻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
製造法である。
【００１６】以下に本発明について詳細に説明する。先
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相の発生を抑制する効果があ
るために０．００５％以上添加する。ただし、０．０５
％を超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、また熱処理時に粒界に炭化物が析出しや
すくなり粒界強度が低下す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。耐食性および熱間加工性のバランスを考慮
すると、望ましい添加範囲は０．０１〜０．０３％であ
る。
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相の発生を抑制する効果があ
るために０．００５％以上添加する。ただし、０．０５
％を超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、また熱処理時に粒界に炭化物が析出しや
すくなり粒界強度が低下す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。耐食性および熱間加工性のバランスを考慮
すると、望ましい添加範囲は０．０１〜０．０３％であ
る。
【００１７】Ｓｉは製鋼上脱酸材として添加され残有さ
れたものであえて添加する元素ではない。Ｓｉが鋼の中
に０．５０％を超えて含有されると靱性および耐ＳＳＣ
性の低下をもたらすために、添加量を０．５０％以下と
した。酸化物の生成量を低減し安定した靱性を得るに
は、０．２０％以下の添加が望ましい。
れたものであえて添加する元素ではない。Ｓｉが鋼の中
に０．５０％を超えて含有されると靱性および耐ＳＳＣ
性の低下をもたらすために、添加量を０．５０％以下と
した。酸化物の生成量を低減し安定した靱性を得るに
は、０．２０％以下の添加が望ましい。
【００１８】Ｍｎは介在物を形成し腐食環境下で割れ抵
抗性を損なう元素であるが、γ相を安定化するために有
用な成分であるために０．１％以上添加する。ただし、
１．０％を超えて添加すると多量の介在物を形成するた
めに、腐食環境下での割れ抵抗性と靱性が低下する。し
たがって、Ｍｎの含有量は１．０％以下とした。より高
い耐ＳＳＣ性、靱性を得るのに望ましい添加量は０．６
％以下である。
抗性を損なう元素であるが、γ相を安定化するために有
用な成分であるために０．１％以上添加する。ただし、
１．０％を超えて添加すると多量の介在物を形成するた
めに、腐食環境下での割れ抵抗性と靱性が低下する。し
たがって、Ｍｎの含有量は１．０％以下とした。より高
い耐ＳＳＣ性、靱性を得るのに望ましい添加量は０．６
％以下である。
【００１９】Ｐは鋼中に不純物として混入し、粒界に偏
析して粒界強度を弱め、熱間加工性および耐ＳＳＣ性を
低下させるのであえて添加しない。ただし、製鋼工程で
のコストも考慮して添加量を０．０３％以下とした。よ
り安定した製造性、耐ＳＳＣ性を得るには０．０１％以
下の添加が望ましい。Ｓは硫化物として低融点の介在物
を形成し粒界液化割れを助長し熱間加工性を低下させる
ため、できるだけ少ない方が望ましい。製造コストの点
を考慮してその上限を０．０１％とした。より高い製造
性を得るには０．００３％以下の添加が望ましい。
析して粒界強度を弱め、熱間加工性および耐ＳＳＣ性を
低下させるのであえて添加しない。ただし、製鋼工程で
のコストも考慮して添加量を０．０３％以下とした。よ
り安定した製造性、耐ＳＳＣ性を得るには０．０１％以
下の添加が望ましい。Ｓは硫化物として低融点の介在物
を形成し粒界液化割れを助長し熱間加工性を低下させる
ため、できるだけ少ない方が望ましい。製造コストの点
を考慮してその上限を０．０１％とした。より高い製造
性を得るには０．００３％以下の添加が望ましい。
【００２０】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
超えて添加するとδ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。耐食性と相バランスと
の関係より、望ましい添加量の範囲は１１〜１５％であ
る。
を付与し、ステンレス鋼として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
超えて添加するとδ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。耐食性と相バランスと
の関係より、望ましい添加量の範囲は１１〜１５％であ
る。
【００２１】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相の生成を抑制するうえ、
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：２．４％以下の添加ではそれらの効果
を示さず、また、６％を超えて添加するとＡｃ1 点が非
常に低くなり調質が困難になることと、残留γ相が形成
されて強度・靱性を損なうことから、その添加範囲を
２．４〜６％に限定した。
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相の生成を抑制するうえ、
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：２．４％以下の添加ではそれらの効果
を示さず、また、６％を超えて添加するとＡｃ1 点が非
常に低くなり調質が困難になることと、残留γ相が形成
されて強度・靱性を損なうことから、その添加範囲を
２．４〜６％に限定した。
【００２２】ＣｕはＮｉと複合添加した場合にのみＣＯ
2 環境での腐食速度を低下させる効果がある。したがっ
て、Ｎｉ，Ｃｕは必ず同時に添加する。また、オーステ
ナイト安定化元素でありＡｃ1 変態点を低下させないと
いう利点も有する。ただし、図３により示したように含
有量が０．２％未満では耐食性向上効果が十分でないこ
と、４％を超えると加熱時に粒界に過剰に偏析して粒界
強度を低下させるために熱間加工性の低下をもたらすこ
とから、添加量を０．２〜４％の範囲に限定した。２０
０℃を超える温度域での耐ＣＯ2 腐食特性ならびにきわ
めて良好な熱間加工性の確保を考慮すると１〜３％の範
囲が添加量として望ましい。
2 環境での腐食速度を低下させる効果がある。したがっ
て、Ｎｉ，Ｃｕは必ず同時に添加する。また、オーステ
ナイト安定化元素でありＡｃ1 変態点を低下させないと
いう利点も有する。ただし、図３により示したように含
有量が０．２％未満では耐食性向上効果が十分でないこ
と、４％を超えると加熱時に粒界に過剰に偏析して粒界
強度を低下させるために熱間加工性の低下をもたらすこ
とから、添加量を０．２〜４％の範囲に限定した。２０
０℃を超える温度域での耐ＣＯ2 腐食特性ならびにきわ
めて良好な熱間加工性の確保を考慮すると１〜３％の範
囲が添加量として望ましい。
【００２３】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、０．０６％を超えて添加するとＡｌ
Ｎが多数形成されて著しく靱性が低下する。したがっ
て、添加量の上限を０．０６％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９００〜１２
５０℃でδ相の形成を抑える効果がある。特にその効果
はＮ≧０．０１％で現れるので添加量の下限を０．０１
％とした。また、通常の溶製工程では０．１％以上の添
加は困難であることと、鋳造欠陥が多くなり熱間加工時
の割れが多発することから、Ｎの添加量の範囲を０．０
１〜０．１％とした。
残有されたもので、０．０６％を超えて添加するとＡｌ
Ｎが多数形成されて著しく靱性が低下する。したがっ
て、添加量の上限を０．０６％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９００〜１２
５０℃でδ相の形成を抑える効果がある。特にその効果
はＮ≧０．０１％で現れるので添加量の下限を０．０１
％とした。また、通常の溶製工程では０．１％以上の添
加は困難であることと、鋳造欠陥が多くなり熱間加工時
の割れが多発することから、Ｎの添加量の範囲を０．０
１〜０．１％とした。
【００２４】Ｍｏは耐孔食性を向上させるのに有効な元
素であり、Ｈ2 Ｓを含む環境において割れ感受性を低下
させる効果があることから添加元素として必須である。
ただし、図３の割れ感受性におよぼすＭｏ量の影響での
べたように０．５％未満の添加では改善効果が小さい。
また、Ｍｏ単独では全面腐食特性は改善されないことか
ら、Ｃｕ，Ｎｉとの複合添加が必要である。さらに、３
％を超えて添加しても上記効果は改善されないこと、強
力なフェライト安定化元素であり３％を超える添加によ
りδ相を生成しやすくなることから、限定範囲を０．５
〜３％とした。
素であり、Ｈ2 Ｓを含む環境において割れ感受性を低下
させる効果があることから添加元素として必須である。
ただし、図３の割れ感受性におよぼすＭｏ量の影響での
べたように０．５％未満の添加では改善効果が小さい。
また、Ｍｏ単独では全面腐食特性は改善されないことか
ら、Ｃｕ，Ｎｉとの複合添加が必要である。さらに、３
％を超えて添加しても上記効果は改善されないこと、強
力なフェライト安定化元素であり３％を超える添加によ
りδ相を生成しやすくなることから、限定範囲を０．５
〜３％とした。
【００２５】Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭはいずれもＳによる熱
間加工性低下を抑制するものであり、必要に応じて添加
する。それぞれ０．００１％以下ではその効果は発揮さ
れず、０．１％以上を添加してもその効果は飽和するた
め、添加すべき適正範囲をそれぞれ０．００１〜０．１
％とした。
間加工性低下を抑制するものであり、必要に応じて添加
する。それぞれ０．００１％以下ではその効果は発揮さ
れず、０．１％以上を添加してもその効果は飽和するた
め、添加すべき適正範囲をそれぞれ０．００１〜０．１
％とした。
【００２６】次に、熱処理条件の限定理由について述べ
る。上記成分系の鋼を、熱間圧延後空冷以上の速度で室
温まで冷却するとマルテンサイト変態が生じ、マルテン
サイト単相組織となる。このときの冷却速度が空冷より
も遅いと冷却時にＣｒ炭化物が結晶粒界に粗大に析出
し、その後の熱処理工程においても十分に溶解せず残存
して耐食性、靱性等の特性に悪影響をおよぼすため冷却
速度は空冷以上とした。
る。上記成分系の鋼を、熱間圧延後空冷以上の速度で室
温まで冷却するとマルテンサイト変態が生じ、マルテン
サイト単相組織となる。このときの冷却速度が空冷より
も遅いと冷却時にＣｒ炭化物が結晶粒界に粗大に析出
し、その後の熱処理工程においても十分に溶解せず残存
して耐食性、靱性等の特性に悪影響をおよぼすため冷却
速度は空冷以上とした。
【００２７】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、靱性・延性を高め、所望の強度を
得るために焼戻し処理を施す。特に、本鋼においては焼
戻し時のＣｕクラスターおよびＭｏ炭化物等の析出によ
り油井管のグレードでＡＰＩ−Ｃ９５級（規格最低降伏
応力；６６．８kgf/mm2 ）以上の高強度に調質できる一
方、Ｎｉ含有鋼特有の高い靱性が得られる。この焼戻し
処理において、Ａｃ1 変態点以上の温度に加熱すると逆
変態が生じて耐ＳＳＣ性ならびに靱性が著しく低下する
ために、焼戻し処理はＡｃ1 変態点以下の温度にて行
う。
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、靱性・延性を高め、所望の強度を
得るために焼戻し処理を施す。特に、本鋼においては焼
戻し時のＣｕクラスターおよびＭｏ炭化物等の析出によ
り油井管のグレードでＡＰＩ−Ｃ９５級（規格最低降伏
応力；６６．８kgf/mm2 ）以上の高強度に調質できる一
方、Ｎｉ含有鋼特有の高い靱性が得られる。この焼戻し
処理において、Ａｃ1 変態点以上の温度に加熱すると逆
変態が生じて耐ＳＳＣ性ならびに靱性が著しく低下する
ために、焼戻し処理はＡｃ1 変態点以下の温度にて行
う。
【００２８】本鋼は上記のように熱間圧延し室温まで自
然放冷した後に焼戻し処理を施すのみで所望の耐ＳＳＣ
性、靱性を得られるが、さらに優れた特性を得るには、
焼戻し処理を施す前にオーステナイト域加熱処理と２相
域加熱処理のいずれか一方または両方を施せば良い。
然放冷した後に焼戻し処理を施すのみで所望の耐ＳＳＣ
性、靱性を得られるが、さらに優れた特性を得るには、
焼戻し処理を施す前にオーステナイト域加熱処理と２相
域加熱処理のいずれか一方または両方を施せば良い。
【００２９】まず、オーステナイト域加熱処理条件につ
いて述べる。本処理は結晶粒度を揃え強度・靱性バラン
スをさらに向上させる目的で行う。本鋼を熱間処理した
後室温まで冷却しマルテンサイト組織を呈する鋼をオー
ステナイト温度域まで加熱する。この時の加熱温度は、
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となる最低の温度を
下限とした。すなわち、Ａｃ3 変態点＋２００℃を超え
た温度に加熱すると炭化物が完全に固溶するために、結
晶粒の粗大化が生じ靱性が低下する。また、Ａｃ3 変態
点＋１０℃未満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、安定した強度を得ることが困
難となる。したがって、加熱処理温度はＡｃ3 変態点＋
１０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃とした。また、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析出
し、靱性低下が生じるために空冷以上の冷却速度に限定
した。
いて述べる。本処理は結晶粒度を揃え強度・靱性バラン
スをさらに向上させる目的で行う。本鋼を熱間処理した
後室温まで冷却しマルテンサイト組織を呈する鋼をオー
ステナイト温度域まで加熱する。この時の加熱温度は、
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となる最低の温度を
下限とした。すなわち、Ａｃ3 変態点＋２００℃を超え
た温度に加熱すると炭化物が完全に固溶するために、結
晶粒の粗大化が生じ靱性が低下する。また、Ａｃ3 変態
点＋１０℃未満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、安定した強度を得ることが困
難となる。したがって、加熱処理温度はＡｃ3 変態点＋
１０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃とした。また、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析出
し、靱性低下が生じるために空冷以上の冷却速度に限定
した。
【００３０】次に２相域加熱処理条件について述べる。
２相域加熱処理を行う目的は、鋼を１回の焼戻し処理で
は得られない比較的低い強度に調質することである。本
鋼をＡｃ1 変態点〜Ａｃ3 変態点の温度範囲に加熱する
と、ＣｕクラスターおよびＭｏ炭化物は過時効となって
析出硬化能は低減することと、逆変態オーステナイト相
へのＣの濃縮が生じ、引き続き行う焼戻し処理時に粗大
なＣｒ炭化物が析出するために低強度への調質が可能と
なる。本処理を用いてＣ９５級以下の強度に調質するこ
とにより、鋼にさらに優れた靱性、耐ＳＳＣ性を付与す
ることが可能となる。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ＳＳＣ性、さらに
は靱性に優れている。
２相域加熱処理を行う目的は、鋼を１回の焼戻し処理で
は得られない比較的低い強度に調質することである。本
鋼をＡｃ1 変態点〜Ａｃ3 変態点の温度範囲に加熱する
と、ＣｕクラスターおよびＭｏ炭化物は過時効となって
析出硬化能は低減することと、逆変態オーステナイト相
へのＣの濃縮が生じ、引き続き行う焼戻し処理時に粗大
なＣｒ炭化物が析出するために低強度への調質が可能と
なる。本処理を用いてＣ９５級以下の強度に調質するこ
とにより、鋼にさらに優れた靱性、耐ＳＳＣ性を付与す
ることが可能となる。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ＳＳＣ性、さらに
は靱性に優れている。
【００３１】
【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
た。まず、圧延ままの鋼管の表面を観察し疵などの表面
欠陥の発生の有無を調査した。次に、同じ鋼に熱処理を
施して、強度、靱性、耐ＣＯ2 腐食性、耐ＳＳＣ性を調
査した。各鋼を圧延したときの表面欠陥の有無、および
熱処理条件と強度などの材質特性の調査結果を表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
た。まず、圧延ままの鋼管の表面を観察し疵などの表面
欠陥の発生の有無を調査した。次に、同じ鋼に熱処理を
施して、強度、靱性、耐ＣＯ2 腐食性、耐ＳＳＣ性を調
査した。各鋼を圧延したときの表面欠陥の有無、および
熱処理条件と強度などの材質特性の調査結果を表２に示
す。
【００３２】靱性については２mmのＶノッチを有する試
験片を用いて測定した−４０℃でのシャルピー衝撃吸収
エネルギーの値（ｖＥ-40 ；単位Ｊ）により評価した。
耐ＣＯ2 腐食特性は４０気圧のＣＯ2 と平衡した１８０
℃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ＳＳＣ性は丸棒引張試験片を２５℃の５％ＮａＣｌ溶
液中に１気圧の９０％ＣＯ2 ＋１０％Ｈ2 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（σth）と降伏応力（ＹＳ）
の比（Ｒｓ値＝σth／ＹＳ）を求めた。Ｒｓ≧０．８で
あれば優れた特性であるといえる。また、本発明法の鋼
ではいずれも、微小割れもなく良好な結果が得られた。
験片を用いて測定した−４０℃でのシャルピー衝撃吸収
エネルギーの値（ｖＥ-40 ；単位Ｊ）により評価した。
耐ＣＯ2 腐食特性は４０気圧のＣＯ2 と平衡した１８０
℃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ＳＳＣ性は丸棒引張試験片を２５℃の５％ＮａＣｌ溶
液中に１気圧の９０％ＣＯ2 ＋１０％Ｈ2 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（σth）と降伏応力（ＹＳ）
の比（Ｒｓ値＝σth／ＹＳ）を求めた。Ｒｓ≧０．８で
あれば優れた特性であるといえる。また、本発明法の鋼
ではいずれも、微小割れもなく良好な結果が得られた。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】表２の結果より、本発明法により製造され
た鋼は、良好な製管性、耐ＣＯ2 腐食性、耐ＳＳＣ性お
よび高靱性を示すのに対し、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。
た鋼は、良好な製管性、耐ＣＯ2 腐食性、耐ＳＳＣ性お
よび高靱性を示すのに対し、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。
【００３６】
【発明の効果】本発明によって、ＣＯ2 やＨ2 Ｓを含む
ガス井など厳しい環境下で使用できる耐ＣＯ2 腐食性に
優れ、かつＨ2 Ｓを含む環境において優れた割れ抵抗性
を有する、耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス
鋼継目無鋼管を提供することができる。
ガス井など厳しい環境下で使用できる耐ＣＯ2 腐食性に
優れ、かつＨ2 Ｓを含む環境において優れた割れ抵抗性
を有する、耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス
鋼継目無鋼管を提供することができる。
【図１】１８０℃人工海水中での腐食におよぼすＣ，Ｎ
の影響を示す。
の影響を示す。
【図２】熱間での絞り値におよぼす添加元素量の影響を
示す。
示す。
【図３】耐ＣＯ2 腐食性、熱間加工性におよぼすＣｕ量
の影響を示す。
の影響を示す。
【図４】Ｈ2 Ｓを含む環境中で割れ感受性におよぼすＭ
ｏ量の影響を示す。
ｏ量の影響を示す。
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：２．４〜６％、 Ｃｕ：０．２〜４％、 Ｍｏ：０．５〜３％、 Ａｌ≦０．０６％、 Ｎ ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、 Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎｉ％＋０．３・Ｃ
ｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍｏ％≧−１０．５ を満足し、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室温まで空冷以上の速度で冷却し
た後、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼戻し処理することを
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％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：２．４〜６％、 Ｃｕ：０．２〜４％、 Ｍｏ：０．５〜３％、 Ａｌ≦０．０６％、 Ｎ ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、 Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎｉ％＋０．３・Ｃ
ｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍｏ％≧−１０．５ を満足し、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室温まで空冷以上の速度で冷却し
た後、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ3 変態点の温度に加熱し続い
て室温まで空冷以上の速度で冷却し、しかる後、Ａｃ1
変態点以下の温度で焼戻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３】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：２．４〜６％、 Ｃｕ：０．２〜４％、 Ｍｏ：０．５〜３％、 Ａｌ≦０．０６％、 Ｎ ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、 Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎｉ％＋０．３・Ｃ
ｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍｏ％≧−１０．５ を満足し、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室温まで空冷以上の速度で冷却し
た後、Ａｃ3 変態点＋１０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃
の温度に加熱し続いて室温まで空冷以上の速度で冷却
し、しかる後、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼戻し処理す
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４】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：２．４〜６％、 Ｃｕ：０．２〜４％、 Ｍｏ：０．５〜３％、 Ａｌ≦０．０６％、 Ｎ ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、 Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎｉ％＋０．３・Ｃ
ｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍｏ％≧−１０．５ を満足し、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室温まで空冷以上の速度で冷却し
た後、Ａｃ3 変態点＋１０℃〜Ａｃ3 変態点＋２００℃
の温度に加熱し続いて室温まで空冷以上の速度で冷却
し、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ3 変態点の温度に加熱し続いて
室温まで空冷以上の速度で冷却し、しかる後、Ａｃ1 変
態点以下の温度で焼戻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５】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：２．４〜６％、 Ｃｕ：０．２〜４％、 Ｍｏ：０．５〜３％、 Ａｌ≦０．０６％、 Ｎ ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、 Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎｉ％＋０．３・Ｃ
ｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍｏ％≧−１０．５ を満足しさらに、 Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種または２種以上を０．００１
〜０．１％含有し、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室温まで空冷以上の速度
で冷却した後、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼戻し処理す
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６】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：２．４〜６％、 Ｃｕ：０．２〜４％、 Ｍｏ：０．５〜３％、 Ａｌ≦０．０６％、 Ｎ ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、 Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎｉ％＋０．３・Ｃ
ｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍｏ％≧−１０．５ を満足しさらに、 Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種または２種以上を０．００１
〜０．１％含有し、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室温まで空冷以上の速度
で冷却した後、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ3 変態点の温度に加
熱し続いて室温まで空冷以上の速度で冷却し、しかる
後、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼戻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７】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：２．４〜６％、 Ｃｕ：０．２〜４％、 Ｍｏ：０．５〜３％、 Ａｌ≦０．０６％、 Ｎ ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、 Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎｉ％＋０．３・Ｃ
ｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍｏ％≧−１０．５ を満足しさらに、 Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種または２種以上を０．００１
〜０．１％含有し、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室温まで空冷以上の速度
で冷却した後、Ａｃ3 変態点＋１０℃〜Ａｃ3 変態点＋
２００℃の温度に加熱し続いて室温まで空冷以上の速度
で冷却し、しかる後、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻し
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８】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ≦０．５０％、 Ｍｎ≦１．０％、 Ｐ ≦０．０３％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１７％、 Ｎｉ：２．４〜６％、 Ｃｕ：０．２〜４％、 Ｍｏ：０．５〜３％、 Ａｌ≦０．０６％、 Ｎ ：０．０１〜０．１％を含有し、かつ、 Ｎｉeq＝４０・Ｃ％＋３４・Ｎ％＋Ｎｉ％＋０．３・Ｃ
ｕ％−１．１・Ｃｒ％−１．８・Ｍｏ％≧−１０．５ を満足しさらに、 Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種または２種以上を０．００１
〜０．１％含有し、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室温まで空冷以上の速度
で冷却した後、Ａｃ3 変態点＋１０℃〜Ａｃ3 変態点＋
２００℃の温度に加熱し続いて室温まで空冷以上の速度
で冷却し、Ａｃ1 変態点〜Ａｃ3 変態点の温度に加熱し
続いて室温まで空冷以上の速度で冷却し、しかる後、Ａ
ｃ1 変態点以下の温度で焼戻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 |
|---|---|---|---|
| JP07685195A JP3814836B2 (ja) | 1994-08-23 | 1995-03-31 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP6-198610 | 1994-08-23 | ||
| JP19861094 | 1994-08-23 | ||
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1995
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