JP2002030392A - 耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法Info
- Publication number
- JP2002030392A JP2002030392A JP2000213215A JP2000213215A JP2002030392A JP 2002030392 A JP2002030392 A JP 2002030392A JP 2000213215 A JP2000213215 A JP 2000213215A JP 2000213215 A JP2000213215 A JP 2000213215A JP 2002030392 A JP2002030392 A JP 2002030392A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- corrosion resistance
- stainless steel
- martensitic stainless
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 ガス・石油等の産出・輸送用の油井管やライ
ンパイプ、あるいはプラント用鋼として最適な耐ＳＣＣ
性、耐ＣＯ2 耐食性、耐全面腐食性に優れた高Ｃｒマル
テンサイトステンレス鋼およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％
以下、Ｃｒ：９．０〜１５．０％、Ｎｉ：３．０〜８．
０％、Ｍｏ：０．５〜３％、Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：
０．０５％以下を含有し、それらの成分間の所定関係式
を満足し、かつその金属組織が５％以上の残留オーステ
ナイトとマルテンサイトあるいは焼き戻しマルテンサイ
トからなる複相組織である耐食性に優れた高Ｃｒマルテ
ンサイトステンレス鋼。
ンパイプ、あるいはプラント用鋼として最適な耐ＳＣＣ
性、耐ＣＯ2 耐食性、耐全面腐食性に優れた高Ｃｒマル
テンサイトステンレス鋼およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％
以下、Ｃｒ：９．０〜１５．０％、Ｎｉ：３．０〜８．
０％、Ｍｏ：０．５〜３％、Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：
０．０５％以下を含有し、それらの成分間の所定関係式
を満足し、かつその金属組織が５％以上の残留オーステ
ナイトとマルテンサイトあるいは焼き戻しマルテンサイ
トからなる複相組織である耐食性に優れた高Ｃｒマルテ
ンサイトステンレス鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主にエネルギー分
野で使用されるガス・石油等の産出・輸送用の油井管や
ラインパイプ、あるいはプラント用鋼として最適な耐食
性に優れたステンレス鋼、その製造方法および耐食鋼管
製品に関する。
野で使用されるガス・石油等の産出・輸送用の油井管や
ラインパイプ、あるいはプラント用鋼として最適な耐食
性に優れたステンレス鋼、その製造方法および耐食鋼管
製品に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、炭酸ガス（ＣＯ2 ）を大量に含む
ガスや油を生産するガス井あるいは油井が開発され、ま
た、それらのガスや油を回収率を向上するために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
のような材料の腐食性が激しい環境下で使用される鋼管
の材料としては、ＡＩＳＩ ４２０鋼に代表されるよう
な耐ＣＯ2 腐食性に優れた１３％Ｃｒ鋼が使用されてい
る。しかし、この１３％Ｃｒ鋼は硫化水素を含有する環
境下で生じる硫化水素応力割れ（ＳＳＣ）感受性が高い
ため、この耐ＳＳＣ性の向上も含めた総合的な耐食性に
優れた材料の開発が望まれている また、地表に出た後の配管であるラインパイプは溶接で
接合されるために、溶接性を考慮していない油井管用材
料は一般には使用できない。従って、止むなくさらに高
価な二相ステンレス鋼からなるラインパイプが使用され
ている。しかし、経済性の観点から１３％Ｃｒ程度の材
料をラインパイプに使用できるようにすることが望まれ
ている。
ガスや油を生産するガス井あるいは油井が開発され、ま
た、それらのガスや油を回収率を向上するために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
のような材料の腐食性が激しい環境下で使用される鋼管
の材料としては、ＡＩＳＩ ４２０鋼に代表されるよう
な耐ＣＯ2 腐食性に優れた１３％Ｃｒ鋼が使用されてい
る。しかし、この１３％Ｃｒ鋼は硫化水素を含有する環
境下で生じる硫化水素応力割れ（ＳＳＣ）感受性が高い
ため、この耐ＳＳＣ性の向上も含めた総合的な耐食性に
優れた材料の開発が望まれている また、地表に出た後の配管であるラインパイプは溶接で
接合されるために、溶接性を考慮していない油井管用材
料は一般には使用できない。従って、止むなくさらに高
価な二相ステンレス鋼からなるラインパイプが使用され
ている。しかし、経済性の観点から１３％Ｃｒ程度の材
料をラインパイプに使用できるようにすることが望まれ
ている。
【０００３】１３％Ｃｒ鋼をラインパイプとして実用化
させるために必要とされる重要な要素は、１）予熱なし
で溶接可能な良溶接性を有すること、２）ラインパイプ
の使用温度において耐ＣＯ2 腐食性と微量のＨ2 Ｓに対
する耐硫化物応力割れ（ＳＳＣ）性とを有すること、
３）溶接材料として使用されることが多い二相ステンレ
ス鋼よりも材料強度を低く抑えることが出来ること、で
ある。これらの技術課題に対応するために、例えば特開
平９−２５６１１５公報には、溶接性向上のためにＣを
低減させ、耐ＣＯ2 腐食性の向上のためにＣｒ、Ｃｕ、
Ｎｉ、耐ＳＣＣ性の向上のためにＭｏをそれぞれ適量含
有するとともに、適度に強度を低下するためにフェライ
ト及びオーステナイト形成元素のバランスを調整し、か
つ、組織中に残留オーステナイト相を１０％以上含有さ
せる高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方
法が開示されている。
させるために必要とされる重要な要素は、１）予熱なし
で溶接可能な良溶接性を有すること、２）ラインパイプ
の使用温度において耐ＣＯ2 腐食性と微量のＨ2 Ｓに対
する耐硫化物応力割れ（ＳＳＣ）性とを有すること、
３）溶接材料として使用されることが多い二相ステンレ
ス鋼よりも材料強度を低く抑えることが出来ること、で
ある。これらの技術課題に対応するために、例えば特開
平９−２５６１１５公報には、溶接性向上のためにＣを
低減させ、耐ＣＯ2 腐食性の向上のためにＣｒ、Ｃｕ、
Ｎｉ、耐ＳＣＣ性の向上のためにＭｏをそれぞれ適量含
有するとともに、適度に強度を低下するためにフェライ
ト及びオーステナイト形成元素のバランスを調整し、か
つ、組織中に残留オーステナイト相を１０％以上含有さ
せる高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方
法が開示されている。
【０００４】さらに特開平９−２６８３４９公報では、
焼き戻しマルテンサイト相にオーステナイト相を２０％
以上の分率で混在させることにより特に耐ＳＳＣ性を向
上させた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製
造方法が開示されている。しかしながら、近年、Ｈ2 Ｓ
の濃度の高く、材料の硫化物応力割れ（ＳＳＣ）が激し
い環境下で、材料を使用する場合が増えてきており、従
来の材料以上の耐硫化物応力割れ（ＳＳＣ）性を有する
材料が求められている。
焼き戻しマルテンサイト相にオーステナイト相を２０％
以上の分率で混在させることにより特に耐ＳＳＣ性を向
上させた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製
造方法が開示されている。しかしながら、近年、Ｈ2 Ｓ
の濃度の高く、材料の硫化物応力割れ（ＳＳＣ）が激し
い環境下で、材料を使用する場合が増えてきており、従
来の材料以上の耐硫化物応力割れ（ＳＳＣ）性を有する
材料が求められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な従来の問題に鑑みて、主にエネルギー分野で使用され
るガス・石油等の産出・輸送用の油井管やラインパイ
プ、あるいはプラント用鋼として最適な耐ＳＣＣ性、耐
ＣＯ2 耐食性、耐全面腐食性に優れた高Ｃｒマルテンサ
イトステンレス鋼およびその製造方法および耐食鋼管を
提供することを目的とする。
な従来の問題に鑑みて、主にエネルギー分野で使用され
るガス・石油等の産出・輸送用の油井管やラインパイ
プ、あるいはプラント用鋼として最適な耐ＳＣＣ性、耐
ＣＯ2 耐食性、耐全面腐食性に優れた高Ｃｒマルテンサ
イトステンレス鋼およびその製造方法および耐食鋼管を
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】本発明者らは種々の実験
を行い鋭意検討した結果、以下のような知見を得た。即
ち、本発明者らの検討の結果によれば、典型的なライン
パイプの使用環境である６０〜１２０℃において耐ＣＯ
2 腐食性を良好とするためには、鋼中にＣｒを９％以上
含有させることが有効であり、また耐ＳＳＣ性の向上の
ためには、Ｍｏ量を一定量以上添加する必要がある。さ
らに、当該腐食環境での本発明鋼種のＳＳＣは、孔食起
点の水素脆化型であるため、５％以上の残留オーステナ
イト相及びＴｉ、Ｖの炭窒化物により、孔食の修復まで
の間水素をトラップすることが、一層の耐ＳＳＣ性向上
に有効であることを見出した。
を行い鋭意検討した結果、以下のような知見を得た。即
ち、本発明者らの検討の結果によれば、典型的なライン
パイプの使用環境である６０〜１２０℃において耐ＣＯ
2 腐食性を良好とするためには、鋼中にＣｒを９％以上
含有させることが有効であり、また耐ＳＳＣ性の向上の
ためには、Ｍｏ量を一定量以上添加する必要がある。さ
らに、当該腐食環境での本発明鋼種のＳＳＣは、孔食起
点の水素脆化型であるため、５％以上の残留オーステナ
イト相及びＴｉ、Ｖの炭窒化物により、孔食の修復まで
の間水素をトラップすることが、一層の耐ＳＳＣ性向上
に有効であることを見出した。
【０００７】また、材料の熱間加工性、耐溶接割れ性、
溶接熱影響部の靱性などを考慮すると、フェライト相を
含有しないマルテンサイト相（高温では完全オーステナ
イト相）としなければならず、そのためにはＮｉ等のオ
ーステナイト形成元素の添加が必要となる。一方、この
様な鋼では、ＡＣ1 点が低い上に、焼き戻し軟化抵抗が
極めて大きい。従って、一般的には、母材強度が高くな
り、それと溶接金属の強度がアンダーマッチとならない
ように調質するためにも、残留オーステナイト相を活用
することが有効である。
溶接熱影響部の靱性などを考慮すると、フェライト相を
含有しないマルテンサイト相（高温では完全オーステナ
イト相）としなければならず、そのためにはＮｉ等のオ
ーステナイト形成元素の添加が必要となる。一方、この
様な鋼では、ＡＣ1 点が低い上に、焼き戻し軟化抵抗が
極めて大きい。従って、一般的には、母材強度が高くな
り、それと溶接金属の強度がアンダーマッチとならない
ように調質するためにも、残留オーステナイト相を活用
することが有効である。
【０００８】本発明は以上の知見に基づいてなされたも
のであって、その主旨とするところは以下の通りであ
る。 （１）質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１％以
下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０
１％以下、Ｃｒ：９．０〜１５．０％、Ｎｉ：３．０〜
８．０％、Ｍｏ：０．５〜３％、Ｖ：０．０１〜０．３
％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．２％以下、
Ｎ：０．０５％以下を含有するとともに、それらの成分
間にＣ含有量に応じて下記式、Ｃ≧０．０２％の時、 ＩＰＳ＝４０Ｃ＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ あるいは、Ｃ＞０．０２％の時、 ＩＰＳ＝０．８＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ を満足する関係があって、かつ残部が鉄及び不可避的不
純物からなり、更にその金属組織が５％以上の残留オー
ステナイトとマルテンサイトあるいは焼き戻しマルテン
サイトからなる複相組織であることを特徴とする耐食性
に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼。 （２）前記金属組織中の残留オーステナイト分率が５％
以上１５％未満であることを特徴とする上記（１）に記
載の耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス
鋼。 （３）さらに、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｚｒ：０．
２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％
以下の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とす
る上記（１）または（２）に記載の耐食性に優れた高Ｃ
ｒマルテンサイトステンレス鋼。 （４）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔａ：
０．１５％以下、Ｍｇ：０．００６％以下、Ｂ：０．０
００５〜０．０３％の１種あるいは２種以上を含有する
ことを特徴とする上記（１）から（３）のうちの何れか
１項に記載の耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステ
ンレス鋼。 （５）上記（１）〜（４）のいずれかの項に記載の高Ｃ
ｒマルテンサイトステンレス鋼を製管加工して得たこと
を特徴とする耐食鋼管。 （６）上記（１）、（３）、（４）の何れかに記載の化
学成分を有する鋼片を、熱間加工後直ちに、またはＡｃ
３変態点以上に再加熱して冷却し、その後Ａｃ1点〜Ａ
ｃ1 点＋１５０℃の範囲の温度に加熱して冷却し、さら
にその後Ａｃ1 点−１０℃〜Ａｃ1 点＋６０℃の範囲の
温度に加熱して冷却することを特徴とする耐食性に優れ
た高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼の製造方法。
のであって、その主旨とするところは以下の通りであ
る。 （１）質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１％以
下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０
１％以下、Ｃｒ：９．０〜１５．０％、Ｎｉ：３．０〜
８．０％、Ｍｏ：０．５〜３％、Ｖ：０．０１〜０．３
％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．２％以下、
Ｎ：０．０５％以下を含有するとともに、それらの成分
間にＣ含有量に応じて下記式、Ｃ≧０．０２％の時、 ＩＰＳ＝４０Ｃ＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ あるいは、Ｃ＞０．０２％の時、 ＩＰＳ＝０．８＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ を満足する関係があって、かつ残部が鉄及び不可避的不
純物からなり、更にその金属組織が５％以上の残留オー
ステナイトとマルテンサイトあるいは焼き戻しマルテン
サイトからなる複相組織であることを特徴とする耐食性
に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼。 （２）前記金属組織中の残留オーステナイト分率が５％
以上１５％未満であることを特徴とする上記（１）に記
載の耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス
鋼。 （３）さらに、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｚｒ：０．
２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％
以下の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とす
る上記（１）または（２）に記載の耐食性に優れた高Ｃ
ｒマルテンサイトステンレス鋼。 （４）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔａ：
０．１５％以下、Ｍｇ：０．００６％以下、Ｂ：０．０
００５〜０．０３％の１種あるいは２種以上を含有する
ことを特徴とする上記（１）から（３）のうちの何れか
１項に記載の耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステ
ンレス鋼。 （５）上記（１）〜（４）のいずれかの項に記載の高Ｃ
ｒマルテンサイトステンレス鋼を製管加工して得たこと
を特徴とする耐食鋼管。 （６）上記（１）、（３）、（４）の何れかに記載の化
学成分を有する鋼片を、熱間加工後直ちに、またはＡｃ
３変態点以上に再加熱して冷却し、その後Ａｃ1点〜Ａ
ｃ1 点＋１５０℃の範囲の温度に加熱して冷却し、さら
にその後Ａｃ1 点−１０℃〜Ａｃ1 点＋６０℃の範囲の
温度に加熱して冷却することを特徴とする耐食性に優れ
た高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下に、本発明鋼の鋼成分の作用
効果とそれらの含有量の限定理由について述べる。以下
％はいずれも質量％である。 Ｃ：Ｃは鋼の強度増加に対し有効な元素であり、且つ強
力なオーステナイト形成元素であって、δフェライト相
の形成を抑制する効果がある。しかし、多すぎるとＣｒ
と炭化物を形成して耐食性を損なう。また溶接される場
合には、溶接熱影響部の硬さを低く抑えて耐ＳＳＣ性を
向上させるために低Ｃ化が必要で０．０５％以下に制限
する。特にラインパイプに使用される場合には望ましく
は０．０２％以下に制限すると良い。下限は必ずしも明
らかではないが、０．００１％でもまたδフェライト相
の形成抑制に有効である。
効果とそれらの含有量の限定理由について述べる。以下
％はいずれも質量％である。 Ｃ：Ｃは鋼の強度増加に対し有効な元素であり、且つ強
力なオーステナイト形成元素であって、δフェライト相
の形成を抑制する効果がある。しかし、多すぎるとＣｒ
と炭化物を形成して耐食性を損なう。また溶接される場
合には、溶接熱影響部の硬さを低く抑えて耐ＳＳＣ性を
向上させるために低Ｃ化が必要で０．０５％以下に制限
する。特にラインパイプに使用される場合には望ましく
は０．０２％以下に制限すると良い。下限は必ずしも明
らかではないが、０．００１％でもまたδフェライト相
の形成抑制に有効である。
【００１０】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸のために添加する。しか
し、添加量が１．０％超では低温靱性が劣化するため上
限は１．０％とする。 Ｍｎ：Ｍｎは粒界強度を低下させ、腐食環境下での割れ
抵抗性を損なう元素である。しかし、ＭｎＳを形成して
Ｓの無害化を進め、またオーステナイト単相化に有効な
元素でもあるので添加する。しかし、３．０％を越える
と靱性の劣化が著しいのでＭｎの上限は３．０％とす
る。
し、添加量が１．０％超では低温靱性が劣化するため上
限は１．０％とする。 Ｍｎ：Ｍｎは粒界強度を低下させ、腐食環境下での割れ
抵抗性を損なう元素である。しかし、ＭｎＳを形成して
Ｓの無害化を進め、またオーステナイト単相化に有効な
元素でもあるので添加する。しかし、３．０％を越える
と靱性の劣化が著しいのでＭｎの上限は３．０％とす
る。
【００１１】Ｐ：Ｐは不純物元素として鋼中に存在し、
粒界に偏析して粒界強度を弱め、耐ＳＳＣ性及び低温靱
性を低下させるので上限を０．０３％とする。 Ｓ：Ｓも不純物元素として鋼中に存在し、鋼を脆化さ
せ、また耐食性にも悪影響があるため上限を０．０１％
とする。 Ｃｒ：Ｃｒは炭酸ガス腐食を低減させる最も重要な元素
である。９％未満の添加では十分な耐食性が得られず、
一方、１５％を超えるとδフェライト相が生成しやすく
なるので９．０〜１５．０％とした。
粒界に偏析して粒界強度を弱め、耐ＳＳＣ性及び低温靱
性を低下させるので上限を０．０３％とする。 Ｓ：Ｓも不純物元素として鋼中に存在し、鋼を脆化さ
せ、また耐食性にも悪影響があるため上限を０．０１％
とする。 Ｃｒ：Ｃｒは炭酸ガス腐食を低減させる最も重要な元素
である。９％未満の添加では十分な耐食性が得られず、
一方、１５％を超えるとδフェライト相が生成しやすく
なるので９．０〜１５．０％とした。
【００１２】Ｎｉ：Ｎｉは強力なオーステナイト形成元
素であるので、マルテンサイト組織の実現、残留オース
テナイト相の生成、熱間加工性の向上に有用である。さ
らに、溶接される場合には溶接熱影響部の靱性を高める
効果がある。含有量が３％未満ではこれらの効果が十分
でなく、８％を超えるとＡＣ１変態点が低く成りすぎ、
調質が困難になるためその範囲を３〜８％とした。特
に、高い耐ＳＳＣ性を要求される場合にはＭｏ含有量を
高くするため、相バランスの観点から５％以上が望まし
い。
素であるので、マルテンサイト組織の実現、残留オース
テナイト相の生成、熱間加工性の向上に有用である。さ
らに、溶接される場合には溶接熱影響部の靱性を高める
効果がある。含有量が３％未満ではこれらの効果が十分
でなく、８％を超えるとＡＣ１変態点が低く成りすぎ、
調質が困難になるためその範囲を３〜８％とした。特
に、高い耐ＳＳＣ性を要求される場合にはＭｏ含有量を
高くするため、相バランスの観点から５％以上が望まし
い。
【００１３】Ｍｏ：Ｍｏは耐ＳＳＣ性を顕著に改善する
効果を有するが、０．５％未満では効果が十分ではな
く、３％を超えるとδフェライト相を生成し易くするの
で、添加量は０．５〜３％とした。なお、硫化水素分圧
が高い場合には２％以上添加することが望ましい。 Ｔｉ、Ｖ：これらの元素は耐ＳＳＣ性向上のために添加
される。鋼中で炭窒化物を形成し、残留オーステナイト
と同様に水素トラップサイトとなって、水素脆性を抑制
する。Ｔｉ、Ｖの添加により、良好な耐ＳＳＣ性を得る
ために必要な最低残留オーステナイト量は５％と低く抑
える事が可能となる。それぞれ、０．０１％未満ではそ
の効果が十分でなく、０．３％を超えると靱性を損なう
ため、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．
３％、の添加範囲とする。
効果を有するが、０．５％未満では効果が十分ではな
く、３％を超えるとδフェライト相を生成し易くするの
で、添加量は０．５〜３％とした。なお、硫化水素分圧
が高い場合には２％以上添加することが望ましい。 Ｔｉ、Ｖ：これらの元素は耐ＳＳＣ性向上のために添加
される。鋼中で炭窒化物を形成し、残留オーステナイト
と同様に水素トラップサイトとなって、水素脆性を抑制
する。Ｔｉ、Ｖの添加により、良好な耐ＳＳＣ性を得る
ために必要な最低残留オーステナイト量は５％と低く抑
える事が可能となる。それぞれ、０．０１％未満ではそ
の効果が十分でなく、０．３％を超えると靱性を損なう
ため、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．
３％、の添加範囲とする。
【００１４】Ａｌ：Ａｌは脱酸のために添加する。しか
し、０．２０％超では鋼の清浄度を下げ、低温靱性劣化
の原因となるためＡｌは０．２０％以下とする。 Ｎ：Ｎは除去不可能な元素として鋼中に残存する元素で
あるが、本発明では、ＴｉやＶとともに鋼中で炭窒化物
を形成し、水素トラップサイトとなって耐ＳＳＣ性向上
させる。しかし、０．０５％を超えると低温靱性劣化が
著しいので、上限を０．０５％とした。
し、０．２０％超では鋼の清浄度を下げ、低温靱性劣化
の原因となるためＡｌは０．２０％以下とする。 Ｎ：Ｎは除去不可能な元素として鋼中に残存する元素で
あるが、本発明では、ＴｉやＶとともに鋼中で炭窒化物
を形成し、水素トラップサイトとなって耐ＳＳＣ性向上
させる。しかし、０．０５％を超えると低温靱性劣化が
著しいので、上限を０．０５％とした。
【００１５】本発明は、上記のような成分を主要成分と
して含有するものであり、後述するように鋼組織を５％
以上の残留オーステナイト相とマルテンサイト相及び焼
き戻しマルテンサイト相からなる複相組織とすることに
より、良好な耐ＣＯ2 腐食性と耐ＳＳＣ性、更には全面
腐食性が得られる。しかし、本発明で規定する上記成分
中でＮｉ等のオーステナイト形成元素に対してＣｒ、Ｍ
ｏ等のフェライト形成元素の含有量が多くなると、溶接
熱影響部にフェライト相が生成して低温靱性が低下した
り、冷間割れが発生したり、熱間加工性も低下する。従
って、これらの元素の適切な組み合わせを考える必要が
ある。従来の知見からＣ、Ｎ、Ｎｉはフェライト相の形
成を抑制し、Ｃｒ、Ｍｏは促進する。そこで、各元素濃
度を種々変化させた鋼を溶製し、実験的にその寄与率を
決定した。その結果、Ｃ≧０．０２％の時には、 ＩＰＳ＝４０Ｃ＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ あるいは、Ｃ＜０．０２％の時には、 ＩＰＳ＝０．８＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ の式を満足すれば、金属組織中にフェライト相は生成せ
ず、冷却ままの状態でマルテンサイト単相となることが
判った。すなわち、本発明では、上記の理由でＣ、Ｎ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏをさらに、この関係を満足させる必要
がある。なお、本発明で規定するＩＰＳとはδフェライ
ト形成能を意味する。
して含有するものであり、後述するように鋼組織を５％
以上の残留オーステナイト相とマルテンサイト相及び焼
き戻しマルテンサイト相からなる複相組織とすることに
より、良好な耐ＣＯ2 腐食性と耐ＳＳＣ性、更には全面
腐食性が得られる。しかし、本発明で規定する上記成分
中でＮｉ等のオーステナイト形成元素に対してＣｒ、Ｍ
ｏ等のフェライト形成元素の含有量が多くなると、溶接
熱影響部にフェライト相が生成して低温靱性が低下した
り、冷間割れが発生したり、熱間加工性も低下する。従
って、これらの元素の適切な組み合わせを考える必要が
ある。従来の知見からＣ、Ｎ、Ｎｉはフェライト相の形
成を抑制し、Ｃｒ、Ｍｏは促進する。そこで、各元素濃
度を種々変化させた鋼を溶製し、実験的にその寄与率を
決定した。その結果、Ｃ≧０．０２％の時には、 ＩＰＳ＝４０Ｃ＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ あるいは、Ｃ＜０．０２％の時には、 ＩＰＳ＝０．８＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ の式を満足すれば、金属組織中にフェライト相は生成せ
ず、冷却ままの状態でマルテンサイト単相となることが
判った。すなわち、本発明では、上記の理由でＣ、Ｎ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏをさらに、この関係を満足させる必要
がある。なお、本発明で規定するＩＰＳとはδフェライ
ト形成能を意味する。
【００１６】また、以上の組成と金属組織をベースとし
て、さらに耐ＣＯ2 腐食性、耐ＳＳＣ性、あるいは溶接
性や靱性、熱間加工性を改善するために、以下に述べる
元素の１種以上を選択的に添加することができる。 Ｃｕ：ＣｕはＮｉと共存して耐ＣＯ2 腐食性を向上し、
耐孔食性も高めるので添加させることが出来る。添加量
が多い方が耐食性向上効果も大きいが、２．０％を超え
て添加すると熱間加工性を低下させるため、上限を２．
０％とした。
て、さらに耐ＣＯ2 腐食性、耐ＳＳＣ性、あるいは溶接
性や靱性、熱間加工性を改善するために、以下に述べる
元素の１種以上を選択的に添加することができる。 Ｃｕ：ＣｕはＮｉと共存して耐ＣＯ2 腐食性を向上し、
耐孔食性も高めるので添加させることが出来る。添加量
が多い方が耐食性向上効果も大きいが、２．０％を超え
て添加すると熱間加工性を低下させるため、上限を２．
０％とした。
【００１７】Ｚｒ：耐ＳＳＣ性に有害なＰとの間で安定
な化合物を形成し、固溶Ｐを低減することで実質的な低
Ｐ化を図り耐ＳＳＣ性向上に寄与する。ただし、多すぎ
ると粗大な酸化物の形成により靱性及び耐ＳＳＣ性を低
下させるので、上限を０．２％とした。あまり少量では
効果が無いが、０．０１％以上あれば十分な有効であ
る。
な化合物を形成し、固溶Ｐを低減することで実質的な低
Ｐ化を図り耐ＳＳＣ性向上に寄与する。ただし、多すぎ
ると粗大な酸化物の形成により靱性及び耐ＳＳＣ性を低
下させるので、上限を０．２％とした。あまり少量では
効果が無いが、０．０１％以上あれば十分な有効であ
る。
【００１８】Ｃａ、ＲＥＭ：介在物を球状化させて無害
化するのに有効な元素である。しかし、多すぎると介在
物を増加させて低温靱性、耐ＳＳＣ性を低下させるの
で、各々０．０１％、０．０２％を上限とした。少なす
ぎるとその効果がないが、いずれかを０．００１％以上
含有していれば十分有効である。 Ｎｂ、Ｔａ：これらの元素は何れも炭化物形成元素であ
り、溶接熱影響部の硬さを低下させるのに有効である
が、多く含有させても効果は飽和するので含有量の上限
をそれぞれ０．１％、０．１５％とした。
化するのに有効な元素である。しかし、多すぎると介在
物を増加させて低温靱性、耐ＳＳＣ性を低下させるの
で、各々０．０１％、０．０２％を上限とした。少なす
ぎるとその効果がないが、いずれかを０．００１％以上
含有していれば十分有効である。 Ｎｂ、Ｔａ：これらの元素は何れも炭化物形成元素であ
り、溶接熱影響部の硬さを低下させるのに有効である
が、多く含有させても効果は飽和するので含有量の上限
をそれぞれ０．１％、０．１５％とした。
【００１９】Ｍｇ：酸化物の形で分散し、溶接熱影響部
の粒成長を抑えて靱性の低下を抑制する。少なすぎると
効果がなく、過剰に添加すると粗大な酸化物の形成によ
り靱性を低下させる。従って、Ｍｇを添加する場合の適
正範囲は０．０００５％〜０．００６％とした。 Ｂ：Ｂも熱間加工性改善に有効な元素であり、必要に応
じて０．０００５％以上を添加するが、添加量が多いと
溶接割れを起こすため上限を０．０３％とした。
の粒成長を抑えて靱性の低下を抑制する。少なすぎると
効果がなく、過剰に添加すると粗大な酸化物の形成によ
り靱性を低下させる。従って、Ｍｇを添加する場合の適
正範囲は０．０００５％〜０．００６％とした。 Ｂ：Ｂも熱間加工性改善に有効な元素であり、必要に応
じて０．０００５％以上を添加するが、添加量が多いと
溶接割れを起こすため上限を０．０３％とした。
【００２０】次に本発明における金属組織の限定理由に
ついて以下に述べる。従来のマルテンサイト系ステンレ
ス鋼の最終的な金属組織は、焼き戻しマルテンサイト均
一組織である。これに対して、本発明の組織では、耐Ｓ
ＳＣ性を向上させるために、上述のＶやＴｉの炭窒化物
による水素トラップ機能と同様に、水素トラップ効果を
有する残留オーステナイト相を５％以上金属組織中に含
有させることを要件とする。
ついて以下に述べる。従来のマルテンサイト系ステンレ
ス鋼の最終的な金属組織は、焼き戻しマルテンサイト均
一組織である。これに対して、本発明の組織では、耐Ｓ
ＳＣ性を向上させるために、上述のＶやＴｉの炭窒化物
による水素トラップ機能と同様に、水素トラップ効果を
有する残留オーステナイト相を５％以上金属組織中に含
有させることを要件とする。
【００２１】本発明では、ＶやＴｉの炭窒化物による水
素トラップ効果が得られるために、より少量の残留オー
ステナイト相を金属組織中に含有させることで、これま
での残留オーステナイト含有マルテンサイト鋼と同等以
上の耐ＳＳＣ性を発現できるが、残留オーステナイト量
が５％未満では耐ＳＳＣ性の十分な改善効果が表れない
のでその下限を５％とした。また、その上限は、耐ＳＳ
Ｃ性の耐腐食性からは、特に限定する必要がないが、残
留オーステナイト相はあまり多量になると、Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｎｉなどの成分偏析が大きくなり、全面腐食量が若
干増加する傾向があるため、耐ＳＳＣ性と共に、全面腐
食性を確保するために金属組織中の残留オーステナイト
量を１５％未満にすることが好ましい。なお、ここで残
留オーステナイト量はオーステナイト相とマルテンサイ
ト相それぞれのＸ線回折線の回折ピーク強度比から決定
した値である。
素トラップ効果が得られるために、より少量の残留オー
ステナイト相を金属組織中に含有させることで、これま
での残留オーステナイト含有マルテンサイト鋼と同等以
上の耐ＳＳＣ性を発現できるが、残留オーステナイト量
が５％未満では耐ＳＳＣ性の十分な改善効果が表れない
のでその下限を５％とした。また、その上限は、耐ＳＳ
Ｃ性の耐腐食性からは、特に限定する必要がないが、残
留オーステナイト相はあまり多量になると、Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｎｉなどの成分偏析が大きくなり、全面腐食量が若
干増加する傾向があるため、耐ＳＳＣ性と共に、全面腐
食性を確保するために金属組織中の残留オーステナイト
量を１５％未満にすることが好ましい。なお、ここで残
留オーステナイト量はオーステナイト相とマルテンサイ
ト相それぞれのＸ線回折線の回折ピーク強度比から決定
した値である。
【００２２】本発明で上記の組織を得るためには、鋼片
を、鋳造のまま、または再加熱後、熱間加工した後直ち
に、またはＡｃ3 変態点以上に再加熱して冷却し、その
後ＡＣ1 点〜ＡＣ1 点＋１５０℃の温度範囲に加熱して
冷却し、さらにその後ＡＣ1点−１０℃〜ＡＣ1 点＋６
０℃の温度範囲に加熱して冷却することが必要である。
すなわち、最初のＡＣ1 点〜ＡＣ1 点＋１５０℃への加
熱により焼き戻しマルテンサイト相と残留オーステナイ
ト相の二相になる。ＡＣ1 点より低温ではオーステナイ
ト相が生成しないかあるいは生成しても少な過ぎ、ま
た、ＡＣ1 点＋１５０℃より高温では冷却途上でマルテ
ンサイト相に変態するオーステナイト相の量が多くな
り、残留するオーステナイト相が減少する。次に、二段
目のＡＣ1 点−１０℃〜ＡＣ1 点＋６０℃への加熱によ
り、最初の加熱後の冷却中に新たに生成したマルテンサ
イト相を焼戻すと共にオーステナイト相中の元素を濃縮
してオーステナイト相を安定化する。ＡＣ1 点−１０℃
より低温の焼戻しではマルテンサイト相の焼戻しを十分
に行うことが出来ない。一方、ＡＣ1 点＋６０℃より高
温に加熱すると、高温で新たに生成されるオーステナイ
ト相が多すぎて、最初の加熱で生成したオーステナイト
相中の元素濃度が希釈され、最初の加熱で生成したオー
ステナイト相も冷却中にマルテンサイト相に変態するよ
うになり、残留オーステナイト相が減少してしまうし、
焼き戻しされないマルテンサイト相が多くなりすぎてし
まう。加熱時間については特には指定しないが、１５〜
６０分程度が望ましい。ここで、ＡＣ1 点（℃）は、Ａ
Ｃ1 ＝８１２−２５×Ｎｉ−６７０×Ｃ＋３．４×Ｍｏ
で求められる。
を、鋳造のまま、または再加熱後、熱間加工した後直ち
に、またはＡｃ3 変態点以上に再加熱して冷却し、その
後ＡＣ1 点〜ＡＣ1 点＋１５０℃の温度範囲に加熱して
冷却し、さらにその後ＡＣ1点−１０℃〜ＡＣ1 点＋６
０℃の温度範囲に加熱して冷却することが必要である。
すなわち、最初のＡＣ1 点〜ＡＣ1 点＋１５０℃への加
熱により焼き戻しマルテンサイト相と残留オーステナイ
ト相の二相になる。ＡＣ1 点より低温ではオーステナイ
ト相が生成しないかあるいは生成しても少な過ぎ、ま
た、ＡＣ1 点＋１５０℃より高温では冷却途上でマルテ
ンサイト相に変態するオーステナイト相の量が多くな
り、残留するオーステナイト相が減少する。次に、二段
目のＡＣ1 点−１０℃〜ＡＣ1 点＋６０℃への加熱によ
り、最初の加熱後の冷却中に新たに生成したマルテンサ
イト相を焼戻すと共にオーステナイト相中の元素を濃縮
してオーステナイト相を安定化する。ＡＣ1 点−１０℃
より低温の焼戻しではマルテンサイト相の焼戻しを十分
に行うことが出来ない。一方、ＡＣ1 点＋６０℃より高
温に加熱すると、高温で新たに生成されるオーステナイ
ト相が多すぎて、最初の加熱で生成したオーステナイト
相中の元素濃度が希釈され、最初の加熱で生成したオー
ステナイト相も冷却中にマルテンサイト相に変態するよ
うになり、残留オーステナイト相が減少してしまうし、
焼き戻しされないマルテンサイト相が多くなりすぎてし
まう。加熱時間については特には指定しないが、１５〜
６０分程度が望ましい。ここで、ＡＣ1 点（℃）は、Ａ
Ｃ1 ＝８１２−２５×Ｎｉ−６７０×Ｃ＋３．４×Ｍｏ
で求められる。
【００２３】
【実施例】表１に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延
後、表２に示す熱処理により残留オーステナイトを含有
する金属組織に調整した。表２には残留オーステナイト
相分率、ＳＳＣ試験、及び全面腐食試験の結果を示す。
残留オーステナイト相分率はＸ線回折線強度の比から求
めた。
後、表２に示す熱処理により残留オーステナイトを含有
する金属組織に調整した。表２には残留オーステナイト
相分率、ＳＳＣ試験、及び全面腐食試験の結果を示す。
残留オーステナイト相分率はＸ線回折線強度の比から求
めた。
【００２４】ＳＳＣ試験（表２中のＳＳＣ）は、１００
％実降伏応力相当の押し込み量を与えた４点曲げ試験片
を、温度２５℃、大気圧下で、硫化水素ガスを１％及び
１０％含有する炭酸ガスとの混合ガスを平衡させた２０
重量％食塩水中に浸漬し、７２０時間後の割れ有無で判
定した。１０％硫化水素で割れなかったものを◎、１０
％では軽微の割れを被ったが１％では割れなかったもの
を○、１％硫化水素でも割れたものを×と示した。全面
腐食試験（表２中のＧＣ）は、硫化水素分圧０．００１
ＭＰａを含有する４ＭＰａの炭酸ガスと平衡させた２０
重量％食塩水中で、１０４℃の温度で１週間の浸漬試験
を行い、０．０２ｍｍ／ｙ以下の腐食速度のものに◎、
０．０２〜０．１ｍｍ／ｙの範囲の腐食速度のものに
○、０．１ｍｍ／ｙ以上の腐食速度となったものに×と
評価した。
％実降伏応力相当の押し込み量を与えた４点曲げ試験片
を、温度２５℃、大気圧下で、硫化水素ガスを１％及び
１０％含有する炭酸ガスとの混合ガスを平衡させた２０
重量％食塩水中に浸漬し、７２０時間後の割れ有無で判
定した。１０％硫化水素で割れなかったものを◎、１０
％では軽微の割れを被ったが１％では割れなかったもの
を○、１％硫化水素でも割れたものを×と示した。全面
腐食試験（表２中のＧＣ）は、硫化水素分圧０．００１
ＭＰａを含有する４ＭＰａの炭酸ガスと平衡させた２０
重量％食塩水中で、１０４℃の温度で１週間の浸漬試験
を行い、０．０２ｍｍ／ｙ以下の腐食速度のものに◎、
０．０２〜０．１ｍｍ／ｙの範囲の腐食速度のものに
○、０．１ｍｍ／ｙ以上の腐食速度となったものに×と
評価した。
【００２５】１１〜１４番の鋼は比較鋼で、１１番は化
学成分は特許範囲にあるが、圧延後の熱処理が不適切で
残留オーステナイト量が特許範囲外である。１２〜１４
番の鋼は化学成分が範囲外である。１〜１０番の本発明
鋼はいずれも、良好な耐ＳＳＣ性と耐全面腐食性を示し
た。比較鋼においてはいずれも、耐ＳＳＣ性が十分でな
く、本発明鋼の優位性が明らかである。
学成分は特許範囲にあるが、圧延後の熱処理が不適切で
残留オーステナイト量が特許範囲外である。１２〜１４
番の鋼は化学成分が範囲外である。１〜１０番の本発明
鋼はいずれも、良好な耐ＳＳＣ性と耐全面腐食性を示し
た。比較鋼においてはいずれも、耐ＳＳＣ性が十分でな
く、本発明鋼の優位性が明らかである。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【発明の効果】本発明により、特に耐ＳＳＣ性を向上さ
せた、耐食性に優れた高Ｃｒ合金鋼材、その製造方法及
び耐食鋼管製品を提供することが可能となり、効率的か
つ経済的なエネルギー産業の機器装置設計に寄与すると
ころ大である。
せた、耐食性に優れた高Ｃｒ合金鋼材、その製造方法及
び耐食鋼管製品を提供することが可能となり、効率的か
つ経済的なエネルギー産業の機器装置設計に寄与すると
ころ大である。
フロントページの続き (72)発明者 坂本 俊治 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 田村 眞市 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA12 AA13 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA20 AA21 AA22 AA31 AA33 AA35 AA36 AA39 AA40 CF02
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：
１％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：
０．０１％以下、Ｃｒ：９．０〜１５．０％、Ｎｉ：
３．０〜８．０％、Ｍｏ：０．５〜３％、Ｖ：０．０１
〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．２
％以下、Ｎ：０．０５％以下を含有するとともに、それ
らの成分間にＣ含有量に応じて下記式、 Ｃ≧０．０２％の時、 ＩＰＳ＝４０Ｃ＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ あるいは、 Ｃ＜０．０２％の時、 ＩＰＳ＝０．８＋３４Ｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ−１．１Ｃ
ｒ−１．８Ｍｏ≧−１０．５ を満足する関係があって、かつ残部が鉄及び不可避的不
純物からなり、更にその金属組織が５％以上の残留オー
ステナイトとマルテンサイトあるいは焼き戻しマルテン
サイトからなる複相組織であることを特徴とする耐食性
に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼。 - 【請求項２】 前記金属組織中の残留オーステナイト分
率が５％以上１５％未満であることを特徴とする請求項
１に記載の耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステン
レス鋼。 - 【請求項３】 さらに、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｚ
ｒ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：
０．０２％以下の１種あるいは２種以上を含有すること
を特徴とする請求項１または２記載の耐食性に優れた高
Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼。 - 【請求項４】 さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以
下、Ｔａ：０．１５％以下、Ｍｇ：０．００６％以下、
Ｂ：０．０００５〜０．０３％の１種あるいは２種以上
を含有することを特徴とする請求項１から３のうちの何
れか１項に記載の耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイト
ステンレス鋼。 - 【請求項５】 請求項１〜４の何れかの項に記載の高Ｃ
ｒマルテンサイトステンレス鋼を製管加工して得たこと
を特徴とする耐食鋼管。 - 【請求項６】 請求項１、３、４の何れかに記載の化学
成分を有する鋼片を、熱間加工後直ちに、またはＡｃ３
変態点以上に再加熱して冷却し、その後Ａｃ 1 点〜Ａｃ
1 点＋１５０℃の範囲の温度に加熱して冷却し、さらに
その後Ａｃ1点−１０℃〜Ａｃ1 点＋６０℃の範囲の温
度に加熱して冷却することを特徴とする耐食性に優れた
高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000213215A JP2002030392A (ja) | 2000-07-13 | 2000-07-13 | 耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000213215A JP2002030392A (ja) | 2000-07-13 | 2000-07-13 | 耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002030392A true JP2002030392A (ja) | 2002-01-31 |
Family
ID=18709006
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000213215A Withdrawn JP2002030392A (ja) | 2000-07-13 | 2000-07-13 | 耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002030392A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003087415A1 (fr) * | 2002-04-12 | 2003-10-23 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Procede de production d'acier martensitique inoxydable |
| WO2008117721A1 (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | ラインパイプ用ベンド管の製造方法およびラインパイプ用ベンド管 |
| JP2010242162A (ja) * | 2009-04-06 | 2010-10-28 | Jfe Steel Corp | 超臨界圧炭酸ガスインジェクション用Ｃｒ含有鋼管 |
| JP2010248543A (ja) * | 2009-04-13 | 2010-11-04 | Jfe Steel Corp | 超臨界圧炭酸ガスインジェクション用Ｃｒ含有鋼管 |
| EP1717328A4 (en) * | 2004-01-30 | 2012-03-28 | Jfe Steel Corp | TUBE MARTENSITIC STAINLESS STEEL |
| WO2016073218A1 (en) * | 2014-11-04 | 2016-05-12 | Dresser-Rand Company | Corrosion resistant metals and metal compositions |
-
2000
- 2000-07-13 JP JP2000213215A patent/JP2002030392A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003087415A1 (fr) * | 2002-04-12 | 2003-10-23 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Procede de production d'acier martensitique inoxydable |
| US7704338B2 (en) | 2002-04-12 | 2010-04-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method of manufacturing a martensitic stainless steel |
| EP1717328A4 (en) * | 2004-01-30 | 2012-03-28 | Jfe Steel Corp | TUBE MARTENSITIC STAINLESS STEEL |
| WO2008117721A1 (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | ラインパイプ用ベンド管の製造方法およびラインパイプ用ベンド管 |
| JP2008240021A (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用ベンド管の製造方法およびラインパイプ用ベンド管 |
| US8038811B2 (en) | 2007-03-26 | 2011-10-18 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Process for producing bent pipe for line pipe |
| JP2010242162A (ja) * | 2009-04-06 | 2010-10-28 | Jfe Steel Corp | 超臨界圧炭酸ガスインジェクション用Ｃｒ含有鋼管 |
| JP2010248543A (ja) * | 2009-04-13 | 2010-11-04 | Jfe Steel Corp | 超臨界圧炭酸ガスインジェクション用Ｃｒ含有鋼管 |
| WO2016073218A1 (en) * | 2014-11-04 | 2016-05-12 | Dresser-Rand Company | Corrosion resistant metals and metal compositions |
| CN107636187A (zh) * | 2014-11-04 | 2018-01-26 | 德雷瑟-兰德公司 | 耐腐蚀金属和金属组合物 |
| CN107636187B (zh) * | 2014-11-04 | 2020-03-17 | 德雷瑟-兰德公司 | 耐腐蚀金属和金属组合物 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3116156B2 (ja) | 耐食性および溶接性に優れた鋼管の製造方法 | |
| JP2000192196A (ja) | 油井用マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JPH11293384A (ja) | 耐炭酸ガス腐食性に優れた耐食鋼及び耐食油井管 | |
| JPS62253720A (ja) | 硫化物応力割れ抵抗性に優れた低合金高張力油井用鋼の製造方法 | |
| JP2001279392A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼および製造方法 | |
| JP2003003233A (ja) | 高強度鋼とその製造方法 | |
| JP3879723B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管およびその製造方法 | |
| JP2002212684A (ja) | 高温強度の高いマルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| US6136109A (en) | Method of manufacturing high chromium martensite steel pipe having excellent pitting resistance | |
| JP2002030392A (ja) | 耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JPWO2000068450A1 (ja) | 耐硫化物割れ性に優れた高強度油井用鋼材及びその製造方法 | |
| JP3941298B2 (ja) | 油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管 | |
| JP2010029941A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼管円周溶接継手の製造方法 | |
| JP2000160300A (ja) | 高耐食性を有する６５５Ｎｍｍ−２級低Ｃ高Ｃｒ合金油井管およびその製造方法 | |
| JP2002285281A (ja) | 耐炭酸ガス腐食性及び溶接部靭性に優れた低合金鋼及びラインパイプとその製造方法 | |
| JP2001026820A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた９５ｋｓｉグレードマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH0348261B2 (ja) | ||
| JPH07292445A (ja) | 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法ならびに溶接方法 | |
| JP3666388B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管 | |
| JP2000080416A (ja) | 溶接性および耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶接鋼管の製造方法 | |
| JPH09256115A (ja) | 耐サワー特性に優れた良溶接性マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2001107198A (ja) | 耐ｓｓｃ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプおよびその製造方法 | |
| JP2006068757A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼管円周溶接継手の製造方法 | |
| JP2001032047A (ja) | 高耐食性を有する８６２Ｎ／ｍｍ２級低Ｃ高Ｃｒ合金油井管およびその製造方法 | |
| JPH0387332A (ja) | 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20071002 |