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WO2011132765A1 - 溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Cr含有鋼管 - Google Patents

溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Cr含有鋼管 Download PDF

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WO2011132765A1
WO2011132765A1 PCT/JP2011/059891 JP2011059891W WO2011132765A1 WO 2011132765 A1 WO2011132765 A1 WO 2011132765A1 JP 2011059891 W JP2011059891 W JP 2011059891W WO 2011132765 A1 WO2011132765 A1 WO 2011132765A1
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WO
WIPO (PCT)
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steel pipe
corrosion cracking
stress corrosion
welding
phase
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2011/059891
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English (en)
French (fr)
Inventor
宮田　由紀夫
木村　光男
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to EP11772096.1A priority patent/EP2562284B1/en
Priority to CN2011800195748A priority patent/CN102859019A/zh
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention is suitable as a steel pipe for line pipe used in a pipeline for transporting crude oil or natural gas produced in an oil well or a gas well. It is related to Cr containing steel pipe, especially corrosion resistance in extremely severe corrosion environment (corrosion resistance) and welded heat affected zone (cemented zone stress corrosion resistance sigmoid stress corrosion resistance) to intergranular stress corrosion cracking or resistan On the improvement of e to IGSCC).
  • corrosion resistance extremely severe corrosion environment
  • welded heat affected zone cemented zone stress corrosion resistance sigmoid stress corrosion resistance
  • Pipelines for transporting crude oil and natural gas produced in such oil and gas fields have high strength, high toughness, excellent corrosion resistance, and laying of pipelines From the viewpoint of reducing the cost of laying, it is required to use a steel pipe that also has excellent weldability.
  • Patent Document 1 discloses that intergranular stress corrosion cracking (intergranular stress) occurs in a heat affected zone without performing post-weld heat treatment suitable for a line pipe.
  • a martensitic stainless steel pipe that can prevent corrosion cracking (abbreviated as IGSCC) and has excellent resistance to intergranular stress corrosion cracking at the weld heat-affected zone (martensitic stainless steel pipe).
  • the martensitic stainless steel pipe described in Patent Document 1 is mass%, C: less than 0.0100%, N: less than 0.0100%, Cr: 10-14%, Ni: 3-8%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.001 to 0.10%, and One or more selected from Cu: 4% or less, Co: 4% or less, Mo: 4% or less, W: 4% or less, and Ti: 0.15% or less, Nb: 0.10 % Or less, V: 0.10% or less, Zr: 0.10% or less, Hf: 0.20% or less, Ta: 0.20% or less.
  • Csol which is an effective content of dissolved carbon (Csol), which effectively acts on the formation of Cr carbide (carbide) is made less than 0.0050%.
  • Csol dissolved carbon
  • Patent Document 2 describes a high-strength stainless steel pipe for line pipes having excellent corrosion resistance.
  • the high-strength stainless steel pipe described in Patent Document 2 is mass%, C: 0.001 to 0.015%, N: 0.001 to 0.015%, Cr: 15 to 18%, Ni: 0.00.
  • JP 2005-336601 A (WO 2005/073419 A1) JP 2005-336599 A
  • the present invention solves the problems of the prior art, and has the desired high strength, toughness, corrosion resistance, resistance to sulfide stress corrosion cracking, and intergranular stress resistance of the weld heat affected zone. It aims at providing the Cr containing steel pipe for line pipes excellent in corrosion cracking property.
  • the steel pipe targeted by the present invention is an X65 to X80 grade steel pipe (steel pipe having a yield strength (YS) of 448-651 MPa).
  • “excellent toughness” means that the absorbed energy E ⁇ 40 (J) at ⁇ 40 ° C. in the Charpy impact test is 50 J or more.
  • Excellent corrosion resistance means that the corrosion rate (mm / year) (hereinafter abbreviated as mm / y) in a 200 g / liter NaCl aqueous solution at 150 ° C. saturated with 3.0 MPa of carbon dioxide gas is 0. .10 mm / y or less.
  • the “steel pipe” includes a seamless steel pipe and a welded steel pipe.
  • the inventors of the present invention have made a ferritic / martensitic stainless steel pipe containing 16 to 17% of Cr, resistant to the heat affected zone in a corrosive environment containing carbon dioxide and chlorine ions.
  • the various factors affecting the intergranular stress corrosion cracking property have been intensively studied.
  • intergranular stress corrosion cracking is caused by the formation of coarse ferrite grains in the heat-affected zone during the heating cycle during welding, and subsequent cooling. It has been found that this is because Cr carbide precipitates at the grain boundaries of the coarse ferrite grains during the cycling cycle and a Cr-depleted layer is formed at the grain boundaries.
  • the present inventors have found that at least the ferrite ( ⁇ ) ⁇ austenite ( ⁇ ) from the grain boundary before Cr carbide precipitates at the grain boundary of coarse ferrite grains. If transformation can be caused and most grain boundaries can be occupied by austenite, precipitation of Cr carbides at the grain boundaries can be prevented, formation of Cr-deficient layers can be suppressed, and the occurrence of intergranular stress corrosion cracking can be prevented. I came up with it.
  • the composition range is expressed by the following formula (1) 11.5 ⁇ Cr + Mo + 0.4W + 0. 3Si-43.5C-0.4Mn-Ni-0.3Cu-9N ⁇ 13.3 (1) It was found that the composition range needs to be optimized so as to satisfy the above.
  • the grain boundary is obtained by setting the composition such that ⁇ Cr + Mo + 0.4W + 0.3Si-43.5C-0.4Mn-Ni-0.3Cu-9N ⁇ is 13.3 or less. It was newly found that carbides (Cr carbides) hardly precipitate, and therefore, a Cr-deficient layer is hardly formed, and it is possible to prevent intergranular stress corrosion cracking.
  • the U-bending stress corrosion cracking test was a test in which the test piece was bent into a U shape with an inner radius of 8.0 mm as shown in FIG.
  • the corrosive solution used was a 50 g / l NaCl solution having a liquid temperature of 100 ° C., a CO 2 pressure of 0.1 MPa, and a pH of 2.0. The test period was 168h. After the test, the cross section of the test piece was observed with a 100-fold optical microscope, and the presence or absence of cracks was investigated.
  • FIG. 3 shows the relationship with 4W + 0.3Si-43.5C-0.4Mn-Ni-0.3Cu-9N ⁇ .
  • the gist of the present invention is as follows. (1) In mass%, C: 0.001 to 0.015%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.10 to 2.0%, P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.001 to 0.10%, Cr: 15.0 to 18.0%, Ni: 2.0 to 6.0%, Mo: 1.5 to 3.5%, V: 0.001 to 0.20%, N: 0.015% or less, the following formula (1) 11.5 ⁇ Cr + Mo + 0.4W + 0.3Si-43.5C-0.4Mn-Ni-0.3Cu-9N ⁇ 13.3 (1) (Here, Cr, Mo, W, Si, C, Mn, Ni, Cu, N: content of each element (mass%)) And having a composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities, heated to the ferrite single-phase temperature range at the time of welding, and the cooled weld heat affected zone in a ratio to the total
  • composition in addition to the above-mentioned composition, it is further one of mass%, selected from Cu: 0.01 to 3.5%, W: 0.01 to 3.5%, or 2 A Cr-containing steel pipe for line pipes, characterized by comprising a seed-containing composition.
  • mass% selected from Cu: 0.01 to 3.5%, W: 0.01 to 3.5%, or 2 A Cr-containing steel pipe for line pipes, characterized by comprising a seed-containing composition.
  • a Cr-containing steel pipe for line pipes having excellent intergranular stress corrosion cracking resistance of the weld heat affected zone can be manufactured at low cost, and has a remarkable industrial effect.
  • steel pipe structures, such as a pipeline can be constructed without performing post-weld heat treatment, and there is also an effect that construction costs can be significantly reduced, such as shortening the construction period.
  • C 0.001 to 0.015%
  • C is an element that contributes to an increase in strength. In the present invention, it is necessary to contain 0.001% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.015%, the toughness of the weld heat affected zone is deteriorated. If it is contained in a large amount, it becomes difficult to prevent intergranular stress corrosion cracking in the weld heat affected zone. For this reason, C is limited to the range of 0.001 to 0.015%. Preferably, the content is 0.002 to 0.010%.
  • Si 0.05 to 0.50%
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent and increases the strength by solid solution. In the present invention, it is necessary to contain 0.05% or more. However, a large content exceeding 0.50% lowers the toughness of the base metal and the weld heat affected zone. For this reason, Si was limited to the range of 0.05 to 0.50%. Note that the content is preferably 0.10 to 0.40%.
  • Mn 0.10 to 2.0%
  • Mn is a solid solution that contributes to increasing the strength of the steel and is an austenite-generating element that suppresses the formation of ferrite and improves the toughness of the base material and the weld heat affected zone.
  • Such an effect requires the content of 0.10% or more, but even if the content exceeds 2.0%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. For this reason, Mn was limited to the range of 0.10 to 2.0%. Note that the content is preferably 0.20 to 0.90%.
  • P 0.020% or less
  • P is an element that deteriorates corrosion resistance such as carbon dioxide corrosion resistance (CO 2 corrosion resistance) and sulfide stress corrosion cracking resistance, and can be reduced as much as possible in the present invention. Although desirable, extreme reduction results in increased manufacturing costs.
  • P is limited to 0.020% or less as a range that can be industrially implemented at a relatively low cost and does not deteriorate the corrosion resistance. In addition, Preferably it is 0.015% or less.
  • S 0.010% or less
  • S is an element that significantly deteriorates the hot workability in the pipe manufacturing process, and is preferably as small as possible, but if it is reduced to 0.010% or less, the pipe in the normal process Since production is possible, S is limited to 0.010% or less. In addition, Preferably it is 0.004% or less.
  • Al: 0.001 to 0.10% Al is an element having a strong deoxidizing action, and in order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.001% or more. However, if it exceeds 0.10%, the toughness is adversely affected. Effect. For this reason, Al was limited to 0.10% or less. In addition, Preferably it is 0.05% or less.
  • Cr 15.0 to 18.0% Cr is an element that forms a protective film and improves corrosion resistance such as carbon dioxide corrosion resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance.
  • the content of 15.0% or more is required for the purpose of improving the corrosion resistance in a particularly severe corrosive environment.
  • it contains exceeding 18.0% hot workability will fall. For this reason, Cr was limited to the range of 15.0 to 18.0%.
  • Ni 2.0-6.0%
  • Ni is an element that has a function of strengthening the protective coating, enhances corrosion resistance such as carbon dioxide corrosion resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance, and contributes to an increase in strength.
  • the content of 2.0% or more is required.
  • the content exceeding 6.0% decreases the hot workability and decreases the strength.
  • Ni was limited to the range of 2.0 to 6.0%.
  • Preferably it is 3.0 to 5.0%.
  • Mo 1.5-3.5%
  • Mo is an element that has an effect of increasing resistance to pitting corrosion caused by Cl ⁇ (chlorine ions) and effectively acts to improve corrosion resistance. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 1.5% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.5%, the hot workability is lowered and the production cost is increased. For this reason, Mo was limited to the range of 1.5 to 3.5%. Note that the content is preferably 1.8 to 3.0%.
  • V 0.001 to 0.20%
  • V is an element that contributes to an increase in strength and has an effect of improving stress corrosion cracking resistance. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.001% or more, but the content exceeding 0.20% lowers the toughness. For this reason, V is limited to a range of 0.001 to 0.20%. Note that the content is preferably 0.010 to 0.10%.
  • N 0.015% or less N is an element that has an effect of improving pitting corrosion resistance but significantly reduces weldability. In the present invention, N can be reduced as much as possible. Although desirable, extreme reduction results in increased manufacturing costs.
  • the upper limit was set to 0.015% as a range that can be industrially implemented at a relatively low cost and does not deteriorate the weldability.
  • the above-mentioned components are basic components, but in addition to the basic composition, Cu: 0.01 to 3.5%, W: 0.01 to 3.5% 1 is selected as a selective element.
  • Two or more kinds and / or one or two kinds selected from Ca: 0.0005 to 0.0100% and REM: 0.0005 to 0.0100% can be selected and contained as necessary. .
  • Cu is an element that improves the carbon dioxide gas corrosion resistance and contributes to an increase in strength.
  • it is desirable to contain 0.01% or more, but even if it exceeds 3.5%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, and it is economical. Disadvantageous. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cu to 0.01 to 3.5% of range. More preferably, it is 0.30 to 2.0%.
  • W is an element that improves the corrosion resistance of carbon dioxide gas and also improves the resistance to stress corrosion cracking, and further the resistance to sulfide stress corrosion cracking and pitting corrosion. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more, but even if it exceeds 3.5%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, and it is economical. Disadvantageous. For this reason, when contained, W is preferably limited to a range of 0.01 to 3.5%. More preferably, it is 0.30 to 2.0%.
  • Ti, Nb, Zr are Both are elements that have a strong tendency to form carbides compared to Cr, have the effect of suppressing the precipitation of Cr carbides at grain boundaries during cooling, and can be selected as needed to contain one or more. .
  • Ti 0.01-0.20%
  • Nb 0.01-0.20%
  • Zr 0.01-0.20%
  • Ti 0.02 to 0.10%
  • Nb 0.02 to 0.10%
  • Zr 0.02 to 0.10%.
  • Ca and REM are morphological control of inclusions.
  • the content of each component is adjusted so as to satisfy the following formula (1) within the range of the components described above.
  • the median ⁇ Cr + Mo + 0.4W + 0.3Si-43.5C-0.4Mn-Ni-0.3Cu-9N ⁇ of the formula (1) is an index for evaluating hot workability and further resistance to intergranular stress corrosion cracking.
  • the content of each element is adjusted within the above range so as to be in the range of 11.5 to 13.3 that satisfies the expression (1).
  • the median of the formula (1) is less than 11.5, the hot workability is insufficient, the hot workability necessary and sufficient for the production of the seamless steel pipe cannot be ensured, and the production of the seamless steel pipe becomes difficult.
  • the median value of the formula (1) is larger than 13.3, the intergranular stress corrosion cracking resistance is lowered as described above. For these reasons, the content of each element is adjusted within the above-described range and so as to satisfy the expression (1).
  • the steel pipe of the present invention has the above-described composition, and further has a structure including a martensite phase as a base phase and a ferrite phase having a volume ratio of 10 to 50% and an austenite phase having a volume ratio of 30% or less.
  • the martensite phase includes a tempered martensite phase (tempered martensite phase).
  • the martensite phase is preferably contained in a volume ratio of 25% or more in order to ensure a desired strength.
  • the ferrite phase is a soft structure that improves workability, and is preferably contained in a volume ratio of 10% or more from the viewpoint of improving workability.
  • the desired high strength (X65, YS: 448 MPa or more) cannot be secured.
  • the austenite phase is a structure that improves toughness, but if it exceeds 30%, it is difficult to ensure strength.
  • the austenite phase does not completely transform into a martensite phase during the quenching process, and a part of the austenite phase remains, and a part of the martensite phase and the ferrite phase during the tempering process reversely transforms and is stable. And may remain as an austenite phase after cooling.
  • the composition range of the steel of the present invention is a ferrite single-phase temperature range at 1300 ° C. or higher.
  • molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, and the like, and a continuous casting method. It is preferable to use a steel material such as a billet by a conventional method such as (continuous casting method) or a slabbing-mill method for rolling an ingot. Subsequently, these steel materials are heated and hot-rolled using a normal Mannesmann-plug mill method or Mannesmann-mandrel mill method manufacturing process. The pipe is made into a seamless steel pipe having a desired size.
  • the seamless steel pipe after pipe forming is subjected to accelerated cooling (air-cooling rate) or more, preferably accelerated cooling (cooling to room temperature at a cooling rate of 0.5 ° C./s or more at an average of 800 to 500 ° C.). It is preferable to apply.
  • it is a steel pipe which has a composition within the composition range of this invention, it can be set as the structure
  • the cooling rate is less than 0.5 ° C./s, it becomes impossible to obtain a structure based on the martensite phase as described above.
  • the structure based on the martensite phase means that the martensite phase is a structure having the largest volume ratio or a volume ratio substantially equal to the volume ratio of another structure having the largest volume Li.
  • reheating quenching
  • tempering tempering
  • the quenching treatment it is reheated to 800 ° C. or higher, held at that temperature for 10 minutes or more, and then cooled to 100 ° C. or lower at a cooling rate of 0.5 ° C./s or higher on average by air cooling or 800 to 500 ° C. It is preferable to set it as a treatment.
  • the reheating temperature is less than 800 ° C., it becomes impossible to secure a structure based on a desired martensite phase.
  • the tempering treatment after the quenching treatment, heating to a temperature of 500 ° C. or more and 700 ° C. or less, more preferably 580 ° C. or more and 680 ° C. or less, holding for a predetermined time, and then air cooling is preferable. Thereby, desired high strength, desired high toughness, and desired excellent corrosion resistance can be combined. So far, the seamless steel pipe has been described as an example, but the present invention is not limited to this.
  • a steel pipe material steel plate having the above-described composition, an electric-welded steel pipe and a UOE steel pipe can be manufactured by a normal process to obtain a steel pipe for a line pipe.
  • the above-described quenching and tempering treatment is applied to the steel pipe material (steel plate) or the steel pipe to make the steel pipe having the above-described structure also for the ERW steel pipe and the UOE steel pipe.
  • the above-described steel pipe of the present invention can be welded to form a welded structure (steel pipe structure).
  • the welding joining of this invention steel pipe shall include the case where welding joining of this invention steel pipe and another kind of steel pipe is included.
  • the welded heat-affected zone that is heated and cooled to a ferrite single-phase temperature range of 1300 ° C. or higher at welding is preferably the entire length of the old ferrite grain boundary. Therefore, 50% or more of the old ferrite grain boundary has a weld heat affected zone having a structure occupied by the martensite phase and / or austenite phase. Thereby, intergranular stress corrosion cracking is suppressed, and the intergranular stress corrosion cracking resistance of the weld heat affected zone is improved without performing post-weld heat treatment.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted and degassed in a vacuum melting furnace, cast into a 100 kgf steel ingot, and made into a steel pipe material of a predetermined size by hot forging. These steel pipe materials are heated and then piped by hot working using a model seamless mill (small laboratory seamless rolling mill) to produce a seamless steel pipe (outer diameter 65 mm ⁇ x wall thickness 5.5 mm). ). About the obtained seamless steel pipe, the presence or absence of the crack generation
  • test material was collected from the obtained seamless steel pipe, and the test material (steel pipe) was quenched and tempered under the conditions shown in Table 2.
  • a test piece is taken from a test material (steel pipe) that has been subjected to quenching treatment and tempering treatment, and the structure is observed (microstructure observation), tensile test (impact test), impact test (corrosion test), and corrosion test (corrosion test).
  • a sulfide stress corrosion cracking test and a U bending stress corrosion cracking test were conducted.
  • the test method was as follows. (1) Structure observation A test piece for structure observation was collected from the obtained test material (steel pipe).
  • SSC Sulfide stress corrosion cracking
  • the applied stress was YS (yield strength) of the base material, and the test period was 720 hour (hereinafter abbreviated as h).
  • the broken piece was evaluated as x, and the broken piece was evaluated as o.
  • tissue observation was extract
  • the U bending stress corrosion cracking test was a test in which a test piece was bent into a U shape with an inner radius of 8.0 mm and immersed in a corrosive solution.
  • the corrosive solution used was a 50 g / liter NaCl solution having a liquid temperature of 100 ° C., a CO 2 pressure of 0.1 MPa, and a pH of 2.0. The test period was 168h.
  • Each of the inventive examples is excellent in hot workability, YS: high strength of 448 MPa (65 ksi) or more, high toughness of vE- 40 : 50 J or more, corrosion rate: high corrosion resistance of 0.12 mm / y or less.
  • YS high strength of 448 MPa (65 ksi) or more
  • high toughness of vE- 40 50 J or more
  • corrosion rate high corrosion resistance of 0.12 mm / y or less
  • sulfide stress corrosion cracking there is no occurrence of intergranular stress corrosion cracking in the weld heat affected zone heated to 1300 ° C or higher, and the intergranular stress corrosion cracking resistance of the weld heat affected zone is improved. It is an excellent steel pipe.
  • Comparative examples outside the scope of the present invention are hot workability is reduced, toughness is reduced, corrosion resistance is reduced, sulfide stress cracking resistance is reduced, or welding heat influence The intergranular stress corrosion cracking resistance of the part is reduced.
  • Patent Document 2 Inventive steel No. 1 disclosed in the examples of JP-A-2005-336599.
  • Patent Document 2 steel pipes (steel pipe Nos. 27 to 31) manufactured using F, G, M, N, and O (steel Nos. U, V, W, X, and Y) have individual elements.
  • composition range of the present invention satisfies the scope of the present invention, since all the formulas (1) defined in the present invention exceed 13.3, as shown in Table 3, the old ferrite grain boundary
  • the ratio of the length occupied by the martensite phase and / or austenite phase relative to the total length is all less than 50%, and all the intergranular stress corrosion cracking occurs.
  • the effect of the intergranular stress corrosion cracking resistance of the weld heat affected zone is completely unexpected from Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-336599 (Patent Document 2).

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Abstract

　Ｘ65～Ｘ80級の高強度と、靭性、耐食性、耐硫化物応力腐食割れ性に優れ、かつ溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Cr含有鋼管を提供する。具体的には、mass％で、Ｃ：0.001～0.015％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.10～2.0％、Al：0.001～0.10％、Cr：15.0～18.0％、Ni：2.0～6.0％、Mo：1.5～3.5％、Ｖ：0.001～0.20％、Ｎ：0.015％以下を、Cr＋Mo＋0.4Ｗ＋0.3Si－43.5Ｃ－0.4Mn－Ni－0.3Cu－９Ｎ：11.5～13.3を満足するように含む組成とする。これにより、溶接時に1300℃以上のフェライト単相温度域に加熱され、冷却された溶接熱影響部が、全長に対する比率で、旧フェライト粒界の50％以上がマルテンサイト相および／またはオーステナイト相で占有された組織となり、Cr炭化物の欠乏層の形成が抑制されて、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性が顕著に向上した鋼管となる。溶接後熱処理を行う必要がなくなり、溶接鋼管構造物の施工期間を大幅に短縮できるという効果を奏する。

Description

溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管
　本発明は、油井（ｏｉｌ　ｗｅｌｌ）あるいはガス井（ｇａｓ　ｗｅｌｌ）で生産された原油あるいは天然ガスを輸送するパイプライン（ｐｉｐｅｌｉｎｅ）に使用されるラインパイプ用鋼管（ｓｔｅｅｌ　ｐｉｐｅ　ｆｏｒ　ｌｉｎｅｐｉｐｅ）として好適な、Ｃｒ含有鋼管（Ｃｒ　ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ　ｓｔｅｅｌ　ｐｉｐｅ）に係り、とくに、極めて厳しい腐食環境（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）における耐食性（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）と、溶接熱影響部（ｗｅｌｄｅｄ　ｈｅａｔ　ａｆｆｅｃｔｅｄ　ｚｏｎｅ）の耐粒界応力腐食割れ性（ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｔｏ　ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｃｒａｃｋｉｎｇ　ｏｒ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｔｏ　ＩＧＳＣＣ）の改善に関する。
　近年、原油価格の高騰（ｓｋｙｒｏｃｋｅｔｉｎｇ　ｃｒｕｄｅ　ｏｉｌ　ｐｒｉｃｅｓ）や、近い将来に予想される石油資源（ｏｉｌ　ｒｅｓｏｕｒｃｅｓ）の枯渇という観点から、従来、省みられなかったような深度（ｄｅｐｔｈ）が深い深層油田（ｄｅｅｐ　ｌａｙｅｒ　ｏｉｌ　ｗｅｌｌ）やガス田、あるいは開発が一旦は放棄されていた、腐食性の強い油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような油田やガス田は、一般に深度が深く、また、その雰囲気が高温で、炭酸ガス（ｃａｒｂｏｎ　ｄｉｏｘｉｄｅ　ｇａｓ）ＣＯ２、塩素イオン（ｃｈｌｏｒｉｄｅ　ｉｏｎ）Ｃｌ−等を含み、厳しい腐食環境となっている。また、さらに海底（ｂｏｔｔｏｍ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｏｃｅａｎ）といった掘削環境（ｄｒｉｌｌｉｎｇ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）が厳しい油田やガス田の開発も活発となっている。このような油田やガス田で生産された原油や天然ガスを輸送するパイプラインには、高強度（ｈｉｇｈ−ｓｔｒｅｎｇｔｈ）で高靭性（ｈｉｇｈ−ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）、しかも耐食性に優れ、さらにはパイプラインの敷設コスト（ｌａｙｉｎｇ　ｃｏｓｔ）の低減という観点から、優れた溶接性（ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ）をも具備する鋼管を使用することが要求されている。
　このような要望に対して、例えば特許文献１には、ラインパイプ用として好適な、溶接後熱処理（ｐｏｓｔ　ｗｅｌｄ　ｈｅａｔ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施すことなく溶接熱影響部に発生する粒界応力腐食割れ（ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｃｒａｃｋｉｎｇ）（ＩＧＳＣＣと略す）を防止でき、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼管（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ　ｓｔａｉｎｌｅｓｓ　ｓｔｅｅｌ　ｐｉｐｅ）が記載されている。特許文献１に記載されたマルテンサイト系ステンレス鋼管は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１００％未満、Ｎ：０．０１００％未満、Ｃｒ：１０~１４％、Ｎｉ：３~８％、Ｓｉ：０．０５~１．０％、Ｍｎ：０．１~２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１~０．１０％を含み、さらにＣｕ：４％以下、Ｃｏ：４％以下、Ｍｏ：４％以下、Ｗ：４％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、およびＴｉ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を、Ｃｓｏｌが０．００５０％未満を満足するように含有する組成を有する。特許文献１に記載された技術では、Ｃｒ炭化物（ｃａｒｂｉｄｅ）の形成に有効に作用する有効固溶Ｃ量（ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ　ｃｏｎｔｅｎｔ　ｏｆ　ｄｉｓｓｏｌｖｅｄ　ｃａｒｂｏｎ：Ｃｓｏｌ）であるＣｓｏｌを、０．００５０％未満とすることによりＣｒ炭化物の旧オーステナイト粒界（ｐｒｉｏｒ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｇｒａｉｎ　ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ）への形成を防止し、溶接熱影響部における粒界応力腐食割れの原因であるＣｒ欠乏層（Ｃｒ　ｄｅｐｌｅｔｅｄ　ｚｏｎｅｓ）の形成を防止して、溶接後熱処理を施すことなく溶接熱影響部に発生する粒界応力腐食割れを抑制できるとしている。
　また、特許文献２には、耐食性に優れたラインパイプ用高強度ステンレス鋼管が記載されている。特許文献２に記載された高強度ステンレス鋼管は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００１~０．０１５％、Ｎ：０．００１~０．０１５％、Ｃｒ：１５~１８％、Ｎｉ：０．５％以上５．５％未満、Ｍｏ：０．５~３．５％、Ｖ：０．０２~０．２％と、Ｓｉ：０．０１~０．５％、Ｍｎ：０．１~１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１~０．０１５％、Ｏ：０．００６％以下を、Ｃｒ＋０．６５Ｎｉ＋０．６Ｍｏ＋０．５５Ｃｕ−２０Ｃ≧１８．５、及び、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ≧１１．５、及びＣ＋Ｎ≦０．０２５を同時に満足するように含む組成を有する。特許文献２に記載された技術では、適正量のフェライト相を含み、フェライト−マルテンサイト二相組織（ｄｕａｌ　ｐｈａｓｅ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を維持しながら、Ｃｒ含有量を１５~１８％と高めに調整して含むことにより、熱間加工性（ｈｏｔ　ｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙ）、低温靭性（ｌｏｗ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）に優れ、ラインパイプ用として十分な強度を有すると共に、炭酸ガス、塩素イオンを含む２００℃の高温の腐食環境下でも、優れた耐食性を有する鋼管となるとしている。
特開２００５−３３６６０１号公報（ＷＯ２００５／０７３４１９　Ａ１） 特開２００５−３３６５９９号公報
　しかしながら、厳しい腐食性環境下では、特許文献１に記載された技術によってもなお、溶接熱影響部に発生する粒界応力腐食割れを完全には抑制できないという問題があり、溶接後熱処理を行なって、溶接熱影響部に発生する粒界応力腐食割れを防止しているのが現状であった。また、特許文献２に記載された技術によって製造された鋼管は、耐粒界応力腐食割れ性に関して全く考慮されておらず、Ｃｒ含有量を高めたにもかかわらず、耐粒界応力腐食割れ性という観点からは、Ｃｒ含有量の低い特許文献１に記載された鋼管よりも、むしろ低下して、溶接熱影響部に発生する粒界応力腐食割れを完全には抑制できていないという問題があった。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、所望の高強度と、靭性、耐食性、耐硫化物応力腐食割れ性（ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｔｏ　ｓｕｌｆｉｄｅ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｒａｃｋｉｎｇ）に優れ、かつ溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管を提供することを目的とする。本発明が目的とする鋼管は、Ｘ６５~Ｘ８０級鋼管（降伏強度（ＹＳ）が、４４８−６５１ＭＰａの鋼管）である。またここで、「靭性に優れた」とは、シャルピー衝撃試験（Ｃｈａｒｐｙ　ｉｍｐａｃｔ　ｔｅｓｔ）における、−４０℃での吸収エネルギー（ａｂｓｏｒｂｅｄ　ｅｎｅｒｇｙ）Ｅ−４０（Ｊ）が、５０Ｊ以上である場合をいうものとする。また、「耐食性に優れた」とは、３．０ＭＰａの炭酸ガスを飽和させた１５０℃の２００ｇ／ｌｉｔｅｒ　ＮａＣｌ水溶液中での腐食速度（ｍｍ／ｙｅａｒ）（以降、ｍｍ／ｙと略す）が０．１０ｍｍ／ｙ以下である場合をいうものとする。なお、ここでいう「鋼管」には、継目無鋼管（ｓｅａｍｌｅｓｓ　ｓｔｅｅｌ　ｐｉｐｅ）や溶接鋼管（ｗｅｌｄｅｄ　ｓｔｅｅｌ　ｐｉｐｅ）をも含むものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、Ｃｒを１６~１７％含むフェライト−マルテンサイト系ステンレス鋼管について、炭酸ガスや塩素イオンを含む腐食環境下での、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に影響する各種要因について鋭意考究した。
　その結果、このようなフェライト−マルテンサイト系ステンレス鋼においては、粒界応力腐食割れは、溶接時の加熱サイクル（ｈｅａｔｉｎｇ　ｃｙｃｌｅ）中にその熱影響部に粗大なフェライト粒が形成され、その後の冷却サイクル（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｃｙｃｌｅ）中にその粗大なフェライト粒の粒界にＣｒ炭化物が析出し、それにともなってその粒界にＣｒ欠乏層が形成されることに起因することを見出した。そして、本発明者らは、この種の鋼においては、粗大なフェライト粒の粒界にＣｒ炭化物が析出する前に、少なくとも粒界からフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）（α）→オーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）（γ）変態を生じさせ、ほとんどの粒界をオーステナイトで占有することができれば、粒界へのＣｒ炭化物の析出を阻止でき、Ｃｒ欠乏層の形成を抑制して、粒界応力腐食割れの発生を防止できることに想到した。そして、更なる研究の結果、粒界にＣｒ炭化物が析出する前に、粒界からα→γ変態を生じさせるためには、組成範囲を、次（１）式
１１．５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ　≦　１３．３‥‥（１）
を満足するように、組成範囲を適正化する必要があることを見出した。
　本発明者らの検討によれば、｛Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ｝が１３．３以下となるような組成とすることにより、粒界に炭化物（Ｃｒ炭化物）が析出しにくく、したがってＣｒ欠乏層の形成も生じにくく、粒界応力腐食割れを防止することが可能となることを新規に見出した。というのは、｛Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ｝が１３．３以下と、フェライト形成元素の割合が低い組成となる場合には、パイプラインの敷設時のような円周溶接（ｇｉｒｔｈ　ｗｅｌｄｉｎｇ）に際して、加熱時に、融点（ｍｅｌｔｉｎｇ　ｐｏｉｎｔ）近傍の１２００℃を超えるような高温に晒される領域で粗大なフェライト相単相の組織が形成されるが、冷却時に、α→γ変態を生じ、粒界あるいは粒内からγ相が生じる。このような場合には、γ相がα相に比べ炭化物の溶解度積（ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ　ｐｒｏｄｕｃｔ）が大きいため、粒界に炭化物（Ｃｒ炭化物）は析出しにくく、したがってＣｒ欠乏層の形成も生じにくく、粒界応力腐食割れを防止可能となる。なお、γ相の大半あるいは全ては、その後の冷却で、マルテンサイト相に変態することはいうまでもない。
　一方、｛Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ｝が１３．３を超えるような、フェライト形成元素の割合が高い組成となる場合には、形成された粗大なフェライト相単相の組織は、その後の冷却時に、α→γ変態を生じないで、そのまま室温に至るため、粒界にＣｒ炭化物が析出し、Ｃｒ欠乏層が形成され、粒界応力腐食割れが発生しやすくなることになる。
　次に、本発明の基礎となった実験結果について説明する。各成分含有量を変化させた各種鋼管から、大きさ：厚さ４ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１１５ｍｍの試験片素材を採取し、素材中央部に、図１に示す条件の溶接熱サイクルを付与した。なお、溶接熱サイクル付与後の試験片から組織観察用試験片を採取し、研磨し、腐食して溶接熱サイクル付与後の組織を観察し、旧α粒界における変態生成物（マルテンサイト相および／またはオーステナイト相）の有無と、変態生成物（マルテンサイト相および／またはオーステナイト相）に占有された旧α粒界の長さを測定し、旧α粒界全長に対する占有率を算出した。
　さらに、得られた溶接熱サイクル付与済みの試験片素材の中央部から、厚さ２ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ７５ｍｍの試験片を切り出し、Ｕ曲げ応力腐食割れ試験を実施した。Ｕ曲げ応力腐食割れ試験は、試験片を、図２に示すように、内半径：８．０ｍｍでＵ字型に曲げ、腐食液に浸漬する試験とした。使用した腐食液は、液温：１００℃、ＣＯ２圧：０．１ＭＰａ、ｐＨ：２．０の５０ｇ／ｌＮａＣｌ液とした。なお、試験期間は１６８ｈとした。
　試験後、試験片断面について、１００倍の光学顕微鏡で観察し、割れの有無を調査し、割れがある場合を▲、割れがない場合を○として、旧α粒界占有率と、｛Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ｝との関係を図３に示す。図３は、（１）式の｛Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ｝が１３．３を超える場合に、旧フェライト粒界の全長に対するマルテンサイト相および／またはオーステナイト相で占有された長さの割合が、５０％未満となり、粒界応力腐食割れが発生したことを示している。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００１~０．０１５％、Ｓｉ：０．０５~０．５０％、Ｍｎ：０．１０~２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１~０．１０％、Ｃｒ：１５．０~１８．０％、Ｎｉ：２．０~６．０％、Ｍｏ：１．５~３．５％、Ｖ：０．００１~０．２０％、Ｎ：０．０１５％以下を、次（１）式
１１．５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ　≦　１３．３‥‥（１）
（ここで、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％））
を満足するように含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、溶接時にフェライト単相温度域に加熱され、冷却された溶接熱影響部が、旧フェライト粒界の全長に対する比率で、旧フェライト粒界の５０％以上がマルテンサイト相および／またはオーステナイト相で占有された組織となることを特徴とする溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃｕ：０．０１~３．５％、Ｗ：０．０１~３．５％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とするラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．０１~０．２０％、Ｎｂ：０．０１~０．２０％、Ｚｒ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とするラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃａ：０．０００５~０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とするラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管。
　本発明によれば、溶接後熱処理を行なう必要がない、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管を、安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、パイプライン等の鋼管構造物を、溶接後熱処理を行なうことなく施工でき、施工期間の短縮等、施工コストを著しく低減できるという効果もある。
実施例で用いた溶接再現熱サイクル（ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ｗｅｌｄｉｎｇ　ｔｈｅｒｍａｌ　ｃｙｃｌｅ）を模式的に示す説明図である。 実施例で用いたＵ曲げ応力腐食割れ試験用試験片（ｔｅｓｔ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ　ｆｏｒ　Ｕ−ｂｅｎｄ　ｔｅｓｔ）の曲げ状況を模式的に示す説明図である。 旧フェライト粒界の全長に対するマルテンサイト相および／またはオーステナイト相で占有された長さの割合と（１）式の関係および粒界応力腐食割れ（ＩＧＳＣＣと略す）の発生の有無を示す図である。
　まず、本発明鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎりｍａｓｓ％は、単に％で記す。
　Ｃ：０．００１~０．０１５％
　Ｃは、強度増加に寄与する元素であり、本発明では０．００１％以上の含有を必要とする。
　一方、０．０１５％を超えて多量に含有すると、溶接熱影響部の靭性を劣化させる。多量に含有すると、とくに溶接熱影響部の粒界応力腐食割れを防止することが困難となる。このため、Ｃは０．００１~０．０１５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００２~０．０１０％である。
　Ｓｉ：０．０５~０．５０％
　Ｓｉは、脱酸剤（ｄｅｏｘｉｄｉｚｉｎｇ　ａｇｅｎｔ）として作用するとともに、固溶して強度を増加させる元素であり、本発明では０．０５％以上の含有を必要とする。しかし、０．５０％を超える多量の含有は、母材、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Ｓｉは０．０５~０．５０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．１０~０．４０％である。
　Ｍｎ：０．１０~２．０％
　Ｍｎは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、オーステナイト生成元素で有り、フェライト生成を抑制して、母材、溶接熱影響部の靭性を向上させる。このような効果は０．１０％以上の含有を必要とするが、２．０％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ｍｎは０．１０~２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．２０~０．９０％である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、耐炭酸ガス腐食性（ＣＯ２　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を劣化させる元素であり、本発明では可及的に低減することが望ましいが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。工業的に比較的安価に実施可能でかつ耐食性を劣化させない範囲として、Ｐは０．０２０％以下に限定した。なお、好ましくは０．０１５％以下である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは、パイプ製造過程において熱間加工性を著しく劣化させる元素であり、可及的に少ないことが望ましいが、０．０１０％以下に低減すれば通常工程でのパイプ製造が可能となることから、Ｓは０．０１０％以下に限定した。なお、好ましくは０．００４％以下である。
　Ａｌ：０．００１~０．１０％
　Ａｌは、強力な脱酸作用を有する元素であり、このような効果を得るためには、０．００１％以上の含有を必要とするが、０．１０％を超える含有は、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ａｌは０．１０％以下に限定した。なお、好ましくは０．０５％以下である。
　Ｃｒ：１５．０~１８．０％
　Ｃｒは、保護被膜（ｐｒｏｔｅｃｔｉｖｅ　ｓｕｒｆａｃｅ　ｆｉｌｍ）を形成して、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を向上させる元素である。本発明ではとくに苛酷な腐食環境下における耐食性を向上させる目的で、１５．０％以上の含有を必要とする。一方、１８．０％を超えて含有すると、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｒは１５．０~１８．０％の範囲に限定した。
　Ｎｉ：２．０~６．０％
　Ｎｉは、保護被膜を強固にする作用を有し、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を高めるとともに、強度の増加にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、２．０％以上の含有を必要とするが、６．０％を超える含有は、熱間加工性を低下するとともに、強度の低下を招く。このため、Ｎｉは２．０~６．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは３．０~５．０％である。
　Ｍｏ：１．５~３．５％
　Ｍｏは、Ｃｌ−（塩素イオン）による孔食（ｐｉｔｔｉｎｇ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ）に対する抵抗性を増加させる作用を有し、耐食性向上に有効に作用する元素である。このような効果を得るためには、１．５％以上含有する必要がある。一方、３．５％を超えて含有すると、熱間加工性が低下するとともに、製造コストを高騰させる。このため、Ｍｏは１．５~３．５％の範囲に限定した。なお、好ましくは１．８~３．０％である。
　Ｖ：０．００１~０．２０％
　Ｖは、強度の増加に寄与するとともに、耐応力腐食割れ性を向上させる作用を有する元素である。このような効果は０．００１％以上の含有で顕著となるが、０．２０％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Ｖは０．００１~０．２０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１０~０．１０％である。
　Ｎ：０．０１５％以下
　Ｎは、耐孔食性（ｐｉｔｔｉｎｇ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を向上させる作用を有するが、溶接性を著しく低下させる作用を有する元素であり、本発明では可及的に低減することが望ましいが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。工業的に比較的安価に実施可能でかつ溶接性を劣化させない範囲として、０．０１５％を上限とした。
　上記した成分が基本の成分であるが、基本の組成に加えてさらに選択元素として、Ｃｕ：０．０１~３．５％、Ｗ：０．０１~３．５％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ｔｉ：０．０１~０．２０％、Ｎｂ：０．０１~０．２０％、Ｚｒ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．０００５~０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種を必要に応じて選択して含有できる。
　Ｃｕ：０．０１~３．５％、Ｗ：０．０１~３．５％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｃｕ、Ｗはいずれも、耐炭酸ガス腐食性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
　Ｃｕは、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、強度増加にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましいが、３．５％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、含有する場合、Ｃｕは０．０１~３．５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３０~２．０％である。
　Ｗは、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、耐応力腐食割れ性、さらには耐硫化物応力腐食割れ性、耐孔食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましいが、３．５％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、含有する場合、Ｗは０．０１~３．５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３０~２．０％である。
　Ｔｉ：０．０１~０．２０％、Ｎｂ：０．０１~０．２０％、Ｚｒ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒはいずれも、Ｃｒに比べ炭化物形成傾向が強い元素であり、冷却時に粒界にＣｒ炭化物が析出することを抑制する作用を有し、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Ｔｉ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．０１％以上、Ｚｒ：０．０１％以上、をそれぞれ含有することが望ましいが、Ｔｉ：０．２０％、Ｎｂ：０．２０％、Ｚｒ：０．２０％、をそれぞれ超えて含有すると、溶接性、靭性が低下する。このため、含有する場合には、それぞれ、Ｔｉ：０．０１~０．２０％、Ｎｂ：０．０１~０．２０％、Ｚｒ：０．０１~０．２０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくはＴｉ：０．０２~０．１０％、Ｎｂ：０．０２~０．１０％、Ｚｒ：０．０２~０．１０％である。
　Ｃａ：０．０００５~０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｃａ、ＲＥＭはいずれも、介在物（ｉｎｃｌｕｓｉｏｎ）の形態制御（ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ　ｃｏｎｔｒｏｌ）を介して、熱間加工性、連続鋳造時の製造安定性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、それぞれＣａ：０．０００５％以上、ＲＥＭ：０．０００５％以上含有することが望ましいが、Ｃａ：０．０１００％、ＲＥＭ：０．０１００％をそれぞれ超える含有は、介在物量の増加を招き、鋼の清浄度（ｃｌｅａｎｎｅｓｓ）を低下させる。このため、含有する場合には、Ｃａ：０．０００５~０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくはＣａ：０．００１０％~０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１０~０．００５０％である。
　本発明では、上記した成分の範囲で、かつ次（１）式を満足するように、各成分の含有量を調整する。
１１．５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ　≦　１３．３‥‥（１）（ここで、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％））
（１）式の中央値｛Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ｝は、熱間加工性、さらには耐粒界応力腐食割れ性を評価する指数であり、本発明では、（１）式を満足する１１．５~１３．３の範囲になるように、各元素の含有量を上記した範囲内で調整する。（１）式の中央値が、１１．５未満では、熱間加工性が不足し、継目無鋼管の製造に必要十分な熱間加工性を確保できず、継目無鋼管の製造が困難となる。一方、（１）式の中央値が、１３．３を超えて大きくなると、上記したように、耐粒界応力腐食割れ性が低下する。このようなことから、各元素の含有量を上記した範囲内で、かつ（１）式を満足するように、調整することとした。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｏ：０．０１０％以下が許容できる。
　本発明鋼管は、上記した組成を有し、さらにマルテンサイト相をベース相（ｂａｓｅｐｈａｓｅ）として、体積率で１０~５０％のフェライト相と、体積率で３０％以下のオーステナイト相からなる組織を有する。なお、マルテンサイト相には、焼戻マルテンサイト相（ｔｅｍｐｅｒｅｄ　ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ　ｐｈａｓｅ）も含まれるものとする。マルテンサイト相は、所望の強度を確保するために、体積率で２５％以上含有することが好ましい。また、フェライト相は、軟質で加工性（ｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙ）を向上させる組織であり、加工性を向上させるという観点からは、体積率で１０％以上含有することが好ましい。一方、５０％を超えて含有すると、所望の高強度（Ｘ６５、ＹＳ：４４８ＭＰａ以上）が確保できなくなる。また、オーステナイト相は、靭性を向上させる組織であるが、３０％を超えると強度確保が難しくなる。
　なお、オーステナイト相は、焼入れ処理時に全てがマルテンサイト相に変態せず、一部残在する場合と、焼戻処理時にマルテンサイト相やフェライト相の一部が逆変態（ｒｅｖｅｒｓｅ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）して安定化し、冷却後もオーステナイト相として残る場合とがある。
　なお、上記した組成と、上記した組織を有する本発明鋼管では、溶接部が形成された場合に、本願発明鋼の組成範囲においては、１３００℃以上でフェライト単相温度域になるので、溶接時に、好ましくは、１３００℃以上のフェライト単相温度域に加熱され、冷却された溶接熱影響部が、旧フェライト粒界（ｐｒｉｏｒ−ｆｅｒｒｉｔｅ　ｇｒａｉｎ　ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ）全長に対する比率で、旧フェライト粒界の５０％以上がマルテンサイト相および／またはオーステナイト相で占有された組織となる。これにより、粗大な旧フェライト粒の粒界にＣｒ炭化物の析出を回避でき、粒界応力腐食割れの発生が抑制され、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性が改善される。
　つぎに、本発明鋼管の好ましい製造方法について継目無鋼管を例として説明する。
　まず、上記した組成を有する溶鋼（ｍｏｌｔｅｎ　ｓｔｅｅｌ）を、転炉（ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ）、電気炉（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｆｕｒｎａｃｅ）、真空溶解炉（ｖａｃｕｕｍ　ｍｅｌｔｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅ）等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ　ｍｅｔｈｏｄ）、造塊−分塊圧延方法（ｓｌａｂｉｎｇ　ｍｉｌｌ　ｍｅｔｈｏｄ　ｆｏｒ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ａｎ　ｉｎｇｏｔ）等の常用の方法でビレット（ｂｉｌｌｅｔ）等の鋼素材とすることが好ましい。ついで、これら鋼素材を加熱し、通常のマンネスマン−プラグミル方式（Ｍａｎｎｅｓｍａｎｎ−ｐｌｕｇ　ｍｉｌｌ　ｍｅｔｈｏｄ）、あるいはマンネスマン−マンドレルミル方式（Ｍａｎｎｅｓｍａｎｎ−ｍａｎｄｒｅｌ　ｍｉｌｌ　ｍｅｔｈｏｄ）の製造工程を用いて熱間圧延（ｈｏｔ　ｒｏｌｌｉｎｇ）し、造管して所望の寸法の継目無鋼管とする。造管後の継目無鋼管は、空冷（ａｉｒ−　ｃｏｏｌｉｎｇ　ｒａｔｅ）以上、好ましくは８００~５００℃での平均で０．５℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却する加速冷却（ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）を施すことが好ましい。これにより、本発明の組成範囲内の組成を有する鋼管であれば、上記したようなマルテンサイト相をベースとする組織とすることができる。冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、上記したようなマルテンサイト相をベースとする組織とすることができなくなる。ここで、マルテンサイト相をベースとする組織とは、マルテンサイト相が、最も体積率が大きい組織であるか、あるいは、最も体積李の大きい別の組織の体積率とほぼ同等の体積率を有していることを意味する。
　なお、上記した圧延後の加速冷却に代えて、再加熱し、焼入れ処理（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）と焼戻処理（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）を行ってもよい。焼入れ処理としては、８００℃以上に再加熱し、その温度に１０ｍｉｎ以上保持したのち、空冷以上または８００~５００℃での平均で０．５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する処理とすることが好ましい。再加熱温度が８００℃未満では、所望のマルテンサイト相をベースとする組織を確保できなくなる。
　焼戻処理としては、焼入れ処理後に、５００℃以上、７００℃以下、より好ましくは、５８０℃以上、６８０℃以下の温度に加熱し、所定時間保持後、空冷する処理とすることが好ましい。これにより、所望の高強度と、所望の高靭性、所望の優れた耐食性を兼備させることができる。
　ここまでは、継目無鋼管を例として、説明したが、本発明はこれに限定されるものではない。上記した組成を有する鋼管素材（鋼板）をもちいて、通常の工程で、電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管を製造し、ラインパイプ用鋼管とすることもできる。なお、電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管についても、上記した焼入れ−焼戻処理を鋼管素材（鋼板）あるいは鋼管に施し、上記した組織を有する鋼管とすることが好ましい。
　また、上記した本発明鋼管を溶接接合して、溶接構造物（鋼管構造物）とすることができる。なお、本発明鋼管の溶接接合は、本発明鋼管と他種の鋼管との溶接接合する場合をも含むものとする。本発明鋼管を溶接接合してなる、これら溶接構造物では、溶接時に、好ましくは、１３００℃以上のフェライト単相温度域に加熱され、冷却された溶接熱影響部が、旧フェライト粒界の全長に対する比率で、旧フェライト粒界の５０％以上がマルテンサイト相および／またはオーステナイト相で占有された組織となる溶接熱影響部を有することになる。これにより、粒界応力腐食割れが抑制されて、溶接後熱処理を行なうことなく、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性が改善される。
　以下、さらに実施例に基づいて、本発明を説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を真空溶解炉（ｖａｃｕｕｍ　ｍｅｌｔｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅ）で溶製し脱ガス後、１００ｋｇｆ鋼塊に鋳造し、熱間鍛造（ｈｏｔ　ｆｏｒｇｉｎｇ）により、所定寸法の鋼管素材とした。これら鋼管素材を加熱し、モデルシームレス圧延機（ｍｏｄｅｌ　ｓｅａｍｌｅｓｓ　ｍｉｌｌ）（小型の実験用シームレス圧延機）を用いた熱間加工により造管して、継目無鋼管（外径６５ｍｍφ×肉厚５．５ｍｍ）とした。
　得られた継目無鋼管について、造管後の冷却のままで、内外表面の割れ発生の有無を目視で調査し、熱間加工性を評価した。なお、管長手方向端面に、長さ５ｍｍ以上の割れが認められる場合には「割れ有り」として×、それ以外を「割れ無し」として○、とした。
　ついで、得られた継目無鋼管から、試験材（鋼管）を採取し、該試験材（鋼管）に表２に示す条件で焼入れ処理、焼戻処理を施した。
　焼入れ処理および焼戻処理を施された試験材（鋼管）から、試験片を採取し、組織観察（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ）、引張試験（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｔｅｓｔ）、衝撃試験（ｉｍｐａｃｔ　ｔｅｓｔ）、腐食試験（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｔｅｓｔ）、硫化物応力腐食割れ試験、Ｕ曲げ応力腐食割れ試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
　得られた試験材（鋼管）から、組織観察用試験片を採取した。組織観察用試験片を研磨、腐食後、光学顕微鏡（ｏｐｔｉｃａｌ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）（倍率（ｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ　ｒａｔｉｏ）：１０００倍）を用いて観察し、撮像して、組織を同定し、画像解析装置（ｉｍａｇｅ　ａｎａｌｙｚｅｒ）を利用して、母材（ｂａｓｅ　ｍｅｔａｌ）における各相の組織分率を求めた。なお、γ量は、Ｘ線回折法（Ｘ−ｒａｙ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　ｍｅｔｈｏｄ）用いて測定した。
（２）引張試験
　得られた試験材（鋼管）から、管軸方向が引張方向となるように、ＡＰＩ弧状引張試験片（Ａｒｃ−ｓｈａｐｅｄ　ｐｉｅｃｅｓ　ｆｏｒ　ａ　ｔｅｎｓｉｌｅ　ｔｅｓｔ　ｓｐｅｃｉｆｉｅｄ　ｉｎ　ｔｈｅ　ＡＰＩ　ｓｔａｎｄａｒｄｓ）を採取し、引張試験を実施して、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求め、母材強度を評価した。
（３）衝撃試験
　得られた試験材（鋼管）から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の規定に準拠して、Ｖノッチ試験片（５．０ｍｍ厚）を採取し、シャルピー衝撃試験（Ｃｈａｒｐｙ　ｉｍｐａｃｔ　ｔｅｓｔ）を実施し、−４０℃における吸収エネルギーｖＥ−４０（Ｊ）を求め、母材靭性を評価した。
（４）腐食試験
　得られた試験材（鋼管）から、機械加工により、厚さ３ｍｍ×幅２５ｍｍ×長さ５０ｍｍの腐食試験片を採取して、腐食試験を実施し、耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性）を評価した。腐食試験は、３．０ＭＰａの炭酸ガスを飽和させた１５０℃の２００ｇ／ｌｉｔｅｒ　ＮａＣｌ水溶液をオートクレーブ（ａｕｔｏｃｌａｖｅ）中に保持し、該水溶液中に腐食試験片を浸漬し、３０日間保持した。腐食試験終了後、試験片の重量を測定し、腐食試験前後の重量変化（重量減）から腐食速度を算出した。また、腐食試験後に、腐食試験片を１０倍のルーペ（ｌａｕｐｅ）を利用して、試験片表面の孔食発生の有無を観察した。孔食が発生している場合には×、発生していない場合には○として評価した。
（５）硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）試験
　得られた試験材（鋼管）から、４点曲げ試験片（ｆｏｕｒ−ｐｏｉｎｔ　ｂｅｎｄｉｎｇ　ｔｅｓｔ）（大きさ：厚さ４ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１１５ｍｍ）を採取し、ＥＦＣ（Ｅｕｒｏｐｅａｎ　Ｆｅｄｅｒａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ）Ｎｏ．１７に準拠した４点曲げ試験を実施し、耐硫化物応力腐食割れ性を評価した。使用した試験液は、５０ｇ／ｌｉｔｅｒ　ＮａＣｌ＋ＮａＨＣＯ３液（ｐＨ：４．５）とし、１０ｖｏｌ％　Ｈ２Ｓ＋９０ｖｏｌ％　ＣＯ２混合ガスを流しながら試験を行い、破断の有無を調査した。なお、付加応力は母材のＹＳ（降伏強さ）とし、試験期間は７２０ｈｏｕｒ（以降、ｈと略す）とした。破断したものを×、破断しなかったものを○として評価した。
（６）Ｕ曲げ応力腐食割れ試験
　得られた試験材（鋼管）から、大きさ：厚さ４ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１１５ｍｍの試験片素材を採取し、素材中央部に、図１に示す条件の溶接熱サイクルを付与した。なお、図１に示す条件の溶接熱サイクル付与後の試験片から組織観察用試験片を採取し、研磨し、腐食して溶接熱サイクル付与後の組織を観察した。旧α粒界からの変態生成物（マルテンサイト相および／またはオーステナイト相）の有無を調査し、旧α粒界が変態生成物（マルテンサイト相および／またはオーステナイト相）に占有された旧α粒界の長さを測定し、旧α粒界全長に対する占有率を算出した。
　さらに、得られた溶接熱サイクル付与済みの試験片素材の中央部から、厚さ２ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ７５ｍｍの試験片を切り出し、Ｕ曲げ応力腐食割れ試験を実施した。Ｕ曲げ応力腐食割れ試験は、試験片を、内半径：８．０ｍｍでＵ字型に曲げ、腐食液に浸漬する試験とした。
使用した腐食液は、液温：１００℃、ＣＯ２圧：０．１ＭＰａ、ｐＨ：２．０の５０ｇ／ｌｉｔｅｒ　ＮａＣｌ液とした。なお、試験期間は１６８ｈとした。
　試験後、試験片断面について、１００倍の光学顕微鏡で観察し、割れの有無を調査し、耐粒界応力腐食割れ性を評価した。割れがある場合を×、割れがない場合を○とした。
　得られた結果を表３に示す。
　本発明例はいずれも、熱間加工性に優れ、ＹＳ：４４８ＭＰａ（６５ｋｓｉ）以上の高強度と、ｖＥ−４０：５０Ｊ以上の高靭性と、腐食速度：０．１２ｍｍ／ｙ以下の高耐食性とを有し、硫化物応力腐食割れの発生もなく、１３００℃以上に加熱される溶接熱影響部における、粒界応力腐食割れの発生もなく、溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れた鋼管となっている。本発明の範囲を外れる比較例は、熱間加工性が低下しているか、靭性が低下しているか、耐食性が低下しているか、耐硫化物応力割れ性が低下しているか、あるいは溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性が低下している。
　また、特開２００５−３３６５９９号公報（特許文献２）の実施例に開示された発明鋼Ｎｏ．Ｆ、Ｇ、Ｍ、ＮおよびＯ（鋼Ｎｏ．Ｕ、Ｖ、Ｗ、ＸおよびＹ）を用いて製造された鋼管（鋼管Ｎｏ．２７~３１）は、表１に示すように、個々の元素の組成範囲は、本願発明の範囲を満足しているが、本願発明に規定された（１）式が、全て１３．３を超えているので、表３に示すように、旧フェライト粒界の全長に対するマルテンサイト相および／またはオーステナイト相で占有された長さの割合（旧α粒界の占有率（％））は、全て５０％未満となり、全て粒界応力腐食割れを発生している。
　この溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性の効果は、特開２００５−３３６５９９号公報（特許文献２）から全く予期できないものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004

Claims (4)

  1. 　ｍａｓｓ％で、
    Ｃ　：０．００１~０．０１５％、　　　　　　Ｓｉ：０．０５~０．５０％、
    Ｍｎ：０．１０~２．０％、　　　　　　　　　　Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ　：０．０１０％以下、　　　　　　　　　　Ａｌ：０．００１~０．１０％、
    Ｃｒ：１５．０~１８．０％、Ｎｉ：２．０~６．０％、
    Ｍｏ：１．５~３．５％、Ｖ：０．００１~０．２０％、
    Ｎ　：０．０１５％以下
    を、下記（１）式を満足するように含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、溶接時にフェライト単相温度域に加熱され、冷却された溶接熱影響部が、旧フェライト粒界の全長に対する比率で、旧フェライト粒界の５０％以上がマルテンサイト相および／またはオーステナイト相で占有された組織となるラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管。
    　記
    　１１．５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．４Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ　≦　１３．３‥‥（１）
    　ここで、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
  2. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃｕ：０．０１~３．５％、Ｗ：０．０１~３．５％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする請求項１に記載のラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管。
  3. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．０１~０．２０％、Ｎｂ：０．０１~０．２０％、Ｚｒ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする請求項１または２に記載のラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管。
  4. 　前記組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｃａ：０．０００５~０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする請求項１ないし３のいずれかに記載のラインパイプ用Ｃｒ含有鋼管。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013161089A1 (ja) 2012-04-26 2013-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Cr含有鋼管
JP2015110822A (ja) * 2012-12-21 2015-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5924256B2 (ja) * 2012-06-21 2016-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼継目無管およびその製造方法
CN103233180A (zh) * 2013-05-17 2013-08-07 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度双相不锈钢管及其制造方法
JP6171834B2 (ja) 2013-10-21 2017-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉鋼材製造用装置列
JP6171851B2 (ja) 2013-10-29 2017-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 継目無鋼管製造用装置列およびそれを利用した油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法
BR102014005015A8 (pt) * 2014-02-28 2017-12-26 Villares Metals S/A aço inoxidável martensítico-ferrítico, produto manufaturado, processo para a produção de peças ou barras forjadas ou laminadas de aço inoxidável martensítico-ferrítico e processo para a produção de tudo sem costura de aço inoxidável martensítico-ferrítico
JP6137082B2 (ja) * 2014-07-31 2017-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2016113794A1 (ja) 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用継目無ステンレス鋼管およびその製造方法
JP6206423B2 (ja) * 2015-01-22 2017-10-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度ステンレス厚鋼板およびその製造方法
US10378079B2 (en) 2015-08-04 2019-08-13 Nippon Steel Corporation Stainless steel and stainless steel product for oil well
CN105177255B (zh) * 2015-10-15 2017-06-13 东北大学 一种铁素体‑奥氏体双相不锈钢的热处理工艺方法
CN110763612B (zh) * 2018-07-25 2022-10-11 中国石油化工股份有限公司 一种研究马氏体对奥氏体钢应力腐蚀开裂性能影响的方法
MX2022016143A (es) * 2020-07-06 2023-02-09 Jfe Steel Corp Tubo de acero inoxidable sin soldadura y metodo para fabricar el mismo.
CN115807190A (zh) * 2022-11-28 2023-03-17 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种输油用高强度耐腐蚀不锈钢无缝管及其制造方法
CN119776737B (zh) * 2025-03-11 2025-07-01 上海宇洋特种金属材料有限公司 一种耐磨焊管用钢及其制备方法和焊管

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001115238A (ja) * 1999-08-06 2001-04-24 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼溶接鋼管
JP2001279392A (ja) * 2000-03-30 2001-10-10 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼および製造方法
JP2002060910A (ja) * 2000-08-11 2002-02-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 高Ｃｒ溶接鋼管
WO2005073419A1 (ja) 2004-01-30 2005-08-11 Jfe Steel Corporation マルテンサイト系ステンレス鋼管
JP2005336599A (ja) 2003-10-31 2005-12-08 Jfe Steel Kk 耐食性に優れたラインパイプ用高強度ステンレス鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS558404A (en) * 1978-06-30 1980-01-22 Nippon Steel Corp Manufacture of austenitic stainless steel used in atmosphere of high-temperature and high-pressure water
WO2005042793A1 (ja) * 2003-10-31 2005-05-12 Jfe Steel Corporation 耐食性に優れたラインパイプ用高強度ステンレス鋼管およびその製造方法
CN100497705C (zh) * 2003-10-31 2009-06-10 杰富意钢铁株式会社 耐腐蚀性优良的管线管用高强度不锈钢管及其制造方法
US20100116382A1 (en) * 2007-04-27 2010-05-13 Japan Atomic Energy Agency Austenitic stainless steel excellent in intergranular corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance, and method for producing austenitic stainless steel material

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001115238A (ja) * 1999-08-06 2001-04-24 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼溶接鋼管
JP2001279392A (ja) * 2000-03-30 2001-10-10 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼および製造方法
JP2002060910A (ja) * 2000-08-11 2002-02-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 高Ｃｒ溶接鋼管
JP2005336599A (ja) 2003-10-31 2005-12-08 Jfe Steel Kk 耐食性に優れたラインパイプ用高強度ステンレス鋼管およびその製造方法
WO2005073419A1 (ja) 2004-01-30 2005-08-11 Jfe Steel Corporation マルテンサイト系ステンレス鋼管
JP2005336601A (ja) 2004-01-30 2005-12-08 Jfe Steel Kk マルテンサイト系ステンレス鋼管

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013161089A1 (ja) 2012-04-26 2013-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の耐粒界応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用Cr含有鋼管
CN104254625A (zh) * 2012-04-26 2014-12-31 杰富意钢铁株式会社 焊接热影响部的耐晶界应力腐蚀破裂性优良的管线管用含Cr钢管
JP2015110822A (ja) * 2012-12-21 2015-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法

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