JP2000160247A - Manufacture of duplex stainless steel tube - Google Patents
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、二相ステンレス鋼
製継目無鋼管の製造方法に関し、特にＷを比較的多く含
有する二相ステンレス鋼を回転炉床式あるいはウオーキ
ングビーム式加熱炉などのビレット加熱炉で加熱後、傾
斜ロール式などの穿孔圧延機で製管する二相ステンレス
鋼製継目無鋼管の製造方法に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method for manufacturing a seamless stainless steel pipe made of duplex stainless steel, and more particularly to a billet such as a rotary hearth type or a walking beam type heating furnace for duplex stainless steel containing a relatively large amount of W. The present invention relates to a method for manufacturing a duplex stainless steel seamless steel pipe which is heated by a heating furnace and then formed by a piercing mill such as an inclined roll type.
【０００２】[0002]
【従来の技術】二相ステンレス鋼は、耐食性や溶接性に
優れている。さらに二相ステンレス鋼はフェライト系あ
るいはオーステナイト系のステンレス鋼に比べ、特に耐
海水腐食性と強度に優れているという特徴を有する。こ
のため二相ステンレス鋼製継目無鋼管は、より厳しい腐
食環境下での使用が可能である。2. Description of the Related Art Duplex stainless steel has excellent corrosion resistance and weldability. Further, duplex stainless steel has a feature that it is particularly excellent in seawater corrosion resistance and strength as compared with ferritic or austenitic stainless steel. Therefore, the duplex stainless steel seamless steel pipe can be used in a more severe corrosive environment.
【０００３】特開平5-132741号公報には二相ステンレス
鋼の一態様としてＷを1.5 〜5wt%含む二相ステンレス鋼
が開示されている。この二相ステンレス鋼は従来の二相
ステンレス鋼に比べて強度および耐食性、特に耐海水腐
食性が優れているほか、金属間化合物が析出するため機
械的性質と耐食性の劣化が小さく、海底フローラインの
ラインパイプなどに多く採用されている。Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-127341 discloses a duplex stainless steel containing 1.5 to 5 wt% of W as an embodiment of the duplex stainless steel. Compared to conventional duplex stainless steel, this duplex stainless steel has superior strength and corrosion resistance, especially corrosion resistance to seawater, and the precipitation of intermetallic compounds causes less deterioration in mechanical properties and corrosion resistance. It is widely used in line pipes.
【０００４】しかし、上記のような二相ステンレス鋼は
フェライト系やオーステナイト系のステンレス鋼に比べ
て熱間加工性が悪く、分塊圧延や穿孔圧延をするときに
割れ疵などが多く発生し、製品歩留が悪いという欠点を
有していた。However, the above duplex stainless steel has poor hot workability as compared with ferritic and austenitic stainless steels, and generates many cracks and the like during slab rolling and piercing rolling. It had the disadvantage that the product yield was poor.
【０００５】この熱間加工性を改善するために、従来か
ら種々の発明が開示されている。例えば、特開昭60-262
946 号公報では、結晶粒間に偏析するS を減少させた
上、Sの含有量に応じて所定量のCaを添加して固溶S を
低減させた二相ステンレス鋼の発明が開示されている。
また、特開平９−271811号公報では、フェライト含有量
が40〜80vol%となる温度領域でビレットを加熱後、穿孔
圧延もしくは穿孔圧延とこれに引き続く延伸圧延の延伸
比を規定する方法が開示されている。In order to improve the hot workability, various inventions have been disclosed. For example, JP-A-60-262
No. 946 discloses an invention of a duplex stainless steel in which S 2 segregating between crystal grains is reduced, and a predetermined amount of Ca is added according to the content of S to reduce solid solution S 2. I have.
Further, Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-271811 discloses a method in which a billet is heated in a temperature range in which a ferrite content is 40 to 80 vol%, and a stretching ratio of piercing rolling or piercing rolling and subsequent stretching rolling is specified. ing.
【０００６】[0006]
【発明が解決しようとする課題】しかし、これら２つの
発明は種々の問題を有していた。すなわち、特開昭60-2
62946 号公報記載の発明では熱間加工性は向上するが、
本来二相ステンレス鋼が備える充分な耐食性が失われて
しまう。また、特開平９−271811号公報記載の発明で
は、製管後の管外面のしわ疵、被れ疵の発生を防止およ
び抑制することが可能であるが、最近注目されているＷ
を1.5 〜5wt%含有する二相ステンレス鋼製のビレットに
ついて回転炉床式あるいはウオーキングビーム式加熱炉
などのビレット加熱炉を有する製管設備にて大量生産し
た場合、管外面にウロコ状被れ疵が発生するという問題
があった。However, these two inventions have various problems. That is, JP-A-60-2
Although the hot workability is improved in the invention described in Japanese Patent No. 62946,
The sufficient corrosion resistance inherent to duplex stainless steel is lost. Further, according to the invention described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-271811, it is possible to prevent and suppress the occurrence of wrinkles and flaws on the outer surface of the pipe after pipe production.
Of a duplex stainless steel billet containing 1.5 to 5 wt% in a pipe-making facility with a billet heating furnace such as a rotary hearth type or a walking beam type heating furnace, the scale surface-like flaw on the outer surface of the tube There was a problem that occurs.
【０００７】ここに、本発明の課題は、1.5wt%以上、5.
0wt%以下のＷを含有する二相ステンレス鋼から継目無鋼
管を製造する際に、ウロコ状被れ疵が管外面に発生する
のを抑制することができる二相ステンレス鋼製継目無鋼
管の製造方法を提供することにある。[0007] Here, the object of the present invention is to provide a solution of not less than 1.5 wt%,
Manufacture of seamless stainless steel pipe made of duplex stainless steel that can suppress the occurrence of scale-like flaws on the outer surface of the pipe when manufacturing seamless steel pipe from duplex stainless steel containing 0 wt% or less W It is to provide a method.
【０００８】[0008]
【課題を解決するための手段】本発明者は1.5wt%以上、
5.0wt%以下のＷを含有する二相ステンレス鋼製継目無鋼
管の素材であるビレットを回転炉床式あるいはウオーキ
ングビーム式加熱炉を有する鋼管製造設備にて大量生産
した場合、管外面にウロコ状被れ疵が発生する原因につ
いて究明すべく、種々の実験を行った結果、次の知見を
得た。Means for Solving the Problems The present inventor has found that at least 1.5 wt%
When a large amount of billet, a material of seamless stainless steel pipe containing less than 5.0wt% W, is mass-produced at a steel pipe manufacturing facility having a rotary hearth type or a walking beam type heating furnace, a scale-like shape is formed on the outer surface of the pipe. The following findings were obtained as a result of conducting various experiments to determine the cause of the flaws.
【０００９】すなわち、フェライト相とオーステナイト
相からなる二相ステンレス鋼の熱間加工性は、二相ステ
ンレス鋼中のフェライト含有量により変化する。フェラ
イト含有量が少ないほど、強度の高いオーステナイト相
に強度の弱いフェライト相が挟まれ、その境界部から被
れ疵が発生しやすくなる。そして、このフェライト含有
量は、二相ステンレス鋼の温度によって異なり、通常、
温度が高くなるのに従って二相ステンレス鋼中のフェラ
イト含有量は多くなる。That is, the hot workability of a duplex stainless steel composed of a ferrite phase and an austenite phase changes depending on the ferrite content in the duplex stainless steel. The lower the ferrite content, the lower the strength of the ferrite phase between the higher-strength austenitic phase and the more likely it is that flaws occur at the boundary. And this ferrite content depends on the temperature of the duplex stainless steel, usually,
As the temperature increases, the ferrite content in the duplex stainless steel increases.
【００１０】一方、管外面の被れ疵は被加工材料である
二相ステンレス鋼の高温における強度にも関係する。一
般に、鋼の高温における強度が高ければ高いほど、この
二相ステンレス鋼の熱間加工性は悪くなる。従って、1.
5wt%以上、5.0wt%以下のＷを含有する二相ステンレス鋼
は、その高温における強度が高いので、二相ステンレス
鋼を製管する際、管外面に被れ疵が発生しやすい。その
ため、製管前の熱処理をより高温で行う必要があった。On the other hand, the flaws on the outer surface of the pipe are related to the strength of the duplex stainless steel at a high temperature. Generally, the higher the strength of the steel at high temperatures, the worse the hot workability of the duplex stainless steel. Therefore, 1.
Duplex stainless steel containing 5 wt% or more and 5.0 wt% or less of W has a high strength at high temperatures, and thus, when a duplex stainless steel is produced, a flaw is easily generated on the outer surface of the pipe. Therefore, it was necessary to perform heat treatment at a higher temperature before pipe making.
【００１１】以上の２点を考慮すると、フェライト含有
量が所定量になる温度領域における上限に近い温度で加
熱して均熱処理をすることが好ましいことが分かる。し
かし、大量生産するにあたり、熱間加工性を向上させる
ためにこのような温度で二相ステンレス鋼ビレットの均
熱処理をすると、製管後の管外面にウロコ状被れ疵が発
生した。In view of the above two points, it can be seen that it is preferable to perform the soaking treatment by heating at a temperature close to the upper limit in the temperature region where the ferrite content becomes a predetermined amount. However, in mass production, when the duplex stainless steel billet was soaked at such a temperature in order to improve hot workability, a scale-like flaw was generated on the outer surface of the tube after the tube was made.
【００１２】そこで発明者は、Ｗ含有量の異なる二相ス
テンレス鋼と、Ｗを含有しない二相ステンレス鋼のビレ
ットを回転炉床式ビレット加熱炉にて1300℃にて240 分
加熱して均熱処理を行い、その断面組織のフェライト含
有量について比較した。図１、図２にその結果を示す。
なお、図１は下掲表１の組成Ａに示す本発明の対象鋼で
ある2.0wt%のＷを含有する二相ステンレス鋼の、図２は
表１の組成Ｂに示す本発明の対象外の鋼である0.3wt%の
Ｗを含有する二相ステンレス鋼のそれぞれの結果を示
す。Therefore, the inventor of the present invention heated a billet of a duplex stainless steel having a different W content and a duplex stainless steel containing no W in a rotary hearth billet heating furnace at 1300 ° C. for 240 minutes to perform a soaking treatment. The ferrite content of the cross-sectional structure was compared. 1 and 2 show the results.
FIG. 1 shows a duplex stainless steel containing 2.0 wt% of W, which is a target steel of the present invention shown in composition A of Table 1 below, and FIG. The respective results of the duplex stainless steel containing 0.3 wt% W, which is a steel, are shown.
【００１３】[0013]
【表１】 [Table 1]
【００１４】これらの結果から、本発明の対象である2.
0wt%のＷを含有する二相ステンレス鋼では回転炉床式ビ
レット加熱炉の炉床と接触する部分のフェライト含有量
が減少していることが明らかになった。一方、図２では
炉床接触部と未接触部とでフェライト相の量に実質上の
相違はみられない。したがって、前述のようなウロコ状
被れ疵もこのような相違によって発生することが考えら
れる。そしてこの原因を解明するためにビレットと炉床
堆積物について調査した。From these results, the subject of the present invention is 2.
In the duplex stainless steel containing 0 wt% W, it was found that the ferrite content of the portion in contact with the hearth of the rotary hearth type billet heating furnace was reduced. On the other hand, in FIG. 2, there is no substantial difference in the amount of ferrite phase between the hearth contact portion and the non-contact portion. Therefore, it is conceivable that the scale-like flaw as described above also occurs due to such a difference. And the billet and hearth sediment were investigated to clarify the cause.
【００１５】図３に回転炉床式ビレット加熱炉内のビレ
ットと炉床の概念図を示す。図３に示すようにビレット
と炉床は炉床堆積物 (炉床スケール) を介して接触して
いる。そこで、炉床堆積物を調査した結果、その成分は
表２に示すようにFeの酸化物が約1/3 をしめるものであ
った。FIG. 3 is a conceptual diagram of billets and a hearth in a rotary hearth billet heating furnace. As shown in FIG. 3, the billet and the hearth are in contact via the hearth sediment (hearth scale). Therefore, as a result of investigating the hearth sediment, as shown in Table 2, the content of the iron oxide was about one third of Fe oxide.
【００１６】[0016]
【表２】 [Table 2]
【００１７】図４にFe2O3 とWO3 の状態図を示す。図４
からわかるようにFeの酸化物とＷの酸化物(WO3) は上記
調査で行った均熱処理温度（1300℃）よりも低い温度で
溶融し反応する。FIG. 4 shows a phase diagram of Fe 2 O 3 and WO 3 . FIG.
As can be seen from the above, the oxide of Fe and the oxide of W (WO 3 ) melt and react at a temperature lower than the soaking temperature (1300 ° C.) performed in the above investigation.
【００１８】以上を考慮すると図３に示すようにビレッ
トと加熱炉の炉床との接触部では、炉床堆積物中のFeの
酸化物(Fe2O3) とビレット炉床接触部のＷ酸化物皮膜(W
O3、Fe2WO6) とが溶融反応すると考えられる。さらにそ
の溶融部では元素の拡散速度が増大しCr等が(FeCr)2O3
などのように急激に酸化する。その結果、フェライト形
成元素であるCr等が減少し、炉床との接触部にあるビレ
ット外表面のフェライト相が減少したものと考えられ
る。Considering the above, as shown in FIG. 3, at the contact portion between the billet and the hearth of the heating furnace, the oxide of Fe (Fe 2 O 3 ) in the hearth deposits and the W Oxide film (W
It is considered that O 3 and Fe 2 WO 6 ) undergo a melting reaction. Further, the diffusion rate of the element increases in the molten portion, and Cr and the like become (FeCr) 2 O 3
Oxidizes rapidly, such as. As a result, it is considered that the ferrite forming element such as Cr decreased, and the ferrite phase on the outer surface of the billet at the contact portion with the hearth decreased.
【００１９】以上から炉床接触部でのビレット外表面の
フェライト相の減少がウロコ状被れ疵発生の原因であ
り、このフェライト相の減少を抑えることでウロコ状被
れ疵が発生しない鋼管が作製できると考えた。From the above, the decrease in the ferrite phase on the outer surface of the billet at the hearth contact portion is the cause of the occurrence of scale-like flaws. By suppressing this decrease in ferrite phase, a steel pipe free of scale-like flaws is produced. I thought it could be made.
【００２０】そこで均熱温度と均熱時間を制御してビレ
ットと炉床堆積物の反応による腐食減量を減少させるこ
とによりフェライト相の減少が抑えられると考えた。こ
こで腐食減量とはビレットと炉床堆積物との反応により
ビレット表面から剥離する酸化物の量である。Therefore, it was considered that the reduction of the ferrite phase can be suppressed by controlling the soaking temperature and the soaking time to reduce the corrosion loss caused by the reaction between the billet and the hearth deposit. Here, the corrosion weight loss is the amount of the oxide that is separated from the billet surface by the reaction between the billet and the hearth deposit.
【００２１】表１に示す各材質の鋼を実験炉にて炉床堆
積物中で加熱した結果、腐食減量と均熱時間の関係は図
５に示すような傾向を示した。これより1.5wt%以上、5.
0wt%以下のＷを含有する二相ステンレス鋼と炉床堆積物
との反応はビレットの均熱温度と均熱時間によって変化
し、次式に近似できることが判明した。As a result of heating the steel of each material shown in Table 1 in the hearth deposits in the experimental furnace, the relationship between the corrosion loss and the soaking time showed a tendency as shown in FIG. 1.5 wt% or more, 5.
It has been found that the reaction between the duplex stainless steel containing 0 wt% or less of W and the hearth deposit changes depending on the soaking temperature and the soaking time of the billet and can be approximated by the following equation.
【００２２】 WE=(t/400) ×｛-(T-1200)2+40000｝ …… 式(1) ここで、WE: 腐食減量(mg/cm3)、t:均熱時間（時間）、
T:均熱温度（℃）である。WE = (t / 400) × ｛-(T-1200) 2 +40000｝ Equation (1) where, WE: loss of corrosion (mg / cm 3 ), t: soaking time (hour) ,
T: soaking temperature (° C.)
【００２３】そこで発明者は、材質A を1200℃に加熱
し、種々の均熱時間におけるフェライト含有量を調査し
た。この結果を図６に示す。フェライト含有量は均熱時
間が長いほど減少した。一方、フェライト含有量と腐食
減量の関係を調べたところ、腐食減量が300mg/cm3 を超
えるとフェライト含有量が40% を下回り、ウロコ状被れ
疵の発生がみられることが分かった。よって、 300 ≧(t/400) ×｛-(T-1200)2+40000｝、ただし、1000
≦T ≦1400 を満たせば、フェライト量の減少を抑えることができ、
ウロコ状被れ疵の発生を抑えることができることを見出
し、本発明の完成に至った。Therefore, the inventor heated the material A to 1200 ° C. and investigated the ferrite content at various soaking times. The result is shown in FIG. The ferrite content decreased as the soaking time increased. On the other hand, an examination of the relationship between the ferrite content and the corrosion weight loss revealed that when the corrosion weight loss exceeded 300 mg / cm 3 , the ferrite content fell below 40%, and the occurrence of scale-like flaws was observed. Therefore, 300 ≧ (t / 400) × ｛-(T-1200) 2 +40000｝, but 1000
If ≤T ≤1400, the decrease in the amount of ferrite can be suppressed,
They have found that the occurrence of scale-like flaws can be suppressed, and have completed the present invention.
【００２４】ここに本発明は、Ｗを1.5wt%以上、5.0wt%
以下含有する二相ステンレス鋼のビレットを加熱して均
熱処理を行う工程および均熱処理をされたビレットを熱
間加工して製管する工程を含む二相ステンレス鋼製継目
無鋼管の製造方法において、前記均熱処理を、ビレット
の均熱温度T （℃）および均熱時間t （時間）が 300 ≧(t/400) ×｛-(T-1200)2+40000｝、ただし、1000
≦T ≦1400 を満たす条件下で行うことを特徴とする二相ステンレス
鋼製継目無鋼管の製造方法である。また、このとき、好
ましいビレットの均熱温度は1100℃以上、1320℃以下で
ある。In the present invention, W is not less than 1.5 wt% and 5.0 wt%
In the method for producing a duplex stainless steel seamless steel pipe comprising a step of heating a billet of a duplex stainless steel containing below and performing a soaking treatment and a step of hot working the billet subjected to the soaking treatment to form a pipe, The above-mentioned soaking treatment was performed so that the soaking temperature T (° C.) and the soaking time t (hour) of the billet were 300 ≧ (t / 400) × {− (T-1200) 2 +40000}, but 1000
A method for producing a duplex stainless steel seamless steel pipe, which is performed under a condition satisfying ≦ T ≦ 1400. At this time, a preferable soaking temperature of the billet is 1100 ° C. or more and 1320 ° C. or less.
【００２５】さらには、前記ビレットが、wt% で、1.5%
以上、5.0%以下のＷを含有するとともに、C:0.030%以
下、Si:0.10%以上、2.0%以下、Mn:0.10%以上、2.0%以
下、P:0.050%以下、S:0.0080% 以下、sol-Al:0.10%以
下、Ni:5.0% 以上、11.0% 以下、Cr:17.0%以上、30.0%
以下、Mo:1.0% 以上、6.0%以下、N:0.10% 以上、0.40%
以下を含み、必要によりCa:0.00050% 以上、0.020%以
下、Mg:0.00050% 以上、0.020%以下、REM:0.00050%以
上、0.20% 以下、B:0.00010%以上、0.050%以下のうち１
種または２種以上、および／またはCu:2.0% 以下、V:1.
5%以下、Ti:0.50%以下、Nb:0.50%以下のうち１種または
２種以上含み、残部がFeおよび不可避的不純物から成る
二相ステンレス鋼であることが好ましい。Further, the billet is 1.5% by weight.
Above, while containing 5.0% or less W, C: 0.030% or less, Si: 0.10% or more, 2.0% or less, Mn: 0.10% or more, 2.0% or less, P: 0.050% or less, S: 0.0080% or less, sol-Al: 0.10% or less, Ni: 5.0% or more, 11.0% or less, Cr: 17.0% or more, 30.0%
Mo: 1.0% or more, 6.0% or less, N: 0.10% or more, 0.40%
Including the following, if necessary: Ca: 0.00050% or more, 0.020% or less, Mg: 0.00050% or more, 0.020% or less, REM: 0.00050% or more, 0.20% or less, B: 0.00010% or more, 0.050% or less
Species or two or more, and / or Cu: 2.0% or less, V: 1.
It is preferably a duplex stainless steel containing one or more of 5% or less, Ti: 0.50% or less, and Nb: 0.50% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
【００２６】このように、本発明によれば、均熱処理条
件とウロコ状疵発生の相関が明らかになるから、別の面
からは、本発生は上述の式の値が300 以下、300 超であ
るかを基準としたクロコ状疵発生評価法ということもで
きる。As described above, according to the present invention, the correlation between the soaking conditions and the generation of scale-like flaws becomes apparent. From another aspect, the occurrence of this scale is less than 300 and more than 300 It can also be said that it is a method for evaluating the occurrence of crocodile flaws based on the presence or absence.
【００２７】[0027]
【発明の実施の形態】次に、本発明において上述のよう
に製造条件および鋼組成を限定した理由について説明す
る。Next, the reasons for limiting the production conditions and steel composition as described above in the present invention will be described.
【００２８】本発明におけるビレットは、1.5wt%以上、
5.0wt%以下のＷを含有する二相ステンレス鋼ビレットで
ある。Ｗは耐食性、特に耐孔食性、耐隙間腐食性を向上
させるのに有効である。ＷはMoと異なり、σ相などの生
成を促進させることはない。また、Cr、Mo、N の含有量
を増やさずに高い耐食性を確保することができる。この
ような効果を得るためには、その含有量を1.5wt%以上に
する。一方、Ｗは高価であるため、Ｗの過剰添加は鋼の
コスト上昇を招くため望ましくなく、また、5.0wt%を超
えて添加しても耐食性向上の効果は飽和するので、その
上限は5.0wt%で十分である。本発明におけるビレットは
1.5wt%以上、5.0wt%以下のＷを含有する二相ステンレス
鋼であればよく、特に他の成分には制限されない。In the present invention, the billet is at least 1.5 wt%,
It is a duplex stainless steel billet containing 5.0 wt% or less of W. W is effective for improving corrosion resistance, particularly pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. W, unlike Mo, does not promote the formation of the σ phase or the like. Also, high corrosion resistance can be secured without increasing the contents of Cr, Mo, and N. In order to obtain such an effect, the content is set to 1.5 wt% or more. On the other hand, since W is expensive, excessive addition of W is undesirable because it causes an increase in steel cost, and the effect of improving corrosion resistance is saturated even if added in excess of 5.0 wt%, so the upper limit is 5.0 wt%. % Is sufficient. The billet in the present invention is
Any duplex stainless steel containing 1.5 wt% or more and 5.0 wt% or less of W may be used, and is not particularly limited to other components.
【００２９】しかし、本発明にかかる製造方法で作製し
た継目無鋼管を海底フローラインのラインパイプとして
用いた場合、さらに優れた耐食性、特に耐海水腐食性を
備えることが必要である。そのためには下記に化学成分
を有する二相ステンレス鋼ビレットを用いることが好ま
しい。However, when the seamless steel pipe produced by the production method according to the present invention is used as a line pipe of a submarine flow line, it is necessary to have even more excellent corrosion resistance, especially seawater corrosion resistance. For that purpose, it is preferable to use a duplex stainless steel billet having the following chemical components.
【００３０】すなわち、wt% で、1.5%以上、5.0%以下の
Ｗを含有するとともに、C:0.030%以下、Si:0.10%以上、
2.0%以下、Mn:0.10%以上、2.0%以下、P:0.050%以下、S:
0.0080% 以下、sol-Al:0.10%以下、Ni:5.0% 以上、11.0
% 以下、Cr:17.0%以上、30.0% 以下、Mo:1.0% 以上、6.
0%以下、N:0.10% 以上、0.40% 以下、を含み、必要によ
りCa:0.00050% 以上、0.020%以下、Mg:0.00050% 以上、
0.020%以下、REM:0.00050%以上、0.20% 以下、B:0.0001
0%以上、0.050%以下のうち１種または２種以上、および
／またはCu:2.0% 以下、V:1.5%以下、Ti:0.50%以下、N
b:0.50%以下のうち１種または２種以上含み、残部がFe
および不可避的不純物から成る二相ステンレス鋼のビレ
ットである。That is, while containing 1.5% or more and 5.0% or less of W in wt%, C: 0.030% or less, Si: 0.10% or more,
2.0% or less, Mn: 0.10% or more, 2.0% or less, P: 0.050% or less, S:
0.0080% or less, sol-Al: 0.10% or less, Ni: 5.0% or more, 11.0
%, Cr: 17.0% or more, 30.0% or less, Mo: 1.0% or more, 6.
0% or less, N: 0.10% or more, 0.40% or less, including Ca: 0.00050% or more, 0.020% or less, Mg: 0.00050% or more, if necessary
0.020% or less, REM: 0.00050% or more, 0.20% or less, B: 0.0001
One or more of 0% or more and 0.050% or less, and / or Cu: 2.0% or less, V: 1.5% or less, Ti: 0.50% or less, N
b: One or more of 0.50% or less, with the balance being Fe
And a duplex stainless steel billet consisting of unavoidable impurities.
【００３１】以下に本発明の好適態様における各成分に
ついての含有量についてのその配合理由を説明する。 C: Cは後述するＮと同様にオーステナイト相を安定化す
るのに有効であるが、その含有量は0.030wt%を超えると
炭化物が析出しやすくなり耐食性が劣化する。The reasons for the contents of each component in the preferred embodiment of the present invention will be described below. C: C is effective in stabilizing the austenite phase as in the case of N described later, but if its content exceeds 0.030 wt%, carbides are easily precipitated and the corrosion resistance is deteriorated.
【００３２】Si: Siは脱酸剤として有効であるが、その
含有量が0.10wt% 未満では効果が得られない。一方、そ
の含有量が2.0wt%を超えると脆いσ相が析出しやすくな
って靱性が劣化する。Si: Si is effective as a deoxidizing agent, but no effect is obtained if its content is less than 0.10 wt%. On the other hand, if the content exceeds 2.0 wt%, a brittle σ phase is likely to precipitate and the toughness is deteriorated.
【００３３】Mn: Mnは脱酸剤及び脱硫剤として有効であ
り、さらにオーステナイト相の安定化および熱間加工性
の向上にも寄与する。その含有量が0.10wt% 未満ではこ
れらの効果が十分ではない。一方、その含有量が2.0wt%
を超えると耐食性を劣化させる。Mn: Mn is effective as a deoxidizing agent and a desulfurizing agent, and further contributes to stabilization of an austenite phase and improvement of hot workability. If the content is less than 0.10 wt%, these effects are not sufficient. On the other hand, the content is 2.0wt%
If it exceeds, the corrosion resistance deteriorates.
【００３４】P: Pは鋼中に不可避的に混入する不純物元
素であるが、その含有量が0.050wt%を超えると耐食性、
靱性が著しく低下する。P: P is an impurity element inevitably mixed into steel, but if its content exceeds 0.050 wt%, corrosion resistance,
The toughness is significantly reduced.
【００３５】S: Sは、上記Ｐと同様、鋼中に不可避的に
混入する不純物元素であり、熱間加工性を著しく悪化さ
せる。また、硫化物は孔食の起点になり耐食性を劣化さ
せる、このためＳの含有量は可能な限り少ない方がよい
が、実用上0.0080wt% 以下であれば実用上問題にはなら
ない。望ましくは0.0050wt% 以下とするのが好ましい。S: Like P, S is an impurity element inevitably mixed into steel, and significantly deteriorates hot workability. In addition, sulfides are a starting point of pitting corrosion and deteriorate corrosion resistance. Therefore, the content of S is preferably as small as possible. However, if it is 0.0080 wt% or less in practical use, there is no practical problem. Desirably, the content is 0.0050 wt% or less.
【００３６】sol-Al: Alは鋼中の脱酸剤として有効であ
る。しかし、耐食性を向上させるべくＮを多く添加含有
させると、AlN が多量に析出し、靱性および耐食性が劣
化する。このため、その含有量はできるだけ少ない方が
よく、sol-Al含有量として0.10wt% 以下であれば実用上
問題はない。Sol-Al: Al is effective as a deoxidizing agent in steel. However, if a large amount of N is added and contained in order to improve the corrosion resistance, AlN precipitates in a large amount, and the toughness and the corrosion resistance deteriorate. For this reason, the content should be as small as possible. If the sol-Al content is 0.10 wt% or less, there is no practical problem.
【００３７】Ni: Niはオーステナイト相の生成元素であ
り、かつσフェライト相の析出抑制に寄与する。しか
し、その含有量が5.0wt%未満ではフェライト量が多くな
りすぎて二相ステンレス鋼の特徴が消失する。また、フ
ェライト中のＮの固溶度は小さいので、フェライト相が
多くなると窒化物が析出しやすくなり耐食性が劣化す
る。一方、含有量が11.0wt% を超えるとフェライト相が
少なくなり二相ステンレス鋼としての特徴が少なくな
る。また脆いσ相が析出しやすくなる。Ni: Ni is an element forming the austenite phase and contributes to suppressing the precipitation of the σ ferrite phase. However, when the content is less than 5.0 wt%, the amount of ferrite becomes too large, and the characteristics of the duplex stainless steel disappear. In addition, since the solid solubility of N in ferrite is small, when the ferrite phase increases, nitrides are likely to precipitate and the corrosion resistance deteriorates. On the other hand, when the content exceeds 11.0 wt%, the ferrite phase decreases, and the characteristics of the duplex stainless steel decrease. Further, a brittle σ phase is easily precipitated.
【００３８】Cr: Crは耐食性を確保するための必須成分
であるが、その含有量が17wt% 未満では必要な耐食性を
確保できない。一方、その含有量が30wt% を超えると脆
いσ相が析出しやすくなり、耐食性のみならず熱間加工
性および溶接性が劣化する。Cr: Cr is an essential component for ensuring corrosion resistance, but if its content is less than 17% by weight, required corrosion resistance cannot be ensured. On the other hand, if the content exceeds 30% by weight, a brittle σ phase tends to precipitate, deteriorating not only corrosion resistance but also hot workability and weldability.
【００３９】Mo: MoはCrと同様、耐食性、特に耐孔食性
および耐隙間腐食性を向上させるのに有効である。しか
し、その含有量が1.0wt%未満であるとその効果は得られ
ない。一方、その含有量が6.0wt%を超えると脆いσ相が
析出しやすくなり、熱間加工性が低下する。Mo: Like Cr, Mo is effective in improving corrosion resistance, particularly pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. However, if the content is less than 1.0 wt%, the effect cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 6.0 wt%, a brittle σ phase is likely to precipitate, and the hot workability is reduced.
【００４０】N: Nはオーステナイト生成元素であり、C
r、Mo、Ｗなどのフェライト相生成元素を比較的多く含
有する鋼の熱的安定と耐食性を向上させるのに有効な元
素である。しかし、その含有量が0.10wt% 未満ではこれ
らの効果は得られない。一方、その含有量が0.40wt% を
超えると熱間加工性が低下するのみならず、製管の溶接
時に溶接部ブローホールが発生するほか窒化物が生成
し、溶接の靱性および耐食性が低下する。N: N is an austenite forming element;
It is an element effective for improving the thermal stability and corrosion resistance of steel containing a relatively large amount of ferrite phase forming elements such as r, Mo, and W. However, if the content is less than 0.10 wt%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 0.40 wt%, not only does hot workability deteriorate, but also a weld blowhole is generated during welding of pipes, nitrides are generated, and welding toughness and corrosion resistance are reduced. .
【００４１】Ca、Mg、REM(La,Ce,Y など) およびB:これ
らの元素は、鋼中に不純物として不可避的に存在するS
が結晶粒界に偏析するのを抑制して熱間加工性を向上さ
せる。すなわち、Ca、Mg、REM については鋼中に固溶し
たＳおよびＯをその硫化物および酸化物として固定し、
ＳおよびＯが結晶粒界に偏析するのを抑制して熱間加工
性を向上させる。また、Ｂについては、その原子の大き
さがＳおよびＯよりも大きいことから結晶粒界に優先的
に偏析し、ＳおよびＯが結晶粒界に偏析するのを抑制し
て熱間加工性を向上させる。熱間加工性を向上させるべ
く、これらの元素のうちから１種または２種以上添加さ
せるのが好ましい。Ca, Mg, REM (La, Ce, Y, etc.) and B: These elements are inevitably present as S in steel as impurities.
Suppresses segregation at the crystal grain boundaries to improve hot workability. That is, for Ca, Mg, and REM, S and O dissolved in steel are fixed as sulfides and oxides thereof,
S and O are prevented from segregating at the crystal grain boundaries to improve hot workability. In addition, since B has a larger atomic size than S and O, it segregates preferentially at crystal grain boundaries, and suppresses segregation of S and O at crystal grain boundaries to improve hot workability. Improve. In order to improve hot workability, one or more of these elements are preferably added.
【００４２】しかし、その含有量が、Ca、Mg、REM につ
いては0.00050wt%未満、Ｂについては0.00010wt%未満で
はその効果は得られない。一方、その含有量が、Ca、Mg
については0.020wt%、REM については0.20wt% 、Ｂにつ
いては0.050wt%を超えると耐食性が劣化する。すなわ
ち、Ca、Mg、REM を上記上限を超えて含有させると、鋼
中に孔食の起点となる硫化物や酸化物が生成し、耐食性
が劣化する。また、Ｂを上記上限値を超えて含有させる
と、鋼中にＢの窒化物や炭化物が生成し、耐食性が劣化
するに加え靱性も低下する。従って、これらの元素を添
加させる場合、Ca、Mgについては0.00050wt%以上、0.02
0wt%以下、REM については0.00050wt%以上、0.20wt% 以
下、Ｂについては0.00010wt%以上、0.050wt%以下とする
のが望ましい。However, if the content is less than 0.00050 wt% for Ca, Mg and REM, and less than 0.00010 wt% for B, the effect cannot be obtained. On the other hand, the content is Ca, Mg
If the content exceeds 0.020 wt%, the REM exceeds 0.20 wt%, and the B exceeds 0.050 wt%, the corrosion resistance deteriorates. That is, when Ca, Mg, and REM are contained in excess of the above upper limits, sulfides and oxides that serve as pitting corrosion starting points are formed in the steel, and the corrosion resistance deteriorates. Further, when B is contained in excess of the above upper limit, nitrides and carbides of B are generated in the steel, which deteriorates corrosion resistance and also lowers toughness. Therefore, when these elements are added, Ca and Mg are not less than 0.00050 wt% and 0.02 wt%.
It is desirable that the content be 0 wt% or less, that of REM be 0.00050 wt% or more and 0.20 wt% or less, and that that of B be 0.00010 wt% or more and 0.050 wt% or less.
【００４３】Cu、Ｖ、TiおよびNb: これらの元素は、鋼
の耐食性を向上させる作用を有する。このうち、特に、
Cuは還元性の低pH環境、すなわち硫酸や硫化水素を多く
含む環境下での耐食性をより一段と向上させる。また、
ＶはＷとともに複合的に添加した場合、耐隙間腐食性を
より一段と向上させる。よってこれらの効果を得たい場
合は、上記各元素のうちから選択した１種または２種以
上を添加させる。Cu, V, Ti and Nb: These elements have an effect of improving the corrosion resistance of steel. Of these,
Cu further improves corrosion resistance in a reducing pH environment, that is, an environment containing a large amount of sulfuric acid and hydrogen sulfide. Also,
When V is added in combination with W, crevice corrosion resistance is further improved. Therefore, in order to obtain these effects, one or more selected from the above elements are added.
【００４４】Cuについては2.0wt%を超えると熱間加工性
が低下する。また、Ｖについては1.5wt%を超えるとフェ
ライト量が増加し、逆に耐食性が低下するのみならず、
靱性も低下する。さらに、TiおよびNbについては0.50wt
% を超えると靱性が低下する。If the content of Cu exceeds 2.0% by weight, the hot workability decreases. When V exceeds 1.5 wt%, the amount of ferrite increases, and conversely, not only does the corrosion resistance decrease,
The toughness also decreases. Furthermore, 0.50 wt% for Ti and Nb
%, The toughness decreases.
【００４５】従って、これらの元素を添加含有させる場
合は、Cuについては2.0wt%以下、Ｖについては1.5wt%以
下、 Ti およびNbについてはそれぞれ0.50wt% 以下とす
るのが望ましい。Therefore, when these elements are added and contained, it is desirable that Cu be 2.0 wt% or less, V be 1.5 wt% or less, and Ti and Nb be 0.50 wt% or less respectively.
【００４６】二相ステンレス鋼は一般に常温ではオース
テナイト相とフェライト相の二相組織となるが、穿孔圧
延をする高温側ではフェライトの含有量が多くなる。フ
ェライト含有量が80vol%を超えるとフェライト系ステン
レス鋼に特有のリジング現象が発生する。つまり、フェ
ライト相の加工時の結晶異方性による表面凹凸・しわ疵
が発生し管外面の疵を取り除く必要が出てくる。一方、
40vol%未満では変形抵抗が大きく穿孔圧延が困難にな
る。従来技術にあっては一般に高温あるいは長時間加熱
均熱処理するとフェライト含有量が減少するということ
は知られていたが、特に炉床接触部においてはフェライ
ト相の減少は知られていなかった。In general, a duplex stainless steel has a two-phase structure of an austenite phase and a ferrite phase at room temperature, but the ferrite content increases on the high temperature side where piercing and rolling is performed. When the ferrite content exceeds 80 vol%, a ridging phenomenon peculiar to ferritic stainless steel occurs. That is, surface irregularities and wrinkles are generated due to crystal anisotropy during the processing of the ferrite phase, and it becomes necessary to remove the defects on the outer surface of the tube. on the other hand,
If it is less than 40 vol%, deformation resistance is large and piercing and rolling becomes difficult. In the prior art, it was generally known that the ferrite content was reduced by high-temperature or long-time soaking treatment, but the ferrite phase was not particularly reduced at the hearth contact portion.
【００４７】ビレットの炉床と接触する部分のフェライ
ト含有量は均熱温度が高いほど多く、一方、均熱時間が
長いほど少なくなる。ウロコ状被れ疵を防止するため、
同部分のフェライト含有量が40vol%以上、80vol%以下に
するには、均熱温度と均熱時間の関係が次式を満たさな
ければならない。 300 ≧(t/400) ×｛-(T-1200)2+40000｝ ここで、t:均熱時間（時間）、T:均熱温度（℃）であ
る。The ferrite content of the portion of the billet in contact with the hearth increases as the soaking temperature increases, and decreases as the soaking time increases. To prevent scale-like flaws,
In order for the ferrite content of the same portion to be 40 vol% or more and 80 vol% or less, the relationship between the soaking temperature and the soaking time must satisfy the following equation. 300 ≧ (t / 400) × {− (T-1200) 2 +40000} where t: soaking time (hours), T: soaking temperature (° C.).
【００４８】より好ましくは 275 ≧(t/400) ×｛-(T-1200)2+40000｝ 最も好ましくは 200 ≧(t/400) ×｛-(T-1200)2+40000｝ である。More preferably, 275 ≧ (t / 400) × {− (T-1200) 2 +40000} and most preferably 200 ≧ (t / 400) × {− (T-1200) 2 +40000}.
【００４９】また、ビレットの均熱温度は、1000℃以
上、1400℃以下であることが必要である。しかし、より
好ましくは1100℃以上、1320℃以下である。1100℃未満
であると加熱不足のため圧延負荷がおおきくなり、負荷
増大による疵が発生することがある。1320℃を超える温
度であるとビレットにだれが生じ、圧延が不可能になる
ことがある。最も好ましくは、1250℃以上、1300℃以下
である。It is necessary that the soaking temperature of the billet is not lower than 1000 ° C. and not higher than 1400 ° C. However, the temperature is more preferably 1100 ° C or higher and 1320 ° C or lower. If the temperature is lower than 1100 ° C., the rolling load is increased due to insufficient heating, and flaws may occur due to the increased load. If the temperature is higher than 1320 ° C, the billet may be drooped and rolling may not be possible. Most preferably, it is 1250 ° C or higher and 1300 ° C or lower.
【００５０】一方、ビレットの炉床と接触する部分では
Cr等のフェライト生成元素の酸化が起こるため、フェラ
イト含有量が減少する。したがって、減少量は均熱時間
が長いほど多い。このため、均熱時間はより短時間であ
ることが望ましい。しかし、均熱時間が短かすぎると偏
肉が大きくなる。よって、前記の式を満足させる必要が
ある。On the other hand, in the portion of the billet that comes into contact with the hearth,
Oxidation of ferrite-forming elements such as Cr occurs, so that the ferrite content decreases. Therefore, the reduction amount increases as the soaking time increases. Therefore, the soaking time is desirably shorter. However, if the soaking time is too short, uneven wall thickness will increase. Therefore, it is necessary to satisfy the above expression.
【００５１】以上示した均熱処理はビレット加熱炉にて
行う。ビレット加熱炉内にビレットを搬入あるいは搬出
する際、ビレットと炉床等が摩擦により擦れ合いビレッ
トスケール、炉内壁などが剥離する。これらの剥離物を
１バッチごと除去すれば、炉床には剥離物が堆積せず、
容易に被れ疵のない二相ステンレス鋼製継目無鋼管の製
造が可能である。しかし、これでは大量生産には不適で
あり、通常、ビレットとこの剥離した堆積物が接触した
状態で加熱され、均熱処理がされる。つまり、堆積物を
ビレット加熱炉に残留させたまま、ラインを動かさない
と大量生産は不可能であるからである。The soaking treatment described above is performed in a billet heating furnace. When a billet is carried into or out of a billet heating furnace, the billet and the hearth rub against each other due to friction, and the billet scale, the furnace inner wall, and the like are separated. If these strips are removed one batch at a time, no strips will accumulate on the hearth,
It is possible to easily manufacture a seamless stainless steel pipe made of a duplex stainless steel without flaws. However, this method is not suitable for mass production, and is usually heated in a state where the billet and the peeled-off deposits are in contact with each other and subjected to a soaking treatment. In other words, mass production is impossible unless the line is moved while the deposit remains in the billet heating furnace.
【００５２】本発明においてビレット加熱炉の種類は特
に限定されるものではなく、回転炉床式、ウオーキング
ビーム式などいずれのビレット加熱炉でもよい。ビレッ
ト加熱炉で加熱され均熱処理をされたビレットは熱間加
工して製管する。ビレットは均熱処理後、穿孔圧延機に
より穿孔圧延され中空のホローシェルに成形される。こ
のホローシェルは、さらに延伸圧延され、定径圧延を経
て所定寸法に仕上げられる。ここで、穿孔圧延機の種類
はとくに限定されるものではなく、傾斜ロール式の２ロ
ールピアサ、３ロールピアサあるいは対向孔型ロールを
備えるプレスピアシングミルなどを用いることができ
る。また、ホーローシェル形成後の延伸圧延機もその種
類は限定されるものではなく、傾斜ロール式の２ロール
エロンゲータ、３ロールエロンゲータ、アッセルミルな
どを用いることができ、最終的にはサイザーで所定の径
を有する鋼管に仕上げる。In the present invention, the type of billet heating furnace is not particularly limited, and any billet heating furnace such as a rotary hearth type or a walking beam type may be used. The billet heated in the billet heating furnace and subjected to soaking treatment is hot-worked to produce a tube. After soaking, the billet is pierced and rolled by a piercing mill to form a hollow hollow shell. The hollow shell is further stretched and rolled, and is finished to a predetermined size through constant diameter rolling. Here, the type of the piercing mill is not particularly limited, and it is possible to use a two-roll piercer of an inclined roll type, a three-roll piercer, or a press piercing mill having an opposed-hole type roll. The type of the elongating mill after the formation of the hollow shell is not limited, and a two-roll elongator of an inclined roll type, a three-roll elongator, an assell mill, or the like can be used. To a steel pipe with a diameter of
【００５３】[0053]
【実施例】前述の表１に示す組成を有する二相ステンレ
ス鋼のビレットについて回転炉床式ビレット加熱炉で加
熱均熱処理した後、マンネスマン- プラグミル式製管ラ
インにおいて二相ステンレス鋼製継目無鋼管を作製し
た。ここで、ピアサーは傾斜ロール式２ロールピアサを
使用した。EXAMPLE A duplex stainless steel billet having the composition shown in Table 1 above was heated and soaked in a rotary hearth billet heating furnace, and then a duplex stainless steel seamless steel pipe was produced in a Mannesmann-Plug mill type pipe production line. Was prepared. Here, an inclined roll type two-roll piercer was used as the piercer.
【００５４】ビレットは直径213mm 、長さ3000mmの丸ビ
レットを使用した。このビレットについて回転炉床式ビ
レット加熱炉で加熱温度1240、1260、1280、1300℃と
し、各温度について均熱時間を60、120 、180 、240 、
300 分の各条件について実験を行った。ビレットは均熱
処理後直ちに傾斜ロール式の２ロールピアサーに搬送
し、外径223mm 、肉厚37mm、長さ4850mmに穿孔し、ホー
ルシェルを形成した。つづいて２ロールエロンゲータに
て外径230mm 、肉厚20mm、長さ8060mmに穿孔し、プラグ
ミル、サイザで最終的に外径219.1mm 、肉厚18mm、長さ
9170mmの鋼管に仕上げた。The billet used was a round billet having a diameter of 213 mm and a length of 3000 mm. The billet was heated in a rotary hearth billet heating furnace at a heating temperature of 1240, 1260, 1280, 1300 ° C, and the soaking time was 60, 120, 180, 240,
The experiment was performed for each condition of 300 minutes. Immediately after the soaking treatment, the billet was conveyed to a two-roll piercer of an inclined roll type and perforated to an outer diameter of 223 mm, a thickness of 37 mm, and a length of 4850 mm to form a hole shell. Subsequently, a 2-roll elongator was used to pierce the outer diameter of 230 mm, the wall thickness of 20 mm, and the length of 8060 mm. Finally, the outer diameter was 219.1 mm, the wall thickness was 18 mm and the length was 18 mm with a plug mill and sizer.
Finished to 9170mm steel pipe.
【００５５】仕上げた鋼管はその管外面をショットブラ
ストによって表面を処理し、弗硝酸にて酸洗して外面の
黒皮スケールを除去した後、ダイチェック検査を行っ
た。The outer surface of the finished steel pipe was treated by shot blasting, pickled with hydrofluoric nitric acid to remove black scale on the outer surface, and then subjected to a die check inspection.
【００５６】表３に各加熱均熱処理条件における結果を
示す。なお、表３で管外面のウロコ状被れ疵は以下のよ
うに評価した。Table 3 shows the results under each heating and soaking condition. In Table 3, the scale-like flaws on the outer surface of the tube were evaluated as follows.
【００５７】 ○：管全長に存在するウロコ状被れ疵の深さが0.1mm 未満 △： 〃 0.1mm 以上、0.3mm 未満 ×： 〃 0.3mm 以上 ビレットの炉床と接触しない部分のフェライト含有量は
各ビレット加熱温度によって一定である。これは炉床に
堆積しているFeの酸化物とビレット表面のＷの酸化物と
の反応がなく、フェライト生成元素の酸化起こらないた
めである。一方、ビレットの炉床と接触する部分では炉
床に堆積しているFeの酸化物とビレット表面のＷの酸化
物が反応するため、フェライト生成元素の酸化が起こ
る。フェライト含有量は均熱時間が長いほど少なくな
る。：: Depth of scale-like flaws present in the entire length of the pipe is less than 0.1 mm △: 〃0.1 mm or more and less than 0.3 mm ×: 〃0.3 mm or more Ferrite content in a portion not in contact with the hearth of the billet Is constant depending on the billet heating temperature. This is because there is no reaction between the Fe oxide deposited on the hearth and the W oxide on the billet surface, and no oxidation of the ferrite-forming element occurs. On the other hand, in the portion of the billet that comes into contact with the hearth, the oxide of Fe deposited on the hearth reacts with the oxide of W on the billet surface, so that the ferrite-forming element is oxidized. The ferrite content decreases as the soaking time increases.
【００５８】ここで式(1) を使用し、WEの値を計算した
ところ、WEが300 mg/cm3以下のとき、ウロコ状被れ疵の
深さが0.3mm 未満となった。また特に、273 mg/cm3以下
であるとき、ウロコ状被れ疵の深さは0.1mm 未満となっ
た。When the value of WE was calculated using the equation (1), when the WE was 300 mg / cm 3 or less, the depth of the scale-shaped flaw was less than 0.3 mm. In particular, when the content was 273 mg / cm 3 or less, the depth of the scale-shaped flaw was less than 0.1 mm.
【００５９】このようにして本発明により製造された鋼
製継目無鋼管の特性は従来の二相ステンレス鋼製継目無
鋼管と同等であって、充分な強度、耐食性、特に耐海水
腐食性が確保された。The characteristics of the seamless steel pipe manufactured in this manner according to the present invention are the same as those of the conventional seamless stainless steel pipe made of duplex stainless steel, and sufficient strength, corrosion resistance, and particularly seawater corrosion resistance are ensured. Was done.
【００６０】[0060]
【表３】 [Table 3]
【００６１】[0061]
【発明の効果】本発明によれば、1.5wt%以上、5.0wt%以
下のＷを含有する二相ステンレス鋼製継目無鋼管を製管
前の加熱均熱処理における均熱時間条件と均熱温度条件
を決めるだけで、大量生産が可能であり、ウロコ状被れ
疵がなく、歩留まり向上に大きく寄与する。Ｗのような
高価な元素を含む鋼管を作製する際、特にその寄与は大
きく工業的価値は高い。According to the present invention, the soaking time condition and the soaking temperature in the heating and soaking process of the duplex stainless steel seamless steel pipe containing W of 1.5 wt% or more and 5.0 wt% or less before the pipe making. By simply determining the conditions, mass production is possible, there is no scale-like flaw, and this greatly contributes to an improvement in yield. When producing a steel pipe containing an expensive element such as W, the contribution is particularly large and the industrial value is high.
【図１】表１の組成Ａを有するビレットの断面組織にお
けるフェライト含有量を示す図である。FIG. 1 is a view showing a ferrite content in a cross-sectional structure of a billet having a composition A in Table 1.
【図２】表１の組成Ｂを有するビレットの断面組織にお
けるフェライト含有量を示す図である。FIG. 2 is a view showing a ferrite content in a cross-sectional structure of a billet having a composition B in Table 1.
【図３】回転炉床式ビレット加熱炉内のビレットと炉床
の概念図である。FIG. 3 is a conceptual diagram of a billet and a hearth in a rotary hearth type billet heating furnace.
【図４】Fe2O3 とWO3 の状態図である。FIG. 4 is a phase diagram of Fe 2 O 3 and WO 3 .
【図５】均熱時間を一定としたときのビレットの均熱時
間と腐食減量の関係を示すグラフである。FIG. 5 is a graph showing the relationship between the soaking time of a billet and the loss of corrosion when the soaking time is constant.
【図６】均熱温度が1200℃のときの均熱時間とフェライ
ト含有量の関係を示すグラフである。FIG. 6 is a graph showing the relationship between the soaking time and the ferrite content when the soaking temperature is 1200 ° C.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. 7 Identification symbol FI Theme coat ゛ (Reference) C22C 38/58 C22C 38/58
Claims (3)
二相ステンレス鋼のビレットを加熱して均熱処理を行う
工程および均熱処理をされたビレットを熱間加工して製
管する工程を含む二相ステンレス鋼製継目無鋼管の製造
方法において、前記均熱処理を、ビレットの均熱温度Ｔ
（℃）および均熱時間ｔ（時間）が 300 ≧(t/400) ×｛-(T-1200)2+40000｝、ただし、1000
≦T ≦1400 を満たす条件下で行うことを特徴とする二相ステンレス
鋼製継目無鋼管の製造方法。1. A step of heating a billet of a duplex stainless steel containing 1.5 wt% or more and 5.0 wt% or less of W to perform a soaking process and hot-working the billet subjected to the soaking process. In the method for producing a seamless stainless steel pipe made of a duplex stainless steel including the steps of:
(° C) and soaking time t (time) are 300 ≧ (t / 400) × {-(T-1200) 2 +40000}, but 1000
A method for producing a duplex stainless steel seamless steel pipe, wherein the method is performed under a condition satisfying ≤T ≤1400.
製造方法。2. The method for producing a duplex stainless steel seamless steel pipe according to claim 1, wherein the soaking temperature T (° C.) of the billet is 1100 ≦ T ≦ 1320.
上、5.0%以下含有するとともに、 C:0.030%以下、Si:0.10%以上、2.0%以下、Mn:0.10%以
上、2.0%以下、 P:0.050%以下、S:0.0080% 以下、sol-Al:0.10%以下、 Ni:5.0% 以上、11.0% 以下、Cr:17.0%以上、30.0% 以
下、 Mo:1.0% 以上、6.0%以下、N:0.10% 以上、0.40% 以下を
含み、必要によりCa:0.00050% 以上、0.020%以下、Mg:
0.00050% 以上、0.020%以下、 REM:0.00050%以上、0.20% 以下、B:0.00010%以上、0.05
0%以下のうち１種または２種以上、および／またはCu:
2.0% 以下、V:1.5%以下、Ti:0.50%以下、Nb:0.50%以下
のうち１種または２種以上含み、 残部：Feおよび不可避的不純物から成る二相ステンレス
鋼であることを特徴とする請求項１または２記載の二相
ステンレス鋼製継目無鋼管の製造方法。3. The billet contains 1.5% or more and 5.0% or less of W in wt%, C: 0.030% or less, Si: 0.10% or more, 2.0% or less, Mn: 0.10% or more, 2.0% or less. Below, P: 0.050% or less, S: 0.0080% or less, sol-Al: 0.10% or less, Ni: 5.0% or more, 11.0% or less, Cr: 17.0% or more, 30.0% or less, Mo: 1.0% or more, 6.0% Below, N: 0.10% or more, including 0.40% or less, if necessary Ca: 0.00050% or more, 0.020% or less, Mg:
0.00050% or more, 0.020% or less, REM: 0.00050% or more, 0.20% or less, B: 0.00010% or more, 0.05
One or more of 0% or less, and / or Cu:
2.0% or less, V: 1.5% or less, Ti: 0.50% or less, Nb: 0.50% or less, containing one or more kinds, and the balance: Duplex stainless steel composed of Fe and unavoidable impurities The method for producing a duplex stainless steel seamless steel pipe according to claim 1 or 2.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32948698A JP2000160247A (en) | 1998-11-19 | 1998-11-19 | Manufacture of duplex stainless steel tube |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP32948698A JP2000160247A (en) | 1998-11-19 | 1998-11-19 | Manufacture of duplex stainless steel tube |
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|---|---|---|---|
| JP32948698A Pending JP2000160247A (en) | 1998-11-19 | 1998-11-19 | Manufacture of duplex stainless steel tube |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000160247A (en) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003301241A (en) * | 2002-02-05 | 2003-10-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Two-phase stainless steel for urea-producing plant, welding material, urea-producing plant and equipment therefor |
| CN103710637A (en) * | 2013-12-26 | 2014-04-09 | 浙江德传管业有限公司 | Thin-wall super duplex stainless steel seamless tube and production technology thereof |
| CN103781931A (en) * | 2011-09-06 | 2014-05-07 | 新日铁住金株式会社 | Two-phase stainless steel |
| CN104846291A (en) * | 2015-04-21 | 2015-08-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | High strength anticorrosion stainless steel, stainless steel oil casing and manufacturing method thereof |
| CN111705272A (en) * | 2020-05-28 | 2020-09-25 | 王铁 | Low-cost high-performance ferritic stainless steel for corrosion-resistant pump valve and preparation method thereof |
-
1998
- 1998-11-19 JP JP32948698A patent/JP2000160247A/en active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003301241A (en) * | 2002-02-05 | 2003-10-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Two-phase stainless steel for urea-producing plant, welding material, urea-producing plant and equipment therefor |
| CN103781931A (en) * | 2011-09-06 | 2014-05-07 | 新日铁住金株式会社 | Two-phase stainless steel |
| CN103710637A (en) * | 2013-12-26 | 2014-04-09 | 浙江德传管业有限公司 | Thin-wall super duplex stainless steel seamless tube and production technology thereof |
| CN104846291A (en) * | 2015-04-21 | 2015-08-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | High strength anticorrosion stainless steel, stainless steel oil casing and manufacturing method thereof |
| CN111705272A (en) * | 2020-05-28 | 2020-09-25 | 王铁 | Low-cost high-performance ferritic stainless steel for corrosion-resistant pump valve and preparation method thereof |
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