JP3252651B2 - 溶接部の耐選択腐食性に優れた鋼管の製造方法 - Google Patents
溶接部の耐選択腐食性に優れた鋼管の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、例えば肉厚が3〜30m
m程度、外径が100〜1000mm程度で、耐海水腐食性、溶接
性及び耐摩耗性に優れた原油タンカー等に用いられる荷
油管に用いられる鋼管の製造方法に関するものである。
m程度、外径が100〜1000mm程度で、耐海水腐食性、溶接
性及び耐摩耗性に優れた原油タンカー等に用いられる荷
油管に用いられる鋼管の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来技術】原油タンカーの荷油管は、原油と海水にさ
らされる環境で使用されるため、優れた耐食性が要求さ
れる。このため通常は炭素鋼の表面にタールエポキシな
どの塗装を施して耐食性を確保するが、塗膜の劣化に伴
う補修が必要となり、経済的な損失が大きい。
らされる環境で使用されるため、優れた耐食性が要求さ
れる。このため通常は炭素鋼の表面にタールエポキシな
どの塗装を施して耐食性を確保するが、塗膜の劣化に伴
う補修が必要となり、経済的な損失が大きい。
【０００３】これに対して塗装なしで充分な耐食性を付
与するために１％程度のCrを添加した鋼が検討され、古
くは特開昭49−33821 号公報に記載されているCr-Cu-Mo
系や特開昭50−158515号公報に記されているCu-Sb-Cr-M
oを複合添加した鋼、あるいは特開昭51−62116号公報、
特開昭51−62117号公報、特開昭51−62118号公報、特開
昭51−62119号公報、特開昭51−62120号公報に記されて
いるCr-P ( -Al, V, Ca を含む) の添加量を最適化した
鋳鋼管が提案されている。
与するために１％程度のCrを添加した鋼が検討され、古
くは特開昭49−33821 号公報に記載されているCr-Cu-Mo
系や特開昭50−158515号公報に記されているCu-Sb-Cr-M
oを複合添加した鋼、あるいは特開昭51−62116号公報、
特開昭51−62117号公報、特開昭51−62118号公報、特開
昭51−62119号公報、特開昭51−62120号公報に記されて
いるCr-P ( -Al, V, Ca を含む) の添加量を最適化した
鋳鋼管が提案されている。
【０００４】また、比較的最近では、特開昭57−198247
号公報に１％Cr鋼管の管端部に２％Cr系の短尺管を溶接
接合する技術が提案されている。さらに、一般的な耐海
水鋼として種々の成分系が提案されており、１％Cr系で
も加工性と溶融亜鉛めっき性の良好な耐海水性低合金鋼
が特開昭59−64750号公報に提案されている。
号公報に１％Cr鋼管の管端部に２％Cr系の短尺管を溶接
接合する技術が提案されている。さらに、一般的な耐海
水鋼として種々の成分系が提案されており、１％Cr系で
も加工性と溶融亜鉛めっき性の良好な耐海水性低合金鋼
が特開昭59−64750号公報に提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの技術
では母材の耐食性は改善されたものの、溶接鋼管の製造
に際して、あるいは円周溶接時に必然的に生じる溶接熱
影響部の耐食性が不十分であるという欠点を持ってい
る。また、母材の靱性、耐溶接低温割れ性及び耐摩耗性
のいずれか１つないし２つに優れた鋼管はこれまでに提
案されていたものの３つの特性をバランス良く具備した
ものはない。
では母材の耐食性は改善されたものの、溶接鋼管の製造
に際して、あるいは円周溶接時に必然的に生じる溶接熱
影響部の耐食性が不十分であるという欠点を持ってい
る。また、母材の靱性、耐溶接低温割れ性及び耐摩耗性
のいずれか１つないし２つに優れた鋼管はこれまでに提
案されていたものの３つの特性をバランス良く具備した
ものはない。
【０００６】本発明では、鋼管の造管時あるいは円周溶
接時に必然的に生じる溶接熱影響部の耐海水腐食性を有
すると共に、母材の靱性、溶接性、耐摩耗性をバランス
良く確保する。
接時に必然的に生じる溶接熱影響部の耐海水腐食性を有
すると共に、母材の靱性、溶接性、耐摩耗性をバランス
良く確保する。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の発明者らは、鋼
の添加元素或いは含有元素と圧延条件を変化させて種々
の成分系とミクロ組織を有する母材を作成し、その溶接
熱影響部の海水腐食試験を行った結果、溶接熱影響部の
耐海水腐食性を改善するためには適量のCu, Ni, Ca の
複合添加が有効であること、並びに母材のミクロ組織と
してフェライト＋パーライト組織よりも均一なベイニテ
ィックフェライトが望ましいことを見い出した。
の添加元素或いは含有元素と圧延条件を変化させて種々
の成分系とミクロ組織を有する母材を作成し、その溶接
熱影響部の海水腐食試験を行った結果、溶接熱影響部の
耐海水腐食性を改善するためには適量のCu, Ni, Ca の
複合添加が有効であること、並びに母材のミクロ組織と
してフェライト＋パーライト組織よりも均一なベイニテ
ィックフェライトが望ましいことを見い出した。
【０００８】また、母材の靱性、溶接性、耐摩耗性をバ
ランス良く確保するためにも母材のミクロ組織を炭素含
有量を低減したベイニティックフェライト組織とするこ
とにより達成できることを見い出した。これらの知見か
ら、低炭素−１％Cr−Cu−Ni−Ca添加成分系で、ベイニ
ティックフェライト組織を得ることができる鋼管の製造
方法を発明をするに至った。
ランス良く確保するためにも母材のミクロ組織を炭素含
有量を低減したベイニティックフェライト組織とするこ
とにより達成できることを見い出した。これらの知見か
ら、低炭素−１％Cr−Cu−Ni−Ca添加成分系で、ベイニ
ティックフェライト組織を得ることができる鋼管の製造
方法を発明をするに至った。
【０００９】（１）請求項１の発明は、下記の工程（成
分組成はｗｔ％である）を備えたことを特徴とする溶接
鋼管の製造方法である。 （ａ）C：0.03〜0.07％、Si：0.05〜0.5 ％、Mn：0.5
〜2 ％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Cu：0.1 〜
0.5 ％、Ni：0.1 〜0.3 ％、Cr：0.8 〜1.5 ％、Ca：0.
0005〜0.005 ％を含有し、残部が実質的にＦｅからなる
鋼片を用意する工程と、（ｂ）前記鋼片を900℃以上に
加熱し、未再結晶域での圧下率が30％以上で、仕上温度
がAr3変態点以上となるように熱間圧延して鋼板又は鋼
帯にする工程と、（ｃ）前記鋼板又は鋼帯を［Ar3変態
点−50］℃以上の温度から600℃以下の温度まで１℃／
秒以上の冷却速度で加速冷却を施す工程と、（ｄ）前記
冷却された鋼板又は鋼帯を、その後冷間でパイプ状に成
形し、溶接して鋼管とする。
分組成はｗｔ％である）を備えたことを特徴とする溶接
鋼管の製造方法である。 （ａ）C：0.03〜0.07％、Si：0.05〜0.5 ％、Mn：0.5
〜2 ％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Cu：0.1 〜
0.5 ％、Ni：0.1 〜0.3 ％、Cr：0.8 〜1.5 ％、Ca：0.
0005〜0.005 ％を含有し、残部が実質的にＦｅからなる
鋼片を用意する工程と、（ｂ）前記鋼片を900℃以上に
加熱し、未再結晶域での圧下率が30％以上で、仕上温度
がAr3変態点以上となるように熱間圧延して鋼板又は鋼
帯にする工程と、（ｃ）前記鋼板又は鋼帯を［Ar3変態
点−50］℃以上の温度から600℃以下の温度まで１℃／
秒以上の冷却速度で加速冷却を施す工程と、（ｄ）前記
冷却された鋼板又は鋼帯を、その後冷間でパイプ状に成
形し、溶接して鋼管とする。
【００１０】（２）請求項２の発明は、前記鋼片の成分
組成（成分組成はｗｔ％である）が、更にMo：0.5 ％以
下、Nb：0.1 ％以下、V：0.1 ％以下、Ti：0.1 ％以
下、B：0.003 ％以下のうち１種または２種以上を含有
することを特徴とする請求項１記載の溶接鋼管の製造方
法である。
組成（成分組成はｗｔ％である）が、更にMo：0.5 ％以
下、Nb：0.1 ％以下、V：0.1 ％以下、Ti：0.1 ％以
下、B：0.003 ％以下のうち１種または２種以上を含有
することを特徴とする請求項１記載の溶接鋼管の製造方
法である。
【００１１】（３）請求項３の発明は、下記の工程（成
分組成はｗｔ％である）を備えたことを特徴とする継目
無し鋼管の製造方法である。 （ａ）C：0.03〜0.07％、Si：0.05〜0.5 ％、Mn：0.5
〜2 ％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Cu：0.1 〜
0.5 ％、Ni：0.1 〜0.3 ％、Cr：0.8 〜1.5 ％、Ca：0.
0005〜0.005 ％を含有し、残部が実質的にＦｅからなる
鋼片を用意する工程と、（ｂ）前記鋼片を900℃以上に
加熱し、未再結晶域での圧下率が30％以上で仕上温度が
Ar3変態点以上となるよう継目無し鋼管に圧延を施す工
程と、（ｃ）前記継目無し鋼管を［Ar3変態点−50］℃
以上の温度から600℃以下の温度まで１℃／秒以上の冷
却速度で加速冷却を施す工程。
分組成はｗｔ％である）を備えたことを特徴とする継目
無し鋼管の製造方法である。 （ａ）C：0.03〜0.07％、Si：0.05〜0.5 ％、Mn：0.5
〜2 ％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Cu：0.1 〜
0.5 ％、Ni：0.1 〜0.3 ％、Cr：0.8 〜1.5 ％、Ca：0.
0005〜0.005 ％を含有し、残部が実質的にＦｅからなる
鋼片を用意する工程と、（ｂ）前記鋼片を900℃以上に
加熱し、未再結晶域での圧下率が30％以上で仕上温度が
Ar3変態点以上となるよう継目無し鋼管に圧延を施す工
程と、（ｃ）前記継目無し鋼管を［Ar3変態点−50］℃
以上の温度から600℃以下の温度まで１℃／秒以上の冷
却速度で加速冷却を施す工程。
【００１２】（４）請求項４の発明は、前記鋼片の成分
組成（成分組成はｗｔ％である）が、更にMo：0.5％以
下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、
B：0.003％以下のうち１種または２種以上を含有するこ
とを特徴とする請求項３に記載された継目無し鋼管の製
造方法である。
組成（成分組成はｗｔ％である）が、更にMo：0.5％以
下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、
B：0.003％以下のうち１種または２種以上を含有するこ
とを特徴とする請求項３に記載された継目無し鋼管の製
造方法である。
【００１３】
【作用】次に、本発明における成分組成（ｗｔ％）限度
の限定理由ならびに圧延・加速冷却条件を以下に述べ
る。
の限定理由ならびに圧延・加速冷却条件を以下に述べ
る。
【００１４】C：１％Cr系で溶接性を改善するためにはC
量の低減が必須であり、予熱なしで溶接を行うためには
0.07％以下とする必要がある。一方0.03％未満では所定
の強度を確保することが難しくなるため、0.03〜0.07％
とした。
量の低減が必須であり、予熱なしで溶接を行うためには
0.07％以下とする必要がある。一方0.03％未満では所定
の強度を確保することが難しくなるため、0.03〜0.07％
とした。
【００１５】Si：Siは脱酸のために添加され、0.05％未
満では充分な脱酸効果が得られず、一方0.5 ％を超える
と靱性や溶接性の劣化を引き起こすため、0.05〜0.5 ％
とする。
満では充分な脱酸効果が得られず、一方0.5 ％を超える
と靱性や溶接性の劣化を引き起こすため、0.05〜0.5 ％
とする。
【００１６】Mn：Mnは鋼の強度および靱性の向上に有効
な鋼の基本元素として添加されるが、0.5 ％未満ではそ
の効果が小さく、また2 ％を超えると溶接性が著しく劣
化するため、0.5〜2 ％とした。
な鋼の基本元素として添加されるが、0.5 ％未満ではそ
の効果が小さく、また2 ％を超えると溶接性が著しく劣
化するため、0.5〜2 ％とした。
【００１７】P：本鋼の場合、Pは溶接性を劣化させる不
純物元素であり極力低減することが望ましいが、過度の
脱Pはコスト上昇を招くため上限を0.03％とした。
純物元素であり極力低減することが望ましいが、過度の
脱Pはコスト上昇を招くため上限を0.03％とした。
【００１８】S：Sは靱性を劣化させる不純物元素であ
り、溶接熱影響部の耐海水腐食性を改善するために添加
するCaの効果を発揮させるためにも0.005％以下に低減
する必要がある。
り、溶接熱影響部の耐海水腐食性を改善するために添加
するCaの効果を発揮させるためにも0.005％以下に低減
する必要がある。
【００１９】Cu：Cuは溶接熱影響部の耐海水腐食性を改
善するために添加する主要元素の１つで、0.1 ％以上で
その効果が顕著であり、0.5 ％を超えると効果が飽和す
るため、0.1 〜0.5 ％とした。
善するために添加する主要元素の１つで、0.1 ％以上で
その効果が顕著であり、0.5 ％を超えると効果が飽和す
るため、0.1 〜0.5 ％とした。
【００２０】Ni：NiはCuとともに溶接熱影響部の耐海水
腐食性を改善するために添加する主要元素の１つで、0.
1 ％以上でその効果が顕著であり、0.3 ％を超えると効
果が飽和するため、0.1 〜0.3 ％とした。
腐食性を改善するために添加する主要元素の１つで、0.
1 ％以上でその効果が顕著であり、0.3 ％を超えると効
果が飽和するため、0.1 〜0.3 ％とした。
【００２１】Cr：Crは耐海水腐食性を改善するための主
要元素で、0.8 ％以上でその効果が顕著であり、1.5 ％
を超えると効果が飽和するため、0.8 〜1.5 ％とした。
要元素で、0.8 ％以上でその効果が顕著であり、1.5 ％
を超えると効果が飽和するため、0.8 〜1.5 ％とした。
【００２２】Ca ：Caは溶接熱影響部の耐海水腐食性を
改善する主要な元素の１つで、0.0005％以上でその効果
が現われ、0.005 ％を超えると効果が飽和するため、0.
0005〜0.005 ％とした。
改善する主要な元素の１つで、0.0005％以上でその効果
が現われ、0.005 ％を超えると効果が飽和するため、0.
0005〜0.005 ％とした。
【００２３】以上が必須元素の成分限度の限定理由であ
る。次に好ましい添加元素の限定理由を以下に記す。
る。次に好ましい添加元素の限定理由を以下に記す。
【００２４】Mo、V：適量のMoおよびVの添加は靱性や溶
接性を劣化させずに耐摩耗性を改善する目的で、必要に
応じて添加できる。ここでMoは0.5 ％を超えると、Vは
0.1％を超えると溶接性を損なうため、Mo：0.5 ％以
下、V：0.1 ％以下とした。
接性を劣化させずに耐摩耗性を改善する目的で、必要に
応じて添加できる。ここでMoは0.5 ％を超えると、Vは
0.1％を超えると溶接性を損なうため、Mo：0.5 ％以
下、V：0.1 ％以下とした。
【００２５】Nb：Nbは耐摩耗性と靱性を両立させるため
に有効な元素で、圧延時に未再結晶温度域を広げる効果
があるが、0.1％を超える過度の添加は溶接性や溶接熱
影響部の靱性を劣化させるため、0.1％以下とした。
に有効な元素で、圧延時に未再結晶温度域を広げる効果
があるが、0.1％を超える過度の添加は溶接性や溶接熱
影響部の靱性を劣化させるため、0.1％以下とした。
【００２６】Ti：Tiの適量添加は耐摩耗性の改善や母材
あるいはHAZの靱性を改善するために望ましいが、その
効果は0.005％以上で現われ、0.1 ％を超えると逆に靱
性の劣化を引き起こすため、0.005〜0.1 ％とした。
あるいはHAZの靱性を改善するために望ましいが、その
効果は0.005％以上で現われ、0.1 ％を超えると逆に靱
性の劣化を引き起こすため、0.005〜0.1 ％とした。
【００２７】B：Bの適量添加は焼入性を高めることによ
り耐摩耗性の改善をもたらすが、0.003 ％を超えると溶
接性を損なうため、0.003 ％以下とした。
り耐摩耗性の改善をもたらすが、0.003 ％を超えると溶
接性を損なうため、0.003 ％以下とした。
【００２８】次に圧延・加速冷却条件の限定理由を述べ
る。鋼管に成形する方法として、熱間で圧延した鋼板な
いし鋼帯を冷間でパイプ状に成形する方法には、鋼板か
ら成形するものとしてＵＯＥ鋼管、プレスベンド鋼管、
ベンディングロール鋼管製造方法があり、鋼帯から成形
する方法としてスパイラル鋼管や電縫鋼管製造方法があ
る。
る。鋼管に成形する方法として、熱間で圧延した鋼板な
いし鋼帯を冷間でパイプ状に成形する方法には、鋼板か
ら成形するものとしてＵＯＥ鋼管、プレスベンド鋼管、
ベンディングロール鋼管製造方法があり、鋼帯から成形
する方法としてスパイラル鋼管や電縫鋼管製造方法があ
る。
【００２９】他方、熱間でパイプ状に成形する方法には
いわゆる継目無し鋼管製造方法がある。前者と後者とで
圧延前の素材および圧延時の形状的な違いはあるものの
冶金学的な観点からは同一とみなすことができるため、
本発明における圧延・加速冷却条件の限定理由は両者を
特に区別せずに述べる。
いわゆる継目無し鋼管製造方法がある。前者と後者とで
圧延前の素材および圧延時の形状的な違いはあるものの
冶金学的な観点からは同一とみなすことができるため、
本発明における圧延・加速冷却条件の限定理由は両者を
特に区別せずに述べる。
【００３０】本発明における圧延・加速冷却条件は、鋼
片（鋳片も含む）としてスラブないしビレットを900℃
以上、圧延能率の観点から望ましくは1000℃以上に加熱
して熱間圧延を施し、その後加速冷却を行う。このと
き、鋼の化学成分から決まる未再結晶温度域で30％以上
の圧下を加え、Ar3変態点以上の温度で圧延を終了さ
せ、〔Ar3変態点−50〕℃以上の温度から600℃以下の温
度まで1℃／秒以上の冷却速度で加速冷却を施すことに
特徴がある。
片（鋳片も含む）としてスラブないしビレットを900℃
以上、圧延能率の観点から望ましくは1000℃以上に加熱
して熱間圧延を施し、その後加速冷却を行う。このと
き、鋼の化学成分から決まる未再結晶温度域で30％以上
の圧下を加え、Ar3変態点以上の温度で圧延を終了さ
せ、〔Ar3変態点−50〕℃以上の温度から600℃以下の温
度まで1℃／秒以上の冷却速度で加速冷却を施すことに
特徴がある。
【００３１】ここで未再結晶域で30％以上の圧下を加え
るのは、フェライト変態前のオーステナイト粒を微細化
するためで、その結果として微細なベイニティックフェ
ライト組織を得ることができるためである。
るのは、フェライト変態前のオーステナイト粒を微細化
するためで、その結果として微細なベイニティックフェ
ライト組織を得ることができるためである。
【００３２】また、Ar3変態点以上の温度で圧延を終了
させるのは、その後の加速冷却により粗大な初析フェラ
イトの析出を抑制するためで、これによりベイニティッ
クフェライトを得ることができる。
させるのは、その後の加速冷却により粗大な初析フェラ
イトの析出を抑制するためで、これによりベイニティッ
クフェライトを得ることができる。
【００３３】さらに〔Ar3変態点−50〕℃以上の温度か
ら600℃以下の温度まで1℃／秒以上の冷却速度で加速冷
却を施すことも、フェライトの析出を抑制してベイニテ
ィックフェライト組織にするために必要な条件である。
ら600℃以下の温度まで1℃／秒以上の冷却速度で加速冷
却を施すことも、フェライトの析出を抑制してベイニテ
ィックフェライト組織にするために必要な条件である。
【００３４】この組織においては、低炭素でも十分な強
度（耐摩耗性）が得られ、優れた靱性ならびに溶接熱影
響部の耐海水腐食性を確保できる。また、Si-Mn-Cu-Ni-
CrやMo,Nb,V,Bなどの合金元素の添加と併せて、上記の
圧延・加速冷却条件を限定することにより母材のミクロ
組織を微細均一なベイニティックフェライト組織とする
ことができる。
度（耐摩耗性）が得られ、優れた靱性ならびに溶接熱影
響部の耐海水腐食性を確保できる。また、Si-Mn-Cu-Ni-
CrやMo,Nb,V,Bなどの合金元素の添加と併せて、上記の
圧延・加速冷却条件を限定することにより母材のミクロ
組織を微細均一なベイニティックフェライト組織とする
ことができる。
【００３５】本発明を用いることにより、製管時のシー
ム溶接やタンカー上での円周溶接が予熱なしで可能とな
る。また内面の塗装なしで重油と海水にさらされる環境
での十分な耐食性を確保し、特に溶接熱影響部における
選択的な腐食を防止できる。さらに重油中に含まれるス
ラッジなどの固形物による摩耗を最小限に抑制すること
が可能となる。加えて寒冷地での航行時に必要となる優
れた低温靱性をも具備させることができる。
ム溶接やタンカー上での円周溶接が予熱なしで可能とな
る。また内面の塗装なしで重油と海水にさらされる環境
での十分な耐食性を確保し、特に溶接熱影響部における
選択的な腐食を防止できる。さらに重油中に含まれるス
ラッジなどの固形物による摩耗を最小限に抑制すること
が可能となる。加えて寒冷地での航行時に必要となる優
れた低温靱性をも具備させることができる。
【００３６】
【実施例】表１に本発明鋼と比較鋼の化学成分を、表２
に本発明法と比較法の圧延・加速冷却条件を示す。表１
の鋼を用いて表２に示す条件の圧延・加速冷却を施し、
種々の鋼管を作成した。
に本発明法と比較法の圧延・加速冷却条件を示す。表１
の鋼を用いて表２に示す条件の圧延・加速冷却を施し、
種々の鋼管を作成した。
【００３７】本発明法と比較法により製造された鋼管に
ついて得られた引張試験、シャルピー衝撃試験、斜めＹ
形溶接低温割れ試験、海水腐食試験、腐食摩耗試験の結
果を表３にまとめて示す。なお海水腐食試験と腐食摩耗
試験に用いた試験機の概略図をそれぞれ図１、図２に示
す。
ついて得られた引張試験、シャルピー衝撃試験、斜めＹ
形溶接低温割れ試験、海水腐食試験、腐食摩耗試験の結
果を表３にまとめて示す。なお海水腐食試験と腐食摩耗
試験に用いた試験機の概略図をそれぞれ図１、図２に示
す。
【００３８】図１は海水腐食試験機を示す。４×５０×
５０ｍｍの試験片６をＡＳＴＭ Ｄ１１４１に準拠し、
温度５０℃の人工海水４中に、周速１ｍ／ｓで回転させ
ながら、３００時間浸漬した。試験後クエン酸２アンモ
ニュウム溶液中で脱スケール処理し、重量測定を行っ
た。そして、試験前後の試験片の重量変化と試験片表面
積から腐食速度を求めた。また、溶接部の局部腐食をレ
ーザー粗さ計、断面のマクロ写真によって調査した。
５０ｍｍの試験片６をＡＳＴＭ Ｄ１１４１に準拠し、
温度５０℃の人工海水４中に、周速１ｍ／ｓで回転させ
ながら、３００時間浸漬した。試験後クエン酸２アンモ
ニュウム溶液中で脱スケール処理し、重量測定を行っ
た。そして、試験前後の試験片の重量変化と試験片表面
積から腐食速度を求めた。また、溶接部の局部腐食をレ
ーザー粗さ計、断面のマクロ写真によって調査した。
【００３９】腐食摩耗試験は図２に示す装置によって行
った。１０ｍｍφ×６０ｍｍＬの寸法の試験片２０を珪
砂（７５ｋｇ）を含む人工海水（３０リッター）１８中
に浸漬し、周速１ｍ／ｓで回転し、２４時間浸漬した。
そして、試験前後の試験片の重量変化から摩耗量の絶対
値を求めた。
った。１０ｍｍφ×６０ｍｍＬの寸法の試験片２０を珪
砂（７５ｋｇ）を含む人工海水（３０リッター）１８中
に浸漬し、周速１ｍ／ｓで回転し、２４時間浸漬した。
そして、試験前後の試験片の重量変化から摩耗量の絶対
値を求めた。
【００４０】表３に示す性能試験結果において、本発明
法により製造された鋼管では、海水腐食試験における溶
接熱影響部の選択腐食は全く発生しておらず、本発明法
の第１の特徴が明確に現われている。
法により製造された鋼管では、海水腐食試験における溶
接熱影響部の選択腐食は全く発生しておらず、本発明法
の第１の特徴が明確に現われている。
【００４１】本発明法により製造された鋼管の引張強さ
はいずれも600N/mm2以上であり、また、摩耗減量はいず
れも0.30 g未満となり優れた耐摩耗性を示している。ま
た、高強度にもかかわらずシャルピー衝撃試験における
吸収エネルギーはすべて175J 以上で優れた靱性を示し
ている。
はいずれも600N/mm2以上であり、また、摩耗減量はいず
れも0.30 g未満となり優れた耐摩耗性を示している。ま
た、高強度にもかかわらずシャルピー衝撃試験における
吸収エネルギーはすべて175J 以上で優れた靱性を示し
ている。
【００４２】さらに斜め y 形溶接割れ試験における割
れ防止限界予熱温度はいずれも２５℃であり、優れた耐
溶接低温割れ性を示している。このように本発明法の第
２の特徴である母材靱性、耐摩耗性及び耐溶接低温割れ
性のバランスに優れることが確認できる。
れ防止限界予熱温度はいずれも２５℃であり、優れた耐
溶接低温割れ性を示している。このように本発明法の第
２の特徴である母材靱性、耐摩耗性及び耐溶接低温割れ
性のバランスに優れることが確認できる。
【００４３】これに対して、比較法A-(1) からA-(f) ま
での１１種類の鋼管のうちC-(1), D-(1)を除いてすべて
の鋼管において、化学成分ないし圧延条件の不適切によ
りCu-Ni-Ca添加の効果とベイニティックフェライト組織
の効果が得られず、海水腐食試験において溶接熱影響部
の選択腐食が発生している。
での１１種類の鋼管のうちC-(1), D-(1)を除いてすべて
の鋼管において、化学成分ないし圧延条件の不適切によ
りCu-Ni-Ca添加の効果とベイニティックフェライト組織
の効果が得られず、海水腐食試験において溶接熱影響部
の選択腐食が発生している。
【００４４】また、C-(1) はCr含有量が本発明の範囲よ
りも低いため、溶接部の選択腐食は顕著でなかったもの
の、他の１％Cr系の鋼に比べて耐海水腐食試験における
腐食速度が著しく大きくなっている。
りも低いため、溶接部の選択腐食は顕著でなかったもの
の、他の１％Cr系の鋼に比べて耐海水腐食試験における
腐食速度が著しく大きくなっている。
【００４５】また、比較法で製造した鋼管の母材靱性に
着目すると、本発明法の圧延条件を採用したものの化学
成分が不適切な比較法A-(1), B-(1), C-(1), D-(1)、並
びに化学成分は本発明法の範囲内であっても圧延条件が
不適切な比較法1-(a), 1-(b), 1-(c), 1-(d), 1-(e), 1
-(f)、さらには化学成分と圧延条件のいずれも不適切な
比較法A-(f) は、微細均一なベイニティックフェライト
組織が得られず、本発明法による鋼管に比べてシャルピ
ー吸収エネルギーが低くなっている。
着目すると、本発明法の圧延条件を採用したものの化学
成分が不適切な比較法A-(1), B-(1), C-(1), D-(1)、並
びに化学成分は本発明法の範囲内であっても圧延条件が
不適切な比較法1-(a), 1-(b), 1-(c), 1-(d), 1-(e), 1
-(f)、さらには化学成分と圧延条件のいずれも不適切な
比較法A-(f) は、微細均一なベイニティックフェライト
組織が得られず、本発明法による鋼管に比べてシャルピ
ー吸収エネルギーが低くなっている。
【００４６】比較法で製造した鋼管の耐摩耗性に着目す
ると、D-(1), 1-(b) を除く化学成分ないし圧延条件が
不適切で十分な強度が得られなかった鋼管では、0.30 g
以上の摩耗減量となっている。
ると、D-(1), 1-(b) を除く化学成分ないし圧延条件が
不適切で十分な強度が得られなかった鋼管では、0.30 g
以上の摩耗減量となっている。
【００４７】更に、比較法A-(1) , D-(1), A-(f) で製
造した鋼管の割れ防止予熱温度は50℃ないし75℃とな
り、過剰な炭素含有量の悪影響が現われている。以上の
ように、本発明法による化学成分および圧延条件で製造
された鋼管は、優れた耐溶接部選択腐食性を示しかつ母
材靱性・耐摩耗性・耐溶接低温割れ性のバランスに優れ
ることがわかる。
造した鋼管の割れ防止予熱温度は50℃ないし75℃とな
り、過剰な炭素含有量の悪影響が現われている。以上の
ように、本発明法による化学成分および圧延条件で製造
された鋼管は、優れた耐溶接部選択腐食性を示しかつ母
材靱性・耐摩耗性・耐溶接低温割れ性のバランスに優れ
ることがわかる。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】
【表３】
【００５１】
【発明の効果】本発明の方法により、母材および溶接熱
影響部の耐海水腐食性、溶接性、耐摩耗性に優れた荷油
管用の溶接鋼管、例えばＵＯＥ鋼管、プレスベンド鋼
管、ベンディングロール鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼
管、更には継目無鋼管を製造することが可能となった。
なお、これらの鋼管の寸法は肉厚が3〜30mm程度、外径
が100〜1000mm程度である。
影響部の耐海水腐食性、溶接性、耐摩耗性に優れた荷油
管用の溶接鋼管、例えばＵＯＥ鋼管、プレスベンド鋼
管、ベンディングロール鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼
管、更には継目無鋼管を製造することが可能となった。
なお、これらの鋼管の寸法は肉厚が3〜30mm程度、外径
が100〜1000mm程度である。
【図１】耐海水腐食性を調べるための海水腐食試験機の
概略図である。
概略図である。
【図２】海水中での耐摩耗性を調べるための腐食摩耗試
験機の概略図である。
験機の概略図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平４−172179（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−134572（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−150247（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−142024（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−149812（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−284043（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−295432（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 下記の工程（成分組成はｗｔ％である）
を備えたことを特徴とする溶接鋼管の製造方法。 （ａ）Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．５〜２％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ｃｕ：０．１〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜０．３％、 Ｃｒ：０．８〜１．５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部が実質的にＦｅからな る鋼片を用意する工程と、 （ｂ）前記鋼片を９００℃以上に加熱し、未再結晶域で
の圧下率が３０％以上で、仕上げ温度がＡｒ3変態点以
上となるように熱間圧延して鋼板又は鋼帯にする工程
と、 （ｃ）前記鋼板又は鋼帯を[Ａｒ3変態点−５０]℃以上
の温度から６００℃以下の温度まで１℃／秒〜３５℃／
秒の冷却速度で加速冷却する工程と、 （ｄ）前記加速冷却された鋼板又は鋼帯を、その後冷間
でパイプ状に成形し、溶接して鋼管とする。 - 【請求項２】 前記鋼片の成分組成（成分組成はｗｔ％
である）が、更に Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｔｉ：０．１％以下、 Ｂ：０．００３％以下のうち１種または２種以上を含有
することを特徴とする請求項１記載の溶接鋼管の製造方
法。 - 【請求項３】 下記の工程（成分組成はｗｔ％である）
を備えたことを特徴とする継目無し鋼管の製造方法。 （ａ）Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．５〜２％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ｃｕ：０．１〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜０．３％、 Ｃｒ：０．８〜１．５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部が実質的にＦｅからな る鋼片を用意する工程と、 （ｂ）前記鋼片を９００℃以上に加熱し、未再結晶域で
の圧下率が３０％以上で仕上温度がＡｒ3変態点以上と
なるように継目無し鋼管に圧延を施す工程と、 （ｃ）前記継目無し鋼管を[Ａｒ3変態点−５０]℃以上
の温度から６００℃以下の温度まで１℃／秒〜３５℃／
秒の冷却速度で加速冷却する工程。 - 【請求項４】 前記鋼片の成分組成（成分組成はｗｔ％
である）が、更に Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｔｉ：０．１％以下、 Ｂ：０．００３％以下のうち１種または２種以上を含有
することを特徴とする請求項３に記載された継目無し鋼
管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12454395A JP3252651B2 (ja) | 1995-04-26 | 1995-04-26 | 溶接部の耐選択腐食性に優れた鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12454395A JP3252651B2 (ja) | 1995-04-26 | 1995-04-26 | 溶接部の耐選択腐食性に優れた鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08295987A JPH08295987A (ja) | 1996-11-12 |
| JP3252651B2 true JP3252651B2 (ja) | 2002-02-04 |
Family
ID=14888088
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12454395A Expired - Lifetime JP3252651B2 (ja) | 1995-04-26 | 1995-04-26 | 溶接部の耐選択腐食性に優れた鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3252651B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105420596B (zh) * | 2015-11-24 | 2017-12-26 | 钢铁研究总院 | 一种原油储运容器用耐腐蚀钢及其制备方法 |
-
1995
- 1995-04-26 JP JP12454395A patent/JP3252651B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08295987A (ja) | 1996-11-12 |
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