JPH06256843A - Production of two-phase stainless welded steel pipe having excellent strength, toughness and corrosion resistance - Google Patents

Production of two-phase stainless welded steel pipe having excellent strength, toughness and corrosion resistance

Info

Publication number
JPH06256843A
JPH06256843A JP6616793A JP6616793A JPH06256843A JP H06256843 A JPH06256843 A JP H06256843A JP 6616793 A JP6616793 A JP 6616793A JP 6616793 A JP6616793 A JP 6616793A JP H06256843 A JPH06256843 A JP H06256843A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
corrosion resistance
steel pipe
steel
range
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.)
Granted
Application number
JP6616793A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP2861720B2 (en
Inventor
Tatsuyuki Hirai
龍至 平井
Hideto Kimura
秀途 木村
Yasuo Kobayashi
泰男 小林
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 Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Nippon Kokan Ltd
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 NKK Corp, Nippon Kokan Ltd filed Critical NKK Corp
Priority to JP6616793A priority Critical patent/JP2861720B2/en
Publication of JPH06256843A publication Critical patent/JPH06256843A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP2861720B2 publication Critical patent/JP2861720B2/en
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Landscapes

  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

PURPOSE:To produce the austenitic-ferritic two-phase stainless welded steel pipe having excellent strength, toughness and corrosion resistance by subjecting a welded steel pipe made of a hot rolled sheet of an Ni-Cr stainless steel as a blank material to a soln. heat treatment under specific conditions. CONSTITUTION:The hot rolled sheet of the stainless steel contg., by weight 5, <0.05% C, <1.5% Si, <2.0% Mn, 3.0 to 5.0% Ni, 21 to 25% Cr and <0.35% N and having >=400 2%-yield point index sigma0.2 expressed by equation 1 is heated to a temp. region between 900 deg.C and temp. T deg.C expressed by equation 2 and is then cooled. The seam welded steel pipe is produced from this sheet material as the blank material and is subjected to the soln. heat treatment by heating to 900 to 1150 deg.C, then cooling at >=1 deg.C/sec cooling rate in a 500 to 850 deg.C temp. region. The ferritic-austenitic two-phase stainless welded steel pipe having 0.40 to 0.60 volumetric rate of the ferrite phase of the steel pipe base material and >=23.5 of both pitting corrosion resistance indices alphaP1, gammaP1 respectively of the ferrite phase and austenite phase expressed by equations 3, 4 is produced.

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【0001】[0001]

【産業上の利用分野】この発明は、塩化物を含む環境下
または C02腐食環境下において使用するに好適な、強
度、靭性および耐食性に優れたオーステナイト・フェラ
イト系2相ステンレス溶接鋼管を経済的に製造するため
の方法に関するものである。
BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention provides an economical austenitic / ferrite-based duplex stainless steel welded steel pipe excellent in strength, toughness and corrosion resistance, which is suitable for use in a chloride-containing environment or a C0 2 corrosive environment. The present invention relates to a method for manufacturing.

【0002】[0002]

【従来の技術】近年、エネルギー資源の枯渇から、C02
または塩化物等の腐食性物質を含有する石油または天然
ガスの活用が行われており、このような石油または天然
ガスを高圧で輸送するための鋼管として、高耐食性鋼管
の使用が増加しつつある。高耐食性鋼管として、13Cr鋼
は、高強度で且つ安価であるという特性を有している
が、溶接性に劣るために、溶接鋼管としての使用実績は
少ない。
2. Description of the Related Art In recent years, due to exhaustion of energy resources, C0 2
Also, petroleum or natural gas containing corrosive substances such as chlorides is being utilized, and the use of highly corrosion-resistant steel pipe is increasing as a steel pipe for transporting such oil or natural gas at high pressure. . As a highly corrosion-resistant steel pipe, 13Cr steel has the characteristics of high strength and low cost, but its poor weldability has not been used as a welded steel pipe.

【0003】更に、13Cr鋼は、 100℃を超える高温環境
下における耐食性に劣るため、このような高温環境下に
おける使用は不適当であり、従来、高温環境下において
は、18Cr-8Ni系のSUS304、16Cr-11Ni-2Mo 系のSUS316等
のようなオーステナイト系ステンレス鋼、または、SUS3
29J3L およびSUS329J4L のようなオーステナイト・フェ
ライト系の2相ステンレス鋼が使用されている。
Further, since 13Cr steel is inferior in corrosion resistance in a high temperature environment exceeding 100 ° C., it is unsuitable for use in such a high temperature environment. Conventionally, in a high temperature environment, 18Cr-8Ni type SUS304 is used. , Austenitic stainless steel such as 16Cr-11Ni-2Mo SUS316, or SUS3
Austenitic / ferritic duplex stainless steels such as 29J3L and SUS329J4L are used.

【0004】しかしながら、上記SUS304、SUS316等のよ
うなオーステナイト系ステンレス鋼からなる溶接鋼管に
は、13Cr鋼からなる溶接鋼管に比べて、その強度が低く
(0.2%耐力で約250MPa)、且つ、塩化物を多く含む環境
下での耐応力腐食割れ性に劣る問題がある。一方、2相
ステンレス鋼からなる溶接鋼管は、強度、靭性および耐
応力腐食割れ性の何れの特性にも優れている。しかしな
がら、従来のSUS329J3L 鋼およびSUS329J4L 鋼からなる
2相ステンレス溶接鋼管は、耐食性を高める観点から、
モリブデンおよびニッケルを多量に含有しているので、
製造コストが上昇し、硫化水素を殆ど含まない環境下に
おいて使用する材料として、高価である問題を有してい
る。
However, the welded steel pipe made of austenitic stainless steel such as SUS304 and SUS316 has lower strength (0.2% proof stress of about 250 MPa) than the welded steel pipe made of 13Cr steel, and chloride. There is a problem that stress corrosion cracking resistance is poor in an environment containing a lot of materials. On the other hand, a welded steel pipe made of a duplex stainless steel is excellent in all properties such as strength, toughness and stress corrosion cracking resistance. However, the conventional duplex SUS329J3L steel and SUS329J4L steel duplex stainless welded steel pipe is
Since it contains a large amount of molybdenum and nickel,
There is a problem that the manufacturing cost is increased and the material is expensive as a material used in an environment containing almost no hydrogen sulfide.

【0005】そこで、強度、靭性および耐応力腐食割れ
性が何れも優れ且つ安価な2相ステンレス鋼の開発が進
められており、例えば、特開平1-165750号公報、特開平
1-201446号公報および特公平4-42464 号公報等には、モ
リブデンおよびニッケルの含有量が少ない鋼(以下、先
行技術1という)が開示されている。
Therefore, the development of a duplex stainless steel which is excellent in strength, toughness and stress corrosion cracking resistance and is inexpensive is under way. For example, JP-A-1-165750 and JP-A-1-165750.
Japanese Patent No. 1-201446 and Japanese Patent Publication No. 4-42464 disclose steels containing a small amount of molybdenum and nickel (hereinafter referred to as Prior Art 1).

【0006】一方、塩化物を含む環境下における耐食性
として重要な耐孔食性の向上のためには、ステンレス鋼
中のクロム、モリブデンおよび窒素の含有量を増加させ
ることが有効であり、例えば、特開平1-165750号公報お
よび特開平3-82740 号公報には、2相ステンレス鋼の耐
孔食性の指標として、オーステナイト系ステンレス鋼で
の指標と同様の、PI=Cr(%) +3 ×Mo(%) +16×N(%)と
すること(以下、先行技術2という)が開示されてい
る。
On the other hand, in order to improve pitting corrosion resistance, which is important as corrosion resistance in an environment containing chloride, it is effective to increase the contents of chromium, molybdenum and nitrogen in stainless steel. In Kaihei 1-165750 and Japanese Patent Laid-Open No. 3-82740, as an index of pitting corrosion resistance of duplex stainless steel, PI = Cr (%) + 3 × Mo (similar to that of austenitic stainless steel. %) + 16 × N (%) (hereinafter referred to as Prior Art 2) is disclosed.

【0007】[0007]

【発明が解決しようとする課題】上述した先行技術1に
は、次のような問題がある。即ち、例えば特公昭57-962
3 号公報等に開示されているように、2相ステンレス鋼
の靭性は、フェライト相の体積率(αf )の増加と共に
劣化する。従って、フェライト相の体積率(αf) は、
通常約0.5 に設計されている。しかしながら、ニッケル
含有量が極端に少ない2相ステンレス鋼の場合には、フ
ェライト相の体積率(αf ) が0.5 程度であっても、そ
の靭性が劣化する。
The above-mentioned prior art 1 has the following problems. That is, for example, Japanese Patent Publication No.
As disclosed in Japanese Patent No. 3 etc., the toughness of duplex stainless steel deteriorates as the volume fraction (α f ) of the ferrite phase increases. Therefore, the volume ratio (α f ) of the ferrite phase is
Usually designed around 0.5. However, in the case of a duplex stainless steel having an extremely low nickel content, its toughness deteriorates even if the volume ratio (α f ) of the ferrite phase is about 0.5.

【0008】先行技術2には、次のような問題がある。
即ち、2相ステンレス鋼においては、フェライト相およ
びオーステナイト相の各成分含有量が異なるために、先
行技術2のように耐孔食性の指標として平均組成を使用
したPIでは、耐孔食性を過大評価する場合が生ずる。ま
た、鋼中に相当量のクロム、モリブデンおよび窒素を含
有していても、ニッケル含有量が極端に少ない場合に
は、耐孔食性が劣化する。
Prior art 2 has the following problems.
That is, in the duplex stainless steel, since the content of each component of the ferrite phase and the austenite phase is different, in the PI using the average composition as an index of the pitting corrosion resistance as in the prior art 2, the pitting corrosion resistance is overestimated. There are cases where Further, even if the steel contains a considerable amount of chromium, molybdenum and nitrogen, if the nickel content is extremely low, the pitting corrosion resistance deteriorates.

【0009】従って、この発明の目的は、上述した問題
を解決し、13Cr鋼と同等の0.2%耐力(400MPa以上) を有
しそして靭性に優れ、且つ、塩化物またはC02 を含む環
境下においてSUS316鋼以上の耐全面耐食性、耐孔食性お
よび耐応力腐食割れ性を有する2相ステンレス鋼からな
る溶接鋼管を経済的に製造するための方法を提供するこ
とにある。
Therefore, an object of the present invention is to solve the above-mentioned problems, have 0.2% proof stress (400 MPa or more) equivalent to 13Cr steel, and have excellent toughness, and in an environment containing chloride or C0 2 . It is an object of the present invention to provide a method for economically producing a welded steel pipe made of a duplex stainless steel, which has overall corrosion resistance, pitting corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance higher than that of SUS316 steel.

【0010】[0010]

【課題を解決するための手段】請求項1に記載の発明の
2相ステンレス溶接鋼管の製造方法は、下記を特徴とす
るものである。 炭素(C) : 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si): 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn): 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni): 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) :21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) : 0.25wt.% 以下、および、 残り:Feおよび不可避不純物、からなり、 下記(1) 式 σ0.2 =20×Cr(%) +11×Mn(%) − Ni(%)+ 133×N(%)−38 ─────(1) によって求められる0.2%耐力を示す指数 (σ0.2)が400
以上である化学成分組成を有する鋼塊または鋼片を調製
し、 前記鋼塊または鋼片を熱間圧延して鋼板を調製し、次い
で、前記鋼板に対し、900 ℃以上、下記(2) 式によって
求められるT(℃)以下の範囲内の温度により加熱し次
いで冷却することからなる焼鈍を施すことによって原板
を調製し、 T=71×Ni(%) +6×Mn(%) −36×Cr(%) −42×Si(%) +1037×C(%)+1113× N(%)+1608 ─────(2) 次いで、前記原板を成形して素管を調製しそして素管の
シーム部を溶接し、前記シーム部の溶接金属が、 炭素(C) : 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si): 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn): 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni): 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) :21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) : 0.25wt.% 以下、 酸素(O) : 0.035 wt.% 以下、および、 残り:Feおよび不可避不純物、からなり、且つ、前記0.
2%耐力 (σ0.2)を示す指数が 400以上である化学成分組
成を有する溶接鋼管を調製し、次いで、前記溶接鋼管に
対し、900 〜1150℃の範囲内の温度による加熱と、500
〜850 ℃の範囲内の温度域における1℃/sec以上の速度
による冷却とからなる固溶化熱処理を施し、かくして、
前記溶接鋼管の母材のフェライト相の体積率αf が0.40
〜0.60の範囲内であり、そして、前記母材の、下記(3)
式によって求められるフェライト相の耐孔食性指数(α
P1)および下記 (4)式によって求められるオーステナイ
ト相の耐孔食性指数(γP1)が何れも23.5以上であり、 αP1=23×Cr(%) /(3×αf + 20) ────────────────(3) γP1=20×Cr(%) /(3×αf + 20)− 16 ×N(%)/ (αf −1) ────(4) そして、前記溶接鋼管のシーム部溶接金属の、前記フェ
ライト相の体積率(αf )が0.30〜0.50の範囲内であ
り、そして、前記溶接金属のフェライト相の耐孔食性指
数(αP1)およびオーステナイト相の耐孔食性指数(γ
P1)が、前記母材の前記αP1および前記γP1のうちの何
れか低い値よりも大である2相ステンレス溶接鋼管を製
造する。
A method for manufacturing a duplex stainless steel welded steel pipe according to the present invention is characterized by the following. Carbon (C): 0.05 wt.% Or less, Silicon (Si): 1.5 wt.% Or less, Manganese (Mn): 2.0 wt.% Or less, Nickel (Ni): 3.0 to 5.0 wt.%, Chromium (Cr): 21.0 to 25.0 wt.%, Nitrogen (N): 0.25 wt.% Or less, and the rest: Fe and inevitable impurities. The following (1) formula σ 0.2 = 20 x Cr (%) + 11 x Mn (%) - Ni (%) + 133 × N (%) - 38 ───── (1) index (sigma 0.2) showing a 0.2% proof stress obtained by 400
A steel ingot or a steel slab having the chemical composition described above is prepared, a steel plate is prepared by hot rolling the steel ingot or the steel slab, and then 900 ° C. or more with respect to the steel plate, the following (2) formula The original plate is prepared by annealing, which consists of heating at a temperature in the range of T (° C) or less, which is calculated by the following, and then cooling, T = 71 x Ni (%) + 6 x Mn (%) -36 x Cr (%) −42 × Si (%) + 1037 × C (%) + 1113 × N (%) + 1608 ────── (2) Then, the raw plate is molded to prepare a raw pipe and the seam portion of the raw pipe. Welded metal of the seam, carbon (C): 0.05 wt.% Or less, silicon (Si): 1.5 wt.% Or less, manganese (Mn): 2.0 wt.% Or less, nickel (Ni): 3.0 to 5.0 wt.%, Chromium (Cr): 21.0 to 25.0 wt.%, Nitrogen (N): 0.25 wt.% Or less, oxygen (O): 0.035 wt.% Or less, and the rest: Fe and inevitable impurities, And 0.
2% proof stress (σ 0.2 ) an index indicating a welded steel pipe having a chemical composition that is 400 or more, then, with respect to the welded steel pipe, heating at a temperature in the range of 900 ~ 1150 ℃, 500
A solution heat treatment consisting of cooling at a rate of 1 ° C / sec or more in a temperature range of up to 850 ° C, and thus,
The volume ratio α f of the ferrite phase of the base material of the welded steel pipe is 0.40.
Within the range of ~ 0.60, and the following (3) of the base material.
The pitting corrosion resistance index of the ferrite phase (α
P1 ) and the austenite phase pitting corrosion resistance index (γ P1 ) determined by the following equation (4) are both 23.5 or more, and α P1 = 23 × Cr (%) / (3 × α f + 20) ── ────────────── (3) γ P1 = 20 × Cr (%) / (3 × α f + 20) − 16 × N (%) / (α f -1) ─ ─── (4) And, in the seam weld metal of the welded steel pipe, the volume ratio (α f ) of the ferrite phase is in the range of 0.30 to 0.50, and the pitting corrosion resistance of the ferrite phase of the weld metal Index (α P1 ) and pitting corrosion index of austenite phase (γ
P1 ) is greater than either α P1 or γ P1 of the base material, whichever is lower, to produce a duplex stainless welded steel pipe.

【0011】また、請求項2に記載の発明の2相ステン
レス溶接鋼管の製造方法は、下記を特徴とするものであ
る。 炭素(C) : 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si): 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn): 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni): 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) :21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) : 0.25wt.% 以下、および、 残り:Feおよび不可避不純物、からなり、下記(1) 式 σ0.2 =20×Cr(%) +11×Mn(%) − Ni(%)+ 133×N(%)−38──────(1) によって求められる0.2%耐力を示す指数 (σ0.2)が400
以上である化学成分組成を有する鋼塊または鋼片を調製
し、前記鋼塊または鋼片に対して、下記(2) 式で求めら
れるT(℃)以下の温度で加熱し、そして、900 ℃以上
の温度で仕上げることからなる熱間圧延を施すことによ
って、原板を調製し、 T=71×Ni(%) +6×Mn(%) −36×Cr(%) −42×Si(%) +1037×C(%)+1113× N(%)+1608 ─────(2) 次いで、前記原板を成形して素管を調製しそして素管の
シーム部を溶接し、前記シーム部の溶接金属が、 炭素(C) : 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si): 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn): 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni): 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) :21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) : 0.25wt.% 以下、 酸素(O) : 0.035 wt.% 以下、および、 残り:Feおよび不可避不純物、からなり、且つ、前記0.
2%耐力を示す指数 (σ0.2)が 400以上である化学成分組
成を有する溶接鋼管を調製し、次いで、前記溶接鋼管に
対し、900 〜1150℃の範囲内の温度による加熱と、500
〜850 ℃の範囲内の温度域における1℃/sec以上の速度
による冷却とからなる固溶化熱処理を施し、かくして、
前記溶接鋼管の母材のフェライト相の体積率αf が0.40
〜0.60の範囲内であり、そして、前記母材の、下記(3)
式によって求められるフェライト相の耐孔食性指数(α
P1)および下記 (4)式によって求められるオーステナイ
ト相の耐孔食性指数(γP1)が何れも23.5以上であり、 αP1=23×Cr(%) /(3×αf + 20) ────────────────(3) γP1=20×Cr(%) /(3×αf + 20)− 16 ×N(%)/ (αf −1) ────(4) そして、前記溶接鋼管のシーム部溶接金属の、前記フェ
ライト相の体積率(αf )が0.30〜0.50の範囲内であ
り、そして、前記溶接金属のフェライト相の耐孔食性指
数(αP1)およびオーステナイト相の耐孔食性指数(γ
P1)が、前記母材の前記αP1および前記γP1のうちの何
れか低い値よりも大である2相ステンレス溶接鋼管を製
造する。
The method for producing a duplex stainless steel welded steel pipe according to the second aspect of the present invention is characterized by the following: Carbon (C): 0.05 wt.% Or less, Silicon (Si): 1.5 wt.% Or less, Manganese (Mn): 2.0 wt.% Or less, Nickel (Ni): 3.0 to 5.0 wt.%, Chromium (Cr): 21.0 to 25.0 wt.%, Nitrogen (N): 0.25 wt.% Or less, and the rest: Fe and unavoidable impurities, consisting of the following (1) formula σ 0.2 = 20 x Cr (%) + 11 x Mn (%) - Ni (%) + 133 × N (%) - 38────── (1) index (sigma 0.2) showing a 0.2% proof stress obtained by 400
A steel ingot or a steel slab having the above chemical composition is prepared, and the steel ingot or the steel slab is heated at a temperature of T (° C.) or less obtained by the following formula (2), and 900 ° C. The original plate is prepared by performing hot rolling consisting of finishing at the above temperature, and T = 71 × Ni (%) + 6 × Mn (%) − 36 × Cr (%) − 42 × Si (%) + 1037. × C (%) + 1113 × N (%) + 1608 ─────── (2) Next, the raw plate is molded to prepare a raw pipe, and the seam portion of the raw pipe is welded. , Carbon (C): 0.05 wt.% Or less, silicon (Si): 1.5 wt.% Or less, manganese (Mn): 2.0 wt.% Or less, nickel (Ni): 3.0 to 5.0 wt.%, Chromium (Cr) : 21.0 to 25.0 wt.%, Nitrogen (N): 0.25 wt.% Or less, oxygen (O): 0.035 wt.% Or less, and the rest: Fe and inevitable impurities, and the above-mentioned 0.
An index showing 2% proof stress (σ 0.2 ) is prepared a welded steel pipe having a chemical composition that is 400 or more, and then, with respect to the welded steel pipe, heating at a temperature in the range of 900 to 1150 ° C., 500
A solution heat treatment consisting of cooling at a rate of 1 ° C / sec or more in a temperature range of up to 850 ° C, and thus,
The volume ratio α f of the ferrite phase of the base material of the welded steel pipe is 0.40.
Within the range of ~ 0.60, and the following (3) of the base material.
The pitting corrosion resistance index of the ferrite phase (α
P1 ) and the austenite phase pitting corrosion resistance index (γ P1 ) determined by the following equation (4) are both 23.5 or more, and α P1 = 23 × Cr (%) / (3 × α f + 20) ── ────────────── (3) γ P1 = 20 × Cr (%) / (3 × α f + 20) − 16 × N (%) / (α f -1) ─ ─── (4) And, in the seam weld metal of the welded steel pipe, the volume ratio (α f ) of the ferrite phase is in the range of 0.30 to 0.50, and the pitting corrosion resistance of the ferrite phase of the weld metal Index (α P1 ) and pitting corrosion index of austenite phase (γ
P1 ) is greater than either α P1 or γ P1 of the base material, whichever is lower, to produce a duplex stainless welded steel pipe.

【0012】[0012]

【作用】以下に、この発明の方法における、母材板およ
び溶接金属の化学成分組成およびフェライト相の体積率
( αf ) を上述した範囲内に限定した理由について述べ
る。 (1) 炭素(C) :炭素は、オーステナイト生成元素であ
る。しかしながら、炭素含有量が0.05wt.%を超えて多く
なると、鋼中に炭化物が生成して耐食性が劣化する。従
って、原板および溶接金属の炭素含有量は0.05wt.%以下
に限定すべきである。
The chemical composition of the base metal plate and the weld metal and the volume fraction of the ferrite phase in the method of the present invention will be described below.
The reason why (α f ) is limited to the above range will be described. (1) Carbon (C): Carbon is an austenite forming element. However, if the carbon content increases beyond 0.05 wt.%, Carbides are generated in the steel and the corrosion resistance deteriorates. Therefore, the carbon content of the original plate and the weld metal should be limited to 0.05 wt.% Or less.

【0013】(2) シリコン(Si):シリコンは、脱酸材と
して有用な元素である。しかしながら、シリコン含有量
が 1.5wt.%を超えて多くなると、溶接時の割れ感受性が
増加し、且つ、鋼中に金属間化合物が生成して熱間加工
性が劣化する。従って、原板および溶接金属のシリコン
含有量は1.5wt.% 以下に限定すべきである。
(2) Silicon (Si): Silicon is an element useful as a deoxidizer. However, when the silicon content exceeds 1.5 wt.%, The susceptibility to cracking at the time of welding increases, and the intermetallic compound is generated in the steel to deteriorate the hot workability. Therefore, the silicon content of the original plate and the weld metal should be limited to 1.5 wt.% Or less.

【0014】(3) マンガン(Mn):マンガンは、オーステ
ナイト生成元素であり且つ脱酸作用を有している。しか
しながら、マンガン含有量が2.0wt.%を超えて多くなる
と、塩化物を含有する環境下での耐孔食性が劣化する。
従って、原板および溶接金属のマンガン含有量は2.0w
t.%以下に限定すべきである。
(3) Manganese (Mn): Manganese is an austenite forming element and has a deoxidizing action. However, if the manganese content exceeds 2.0 wt.% And increases, the pitting corrosion resistance in an environment containing chloride deteriorates.
Therefore, the manganese content of the original plate and the weld metal is 2.0w.
It should be limited to t.% or less.

【0015】(4) ニッケル(Ni):ニッケルは、強力なオ
ーステナイト生成元素であり、そして、後述するフェラ
イト相の体積率(αf )を得るための必須元素である。
しかしながら、ニッケル含有量が3.0wt.%未満では、フ
ェライト相の体積率(αf )を後述する適正値に調整し
ても、延性、靭性および耐孔食性が著しく劣化する。一
方、ニッケル含有量が5.0wt.%を超えると、コストが上
昇するばかりでなく、フェライト相の体積率(αf )を
適正値に調整するために、オーステナイト生成元素であ
る窒素の含有量を低減することが必要になる結果、耐孔
食性の観点から不利になる場合が生ずる。従って、原板
および溶接金属のニッケル含有量は3.0〜5.0wt.%の範
囲内に限定すべきである。
(4) Nickel (Ni): Nickel is a strong austenite-forming element, and is an essential element for obtaining the volume fraction (α f ) of the ferrite phase described later.
However, when the nickel content is less than 3.0 wt.%, The ductility, toughness and pitting corrosion resistance are significantly deteriorated even if the volume ratio (α f ) of the ferrite phase is adjusted to an appropriate value described later. On the other hand, if the nickel content exceeds 5.0 wt.%, Not only the cost will increase, but also the content of nitrogen, which is an austenite forming element, in order to adjust the volume ratio (α f ) of the ferrite phase to an appropriate value. As a result, it may be disadvantageous from the viewpoint of pitting corrosion resistance. Therefore, the nickel content of the original plate and the weld metal should be limited to the range of 3.0 to 5.0 wt.%.

【0016】(5) クロム(Cr):クロムは、強力なフェラ
イト生成元素であり、そして、耐全面腐食性および耐孔
食性を高める作用を有している。しかしながら、クロム
含有量が21.0wt.%未満では、マルテンサイトを生成させ
ずにフェライト相の体積率(αf )を後述する適正値に
調整することがができない。一方、クロム含有量が25.0
wt.%を超えると、靭性が低下し、且つ、σ相が析出する
ために、耐食性および熱間加工性が劣化する。従って、
原板および溶接金属のクロム含有量は21.0〜25.0wt.%の
範囲内に限定すべきである。
(5) Chromium (Cr): Chromium is a strong ferrite-forming element, and has the effect of enhancing general corrosion resistance and pitting corrosion resistance. However, if the chromium content is less than 21.0 wt.%, The volume ratio (α f ) of the ferrite phase cannot be adjusted to an appropriate value described later without generating martensite. On the other hand, the chromium content is 25.0
When it exceeds wt.%, the toughness decreases and the σ phase precipitates, so that the corrosion resistance and hot workability deteriorate. Therefore,
The chromium content of the original plate and the weld metal should be limited within the range of 21.0 to 25.0 wt.%.

【0017】(6) 窒素(N):窒素は、強力なオーステナイ
ト生成元素であり、そして、鋼に耐孔食性を付与する有
効な元素である。しかしながら、窒素含有量が0.25wt.%
を超えると、熱間圧延時における変形抵抗が増加するた
めに、原板に割れ等が発生し、また、溶接時にブローが
生ずる。従って、原板および溶接金属の窒素含有量は0.
25wt.%以下に限定すべきである。
(6) Nitrogen (N): Nitrogen is a strong austenite forming element, and is an effective element that imparts pitting corrosion resistance to steel. However, the nitrogen content is 0.25 wt.%
If it exceeds, the deformation resistance at the time of hot rolling increases, so that the original plate is cracked and blows at the time of welding. Therefore, the nitrogen content of the original plate and the weld metal is 0.
It should be limited to 25 wt.% Or less.

【0018】(7) 酸素(O):酸素含有量が多くなると、靭
性および耐孔食性が劣化する。従って、原板であるステ
ンレス鋼の酸素含有量は、通常の製鋼技術によって0.01
wt.%以下に低減されている。しかしながら、ステンレス
溶接鋼管のシーム部は、能率向上の観点から、塩基度の
低いフラックスを使用しサブマージアークにより溶接さ
れる場合が多い。従って、溶接金属の酸素含有量の増加
は避けられないが、溶接金属の靭性および耐孔食性の劣
化を防止する観点から、溶接金属の酸素含有量は、0.03
5 wt.%以下に限定すべきである。
(7) Oxygen (O): When the oxygen content increases, the toughness and pitting corrosion resistance deteriorate. Therefore, the oxygen content of the original stainless steel is 0.01% by ordinary steelmaking technology.
wt.% or less. However, the seam portion of a stainless welded steel pipe is often welded by a submerged arc using a low basicity flux from the viewpoint of improving efficiency. Therefore, an increase in the oxygen content of the weld metal is unavoidable, but from the viewpoint of preventing deterioration of the toughness and pitting corrosion resistance of the weld metal, the oxygen content of the weld metal is 0.03
It should be limited to 5 wt.% Or less.

【0019】(8) フェライト相の体積率(αf ):2相
ステンレス鋼において、フェライト相の体積率(αf
は、鋼の諸特性に対し大きな影響を及ぼす。即ち、フェ
ライト相の体積率(αf )が0.40未満では、熱間圧延性
が著しく劣化し、そして、αf が0.60を超えると、鋼の
延性および靭性が低下する。従って、原板のフェライト
相の体積率(αf )は、0.40〜0.60の範囲内に限定すべ
きである。一方、溶接金属の結晶粒は、原板に比べて著
しく粗大化するために、フェライト相の体積率(αf
が0.50を超えると、溶接金属の延性および靭性が劣化す
る。そして、フェライト相の体積率(αf )が0.30未満
では、耐応力腐食割れ性が低下する。従って、溶接金属
のフェライト相の体積率(αf )は、0.30〜0.50の範囲
内に限定すべきである。
[0019] (8) The volume ratio of the ferrite phase (alpha f): In the two-phase stainless steel, the volume ratio of the ferrite phase (alpha f)
Has a great influence on various properties of steel. That is, when the volume ratio (α f ) of the ferrite phase is less than 0.40, the hot rolling property deteriorates significantly, and when α f exceeds 0.60, the ductility and toughness of the steel deteriorate. Therefore, the volume ratio (α f ) of the ferrite phase of the original plate should be limited to the range of 0.40 to 0.60. On the other hand, since the crystal grains of the weld metal are significantly coarser than the original plate, the volume fraction of the ferrite phase (α f )
If it exceeds 0.50, the ductility and toughness of the weld metal deteriorate. If the volume ratio (α f ) of the ferrite phase is less than 0.30, the stress corrosion cracking resistance decreases. Therefore, the volume fraction (α f ) of the ferrite phase of the weld metal should be limited to the range of 0.30 to 0.50.

【0020】本発明者等は、モリブデンを含有しない2
相ステンレス鋼において、その強度に対する成分の影響
について詳細に検討した。その結果、モリブデンを含有
しない2相ステンレス鋼の0.2%耐力を示す指数
(σ0.2 )は、下記(1) 式によって表されることがわか
った。従って、この発明においては、13Cr鋼と同程度の
0.2%耐力をを付与するために、原板および溶接金属のク
ロム、マンガン、ニッケルおよび窒素の各含有量を、下
記(1) 式によって求められる値が400 以上となるように
限定すべきである。 σ0.2 = 20 ×Cr(%) +11×Mn(%) − Ni(%)+ 133×N(%)−38 ────(1)
The present inventors have found that molybdenum-free 2
In duplex stainless steel, the effect of the components on the strength was investigated in detail. As a result, it was found that the index (σ 0.2 ) indicating the 0.2% proof stress of the duplex stainless steel containing no molybdenum is represented by the following formula (1). Therefore, in this invention, the same level of
In order to provide 0.2% proof stress, the contents of chromium, manganese, nickel and nitrogen in the original plate and the weld metal should be limited so that the value obtained by the following formula (1) is 400 or more. σ 0.2 = 20 × Cr (%) +11 × Mn (%) − Ni (%) + 133 × N (%) −38 ──── (1)

【0021】一方、塩化物を含む環境下での耐孔食性に
ついて検討を重ねた結果、2相ステンレス鋼において
は、フェライト相およびオーステナイト相の各成分含有
量が相違するために、耐孔食性もフェライト相とオース
テナイト相とでは異なり、孔食は、耐孔食性が劣ってい
る相において初期に発生することがわかった。
On the other hand, as a result of repeated studies on the pitting corrosion resistance in the environment containing chloride, the pitting corrosion resistance is also different in the duplex stainless steel because the contents of the respective components of the ferrite phase and the austenite phase are different. It was found that, unlike the ferrite phase and the austenite phase, pitting corrosion occurs early in the phase with poor pitting resistance.

【0022】モリブデンを含有しない2相ステンレス鋼
において、そのフェライト相における耐孔食性の指数
(αP1)およびオーステナイト相における耐孔食性の指
数(γP1)は、クロムおよび窒素の各含有量およびフェ
ライト相の体積率(αf )によって変化する。従って、
2相ステンレス鋼に、SUS316鋼と同等の耐孔食性を付与
するためには、下記(3) 式によって求められるフェライ
ト相における耐孔食性の指数(αP1)、および、下記
(4) 式によって求められるオーステナイト相における耐
孔食性の指数(γP1)が何れも23.5以上であることを必
要とする。 αP1=23×Cr(%) /(3×αf + 20) ────────────────(3) γP1=20×Cr(%) /(3×αf + 20)− 16 ×N(%)/ (αf −1) ────(4)
The index of pitting corrosion resistance in the ferrite phase (α P1 ) and the index of pitting corrosion resistance in the austenite phase (γ P1 ) of the two-phase stainless steel containing no molybdenum are as follows. It depends on the volume fraction of the phase (α f ). Therefore,
In order to impart pitting corrosion resistance equivalent to that of SUS316 steel to duplex stainless steel, the pitting corrosion resistance index (α P1 ) in the ferrite phase obtained by the following equation (3) and the following
It is necessary that the index (γ P1 ) of pitting corrosion resistance in the austenite phase calculated by the equation (4) is 23.5 or more. α P1 = 23 × Cr (%) / (3 × α f + 20) ──────────────── (3) γ P1 = 20 × Cr (%) / (3 × α f + 20) -16 × N (%) / (α f -1) ──── (4)

【0023】上記から、原板のフェライト相における耐
孔食性の指数(αP1)およびオーステナイト相における
耐孔食性の指数(γP1)が何れも23.5以上となるよう
に、原板のクロムおよび窒素の含有量およびフェライト
相の体積率(αf )を限定すべきである。そして、溶接
金属の耐孔食性が原板の耐孔食性よりも低い場合には、
溶接金属に優先的に孔食が発生することから、溶接金属
のフェライト相における耐孔食性の指数(αP1)および
オーステナイト相における耐孔食性の指数(γP1)が、
原板の前記αP1および前記γP1のうちの何れか低い値よ
りも大となるように、溶接金属のクロムおよび窒素の含
有量およびフェライト相の体積率(αf )を限定すべき
である。
From the above, the content of chromium and nitrogen in the original plate is adjusted so that the index of pitting corrosion resistance in the ferrite phase (α P1 ) and the index of pitting corrosion resistance in the austenite phase (γ P1 ) are both 23.5 or more. The amount and volume fraction of the ferrite phase (α f ) should be limited. If the pitting corrosion resistance of the weld metal is lower than the pitting corrosion resistance of the original plate,
Since pitting corrosion occurs preferentially in the weld metal, the index of pitting corrosion resistance in the ferrite phase of the weld metal (α P1 ) and the index of pitting corrosion resistance in the austenite phase (γ P1 ) are
The chromium and nitrogen contents of the weld metal and the volume fraction (α f ) of the ferritic phase should be limited so that they are higher than the lower one of the α P1 and the γ P1 of the original plate.

【0024】この発明の第1実施態様の方法において
は、前述した化学成分組成の鋼塊または鋼片を熱間圧延
して鋼板を調製し、次いで、前記鋼板に対し、900 ℃以
上、下記(2) 式によって求められるT(℃)以下の範囲
内の温度により加熱し次いで冷却することからなる焼鈍
を施して原板を調製し、 T=71×Ni(%) +6×Mn(%) −36×Cr(%) −42×Si(%) +1037×C(%)+1113× N(%)+1608 ─────(2) 次いで、原板を成形して素管を調製し、素管のシーム部
を溶接して溶接鋼管を調製する。次いで、このようにし
て調製された溶接鋼管に対し、所定条件で固溶化熱処理
を施すことを特徴としている。
In the method of the first embodiment of the present invention, a steel ingot or a steel slab having the above-described chemical composition is hot-rolled to prepare a steel sheet, and then the steel sheet is heated to 900 ° C. or higher and the following ( 2) An original plate is prepared by annealing, which consists of heating at a temperature within the range of T (° C) or less obtained by the formula and then cooling, and T = 71 × Ni (%) + 6 × Mn (%) −36. × Cr (%) −42 × Si (%) + 1037 × C (%) + 1113 × N (%) + 1608 ────── (2) Next, the original plate is molded to prepare a raw pipe, and the seam of the raw pipe is prepared. Weld the parts to prepare a welded steel pipe. Next, the welded steel pipe thus prepared is characterized by undergoing solution heat treatment under predetermined conditions.

【0025】上述した工程において、焼鈍時における、
鋼板に対する加熱温度が 900℃未満では、原板が十分に
軟化せず、その後に行われる管体成形が困難になる。一
方、焼鈍時における加熱温度が高いと、フェライト相の
体積率(αf )が増加し、前記αf が0.60を超えると、
延性が低下するばかりでなく、管体成形時に原板に著し
い皺が発生する場合がある。そこで、本発明者等は、フ
ェライト相の体積率(αf )と加熱温度と化学成分組成
との関係について詳細に検討した結果、フェライト相の
体積率(αf )が0.60以下になる最高加熱温度T(℃)
は、上記(2) 式によって表し得ることがわかった。従っ
て、焼鈍時における鋼板に対する加熱温度は、900 ℃以
上、上記(2) 式によって求められるT(℃)以下の範囲
内に限定すべきである。
In the above process, during annealing,
If the heating temperature for the steel sheet is less than 900 ° C, the original sheet will not be sufficiently softened, and it will be difficult to form the tubular body thereafter. On the other hand, when the heating temperature during annealing is high, the volume ratio (α f ) of the ferrite phase increases, and when α f exceeds 0.60,
Not only the ductility is lowered, but also significant wrinkling may occur on the original plate during the tube forming. Therefore, as a result of a detailed study on the relationship between the volume fraction of the ferrite phase (α f ), the heating temperature and the chemical composition, the present inventors have found that the volume fraction of the ferrite phase (α f ) is 0.60 or less. Temperature T (℃)
It has been found that can be expressed by the above equation (2). Therefore, the heating temperature for the steel sheet during annealing should be limited to the range of 900 ° C. or higher and T (° C.) or lower determined by the above equation (2).

【0026】この発明の第2実施態様の方法において
は、前述した化学成分組成の鋼塊または鋼片に対し、上
記(2) 式で求められるT(℃)以下の温度によって加熱
し、そして900 ℃以上の温度で仕上げることからなる熱
間圧延を施して原板を調製し、次いで、第1実施態様の
方法と同様に、原板を成形して素管を調製し、素管のシ
ーム部を溶接してUOE鋼管のような溶接鋼管を調製
し、次いで、このようにして調製された溶接鋼管に対
し、所定条件で固溶化熱処理を施すことを特徴としてい
る。第2実施態様の方法によれば、熱間圧延された鋼板
に対し、軟化焼鈍を施さなくても管体成形が可能であ
り、従って、その製造コストを一段と低減することがで
きる。
In the method of the second embodiment of the present invention, a steel ingot or a steel slab having the above-mentioned chemical composition is heated at a temperature of T (° C.) or less obtained by the above equation (2), and 900 A raw plate is prepared by performing hot rolling consisting of finishing at a temperature of ℃ or more, and then, similarly to the method of the first embodiment, the raw plate is molded to prepare a raw pipe, and the seam portion of the raw pipe is welded. It is characterized in that a welded steel pipe such as a UOE steel pipe is prepared, and then a solution heat treatment is applied to the welded steel pipe thus prepared under predetermined conditions. According to the method of the second embodiment, it is possible to form a tubular body without performing softening annealing on a hot-rolled steel sheet, so that the manufacturing cost can be further reduced.

【0027】本発明者等は、熱間圧延された鋼板に対
し、軟化焼鈍を施さなくても、管体成形が可能な条件に
関して検討を重ねた。その結果、次のことがわかった。
即ち、本発明鋼においては、熱間圧延された鋼板のフェ
ライト相の体積率(αf )は、鋼塊または鋼片の加熱時
のフェライト相の体積率(αf )とほぼ同じである。
The inventors of the present invention have made repeated studies on the conditions under which tube forming can be performed on a hot-rolled steel sheet without softening and annealing. As a result, the following was found.
That is, in the steel of the present invention, the volume ratio (α f ) of the ferrite phase of the hot rolled steel sheet is almost the same as the volume ratio (α f ) of the ferrite phase during heating of the steel ingot or the billet.

【0028】従って、管体成形時における皺の発生を防
止するために、熱間圧延時における鋼塊または鋼片に対
する加熱温度を、フェライト相の体積率(αf )が0.60
以下になる、前記(2) 式によって求められるT℃以下に
限定すべきである。また、軟化焼鈍を省略するために
は、圧延中に十分な動的再結晶または回復が生じなけれ
ばならない。従って、熱間圧延の仕上げ温度は 900℃以
上に限定すべきである。
Therefore, in order to prevent the generation of wrinkles during the forming of the tubular body, the heating temperature for the steel ingot or the steel slab during hot rolling is set so that the volume fraction of ferrite phase (α f ) is 0.60.
It should be limited to the temperature below T ° C. calculated by the above equation (2). Also, sufficient dynamic recrystallization or recovery must occur during rolling in order to omit softening annealing. Therefore, the finishing temperature for hot rolling should be limited to 900 ° C or higher.

【0029】原板を管体に成形して調製された素管のシ
ーム部を溶接することにより、2相ステンレス鋼の溶接
金属および母材の熱影響部は、炭窒化物が析出し且つフ
ェライト相の体積率(αf )は、著しく上昇する。従っ
て、析出した炭窒化物を消失させ、フェライト相の体積
率(αf )を適正化するために、シーム部が溶接された
溶接鋼管に対し、固溶化熱処理を施す必要がある。
By welding the seam portion of the raw pipe prepared by molding the original plate into a tubular body, the weld metal of the duplex stainless steel and the heat-affected zone of the base material are precipitated with carbonitride and ferrite phase. The volume fraction (α f ) of is significantly increased. Therefore, in order to eliminate the precipitated carbonitrides and optimize the volume ratio (α f ) of the ferrite phase, it is necessary to subject the welded steel pipe welded at the seam portion to solution heat treatment.

【0030】上述した固溶化熱処理は、 900〜1150℃の
範囲内の温度による加熱と、500 〜850 ℃の範囲内の温
度域における1℃/sec以上の速度による冷却とからなる
条件によって行う必要がある。即ち、加熱温度が 900℃
未満では、炭窒化物が固溶しないため、耐食性が劣化す
る。一方、加熱温度が1150℃を超えると、フェライト相
の体積率(αf )が増加し且つ結晶粒が粗大化するため
に、延性および靭性が劣化する。
The above-mentioned solution heat treatment must be carried out under the conditions of heating at a temperature in the range of 900 to 1150 ° C. and cooling at a rate of 1 ° C./sec or more in the temperature range of 500 to 850 ° C. There is. That is, the heating temperature is 900 ℃
When the amount is less than the above, the carbonitride does not form a solid solution, so that the corrosion resistance deteriorates. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1150 ° C., the volume ratio (α f ) of the ferrite phase increases and the crystal grains become coarse, so that the ductility and toughness deteriorate.

【0031】クロムの炭窒化物は、一般に 500〜850 ℃
の範囲内の温度域において析出する。しかるに、固溶化
熱処理において、上述した条件で加熱された溶接鋼管に
対する、500 〜850 ℃の範囲内の温度域での冷却速度が
1℃/sec未満では、クロムの炭窒化物の析出に伴う粒界
腐食が著しくなる。従って、固溶化熱処理における、50
0 〜850 ℃の範囲内の温度域での冷却速度は1℃/sec以
上に限定すべきである。
Chromium carbonitrides are generally at 500-850 ° C.
It precipitates in the temperature range within the range. However, in the solution heat treatment, when the cooling rate in the temperature range within the range of 500 to 850 ° C for the welded steel pipe heated under the above-mentioned conditions is less than 1 ° C / sec, the grains of chromium carbonitride are accompanied by precipitation. Intercalation becomes significant. Therefore, in solution heat treatment, 50
The cooling rate in the temperature range of 0 to 850 ° C should be limited to 1 ° C / sec or more.

【0032】[0032]

【実施例】次に、この発明を、実施例により比較例と対
比しながら説明する。 実施例1 表1に示した、この発明の範囲内の化学成分組成を有す
る供試鋼a〜iの重量50Kgの鋼塊、少なくとも1つが本
発明の範囲外の化学成分組成を有する比較用供試鋼a’
〜l’の重量50Kgの鋼塊を調製し、そして、従来鋼とし
て市販のSUS316鋼板および市販の13Cr鋼板を準備した。
EXAMPLES Next, the present invention will be described by way of Examples in comparison with Comparative Examples. Example 1 As shown in Table 1, steel ingots having a chemical composition within the scope of the present invention and having a weight of 50 kg of steels a to i, at least one of which has a chemical composition outside the scope of the present invention for comparison. Trial steel a '
A steel ingot having a weight of ˜1 ′ and a weight of 50 kg was prepared, and a commercially available SUS316 steel sheet and a commercially available 13Cr steel sheet were prepared as conventional steels.

【0033】次いで、供試鋼a〜iおよび比較用供試鋼
a’〜l’の鋼塊を、1150℃の温度で加熱した後、900
℃の仕上げ温度で熱間圧延し、次いで、500 〜850 ℃の
温度域における冷却速度が 0.7℃/ sec の条件で空冷
し、15mmの厚さの鋼板を調製した。このようにして調製
された鋼板に対し、1050℃の温度による加熱と、500 〜
850 ℃の温度域における30℃/ sec の速度による冷却と
からなる固溶化熱処理を施した。かくして、表1に示し
た、この発明の範囲内の、フェライト相の体積率
(αf )、(1) 式によって求められる0.2%耐力を示す指
数 (σ0.2)、(3) 式によって求められるフェライト相の
耐孔食性指数(αP1)および (4)式によって求められる
オーステナイト相の耐孔食性指数(γP1)を有する、原
板としての本発明供試体No.1〜9 および比較用供試体N
o.1〜12を調製した。
Then, the steel ingots of the test steels a to i and the comparative test steels a ′ to l ′ were heated at a temperature of 1150 ° C., and then 900
It was hot-rolled at a finishing temperature of ℃, and then air-cooled in a temperature range of 500 to 850 ℃ at a cooling rate of 0.7 ℃ / sec to prepare a steel plate having a thickness of 15 mm. For the steel sheet prepared in this way, heating at a temperature of 1050 ° C
Solution heat treatment was performed, which consisted of cooling at a rate of 30 ° C / sec in the temperature range of 850 ° C. Thus, the volume ratio (α f ) of the ferrite phase within the scope of the present invention shown in Table 1, the index (σ 0.2 ) showing the 0.2% proof stress obtained by the equation (1), and the equation (3) are obtained. Specimens of the present invention Nos. 1 to 9 and comparative specimens as original plates having the pitting corrosion resistance index (α P1 ) of the ferrite phase and the pitting corrosion resistance index (γ P1 ) of the austenite phase obtained by the equation (4) N
o.1-12 were prepared.

【0034】[0034]

【表1】 [Table 1]

【0035】上述した、原板としての本発明供試体No.1
〜9 、比較用供試体No.1' 〜12' および従来鋼の供試体
の各々から、ミクロ組織観察用試験片、引張り試験片、
2mmVノッチ付きシャルピー衝撃試験片、全面腐食試験
片、応力腐食割れ試験片および孔食電位測定用試験片を
採取し、0.2%耐力、引張り強さ、伸び、 0℃および−50
℃の吸収エネルギー、耐全面腐食性、孔食電位、耐応力
腐食割れ性(σth) および鋼板の端面割れの状態を調
べ、その結果を、表2に示した。
The above-mentioned sample No. 1 of the present invention as an original plate
~ 9, each of the comparative specimen No. 1'to 12 'and the conventional steel specimen, a microstructure observation test piece, a tensile test piece,
2mmV notched Charpy impact test piece, general corrosion test piece, stress corrosion cracking test piece and test piece for measuring pitting corrosion potential were sampled and 0.2% proof stress, tensile strength, elongation, 0 ° C and -50
The states of absorbed energy at ℃, general corrosion resistance, pitting potential, stress corrosion cracking resistance (σ th ) and end face cracking of the steel sheet were examined, and the results are shown in Table 2.

【0036】[0036]

【表2】 [Table 2]

【0037】なお、フェライト相の体積率(αf )は、
ミクロサンプルに対し20%NaOH 電解エッチングを施して
測定した。耐全面腐食性は、200 ℃の温度の3%NaCl−10
atmC02の条件下で、厚さ3mm ×幅20mm×長さ30mmの短冊
状の試験片を720 時間浸漬したときの腐食速度を測定す
ることによって評価した。耐応力腐食割れ性は、45%MgC
l2沸騰溶液中で定荷重引張り試験を最長500 時間施し、
500 時間経過後も破断しなかった最高応力を許容応力
th) として評価した。孔食電位は、JIS GO577 によ
り、電流密度が 100μA/cm2 になる電位とした。そし
て、鋼板の端面割れは目視によってその程度を判定し
た。
The volume ratio (α f ) of the ferrite phase is
The measurement was performed by subjecting the micro sample to 20% NaOH electrolytic etching. General corrosion resistance is 3% NaCl-10 at a temperature of 200 ° C.
In AtmC0 2 conditions, it was assessed by measuring the corrosion rate when the strip-shaped test piece having a thickness of 3mm × width 20 mm × length 30mm was immersed for 720 hours. Stress corrosion cracking resistance is 45% MgC
l 2 Perform constant load tensile test for up to 500 hours in boiling solution,
Maximum stress that does not break even after 500 hours has passed
It was evaluated as (σ th ). The pitting potential was set to a potential at which the current density was 100 μA / cm 2 according to JIS GO577. Then, the degree of the end surface crack of the steel sheet was visually determined.

【0038】表1および表2から明らかなように、0.2%
耐力を示す指数 (σ0.2)、フェライト相の耐孔食性指数
(αP1)およびオーステナイト相の耐孔食性指数
(γP1)が何れも本発明の範囲を外れて低い比較用供試
体No.1およびNo.2は、0.2%耐力および孔食電位に劣って
いた。フェライト相の耐孔食性指数(αP1)が本発明の
範囲を外れて少ない比較用供試体No.3およびNo.5は、孔
食電位が劣っていた。フェライト相の体積率(αf )が
本発明の範囲を外れて少ない比較用供試体No.4およびN
o.6は、鋼板の端面割れが大であり、特に、フェライト
相の体積率(αf )が0.30未満の比較用供試体No.4は、
耐応力腐食割れ性( σth) も劣っていた。
As is clear from Tables 1 and 2, 0.2%
The index indicating the yield strength (σ 0.2 ), the pitting corrosion resistance index of the ferrite phase (α P1 ) and the pitting corrosion resistance index of the austenite phase (γ P1 ) are all outside the range of the present invention and are low. And No. 2 were inferior in 0.2% proof stress and pitting potential. The comparative test samples No. 3 and No. 5, which had a small pitting corrosion resistance index (α P1 ) of the ferrite phase outside the range of the present invention, were inferior in pitting potential. The volume ratio (α f ) of the ferrite phase is less than the range of the present invention, and comparative sample Nos. 4 and N
In o.6, the end face cracking of the steel plate is large, and in particular, the comparative specimen No. 4 in which the volume ratio (α f ) of the ferrite phase is less than 0.30 is
The resistance to stress corrosion cracking (σ th ) was also poor.

【0039】ニッケル含有量が本発明の範囲を外れて少
ない比較用供試体No.7およびNo.8は、吸収エネルギーお
よび孔食電位が劣っていた。オーステナイト相の耐孔食
性指数(γP1)が本発明の範囲を外れて低い比較用供試
体No.9およびNo.12 は、孔食電位が劣っていた。フェラ
イト相の体積率(αf )が本発明の範囲を外れて多い比
較用供試体No.10 およびNo.11 は、伸びおよび吸収エネ
ルギーが劣っていた。
Comparative samples No. 7 and No. 8 having a nickel content outside the range of the present invention and having a small content were inferior in absorbed energy and pitting potential. Comparative specimens No. 9 and No. 12 having a low austenite phase pitting corrosion resistance index (γ P1 ) outside the range of the present invention were inferior in pitting potential. The comparative specimens No. 10 and No. 11 in which the volume ratio (α f ) of the ferrite phase was out of the range of the present invention were inferior in elongation and absorbed energy.

【0040】従来のSUS316鋼板は、0.2%耐力および耐応
力腐食割れ性( σth) が劣っていた。そして、13Cr鋼板
は、伸び、吸収エネルギー、耐全面腐食性および耐孔食
性が劣っていた。
The conventional SUS316 steel sheet was inferior in 0.2% proof stress and stress corrosion cracking resistance (σ th ). The 13Cr steel sheet was inferior in elongation, absorbed energy, general corrosion resistance and pitting corrosion resistance.

【0041】これに対し、本発明供試体No.1〜9 におい
ては、0.2%耐力が(1) 式によって求められたσ0.2 とよ
く対応して何れも400MPa以上であり、延性および靭性に
優れていた。また、CO2 腐食環境下における耐全面腐食
性および塩化物を含む環境下における耐孔食性ともSUS3
16鋼以上であり、耐応力腐食割れ性はSUS316鋼に比べて
著しく優れていた。
On the other hand, in the specimens Nos. 1 to 9 of the present invention, the 0.2% proof stress is well corresponding to σ 0.2 obtained by the equation (1), and all are 400 MPa or more, and are excellent in ductility and toughness. Was there. In addition, the general corrosion resistance in a CO 2 corrosive environment and the pitting corrosion resistance in an environment containing chloride are both SUS 3
It was 16 or more steel, and the stress corrosion cracking resistance was significantly superior to SUS316 steel.

【0042】図1は、ニッケル含有量と、孔食電位およ
び 0℃,-50 ℃の吸収エネルギーとの関係を示すグラフ
であって、本発明供試体No.2,3,4およびニッケル含有量
が本発明の範囲を外れて少ない比較用供試体No.7および
8 の孔食電位および 0℃,-50 ℃の吸収エネルギーを示
している。図1から明らかなように、ニッケル含有量が
3wt.%未満の比較用供試体No.7および8 の孔食電位は、
そのフェライト相の耐孔食性指数(αP1)およびオース
テナイト相の耐孔食性指数(γP1)が本発明の範囲内で
あっても低く、耐孔食性が劣っていた。そして、比較用
供試体No.7および8 の、 0℃,-50 ℃の吸収エネルギー
は、そのフェライト相体積率が本発明の範囲内であるに
もかかわらず低く、靭性が劣っていた。
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the nickel content and the pitting potential and the absorbed energies at 0 ° C. and -50 ° C., showing the samples No. 2, 3, 4 of the present invention and the nickel content. Is out of the scope of the present invention is less comparative specimen No. 7 and
8 shows the pitting potential and the absorbed energies at 0 ° C and -50 ° C. As is clear from FIG. 1, the pitting corrosion potentials of the comparative specimens No. 7 and 8 having a nickel content of less than 3 wt.
Its pitting resistance index of the ferrite phase (alpha P1) and the austenitic phase pitting resistance index (gamma P1) is low even within the scope of the present invention, pitting corrosion resistance was poor. The absorbed energies at 0 ° C. and -50 ° C. of the comparative specimens Nos. 7 and 8 were low even though the ferrite phase volume ratio was within the range of the present invention, and the toughness was poor.

【0043】図2は、フェライト相の体積率(αf
と、 0℃,-50 ℃の吸収エネルギー、伸び、および、鋼
板の端面割れとの関係を示すグラフであって、本発明供
試体No.1〜9 および比較用供試体No.4,6およびNo.10,11
の、 0℃,-50 ℃の吸収エネルギー、伸び、および、鋼
板の端面割れを示している。図2から明らかなように、
フェライト相の体積率(αf )が0.40未満の比較用供試
体No.4,6の圧延時における鋼板端面の割れは大であり、
そして、フェライト相の体積率(αf )が0.60を超えた
比較用供試体No.10,11の、 0℃,-50 ℃の吸収エネルギ
ーおよび伸びは低く、靭性および延性が劣っていた。
FIG. 2 shows the volume ratio (α f ) of the ferrite phase.
Is a graph showing the relationship between the absorbed energy at 0 ° C and -50 ° C, the elongation, and the end surface cracking of the steel sheet, which are the present invention sample Nos. 1 to 9 and the comparative sample Nos. 4 and 6. No.10,11
It shows absorbed energy at 0 ℃ and -50 ℃, elongation, and end face cracking of steel sheet. As is clear from FIG.
Cracking of the steel plate end surface during rolling of the comparative specimen Nos. 4 and 6 in which the volume ratio (α f ) of the ferrite phase was less than 0.40 was large,
The comparative sample Nos. 10 and 11 in which the volume ratio (α f ) of the ferrite phase exceeded 0.60 had low absorbed energy and elongation at 0 ° C and -50 ° C, and was poor in toughness and ductility.

【0044】実施例2 表1に示した、本発明の範囲内の化学成分組成を有する
供試鋼e,f,gの重量50Kgの鋼塊を、表3に示した本
発明の範囲内の加熱温度および仕上げ温度で熱間圧延
し、または、上記鋼塊を熱間圧延後、本発明の範囲内の
温度で焼鈍し、表3に示した厚さ15mmの本発明供試体N
o.10 〜15を調製した。一方、供試鋼e,f,gの重量5
0Kgの鋼塊を、表3に併せて示した本発明の範囲外の加
熱温度または仕上げ温度で熱間圧延し、または、上記鋼
塊を熱間圧延後、本発明の範囲外の温度で焼鈍し、表3
に示した厚さ15mmの比較用供試体No.13 〜18を調製し
た。なお、熱間圧延後または焼鈍後の冷却は、何れも空
冷とした。
Example 2 A steel ingot having a chemical composition within the scope of the present invention shown in Table 1 and having a weight of 50 kg of test steels e, f, and g was tested within the scope of the present invention shown in Table 3. Hot rolling at heating temperature and finishing temperature, or hot rolling of the above steel ingot, followed by annealing at a temperature within the range of the present invention, the specimen N of the present invention having a thickness of 15 mm shown in Table 3
o.10-15 were prepared. On the other hand, the weight of the test steels e, f, and g is 5
A 0 Kg steel ingot is hot-rolled at a heating temperature or finishing temperature outside the range of the present invention shown in Table 3 together, or after the steel ingot is hot-rolled, annealed at a temperature outside the range of the present invention. Table 3
Samples Nos. 13 to 18 for comparison having a thickness of 15 mm shown in were prepared. The cooling after hot rolling or after annealing was air cooling.

【0045】[0045]

【表3】 [Table 3]

【0046】上述のようにして調製した本発明供試体N
o.10 〜15および比較用供試体No.13〜18から、ミクロ観
察用サンプルを採取し、そのフェライト相の体積率(α
f )および硬さ(HV:10Kgf) を測定し、その測定結果を
表3に併せて示した。
Specimen N of the present invention prepared as described above
Samples for micro observation were taken from o.10 to 15 and comparative samples No.13 to 18, and the volume ratio of the ferrite phase (α
f ) and hardness (HV: 10Kgf) were measured, and the measurement results are also shown in Table 3.

【0047】表3から明らかなように、熱間圧延した
後、焼鈍処理を施した場合であって、その焼鈍温度が本
発明の範囲を外れて高い比較用供試体No.13 およびNo.1
6 は、フェライト相の体積率(αf )が本発明の範囲を
外れて多く、管体形成時に皺が発生する可能性が高かっ
た。そして、上記焼鈍温度が本発明の範囲を外れて低い
比較用供試体No.18 は、硬さ(HV:10Kgf) が高く従って
UOEによる管体形成が困難と思われた。
As is clear from Table 3, the comparative specimens No. 13 and No. 1 which are high in annealing temperature after hot rolling and outside the range of the present invention are obtained.
In No. 6, the volume ratio (α f ) of the ferrite phase was out of the range of the present invention, and there was a high possibility that wrinkles would occur during the tube formation. Comparative sample No. 18, which has a low annealing temperature outside the range of the present invention, has a high hardness (HV: 10 Kgf), and thus it was considered difficult to form a tubular body by UOE.

【0048】熱間圧延後の焼鈍処理を施さない場合であ
って、熱間圧延時の仕上げ温度が本発明の範囲を外れて
低い比較用供試体No.14 は、硬さ(HV:10Kgf) が高く従
ってUOEによる管体形成が困難と思われた。そして、
熱間圧延時の加熱温度が本発明の範囲を外れて高い比較
用供試体No.15 およびNo.17 は、フェライト相の体積率
(αf )が本発明の範囲を外れて多く、管体形成時に皺
が発生する可能性が高かった。
Comparative sample No. 14 having a low finishing temperature during hot rolling outside the range of the present invention, which was not annealed after hot rolling, had a hardness (HV: 10Kgf). Therefore, it was difficult to form a tubular body by UOE. And
The heating temperature during hot rolling is outside the range of the present invention and is high. Comparative Samples No. 15 and No. 17 have a large volume fraction (α f ) of the ferrite phase outside the range of the present invention, Wrinkles were more likely to occur during formation.

【0049】これに対して、熱間圧延した後、焼鈍処理
を施した場合の焼鈍温度、および、熱間圧延後の焼鈍処
理を施さない場合の熱間圧延時の加熱温度および仕上げ
温度が、何れも本発明の範囲内である本発明供試体No.1
0 〜15は、フェライト相の体積率(αf )が本発明の範
囲内であって、適切な硬さ(HV:10Kgf) を有しており、
従って、UOEによる管体形成を良好に行うことができ
ると思われる。
On the other hand, the annealing temperature after annealing after hot rolling and the heating temperature and finishing temperature during hot rolling after annealing after hot rolling are Inventive specimen No. 1 which is within the scope of the present invention
0 to 15 have a volume ratio (α f ) of the ferrite phase within the range of the present invention and have an appropriate hardness (HV: 10 Kgf),
Therefore, it seems that the tube formation by UOE can be favorably performed.

【0050】実施例3 表4に示した、本発明の範囲内の化学成分組成を有する
供試鋼jの鋼塊を、熱間圧延工場において厚さ20mmの鋼
板に熱間圧延した。得られた2枚の原板を突き合わせ、
そのシーム部を、表4に示す化学成分組成のワイヤおよ
び表6に示す化学成分組成のフラックスを使用し、2電
極サブマージアーク溶接により、表5に示した条件で溶
接した。かくして、原板およびシーム部の溶接金属の化
学成分組成が本発明の範囲内である2種類の溶接鋼板、
および、溶接金属の酸素含有量が本発明の範囲を外れて
多い2種類の溶接鋼板を製造した。なお、開先形状は、
内面側の深さが5.5mm で外面側の深さが7mmでありそし
て45°のベベル角度とした。
Example 3 A steel ingot of sample steel j having a chemical composition within the scope of the present invention shown in Table 4 was hot rolled into a steel plate having a thickness of 20 mm in a hot rolling plant. Butt the obtained two original plates,
The seam portion was welded under the conditions shown in Table 5 by two-electrode submerged arc welding using a wire having a chemical composition shown in Table 4 and a flux having a chemical composition shown in Table 6. Thus, two types of welded steel plates, in which the chemical composition of the original plate and the weld metal of the seam are within the scope of the present invention,
Also, two types of welded steel plates were produced in which the oxygen content of the weld metal was out of the range of the present invention. The groove shape is
The inner depth was 5.5 mm, the outer depth was 7 mm and the bevel angle was 45 °.

【0051】上述した、原板および溶接金属の化学成分
組成が本発明の範囲内である2種類の溶接鋼板、およ
び、溶接金属の酸素含有量が本発明の範囲を外れて多い
2種類の溶接鋼板に対し、1050℃の温度による加熱と、
500 〜850 ℃の範囲内の温度域における20℃/secの速度
による冷却とからなる固溶化熱処理を施し、かくして、
原板および溶接金属が、本発明の範囲内の化学成分組
成、フェライト相の体積率(αf )、0.2%耐力を示す指
標 (σ0.2)、フェライト相の耐孔食性指数(αP1)およ
びオーステナイト相の耐孔食性指数(γP1)を有する、
表7に示す本発明供試体No.16 、No.17 、および、溶接
金属の酸素含有量が本発明の範囲を外れて多い比較用供
試体No.19 およびNo.20 を製造した。
The above-mentioned two kinds of welded steel plates in which the chemical composition of the original plate and the weld metal are within the scope of the present invention, and the two kinds of welded steel sheets in which the oxygen content of the weld metal is out of the scope of the present invention. In contrast, heating at a temperature of 1050 ° C,
A solution heat treatment consisting of cooling at a rate of 20 ° C / sec in a temperature range within the range of 500 to 850 ° C is performed, and thus,
The original plate and the weld metal have chemical composition within the scope of the present invention, volume fraction of ferrite phase (α f ), index indicating 0.2% proof stress (σ 0.2 ), pitting corrosion index of ferrite phase (α P1 ), and austenite. Has a phase pitting corrosion resistance index (γ P1 ),
Test samples No. 16 and No. 17 of the present invention shown in Table 7 and comparative test samples No. 19 and No. 20 having a large oxygen content of the weld metal outside the range of the present invention were manufactured.

【0052】[0052]

【表4】 [Table 4]

【0053】[0053]

【表5】 [Table 5]

【0054】[0054]

【表6】 [Table 6]

【0055】[0055]

【表7】 [Table 7]

【0056】[0056]

【表7】[Table 7]

【0057】上述した本発明供試体No.16 、No.17 およ
び比較用供試体No.19 、No.20 から、ミクロ観察用サン
プル、シャルピー衝撃試験片、粒界腐食試験片(厚さ3
mm×幅20mm×長さ30mm) および孔食試験片(厚さ3mm×
幅40mm×長さ40mm) を採取した。
From the specimens No. 16 and No. 17 of the present invention and the specimens No. 19 and No. 20 for comparison as described above, samples for micro observation, Charpy impact test pieces, intergranular corrosion test pieces (thickness 3
mm × width 20 mm × length 30 mm) and pitting test piece (thickness 3 mm ×
40 mm wide x 40 mm long) was collected.

【0058】溶接された鋼板に対する固溶化熱処理条件
の影響を検討するために、本発明供試体No.16 に対して
は、850 〜1200℃の範囲内の各温度に加熱後、500 〜85
0 ℃の範囲内の温度域において0.3 〜30℃/secの速度に
より冷却することからなる固溶化熱処理を施し、上述し
た各試験片を採取した。
In order to study the influence of the solution heat treatment conditions on the welded steel sheet, the sample No. 16 of the present invention was heated to a temperature in the range of 850 to 1200 ° C. and then heated to a temperature of 500 to 85 ° C.
Solution heat treatment consisting of cooling at a rate of 0.3 to 30 ° C./sec in a temperature range within 0 ° C. was performed, and each of the above-mentioned test pieces was sampled.

【0059】なお、シャルピー衝撃試験片は、そのノッ
チ部の中心が溶接金属の中心になるように採取し、粒界
腐食試験片および孔食試験片は、その中心が溶接金属の
中心になるように採取した。また、耐粒界腐食性は、JI
S G0573 による65% 硝酸腐食試験(以下、「ヒューイ試
験」という)によって行い、耐孔食性は、JIS G0578に
よる20℃の温度における塩化第二鉄試験(以下、「孔食
試験」という)により行った。
The Charpy impact test piece was sampled so that the center of the notch was at the center of the weld metal, and the intergranular corrosion test piece and the pitting corrosion test piece were at the center of the weld metal. Collected in. Also, the intergranular corrosion resistance is JI
65% nitric acid corrosion test according to S G0573 (hereinafter referred to as "Huiy test"), pitting corrosion resistance according to JIS G0578 ferric chloride test at a temperature of 20 ℃ (hereinafter referred to as "pitting test") It was

【0060】図3に、溶接金属の酸素含有量と、溶接金
属の−20℃における吸収エネルギーおよび孔食試験によ
る溶接部の腐食速度との関係を示す。図3から明らかな
ように、溶接金属の酸素含有量がこの発明の範囲を超え
て多い比較用供試体No.19 およびNo.20 は、溶接金属の
靭性および耐孔食性が劣化した。
FIG. 3 shows the relationship between the oxygen content of the weld metal, the absorbed energy of the weld metal at −20 ° C., and the corrosion rate of the welded portion by the pitting corrosion test. As is apparent from FIG. 3, Comparative Samples No. 19 and No. 20, in which the oxygen content of the weld metal is higher than the range of the present invention, deteriorated the toughness and pitting corrosion resistance of the weld metal.

【0061】図4に、固溶化熱処理時の加熱温度と、溶
接部のヒューイ試験での腐食速度、溶接金属の−20℃に
おける吸収エネルギーおよびフェライト相の体積率(α
f )との関係を示す。図4から明らかなように、固溶化
熱処理時の加熱温度が本発明の範囲を外れて低い場合に
は、溶接金属の耐粒界腐食性および靭性が劣化した。ま
た、固溶化熱処理時の加熱温度が本発明の範囲を超えて
高い場合には、溶接金属のフェライト相の体積率
(αf )が本発明の範囲を外れて増加し、靭性が著しく
劣化した。
FIG. 4 shows the heating temperature during solution heat treatment, the corrosion rate in the Huey test of the weld, the absorbed energy at -20 ° C. of the weld metal, and the volume fraction of the ferrite phase (α
f )). As is clear from FIG. 4, when the heating temperature during the solution heat treatment was outside the range of the present invention and was low, the intergranular corrosion resistance and toughness of the weld metal deteriorated. Further, when the heating temperature during solution heat treatment is higher than the range of the present invention, the volume fraction (α f ) of the ferrite phase of the weld metal increases outside the range of the present invention, and the toughness deteriorates significantly. .

【0062】図5に、500 〜850 ℃の温度域での冷却速
度と、溶接部のヒューイ試験における腐食速度即ち耐粒
界腐食性との関係を示す。図5から明らかなように、固
溶化熱処理時における、500 〜850 ℃の温度域での冷却
速度が1℃/sec未満では、その加熱温度が1050℃の場合
でも、溶接金属の耐粒界腐食性が著しく低下した。
FIG. 5 shows the relationship between the cooling rate in the temperature range of 500 to 850 ° C. and the corrosion rate in the Huey test of the weld, that is, the intergranular corrosion resistance. As is clear from FIG. 5, when the cooling rate in the temperature range of 500 to 850 ℃ during solution heat treatment is less than 1 ℃ / sec, even if the heating temperature is 1050 ℃, intergranular corrosion resistance of the weld metal Sex significantly decreased.

【0063】実施例4 表8に示した、本発明の範囲内の化学成分組成を有する
供試鋼jおよびkの鋼塊を、熱間圧延工場において、表
9に符号〜で示す、本発明の範囲内の加熱温度およ
び仕上げ温度で熱間圧延し、または、上記鋼塊を熱間圧
延後、本発明の範囲内の温度で焼鈍し、20mmの厚さの鋼
板からなる本発明供試体No.18 〜20を製造した。比較の
ために、熱間圧延時の加熱温度または仕上げ温度が、表
9の符号〜で示す本発明の範囲外である、20mmの厚
さの鋼板からなる比較用供試体No.21 〜24を製造した。
Example 4 The steel ingots of the test steels j and k having the chemical composition within the scope of the present invention shown in Table 8 are shown in Table 9 in the hot rolling plant by the symbols ~ Hot rolling at a heating temperature and finishing temperature in the range of, or after hot rolling the steel ingot, the present invention specimen consisting of a steel plate with a thickness of 20 mm, annealed at a temperature within the range of the present invention No .18-20 were produced. For comparison, comparative specimens Nos. 21 to 24 made of steel plates having a thickness of 20 mm, in which the heating temperature or the finishing temperature during hot rolling are out of the range of the present invention indicated by the symbols in Table 9, are shown. Manufactured.

【0064】[0064]

【表8】 [Table 8]

【0065】[0065]

【表9】 [Table 9]

【0066】上述した本発明供試体No.18 〜20および比
較用供試体No.21 〜24を、UOE加工により、外径20イ
ンチの溶接鋼管を製造する場合と同様の管体を成形し
た。そのときの管体成形性を表9に併せて示す。表9か
ら明らかなように、熱間圧延した後、焼鈍処理を施した
場合であって、焼鈍温度が本発明の範囲を外れて高い比
較用供試体No.21 は、管体成形時に皺が発生した。そし
て、焼鈍温度が本発明の範囲を外れて低い比較用供試体
No.24 は、管体成形が不能であった。
The above-mentioned specimens No. 18 to 20 of the present invention and specimens No. 21 to 24 for comparison were subjected to UOE processing to form a tubular body similar to the case of producing a welded steel pipe having an outer diameter of 20 inches. The tube formability at that time is also shown in Table 9. As is clear from Table 9, the comparative test sample No. 21, which has a high annealing temperature outside the range of the present invention when it is subjected to the annealing treatment after the hot rolling, has wrinkles at the time of forming the tubular body. Occurred. Then, a comparative specimen whose annealing temperature is outside the range of the present invention and is low
No. 24 was unable to form a tubular body.

【0067】熱間圧延後の焼鈍処理を施さない場合であ
って、熱間圧延時の加熱温度が本発明の範囲を外れて高
い比較用供試体No.23 は、管体成形時に皺が発生した。
そして、仕上げ温度が本発明の範囲を外れて低い比較用
供試体No. 22は、管体成形が不能であった。これに対し
て、熱間圧延した後、焼鈍処理を施した場合の焼鈍温
度、および、熱間圧延後の焼鈍処理を施さない場合の熱
間圧延時の加熱温度および仕上げ温度が、何れも本発明
の範囲内である本発明供試体No.18 〜20の管体成形性は
極めて良好であった。
Comparative sample No. 23, in which the annealing temperature after hot rolling was not applied and the heating temperature during hot rolling was outside the range of the present invention and was high, wrinkles were generated during tube forming. did.
Then, the comparative sample No. 22 having a finishing temperature outside the range of the present invention and having a low finishing temperature could not be formed into a tubular body. On the other hand, after hot rolling, the annealing temperature when subjected to the annealing treatment, and the heating temperature and the finishing temperature during the hot rolling when not subjected to the annealing treatment after the hot rolling are both the same. The sample moldability of the test samples Nos. 18 to 20 of the present invention, which are within the scope of the invention, were extremely good.

【0068】実施例5 表8に示した、本発明の範囲内の化学成分組成を有する
供試鋼jおよびkの鋼塊を、本発明の範囲内の条件で、
熱間圧延または熱間圧延後焼鈍し、得られた20mmの厚さ
の原板およびを、UOE加工により管体に成形して
素管を調製した。この素管のシーム部を、表8に示した
ワイヤCまたはEおよび表6に示したフラックスaを使
用し、2電極サブマージアーク溶接により溶接した。か
くして、溶接金属の化学成分組成、フェライト相の体積
率(αf )、0.2%耐力を示す指標(σ0.2)、フェライト
相の耐孔食性指数(αP1)およびオーステナイト相の耐
孔食性指数(γP1)が何れも本発明の範囲内である、20
インチの外径の溶接鋼管からなる、表10に示す本発明供
試体No.21 〜23を調製した。
Example 5 The steel ingots of the test steels j and k having the chemical composition within the scope of the present invention shown in Table 8 were prepared under the conditions within the scope of the present invention.
Hot rolling or hot rolling followed by annealing was performed, and the obtained original plate having a thickness of 20 mm was formed into a tubular body by UOE processing to prepare a raw tube. The seam portion of this raw pipe was welded by two-electrode submerged arc welding using the wire C or E shown in Table 8 and the flux a shown in Table 6. Thus, the chemical composition of the weld metal, volume fraction of ferrite phase (α f ), index indicating 0.2% proof stress (σ 0.2 ), pitting corrosion resistance index of ferrite phase (α P1 ) and pitting corrosion resistance index of austenite phase ( γ P1 ) is within the scope of the present invention.
Samples Nos. 21 to 23 of the present invention shown in Table 10 and made of welded steel pipe having an outer diameter of inch were prepared.

【0069】比較のために、本発明の範囲内の化学成分
組成および製造条件の原板およびに対し、表6に示
したフラックスaと表8に示したワイヤA〜Dを使用し
て溶接し、溶接金属のフェライト相の体積率(αf )、
0.2%耐力を示す指標 (σ0.2)、フェライト相の耐孔食性
指数(αP1)およびオーステナイト相の耐孔食性指数
(γP1)の何れか1つが本発明の範囲外である、20イン
チの外径の溶接鋼管からなる、表10に併せて示す比較用
供試体No.25 〜28を調製した。
For comparison, welding was performed using the flux a shown in Table 6 and the wires A to D shown in Table 8 to the original plate having the chemical composition and manufacturing conditions within the scope of the present invention, Volume fraction of ferrite phase of weld metal (α f ),
One of the index indicating 0.2% proof stress (σ 0.2 ), the pitting corrosion resistance index of the ferrite phase (α P1 ) and the pitting corrosion resistance index of the austenite phase (γ P1 ) is outside the range of the present invention, Comparative specimens No. 25 to 28 shown in Table 10 were prepared, which consisted of welded steel pipes having an outer diameter.

【0070】[0070]

【表10】 [Table 10]

【0071】本発明供試体No.21 〜23および比較用供試
体No.25 〜28に対して、1050℃の温度による加熱と、50
0 〜850 ℃の範囲内の温度域における20℃/secの速度に
よる冷却とからなる固溶化熱処理を施した。このような
固溶化熱処理が施された各供試体から、引張り試験片、
シャルピー衝撃試験片、全面腐食試験片(厚さ3mm×幅
20mm×長さ30mm) 、孔食試験片(厚さ3mm×幅40mm×長
さ40mm) および応力腐食割れ試験片(厚さ2mm×幅10mm
×長さ115mm)を、各試験片の中心が溶接金属の中心とな
るように採取した。また、各供試体の母材からも上記と
同様の試験片を採取した。
The test pieces No. 21 to 23 of the present invention and the test pieces No. 25 to 28 for comparison were heated at a temperature of 1050 ° C.
Solution heat treatment was performed by cooling at a rate of 20 ℃ / sec in the temperature range of 0 〜 850 ℃. From each specimen subjected to such solution heat treatment, a tensile test piece,
Charpy impact test piece, general corrosion test piece (thickness 3 mm x width
20mm x length 30mm), pitting test piece (thickness 3mm x width 40mm x length 40mm) and stress corrosion cracking test piece (thickness 2mm x width 10mm)
X length of 115 mm) was taken so that the center of each test piece would be the center of the weld metal. Further, the same test piece as above was sampled from the base material of each specimen.

【0072】上述した各試験片により、引張り強度、−
20℃の吸収エネルギー、耐全面腐食性、耐孔食性および
耐応力腐食割れ性を測定し、その測定結果を表11に示
した。なお、耐応力腐食割れ性は、次のようにして測定
した。即ち、図6に概略正面図で示す、試験片Aの長さ
方向両端部を、その上面から抑える2つのガラス製抑え
具2,2と、試験片Aの長さ方向中間部を、その下面か
ら押し上げる所定間隔をあけた2つのガラス製押し上げ
具3,3とからなる4点曲げ治具1を使用した。上記4
点曲げ治具1により試験片Aを4点曲げして、試験片A
の表面に0.5%の歪みを付加し、その状態で、試験片A
を、20%NaCl −10atmCO2の150 ℃の条件下に720 時間浸
漬したときの、試験片Aに生じた応力腐食割れの有無
(以下、4点曲げ試験という)によって評価した。
Tensile strength,-
The absorbed energy at 20 ° C., general corrosion resistance, pitting corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance were measured, and the measurement results are shown in Table 11. The stress corrosion cracking resistance was measured as follows. That is, as shown in the schematic front view of FIG. 6, the two glass restraints 2 and 2 for restraining both end portions in the length direction of the test piece A from the upper surface thereof and the middle portion in the length direction of the test piece A for the lower surface thereof. A four-point bending jig 1 composed of two glass push-up tools 3 and 3 that are pushed up from the glass plate at predetermined intervals was used. 4 above
The test piece A is bent at four points by the point bending jig 1 to obtain the test piece A.
0.5% strain was added to the surface of the test piece A in that state.
And when immersed for 720 hours under the conditions of 0.99 ° C. of 20% NaCl -10atmCO 2, presence or absence of stress corrosion cracking occurring on the test piece A was evaluated by (hereinafter referred to as 4-point bending test).

【0073】[0073]

【表11】 [Table 11]

【0074】表10および表11から明らかなように、
溶接金属のフェライト相の耐孔食性指数(αP1)または
オーステナイト相の耐孔食性指数(γP1)が母材のαP1
およびγP1の低い方の値よりも小である比較用供試体N
o.25 およびNo.28 は、溶接金属に孔食が発生し、耐孔
食性が悪かった。溶接金属のフェライト相の体積率(α
f )が本発明の範囲を外れて少ない比較用供試体No.26
は、4点曲げ試験で溶接金属に割れが発生し、耐応力腐
食割れ性が悪かった。そして、溶接金属のフェライト相
の体積率(αf )が本発明の範囲を外れて多い比較用供
試体No.27 は、−20℃の吸収エネルギーが劣っていた。
As is clear from Tables 10 and 11,
The pitting corrosion resistance index (α P1 ) of the ferrite phase of the weld metal or the pitting corrosion resistance index (γ P1 ) of the austenite phase is α P1 of the base metal.
And a comparative specimen N with a lower value of γ P1
In o.25 and No.28, pitting corrosion occurred in the weld metal and the pitting resistance was poor. Volume fraction of ferrite phase of weld metal (α
f ) is less than the range of the present invention, and the number of comparative specimen No. 26 is small.
In the 4-point bending test, the weld metal cracked and the stress corrosion cracking resistance was poor. The comparative sample No. 27, in which the volume ratio (α f ) of the ferrite phase of the weld metal was out of the range of the present invention, was inferior in absorbed energy at −20 ° C.

【0075】これに対し、本発明供試体No.21 〜23は、
引張り強度、−20℃の吸収エネルギー、耐全面腐食性、
耐孔食性および耐応力腐食割れ性のすべてにおいて優れ
ていた。
On the other hand, the specimens Nos. 21 to 23 of the present invention are
Tensile strength, absorbed energy at -20 ℃, general corrosion resistance,
It was excellent in both pitting corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance.

【0076】以上述べたように、この発明の方法によれ
ば、13Cr鋼と同等の0.2%耐力(400MPa以上) を有しそし
て靭性に優れ、且つ、塩化物またはC02 を含む環境下に
おいてSUS316鋼以上の耐全面耐食性、耐孔食性および耐
応力腐食割れ性を有する2相ステンレス溶接鋼管を経済
的に製造することができる、工業上有用な効果がもたら
される。
[0076] As described above, according to the method of the present invention, excellent have and toughness 13Cr steel equivalent 0.2% proof stress (or 400 MPa), and, in an environment containing chloride or C0 2 SUS316 Industrially useful effects can be obtained in which a duplex stainless steel welded pipe having the general corrosion resistance, pitting corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance equal to or higher than that of steel can be economically produced.

【図面の簡単な説明】[Brief description of drawings]

【図1】ニッケル含有量と、孔食電位および 0℃,-50
℃の吸収エネルギーとの関係を示すグラフである。
[Fig.1] Nickel content, pitting potential and 0 ℃, -50
It is a graph which shows the relationship with the absorbed energy of ° C.

【図2】フェライト相の体積率(αf )と、 0℃,-50
℃の吸収エネルギー、伸び、および、鋼板の端面割れと
の関係を示すグラフである。
[Fig. 2] Volume ratio of ferrite phase (α f ) and 0 ℃, -50
It is a graph which shows the relationship with the absorbed energy of ° C, elongation, and the end face crack of a steel plate.

【図3】溶接金属の酸素含有量と、溶接金属の−20℃に
おける吸収エネルギーおよび孔食試験による溶接部の腐
食速度との関係を示すグラフである。
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the oxygen content of the weld metal, the absorbed energy of the weld metal at −20 ° C., and the corrosion rate of the welded portion by the pitting corrosion test.

【図4】固溶化熱処理時の加熱温度と、溶接部のヒュー
イ試験における腐食速度、溶接金属の−20℃における吸
収エネルギーおよびフェライト相の体積率(αf )との
関係を示すグラフである。
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the heating temperature during solution heat treatment, the corrosion rate in the Huey test of the weld, the absorbed energy of the weld metal at −20 ° C., and the volume fraction (α f ) of the ferrite phase.

【図5】500 〜850 ℃の温度域での冷却速度と、ヒュー
イ試験における溶接金属の腐食速度即ち耐粒界腐食性と
の関係を示すグラフである。
FIG. 5 is a graph showing the relationship between the cooling rate in the temperature range of 500 to 850 ° C. and the corrosion rate of weld metal in the Huey test, that is, the intergranular corrosion resistance.

【図6】耐応力腐食割れ性の測定に使用する4点曲げ治
具の概略正面図である。
FIG. 6 is a schematic front view of a 4-point bending jig used for measuring stress corrosion cracking resistance.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

1 4点曲げ治具、 2 抑え具、 3 押し上げ具、 A 試験片。 1 4-point bending jig, 2 retainer, 3 push-up tool, A test piece.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 FI 技術表示箇所 C22C 38/40 38/58 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (51) Int.Cl. 5 Identification code Internal reference number FI technical display location C22C 38/40 38/58

Claims (2)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項1】 炭素(C) : 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si): 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn): 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni): 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) :21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) : 0.25wt.% 以下、および、 残り:Feおよび不可避不純物、からなり、 下記(1) 式 σ0.2 =20×Cr(%) +11×Mn(%) − Ni(%)+ 133×N(%)−38 ─────(1) によって求められる0.2%耐力を示す指数 (σ0.2)が400
以上である化学成分組成を有する鋼塊または鋼片を調製
し、 前記鋼塊または鋼片を熱間圧延して鋼板を調製し、次い
で、前記鋼板に対し、900 ℃以上、下記(2) 式によって
求められるT(℃)以下の範囲内の温度により加熱し次
いで冷却することからなる焼鈍を施すことによって原板
を調製し、 T=71×Ni(%) +6×Mn(%) −36×Cr(%) −42×Si(%) +1037×C(%)+1113× N(%)+1608 ─────(2) 次いで、前記原板を管体に成形して素管を調製しそして
素管のシーム部を溶接し、前記シーム部の溶接金属が、 炭素(C) : 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si): 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn): 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni): 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) :21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) : 0.25wt.% 以下、 酸素(O) : 0.035 wt.% 以下、および、 残り:Feおよび不可避不純物、からなり、且つ、前記0.
2%耐力 (σ0.2)を示す指数が 400以上である化学成分組
成を有する溶接鋼管を調製し、 次いで、前記溶接鋼管に対し、900 〜1150℃の範囲内の
温度による加熱と、500 〜850 ℃の範囲内の温度域にお
ける1℃/sec以上の速度による冷却とからなる固溶化熱
処理を施し、 かくして、前記溶接鋼管の母材のフェライト相の体積率
αf が0.40〜0.60の範囲内であり、そして、前記母材
の、下記(3) 式によって求められるフェライト相の耐孔
食性指数(αP1)および下記 (4)式によって求められる
オーステナイト相の耐孔食性指数(γP1)が何れも23.5
以上であり、 αP1=23×Cr(%) /(3×αf + 20) ────────────────(3) γP1=20×Cr(%) /(3×αf + 20)− 16 ×N(%)/ (αf −1) ────(4) そして、前記溶接鋼管のシーム部溶接金属の、前記フェ
ライト相の体積率(αf )が0.30〜0.50の範囲内であ
り、そして、前記溶接金属のフェライト相の耐孔食性指
数(αP1)およびオーステナイト相の耐孔食性指数(γ
P1)が、前記母材の前記αP1および前記γP1のうちの何
れか低い値よりも大である2相ステンレス溶接鋼管を製
造することを特徴とする、強度、靭性および耐食性に優
れた2相ステンレス溶接鋼管の製造方法。
1. Carbon (C): 0.05 wt.% Or less, Silicon (Si): 1.5 wt.% Or less, Manganese (Mn): 2.0 wt.% Or less, Nickel (Ni): 3.0 to 5.0 wt.%, Chromium (Cr): 21.0 to 25.0 wt.%, Nitrogen (N): 0.25 wt.% Or less, and the balance: Fe and unavoidable impurities, consisting of the following equation (1) σ 0.2 = 20 × Cr (%) +11 × Mn (%) - Ni ( %) + 133 × N (%) - 38 ───── (1) index (sigma 0.2) showing a 0.2% proof stress obtained by 400
A steel ingot or a steel slab having the chemical composition described above is prepared, a steel plate is prepared by hot rolling the steel ingot or the steel slab, and then 900 ° C. or more with respect to the steel plate, the following (2) formula The original plate is prepared by annealing, which consists of heating at a temperature in the range of T (° C) or less, which is calculated by the following, and then cooling, T = 71 x Ni (%) + 6 x Mn (%) -36 x Cr (%) −42 × Si (%) + 1037 × C (%) + 1113 × N (%) + 1608 ────── (2) Then, the raw plate is formed into a tube to prepare a raw tube and Weld the seam part of, and the weld metal of the seam part is carbon (C): 0.05 wt.% Or less, silicon (Si): 1.5 wt.% Or less, manganese (Mn): 2.0 wt.% Or less, nickel ( Ni): 3.0 to 5.0 wt.%, Chromium (Cr): 21.0 to 25.0 wt.%, Nitrogen (N): 0.25 wt.% Or less, oxygen (O): 0.035 wt.% Or less, and the rest: Fe and Inevitable impurities, and 0.
2% proof stress (σ 0.2 ) to prepare a welded steel pipe having a chemical composition of which the index is 400 or more, then, to the welded steel pipe, heating at a temperature in the range of 900 ~ 1150 ℃, 500 ~ 850 In the temperature range of ℃, the solution heat treatment consisting of cooling at a rate of 1 ℃ / sec or more is performed, and thus, the volume ratio α f of the ferrite phase of the base material of the welded steel pipe is within the range of 0.40 to 0.60. And the pitting corrosion resistance index (α P1 ) of the ferrite phase determined by the following formula (3) and the pitting corrosion resistance index (γ P1 ) of the austenite phase determined by the following formula (4) Also 23.5
Above, α P1 = 23 × Cr (%) / (3 × α f + 20) ──────────────── (3) γ P1 = 20 × Cr (%) / (3 × α f +20) −16 × N (%) / (α f −1) ───── (4) Then, the volume ratio of the ferrite phase (α of the weld metal of the welded steel pipe) f ) is in the range of 0.30 to 0.50, and the pitting corrosion resistance index (α P1 ) of the ferrite phase and the pitting corrosion resistance index (γ) of the austenite phase of the weld metal are
Excellent in strength, toughness and corrosion resistance, characterized by producing a two-phase stainless welded steel pipe in which P1 ) is greater than the lower one of the α P1 and the γ P1 of the base material. Method for manufacturing duplex stainless steel welded pipe.
【請求項2】 炭素(C) : 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si): 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn): 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni): 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) :21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) : 0.25wt.% 以下、および、 残り:Feおよび不可避不純物、からなり、 下記(1) 式 σ0.2 =20×Cr(%) +11×Mn(%) − Ni(%)+ 133×N(%)−38──────(1) によって求められる0.2%耐力を示す指数 (σ0.2)が400
以上である化学成分組成を有する鋼塊または鋼片を調製
し、 前記鋼塊または鋼片に対して、下記(2) 式で求められる
T(℃)以下の温度で加熱し、そして、900 ℃以上の温
度で仕上げることからなる熱間圧延を施すことによっ
て、原板を調製し、 T=71×Ni(%) +6×Mn(%) −36×Cr(%) −42×Si(%) +1037×C(%)+1113× N(%)+1608 ─────(2) 次いで、前記原板を成形して素管を調製しそして素管の
シーム部を溶接し、前記シーム部の溶接金属が、 炭素(C) : 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si): 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn): 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni): 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) :21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) : 0.25wt.% 以下、 酸素(O) : 0.035 wt.% 以下、および、 残り:Feおよび不可避不純物、からなり、且つ、前記0.
2%耐力を示す指数 (σ0.2)が 400以上である化学成分組
成を有する溶接鋼管を調製し、 次いで、前記溶接鋼管に対し、900 〜1150℃の範囲内の
温度による加熱と、500 〜850 ℃の範囲内の温度域にお
ける1℃/sec以上の速度による冷却とからなる固溶化熱
処理を施し、 かくして、前記溶接鋼管の母材のフェライト相の体積率
αf が0.40〜0.60の範囲内であり、そして、前記母材
の、下記(3) 式によって求められるフェライト相の耐孔
食性指数(αP1)および下記 (4)式によって求められる
オーステナイト相の耐孔食性指数(γP1)が何れも23.5
以上であり、 αP1=23×Cr(%) /(3×αf + 20) ────────────────(3) γP1=20×Cr(%) /(3×αf + 20)− 16 ×N(%)/ (αf −1) ────(4) そして、前記溶接鋼管のシーム部溶接金属の、前記フェ
ライト相の体積率(αf )が0.30〜0.50の範囲内であ
り、そして、前記溶接金属のフェライト相の耐孔食性指
数(αP1)およびオーステナイト相の耐孔食性指数(γ
P1)が、前記母材の前記αP1および前記γP1のうちの何
れか低い値よりも大である2相ステンレス溶接鋼管を製
造することを特徴とする、強度、靭性および耐食性に優
れた2相ステンレス溶接鋼管の製造方法。
2. Carbon (C): 0.05 wt.% Or less, Silicon (Si): 1.5 wt.% Or less, Manganese (Mn): 2.0 wt.% Or less, Nickel (Ni): 3.0 to 5.0 wt.%, Chromium (Cr): 21.0 to 25.0 wt.%, Nitrogen (N): 0.25 wt.% Or less, and the balance: Fe and unavoidable impurities, consisting of the following equation (1) σ 0.2 = 20 × Cr (%) +11 × Mn (%) - Ni ( %) + 133 × N (%) - 38────── (1) index (sigma 0.2) showing a 0.2% proof stress obtained by 400
A steel ingot or a steel slab having the chemical composition as described above is prepared, and the steel ingot or the steel slab is heated at a temperature of T (° C.) or less obtained by the following equation (2), and 900 ° C. The original plate is prepared by performing hot rolling consisting of finishing at the above temperature, and T = 71 × Ni (%) + 6 × Mn (%) − 36 × Cr (%) − 42 × Si (%) + 1037. × C (%) + 1113 × N (%) + 1608 ─────── (2) Next, the raw plate is molded to prepare a raw pipe, and the seam portion of the raw pipe is welded. , Carbon (C): 0.05 wt.% Or less, silicon (Si): 1.5 wt.% Or less, manganese (Mn): 2.0 wt.% Or less, nickel (Ni): 3.0 to 5.0 wt.%, Chromium (Cr) : 21.0 to 25.0 wt.%, Nitrogen (N): 0.25 wt.% Or less, oxygen (O): 0.035 wt.% Or less, and the rest: Fe and inevitable impurities, and the above-mentioned 0.
2% yield strength index (σ 0.2 ) to prepare a welded steel pipe having a chemical composition that is 400 or more, then, to the welded steel pipe, heating at a temperature in the range of 900 ~ 1150 ℃, 500 ~ 850 In the temperature range of ℃, the solution heat treatment consisting of cooling at a rate of 1 ℃ / sec or more is performed, and thus, the volume ratio α f of the ferrite phase of the base material of the welded steel pipe is within the range of 0.40 to 0.60. And the pitting corrosion resistance index (α P1 ) of the ferrite phase determined by the following formula (3) and the pitting corrosion resistance index (γ P1 ) of the austenite phase determined by the following formula (4) Also 23.5
Above, α P1 = 23 × Cr (%) / (3 × α f + 20) ──────────────── (3) γ P1 = 20 × Cr (%) / (3 × α f +20) −16 × N (%) / (α f −1) ───── (4) Then, the volume ratio of the ferrite phase (α of the weld metal of the welded steel pipe) f ) is in the range of 0.30 to 0.50, and the pitting corrosion resistance index (α P1 ) of the ferrite phase and the pitting corrosion resistance index (γ) of the austenite phase of the weld metal are
Excellent in strength, toughness and corrosion resistance, characterized by producing a two-phase stainless welded steel pipe in which P1 ) is greater than the lower one of the α P1 and the γ P1 of the base material. Method for manufacturing duplex stainless steel welded pipe.
JP6616793A 1993-03-02 1993-03-02 Method for producing duplex stainless welded steel pipe excellent in strength, toughness and corrosion resistance Expired - Fee Related JP2861720B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP6616793A JP2861720B2 (en) 1993-03-02 1993-03-02 Method for producing duplex stainless welded steel pipe excellent in strength, toughness and corrosion resistance

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP6616793A JP2861720B2 (en) 1993-03-02 1993-03-02 Method for producing duplex stainless welded steel pipe excellent in strength, toughness and corrosion resistance

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPH06256843A true JPH06256843A (en) 1994-09-13
JP2861720B2 JP2861720B2 (en) 1999-02-24

Family

ID=13308029

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP6616793A Expired - Fee Related JP2861720B2 (en) 1993-03-02 1993-03-02 Method for producing duplex stainless welded steel pipe excellent in strength, toughness and corrosion resistance

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP2861720B2 (en)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20070163679A1 (en) * 2004-01-29 2007-07-19 Jfe Steel Corporation Austenitic-ferritic stainless steel
WO2008117680A1 (en) * 2007-03-26 2008-10-02 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Oil well pipe for expansion in well and two-phase stainless steel for use as oil well pipe for expansion
JP2017179427A (en) * 2016-03-29 2017-10-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 Welded joint of duplex stainless steel, welding method of duplex stainless steel and manufacturing method of welded joint of duplex stainless steel
JP2018168461A (en) * 2017-03-30 2018-11-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 Duplex stainless steel weld structure for oxidizable fluid environment, and duplex stainless steel for duplex stainless steel weld structure for oxidizable fluid environment
CN114952191A (en) * 2022-06-01 2022-08-30 昆明理工大学 High-performance welding heat affected zone hot working method of high-nickel nitrogen-containing duplex stainless steel

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20070163679A1 (en) * 2004-01-29 2007-07-19 Jfe Steel Corporation Austenitic-ferritic stainless steel
US8562758B2 (en) * 2004-01-29 2013-10-22 Jfe Steel Corporation Austenitic-ferritic stainless steel
WO2008117680A1 (en) * 2007-03-26 2008-10-02 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Oil well pipe for expansion in well and two-phase stainless steel for use as oil well pipe for expansion
EP1995341A1 (en) * 2007-03-26 2008-11-26 Sumitomo Metal Industries Limited Oil well pipe for expansion in well and two-phase stainless steel for use as oil well pipe for expansion
EA013146B1 (en) * 2007-03-26 2010-02-26 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Oil well pipes for expansion in well and two-phase stainless steel used for oil well pipes for expansion
EP1995341A4 (en) * 2007-03-26 2010-03-10 Sumitomo Metal Ind Oil well pipe for expansion in well and two-phase stainless steel for use as oil well pipe for expansion
JPWO2008117680A1 (en) * 2007-03-26 2010-07-15 住友金属工業株式会社 Duplex stainless steel used for expanding oil well pipes and expanding oil well pipes expanded in wells
JP2017179427A (en) * 2016-03-29 2017-10-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 Welded joint of duplex stainless steel, welding method of duplex stainless steel and manufacturing method of welded joint of duplex stainless steel
JP2018168461A (en) * 2017-03-30 2018-11-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 Duplex stainless steel weld structure for oxidizable fluid environment, and duplex stainless steel for duplex stainless steel weld structure for oxidizable fluid environment
CN114952191A (en) * 2022-06-01 2022-08-30 昆明理工大学 High-performance welding heat affected zone hot working method of high-nickel nitrogen-containing duplex stainless steel
CN114952191B (en) * 2022-06-01 2023-08-04 昆明理工大学 High-performance welding heat affected zone hot working method of high-nickel nitrogen-containing duplex stainless steel

Also Published As

Publication number Publication date
JP2861720B2 (en) 1999-02-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6787483B2 (en) Martensitic stainless steel
US8562758B2 (en) Austenitic-ferritic stainless steel
JP4911266B2 (en) High strength oil well stainless steel and high strength oil well stainless steel pipe
JP4577457B2 (en) Stainless steel used for oil well pipes
WO2005017222A1 (en) High strength stainless steel pipe excellent in corrosion resistance for use in oil well and method for production thereof
JP5124857B2 (en) Martensitic stainless steel
EP2677054A1 (en) Duplex stainless steel, and process for production thereof
EP1259656B1 (en) Duplex stainless steel
JP4462005B2 (en) High strength stainless steel pipe for line pipe with excellent corrosion resistance and method for producing the same
WO2018066579A1 (en) NiCrFe ALLOY
WO2013146046A1 (en) Stainless steel for oil wells and stainless steel pipe for oil wells
WO2005042793A1 (en) High strength stainless steel pipe for line pipe excellent in corrosion resistance and method for production thereof
WO2017208946A1 (en) Duplex stainless steel and duplex stainless steel manufacturing method
JP7151945B1 (en) Martensitic stainless steel material
JP6672620B2 (en) Stainless steel for oil well and stainless steel tube for oil well
JP2001279392A (en) Martensitic stainless steel and its production method
JP2861720B2 (en) Method for producing duplex stainless welded steel pipe excellent in strength, toughness and corrosion resistance
JP3156170B2 (en) Martensitic stainless steel for line pipe
JPH09327721A (en) Production of martensitic stainless steel welded tube excellent in weldability
JP2946992B2 (en) Method for producing duplex stainless steel excellent in strength, toughness and corrosion resistance
JP4952708B2 (en) Martensitic stainless steel and method for producing the same
JPH07197130A (en) Production of two-phase stainless steel welded pipe excellent in pitting corrosion resistance and low temperature toughness of welded part
JPH0643626B2 (en) Martensitic stainless steel for oil country tubular goods
JP2962098B2 (en) Method for producing 110 Ksi grade high strength corrosion resistant martensitic stainless steel pipe
CN112391576A (en) Low-alloy heat-resistant steel and steel pipe

Legal Events

Date Code Title Description
LAPS Cancellation because of no payment of annual fees