JP2578598B2 - 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法 - Google Patents
耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、硫化物腐食環境においても良好な耐応力腐
食割れ性を有する低降伏比鋼材の製造法に関するもので
ある。
食割れ性を有する低降伏比鋼材の製造法に関するもので
ある。
（従来の技術） 従来、耐硫化物応力腐食割れ性（以下、耐SSC性と記
す）を有する鋼材は、例えば「鉄と鋼′80−S 503」で
はSSCの発生要因と考えられているMnS,Al2O3等非金属介
在物の低減「日本鋼管技報No.87（1980）」ではQT処理
による「組織の均質化」などにより製造されることが報
告されている。
す）を有する鋼材は、例えば「鉄と鋼′80−S 503」で
はSSCの発生要因と考えられているMnS,Al2O3等非金属介
在物の低減「日本鋼管技報No.87（1980）」ではQT処理
による「組織の均質化」などにより製造されることが報
告されている。
（発明が解決しようとする問題点） しかしながら、QT処理により結晶粒が微細化すると降
伏強度が高くなりその結果、鋼板の降伏比（降伏強度／
引張強度）が高くなるため、パイプラインあるいはその
他の構造物の使用設計上問題となっている。
伏強度が高くなりその結果、鋼板の降伏比（降伏強度／
引張強度）が高くなるため、パイプラインあるいはその
他の構造物の使用設計上問題となっている。
SSCの発生は、本発明者らの推測によると応力下での
フェライトと非金属介在物との界面の水素脆化現象によ
り起ると考えられる。つまり、鋼の腐食反応により生成
した水素が鋼中に侵入し、非金属介在物とフェライトと
の界面で水素分子を形成し、その圧力でマトリックスに
応力集中域が発生する。そのような領域は、水素濃度が
高くなりマトリックスは脆化する。この場合、外応力の
存在下でフェライトの強度がより低いと、フェライトの
ミクロな塑性変形が大きくなり水素脆化はより加速され
るものと判断している。
フェライトと非金属介在物との界面の水素脆化現象によ
り起ると考えられる。つまり、鋼の腐食反応により生成
した水素が鋼中に侵入し、非金属介在物とフェライトと
の界面で水素分子を形成し、その圧力でマトリックスに
応力集中域が発生する。そのような領域は、水素濃度が
高くなりマトリックスは脆化する。この場合、外応力の
存在下でフェライトの強度がより低いと、フェライトの
ミクロな塑性変形が大きくなり水素脆化はより加速され
るものと判断している。
しかるに、硫化物腐食環境に使用される鋼材には耐SS
C性が優れ、低降伏比の鋼が要求されているが、その製
造法において非金属介在物の低減化を図らねばならない
厄介な問題が鋼の製造作業にあった。
C性が優れ、低降伏比の鋼が要求されているが、その製
造法において非金属介在物の低減化を図らねばならない
厄介な問題が鋼の製造作業にあった。
（問題点の解決手段） 本発明者らは、耐SSC性の優れた低降伏比鋼材を製造
することを目的に、多くの実験を行い検討した結果、鋼
成分、熱間圧延後の加熱温度などを制御することによっ
て、非金属介在物、析出物あるいはパーライト等が存在
する場合においてもフェライトの強化によって上述のよ
うなミクロな塑性変形を抑制し、耐SSC性を著しく向上
させかつ低降伏比の鋼材が製造されることを知見した。
本発明は、この知見に基づいて構成したもので、その要
旨は、 C:0.02〜0.20％ Si:0.01〜0.50％ Mn:0.2〜2.5％ P:0.025％以下 S:0.02％以下 Al:0.1％以下 Nb:0.01〜0.10％を含有し、 あるいはさらに前記成分に Cu:0.05〜0.5％ Ce:0.007〜0.07％ Ca:0.001〜0.07％ N:0.0020〜0.0250％ よりなるＡ群から選ばれた１種又は２種以上を、又は、 Ti:0.005〜0.035％ B:0.0003〜0.003％ Cr:0.05〜1.0％ Mo:0.05〜0.5％ Ni:0.05〜3.0％ よりなるＢ群から選ばれた１種又は２種以上を、又はＡ
群から選ばれた１種又は２種以上と、Ｂ群から選ばれた
１種又は２種以上を含有して残部が実質的にFeからなる
鋼片を熱間圧延した後、1100℃以上の温度に加熱し引き
続き自然冷却を行う製造法である。
することを目的に、多くの実験を行い検討した結果、鋼
成分、熱間圧延後の加熱温度などを制御することによっ
て、非金属介在物、析出物あるいはパーライト等が存在
する場合においてもフェライトの強化によって上述のよ
うなミクロな塑性変形を抑制し、耐SSC性を著しく向上
させかつ低降伏比の鋼材が製造されることを知見した。
本発明は、この知見に基づいて構成したもので、その要
旨は、 C:0.02〜0.20％ Si:0.01〜0.50％ Mn:0.2〜2.5％ P:0.025％以下 S:0.02％以下 Al:0.1％以下 Nb:0.01〜0.10％を含有し、 あるいはさらに前記成分に Cu:0.05〜0.5％ Ce:0.007〜0.07％ Ca:0.001〜0.07％ N:0.0020〜0.0250％ よりなるＡ群から選ばれた１種又は２種以上を、又は、 Ti:0.005〜0.035％ B:0.0003〜0.003％ Cr:0.05〜1.0％ Mo:0.05〜0.5％ Ni:0.05〜3.0％ よりなるＢ群から選ばれた１種又は２種以上を、又はＡ
群から選ばれた１種又は２種以上と、Ｂ群から選ばれた
１種又は２種以上を含有して残部が実質的にFeからなる
鋼片を熱間圧延した後、1100℃以上の温度に加熱し引き
続き自然冷却を行う製造法である。
（作用） 以下、本発明の製造法について詳細に説明する。本発
明において、上記の様な鋼成分に限定した理由について
先ず説明する。
明において、上記の様な鋼成分に限定した理由について
先ず説明する。
ＣおよびNbはNbCとしてフェライト中に微細析出し
て、フェライトの強化を図る重要な成分である。第１図
は、Ｃ含有量を一定にしてNb含有量を変化させた鋼の硬
化量（ΔHv）を示したもので、少な過ぎるとその効果が
なく、多過ぎてもその効果が飽和するためそれぞれ0.02
〜0.20％、0.01〜0.10％とした。
て、フェライトの強化を図る重要な成分である。第１図
は、Ｃ含有量を一定にしてNb含有量を変化させた鋼の硬
化量（ΔHv）を示したもので、少な過ぎるとその効果が
なく、多過ぎてもその効果が飽和するためそれぞれ0.02
〜0.20％、0.01〜0.10％とした。
Siは、固溶効果により強度の増大を図るため必要な成
分である。しかし少な過ぎると効果がなく、多過ぎると
靱性劣化をきたし、溶接性にも悪影響をおよぼすため、
効果と他への影響を考慮して0.01〜0.50％とした。
分である。しかし少な過ぎると効果がなく、多過ぎると
靱性劣化をきたし、溶接性にも悪影響をおよぼすため、
効果と他への影響を考慮して0.01〜0.50％とした。
Mnは、結晶粒を微細化し靱性を向上させる有効な成分
であるが、少な過ぎるとその効果はなく、多過ぎると低
温変態生成物をつくり靱性の劣化をきたす。したがっ
て、Mnの含有量は0.2〜2.5％とした。
であるが、少な過ぎるとその効果はなく、多過ぎると低
温変態生成物をつくり靱性の劣化をきたす。したがっ
て、Mnの含有量は0.2〜2.5％とした。
Ｐはパーライトに偏析してSSC発生を促進させ、耐SSC
性を著しく劣化させる有害な成分として、その含有量を
0.025％以下とした。
性を著しく劣化させる有害な成分として、その含有量を
0.025％以下とした。
Ｓは延伸した硫化物を生成してSSCの発生を促進さ
せ、耐SSC性を著しく劣化させるので、その上限を0.02
％以下とした。
せ、耐SSC性を著しく劣化させるので、その上限を0.02
％以下とした。
Al含有量の増加はクラスター状のAl2O3を生成して、
耐SSC性を著しく劣化させるためその上限を0.1％以下と
した。
耐SSC性を著しく劣化させるためその上限を0.1％以下と
した。
上記のような成分組成で構成された鋼は、耐SSC性を
向上させ低降伏比の鋼材を製造する。また本発明は上記
の成分の他に、Cu、Ce、Caなどの耐SSC改善成分や、T
i、Ｂなどの強化成分の少量を選択的に添加する。
向上させ低降伏比の鋼材を製造する。また本発明は上記
の成分の他に、Cu、Ce、Caなどの耐SSC改善成分や、T
i、Ｂなどの強化成分の少量を選択的に添加する。
Cuは、鋼中への水素侵入抑制効果があり、耐SSC性に
有効に働くが少ないと効果がなく、多過ぎるとその効果
は飽和し、また溶接性にも悪影響をおよぼす。したがっ
て、Cuの含有量は0.05〜0.5％とした。
有効に働くが少ないと効果がなく、多過ぎるとその効果
は飽和し、また溶接性にも悪影響をおよぼす。したがっ
て、Cuの含有量は0.05〜0.5％とした。
Ce、Caは硫化物の延伸防止およびクラスター状のAl2O
3の生成を防止し、耐SSC性に有効に働くが、少ないとそ
の効果がなく、多すぎると鋼の清浄度を低下させ耐SSC
性低下の原因となる。したがってそれぞれの成分の含有
量を0.007〜0.07％、0.001〜0.07％とした。
3の生成を防止し、耐SSC性に有効に働くが、少ないとそ
の効果がなく、多すぎると鋼の清浄度を低下させ耐SSC
性低下の原因となる。したがってそれぞれの成分の含有
量を0.007〜0.07％、0.001〜0.07％とした。
Ｎは、Nb（CN）としてフェライト中に微細析出してフ
ェライトの強化を図る重要な成分である。少ないとその
効果がなく多過ぎてもその効果が飽和するため0.0020〜
0.0250％とした。
ェライトの強化を図る重要な成分である。少ないとその
効果がなく多過ぎてもその効果が飽和するため0.0020〜
0.0250％とした。
Tiは、窒化物を生成し結晶粒を微細化し、靱性を向上
させる成分である。しかし含有量が0.005％未満ではそ
の効果はなく、また0.035％を越える過剰な含有量では
巨大な窒化物を生成して耐SSC性を劣化させる。したが
ってTi成分の含有量を0.005〜0.035％とした。
させる成分である。しかし含有量が0.005％未満ではそ
の効果はなく、また0.035％を越える過剰な含有量では
巨大な窒化物を生成して耐SSC性を劣化させる。したが
ってTi成分の含有量を0.005〜0.035％とした。
Ｂは、自然冷却中のフェライト変態抑制効果があり、
強度上昇に有効な成分であるが、少ないとその効果がな
く、多過ぎてもその効果が飽和するため0.0003〜0.003
％とした。
強度上昇に有効な成分であるが、少ないとその効果がな
く、多過ぎてもその効果が飽和するため0.0003〜0.003
％とした。
Niは、結晶粒の微細化により靱性の向上に有効に働く
が、少ないとその効果はなく、多過ぎてもその効果は飽
和するため0.05〜3.0％とした。
が、少ないとその効果はなく、多過ぎてもその効果は飽
和するため0.05〜3.0％とした。
CrおよびMoは、強度の増大を目的とするが、少ないと
その効果がなく、多過ぎると溶接性、靱性の劣化をきた
すためそれぞれ0.05〜1.0％、0.05〜0.5％とした。
その効果がなく、多過ぎると溶接性、靱性の劣化をきた
すためそれぞれ0.05〜1.0％、0.05〜0.5％とした。
上記のような成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉
で溶製され、連続鋳造法または造塊、分塊法で鋼片を製
造し、直ちにあるいは一旦冷却された後再加熱されて、
鋼板、鋼管、形鋼など必要な形状に熱間圧延される。こ
のようにして熱間圧延された鋼は低降伏比は達成できる
が耐SSC性は低く、H2Sガス等を含んだような厳しい腐食
環境での使用に問題があった。
で溶製され、連続鋳造法または造塊、分塊法で鋼片を製
造し、直ちにあるいは一旦冷却された後再加熱されて、
鋼板、鋼管、形鋼など必要な形状に熱間圧延される。こ
のようにして熱間圧延された鋼は低降伏比は達成できる
が耐SSC性は低く、H2Sガス等を含んだような厳しい腐食
環境での使用に問題があった。
したがって、本発明はこの問題を解決するために、熱
間圧延した後、Nbが固溶する1100℃以上の温度に加熱し
自然冷却する後処理を施す。この処理は圧延まま、ある
いはNb析出物がほとんど固溶しない1100℃未満の再加熱
温度からの自然冷却を行った鋼材の耐SSC性の著しい低
下を防止するために行うものである。したがって、Nbな
どの析出物を必要かつ充分に固溶する1100℃以上の温度
に加熱し、さらに冷却過程において強度や靱性に影響を
及ぼすことなく、降伏比を高めることなく、しかも、鋼
中に過度の応力を存在せしめないように、自然冷却ある
いはそれ以上の緩冷却を行う必要がある。
間圧延した後、Nbが固溶する1100℃以上の温度に加熱し
自然冷却する後処理を施す。この処理は圧延まま、ある
いはNb析出物がほとんど固溶しない1100℃未満の再加熱
温度からの自然冷却を行った鋼材の耐SSC性の著しい低
下を防止するために行うものである。したがって、Nbな
どの析出物を必要かつ充分に固溶する1100℃以上の温度
に加熱し、さらに冷却過程において強度や靱性に影響を
及ぼすことなく、降伏比を高めることなく、しかも、鋼
中に過度の応力を存在せしめないように、自然冷却ある
いはそれ以上の緩冷却を行う必要がある。
すなわち、圧延後の加熱は、Nb等を冷却中に微細析出
させ、フェライトを強化せしめる充分な固溶温度を確保
する必要があるが、その加熱温度は1100〜1150℃で充分
である。保定時間についても特に限定しないが、誘導加
熱のような短時間加熱あるいは炉加熱による長時間加熱
でも良い。ただ、あまり長時間（100分以上）保定する
と加熱温度によっては結晶粒の著しい成長をきたし、耐
SSC性を劣化させる傾向にある。
させ、フェライトを強化せしめる充分な固溶温度を確保
する必要があるが、その加熱温度は1100〜1150℃で充分
である。保定時間についても特に限定しないが、誘導加
熱のような短時間加熱あるいは炉加熱による長時間加熱
でも良い。ただ、あまり長時間（100分以上）保定する
と加熱温度によっては結晶粒の著しい成長をきたし、耐
SSC性を劣化させる傾向にある。
次に本発明の実施例について説明する。
表は転炉で溶製し連続鋳造法を経て製造された鋼片を
板厚15mmの継目無し鋼管に熱間圧延した後、常温まで冷
却し続いて1100〜1150℃の各温度に加熱し、続いて放冷
する自然冷却を行なったときの強度、降伏化フェライト
硬さ、耐SSC特性 を示す。尚SSC特性はNACE TM−01−77に従った定荷重方
式によりσth（Threshold Stress）を求めて評価した。
板厚15mmの継目無し鋼管に熱間圧延した後、常温まで冷
却し続いて1100〜1150℃の各温度に加熱し、続いて放冷
する自然冷却を行なったときの強度、降伏化フェライト
硬さ、耐SSC特性 を示す。尚SSC特性はNACE TM−01−77に従った定荷重方
式によりσth（Threshold Stress）を求めて評価した。
本発明によって製造された鋼は、比較法に比して耐SS
C性はσthで0.2σｙ程度向上し、しかも低降伏比を示す
ことがわかる。
C性はσthで0.2σｙ程度向上し、しかも低降伏比を示す
ことがわかる。
（発明の効果） 上記のような本発明法によって製造された鋼は、耐SS
C性が優れ、かつ低降伏比の性質を示し、各種の用途分
野に広く使用される。
C性が優れ、かつ低降伏比の性質を示し、各種の用途分
野に広く使用される。
第１図は鋼中のＣおよびNb含有量が鋼の硬化量（ΔHz）
に及ぼす影響を示す。
に及ぼす影響を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 十河 泰雄 北九州市八幡東区枝光１−１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭63−250417（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−120716（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−87221（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−204829（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】C:0.02〜0.20％ Si:0.01〜0.50％ Mn:0.2〜2.5％ P:0.025％以下 S:0.02％以下 Al:0.1％以下 Nb:0.01〜0.10％ を含有して残部が実質的にFeからなる鋼片を熱間圧延し
た後、1100℃以上の温度に加熱し引き続き自然冷却する
ことを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降
伏比鋼材の製造法。 - 【請求項２】C:0.02〜0.20％ Si:0.01〜0.50％ Mn:0.2〜2.5％ P:0.025％以下 S:0.02％以下 Al:0.1％以下 Nb:0.01〜0.10％を含有し さらに Cu:0.05〜0.5％ Ce:0.007〜0.07％ Ca:0.001〜0.07％ N:0.0020〜0.0250％の１種または２種以上を含有して、
残部が実質的にFeからなる鋼片を熱間圧延した後、1100
℃以上の温度に加熱し引き続き自然冷却することを特徴
とする耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の
製造法。 - 【請求項３】C:0.02〜0.20％ Si:0.01〜0.50％ Mn:0.2〜2.5％ P:0.025％以下 S:0.02％以下 Al:0.1％以下 Nb:0.01〜0.10％を含有し さらに Ti:0.005〜0.035％ B:0.0003〜0.003％ Cr:0.05〜1.0％ Mo:0.05〜0.5％ Ni:0.05〜3.0％の１種または２種以上 を含有し、残部が実質的にFeからなる鋼片を熱間圧延し
た後、1100℃以上の温度に加熱し引き続き自然冷却する
ことを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降
伏比鋼材の製造法。 - 【請求項４】C:0.02〜0.20％ Si:0.01〜0.50％ Mn:0.2〜2.5％ P:0.025％以下 S:0.02％以下 Al:0.1％以下 Nb:0.01〜0.10％を含有し さらに Cu:0.05〜0.5％ Ce:0.007〜0.07％ Ca:0.001〜0.07％ N:0.0020〜0.0250％の１種または２種以上と、 Ti:0.005〜0.035％ B:0.0003〜0.003％ Cr:0.05〜1.0％ Mo:0.05〜0.5％ Ni:0.05〜3.0％の１種または２種以上と を含有して残部が実質的にFeからなる鋼片を熱間圧延し
た後、1100℃以上の温度に加熱し引き続き自然冷却する
ことを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降
伏比鋼材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62084619A JP2578598B2 (ja) | 1987-04-08 | 1987-04-08 | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62084619A JP2578598B2 (ja) | 1987-04-08 | 1987-04-08 | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
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| JP2578598B2 true JP2578598B2 (ja) | 1997-02-05 |
Family
ID=13835704
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62084619A Expired - Lifetime JP2578598B2 (ja) | 1987-04-08 | 1987-04-08 | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法 |
Country Status (1)
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| JP (1) | JP2578598B2 (ja) |
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-
1987
- 1987-04-08 JP JP62084619A patent/JP2578598B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63250416A (ja) | 1988-10-18 |
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