JP2004190123A - 耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】基本成分として、質量%で、C:0.03〜0.2%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.1〜2%、Cu:0.01〜1.5%、Al:0.001〜0.3%、N :0.001〜0.01%、かつ、Mo、Wの1種または2種、および、Ti、V、Nb、Zr、Taの1種または2種以上を適正量含有し、さらに、ミクロ組織を、(a)ビッカース硬さが100〜180のフェライト相の割合:40〜90%、(b)C含有量が0.2〜1%のマルテンサイト相の割合:10〜60%、とすることにより、原油油槽環境における耐食性と母材の耐疲労き裂伝播特性とを同時に向上させる。
【選択図】 なし
Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する鋼製油槽で生じる原油腐食に対して、優れた耐食性を示し、かつ、固体硫黄を含む腐食生成物(スラッジ)の生成を抑制でき、さらに、溶接継手や母材欠陥部から発生した疲労き裂の伝播を抑制することによって耐疲労特性を向上させた、耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼に関する。
【0002】
【従来の技術】
原油を輸送する原油タンカーの油槽や、原油を貯蔵する地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する鋼製油槽には、強度や溶接性に優れた溶接構造用鋼が使用されている。
【0003】
原油中に含まれる水分、塩分や腐食性ガス成分により、鋼は腐食環境に晒される(例えば、非特許文献1および2参照)。特に、原油タンカー油槽内面では、原油中の揮発成分や、混入海水、油田塩水中の塩分、防爆のために油槽内に送られるイナートガスと呼ばれる船舶のエンジン排気ガス、昼夜の温度変動による結露などによって独特の腐食環境になり、鋼板は腐食減肉する。
【0004】
鋼板の腐食減肉により、所要の船体強度を維持することが難しくなると、鋼板の切替え(腐食した部材を切断して、新たな部材と溶接接合すること)が必要となり、多大なコストがかかる。
【0005】
さらに、前記腐食損傷に加えて、鋼製油槽内面の鋼表面に、大量の固体の硫黄分(以下、固体Sと記す)が生成・析出する。これは、腐食したデッキ裏の表面の鉄さびが触媒になり、気相中のSO2とH2Sが反応して固体Sを生成すると考えられている。
【0006】
鋼の腐食による新しい鉄さびの生成と、固体Sの析出が交互に生じ、鉄さびと固体Sとの層状腐食生成物が析出する。固体S層は脆いため、固体Sと鉄さびとからなる生成物は容易に剥離、脱落し、油槽底にスラッジとして堆積する。
【0007】
定期検査で回収するスラッジの量は、超大型原油タンカーで300トン以上と言われており、維持管理上、固体Sを主体としたスラッジの低減が強く求められていた。
【0008】
すなわち、原油油槽用の鋼板として優れた耐食性を有し、かつ、固体Sを含むスラッジの生成が少ない耐食鋼板が求められていた。
【0009】
鋼の防食と固体Sを主体としたスラッジの低減を同時に図る技術としては、塗装・ライニング防食が一般的であり、亜鉛やアルミニウムの溶射による防食も提案されている(例えば、非特許文献1、参照)。
【0010】
しかし、施工コストがかかるという経済的な問題点に加えて、防食層の施工時のミクロな欠陥や、経年劣化で腐食が不可避的に進展するため、塗装・ライニングをしても、定期的な検査と補修とが不可欠であるといった課題があった。
【0011】
一方、鋼材の特性によって鋼の防食とスラッジの低減を同時に図る技術は提案されていない。
【0012】
鋼材側の対策技術の提案は未だ極めて少なく、いずれも耐食性の改善に限られる。例えば、船舶外板、バラストタンク、カーゴオイルタンク、鉱炭船カーゴホールド等の使用環境で優れた耐食性を有する造船用鋼が提案されている(特許文献1、参照)。
【0013】
特許文献1に記載された耐食鋼は、C、Si、Mn、P、S、Alを適量含み、かつ、Cu:0.01〜2.00%、Mg:0.0002〜0.0150%を含有することにより、耐全面腐食性および耐局部腐食性が向上するとしている。
【0014】
また、荷油タンク用途で優れた耐食性と造船用鋼として優れた溶接性を有する荷油タンク用耐蝕鋼が提案されている(特許文献2および3、参照)。特許文献2に記載された耐食鋼は、含P−極低S−Cu−Ni−Cr−Al鋼で、溶接性を確保するために、合金添加総量の上限を式値で規定し、荷油タンクに導入される防爆防止の原動機排ガスによる荷油タンク内腐食に対して優れた耐食性を有する鋼としている。
【0015】
特許文献3に記載された耐食鋼は、低P−極低S−Cu−Ni−Cr−Al鋼で、溶接性を確保するために合金添加総量の上限を式値で規定し、荷油タンクに導入される防爆防止の原動機排ガスによる荷油タンク内腐食に対して優れた耐食性を有する鋼としている。
【0016】
さらに、原油を油槽または貯蔵するタンク内で生じる腐食に対して優れた耐食性を示す耐原油タンク性に優れた鋼材およびその製造方法について提案されている(特許文献4、参照)。
【0017】
特許文献4に記載された耐食鋼は、Cu:0.5〜1.5%、Ni:0.5〜3.0%、Cr:0.5〜2.0%を添加し、かつ、合金添加量の増加に伴う局部腐食発生を抑制するために、1.0≦0.3Cu+2.0−Cr−0.5Cu≦3.8に制限し、原油タンクの気相部および液相部で優れた耐食性を有する鋼としている。
【0018】
しかしながら、上記いずれの耐食鋼においても、原油油槽の環境での鋼自体の耐食性については提案されているが、特に油槽の気相部で大量に生成・剥落する固体Sの析出を、鋼材側から抑制する技術は開示されていない。
【0019】
それ故、タンクなど溶接構造物用途では構造物の信頼性向上、寿命延長の観点から、耐食性に優れ、かつ、固体Sを主体としたスラッジの生成を抑制し、溶接施工性に優れた構造用鋼の開発が待たれていた。
【0020】
上記のように、原油油槽に対して種々の形態の腐食を抑制できる技術が必要とされているが、加えて、原油タンカーに使用される溶接構造用鋼では、特に、溶接部あるいはその近傍の応力集中部や、母材においても構造的な応力集中部から発生する疲労の問題があり、疲労特性の向上要求も強く、耐食性と疲労特性とを同時に満足できる溶接構造用鋼が望まれている。
【0021】
特に、原油油槽では、疲労き裂の初期でも、き裂から原油が流出することは避けなければならないため、疲労特性の向上要求は、他の構造物に比べて強い。
【0022】
さらに、原油中に水分や塩化物が含まれると、腐食疲労的な疲労が重畳して疲労特性をさらに劣化させる恐れがあり、原油油槽に耐食性と耐疲労特性に優れた鋼を用いることは、安全性をより一層高めるために非常に有効である。
【0023】
平滑部材に関しては、強度向上等により疲労特性を改善することは比較的容易であるが、溶接構造では、溶接部の止端部や母材においても構造的に不可避な応力集中部の形状に疲労強度が支配されるために、強度向上や組織改善による冶金的手段での疲労強度(継手疲労強度)向上は不可能であると考えられていた。
【0024】
すなわち、疲労強度が問題となる構造物では、高張力鋼を用いても設計強度を高めることができず、高張力鋼使用の利点が得られなかった。従って、従来このような溶接構造物においては、応力集中部となっている溶接止端部の形状を改善するための、いわゆる止端処理によって、継手疲労強度の改善が図られてきた。
【0025】
例えば、グラインダーによって止端を削って止端半径を大きくする方法、TIG溶接によって止端部を再溶融させて止端形状を滑らかにする方法(例えば、特許文献5、参照)、ショットピーニングによって止端部に圧縮応力を発生される方法等で、継手疲労強度の改善が図られてきた。
【0026】
しかし、これらの止端処理は非常に手間がかかるものであるため、コスト低減、生産性改善のために、止端処理によらない、鋼材自体の継手疲労強度改善手段が待たれていた。
【0027】
最近、このような要求に応えて、いくつかの継手疲労強度の良好な鋼材が提案されている。例えば、溶接熱影響部(HAZ)の組織をフェライト(α)とすることによってHAZの疲労強度を向上できる技術(例えば、特許文献6、参照)が提案されている。
【0028】
しかし、本技術はHAZ組織をフェライト組織とする必要性から、製造できる鋼材の強度レベルに限界があり、引張強さが780MPaを超えるような高強度鋼材を製造することはできない。
【0029】
引張強度が590MPa以上の高強度鋼の継手疲労強度を改善する手段もいくつか提案されており、HAZのベイナイト組織の疲労き裂の発生・伝播特性改善に高Si化(特許文献7、参照)、高Nb化(特許文献8、参照)が有効との報告がある。
【0030】
しかし、Si、Nbとも多量に添加すると、靱性を大幅に劣化する元素であり、また、鋼片の割れを生じる等、製造上の問題を生じる懸念もある。
【0031】
上記従来技術は、いずれもHAZ組織の疲労き裂の発生およびHAZ中の疲労き裂伝播を改善する手段であるが、HAZは、止端部の応力集中の影響を大きく受けるため、止端形状によっては効果が生じなかったり、小さかったりする場合がある。
【0032】
止端形状によらずに継手疲労強度を改善するためには、止端部から発生した疲労き裂の母材での伝播を遅延させることが有効である。
【0033】
このような考え方に基づいて、平均フェライト粒径が20μm以下の細粒組織中に、粗大フェライトを分散させた母材組織とすることによって、母材の疲労き裂進展特性を向上させる技術が開示されている(例えば、特許文献9、参照)。
【0034】
しかし、この場合も、フェライト主体組織とする必要性から、引張強度で580MPa級程度の鋼材までしか製造できない。
【0035】
さらに、母材の疲労き裂伝播を抑制することによって疲労強度を高める技術として、フェライトと硬質第二相からなる組織において、フェライトの硬さと硬質第二相の硬さとの間に一定の関係を規定した上で、第二相の形態(アスペクト比、間隔)、および/または、集合組織を規定した技術が開示されている(例えば、特許文献10、参照)。
【0036】
本技術は現在示されている技術の中では、疲労き裂伝播抑制に最も優れた手段の一つであるが、組織形成、集合組織発達のために、二相域〜フェライト域での累積圧下率を大きくすることが必要であるため、生産性の劣化、鋼板形状の悪化等の課題を有している。
【0037】
【特許文献1】
特開2002−17381号公報
【特許文献2】
特開2002−107179号公報
【特許文献3】
特開2002−107180号公報
【特許文献4】
特開2002−173736号公報
【特許文献5】
特公昭54−30386号公報
【特許文献6】
特開平8−73983号公報
【特許文献7】
特開平8−209295号公報
【特許文献8】
特開平10−1743号公報
【特許文献9】
特開平7−90481号公報
【特許文献10】
特開平11−1742号公報
【非特許文献1】
日本高圧力技術協会:石油タンクの防食および腐食管理指針HPISG、p.18(1989〜90)
【非特許文献2】
社団法人日本造船協会、H12年度研究概要報告、SR242 原油タンカーの新形コロージョン挙動の研究
【0038】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる課題を解決するためになされたもので、その目的とするところは、原油油槽環境で優れた耐食性を示し、かつ、特に、気相部で生成の著しい固体Sを含む腐食生成物の生成速度が遅く、これに加えて、溶接継手や母材欠陥部から発生した疲労き裂の伝播を抑制することによって耐疲労特性も同時に向上させた、耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼を提供することである。
【0039】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決すべく、本発明者らは、常時気相部となる原油油槽デッキ裏での鋼の耐食性に及ぼす鋼の化学成分の影響を調査した結果、一般的な溶接構造用鋼の化学組成を基本として、Crを実質的に無添加とし、特定量のMo、Wのいずれかまたは両方とCuを適正量複合添加し、不純物であるP、Sの添加量を限定することにより、当該環境での耐食性を向上させることが可能であり、併せて、スラッジの生成を大幅に低減できるとの知見を得た。
【0040】
さらに、耐食性を発現する組成における疲労き裂の伝播挙動に及ぼす元素、組織因子の影響を詳細かつ総合的に探求した結果、本発明者らは、継手止端部等の応力集中部から発生した疲労き裂が伝播する場合、フェライ相と適正な特性を有する硬質第二相との混合組織においては、両組織の界面または界面近傍で、疲労き裂の、停滞、折れ曲がり、分岐等を生じる場合が多く、また、硬質第二相にき裂が伝播する場合には硬質第二相内での疲労き裂の進展が著しく抑制されることを見いだした。
【0041】
さらに、これらの総合的な効果によって、母材中のマクロな疲労き裂伝播速度は大幅に低減すること、そして、このような疲労き裂進展抑制のためには、フェライト相の硬質第二相近傍に塑性歪が導入され、高い転位密度を局所的に有することが有効で、そのためには、フェライト相の硬さを適正化し、かつ、硬質第二相として、Cが適正に濃化したマルテンサイトを適正量、組織に分散させることが先ず必要であり、さらに、耐食性に有効なMo、Wを適正量含有させると、相乗的に疲労特性を向上させる効果があることを知見した。
【0042】
本発明は、以上の知見に基づいて発明されたものであり、要旨は以下の通りである。
【0043】
(1)質量%で、
C:0.03〜0.2%、
Si:0.01〜2.5%、
Mn:0.1〜2%、
P:0.02%以下、
S:0.01%以下、
Cu:0.01〜1.5%、
Al:0.001〜0.3%、
N :0.001〜0.01%、を含有し、さらに、
Mo:0.01〜0.5%、および、W:0.01〜1%、
の1種または2種を含有し、さらに、
Ti:0.003〜0.1%、
V :0.005〜0.5%、
Nb:0.003〜0.2%、
Zr:0.003〜0.1%、
Ta:0.005〜0.2%、
の1種または2種以上を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、かつ、少なくともフェライトとマルテンサイトを構成組織とし、該フェライトとマルテンサイトとが、以下の(a)および(b)の条件を満たしていることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
(a)ビッカース硬さが100〜180のフェライト相の割合:40〜90%
(b)C含有量が0.2〜1%のマルテンサイト相の割合:10〜60%
【0044】
(2)質量%で、Crが、0.1%未満であることを特徴とする前記(1)に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【0045】
(3)質量%で、
Ni:0.01〜6%、
Co:0.01〜6%、
B:0.0002〜0.005%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)または(2)に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【0046】
(4)質量%で、
Mg:0.0001〜0.01%
Ca:0.0005〜0.01%
Y:0.001〜0.1%、
La:0.005〜0.1%、
Ce:0.005〜0.1%、
のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)〜(3)のいずれかに記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【0047】
(5)質量%でさらに、
Sb:0.01〜0.3%、
Sn:0.01〜0.3%、
As:0.01〜0.3%、
Bi:0.01〜0.3%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)〜(4)のいずれかに記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【0048】
【発明の実施の形態】
本発明は前述の課題を克服し、目的を達成するもので、その具体的手段を以下に示す。
【0049】
先ず、本発明にかかわる成分元素とその含有量について説明する。文中における成分含有量の%の単位は質量%である。
【0050】
Cは、Cが0.2〜1%含有したマルテンサイトを確実に所定量形成させるためには、鋼中の含有量として、少なくとも0.03%は必要である。ただし、0.2%を超える過剰の含有は母材および溶接部の靭性や耐溶接割れ性を低下させる。従って、本発明においては、C含有量を0.03〜0.2%と定める。
【0051】
Siは、脱酸元素として必要であり、脱酸効果を発揮するためには、0.01%以上必要である。Siは耐全面腐食性向上に効果があり、また、耐局部腐食性向上にも、わずかながら効果がある元素である。これらの効果を発現させるためには、0.1%以上含有させることが好ましい。加えて、Si量が多いほどマルテンサイト中のC濃化を助長するため、マルテンサイト中のC量の制御のためには、Siは、0.1%以上が好ましい。
【0052】
ただし、Siを過度に含有させると、熱延スケールの固着(スケール剥離性の低下)を招き、スケール起因の疵が増加するため、また、母材やHAZの靱性も劣化するため、本発明においては上限を2.5%とする。特に、耐食性とともに溶接性や母材および継手靭性への要求が厳しい鋼の場合は、上限を0.5%とすることが好ましい。
【0053】
Mnは、鋼の強度確保のために0.1%以上必要である。一方、2%超になると、溶接性の劣化や、粒界脆化感受性を高めて好ましくないため、本発明においては、Mnの範囲を0.1〜2%に限定する。
【0054】
Pは不純物元素であり、0.02%を超えると、局部腐食進展速度を加速し、かつ、溶接性を劣化させるため、0.02%以下に限定する。特に、0.015%以下にした場合に、耐食性及び溶接性に良好な影響を及ぼすため、好ましい。
【0055】
Sも不純物元素であり、0.01%を超えると、局部腐食進展速度を加速し、かつ、スラッジの生成量を増加させる傾向がある。さらに、延性、靭性、さらには、疲労特性にも悪影響があるため、0.01%を上限とする。S量は、耐食性や機械的性質に対して少ないほど好ましく、0.006%以下が特に好ましい。
【0056】
Cuは、Mo、Wとともに0.01%以上含有させると、耐全面腐食性だけでなく、耐局部腐食性向上に有効であり、さらに、固体Sの生成抑制にも効果がある。1.5%を超えて含有させても、それらの効果はほぼ飽和し、逆に、鋼片の表面割れの助長、継手靭性の劣化等、悪影響も顕在化するため、本発明では、上限を1.5%とする。耐食性、スラッジ生成抑制効果と製造性とのバランスから、0.01〜0.5%が、より好ましい。
【0057】
Alは、脱酸に有用な元素であり、また、AlNにより母材の加熱オーステナイト粒径微細化に有効な元素である。さらに、固体Sを含む腐食生成物の生成抑制効果も有し、有益である。ただし、これらの効果を発揮するためには、0.001%以上含有する必要がある。一方、0.3%を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を劣化させるため、0.001%〜0.3%の範囲に限定する必要がある。
【0058】
Nは、固溶状態では延性、靭性に悪影響を及ぼすため、好ましくないが、V、AlやTiと結びついて、オーステナイト粒微細化や析出強化に有効に働くため、微量であれば、機械的特性向上に有効である。また、工業的に鋼中のNを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。
【0059】
そのため、延性、靭性への悪影響が許容できる範囲で、かつ、工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として、下限を0.001%とする。過剰に含有すると、固溶Nが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可能性があるため、許容できる範囲として、上限を0.01%とする。
【0060】
Mo、Wは、耐食性および固体Sの析出抑制に対してCuと同様、重要な元素であり、0.01%以上のCuとともに含有させることが必要である。MoとWとは、ほぼ同等の効果を有し、Moは0.01〜0.5%、Wは0.01〜1%の範囲で、各々単独あるいは両方を含有させる必要がある。
【0061】
加えて、Mo、Wは、後述するように、フェライトとマルテンサイトの二相組織とすることで、フェライト相の硬質第二相近傍に塑性歪を導入し、耐疲労き裂伝播特性を向上させる本発明においては、マルテンサイト変態によってフェライト相中に導入される塑性歪量を高め、かつ、転位や空孔の消滅を抑制することで導入された塑性歪が緩和され難くなる効果を有するため、耐疲労き裂伝播特性を向上する。
【0062】
耐食性と疲労特性とを同時に向上させるには、Moは0.02%以上、Wは0.04%以上含有させることがより好ましい。
【0063】
一方、Moは0.5%、Wは1%を超えて含有させても耐食性および固体Sの析出抑制の向上効果、さらに、疲労特性向上効果は飽和する一方で、溶接性や靭性を劣化させるため、Moは0.01〜0.5%、Wは0.01〜1%に限定する。なお、耐食性と機械的性質とのバランス上、Mo、Wの上限を各々、0.2%、0.4%とすることがより好ましい。
【0064】
なお、Crは、強化元素であり、強度調整のために必要に応じて添加することは可能であるが、Crは、局部腐食進展速度を最も加速する元素であるため、0.1%以上含有させると、原油環境における耐局部腐食性を劣化させ、かつ、固体Sの生成をやや促進する。
【0065】
そのため、本発明においては0.1%以上含有させることは好ましくない。従って、意図的には含有させないか、含有させる場合でも0.1%未満が好ましい。
【0066】
以上が本発明の厚鋼板の基本成分の限定理由であるが、本発明においては、母材の疲労き裂伝播特性向上のための組織要件のうち、特に、フェライト相のビッカース硬さを100〜180の範囲とする上で重要な元素として、炭窒化物による析出強化でフェライト相の硬さを高めることが可能な、Ti、V、Nb、Zr、Taの1種または2種以上を適正量含有させることを必須要件とする。以下に各々の元素の限定理由を述べる。
【0067】
Ti炭窒化物の析出強化によりフェライトの硬さを高めるには、Ti含有量として、0.003%以上必要である。一方、0.1%を超えて過剰に含有させると、粗大なTiNを形成して析出強化しろが飽和する上、靭性を劣化させるため、本発明においては、0.003〜0.1%の範囲に限定する。
【0068】
Vの場合は析出強化の効果を発現するためには、0.005%以上必要である。一方、0.5%を超えて含有させると、脆化が著しくなり好ましくないため、本発明においては、0.005〜0.5%の範囲に限定する。
【0069】
Nb、Zr、Taも、Vと同様の理由により、下限は、各々、0.003%、0.003%、0.005%とする必要があり、上限は、各々、0.2%、0.1%、0.2%とする必要がある。
【0070】
以上が本発明における化学組成に関する必須要件であるが、本発明においては、さらに、主として強度、靭性の調整のためには、Ni、Co、Bの1種または2種以上を、また、主として、延性、HAZ靭性の向上のためには、Mg、Ca、Y、La、Ceの1種または2種以上を、また、耐食性のさらなる向上のためには、Sb、Sn、As、Biの1種または2種以上を、各々必要に応じて含有させることができる。以下、その含有量の限定理由を示す。
【0071】
Ni、Coは、ともに母材の強度と靭性を同時に向上でき、機械的性質改善に非常に有効な元素である。また、Cu、Mo、Wを含有する鋼において、耐食性の向上、スラッジ抑制にも比較的大きな効果がある。これらの効果を発揮するためには、Ni、Coとも0.01%以上含有させる必要がある。
【0072】
Ni、Coとも、含有量が増加するほど母材の強度・靭性、さらに耐食性の向上が大となるが、6%を超えて過剰に含有させると、効果が飽和する一方で、HAZ靭性や溶接性の劣化を生じる懸念があり、また、高価な元素であるため、経済性も考慮して、本発明においてはNi、Coとも上限を6%とする。
【0073】
Bは、極微量で焼入性を高める元素であり、高強度化に有効な元素である。Bは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することによって焼入性を高めるため、極微量でも有効であるが、0.0002%未満では粒界への偏析量を十分に確保できないため、焼入性向上効果が不十分となったり、効果にばらつきが生じたりしやすくなるため好ましくない。
【0074】
一方、0.005%を超えて添加すると、鋼片製造時や再加熱段階で粗大な析出物を形成する場合が多いため、焼入性向上効果が不十分となったり、鋼片の割れや析出物に起因した靭性劣化を生じる危険性も増加する。そのため、本発明においては、Bの範囲を0.0002〜0.005%とする。
【0075】
Mg、Ca、Y、La、Ceは、介在物の形態制御に有効で、延性特性の向上に有効であり、また、大入熱溶接継手のHAZ靭性向上にも有効であり、さらに、Sを固定することによるスラッジ生成抑制効果も弱いながらあるため、必要に応じて含有させる。
【0076】
本発明における各元素の含有量は、効果が発現する下限から下限値が決定され、各々、Mgは0.0001%、Caは0.0005%、Yは0.001%、Laは0.005%、Ceは0.005%を下限値とする。
【0077】
一方、上限値は介在物が粗大化して、機械的性質、特に延性と靭性に悪影響を及ぼすか否かで決定され、本発明では、この観点から上限値を、Mg、Caは0.01%、Y、La、Ceは0.1%とする。
【0078】
Sb、Sn、As、Biは、各々、0.01%以上含有させることによって、耐食性、特に、液相部での局部腐食の進展をさらに抑制する効果を有するため、必要に応じて含有させる場合の下限は0.01%とするが、各々、0.3%を超えて過剰に含有させても効果が飽和するため、また、他の特性への悪影響の懸念もあり、さらに、経済性も考慮して、上限を0.3%とする。
【0079】
以上が本発明の化学組成に関する要件であるが、耐疲労き裂伝播特性の向上のためには、該化学組成の要件を満足した上で、さらに、少なくともフェライトとマルテンサイトを構成組織とし、該フェライトとマルテンサイトとが、以下の(a)および(b)の条件を満たしている必要がある。
(a)ビッカース硬さが100〜180のフェライト相の割合:40〜90%
(b)C含有量が0.2〜1%のマルテンサイト相の割合:10〜60%
【0080】
本発明においては、進行中の疲労き裂を軟質相と硬質相の界面または界面近傍で停滞、折れ曲がり、分岐等を生させて、マクロな疲労き裂伝播速度を低減させることを目的としているが、そのためには、フェライト相の硬質第二相近傍に塑性歪を導入する必要がある。そのための組織要件が前記(a)および(b)である。
【0081】
すなわち、フェライト相の硬質第二相近傍に塑性歪を導入するためには、フェライト相とオーステナイト相との二相状態から可能な限り低温でマルテンサイト変態を生じさせることが有効である。すなわち、マルテンサイト変態時に変態膨張が生じ、これにより周囲の軟質なフェライト相に塑性歪が導入され高転位密度が達成される。
【0082】
変態後のマルテンサイト中のC量で0.2%以上であれば、フェライト相の硬質第二相近傍に十分な塑性歪を導入することが可能となる。オーステナイト相からの変態相としては、マルテンサイト相が好ましく、ベイナイトやパーライト相では塑性歪の導入が十分でない。
【0083】
オーステナイト相中のC量が増加するほどマルテンサイト変態点(Ms点)低下には有利であるが、マルテンサイト相中の含有量としてCが1%を超えて過大となると、条件によっては、オーステナイト相からマルテンサイト変態せずにパーライト変態したり、マルテンサイト変態は生じても、残留オーステナイト量が増加する可能性が大となる。
【0084】
このような変態組織となった場合には、フェライト相の硬質第二相近傍に十分な塑性歪を導入できず、疲労特性は向上しない。また、C量が1%を超えたマルテンサイトは靭性の劣化が大きく、この点でも好ましくない。従って、マルテンサイト相中のC含有量は0.2〜1%とする必要がある。
【0085】
一方、マルテンサイト変態する際のフェライト相については、その硬さを規定する必要がある。すなわち、マルテンサイト変態する際に周囲のフェライト相が一定以上の強度を有していないと、フェライト相の塑性緩和が容易に生じてしまうため、塑性歪が分散され、また変態中に回復を生じてフェライト相の硬質第二相近傍に十分な塑性歪を導入できない。
【0086】
フェライト相の室温におけるビッカース硬さが100以上あれば、マルテンサイト変態温度でフェライト相は十分な強度を有し、硬質第二相近傍に局限的に十分な塑性歪を導入することが可能となる。
【0087】
フェライト相の硬さが高いほど塑性緩和抑制には有利であるが、室温のビッカース硬さで180を超えて硬くなっても塑性緩和抑制効果が飽和すると同時に、硬質相であるマルテンサイト相との硬さの差が小さくなることによる疲労き裂分岐効果の低下が生じるため、疲労特性としては必ずしも向上しなくなる。
【0088】
また、靭性劣化の問題も顕在化してくる。以上の理由から、フェライト相の室温でのビッカース硬さは100〜180が好ましい。
【0089】
以上の理由により、耐疲労き裂伝播特性向上には、マルテンサイト相としてはC含有量を0.2〜1%、フェライト相としてはビッカース硬さを100〜180とすることが好ましいが、疲労き裂伝播を安定的に抑制するためには、両相の割合も適正化する必要がある。
【0090】
先ず、ビッカース硬さが100〜180のフェライト相の割合は40〜90%とする必要がある。これは、40%未満であると、本発明のC含有量範囲では確実にC含有量が0.2〜1%のマルテンサイトの割合を確保することが容易でなく、一方、90%超であると、硬質相であるマルテンサイトの量が過少となり、疲労き裂がフェライト/マルテンサイト界面付近で停滞、折れ曲がり、分岐をする頻度が少なくなって、マクロなき裂伝播速度抑制が十分でなくなるためである。
【0091】
C含有量が0.2〜1%のマルテンサイト相の割合は10〜60%とする必要がある。これは、10%未満であると、硬質相であるマルテンサイトの量が過少となり、疲労き裂がフェライト/マルテンサイト界面付近で停滞、折れ曲がり、分岐をする頻度が少なくなって、マクロなき裂伝播速度抑制が十分でなくなり、一方、60%超であると、本発明のC含有量範囲では確実にC含有量が0.2〜1%のマルテンサイトの割合を確保することが容易でなく、また、靭性の劣化も大きくなるためである。
【0092】
なお、上記組織要件を満足していれば、他の組織、例えば、本発明の要件を満足していないフェライト相やマルテンサイト相、あるいはベイナイト相、パーライト相が組織中に含まれていても、疲労特性を明確に低下させることはない。
【0093】
組織の測定、分析は、顕微鏡組織観察と同様の断面(例えば、板厚方向に平行な断面)について行うが、板厚方向に組織分布がある場合は、例えば、表面下2mm、板厚の1/4、板厚中心部等の複数の位置で測定し、平均したものを採用すべきである。
【0094】
フェライト相のビッカース硬さは、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、JIS Z2244のビッカース硬さ試験法に準拠して行うが、フェライト相の粒径に合わせて荷重を適当に調整し、好ましくは、観察視野内の100個以上のフェライト粒の個々の硬さと面積をランダムに測定して、ビッカース硬さが100〜180のフェライト粒の断面積中の面積割合を求める。
【0095】
マルテンサイト相中のC量については、その測定手法は限定するものではないが、例えば、X線マイクロアナライザーや分析機能付きの電子顕微鏡を用いて、好ましくは、観察視野内の100個以上のマルテンサイト粒の個々のC量と面積をランダムに測定して、C含有量が0.2〜1%のマルテンサイト粒の断面積中の面積割合を求める。
【0096】
以上の本発明における組織要件の達成手段は、特に問わないが、例えば、水冷型の加工熱処理において、熱間圧延後の冷却速度を適当に調整することによって、初析フェライト相を適正量生成させて、未変態オーステナイト相中にCを必要量濃化させた後、水冷等の加速冷却によってマルテンサイト変態させる、いわゆる、Delayed Quench(DLプロセス)や、熱間圧延後の鋼板を二相域に再加熱して適正な比率のフェライト/オーステナイト二相組織とした後、急冷して該オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させる二相域熱処理等によって、本発明の組織用件を満足するミクロ組織を形成させることが可能である。
【0097】
以下に、本発明の効果を実施例によりさらに詳細に説明する。なお、本発明は下記実施例に限定されるものではない。
【0098】
【実施例】
以上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、実施例に基づいて本発明の効果を示す。
【0099】
(実施例)
試作鋼は真空溶解または転炉により溶製し、鋼片(インゴットまたはスラブ)を鋼板に製造した。表1に化学組成を示す。鋼片番号1〜10は化学組成が本発明を満足しているものであり、鋼片番号11〜16は化学組成が本発明を逸脱しているものである。
【0100】
なお、Crは、鋼片番号14以外は全て意図的には添加していないが、Cr含有量が0.1%未満であるか否かによって、特に耐局部腐食性が大きく左右されるため、全てについての分析値を示している。
【0101】
【表1】
【0102】
鋼片は種々の方法により、本発明の組織要件を満足する鋼板および本発明の組織要件を逸脱している比較の鋼板に製造した。鋼板厚さは全て25mmとした。
【0103】
鋼板の製造方法としては、圧延条件を規定せずに連続的に所定の厚さまで連続圧延し、圧延後はそのまま空冷した普通圧延(AR)、圧延温度を規定して変態前のオーステナイト状態を制御した後、空冷した制御圧延(CR)、制御圧延後、さらに、オーステナイト域から加速冷却した水冷型加工熱処理(TMCP)、熱間圧延後の冷却中に、一定量のフェライト相を生成させてフェライト/オーステナイト二相域としてから加速冷却したDelayed Quench(DL)、普通圧延、制御圧延、水冷型加工熱処理等により鋼板に製造した後、フェライト/オーステナイト二相域温度で再加熱焼入・焼戻し処理、を採用した。
【0104】
なお、いずれの製造方法の場合も、強度や靱性の調整のために、必要に応じて焼戻しを施したものもある。
【0105】
表2および表3(表2の続き)は鋼板の組織調査結果と引張特性、2mmVノッチシャルピー特性、疲労特性を示している。
【0106】
【表2】
【0107】
【表3】
【0108】
組織の測定、分析は、表面下2mm、板厚の1/4、板厚中心部において行った。フェライト相のビッカース硬さは、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、JIS Z2244のビッカース硬さ試験法に準拠して行った。荷重はフェライト相の粒径に合わせて、1〜25gfの範囲で調整して行った。
【0109】
各板厚位置での組織観察視野内の100個以上のフェライト粒の個々の硬さと面積をランダムに測定して、ビッカース硬さが100〜180のフェライト粒の断面積中の面積割合を求め、さらに3測定位置の平均値を求めた。
【0110】
マルテンサイト相中のC量については、X線マイクロアナライザーにより測定した。各板厚位置ごとに、組織観察視野のC濃度マップを求め、C含有量が0.2〜1%のマルテンサイト粒の面積割合を求め、さらに、3測定位置の平均値を求めた。
【0111】
引張試験片およびシャルピー衝撃試験片は、板厚中心部から圧延方向に直角(C方向)に採取した。引張特性は室温で測定し、シャルピー衝撃特性は50%破面遷移温度(vTrs)で評価した。
【0112】
疲労試験は、構造物の溶接止端部から疲労き裂が発生し、母材部を伝播する場合の疲労特性を評価するために、図1に示す廻し溶接継手について行った。試験片は、鋼板から鋼板長手方向長さ:300mm、幅方向長さ:80mm、板厚:25mmのサイズで試験板を採取し、幅:10mm、長さ:30mm、高さ:30mmのリブ板を炭酸ガス溶接(Co2溶接)により、試験板の中央に廻し溶接で溶接した。
【0113】
この際の炭酸ガス溶接は、化学組成が、C:0.06質量%、Si:0.5質量%、Mn:1.4質量%である1.4mm径の溶接ワイヤを用いて、電流:270A、電圧:30V、溶接速度:20cm/min.で行った。
【0114】
疲労試験は、荷重支点Pのスパンを、下スパン:70mm、上スパン:220mmとして、最大荷重(Pmax):5500kgfで応力比(R):0.1の繰り返し応力負荷を加え、疲労寿命を測定した。
【0115】
表4および表5は腐食試験結果を示している。表4は、主として、耐局部腐食性を評価するための試験であり、表5は、主として、耐全面腐食性とスラッジ生成挙動を評価するための試験である。
【0116】
【表4】
【0117】
【表5】
【0118】
表4の主に耐局部腐食性を評価するための試験条件は、下記の通りである。
【0119】
長さ40mm、長さ40mm、厚さ4mmの試験片を鋼板の板厚1/4位置が試験片の厚さ中心になるように採取した。試験片全面を機械研削し、600番の湿式研磨後、40mmx40mmの表裏面を残して端面を塗料で被覆した。
【0120】
該試験片を、▲1▼pHが0.5の、10mass%NaClを溶解した1体積%HCl水溶液、▲2▼pHが0.2の、20mass%NaClを溶解した1体積%HCl水溶液、の2種類の腐食液中に浸漬した。
【0121】
浸漬条件は、液温30℃、浸漬時間24hで実施し、腐食減量を測定し、腐食速度を評価した。該腐食液組成は、実際の原油タンカー油槽底板で発生した成長性の孔食内部の液組成レベルを模擬したもので、該腐食試験での腐食速度の低減に応じて実環境で局部腐食の進展速度が低減される。
【0122】
表5の全面腐食性、スラッジ生成挙動を調査するための試験条件は下記の通りである。
【0123】
長さ40mm、長さ40mm、厚さ4mmの試験片を鋼板の板厚1/4位置が試験片の厚さ中心になるように採取した。試験片全面を機械研削し、600番の湿式研磨後、40mmx40mmの表面を残して裏面と端面を塗料で被覆した。
【0124】
試作鋼の腐食速度および固体Sを主体とするスラッジの生成速度は、図2に示す試験装置を用いて評価した。表6には、腐食試験で使用したガスの組成を示す。
【0125】
【表6】
【0126】
ガスは、混合ガス源1から露点調整水槽2を通して、一定の露点(30℃)に調整した後、試験チャンバー3に送った。腐食試験前に、NaClの付着量が1000mg/m2となるように、試験片4の表面にNaCl水溶液を塗布、乾燥させ、試験チャンバー内の恒温ヒーター板5に水平に設置した。
【0127】
ヒーター制御器6を制御することにより、図3に示すような、20℃x1時間と40℃x1時間の計2時間/サイクルの温度サイクルを与え、試験片表面で乾湿繰り返しが生じるようにした。
【0128】
720サイクル後に腐食減量から腐食速度を、試験片表面に生成した生成物質量からスラッジ生成量を評価した。なお、生成物は化学分析及びX線分析で、オキシ水酸化鉄(鉄さび)及び固体Sであることは予備試験により確認している。
【0129】
表4および表5の腐食試験結果は比較を容易にするため、腐食速度やスラッジ生成量は、普通鋼である鋼板番号B1を100としたときの相対値で示した。
【0130】
表3〜5のうちの鋼板番号A1〜A13は、本発明の化学組成と組織に関する要件を全て満足している鋼板であり、いずれも、構造用鋼として必要な強度と靱性(2mmVノッチシャルピー衝撃特性)を有しているだけでなく、極めて良好な耐食性と継手疲労特性をも有していることが明らかである。
【0131】
一方、表3〜5のうちの鋼板番号B1〜B11は、本発明の要件を満足していないために、耐食性、疲労特性、機械的性質の一部または全てが、本発明に比べて劣っている比較例である。
【0132】
すなわち、鋼板番号B1は、耐食性向上に必要な合金元素の全て含有せず、鋼板も普通圧延によって製造されている普通鋼であり、耐食性も、疲労特性も本発明に比べて著しく劣る。
【0133】
鋼板番号B2は、C量が過小なため、C含有量が0.2〜1%のマルテンサイト相の割合が本発明を満足せず過小であり、その結果、疲労特性が本発明に比べて大幅に低下している。
【0134】
鋼板番号B3は、逆にC量が過大なため、マルテンサイト相中のC量も過大となり、C含有量が0.2〜1%マルテンサイト相の割合が本発明を満足せず過小であり、その結果、疲労特性が本発明に比べて明らかに低下している。また、C含有量が過大であるため、靱性も劣化している。
【0135】
鋼板番号B4は、Crを含有しているため、耐食性が本発明に比べて劣る。特に、塩分濃度の高い腐食条件(表4における腐食条件▲1▼)では、鋼板番号B1の普通鋼に比べても耐局部腐食性の劣化が大きく、好ましくない。
【0136】
鋼板番号B5は、耐食性発現に必要なMo、Wが含まれていないため、耐局部腐食性、全面腐食性、耐スラッジ性が、いずれも、本発明例に比べて著しく劣る。
【0137】
鋼板番号B6は、フェライト強化に微量で有効なTi、V、Nb、Zr、Taのいずれをも含有していないため、硬さが100〜180のフェライト相の割合が過小で、疲労特性が本発明に比べて劣る。
【0138】
鋼板番号B7〜B9は、化学組成は本発明を満足しているが、製造方法が適切でないため、疲労特性発現に必要な組織要件を満足していない例であり、同じ組成の本発明鋼(鋼板番号A2あるいはA8)に比べて、疲労寿命が大幅に低下している。
【0139】
鋼板番号B10は、C量が過少な鋼を普通圧延によって製造しているため、マルテンサイトを含まない上に、フェライトの割合が過大であり、その結果、疲労特性の低下が著しい。
【0140】
鋼板番号B11は鋼板の製造方法が適切でないために、C含有量が0.2〜1%のマルテンサイトの割合が過少となっており、そのため、同じ組成の本発明鋼に比べて疲労特性が若干劣る。靭性も本発明鋼に比べて劣る。
【0141】
以上の実施例から、本発明によれば、原油を輸送または貯蔵する構成油槽で生じる原油腐食に対して、優れた耐全面腐食性及び耐局部腐食性を示し、さらに、固体Sを含む腐食生成物(スラッジ)の生成を抑制でき、かつ、良好な疲労き裂伝播抑制効果を有することが明白である。
【0142】
【発明の効果】
本発明によれば、原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する構成油槽で生じる原油腐食に対して、優れた耐全面腐食性及び耐局部腐食性を示し、さらに、固体Sを含む腐食生成物(スラッジ)の生成を抑制でき、かつ、溶接継手や母材欠陥部から発生した疲労き裂の伝播を抑制することによって耐疲労特性を向上させることが可能となり鋼構造物、船舶の長期の信頼性向上、安全性向上、経済性の向上等に寄与する。よって、産業上の本発明の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図1】疲労寿命を測定するための4点曲げ試験片と4点曲げ試験装置の概要を示す図である。
【図2】腐食試験装置の構成を示す図である。
【図3】腐食試験で試験片に付加した温度サイクルを示す図である。
【符号の説明】
1…混合ガス源
2…露点調整水槽
3…試験チャンバー
4…試験片
5…恒温ヒーター板
6…ヒーター制御器
P…荷重支点
Claims (5)
- 質量%で、
C:0.03〜0.2%、
Si:0.01〜2.5%、
Mn:0.1〜2%、
P:0.02%以下、
S:0.01%以下、
Cu:0.01〜1.5%、
Al:0.001〜0.3%、
N :0.001〜0.01%、を含有し、さらに、
Mo:0.01〜0.5%、および、W:0.01〜1%、
の1種または2種を含有し、さらに、
Ti:0.003〜0.1%、
V :0.005〜0.5%、
Nb:0.003〜0.2%、
Zr:0.003〜0.1%、および、
Ta:0.005〜0.2%、
の1種または2種以上を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、かつ、少なくともフェライトとマルテンサイトを構成組織とし、該フェライトとマルテンサイトとが、以下の(a)および(b)の条件を満たしていることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
(a)ビッカース硬さが100〜180のフェライト相の割合:40〜90%
(b)C含有量が0.2〜1%のマルテンサイト相の割合:10〜60% - 質量%で、Crが、0.1%未満であることを特徴とする請求項1に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
- 質量%で、
Ni:0.01〜6%、
Co:0.01〜6%、および、
B:0.0002〜0.005%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。 - 質量%で、
Mg:0.0001〜0.01%、
Ca:0.0005〜0.01%、
Y:0.001〜0.1%、
La:0.005〜0.1%、
Ce:0.005〜0.1%、
のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。 - 質量%で、さらに、
Sb:0.01〜0.3%、
Sn:0.01〜0.3%、
As:0.01〜0.3%、
Bi:0.01〜0.3%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
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