JP2019094563A - 鋼材 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
例えば、アンモニアSCCの発生については、経験的に、材料の強度と相関があることが知られており、炭素鋼の使用にあたっては、その強度に上限を設けること、および、溶接部に対して応力除去焼鈍を施すことにより、アンモニアSCCの抑制が図られている。
また、液体アンモニア環境では、液体アンモニアと共存する水が応力腐食割れの発生を抑制する作用を示すことから、エンジニアリング措置として、液体アンモニアの品質に支障がないレベルで水を添加するという予防措置がとられる場合もある。
例えば、応力除去焼鈍は工数の面から大きな負担となるため、特に大型設備において、その適用は現実的とは言えない。また、液体アンモニアへの水の添加は、液体アンモニア中の水分濃度を適切に管理する必要があるが、設備の大型化に伴って、その濃度管理は困難となる。さらに、近年需要が高まっている高純度の液体アンモニアについては、そもそも水の添加による予防措置を講ずることはできない。
そのため、液体アンモニアを取り扱うプラントやタンクなどの構造用部材に適用して好適な耐アンモニアSCC性に優れた鋼材の開発が望まれている。
「重量%で、C:0.15%以下、Si:0.15〜0.40%、Mn:0.80〜2.00%、P:0.020%以下、S:0.005%以下、Alsol:0.015〜0.050%を含有し、さらにCu:0.35%以下、Ni:1.00%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.25%以下、V:0.05%以下、Nb:0.05%以下及びTi:0.05%以下のいずれかを1種類以上含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延後、オーステナイト化温度に加熱し空冷以下の冷却速度で冷却した後、さらに2相域温度(AC1〜AC3)に加熱焼入れし、続いて焼戻し処理を施すことを特徴とする耐アンモニア割れ性に優れた高張力鋼の製造法。」
が開示されている。
「重量%でC:0.06〜0.14%、Si:0.50%以下、Mn:0.30〜1.80%、P:0.025%以下、S:0.020%以下、V:0.01〜0.10%、Al:0.010〜0.10%、N:0.0050%以下、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(%)とするとき、PCM≦0.24%である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱の前に1100〜1300℃の温度に加熱し、C≦0.05%である厚さ0.5mm以上の脱炭層を鋼板表面部に形成し、次いで、焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性のすぐれた調質60kgf/mm2級高張力鋼板の製造方法。」
が開示されている。
「アンモニアタンク用鋼板の製造方法において、前記鋼板素材の表面から0.3mm以内のC含有量が母材C量の50%以下になるように表面脱炭する工程と、前記表面脱炭鋼板を焼入れ温度に加熱した後前記脱炭表面の冷却速度を800〜500℃の温度範囲で150℃/sec以下になるように冷却する工程と、を有して成ることを特徴とする耐アンモニア割れ特性のすぐれた調質鋼板の製造方法。」
が開示されている。
また、上記の製造方法ではいずれも、熱間圧延工程以降に、焼き戻し等の熱処理を行うことが不可欠であり、製造コスト、及び、リードタイムを含めた製造工程における負荷は極めて大きくなる。さらに、熱処理設備のサイズ制約によって、大型構造物を構成する部材を供給する上では、不利となる。
まず、発明者らは、液体アンモニア環境下におけるアンモニアSCCの発生メカニズムを詳細に検討したところ、以下の知見を得た。
すなわち、液体アンモニア環境では、以下の腐食反応が生じる。
アノード:2Fe → 2Fe2+ + 4e−
カソード:O2 + 2NH4 + + 4e− → 2OH− + 2NH3
ただし、鋼材表面には、上記の腐食反応に伴い、不活性な酸化被膜が形成されるため、通常であれば、上記の腐食反応の反応量はトータルとしては多くなく、本質的には厳しい腐食環境ではない。
しかしながら、鋼材の残留応力や外部から加えられる応力によって、鋼材表面に新生面が生じると、酸化被膜が存在しない新生面をアノードサイトとした選択的な鉄溶解反応が進行し、亀裂が発生する。
亀裂は応力集中部となるため、亀裂先端での被膜破壊と、腐食反応とが加速度的に進行していき、最終的に鋼材を破断に至らしめる。
その結果、耐アンモニアSCC性を向上させるためには、Si、Al、MoおよびWを適正量添加するとともに、N含有量を、Al含有量に応じて適正に制御することが有効であることを知見した。
また、耐アンモニアSCC性は、特に、MoおよびWの鋼材中での存在形態に大きく影響を受けており、鋼材中に固溶状態で存在するMoおよびW(以下、固溶Moおよび固溶Wともいう)の量を一定以上の割合とすることで、耐アンモニアSCC性を大幅に向上できることを知見した。
さらに、固溶Moおよび固溶Wを一定以上の割合とするには、熱間圧延前のスラブの加熱時間および保持温度、ならびに、熱間圧延後の冷却速度を適切に制御することが重要であり、これにより、熱間圧延後に、焼き戻しなどの熱処理を施さなくとも、優れた耐アンモニアSCC性を示す鋼材が得られるとの知見を得た。
加えて、固溶Moおよび固溶Wを一定以上の割合としたうえで、鋼材表層部での硬度を抑制し、かつ、鋼材表層部での深さ方向(板厚方向)における硬度差(硬度のバラつき)を低減することにより、さらに優れた耐アンモニアSCC性を示す鋼材が得られるとの知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
1.質量%で、
C:0.50%以下、
Si:0.010〜1.00%、
Mn:0.10〜3.00%、
P:0.030%以下、
S:0.0100%以下、
N:0.0005〜0.0100%および
Al:0.010〜0.300%
を含有し、さらに
Mo:0.010〜1.00%および
W:0.010〜1.00%
のうちから選ばれる1種または2種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
上記成分組成におけるN含有量に対するAl含有量の比が1.8以上75.0以下であり、
鋼材中の固溶Mo量および固溶W量が次式(1)の関係を満足することを特徴とする鋼材。
(〔%固溶Mo〕+〔%固溶W〕) / (〔%Mo〕+〔%W〕) ≧ 0.20 ---(1)
ここで、〔%固溶Mo〕および〔%固溶W〕はそれぞれ、鋼材中の固溶Mo量および固溶W量(質量%)である。また、〔%Mo〕および〔%W〕はそれぞれ、上記成分組成におけるMo含有量およびW含有量(質量%)である。
ここで、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最大値および最小値はそれぞれ、鋼材の圧延方向断面の鋼材表面から深さ:0.3mmの位置において、JIS Z 2244(2009)に準拠して、試験力:0.1kgf(0.9807N)、ピッチ:1mmの条件で、鋼材の圧延方向に10点測定したビッカース硬さにおける最大値および最小値である。
Cu:0.01〜3.00%、
Ni:0.01〜3.00%、
Cr:0.01〜3.00%、
Sb:0.01〜0.50%および
Sn:0.01〜0.50%、
のうちから選ばれる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に記載の鋼材。
Ca:0.0001〜0.0100%、
Mg:0.0001〜0.0200%および
REM:0.001〜0.200%
のうちから選ばれる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鋼材。
Ti:0.005〜0.100%、
Zr:0.005〜0.100%、
Nb:0.005〜0.100%および
V:0.005〜0.100%
のうちから選ばれる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鋼材。
Co:0.01〜0.50%
を含有することを特徴とする前記1〜5のいずれかに記載の鋼材。
B:0.0001〜0.0300%
を含有することを特徴とする前記1〜6のいずれかに記載の鋼材。
また、本発明の鋼材は、熱間圧延後に、焼き戻しなどの熱処理を施さなくとも製造することができるので、製造性の面でも有利である。さらに、本発明の鋼材を、例えば、液体アンモニアの貯蔵タンクに適用する場合には、アンモニアSCCの予防のために一般的に実施されている、溶接部への残留応力除去のための焼鈍処理を施さなくとも、従来に比べてより長期間にわたる使用が可能となるので、産業上極めて有利である。加えて、本発明の鋼材を、液体アンモニアの輸送パイプに適用する場合には、従来と比較して薄肉でありながら、やはりアンモニアSCCの予防のために一般的に実施されている、溶接部への残留応力除去のための焼鈍処理を施さなくとも、長期間にわたる使用が可能であり、さらにはコスト面でも有利となるので、産業上極めて有用である。
まず、本発明の鋼材の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量%」であるが、以下、特に断らない限り、単に「%」で示す。
Cは、鋼の強度確保に必要な元素である。一方、C含有量が0.50%を超えると、加工性および溶接性が大幅に劣化する。このため、C含有量は0.50%以下とする。好ましくは0.40%以下、より好ましくは0.30%以下である。
Siは、耐アンモニアSCC性向上の観点から重要な元素である。すなわち、Siは、液体アンモニア環境での鋼材の腐食に伴って溶出し、鋼材表面に不活性なSiO2被膜を形成する。これにより、亀裂先端での選択的なアノード溶解反応の進行が抑制され、鋼材のアンモニアSCC感受性が低減される。このような効果は、Si含有量を0.010%以上とすることで発現する。ただし、亀裂が深くなると、亀裂先端での酸素濃度が低下して、SiO2被膜が十分に形成されない。そのため、後述するように、Siに加え、Al、MoおよびWを適正量添加するとともに、N含有量を、Al含有量に応じて適正に制御することで、安定的に耐アンモニアSCC性の向上を図る必要がある。一方、Si含有量が1.00%を超えると、靭性や溶接性が劣化する。
このため、Si含有量は0.010〜1.00%の範囲とする。好ましくは0.02〜0.80%、より好ましくは0.03〜0.70%の範囲である。
Mnは、強度および靭性を改善する元素である。ここで、Mn含有量が0.10%未満では、その効果が十分でない。一方、Mn含有量が3.00%を超えると、溶接性が劣化する。
このため、Mn含有量は0.10〜3.00%の範囲とする。好ましくは0.20〜2.00%の範囲である。
Pは、靭性及び溶接性を劣化させるため、P含有量は0.030%以下とする。好ましくは0.025%以下である。
Sは、鋼の靭性および溶接性を劣化させる有害元素であるので、極力低減することが望ましい。特に、S含有量が0.0100%を超えると、母材靭性および溶接部靭性の劣化が大きくなる。
そのため、S含有量は0.0100%以下とする。好ましくは0.0080%以下、さらに好ましくは0.0060%以下である。
Nは、耐アンモニアSCC性の向上、特に、後述のAlによる耐アンモニアSCC性の向上効果を安定的に得るために、重要な働きをする。すなわち、鋼中Nは、亀裂先端でのアノード溶解に伴ってH+を消費し、NH4 +を形成する。NH4 +はカソード反応のリアクタントであり、本来、アノード反応のみが選択的に起こり続ける亀裂先端部にあって、カソード反応を与える。亀裂先端部においてカソード反応が生じることで、亀裂部での水酸化物イオン濃度が上昇して、Alによる耐アンモニアSCC性の向上効果が安定的に得られるようになる。このような効果を得るには、N含有量を0.0005%以上とする必要がある。
一方、N含有量が0.0100%を超えると、アンモニアSCCの起点となる粗大なAlNなどの窒化物が形成されてアンモニアSCC感受性が増加し、かえって、耐アンモニアSCC性が低下する。
このため、N含有量は0.0005〜0.0100%の範囲とする。好ましくは0.0010%以上である。また、好ましくは0.0080%以下である。
Alは、耐アンモニアSCC性の向上の観点から重要な元素である。すなわち、Alは鋼材表面からAl3+イオンとして容易に遊離する性質を持つ。遊離したAl3+イオンはアンモニア中に存在する水酸化物イオン(OH−)と速やかに反応し、Al(OH)3を形成する。亀裂が深くなると、亀裂部では、Al(OH)3が形成して、Al(OH)3が堆積する。これにより、亀裂部が保護されて、亀裂部での選択的アノード溶解反応の進行が抑制され、その結果、耐アンモニアSCC性が向上する。このような効果を得る観点から、Al含有量は0.010%以上とする。
ただし、この効果は、亀裂が浅い場合には、十分に発現しないおそれがある。すなわち、応力腐食割れの初期段階における亀裂部の化学環境は、液体アンモニアのバルク環境と類似している。液体アンモニアのバルク環境では、液体アンモニア中の水酸化物イオン(OH−)の濃度は高くないため、Al(OH)3は十分には形成されない。亀裂が進展し、亀裂が深くなると、亀裂先端部の化学環境では、Fe2+イオンが豊富に存在するようになり、その電気的な不均衡を解消するべく水酸化物イオンがバルク溶液から泳動し、亀裂部が、高濃度の水酸化物イオン環境となる。また、亀裂部での水酸化物イオン濃度は、前述したNの働きにより、さらに高まる。その結果、亀裂が進展して亀裂が深くなると、特に亀裂先端部においてAl(OH)3の形成が促進され、耐アンモニアSCC性が向上する。このように、耐アンモニアSCC性を安定的に向上させるには、AlとNの複合添加による作用と、前述したSiによる作用とを組み合わせることが必要である。
一方で、Alが過剰に含有されると、溶接金属部の靭性が低下する。そのため、Al含有量は0.300%以下とする。Al含有量は、好ましくは0.015〜0.250%の範囲、より好ましくは0.020〜0.200%の範囲である。
MoおよびWは、耐アンモニアSCC性向上のために重要な元素であり、このうちの1種または2種を含有させる必要がある。すなわち、MoおよびWは、液体アンモニア環境中において鋼材表面から少しずつ溶出し、MoO4 2=イオンおよびWO4 2=イオンとなることで、液体アンモニア中に存在するNH4 +と速やかに結びつきアンモニウム化合物を形成する。この反応の結果、カソード反応のリアクタントである鋼材表面上のNH4 +イオンが消費され、鋼材表面上でのカソード反応量が低下する。その結果、対反応となる応力腐食割れの亀裂先端でのアノード反応が抑制され、亀裂進展速度が低下する。このような効果を得るため、MoおよびW含有量は0.010%以上とする必要がある。一方、MoおよびWを過剰に含有させると、溶接性や靱性が劣化し、コストの観点からも不利になる。このため、MoおよびW含有量は1.00%以下とする。好ましくは0.80%以下であり、より好ましくは0.70%以下である。
上述したように、AlおよびNは、耐アンモニアSCC性に密接に関連しており、耐アンモニアSCC性の向上には、N含有量(質量%)に対するAl含有量(質量%)の比(以下、〔%Al〕/〔%N〕ともいう)を適正に制御することが必要である。Al含有量がN含有量に対して多すぎる場合、具体的には、〔%Al〕/〔%N〕が75.0を超える場合、AlNの形成速度が大幅に増加し、AlNの粗大化を招く。また、Al含有量に対して、亀裂部でのNH4 +の形成、ひいてはNH4 +をリアクタントとするカソード反応が不十分となって、耐アンモニアSCC性の向上効果が十分には得られない。そのため、〔%Al〕/〔%N〕は75.0以下とする。好ましくは60.0以下である。より好ましくは50.0以下である。
一方、〔%Al〕/〔%N〕が1.8未満になると、鋼材中のAlの多くがAlNとして存在することとなって、鋼材表面からのAl3+イオンの遊離量が減少する。その結果、Al(OH)3が十分に生成されず、耐アンモニアSCC性の向上効果が十分には得られない。そのため、〔%Al〕/〔%N〕は1.8以上とする。好ましくは2.2以上である。より好ましくは2.5以上である。
Cu:0.01〜3.00%、Ni:0.01〜3.00%、Cr:0.01〜3.00%、Sb:0.01〜0.50%およびSn:0.01〜0.50%のうちから選ばれる1種または2種以上
Cu、Ni、Cr、SbおよびSnは、耐アンモニアSCC性を一層向上させる元素であり、このうちの1種または2種以上を含有させることができる。これらの元素はいずれも、鋼材の耐酸性を高める元素であり、亀裂先端での選択的なアノード溶解の結果、過剰にpHが低下した場合に、加速度的に進行する腐食反応を抑制する働きを有する。このような効果は、これらの元素を0.01%以上含有させることで発現する。しかし、いずれの元素も多量に含有させると、溶接性や靱性を劣化させ、コストの観点からも不利になる。
従って、これらの元素を含有させる場合、その含有量はCu:0.01〜3.00%、Ni:0.01〜3.00%、Cr:0.01〜3.00%、Sb:0.01〜0.50%およびSn:0.01〜0.50%の範囲とする。
Ca、MgおよびREMはいずれも、溶接部の靱性を確保する目的で、このうちの1種または2種以上を含有させることができる。しかし、いずれの元素も多量に含有させると、溶接部の靱性劣化やコストの増加を招く。
従って、これらの元素を含有させる場合、その含有量はCa:0.0001〜0.0100%、Mg:0.0001〜0.0200%およびREM:0.001〜0.200%の範囲とする。
Ti、Zr、NbおよびVは、所望とする強度を確保するために、このうちの1種または2種以上を含有させることができる。しかし、いずれの元素も多量に含有させると、靱性や溶接性を劣化させる。
従って、これらの元素を含有させる場合、その含有量はいずれも0.005〜0.100%の範囲とする。好ましくは0.005〜0.050%の範囲である。
Coは、鋼材の強度を高める元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、Coを0.01%以上含有させることが好ましい。しかし、Co含有量が0.50%を超えると、靱性や溶接性が劣化する。
従って、Coを含有させる場合、その含有量は0.01〜0.50%の範囲とする。好ましくは0.01〜0.30%の範囲である。
Bは、鋼材の焼入性を向上させる元素であり、鋼材の強度を確保する目的で必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、Bを0.0001%以上含有させることが好ましい。しかし、B含有量が0.0300%を超えると、靱性の大幅な劣化を招く。
従って、Bを含有させる場合、その含有量は0.0001〜0.0300%の範囲とする。
上述したように、MoおよびWは、液体アンモニア環境中において鋼材表面から少しずつ溶出し、MoO4 2−イオンおよびWO4 2−イオンとなることで、液体アンモニア中に存在するNH4 +と速やかに結びつきアンモニウム化合物を形成する。これにより、カソード反応のリアクタントである鋼材表面上のNH4 +イオンが消費されるため、鋼材表面上でのカソード反応量が低下する。その結果、対反応となる応力腐食割れの亀裂先端でのアノード反応が抑制され、亀裂進展速度が低下する。
ここで、MoO4 2−イオンおよびWO4 2−イオンは、固溶Wおよび固溶Moから生じる。一方、鋼材中に固溶状態で存在しない非固溶状態のMoおよびW、具体的には、MoおよびWの析出物は、応力腐食割れの発生起点となるため、かような非固溶状態のMoおよびWは、鋼材の耐アンモニアSCC性を劣化させる。
この点、発明者らが検討を重ねた結果、所望とする耐アンモニアSCC性を得るには、成分組成にMoおよびWを一定量含有させ、その上で、成分組成におけるMoおよびWの合計含有量に対する固溶Moおよび固溶Wの合計量の比(以下、(〔%固溶Mo〕+〔%固溶W〕) / (〔%Mo〕+〔%W〕)ともいう)を0.20以上、すなわち、上掲式(1)を満足させることが重要であることを見出した。好ましくは0.40以上である。
なお、上掲式(1)における〔%固溶Mo〕および〔%固溶W〕はそれぞれ、鋼材中の固溶Mo量および固溶W量(質量%)である。また、〔%Mo〕および〔%W〕はそれぞれ、上記成分組成におけるMo含有量およびW含有量(質量%)である。
また、(〔%固溶Mo〕+〔%固溶W〕) / (〔%Mo〕+〔%W〕)は、成分組成が同じであっても、製造条件によって大きく変化する。そのため、(〔%固溶Mo〕+〔%固溶W〕) / (〔%Mo〕+〔%W〕)を適正な範囲に制御するためには、後述するように、製造条件、特に熱間圧延前のスラブの加熱時間および保持温度、ならびに、熱間圧延後の冷却速度を適切に制御することが重要である。
転位や析出物に起因して生じる、鋼材の表層部の硬化相は、1)粗大なすべり面の形成を助長し、2)アノード溶解の優先部として作用するために、アンモニアSCCを助長する。これは、鋼材の表層部に存在する微小な硬化相であっても同様である。
すなわち、鋼材の耐アンモニアSCC性をより高めるためには、局所的な硬化相による鋼材の表層部での硬度増加を抑制することが有効である。
このため、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最大値は、260以下とすることが好ましい。より好ましくは250以下である。なお、下限については特に限定されるものではないが、120とすることが好ましい。
上述したように、耐アンモニアSCC性の向上の観点からは、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最大値を260以下として、局所的な硬化相による鋼材の表層部での硬度増加を抑制することが有効である。
しかし、鋼材の表層部の硬度差(硬度のバラつき)が大きいと、応力集中が生じ易く、応力集中が生じると、アンモニアSCCの感受性が増加する。
このように、耐アンモニアSCC性の向上の観点からは、鋼材の表層部の硬度差を小さくすることが有効であり、よって、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最大値に対する、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最小値の比は、0.60以上とすることが好ましい。より好ましくは0.65以上である。さらに好ましくは0.70以上である。なお、上限については特に限定されず、1.00であってもよい。
すなわち、鋼材の幅をW(mm)としたとき、鋼材の幅方向(鋼材の圧延方向に直角かつ厚さ方向に直角の方向)中心位置において鋼材を、圧延方向と平行、かつ、鋼材表面と垂直に切断する。
ついで、切断した鋼材の断面(圧延方向断面(L断面))の鋼材表面から深さ:0.3mmの位置において、JIS Z 2244(2009)に準拠して、試験力:0.1kgf(0.9807N)、ピッチ:1mmの条件で、鋼材の圧延方向にビッカース硬さを10点測定する。
そして、測定したビッカース硬さの最小値を、測定したビッカース硬さの最大値で除することにより、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最大値に対する、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最小値の比を求める。
上記した成分組成になる溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の炉で溶製し、連続鋳造法や造塊法等の公知の方法でスラブやビレット等の鋼素材とする。なお、溶製に際して、真空脱ガス精錬等を実施しても良い。また、溶鋼の成分調整方法は、公知の鋼製錬方法に従えばよい。
すなわち、最終製品となる鋼材において、固溶Moおよび固溶Wを十分量確保するためには、鋼素材中に存在するMo介在物およびW介在物を、この加熱過程において固溶させることが極めて重要である。このようなMoおよびWの固溶化の観点から、加熱温度を1000℃以上(好ましくは1030℃以上、より好ましくは1070℃以上)とし、かつ、保持時間を20min以上(好ましくは120min以上)とすることが重要である。
ただし、加熱温度が1350℃を超えると、表面痕の発生原因となったり、スケールロスや燃料原単位が増加したりする。そのため、加熱温度は1350℃以下とすることが好ましい。より好ましくは1300℃以下である。
また、保持時間の上限は特に限定されるものではないが、生産性などの観点から、1000minとすることが好ましい。
すなわち、鋼材との衝突圧力が0.10MPa未満となる場合には、デスケーリングが不十分な状態のまま熱間圧延後の冷却が行われることになり、スケールムラにより鋼材表面で局所的な冷却ムラが生じる。その結果、最終製品となる鋼材の表層部において、硬度差(硬度のバラつき)が生じることとなる。
よって、デスケーリング処理における、高圧水の鋼材との衝突圧力は0.10MPa以上とすることが好ましい。より好ましくは0.20MPa以上である。なお、上限については特に限定されるものではないが、2.0MPa程度である。
H=(γ・Q・Cv・V)/A ・・・(2)
式(2)中、
H:衝突圧力(Pa)、
γ:水の比重量(kg/m3)、
Q:流量(m3/s)、
Cv:大気中の流速減退係数、
V:デスケーリングノズルから出た直後の水流速(m/s)、
A:スプレー面積(m2)、
である。
すなわち、冷却速度:4℃/s未満、または、冷却停止温度:650℃超では、Mo化合物およびW化合物の析出が十分に抑制されず、所望とする固溶Mo量および固溶W量が得られない。一方、冷却速度:100℃/s超、冷却停止温度:300℃未満では、鋼材の靭性が低下したり、鋼材の形状に歪が発生する。また、鋼材の表層部の硬度には、冷却速度が大きく影響しており、特に、冷却速度:100℃/s超になると、鋼材の表層部が硬化して、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最大値を260以下とすることが困難になる。
表1に示す成分組成(残部はFeおよび不可避的不純物)の溶鋼を、通常公知の手法により溶製および連続鋳造してスラブとした。このスラブを、表2に示す条件で加熱した後、仕上圧延終了温度:790℃の条件で熱間圧延して板厚:20mmの熱延鋼板とし、表2に示す条件で水冷により550℃の冷却停止温度まで加速冷却した。なお、熱間圧延の粗圧延と仕上げ圧延時に、表2に示す条件で高圧水によるデスケーリング処理を行った。
ついで、得られた鋼材について、上述した方法により、鋼材の表層部の硬度を測定し、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最大値と、当該最大値に対する、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最小値の比を算出した。これらを表2に併記する。
また、以下の方法により、固溶Mo量および固溶W量の測定、ならびに、耐アンモニアSCC性の評価を行った。
上記のようにして得られた鋼材から、表面の黒皮と呼ばれる酸化被膜を除去したのち、鋼材の全厚が含まれるように試料を採取した。
ついで、採取した試験片に対し、10体積%アセチルアセトン−1質量%塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール系電解液を使用して定電流電解を施して析出物を抽出し、この析出物を孔径:0.1μmのフィルターを用いて捕集した。得られた析出物を、酸により分解・溶液化した後、ICP発光分光分析法により分析し、Mo析出物およびW析出物の量を測定した。その後、成分組成におけるMoおよびWの含有量から、測定された析出物の量をそれぞれ減ずることにより、固溶Mo量および固溶W量を求めた。測定結果を表2に示す。
上記のようにして得られた鋼材から、幅:20mm×長さ:120mm×厚さ:3.0mmの試験片を採取した。ついで、上記の試験片を、内半径:15mmで長さ方向にU字型に曲げたのち、カルバミン酸アンモニウム12.5gと液体アンモニア1Lとを混合した溶液中に、2.0V(VS.Pt)のアノード電圧を付加しつつ、168時間浸漬した。浸漬後、試験片の断面を切り出し、断面に存在する亀裂の最大亀裂深さ(試験片表面から亀裂先端までの距離)を測定し、以下の基準で耐アンモニアSCC性を評価した。結果を表2に示す。
◎(合格、特に優れる):最大亀裂深さが100μm未満
○(合格):最大亀裂深さが100μm以上300μm未満
×(不合格):最大亀裂深さが300μm以上または破断
一方、比較例ではいずれも、十分な耐アンモニアSCC性が得られなかった。
Claims (7)
- 質量%で、
C:0.50%以下、
Si:0.010〜1.00%、
Mn:0.10〜3.00%、
P:0.030%以下、
S:0.0100%以下、
N:0.0005〜0.0100%および
Al:0.010〜0.300%
を含有し、さらに
Mo:0.010〜1.00%および
W:0.010〜1.00%
のうちから選ばれる1種または2種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
上記成分組成におけるN含有量に対するAl含有量の比が1.8以上75.0以下であり、
鋼材中の固溶Mo量および固溶W量が次式(1)の関係を満足することを特徴とする鋼材。
(〔%固溶Mo〕+〔%固溶W〕) / (〔%Mo〕+〔%W〕) ≧ 0.20 ---(1)
ここで、〔%固溶Mo〕および〔%固溶W〕はそれぞれ、鋼材中の固溶Mo量および固溶W量(質量%)である。また、〔%Mo〕および〔%W〕はそれぞれ、上記成分組成におけるMo含有量およびW含有量(質量%)である。 - 前記鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最大値が260以下であり、かつ、該最大値に対する、前記鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最小値の比が、0.60以上である、請求項1に記載の鋼材。
ここで、鋼材の表層部におけるビッカース硬さHV0.1の最大値および最小値はそれぞれ、鋼材の圧延方向断面の鋼材表面から深さ:0.3mmの位置において、JIS Z 2244(2009)に準拠して、試験力:0.1kgf(0.9807N)、ピッチ:1mmの条件で、鋼材の圧延方向に10点測定したビッカース硬さにおける最大値および最小値である。 - 前記成分組成が、さらに質量%で、
Cu:0.01〜3.00%、
Ni:0.01〜3.00%、
Cr:0.01〜3.00%、
Sb:0.01〜0.50%および
Sn:0.01〜0.50%、
のうちから選ばれる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に記載の鋼材。 - 前記成分組成が、さらに質量%で、
Ca:0.0001〜0.0100%、
Mg:0.0001〜0.0200%および
REM:0.001〜0.200%
のうちから選ばれる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のいずれかに記載の鋼材。 - 前記成分組成が、さらに質量%で、
Ti:0.005〜0.100%、
Zr:0.005〜0.100%、
Nb:0.005〜0.100%および
V:0.005〜0.100%
のうちから選ばれる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のいずれかに記載の鋼材。 - 前記成分組成が、さらに質量%で、
Co:0.01〜0.50%
を含有することを特徴とする請求項1〜5のいずれかに記載の鋼材。 - 前記成分組成が、さらに質量%で、
B:0.0001〜0.0300%
を含有することを特徴とする請求項1〜6のいずれかに記載の鋼材。
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Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN110331328A (zh) * | 2019-08-02 | 2019-10-15 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种超薄抗氨腐蚀移动压力容器用钢板及其生产方法 |
CN112662953A (zh) * | 2020-11-09 | 2021-04-16 | 刘祖瑜 | 一种耐高温抗氧化腐蚀的内胎及含该内胎的铜模及制备 |
WO2021100336A1 (ja) * | 2019-11-22 | 2021-05-27 | Jfeスチール株式会社 | 液体アンモニア輸送用及び貯蔵用鋼材、および、液体アンモニア輸送用及び貯蔵用鋼材の製造方法 |
JP2022054486A (ja) * | 2020-09-28 | 2022-04-07 | Jfeスチール株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07258789A (ja) * | 1994-03-18 | 1995-10-09 | Nippon Steel Corp | 高温強度に優れた鋼材とその製造方法 |
JP2004204344A (ja) * | 2002-06-19 | 2004-07-22 | Nippon Steel Corp | 原油油槽用鋼およびその製造方法、原油油槽およびその防食方法 |
JP2005023421A (ja) * | 2003-02-26 | 2005-01-27 | Nippon Steel Corp | 耐食性に優れた溶接継手を有する原油油槽 |
JP2005021981A (ja) * | 2003-02-26 | 2005-01-27 | Nippon Steel Corp | 耐食性に優れた溶接継手 |
JP2006002211A (ja) * | 2004-06-17 | 2006-01-05 | Nippon Steel Corp | 溶接歪の少ない鋼板及びその製造方法 |
JP2009293067A (ja) * | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Jfe Steel Corp | 成形性と耐疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 |
JP2010235986A (ja) * | 2009-03-30 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 耐pwht特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 |
JP2011246798A (ja) * | 2009-06-24 | 2011-12-08 | Jfe Steel Corp | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 |
JP2012072489A (ja) * | 2010-08-31 | 2012-04-12 | Jfe Steel Corp | 耐候性に優れた溶接構造用鋼材 |
CN102796956A (zh) * | 2012-08-31 | 2012-11-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法 |
-
2018
- 2018-10-23 JP JP2018199526A patent/JP6705484B2/ja active Active
Patent Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07258789A (ja) * | 1994-03-18 | 1995-10-09 | Nippon Steel Corp | 高温強度に優れた鋼材とその製造方法 |
JP2004204344A (ja) * | 2002-06-19 | 2004-07-22 | Nippon Steel Corp | 原油油槽用鋼およびその製造方法、原油油槽およびその防食方法 |
JP2005023421A (ja) * | 2003-02-26 | 2005-01-27 | Nippon Steel Corp | 耐食性に優れた溶接継手を有する原油油槽 |
JP2005021981A (ja) * | 2003-02-26 | 2005-01-27 | Nippon Steel Corp | 耐食性に優れた溶接継手 |
JP2006002211A (ja) * | 2004-06-17 | 2006-01-05 | Nippon Steel Corp | 溶接歪の少ない鋼板及びその製造方法 |
JP2009293067A (ja) * | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Jfe Steel Corp | 成形性と耐疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 |
JP2010235986A (ja) * | 2009-03-30 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 耐pwht特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 |
JP2011246798A (ja) * | 2009-06-24 | 2011-12-08 | Jfe Steel Corp | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 |
JP2012072489A (ja) * | 2010-08-31 | 2012-04-12 | Jfe Steel Corp | 耐候性に優れた溶接構造用鋼材 |
CN102796956A (zh) * | 2012-08-31 | 2012-11-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法 |
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN110331328A (zh) * | 2019-08-02 | 2019-10-15 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种超薄抗氨腐蚀移动压力容器用钢板及其生产方法 |
CN110331328B (zh) * | 2019-08-02 | 2020-06-30 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种超薄抗氨腐蚀移动压力容器用钢板及其生产方法 |
WO2021100336A1 (ja) * | 2019-11-22 | 2021-05-27 | Jfeスチール株式会社 | 液体アンモニア輸送用及び貯蔵用鋼材、および、液体アンモニア輸送用及び貯蔵用鋼材の製造方法 |
JPWO2021100336A1 (ja) * | 2019-11-22 | 2021-05-27 | ||
CN114729430A (zh) * | 2019-11-22 | 2022-07-08 | 杰富意钢铁株式会社 | 液氨运送用及储存用钢材、以及液氨运送用及储存用钢材的制造方法 |
CN114729430B (zh) * | 2019-11-22 | 2023-12-22 | 杰富意钢铁株式会社 | 液氨运送用及储存用钢材、以及液氨运送用及储存用钢材的制造方法 |
JP2022054486A (ja) * | 2020-09-28 | 2022-04-07 | Jfeスチール株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
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