JP2021155774A - 二相ステンレス鋼材 - Google Patents
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Abstract
Description
一般的に、二相ステンレス鋼の耐SSC性を良好に保ちながら高強度化するため、Mo及びWを添加することが行われている。しかし、Mo及びWの含有量を高くすると、シグマ相が析出しやすくなる。シグマ相の析出を抑制するためには、Mo及びWによらずに高強度化することが好ましい。
一方、Cr含有量を28.00質量%以上にすると、通常の二相ステンレス鋼に比べて、溶接時にHAZ部でシグマ相が析出しやすくなる。シグマ相の析出を抑制するため、Moの含有量を1.40質量%以下に制限する。
上述のとおり、Mn含有量を高くすると、NaCl濃度が10%以上の高濃度のNaCl水溶液及び硫化水素を含んだ環境での溶接部の耐SSC性が不十分になることが懸念される。この対策として、オーステナイト生成元素であるNi、Cu、及びCoを複合添加し、Mn含有量を抑制しつつ高N含有を達成する。さらに、V添加によって耐食性を向上させる。これによって、高Cl−濃度かつ高温の炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境においても、優れた耐SSC性を確保することができる。
本実施形態による二相ステンレス鋼材は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「%」は、質量%を意味する。
炭素(C)は、窒素と同様に、鋼中のオーステナイト相を安定化する。一方、C含有量が高すぎると粗大な炭化物が析出しやすくなり、鋼の耐食性、特に耐SSC性が低下する。したがって、C含有量は0.04%以下である。C含有量は、上限の観点では、好ましくは0.03%以下であり、さらに好ましくは0.03%未満である。C含有量の下限は、好ましくは0.01%である。
シリコン(Si)は、二相ステンレス鋼同士を溶接する場合に、溶接金属の流動性を確保し、溶接欠陥の発生を抑制する。一方、Si含有量が高すぎると、シグマ相に代表される金属間化合物が生成される。したがって、Si含有量は0.10〜0.90%である。Si含有量の下限は、好ましくは0.12%であり、さらに好ましくは0.15%である。Si含有量の上限は、好ましくは0.65%であり、さらに好ましくは0.50%である。
マンガン(Mn)は、脱硫及び脱酸効果によって鋼の熱間加工性を向上させる。一方、Mn含有量が高すぎると、溶接部の耐SSC性が低下する。したがって、Mn含有量は、0.20〜0.70%である。Mn含有量の下限は、好ましくは0.30%であり、さらに好ましくは0.40%である。Mn含有量の上限は、好ましくは0.60%であり、さらに好ましくは0.58%であり、さらに好ましくは0.55%である。
燐(P)は不純物である。Pは、鋼の耐食性及び靱性を低下させる。したがって、P含有量はなるべく低い方が好ましい。P含有量は0.040%以下である。ただし、P含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、P含有量の下限は、好ましくは0.001%であり、さらに好ましくは0.003%である。P含有量は、上限の観点では、好ましくは0.040%未満であり、さらに好ましくは0.030%以下である。
硫黄(S)は不純物である。Sは、鋼の熱間加工性を低下させる。Sはさらに、孔食の発生起点となる硫化物を形成する。したがって、S含有量はなるべく低い方が好ましい。S含有量は0.010%以下である。ただし、S含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、S含有量は、下限の観点では、好ましくは0%超であり、さらに好ましくは0.001%以上である。S含有量は、上限の観点では、好ましくは0.010%未満であり、さらに好ましくは0.007%以下である。
銅(Cu)は、窒素の固溶量を増加させて鋼の強度を高める。さらに、炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境において不動態皮膜を強化し、鋼の耐SSC性を高める。特に、Ni、Co、及びVと複合添加することで、高Cl−濃度の環境での耐SSC性を高める。Cuはさらに、フェライト相とオーステナイト相との境界におけるシグマ相の生成を抑制する。具体的には、大入熱溶接時において、Cuはマトリクス中に極微細に析出する。析出したCuはシグマ相の核生成サイトになり、本来のシグマ相の核生成サイトであるフェライト相とオーステナイト相との境界と競合する。その結果、フェライト相とオーステナイト相との境界におけるシグマ相の析出が抑制される。一方、Cu含有量が高すぎると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Cu含有量は1.00〜3.00%である。Cu含有量の下限は、好ましくは1.40%であり、さらに好ましくは1.60%である。Cu含有量の上限は、好ましくは2.80%であり、さらに好ましくは2.50%である。
ニッケル(Ni)は、鋼中のオーステナイト相を安定化する。Niはさらに、鋼の耐食性を高める。特に、Cu、Co、及びVと複合添加することで、高Cl−濃度の環境での耐SSC性を高める。一方、Ni含有量が高すぎると、二相ステンレス鋼中のフェライト相の割合が減少する。さらに、シグマ相に代表される金属間化合物が顕著に析出する。したがって、Ni含有量は4.00〜8.00%である。Ni含有量は、下限の観点では、好ましくは4.50%超であり、さらに好ましくは5.00%超である。Ni含有量は、上限の観点では、好ましくは8.00%未満であり、さらに好ましくは7.50%以下である。
クロム(Cr)は、鋼の耐食性、特に耐SSC性を高める。また、高強度化に重要な窒素の固溶量を高くする。一方、Cr含有量が高すぎると、シグマ相に代表される金属間化合物が顕著に析出し、鋼の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Cr含有量は28.00〜35.00%である。Cr含有量は、下限の観点では、好ましくは28.00%超であり、さらに好ましくは28.50%以上であり、さらに好ましくは29.00%以上であり、さらに好ましくは30.00%以上である。Cr含有量の上限は、好ましくは34.00%であり、さらに好ましくは33.00%である。
モリブデン(Mo)は、耐SSC性を顕著に高める。一方、Mo含有量が高すぎると、シグマ相に代表される金属間化合物が顕著に析出する。したがって、Mo含有量は0.50〜1.40%である。Mo含有量は、下限の観点では、好ましくは0.50%超であり、さらに好ましくは0.70%以上であり、さらに好ましくは0.80%以上である。Mo含有量の上限は、好ましくは1.30%であり、さらに好ましくは1.20%である。
バナジウム(V)は、鋼の耐食性を高める。上述のとおり、Ni、Cu、及びCoと複合添加することで、高Cl−濃度の環境での耐SSC性を高める。さらに、Coと複合添加することにより、シグマ相の析出も抑制する。VとCoとを適正量添加することによって、シグマ相に代わってCr−V−Coを主成分とする別の相で核生成が生じる。その結果として、シグマ相の核生成を律速する元素であるCrの供給を遅らせることができ、シグマ相の析出を抑制することができる。V含有量が0.03%以上であれば、上記の効果が得られる。しかし、このシグマ相に代わる相も成長すれば靱性及び耐食性に悪影響を与えるため、過剰な添加は却って逆効果となる。また、V含有量が高すぎると、鋼中のフェライト相の割合が過度に増大し、鋼の靱性及び耐食性が低下する。したがって、V含有量は0.03〜0.20%である。V含有量の下限は、好ましくは0.04%である。V含有量の上限は、好ましくは0.18%であり、さらに好ましくは0.15%である。
窒素(N)は、強いオーステナイト形成元素であり、二相ステンレス鋼の高強度化に重要な元素である。Nはさらに、耐食性、特に耐孔食性を高める。一方、N含有量が高すぎると、溶接欠陥であるブローホールが発生しやすくなる。さらに、溶接時の熱影響により粗大な窒化物が発生し、鋼の靱性及び耐食性が低下する。したがって、N含有量は0.350%よりも高く0.700%以下である。N含有量の下限は、好ましくは0.360%であり、さらに好ましくは0.370%である。N含有量の上限は、好ましくは0.650%であり、さらに好ましくは0.600%である。
アルミニウム(Al)は鋼を脱酸する。一方、Al含有量が高すぎると、鋼中のNと結合してAlNを形成し、鋼の耐食性及び靱性が低下する。したがって、Al含有量は0.030%以下である。Al含有量の下限は、好ましくは0.002%である。Al含有量の上限は、好ましくは0.025%であり、さらに好ましくは0.020%である。なお、本明細書にいうAl含有量は、「酸可溶Al」、つまり、sol.Alの含有量を意味する。
コバルト(Co)は、窒素の固溶量を増加させて鋼の強度を高める。また、Ni、Cu、及びVと複合添加することで、高Cl−濃度の環境での耐SSC性を高める。さらに、Vと複合添加することにより、シグマ相の析出も抑制する。Co含有量が0.05%以上であれば、これらの効果が得られる。一方、Co含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。したがって、Co含有量は0.05〜0.50%である。Co含有量の下限は、好ましくは0.10%であり、さらに好ましくは0.15%である。Co含有量の上限は、好ましくは0.40%であり、さらに好ましくは0.35%であり、さらに好ましくは0.30%である。
ボロン(B)は、鋼の熱間加工性を高める。例えば傾斜圧延法によって継目無鋼管を製造する場合、高い熱間加工性が要求される。B含有量が0.0005%以上であれば、この効果が得られる。一方、B含有量が高すぎると、鋼中の酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加する。これらの非金属介在物は孔食の起点となるため、鋼の耐食性が低下する。したがって、B含有量は0.0005〜0.0040%である。B含有量の下限は、好ましくは0.0006%であり、さらに好ましくは0.0010%である。B含有量の上限は、好ましくは0.0035%であり、さらに好ましくは0.0030%である。
カルシウム(Ca)は、Bと同様に、鋼の熱間加工性を高める。Caが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ca含有量が高すぎると、鋼中の酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加する。これらの非金属介在物は、孔食の起点となって鋼の耐食性を低下させる。したがって、Ca含有量は0〜0.0040%である。Ca含有量の下限は、好ましくは0.0005%であり、さらに好ましくは0.0010%である。Ca含有量の上限は、好ましくは0.0035%であり、さらに好ましくは0.0030%である。
マグネシウム(Mg)は、Bと同様に、鋼の熱間加工性を高める。Mgが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Mg含有量が高すぎると、鋼中の酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加する。これらの非金属介在物は、孔食の起点となって鋼の耐食性を低下させる。したがって、Mg含有量は0〜0.0040%である。Mg含有量の下限は、好ましくは0.0005%であり、さらに好ましくは0.0010%である。Mg含有量の上限は、好ましくは0.0035%であり、さらに好ましくは0.0030%である。
本実施形態による二相ステンレス鋼材は、フェライトとオーステナイトとの二相組織からなる。本実施形態による二相ステンレス鋼材の組織は、これに限定されないが、例えばフェライト率が30〜70%である。
本実施形態による二相ステンレス鋼材は、550MPa以上の降伏強度を有する。本実施形態による二相ステンレス鋼材の降伏強度の下限は、好ましくは560MPaであり、さらに好ましくは570MPaである。
以下、本実施形態による二相ステンレス鋼材の製造方法を説明する。以下に説明する製造方法は例示であり、本実施形態による二相ステンレス鋼材の製造方法を限定するものではない。
表1に示す化学組成を有する試験番号1〜22の溶鋼を、真空溶解炉を用いて製造した。製造された溶鋼からインゴットを製造した。表1の「−」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。各インゴットの質量は150kgであった。
各試験番号の供試鋼板から丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径は4mmであり、長さは20mmであった。丸棒引張試験片の長手方向は、供試鋼板の圧延方向に対して垂直であった。丸棒引張試験片を用いて、常温(25℃)で引張試験を実施し、降伏強度を測定した。0.2%耐力を降伏強度と定義した。
一般的に、シグマ相が析出する温度は850〜900℃と言われている。そこで、次の方法により、各試験番号の供試鋼板のシグマ相感受性を評価した。供試鋼板を熱処理温度900℃で10分間熱処理した。熱処理後の供試鋼板から、供試鋼板の圧延方向と垂直な面を観察面とする試験片を採取した。採取した試験片の観察面を鏡面研磨及びエッチングした。
各供試鋼板から組織観察用の試験片を採取した。採取された試験片の観察面を鏡面研磨した後、10質量%シュウ酸溶液中で電解エッチングした。エッチングした面を400倍の光学顕微鏡で観察し、フェライト相の面積率をASTM E562:2019に準拠したポイントカウント法で求めた。観察面の面積は約2000μm2であった。
表1の供試鋼板から溶接継手を作製し、溶接部の耐SSC性及びHAZ部靱性を評価した。耐SSC性の評価は、降伏強度が550MPa以上であったものに対してのみ行った。
各試験番号の供試鋼板から、図1A及び図1Bに示すように、厚さ12mm、幅100mm、長さ200mmであって、長辺の端部にベベル角度30°(開先角度60°)のV開先を有する板材10を機械加工によって作製した。図2A及び図2Bに示すように、同じ組成の板材10を突き合わせて、片側からティグ溶接により多層溶接して溶接継手20を作製した。溶接条件は、一般的な二相ステンレス鋼の溶接施工としては特に高能率となる入熱量(大きな入熱量)である25kJ/cmとした。溶接材料には、25Cr−9Ni−3Mo−2W−0.3Nからなる外径2mmの溶接材料を全ての供試鋼板に共通に用いた。
得られた溶接継手20の初層側(図2BのAA側)から、裏波ビード及び溶接時のスケールを残したまま、溶接金属30の中央を対称軸として、溶接線に直行する方向が試験片の長手方向となり、かつ、10mm×75mmの面が圧延面と平行になるように、図3に示す厚さ2mm、幅10mm、長さ75mmのSSC試験用の試験片40を採取した。
得られた溶接継手20の厚さ方向の中央から、図4に示すように、幅10mm、厚さ10mm、長さ55mm、ノッチ深さ2mmのフルサイズの試験片50を採取した。溶接継手20の厚さをTとすると、試験片50は、ノッチNの中心が厚さT/2の位置で溶融線と接するように採取した。採取された試験片50を用いて、JIS Z2242:2018に基づいて、−30℃でシャルピー衝撃試験を実施、吸収エネルギーを求めた。吸収エネルギーが30J以上のものを「良」、30J未満のものを「不可」と評価した。
Claims (3)
- 化学組成が、質量%で、
C :0.04%以下、
Si:0.10〜0.90%、
Mn:0.20〜0.70%、
P :0.040%以下、
S :0.010%以下、
Cu:1.00〜3.00%、
Ni:4.00〜8.00%、
Cr:28.00〜35.00%、
Mo:0.50〜1.40%、
V :0.03〜0.20%、
N :0.350%よりも高く0.700%以下、
Al:0.030%以下、
Co:0.05〜0.50%、
B :0.0005〜0.0040%、
Ca:0〜0.0040%、
Mg:0〜0.0040%、
残部:Fe及び不純物であり、
550MPa以上の降伏強度を有する、二相ステンレス鋼材。 - 請求項1に記載の二相ステンレス鋼材であって、
前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0005〜0.0040%、及び
Mg:0.0005〜0.0040%、
からなる群から選択される1種以上を含有する、二相ステンレス鋼材。 - 請求項1又は2に記載の二相ステンレス鋼材であって、
前記鋼材は、ラインパイプ用鋼管である、二相ステンレス鋼材。
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