JP3510105B2 - 耐圧壊性の優れた高強度ステンレス鋼管とその製造方法 - Google Patents
耐圧壊性の優れた高強度ステンレス鋼管とその製造方法Info
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Description
高強度ステンレス鋼管に関するものである。
ことから化学装置の配管や構造用材料など広範囲で使用
されている。特に構造用材料の場合、強度と同時に破壊
した時の靭性や圧壊時の脆性的な破壊の有無が問題にさ
れる。このような問題も、母材部分だけでなく溶接部も
含めて評価される。
鋼に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼とSUS
420鋼に代表されるマルテンサイト系ステンレス鋼が
ある。SUS304鋼を代表とするオーステナイト系ス
テンレス鋼は、耐食性は十分であるがNiを含有するた
めに高価格とならざるを得ないことから、外観上の美麗
さを強調するような主として公共建造物に用いられてい
る。SUS420鋼を代表とするマルテンサイト系ステ
ンレス鋼では強度面ではオーステナイト系ステンレス鋼
には勝るものの、延性が不十分なため刃物や工作機械の
部品に使用されているのみである。一方、SUS430
鋼を代表とするフェライト系ステンレス鋼では強度面で
はオーステナイト系ステンレス鋼より劣るもののそれよ
り安価なことから家電部品の支持部品など小物の強度部
品に広く用いられてきたが、溶接部の靭性が十分ではな
いために建築用などの大型構造部材には適用されていな
かった。
上の美麗さは要求されないため、構造用材料にはこれま
ではめっきや塗装を施した炭素鋼が使用されてきた。し
かしながら、構造物の長寿命化を強く求める社会的な動
きに応じて、構造材の耐食性の一層の向上が強く求めら
れることとなった。メッキや塗装の耐食性向上は、もち
ろんメッキ厚さやメッキ金属の高耐食化あるいは塗膜の
厚手化などの重防食塗装によって達成が可能であるが、
溶接を必要とする大型の構造物ではこの手段は溶接後の
処理を極めて困難にする。
された低C 型の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼が
期待されることとなった。低C 型のマルテンサイト系ス
テンレス鋼は、適切に成分を設計すれば容易に常温の引
張強さで400MPaをこえる強度を付与でき溶接部の
靭性も良好とさせることが可能である。この特徴を生か
して、例えばトラックの荷台やステンレス車両の補強用
部材などに使用されてきた。
鋼を用いて製造した高強度鋼管は、低Cとは言えマルテ
ンサイト相を含むために耐圧壊性が他の構造用材料に比
べて必ずしも十分ではなかった。このため、これまで使
用されてきた用途においても、ほとんどが平板や丸棒の
ままか熱間鍛造や切削加工を施されるなどの状態で使用
されてきた。
用する場合、平板状での使用は限定され、通常形鋼や鋼
管に加工されて使用される。鋼管の場合、曲げ応力で座
屈する懸念があるために、裂ける様な破壊は不都合とな
る。しかし、マルテンサイト相を含む組織の鋼の場合、
延性が不十分なことが多いために、特に曲げ加工の大き
な部分で裂けるような破壊が生じやすい。
レス鋼の欠点である耐圧壊性を改善して、建築などの構
造用に供する溶接鋼管素材としての耐圧壊性の優れた高
強度高靭性の低C マルテンサイト系ステンレス鋼管を提
供するものである。
で、C:0.02%、Si:0.35%、Mn:0.7
2%、Cr:11.8%、Ni:0.15%、N:0.
012%を含有し、残部がFeおよび不可避不純物から
なり、組織を実質的にフェライト相およびマルテンサイ
ト相の2相ないしマルテンサイト単相とした厚さ4mmの
低Cマルテンサイト系ステンレス鋼板からTIG溶接管
を製造した。裂けるような破壊の生じにくさは鋼管の耐
圧壊性と等しいことから、圧壊試験を実施した。圧壊試
験で亀裂を発生した破面を詳細に観察したところ、亀裂
面には圧延方向に伸びた介在物粒子が認められた。この
介在物粒子はMnS系介在物粒子であり、従来軟質の炭
素鋼やフェライト系ステンレス鋼の薄鋼板で認められて
いた曲げ性への影響と同一であった。耐圧壊性とMnS
系介在物粒子の形状との関係を調査したところMnS系
介在物粒子の管の長手方向の長さを3μm以下とし、か
つMnS系介在物粒子の管の長手方向の長さとその直角
方向の長さとの比、すなわち延伸比(MnS粒子の圧延
方向長さ/MnS粒子の直角方向長さ)を3倍以下にす
ることで、問題なく圧壊することなく曲ることが判明し
た。すなわち、従来曲げ性に及ぼすMnS系介在物粒子
の長さが影響することが認められていたが、長さだけで
なく延伸比が強く影響することが判明したのである。
さを小さくすると同時に延伸比を小さくする製造方法を
検討した。MnS系介在物粒子は常温でも高温でも延伸
性が良好なために、圧延加工を行なうと圧延方向に延伸
するが、熱処理を行なうと球状化し延伸比は低下するこ
とは従来認められている。しかも、延伸比は圧延比が大
きくなるほど大きくなる。このため、MnS系介在物粒
子の延伸比を小さくするためには圧延後高温での長時間
保定を含む熱処理を行なってきた。本発明者らは、Mn
S系介在物粒子の延伸比に及ぼす熱間ないし冷間加工の
影響を検討した結果、圧下比が大きくなるほど延伸比が
大きくなること、圧倒的に冷間加工での延伸比が大きい
こと、熱間加工でも熱間圧延時にフェライト単相である
と延伸比が大きくなることを見出した。
では熱処理と同様の球状化効果があること、高温でオー
ステナイト組織となるとMnSが分解しやすいために一
旦固溶した状態となり、冷却時に再析出することとなっ
て、やはり球状化効果が大きくなるためであると推測し
ている。
で、高温でのオーステナイト組織に由来するマルテンサ
イト相を含む組織の鋼において、MnSの管長手方向の
長さが短くかつ延伸比の小さいマルテンサイト系ステン
レス鋼管を発明したものである。
以下の通りである。 (1) 重量%で、C:0.005%以上0.03%以
下、Si:0.05%以上1.0%以下、Mn:0.0
5%以上2.0%以下、Cr:10%以上16%以下、
Ni:2.5%以下、N:0.005%以上0.03%
以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からな
り、組織を実質的にフェライト相とマルテンサイト相の
2相ないしマルテンサイト単相とし、さらに不可避的に
残留するMnS系介在物粒子の圧延方向長さを3μm
下、かつ前記MnS系介在物粒子の圧延方向長さとその
直角方向の長さとの比を3.0以下としたことを特徴と
する耐圧壊性の優れた高強度高靭性ステンレス鋼管であ
る。
oおよび/またはCuを添加することができる。すなわ
ち、(2) 重量%で、Mo:2%以下、Cu:2%以
下の1種又は2種をさらに含有することを特徴とする前
記(1)記載の耐圧壊性の優れた高強度高靭性ステンレ
ス鋼管である。
ト単相であると延伸比が大きくなることから、熱間加工
時にオーステナイト相を現出して圧延し、かつ冷間圧延
を行なわなければMnS系介在物の延伸比を小さく抑え
ることができる。すなわち、(3) 組織を実質的にフ
ェライト相およびマルテンサイト相の2相ないしマルテ
ンサイト単相の熱間加工組織または熱間加工後組織とし
たことを特徴とする前記(1)又は(2)記載の耐圧壊
性の優れた高強度高靭性ステンレス鋼管である。
延が最も効率が良い。前述したとおり、圧下率の高いほ
どMnS系介在物の延伸率は大きいが、熱間圧延は冷間
圧延に比べると延伸への効果は小さいことから熱間圧延
のまま鋼管に加工し使用することは可能であり、熱間圧
延の効率性を生かせる。すなわち、(4) 熱間圧延素
材を用いて製造することを特徴とする前記(1)、
(2)又は(3)記載の耐圧壊性の優れた高強度高靭性
ステンレス鋼管の製造方法である。
た溶接方法によらず問題なく適用可能である。
Crは、10%未満ではステンレス鋼管としての基本的
な耐食性が不足するため、下限とした。また16%を超
えるとマルテンサイト組織とするためにNiやCが多量に
必要となるだけでなく、高温でのオーステナイト相が安
定化しマルテンサイト組織への変態が困難となるために
上限とした。
ト相に変態させるのに有効であるので0.005%以上
の添加が必要である。しかし、多量に添加すると、冷却
による変態後のマルテンサイト相が硬化して、MnS系
の介在物にかかわらず耐圧壊性や靭性が劣化するため
に、0.03%を上限とした。
となって非金属介在物が多量に残留する危険性がある。
他の方法で脱酸を確実に実施することは可能であるの
で、その場合には0.05%未満にしても問題はない
が、そのレベルまで低減するコストが掛かることから、
下限とした。一方、1.0 %を超えるとマルテンサイ
ト相が硬質化し、冷間での耐圧壊性や靭性が劣化するだ
けでなく、熱間加工性も劣化するため上限とした。
であるSの固定が不十分となり表面疵の原因となるため
下限とした。一方、2.0%を超えるとγ相が安定化し
マルテンサイト変態が困難となるために上限とした。
態を促進する元素であるが、多量に添加するとγ相が安
定化しマルテンサイト変態が困難となるために2.5%
を上限とした。
ト相に変態させるのに有効であるので0.005%以上
の添加が必要である。しかし、多量に添加すると、冷却
による変態後のマルテンサイト相が硬化して、MnS系
の介在物にかかわらず耐圧壊性や靭性が劣化するため
に、0.03%を上限とした。
管の長手方向の長さは、3μmを超えると曲げ性が劣化
するために上限とした。また、このMnS系介在物粒子
の管の長手方向の長さとその直角方向の長さの比、すな
わち延伸比(MnS粒子の圧延方向長さ/MnS粒子の
直角方向長さ)が3.0を超えると耐圧壊性が劣化しは
じめるために、これを上限とした。なお上記MnSの形
態は、通常管の長手方向と厚み方向を含む断面について
光学顕微鏡やSEMによって観察する。
Mo及び/又はCuを選択的に添加し得る。Moは高温
でのオーステナイト相を減少させる元素であるので、多
量に添加すると変態後にフェライト相が混在し強度を低
下せしめることから、2%を上限とした。Cuは、Ni
と同様に高温でのオーステナイト相を増加させる元素で
あるが、多量に添加するとNi同様の弊害が生ずるだけ
でなく、熱間でのいわゆるCu脆性が生ずることから、
2%を上限とした。
ト相およびマルテンサイト相の2相ないしマルテンサイ
ト単相の熱間加工組織または熱間加工後熱処理組織とし
てもよい。熱間圧延時の組織がオーステナイト相である
と、MnS系介在物の圧延方向とその直角方向の長さの
比が小さくなり耐圧壊性が良好となるためである。
%、Mn:0.72%、Cr:11.8%、Ni:0.
15%、N:0.012%を含有し、残部がFeおよび
不可避不純物からなり、組織を実質的にマルテンサイト
単相とした4.0mm厚さの低Cマルテンサイト系ステン
レス鋼板を用いて角部分の曲率半径が2.0mmの角型鋼
管をTIG溶接法により製造した。圧壊試験は、角部分
を曲げる状態で密着状態まで実施した。
表1に示した。
えた素材では、その後の熱処理の有無にかかわらず、圧
着した角部分に割れが発生したが、冷間圧延を実施しな
い素材では熱延後の熱処理の有無にかかわらず割れの発
生がなかった。もちろん熱間圧延ままの素材でも割れの
発生はなかった。
レス鋼管により、耐食性を必要とする部分で使用可能な
構造部材の提供が可能となった。たとえば、海浜地区な
どの土木建築分野での構造用材料として、ステンレス鋼
管の使用が可能となった。従来は、高強度炭素鋼にめっ
きや重防食を施していたが、溶接が困難な上に溶接部の
防食の補修が困難であったため、構造物の寿命が短くな
るという欠点があった。しかし、本願発明により溶接後
の補修の必要なくしかも長寿命が得られるなど社会的な
利益は大きい。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%で、 C :0.005%以上0.03%以下、 Si:0.05%以上1.0%以下、 Mn:0.05%以上2.0%以下、 Cr:10%以上16%以下、 Ni:2.5%以下、 N :0.005%以上0.03%以下 を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、組
織を実質的にフェライト相とマルテンサイト相の2相な
いしマルテンサイト単相とし、さらに不可避的に残留す
るMnS系介在物粒子の圧延方向長さを3μm以下、か
つ前記MnS系介在物粒子の圧延方向長さとその直角方
向の長さとの比を3.0以下としたことを特徴とする耐
圧壊性の優れた高強度高靭性ステンレス鋼管。 - 【請求項2】 重量%で、 Mo:2%以下、 Cu:2%以下 の1種又は2種をさらに含有することを特徴とする請求
項1記載の耐圧壊性の優れた高強度高靭性ステンレス鋼
管。 - 【請求項3】 組織を実質的にフェライト相およびマル
テンサイト相の2相ないしマルテンサイト単相の熱間加
工組織または熱間加工後組織としたことを特徴とする請
求項1又は2記載の耐圧壊性の優れた高強度高靭性ステ
ンレス鋼管。 - 【請求項4】 熱間圧延素材を用いて製造することを特
徴とする請求項1、2又は3記載の耐圧壊性の優れた高
強度高靭性ステンレス鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10678298A JP3510105B2 (ja) | 1998-04-16 | 1998-04-16 | 耐圧壊性の優れた高強度ステンレス鋼管とその製造方法 |
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JP10678298A JP3510105B2 (ja) | 1998-04-16 | 1998-04-16 | 耐圧壊性の優れた高強度ステンレス鋼管とその製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH11302792A JPH11302792A (ja) | 1999-11-02 |
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---|---|---|---|---|
KR101657805B1 (ko) | 2014-12-22 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | 내압괴성이 우수한 유정관용 열연강판, 이의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 고강도 강관 및 이의 제조 방법 |
-
1998
- 1998-04-16 JP JP10678298A patent/JP3510105B2/ja not_active Expired - Fee Related
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---|---|
JPH11302792A (ja) | 1999-11-02 |
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