JPH01172517A - 耐応力腐食割れ性の優れたステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性の優れたステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH01172517A JPH01172517A JP33044687A JP33044687A JPH01172517A JP H01172517 A JPH01172517 A JP H01172517A JP 33044687 A JP33044687 A JP 33044687A JP 33044687 A JP33044687 A JP 33044687A JP H01172517 A JPH01172517 A JP H01172517A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は降伏強度が、135ksi (94,5kg/
−)程度以下のエネルギー分野で使用される鋼、とくに
応力腐食割れを起さずしかも耐応力腐食割に優れた鋼材
の製造方法に関わるものである。
−)程度以下のエネルギー分野で使用される鋼、とくに
応力腐食割れを起さずしかも耐応力腐食割に優れた鋼材
の製造方法に関わるものである。
(従来の技術)
天然ガス開発用のラインパイプとして一般に炭素鋼、低
合金鋼のものが用いられているが、近年開発が進むにつ
れて炭酸ガスを多く含む天然ガスに対しては上記鋼は耐
食性が十分とは言えなくなってきている。このためこの
種の天然ガス用の鋼として耐食性が良好なステンレス鋼
の使用が検討されている。例えばAl5I410鋼や4
20鋼に代表される13%Crを含むマルテンサイト系
ステンレス鋼が炭酸ガスに対する耐食性が良好である。
合金鋼のものが用いられているが、近年開発が進むにつ
れて炭酸ガスを多く含む天然ガスに対しては上記鋼は耐
食性が十分とは言えなくなってきている。このためこの
種の天然ガス用の鋼として耐食性が良好なステンレス鋼
の使用が検討されている。例えばAl5I410鋼や4
20鋼に代表される13%Crを含むマルテンサイト系
ステンレス鋼が炭酸ガスに対する耐食性が良好である。
この種のステンレス鋼は通常焼入れ焼戻し処理(QT)
にて製造されているがQT条件によって強度が自由に変
えられる比較的硬れた鋼種と言うことが出来る。
にて製造されているがQT条件によって強度が自由に変
えられる比較的硬れた鋼種と言うことが出来る。
しかしながらこのステンレス鋼の最大の弱点は応力腐食
割れを起すことである。この原因は製造方法がQTなの
で焼戻しマルテンサイトの構造からくるものでこの焼戻
しマルテンサイトの応力腐食割れ感受性が降伏点に比例
して強くなるためと考えられる。これらの対策として本
発明者らは、例えば特開昭60−197821号公報に
、応力腐食割れ抵抗の優れたCr系ステンレス鋼油井管
の熱処理方法を開示している。そこでは焼入の冷却速度
制御と焼戻し温度の最適な組合せによる組織制御で耐応
力腐食割れ性の改善が可能であることが述べられている
。しかしながら、この方法では熱処理を焼入れと焼戻し
の二工程で行なわねばならず、コストの低減を図る必要
があった。
割れを起すことである。この原因は製造方法がQTなの
で焼戻しマルテンサイトの構造からくるものでこの焼戻
しマルテンサイトの応力腐食割れ感受性が降伏点に比例
して強くなるためと考えられる。これらの対策として本
発明者らは、例えば特開昭60−197821号公報に
、応力腐食割れ抵抗の優れたCr系ステンレス鋼油井管
の熱処理方法を開示している。そこでは焼入の冷却速度
制御と焼戻し温度の最適な組合せによる組織制御で耐応
力腐食割れ性の改善が可能であることが述べられている
。しかしながら、この方法では熱処理を焼入れと焼戻し
の二工程で行なわねばならず、コストの低減を図る必要
があった。
(発明が解決しようとする問題点)
本発明は以上の様な実情から検討を重ねた結果から得ら
れたもので、上記フェライト系ステンレス鋼の成分を基
本成分とし、この成分中Cr、 C。
れたもので、上記フェライト系ステンレス鋼の成分を基
本成分とし、この成分中Cr、 C。
N三元素の相互の添加量を規制し、圧延圧下率を一定範
囲内で加工して圧延により、1粒を細粒化させた鋼を冷
却途中のある温度範囲に保持することにより、低コスト
で効率良く均一なベーナイト組織をうることにより、こ
の鋼の優れた耐食性をそのまま受は継いでしかも優れた
応力腐食割れ抵抗を付与しうる鋼を提供することを目的
とする。
囲内で加工して圧延により、1粒を細粒化させた鋼を冷
却途中のある温度範囲に保持することにより、低コスト
で効率良く均一なベーナイト組織をうることにより、こ
の鋼の優れた耐食性をそのまま受は継いでしかも優れた
応力腐食割れ抵抗を付与しうる鋼を提供することを目的
とする。
(問題点を解決するための手段)
本発明は上述の問題点を有利に解決したものであり、そ
の要旨とするところは、重量%で C:0.15%以下
、Si : 0.1〜0.5%、Mn:0.2〜1.0
%、Cr:9〜16.0%、P:0.02%以下、S
: 0.02%以下、jV:0,01〜0.05%、N
:0.01〜0.25%を含有し;またはこれらと共に
更にNi : 0.2〜2.5%、Mo0.2〜1.5
%、V:0.02〜1.5%、Ti:0.O01〜0.
2%、Nb:0.02〜1.5%を1種または2種以上
含み残部鉄及び不可避不純物から成り、且つCr%≧l
0XC(%)+3Q×N(%)+8を満足させる組成の
鋼を加熱温度950℃〜1250’Cに加熱後、仕上温
度750℃以上で加工率60%〜95%の範囲で熱間加
工し、加工後冷却途中で650℃〜400℃の温度に保
持したのち室温まで空冷し、ベーナイト組織を面積率で
80%以上となすことを特徴とする耐応力腐食割れ性の
優れたステンレス鋼の製造方法にある。
の要旨とするところは、重量%で C:0.15%以下
、Si : 0.1〜0.5%、Mn:0.2〜1.0
%、Cr:9〜16.0%、P:0.02%以下、S
: 0.02%以下、jV:0,01〜0.05%、N
:0.01〜0.25%を含有し;またはこれらと共に
更にNi : 0.2〜2.5%、Mo0.2〜1.5
%、V:0.02〜1.5%、Ti:0.O01〜0.
2%、Nb:0.02〜1.5%を1種または2種以上
含み残部鉄及び不可避不純物から成り、且つCr%≧l
0XC(%)+3Q×N(%)+8を満足させる組成の
鋼を加熱温度950℃〜1250’Cに加熱後、仕上温
度750℃以上で加工率60%〜95%の範囲で熱間加
工し、加工後冷却途中で650℃〜400℃の温度に保
持したのち室温まで空冷し、ベーナイト組織を面積率で
80%以上となすことを特徴とする耐応力腐食割れ性の
優れたステンレス鋼の製造方法にある。
る。
以下本発明の詳細な説明する。
(作 用)
高強度で耐硫化物応力腐食割れ性を得るには組織を極微
細且つ均一にすることが有効であり、これは適切な化学
成分の添加と熱間加工条件の制御とその後の冷却途中の
温度制御により均一ベーナイト組織となすことで達成さ
れる。
細且つ均一にすることが有効であり、これは適切な化学
成分の添加と熱間加工条件の制御とその後の冷却途中の
温度制御により均一ベーナイト組織となすことで達成さ
れる。
本発明者らは熱間加工ならびに冷却途中の保持処理で得
られる組織と硫化物応力腐食割れ性の関係を研究した結
果、極微細均一ベーナイト組織が従来法による焼戻しマ
ルテンサイト組織より耐硫化物応力腐食割れ性が優れて
いることを見出した。
られる組織と硫化物応力腐食割れ性の関係を研究した結
果、極微細均一ベーナイト組織が従来法による焼戻しマ
ルテンサイト組織より耐硫化物応力腐食割れ性が優れて
いることを見出した。
すなわち本発明は、耐硫化物応力腐食割れ性に有効な微
細かつ均一ベーナイト組織を得るに必要な合金添加と熱
間加工条件および冷却条件を組み合せたことを骨子とす
る高強度耐応力腐食割れ鋼の製造方法にある。
細かつ均一ベーナイト組織を得るに必要な合金添加と熱
間加工条件および冷却条件を組み合せたことを骨子とす
る高強度耐応力腐食割れ鋼の製造方法にある。
次に本発明により製造される鋼の鋼成分の限定理由につ
いて述べる。以下%はいずれも重量%である。
いて述べる。以下%はいずれも重量%である。
CTCは鋼の強度増加に対して有効である。しかし添加
量を0.15%超とすると、焼入性を上昇させ組織をマ
ルテンサイトにし易くし、ベーナイト組織が出にくくな
る。したがってCは0.15%以下とする。
量を0.15%超とすると、焼入性を上昇させ組織をマ
ルテンサイトにし易くし、ベーナイト組織が出にくくな
る。したがってCは0.15%以下とする。
Si:Siは脱酸のために添加する。しかし添加量が0
.1%未満では効果がなく、添加量が0.5%超では脱
酸の効果は充分となるが靭性が劣化する。
.1%未満では効果がなく、添加量が0.5%超では脱
酸の効果は充分となるが靭性が劣化する。
したがってSiは0.1〜0.5%以下とする。
Mn : Mnは靭性を向上させるために添加する。し
かし添加量が0.2%未満では靭性向上に効果がなく1
%を越えると焼入性を向上させる元素であるため組織を
マルテンサイトにし易くし、ベーナイトが出にくくなる
。したがって、Mnは0.2〜1.0%とする。
かし添加量が0.2%未満では靭性向上に効果がなく1
%を越えると焼入性を向上させる元素であるため組織を
マルテンサイトにし易くし、ベーナイトが出にくくなる
。したがって、Mnは0.2〜1.0%とする。
Cr : CrはCO□腐食を低減させるに有効な元素
である。しかしながら本発明の対象にしているエネルギ
ー分野での使用の場合非常にシビアーな条件では添加量
が少いとその効果がない。下限値は腐食の低減効果の出
始める添加量で決る。添加量上限は効果がある範囲を超
えて添加しても添加した意味を持たない。したがってC
rの添加範囲は9〜16.0%とする。
である。しかしながら本発明の対象にしているエネルギ
ー分野での使用の場合非常にシビアーな条件では添加量
が少いとその効果がない。下限値は腐食の低減効果の出
始める添加量で決る。添加量上限は効果がある範囲を超
えて添加しても添加した意味を持たない。したがってC
rの添加範囲は9〜16.0%とする。
FDPは鋼を脆化させる。しかし本発明鋼の場合組織が
焼戻しマルテンサイトとなる従来のものと異り、ベーナ
イト組織とするためPが鋼を脆化させる程度は低い。し
たがって通常レベルの0.02%以下としておけば、脆
化の心配はない。したがってPは0.02%以下とする
。
焼戻しマルテンサイトとなる従来のものと異り、ベーナ
イト組織とするためPが鋼を脆化させる程度は低い。し
たがって通常レベルの0.02%以下としておけば、脆
化の心配はない。したがってPは0.02%以下とする
。
SO3も鋼を脆化させる。靭性を得るためには低い程良
いがコストがかかるため実質的に問題とならない含有上
限値は0.02%程度である。したがってSは0.02
%以下とする。
いがコストがかかるため実質的に問題とならない含有上
限値は0.02%程度である。したがってSは0.02
%以下とする。
Al1://!は脱酸のために添加する。0.01%未
満では脱酸の効果がな(,0,05%超では脱酸効果は
充分となるが、鋼の清浄度を下げ靭性低下を起す。した
がってへl添加量は0.01〜0.05%とする。
満では脱酸の効果がな(,0,05%超では脱酸効果は
充分となるが、鋼の清浄度を下げ靭性低下を起す。した
がってへl添加量は0.01〜0.05%とする。
NUNは13%Cr前後の鋼においてはγループを広げ
る効果があり組織をコントロールするために重要な働き
をする。しかし添加量が0.01%未満であるとγルー
プを広げる効果がな(,0,01%以上を添加する必要
がある。−力士限値は多い方が良いが通常のプロセスで
用意に添加し得る添加量は0.25%程度である。した
がってNの添加量は0.01〜0.25−%とする。
る効果があり組織をコントロールするために重要な働き
をする。しかし添加量が0.01%未満であるとγルー
プを広げる効果がな(,0,01%以上を添加する必要
がある。−力士限値は多い方が良いが通常のプロセスで
用意に添加し得る添加量は0.25%程度である。した
がってNの添加量は0.01〜0.25−%とする。
Ni、 Mo、 N0. V、 Ti :これらの元
素は任意に1種以上添加可能な元素である。組織をベー
ナイトにしたときの炭化物形成により強度上昇を図るた
めに添加する。それぞれの添加量下限未満では効果に乏
しく、上限を超えると巨大炭化物を形成するのでNi0
.2〜2.5%、 Mo0.2〜1.5%、 Vo、
02〜1.5%、Ti01001〜0.2%、Nb0.
02〜1.5%の範囲とする。なおこれらの元素は複合
添加した場合と単独添加した場合の差はないので必要に
応じて1種または2種以上添加することができる。
素は任意に1種以上添加可能な元素である。組織をベー
ナイトにしたときの炭化物形成により強度上昇を図るた
めに添加する。それぞれの添加量下限未満では効果に乏
しく、上限を超えると巨大炭化物を形成するのでNi0
.2〜2.5%、 Mo0.2〜1.5%、 Vo、
02〜1.5%、Ti01001〜0.2%、Nb0.
02〜1.5%の範囲とする。なおこれらの元素は複合
添加した場合と単独添加した場合の差はないので必要に
応じて1種または2種以上添加することができる。
Cr、 C,N添加量の関係式:均一なベーナイト組
織を得るために加熱時にフェライトを含まないオーステ
ナイト状態にすることが必要である。実験の結果Cr%
≧l0XC(%)+30×N(%)+8を満足させるこ
とが必要となる。
織を得るために加熱時にフェライトを含まないオーステ
ナイト状態にすることが必要である。実験の結果Cr%
≧l0XC(%)+30×N(%)+8を満足させるこ
とが必要となる。
次に、本発明のための熱間圧延工程について述べる。
本発明の鋼成分よりなるスラブの加熱温度の限定理由は
均一ベーナイト組織を得るには完全オーステナイト域で
熱間加工する必要があり、それ故950℃以上とし、又
オーステナイトの粗大化を防止するため1250℃以下
とする。
均一ベーナイト組織を得るには完全オーステナイト域で
熱間加工する必要があり、それ故950℃以上とし、又
オーステナイトの粗大化を防止するため1250℃以下
とする。
熱間加工率は耐硫化物応力割れ性を劣化させない微細組
織となすため60%以上が必要である。
織となすため60%以上が必要である。
一方仕上板厚から言って通常加工率は95%以下となる
ので上限を95%以下とした。
ので上限を95%以下とした。
加工温度はベーナイト組織とするために完全オーステナ
イト域で加工することが必要で750℃以上とする。
イト域で加工することが必要で750℃以上とする。
ベーナイト組織を得るため加工後、冷却途中で650℃
〜400℃に保持する必要がある。保持温度はベーナイ
ト変態が起る温度に入れる事が必要となる。上限650
℃としたのは上限を超えると一部フエライトの形成が起
り、ベーナイトとならない。下限を400℃以上とした
のは下限未満ではマルテンサイト変態にかかるためであ
る。
〜400℃に保持する必要がある。保持温度はベーナイ
ト変態が起る温度に入れる事が必要となる。上限650
℃としたのは上限を超えると一部フエライトの形成が起
り、ベーナイトとならない。下限を400℃以上とした
のは下限未満ではマルテンサイト変態にかかるためであ
る。
また保持後の冷却速度は耐応力腐食割れ性に影響しない
ので作業性の点から空冷とした。
ので作業性の点から空冷とした。
以上詳述したように、本発明の成分鋼を本発明の加工条
件で製造し、鋼組織をベーナイト組織80%以上にすれ
ば、耐硫化物応力腐食割れ性を著しく向上することがで
きる。
件で製造し、鋼組織をベーナイト組織80%以上にすれ
ば、耐硫化物応力腐食割れ性を著しく向上することがで
きる。
(実施例)
第1表に示す組成の鋼について、第1表に示す製造条件
で処理して鋼を製造し、各鋼について試験した結果を第
1図に示す。鋼A−Tは本発明法によるものU−Zは従
来法による比較例である。
で処理して鋼を製造し、各鋼について試験した結果を第
1図に示す。鋼A−Tは本発明法によるものU−Zは従
来法による比較例である。
試験はNACE液中での4点曲げ治具により、種々の応
力を付加して336時間経過しても破断しない最小応力
を限界応力(σth)として求めたものである。第1図
の横軸は供試鋼の耐力(YS)を示し、縦軸は限界応力
を示しOは本発明法で製造した鋼を示し・は比較鋼であ
る。
力を付加して336時間経過しても破断しない最小応力
を限界応力(σth)として求めたものである。第1図
の横軸は供試鋼の耐力(YS)を示し、縦軸は限界応力
を示しOは本発明法で製造した鋼を示し・は比較鋼であ
る。
第1図の結果から明らかなように、本発明法によれば耐
硫化物応力腐食割れ性が著しく改善される。
硫化物応力腐食割れ性が著しく改善される。
また本発明による鋼の耐炭酸ガス腐食性については従来
の13%Cr鋼と同様の優れた耐食性を持っている事は
言うまでもない。
の13%Cr鋼と同様の優れた耐食性を持っている事は
言うまでもない。
(発明の効果)
本発明は従来法である再加熱QT鋼では得られない耐硫
化物応力腐食割れ性を達成し、かつ再加熱焼入れ工程を
必要としない低コストの製造法であり、油井用鋼管、厚
板等に有利に使用できるのでその工業的効果は大きい。
化物応力腐食割れ性を達成し、かつ再加熱焼入れ工程を
必要としない低コストの製造法であり、油井用鋼管、厚
板等に有利に使用できるのでその工業的効果は大きい。
第1図は本発明法と比較例で製造した銅の限界応力と耐
力との関係を示す図である。 第1図 409 ぎ07θ 8σ 〃 耐力 (K務7す
力との関係を示す図である。 第1図 409 ぎ07θ 8σ 〃 耐力 (K務7す
Claims (2)
- (1)重量%でC:0.15%以下、Si:0.1〜0
.5%、Mn:0.2〜1.0%、Cr:9〜16.0
%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:
0.01〜0.05%、N:0.01〜0.25%を含
み残部鉄及び不可避不純物から成り、且つ、Cr%≧1
0×C(%)+30×N(%)+8を満足させる組成の
鋼を加熱温度950℃〜1250℃に加熱後、仕上温度
750℃以上で加工率60%〜95%の範囲で熱間加工
し、加工後冷却途中で650℃〜400℃の温度に保持
したのち、室温まで空冷し、ベーナイト組織を面積率で
80%以上となすことを特徴とする耐応力腐食割れ性の
優れたステンレス鋼の製造方法。 - (2)重量%でC:0.15%以下、Si:0.1〜0
.5%、Mn:0.2〜1.0%、Cr:9〜16.0
%、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Al:
0.01〜0.05%、N:0.01〜0.25%を含
有するとともに更にNi:0.2〜2.5%、Mo0.
2〜1.5%、V:0.02〜1.5%、Ti:0.0
01〜0.2%、Nb:0.02〜1.5%を1種また
は2種以上含み、残部鉄及び不可避不純物から成り、且
つ、Cr%≧10×C(%)+30×N(%)+8を満
足させる組成の鋼を加熱温度950℃〜1250℃に加
熱後、仕上温度750℃以上で加工率60%〜95%の
範囲で熱間加工し、加工後冷却途中で650℃〜400
℃の温度に保持したのち、室温まで空冷し、ベーナイト
組織を面積率で80%以上となすことを特徴とする耐応
力腐食割れ性の優れたステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33044687A JPH07113126B2 (ja) | 1987-12-26 | 1987-12-26 | 耐応力腐食割れ性の優れたステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33044687A JPH07113126B2 (ja) | 1987-12-26 | 1987-12-26 | 耐応力腐食割れ性の優れたステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01172517A true JPH01172517A (ja) | 1989-07-07 |
JPH07113126B2 JPH07113126B2 (ja) | 1995-12-06 |
Family
ID=18232706
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP33044687A Expired - Lifetime JPH07113126B2 (ja) | 1987-12-26 | 1987-12-26 | 耐応力腐食割れ性の優れたステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07113126B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002336990A (ja) * | 2001-05-11 | 2002-11-26 | Daido Steel Co Ltd | 高温引張り強さ、伸び、耐割れ性および靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼の溶接部および溶接方法 |
JP2010144204A (ja) * | 2008-12-17 | 2010-07-01 | Japan Steel Works Ltd:The | 高窒素マルテンサイト系ステンレス鋼 |
JP2018521215A (ja) * | 2015-04-30 | 2018-08-02 | アペラン | マルテンサイトステンレススチール、該スチールからの半製品の製造方法、及び該半製品から製造された切削具 |
CN110408854A (zh) * | 2019-08-14 | 2019-11-05 | 王平 | 一种贝氏体不锈钢及其制备方法 |
-
1987
- 1987-12-26 JP JP33044687A patent/JPH07113126B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002336990A (ja) * | 2001-05-11 | 2002-11-26 | Daido Steel Co Ltd | 高温引張り強さ、伸び、耐割れ性および靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼の溶接部および溶接方法 |
JP2010144204A (ja) * | 2008-12-17 | 2010-07-01 | Japan Steel Works Ltd:The | 高窒素マルテンサイト系ステンレス鋼 |
JP2018521215A (ja) * | 2015-04-30 | 2018-08-02 | アペラン | マルテンサイトステンレススチール、該スチールからの半製品の製造方法、及び該半製品から製造された切削具 |
CN110408854A (zh) * | 2019-08-14 | 2019-11-05 | 王平 | 一种贝氏体不锈钢及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH07113126B2 (ja) | 1995-12-06 |
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