JPS61136619A - 応力腐食割れ抵抗の優れた耐サワ−用鋼の製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は応力腐食割れ抵抗の優れた耐サワー用鋼の製造
法に係り、特に該鋼の熱処理方法に関するものである。

（従来の技術） 近年石油、ガスの輸送のためのラインパイプ材は資源の
枯渇から不純物としてＨ２Ｓガス、ＣＯ２ガスが多く混
入した状態で使用される事が多くなってきている。これ
らのガスが混入した使用環境での水素誘起割れの発生に
よる事故防止対策として各種の方策が実施されている。

従来技術としては特開昭５４−３８２１４号公報或いは
特開昭５８−１３３３４８号公報に示された技術が知ら
れており、この自前者の技術内容はＭｎＳの生成を防ぐ
ためＣａ添加を行なりてＣａＳを生成させることであり
、これは使用環境での腐食によって発生する水素が鋼中
に侵入して非金属介在物−地鉄界面に析出しこれが水素
誘起割れを起す原因となるものであって、この際問題と
なる非金属介在物がＭｎ　８であるためその生成を防ぐ
ことによりて水素誘起割れを防止するものである。一方
後者の技術内容はＭｎＳの生成を防ぐためにＭｎを０．
３％以下にしこれによってＭｎＳの生成を防ぐものであ
る。

所でこれらの技術における水素誘起割れの評価はいずれ
も主に負荷応力のない単純な浸漬試験によってなされて
いた。しかし乍ら最近では応力負荷を行った応力腐食割
れ試験により、規格降伏点の０．８５の応力を負荷し、
７２０時間経過し、ても破断しない応力腐食割れ性能が
求められ始め、従来の負荷応力のない単純な浸漬試験よ
りも材料にとってきびしい特性が求められるようになっ
てきている。このような場合には従来の負荷応力のない
単純な浸漬試験ではクラックフリーを達成する鋼材でも
、応力腐食割れ試験を行うと７２０時間未破断を達成す
ることは困難である。

かかる割れに対する抵抗の特に強い鋼は、通常の耐サワ
ー用鋼と区別して、応力腐食割れ抵抗の優れた耐サワー
用鋼ということが出来る。

（発明が解決しようとする問題点） しかるに従来の応力腐食割れ抵抗の優れた耐サワー用鋼
はたとえば特開昭５４−２５２１５号公報に見られるよ
うに単純無負荷応力浸漬試験による割れ対策であるＭｎ
８の形状制御を行った上、Ｍｎ８の存在する中心偏析帯
での割れ伝播抵抗に影響を与える偏析元素の軽減を実施
し、さらに圧延後冷却速度を遅くして変態生成物の自然
焼戻し、或は圧延後６００℃付近での焼戻し、又は圧延
後完全焼入れ焼戻しによる焼戻しマルテンサイト組織に
するなどという組織コントロールが行なわれていた。し
かし乍らかかる手段では金属組織内のミクロ硬さの変動
が大きいこと、又は焼戻しセメンタイトの旧オーステナ
イト粒界析出による粒界脆化によって、十分な応力腐食
割れ性能を得ることが出来なかった。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らはかかる実状に鑑み種々検討を重ねた結果、
炭窒化物の未析出温度である１０００〜１３００℃から
急冷により微細な析出物を生成させ、再オーステナイト
化後組織を上部ベーナイトにする冷却を行うことによっ
て、組織の中の軟かいフェライト部分に微細析出物を残
存させ優れた応力腐食割れ抵抗を付与し得ることを見出
した。これによりて上部ベーナイトを形成している組織
の中でのミクロ硬さの軟かい部分のフェライトと硬い部
分のセメンタイト部分の差をなくすことが出来また微細
な粒度を持った上部ベーナイトとなり、著しく応力腐食
割れ抵抗の良いサワー用鋼を得ることが出来る。

（発明の構成・作用） 本発明は以上の如き知見に基いてなされたものであって
、その要旨とする所は重量％でＣ０，０２〜０．５ｑｌ
Ｉ、　Ｓｉ≦０．５　％　％　　Ｍｎ　０．３〜３．０
％、Ｐ≦０．０１チ、　Ｓ≦０．０１　　ｉ　　Ｎｂ　
≦１．Ｏｑｂ％Ｖ’ｉ；ａ　１．０１Ｎｉ≦０．８５％
Ｔｉ≦０．１％、ｃａ≦ｏ、ｏａ％、を含み又ハこれに
加えてさらにＭｏ≦１．０　’ＩＩ　％　Ｃｒ≦１．０
Ｔｏ　、　ＣａＳ０．８５、Ｂ　Ｏ，０００３〜０．０
０８５の群より選ばれた元素を１種又は２種以上含有し
、残部Ｆｅ及び不可避元素より成る鋼を１０００〜１３
００℃から急冷し、さらに再加熱しオーステナイト化後
上部ベーナイト組織にする熱処理を施し、またはこれＫ
さらに再加熱温度４５０℃以下の熱処理を施すことを特
徴とする応力腐食割れ抵抗の優れた耐サワー用鋼の製造
法にある。

以下に本発明の詳細な説明する。

最初に本発明法において対象とする銅の成分についてそ
の限定理由を述べる。

先ずＣは０．０２％未満では必要強度を得ることが出来
ず、一方０．５％超では靭性や溶接性が望ましくなくな
る。したがってＣ含有量は０．０２〜０．１５チとした
。

８１は脱酸の為に添加する元素であるが、０．５１超に
なると鋼が脆化する。したがって８１含有量は０．５％
以下とした。

Ｍｎは強度を得るために添加が必要であるが、０．３チ
未満では強度が得られず、３ｅｓ超の添加では焼入性が
上がりすぎ強度が出すぎる。したがってＭｎ含有量は０
．３〜３％とした。

Ｐは偏析し易い元素であり粒界に偏析し粒界割れを起し
易い。そのためＰ含有量上限は０．０１％とした。

ＳはＭｎＳとなり圧延で伸び、サワー環境中で割れの原
因となる。また応力腐食割れにとっても有害であるので
Ｓ含有量上限は０．０１％とした。

Ｎｂは強度、靭性対策として含有せしめるものであり、
また圧延のときの加熱によって微細な炭化物が析出しオ
ーステナイト粒が粗大化するのを防ぐことが出来るので
添加する。上限を１．０９６としたのは１．０チ超では
炭化物の粗大化が起りオーステナイト粒抑制効果がなく
なる。したがってＮｂ添加量は１．０％以下とした。

■も強度、靭性対策上添加する。Ｎｂと同様に炭化物と
して微細に析出させ、圧延中のオーステナイト粒を細粒
化させる。上限を１．０チとしたのは１％超の添加では
Ｎｂと同様にオーステナイト粒抑制効果が失われるので
Ｎｂ添加量は１．０％以下とした。

Ｎｉはサワー環境に於ける腐食抑制のために添加する。

その上限をＯ，Ｓ＊としたのは０．８チ超添加しても、
効果が添加量に見あうだけ向上しないためである。

Ｔｉはサワー環境中で割の原因となるＭｎＳの形成をＴ
ｉＳ形成によって少なくするために添加する。

０．１％超の添加では大きなＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物が
形成されるため鋼の清浄度が低下する。したがって、Ｔ
Ｌ添加量は０．１％以下とした。

しかしながらＴｉ添加のみでは硫化物を全てＴｉＳとす
ることが不可能のためＭｎＳを生じる。本発明の対象と
する鋼においてはさらにＣａ添加を行いＳをＣａＳとし
て圧延により伸延しない硫化物として固定するものであ
る。しかしながら０．０３％超の添加ではＣａＯを生じ
鋼の清浄度が低下する。したがってＣ＆添加量は０．０
３９Ｊ以下とした。

また本発明法の対象となる鋼においてはさらにＭｏ　＋
　Ｃｒ　＊　Ｃｕ　＊及びＢｔ−１種又は２種以上強度
、靭性対策から含有せしめることが出来る。

先ずＭｏは強度、靭性対策上の理由で添加をする。

その機構は固溶強化機構による強度上昇、細粒化による
靭性向上機構によるものである。上限を１％に限定しな
理由は１％超では強化機構が強く働きすぎるので１％以
下の添加量とした。

次にＣｒは強度、靭性対策上の理由で添加をする。

その機構はＭｏと同様である。上限を１％に限定した理
由はＭｏと同様に１％超では強化機構が強く働きすぎる
ので１％以下の添加量とした。またＣｕｔ析出強化元素
であることがら強度を得る目的で添加する。しかしなが
ら０．８５超の添加では鋼をかえって脆化させるためＣ
ｕ添加量ｑ　ｏ、　ｓ％以下とした。

さらにＢ／Ｉｉ特に板厚が厚い場合に強度を得る目的で
添加する。０．０００３％未満では効果がなく、０．０
０８％超ではＢＮの粗大化が起りかえって強度を低下さ
せる。したがってＢの範囲を０．０００３〜０．００８
％とじた。

次に本発明における熱処理条件について述べる。

先ず本発明においては上述した鋼について、１０００〜
１３００℃に加熱したのち、急冷するものであるが、こ
のような温度範囲に加熱する理由は、炭化物窒化物形成
元素の溶体化のためである。

１０００℃未満では炭窒化物の溶体化が不完全であり、
１３００℃超では溶体化には十分であるが冷却に際し鋼
に割れが入る。したがって加熱温度は１０００〜１３０
０℃の温度範囲となる。この温度範囲は圧延終了温度が
この温度範囲に入っているときはそのまま急冷すること
も可能であり、また過言の８５０〜９５０　’ＣＣ変度
圧延温度で圧延したような場合は再加熱を行って上記温
度範囲から急冷しても良い。加熱保持時間は特に定めな
いが、均一に溶体化を行うためにこの温度範囲で３０分
程度が適当である。次にこのような温度に保持したのち
急冷するのは、炭窒化物の微細析出を図るためである。

この場合冷却手段としては特に定めないが、はぼ１０℃
毎秒程度より速い冷却速度を得られるものであれば適才
のいかなる手段でも良いＯ 次にこの鋼を再加熱しオーステナイト化するものである
が、再加熱温度としては当然のことなからオーステナイ
ト化温度まで昇温する必要があり、均一にオーステナイ
トにするために９００〜９５０℃程度、保持時間はほぼ
２０〜３０分が望ましい。

次にこの鋼を上部ベーナイト組織にするのはミクロ硬さ
の均一化を図り、しかも旧オーステナイト粒界が脆化し
易いマルテンサイト組織にしないためでるる。その手段
としては、オーステナイト化温度から％の０℃程度まで
ほぼ５℃毎秒程度の冷却速度で冷却することが有効であ
る。

以上が本発明における基本工種であるがさらに本発明に
おいては、粗大炭窒化物の析出温度以下で熱処理するこ
とにより、微細炭窒化物の析出をさらに起させ応力腐食
割れ抵抗を損わずに強度を得ることもでき、そのため前
記の工程に引き続きさらに再加熱温度４５０　’Ｃ以下
の熱処理を施すことが有効である。この場合、再加熱温
度が４５０９Ｃ超では粗大炭窒化物の析出が起り強度は
得られるが応力腐食割れ抵抗が低下してしまうので問題
がある。

以上のような熱処理を施すことによって本発明により得
られる鋼は応力腐食割れ抵抗の優れた耐サワー用鋼とな
る。なお製鋼、造塊、圧延等の手段については、適度の
鋼について一般的に用いられる工Ｓを適用することが出
来る。

以下に実施例により本発明の効果をさらに具体的に示す
。

（実施例） 第１表にＸ４２へＸ７０クラスのラインノぐイブ用銅の
成分例を示し、第２表に熱延条件、熱処理条件２強度、
靭性、単純浸漬割れ率、応力腐食割れ破断時間を示した
。供試材としては連鋳スラグを用い、板厚１６ｍ仕上げ
圧延を実施した。圧延仕上げ温度については同表中に記
入しな。各種試験方法０条件については次の通りである
。

下降伏点二〇方向のＡＰＩ標準引張試験法により測定し
た。

靭性：Ｃ方向２　ｍ　Ｖノツチシャルピー試片を採取し
、遷移温度を求めた〇 単純浸漬割れ″４＝通宵の浸漬試片（１０ｔｘ２０Ｗｘ
１００Ｌ）をＮＡＣＥ条件、９６時間浸漬し、取り出し
後ＵＳＴによって割れ率を算出した。

応力腐食割れ破断時間二通附の丸棒型０．２５φ−平行
部１　を用い、腐食環境としてはＮＡＣＥ液を用いた。

なお負荷応力は降伏点の０．８５倍である。

第２表に示すように本発明によると、いずれも応力腐食
割れ抵抗の優れた耐サワー用鋼が得られる。

（発明の効果） 以上の実施例からも明らかなように、本発明によれば石
油、がス輸送用として応力腐食割れ抵抗の優れた耐サワ
ー用鋼が製造可能となり　産業上の効果は極めて顕著な
ものがある。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ０．０２〜０．５％、Ｓｉ≦０．５％
   、Ｍｎ０．３〜３．０％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０
   １％、Ｎｂ≦１．０％、Ｖ≦１．０９％、Ｎｉ≦０．８
   ％、Ｔｉ≦０．１％、Ｃａ≦０．０３％を含み、又はこ
   れに加えてさらにＭｏ≦１．０％、Ｃｒ≦１．０％、Ｃ
   ｕ≦０．８５、Ｂ０．０００３〜０．００８％の群より
   選ばれた元素を１種又は２種以上含有し、残部Ｆｅ及び
   不可避不純物よりなる鋼を１０００〜１３００℃から急
   冷し、さらに再加熱しオーステナイト化後、上部ベーナ
   イト組織にする熱処理を施すことを特徴とする応力腐食
   割れ抵抗の優れた耐サワー用鋼の製造法。
2. （２）重量％でＣ０．０２〜０．５％、Ｓｉ≦０．５％
   、Ｍｎ０．３〜３．０％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０
   １％、Ｎｂ≦１．０％、Ｖ≦１．０％、Ｎｉ≦０．８％
   、Ｔｉ≦０．１％、Ｃａ≦０．０３％を含み、又はこれ
   に加えてさらにＭｏ≦１．０％、Ｃｒ≦１．０％、Ｃｕ
   ≦０．８％、Ｂ０．０００３〜０．００８％の群より選
   ばれた元素を１種又は２種以上含有し、残部Ｆｅ及び不
   可避不純物よりなる鋼を１０００〜１３００℃から急冷
   し、さらに再加熱しオーステナイト化後、上部ベーナイ
   ト組織にする熱処理を施し、次いで再加熱温度４５０℃
   以下の熱処理を施すことを特徴とする応力腐食割れ抵抗
   の優れた耐サワー用鋼の製造法。