JP5170351B1 - 二相ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≧65 (1)
式(1)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
【選択図】図3
Description
Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≧65 (1)
式(1)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≧65 (1)
式(1)中の各元素記号には、対応する元素の質量%が代入される。
本実施の形態による二相ステンレス鋼は、以下の化学組成を有する。
炭素(C)は、窒素(N)と同様に、鋼中のオーステナイト相を安定化する。一方、C含有量が高すぎれば、粗大な炭化物が析出しやすくなり、鋼の耐食性、特に耐SCC性が低下する。したがって、C含有量は0.03%以下である。好ましいC含有量の上限は0.03%未満であり、さらに好ましくは0.02%であり、さらに好ましくは0.02%未満である。
シリコン(Si)は、二相ステンレス同士を溶接する場合に、溶接金属の流動性を確保する。そのため、溶接欠陥の発生が抑制される。一方、Si含有量が高すぎれば、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0.2〜1%である。好ましいSi含有量の下限は、0.2%よりも高く、さらに好ましくは0.35%であり、さらに好ましくは、0.40%である。好ましいSi含有量の上限は、1%未満であり、さらに好ましくは0.80%であり、さらに好ましくは0.65%である。
マンガン(Mn)は、鋼に対するNの溶解度を高める。そのため、Mnは、シグマ相の析出を抑制しつつ、鋼の強度を高める。一方、Mn含有量が高すぎれば、鋼の耐食性(耐SSC性及び耐SCC性)が低下する。したがって、Mn含有量は、5.0%よりも高く10%以下である。好ましいMn含有量の下限は、5.5%であり、さらに好ましくは6.0%よりも高い。好ましいMn含有量の上限は、10%未満である。
燐(P)は不純物である。Pは鋼の耐食性及び靭性を低下する。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。好ましいP含有量は0.040%未満であり、さらに好ましくは0.030%以下であり、さらに好ましくは0.020%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する。Sはさらに、硫化物を形成し、孔食の発生起点となる。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。好ましいS含有量は0.010%未満であり、さらに好ましくは0.007%以下であり、さらに好ましくは0.002%以下である。
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、本実施形態のようにMn含有量が5.0%よりも高い場合、Niは高温塩化物環境における鋼の腐食皮膜を安定化する。一方、Ni含有量が高すぎれば、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4.5〜8%である。好ましいNi含有量の下限は4.5%よりも高く、さらに好ましくは5%よりも高い。好ましいNi含有量の上限は8%未満であり、さらに好ましくは7%であり、さらに好ましくは6.5%である。
アルミニウム(Al)は鋼を脱酸する。一方、Al含有量が高すぎれば、鋼中のNと結合してAlNを形成し、鋼の耐食性及び靭性を低下する。したがって、Al含有量は0.040%以下である。好ましいAl含有量の下限は0.005%である。好ましいAl含有量の上限は0.040%未満であり、さらに好ましくは0.030%であり、さらに好ましくは0.020%である。本実施形態において、Al含有量は、酸可溶Alの含有量(Sol.Al)である。
窒素(N)は強いオーステナイトフォーマであり、二相ステンレス鋼の熱的安定性、強度及び耐食性(特に耐孔食性)を高める。一方、N含有量が高すぎれば、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生成し、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、N含有量は0.2%よりも高く0.4%以下である。好ましいN含有量の上限は0.4%未満であり、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。
クロム(Cr)は鋼の耐食性、特に塩化物環境における耐SCC性を高める。一方、Cr含有量が高すぎれば、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を低下する。したがって、Cr含有量は24〜29%である。好ましいCr含有量の下限は24%よりも高く、さらに好ましくは24.5%であり、さらに好ましくは25%である。好ましいCr含有量の上限は29%未満である。
モリブデン(Mo)は、鋼の耐SSC性及び耐SCC性を高め、特に耐SSC性を高める。一方、Mo含有量が高すぎれば、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0.5〜1.5%未満である。好ましいMo含有量の下限は0.5%よりも高く、さらに好ましくは0.7%であり、さらに好ましくは0.8%である。好ましいMo含有量の上限は1.4%であり、さらに好ましくは1.2%である。
銅(Cu)は高温の塩化物環境において不動態皮膜を強化し、鋼の耐SCC性を高める。Cuはさらに、フェライト相及びオーステナイト相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はシグマ相の核が生成するサイトになる。析出したCuは、本来のシグマ相の核生成サイトであるフェライト相及びオーステナイト相の境界と競合する。その結果、フェライト相及びオーステナイト相の境界でのシグマ相の析出が抑制される。Cuはさらに、鋼の強度を高める。一方、Cu含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Cu含有量は1.5〜3.5%である。好ましいCu含有量の下限は1.5%よりも高く、さらに好ましくは2.0%である。好ましいCu含有量の上限は3.5%未満であり、さらに好ましくは3.0%である。
タングステン(W)は、鋼の耐SSC性及び耐SCC性を高める。一方、W含有量が高すぎれば、その効果は飽和し、製造コストも上がる。したがって、W含有量は0.05〜0.2%である。好ましいW含有量の下限は0.05%よりも高い。好ましいW含有量の上限は0.2%未満であり、さらに好ましくは0.15%である。
バナジウム(V)は選択元素である。Vは鋼の耐食性を高め、特に、酸性環境における鋼の耐食性を高める。Vが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、V含有量が高すぎれば、鋼中のフェライト相の割合が過度に増大し、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、V含有量は1.5%以下である。好ましいV含有量の下限は0.05%である。
Mg:0.02%以下
B:0.02%以下
カルシウム(Ca)、マグネシウム(Mg)及びボロン(B)はいずれも選択元素である。Ca、Mg及びBはいずれも、鋼の熱間加工性を高める。たとえば、傾斜圧延法により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。このような場合、Ca、Mg及びBの1種以上が含有されれば、鋼の熱間加工性が高まる。これらの元素が少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、これらの元素の1種以上の含有量が高すぎれば、鋼中の酸化物、硫化物及び金属間化合物が増加する。酸化物、硫化物及び金属間化合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、Ca含有量は0.02%以下であり、Mg含有量は0.02%以下であり、B含有量は0.02%以下である。
本実施形態による二相ステンレス鋼の化学組成はさらに、式(1)を満たす。
Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≧65 (1)
式(1)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
本実施形態による二相ステンレス鋼の降伏強度は、550MPa以上である。ここで、降伏強度は0.2%耐力で定義される。本実施形態による二相ステンレス鋼では、強度を高める元素であるMo含有量及びW含有量を抑える代わりに、同じく強度を高める元素であるMnを5.0%よりも多く含有する。そのため、550MPa以上の高強度が得られる。
本実施の形態による二相ステンレス鋼の製造方法を説明する。初めに、上述の化学組成を有し、式(1)を満たす二相ステンレス鋼を溶製する。二相ステンレス鋼は、電気炉により溶製されてもよいし、Ar−O2混合ガス底吹き脱炭炉(AOD炉)により溶製されてもよい。二相ステンレス鋼はまた、真空脱炭炉(VOD炉)により溶製されてもよい。溶製された二相ステンレス鋼は、造塊法によりインゴットに製造されてもよいし、連続鋳造法により鋳片(スラブ、ブルーム又はビレット)に製造されてもよい。
表1に示す化学組成を有するマークA〜K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。各インゴットの質量は150kgであった。
各マーク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(MPa)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、各マークの供試鋼板のシグマ相感受性を評価した。供試鋼板を900℃で10分間均熱した。均熱後の供試鋼板から、供試鋼板の圧延方向と垂直な表面(以下、観察面という)を有する試験片を採取した。採取された試験片の観察面を鏡面研磨及びエッチングした。
表2に試験結果を示す。
マークC、D、I及びJの供試鋼板から、図4A及び図4Bに示す4枚の板材10を作製した。図4Aは、板材10の平面図であり、図4Bは、板材10の正面図である。図4A及び図4Bにおいて、「mm」が付属した数値は、寸法(単位はmm)を示す。
各試験番号の溶接継手20を、その溶接部30の長手方向及び表面21に垂直な方向に切断した。切断後、溶接継手20の断面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングした後、500倍の光学顕微鏡を用いて、エッチングされた断面のうち、溶接部近傍部分である溶接熱影響部(HAZ)を4視野選択し、各視野において画像解析した。画像解析に利用された各視野の面積は約40000μm2であった。画像解析により、各視野(HAZ)内のシグマ相の面積率(%)を求めた。4つの視野で得られた面積率(%)の平均を、その試験番号のHAZ内のシグマ相の面積率(%)と定義した。シグマ相の面積率が1%以上である場合、シグマ相が析出したと判断した。シグマ相の面積率が1%未満である場合、シグマ相が析出していないと判断した。
表4に試験結果を示す。
表5に示す化学組成を有するマークA〜L、M〜Z、AA〜AC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。各インゴットの質量は150kgであった。
各マークの供試鋼板から4点曲げ試験片(以下、単に試験片という)を採取した。試験片の長さは75mmであり、幅は10mmであり、厚さは2mmであった。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。試験片に4点曲げによるたわみを付加した。ASTM G39に準拠して、試験片に与えられる応力が各試験片の0.2%耐力と等しくなるように、各試験片のたわみ量を決定した。
各マークの供試鋼板から、SCC試験の場合と同様の4点曲げ試験片を採取した。各試験片に、SCC試験の場合と同様の条件で、4点曲げによるたわみを付与した。
表6に試験結果を示す。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0.03%以下、
Si:0.2〜1%、
Mn:5.0%よりも高く10%以下、
P:0.040%以下、
S:0.010%以下、
Ni:4.5〜8%、
sol.Al:0.040%以下、
N:0.2%よりも高く0.4%以下、
Cr:24〜29%、
Mo:0.5〜1.5%未満、
Cu:1.5〜3.5%、及び、
W:0.05〜0.2%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、
式(1)を満たす、二相ステンレス鋼。
Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≧65 (1)
式(1)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。 - 請求項1に記載の二相ステンレス鋼であってさらに、
Feの一部に代えて、V:1.5%以下を含有する、二相ステンレス鋼。 - 請求項1又は請求項2に記載の二相ステンレス鋼であってさらに、
Feの一部に代えて、
Ca:0.02%以下、
Mg:0.02%以下、及び、
B:0.02%以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有する、二相ステンレス鋼。
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