JPH08260037A - 耐硫化物応力割れ性、靭性および熱間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造法 - Google Patents
耐硫化物応力割れ性、靭性および熱間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造法Info
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- JPH08260037A JPH08260037A JP6460095A JP6460095A JPH08260037A JP H08260037 A JPH08260037 A JP H08260037A JP 6460095 A JP6460095 A JP 6460095A JP 6460095 A JP6460095 A JP 6460095A JP H08260037 A JPH08260037 A JP H08260037A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】熱間加工性、耐硫化物応力割れ性および靭性に
優れるマルテンサイト系ステンレス鋼の製造法。 【構成】wt.%で、C:0.1 〜0.3 、Si:0.01 〜1.0 、Mn:
0.1〜1.0 、P ≦0.02、S≦0.01、Cr:11 〜14、Ni＜0.0
5、N:0.015 〜0.1 を含有し、或いは更にCa，Mg，REM
を１種以上それぞれ0.001 〜0.3%を含み、γval.=13C+1
1.5N-Cr ≧-10.86を満たし残部がＦｅおよび不純物から
なる鋼を熱間加工して室温まで冷却し、880〜1050℃の
温度に加熱して600 〜350 ℃の冷却停止温度まで２℃/s
ec以上で冷却し室温まで空冷した後、Ａｃ1 以下の温度
で焼戻処理することを特徴とする。 【効果】本発明法により、AISI420 などの従来鋼の化学
組成のままで従来鋼よりも優れた靭性、耐硫化物応力割
れ性を有する鋼が得られるという市場ニーズを満たす。
優れるマルテンサイト系ステンレス鋼の製造法。 【構成】wt.%で、C:0.1 〜0.3 、Si:0.01 〜1.0 、Mn:
0.1〜1.0 、P ≦0.02、S≦0.01、Cr:11 〜14、Ni＜0.0
5、N:0.015 〜0.1 を含有し、或いは更にCa，Mg，REM
を１種以上それぞれ0.001 〜0.3%を含み、γval.=13C+1
1.5N-Cr ≧-10.86を満たし残部がＦｅおよび不純物から
なる鋼を熱間加工して室温まで冷却し、880〜1050℃の
温度に加熱して600 〜350 ℃の冷却停止温度まで２℃/s
ec以上で冷却し室温まで空冷した後、Ａｃ1 以下の温度
で焼戻処理することを特徴とする。 【効果】本発明法により、AISI420 などの従来鋼の化学
組成のままで従来鋼よりも優れた靭性、耐硫化物応力割
れ性を有する鋼が得られるという市場ニーズを満たす。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、特に油井管として用い
られる場合にきわめて重要な特性となる耐硫化物応力割
れ（ＳＳＣ；sulfide Stress Cracking ）性ならびに靭
性を有し熱間加工性に優れるマルテンサイト系ステンレ
ス鋼の製造法に関する。
られる場合にきわめて重要な特性となる耐硫化物応力割
れ（ＳＳＣ；sulfide Stress Cracking ）性ならびに靭
性を有し熱間加工性に優れるマルテンサイト系ステンレ
ス鋼の製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＡＩＳＩ type ４２０鋼に代表されるマ
ルテンサイト系ステンレス鋼はＣＯ2環境における耐食
性が優れるためＣＯ2 含有油ガス井開発用の油井管に用
いられている。しかし、Ｈ2 Ｓが存在する環境ではＳＳ
Ｃに対する感受性が高いため、その適用はＣＯ2 環境に
限定され分圧で０．００１atm 以上のＨ2 Ｓを含有する
油ガス井に対する適用は避けられてきた。このようなＨ
2 Ｓ含有環境に対してはより耐ＳＳＣ性に優れた２相ス
テンレス鋼が適用されてきた。
ルテンサイト系ステンレス鋼はＣＯ2環境における耐食
性が優れるためＣＯ2 含有油ガス井開発用の油井管に用
いられている。しかし、Ｈ2 Ｓが存在する環境ではＳＳ
Ｃに対する感受性が高いため、その適用はＣＯ2 環境に
限定され分圧で０．００１atm 以上のＨ2 Ｓを含有する
油ガス井に対する適用は避けられてきた。このようなＨ
2 Ｓ含有環境に対してはより耐ＳＳＣ性に優れた２相ス
テンレス鋼が適用されてきた。
【０００３】しかしながら、２相ステンレス鋼は高価で
あるため、ＣＯ2 耐食性を維持しながら、さらにできる
だけ廉価で且つ耐ＳＳＣ性の高い材料へのニーズが高ま
っている。また、近年の深井戸化に伴い高強度化のニー
ズも高まっており、高強度で耐ＳＳＣ性を有する鋼に対
する期待も非常に高い。さらには、これらの鋼は含ＣＯ
2 油井が多い北海、アラスカなどの寒冷地区での使用が
多いことから、靭性保証が必要とされるケースも増加し
ている。
あるため、ＣＯ2 耐食性を維持しながら、さらにできる
だけ廉価で且つ耐ＳＳＣ性の高い材料へのニーズが高ま
っている。また、近年の深井戸化に伴い高強度化のニー
ズも高まっており、高強度で耐ＳＳＣ性を有する鋼に対
する期待も非常に高い。さらには、これらの鋼は含ＣＯ
2 油井が多い北海、アラスカなどの寒冷地区での使用が
多いことから、靭性保証が必要とされるケースも増加し
ている。
【０００４】従来、このニーズに対応すべくＡＩＳＩ４
２０鋼を改良した鋼がいくつか提案されてきた。例えば
特公昭６１−３３９１号公報においては、ＡＩＳＩ４２
０系の鋼に０．０５〜０．５％（重量％、以下同じ）の
Ｎｉを添加することにより、耐ＣＯ2 腐食特性、耐ＳＳ
Ｃ性を向上させること、ならびに、オーステナイト相
（以下、γ相）を安定化して熱間加工性を向上させるこ
とを狙いとする。一方、特開昭６０−１１６７１９号公
報においては耐ＳＳＣ性を向上させるためにＮｉ＜０．
１％と制限している。また、特開平３−７５３０８号公
報では焼準後の加速冷却により粒界炭化物の析出を抑制
し耐ＳＳＣ性および靭性の向上をはかっている。
２０鋼を改良した鋼がいくつか提案されてきた。例えば
特公昭６１−３３９１号公報においては、ＡＩＳＩ４２
０系の鋼に０．０５〜０．５％（重量％、以下同じ）の
Ｎｉを添加することにより、耐ＣＯ2 腐食特性、耐ＳＳ
Ｃ性を向上させること、ならびに、オーステナイト相
（以下、γ相）を安定化して熱間加工性を向上させるこ
とを狙いとする。一方、特開昭６０−１１６７１９号公
報においては耐ＳＳＣ性を向上させるためにＮｉ＜０．
１％と制限している。また、特開平３−７５３０８号公
報では焼準後の加速冷却により粒界炭化物の析出を抑制
し耐ＳＳＣ性および靭性の向上をはかっている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、実際に
は、Ｈ2 Ｓを含む環境においてはＮｉ含有量が高い程
“毛割れ”あるいは“fissures”と呼ばれる微小割れが
発生しやすくなることが明らかとなっており、特公昭６
１−３３９１号公報が示すＮｉ添加により耐ＳＳＣ性が
向上するような環境は、ほとんどＨ2 Ｓ分圧が０に近い
ような条件にのみ限定されるという問題があった。ま
た、Ｎｉ量を低下させると熱間圧延温度域でγ相安定化
能が低下し、δ−フェライト相（以下、δ相という）が
生成しやすくなるが、その影響についてはこれまでのと
ころ明らかにはされていない。
は、Ｈ2 Ｓを含む環境においてはＮｉ含有量が高い程
“毛割れ”あるいは“fissures”と呼ばれる微小割れが
発生しやすくなることが明らかとなっており、特公昭６
１−３３９１号公報が示すＮｉ添加により耐ＳＳＣ性が
向上するような環境は、ほとんどＨ2 Ｓ分圧が０に近い
ような条件にのみ限定されるという問題があった。ま
た、Ｎｉ量を低下させると熱間圧延温度域でγ相安定化
能が低下し、δ−フェライト相（以下、δ相という）が
生成しやすくなるが、その影響についてはこれまでのと
ころ明らかにはされていない。
【０００６】さらに、特開昭６０−１１６７１９号公報
ではＮｉ量の制限により耐ピッティング性（この場合の
ピッティングは毛割れと表現されるものに近いと思われ
る）が向上すると述べられているが、実施例などによる
とその効果はＮｉ≧０．０５％においてのみ確認されて
おり、Ｎｉ＜０．０５％の範囲における効果については
明らかではない。ここではオーステナイト域への急速加
熱処理が必須となっているが、誘導加熱装置などの大規
模の設備が必要とされるなどの問題があった。
ではＮｉ量の制限により耐ピッティング性（この場合の
ピッティングは毛割れと表現されるものに近いと思われ
る）が向上すると述べられているが、実施例などによる
とその効果はＮｉ≧０．０５％においてのみ確認されて
おり、Ｎｉ＜０．０５％の範囲における効果については
明らかではない。ここではオーステナイト域への急速加
熱処理が必須となっているが、誘導加熱装置などの大規
模の設備が必要とされるなどの問題があった。
【０００７】また、特開平３−７５３０８号公報におい
て、粒界炭化物の析出抑制により耐ＳＳＣ性ならびに靭
性は改善されているが、Ｎｉが高い材料においては微小
割れが発生し、耐ＳＳＣ性は実質的には悪いことが最近
の研究により明らかとなってきた。さらに特開平６−１
９８６１１号公報ではＮｉ＜０．０５％により耐ＳＳＣ
性が向上すると述べられているが、高強度材の耐ＳＳＣ
性は十分でなく、また低温靭性がＮｉ低減により低下す
ることがわかってきた。
て、粒界炭化物の析出抑制により耐ＳＳＣ性ならびに靭
性は改善されているが、Ｎｉが高い材料においては微小
割れが発生し、耐ＳＳＣ性は実質的には悪いことが最近
の研究により明らかとなってきた。さらに特開平６−１
９８６１１号公報ではＮｉ＜０．０５％により耐ＳＳＣ
性が向上すると述べられているが、高強度材の耐ＳＳＣ
性は十分でなく、また低温靭性がＮｉ低減により低下す
ることがわかってきた。
【０００８】本発明は、上記の問題点を解消しようとす
るものであり、油井管として用いられる際に問題となる
ＳＳＣに対する抵抗性ならびに靭性に優れ、かつ良好な
熱間加工性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を提
供することを目的とする。
るものであり、油井管として用いられる際に問題となる
ＳＳＣに対する抵抗性ならびに靭性に優れ、かつ良好な
熱間加工性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を提
供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる目
的を達成すべく研究開発をおこなった結果、type４２０
鋼において耐ＳＳＣ特性を改善するにはサワー環境で微
小割れの発生を抑えれば良いことを知見した。特に、こ
の微小割れ発生の抑制にはＮｉ量の制限が最も有効であ
ることを明らかにした。
的を達成すべく研究開発をおこなった結果、type４２０
鋼において耐ＳＳＣ特性を改善するにはサワー環境で微
小割れの発生を抑えれば良いことを知見した。特に、こ
の微小割れ発生の抑制にはＮｉ量の制限が最も有効であ
ることを明らかにした。
【００１０】図１は耐ＳＳＣ性におよぼすＮｉ量の影響
を示したものである。このときの耐ＳＳＣ性は丸棒引張
試験片を２５℃の５％ＮａＣｌ溶液中に１気圧の１０％
Ｈ2Ｓ＋９０％Ｎ2 ガスを飽和した腐食環境中で単軸引
張応力を加え、７２０時間で破壊が生じない最大初期応
力（σth）と降伏応力（ＹＳ）の比（Ｒｓ値＝σth／Ｙ
Ｓ）により評価した。材料としてはいずれも焼準・焼戻
し処理によりＹＳ〜６０kgf/mm2 程度に調質されたもの
を用いており、Ｒｓ≧０．８であれば優れた特性である
といえる。図よりＮｉ量が０．０５％未満であれば、耐
ＳＳＣ性は良好であることがわかる。
を示したものである。このときの耐ＳＳＣ性は丸棒引張
試験片を２５℃の５％ＮａＣｌ溶液中に１気圧の１０％
Ｈ2Ｓ＋９０％Ｎ2 ガスを飽和した腐食環境中で単軸引
張応力を加え、７２０時間で破壊が生じない最大初期応
力（σth）と降伏応力（ＹＳ）の比（Ｒｓ値＝σth／Ｙ
Ｓ）により評価した。材料としてはいずれも焼準・焼戻
し処理によりＹＳ〜６０kgf/mm2 程度に調質されたもの
を用いており、Ｒｓ≧０．８であれば優れた特性である
といえる。図よりＮｉ量が０．０５％未満であれば、耐
ＳＳＣ性は良好であることがわかる。
【００１１】試験片の破断は微小割れ起因であることか
ら、微小割れの発生頻度はＮｉ量が０．０５％以下にな
ると低下することが明らかである。さらに、試験材はす
べて通常の焼準・焼戻し処理を施したものであることか
ら、Ｎｉ＜０．０５％とすることによりオーステナイト
域への急速加熱を実施することなく耐ＳＳＣ性を向上さ
せることは可能であることがわかった。
ら、微小割れの発生頻度はＮｉ量が０．０５％以下にな
ると低下することが明らかである。さらに、試験材はす
べて通常の焼準・焼戻し処理を施したものであることか
ら、Ｎｉ＜０．０５％とすることによりオーステナイト
域への急速加熱を実施することなく耐ＳＳＣ性を向上さ
せることは可能であることがわかった。
【００１２】また、高強度材ではfissuresの発生を抑え
てもＳＳＣの発生が問題となる場合がある。このとき、
ＳＳＣは結晶粒界に沿って発生しやすいことを明らかと
し、特に結晶粒界に沿って炭化物が棒状に析出している
場合に耐ＳＳＣ性は低下するという知見を得た。また、
この棒状の粒界炭化物の析出は焼準時の冷却速度に依存
することを明らかとした。図２にtype４２０鋼を９８０
℃でオーステナイト化した場合の連続冷却曲線を示す。
この結果より、焼準時の冷却速度が２℃/sec以上であれ
ば粒界炭化物の析出の抑制が可能であることが明らかで
ある。
てもＳＳＣの発生が問題となる場合がある。このとき、
ＳＳＣは結晶粒界に沿って発生しやすいことを明らかと
し、特に結晶粒界に沿って炭化物が棒状に析出している
場合に耐ＳＳＣ性は低下するという知見を得た。また、
この棒状の粒界炭化物の析出は焼準時の冷却速度に依存
することを明らかとした。図２にtype４２０鋼を９８０
℃でオーステナイト化した場合の連続冷却曲線を示す。
この結果より、焼準時の冷却速度が２℃/sec以上であれ
ば粒界炭化物の析出の抑制が可能であることが明らかで
ある。
【００１３】さらには、この棒状の粒界炭化物の析出を
抑制することにより靭性が向上することを見出した。特
にＮｉ低減による靭性の低下を、粒界炭化物抑制により
補うことが可能となることがわかった。
抑制することにより靭性が向上することを見出した。特
にＮｉ低減による靭性の低下を、粒界炭化物抑制により
補うことが可能となることがわかった。
【００１４】また、type４２０を含むマルテンサイト系
ステンレス鋼において、十分な熱間加工性を確保し継目
無鋼管圧延のように過酷な熱間圧延工程においても割れ
やきずなどの欠陥が発生することなく製造可能とするた
めには、熱間加工時の組織がδ相を含まずγ単相である
必要があることを知見した。type４２０鋼の化学組成に
おいて、相生成におよぼす添加元素として影響力の強い
ものとしては、Ｃ，Ｎ，Ｃｒ，Ｎｉがある。これらのう
ち、耐ＳＳＣ性の観点からＮｉ添加量を抑える必要があ
るので、Ｎｉfree成分系でＣ，Ｎ，Ｃｒの添加量を変化
させた材料を用いて状態図を作製し、熱間加工温度域に
おける相を調べたところ、図３のように整理された。図
より、熱間加工温度域にてδ相の生成を抑え、γ単相と
するには、γval.＝13Ｃ＋11.5Ｎ−Ｃｒ≧−10.86(各元
素記号は、重量％）を満足する必要があることは明らか
である。したがって、本マルテンサイト系ステンレス鋼
において、継目無鋼管圧延用素材を選択する際には本式
を満足する成分系とする必要がある。
ステンレス鋼において、十分な熱間加工性を確保し継目
無鋼管圧延のように過酷な熱間圧延工程においても割れ
やきずなどの欠陥が発生することなく製造可能とするた
めには、熱間加工時の組織がδ相を含まずγ単相である
必要があることを知見した。type４２０鋼の化学組成に
おいて、相生成におよぼす添加元素として影響力の強い
ものとしては、Ｃ，Ｎ，Ｃｒ，Ｎｉがある。これらのう
ち、耐ＳＳＣ性の観点からＮｉ添加量を抑える必要があ
るので、Ｎｉfree成分系でＣ，Ｎ，Ｃｒの添加量を変化
させた材料を用いて状態図を作製し、熱間加工温度域に
おける相を調べたところ、図３のように整理された。図
より、熱間加工温度域にてδ相の生成を抑え、γ単相と
するには、γval.＝13Ｃ＋11.5Ｎ−Ｃｒ≧−10.86(各元
素記号は、重量％）を満足する必要があることは明らか
である。したがって、本マルテンサイト系ステンレス鋼
において、継目無鋼管圧延用素材を選択する際には本式
を満足する成分系とする必要がある。
【００１５】本発明はこれらの知見に基づくものであ
り、その要旨は以下に示す通りである。すなわち重量％
で、Ｃ ：０．１〜０．３％、 Ｓｉ：０．０１
〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｐ ≦
０．０２％、Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：
１１〜１４％、Ｎｉ＜０．０５％、 Ｎ
：０．０１５〜０．１％を含み、さらに必要に応じて
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種若しくは２種以上を夫々０．
００１〜０．３％を含有し、γval.＝（13Ｃ＋11.5Ｎ−
Ｃｒ）≧−10.86(各元素記号は重量％）を満足し残部が
鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱間加工して室温
まで冷却し、８８０〜１０５０℃に加熱して２℃/sec以
上の冷却速度で６００〜３５０℃の間の冷却停止温度ま
で冷却した後室温まで空冷以上の速度で冷却し、しかる
後Ａｃ1 以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする
耐硫化物応力割れ性、靭性および熱間加工性に優れたマ
ルテンサイト系ステンレス鋼の製造法である。
り、その要旨は以下に示す通りである。すなわち重量％
で、Ｃ ：０．１〜０．３％、 Ｓｉ：０．０１
〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｐ ≦
０．０２％、Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：
１１〜１４％、Ｎｉ＜０．０５％、 Ｎ
：０．０１５〜０．１％を含み、さらに必要に応じて
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種若しくは２種以上を夫々０．
００１〜０．３％を含有し、γval.＝（13Ｃ＋11.5Ｎ−
Ｃｒ）≧−10.86(各元素記号は重量％）を満足し残部が
鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱間加工して室温
まで冷却し、８８０〜１０５０℃に加熱して２℃/sec以
上の冷却速度で６００〜３５０℃の間の冷却停止温度ま
で冷却した後室温まで空冷以上の速度で冷却し、しかる
後Ａｃ1 以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする
耐硫化物応力割れ性、靭性および熱間加工性に優れたマ
ルテンサイト系ステンレス鋼の製造法である。
【００１６】以下、本発明について詳細に説明する。先
ず、成分限定理由について述べる。 Ｃ：Ｃは強力なオーステナイト安定化元素であり、０．
１％未満となれば熱間加工時にδ相が析出し表面疵が発
生しやすくなる。一方、０．３％を超えると、熱処理時
にＣｒ炭化物が多量に析出し耐食性に有効な固溶Ｃｒ量
が低下する。この観点から、０．１〜０．３ｗｔ．％に
限定することにした。
ず、成分限定理由について述べる。 Ｃ：Ｃは強力なオーステナイト安定化元素であり、０．
１％未満となれば熱間加工時にδ相が析出し表面疵が発
生しやすくなる。一方、０．３％を超えると、熱処理時
にＣｒ炭化物が多量に析出し耐食性に有効な固溶Ｃｒ量
が低下する。この観点から、０．１〜０．３ｗｔ．％に
限定することにした。
【００１７】Ｓｉ：Ｓｉは製鋼時の脱酸剤が残存したも
のであり、０．０１％未満の添加ではその効果は不充分
であるためにこれを下限とした。また、強力なフェライ
ト安定化元素であり、１％を超えて添加すると熱間加工
性に有害なδ相を生成するためにその上限を１％とし
た。 Ｍｎ：ＭｎはＳｉ同様製鋼用の脱酸剤が残存したもので
あると共に熱間加工性に悪影響をもたらすＳを固定する
効果があり、０．１％以上の添加が必要である。一方、
１．０％を超えて添加すると耐ＳＳＣ性に有害である。
したがって、０．１〜１．０％を最適範囲とした。
のであり、０．０１％未満の添加ではその効果は不充分
であるためにこれを下限とした。また、強力なフェライ
ト安定化元素であり、１％を超えて添加すると熱間加工
性に有害なδ相を生成するためにその上限を１％とし
た。 Ｍｎ：ＭｎはＳｉ同様製鋼用の脱酸剤が残存したもので
あると共に熱間加工性に悪影響をもたらすＳを固定する
効果があり、０．１％以上の添加が必要である。一方、
１．０％を超えて添加すると耐ＳＳＣ性に有害である。
したがって、０．１〜１．０％を最適範囲とした。
【００１８】Ｐ：Ｐはあえて添加する元素ではなく、熱
間加工性に悪影響をもたらすうえ耐ＳＳＣ性にも悪影響
を及ぼすため可及的に低レベルが望ましい。ただし、
０．０２％以下の含有は実用上問題ないレベルであるこ
とからその上限を０．０２％とした。 Ｓ：Ｓはあえて添加する元素ではなく、熱間加工性およ
び耐食性に悪影響をもたらすため可及的に低レベルが望
ましい。しかしながら、０．０１％以下ではこの影響は
無視し得るほど小さいので実用的には０．０１％を上限
とすることにする。
間加工性に悪影響をもたらすうえ耐ＳＳＣ性にも悪影響
を及ぼすため可及的に低レベルが望ましい。ただし、
０．０２％以下の含有は実用上問題ないレベルであるこ
とからその上限を０．０２％とした。 Ｓ：Ｓはあえて添加する元素ではなく、熱間加工性およ
び耐食性に悪影響をもたらすため可及的に低レベルが望
ましい。しかしながら、０．０１％以下ではこの影響は
無視し得るほど小さいので実用的には０．０１％を上限
とすることにする。
【００１９】Ｃｒ：Ｃｒは耐食性に必須の元素である
が、１１％以下の添加ではその効果は小さい。また、強
力なフェライト安定化元素であり、１４％を超えて添加
するとδ相が生成し熱間加工性を低下させる。この観点
から、１１〜１４％を適正範囲とした。 Ｎｉ：Ｎｉは本鋼においてはあえて添加する元素ではな
い。０．０５％を超えて含有すると、先に述べたように
サワー環境において微小な割れを形成しやすくなり、耐
ＳＳＣ性が低下する。従って、その上限を０．０５％未
満とした。
が、１１％以下の添加ではその効果は小さい。また、強
力なフェライト安定化元素であり、１４％を超えて添加
するとδ相が生成し熱間加工性を低下させる。この観点
から、１１〜１４％を適正範囲とした。 Ｎｉ：Ｎｉは本鋼においてはあえて添加する元素ではな
い。０．０５％を超えて含有すると、先に述べたように
サワー環境において微小な割れを形成しやすくなり、耐
ＳＳＣ性が低下する。従って、その上限を０．０５％未
満とした。
【００２０】Ｎ：ＮはＮｉと同様に熱間加工時にδ相の
生成を抑制し熱間加工時による疵の発生を軽減すると共
にＣＯ2 環境での全面腐食の抑制に有効な元素である。
その効果は０．０１％未満の添加では十分ではない。ま
た、０．１％を超えて含有されると内部気泡などの鋳造
欠陥を生じやすくなり、熱間加工性を著しく低下させる
ことがある。従って、Ｎの適正添加範囲は０．０１〜
０．１％とした。
生成を抑制し熱間加工時による疵の発生を軽減すると共
にＣＯ2 環境での全面腐食の抑制に有効な元素である。
その効果は０．０１％未満の添加では十分ではない。ま
た、０．１％を超えて含有されると内部気泡などの鋳造
欠陥を生じやすくなり、熱間加工性を著しく低下させる
ことがある。従って、Ｎの適正添加範囲は０．０１〜
０．１％とした。
【００２１】以上に述べた成分条件を満足し、かつγva
l.＝（13Ｃ＋11.5Ｎ−Ｃｒ）≧−10.86(各元素記号は重
量％）を満足する鋼は十分な熱間加工性を有するが、さ
らに優れた加工性を有する必要がある場合には、これに
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭを添加すればよい。Ｃａ，Ｍｇ，Ｒ
ＥＭはいずれもＳによる熱間加工性低下を抑制するもの
であり、０．００１％未満ではその効果は発揮されず
０．３％を超えて添加しても効果は飽和するため、それ
ぞれ０．００１〜０．３％を適正添加範囲とした。
l.＝（13Ｃ＋11.5Ｎ−Ｃｒ）≧−10.86(各元素記号は重
量％）を満足する鋼は十分な熱間加工性を有するが、さ
らに優れた加工性を有する必要がある場合には、これに
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭを添加すればよい。Ｃａ，Ｍｇ，Ｒ
ＥＭはいずれもＳによる熱間加工性低下を抑制するもの
であり、０．００１％未満ではその効果は発揮されず
０．３％を超えて添加しても効果は飽和するため、それ
ぞれ０．００１〜０．３％を適正添加範囲とした。
【００２２】次に、熱処理条件の限定理由について述べ
る。まず、上記の鋼を溶製し、これに継目無鋼管圧延な
どの熱間加工を施した後に、焼準処理を施す。このとき
の加熱温度は、Ｃｒ含有ステンレス鋼のオーステナイト
相安定温度域において、炭化物が完全に固溶せず結晶粒
の粗大化が生じない温度を上限とし、また炭化物が凝集
し粗大化しない温度を下限とした。すなわち、１０５０
℃を超えた温度に加熱すると炭化物が完全に固溶するた
めに、冷却時にＣｒ炭化物などが粒界に多量に析出し、
耐食性および耐ＳＳＣ性が著しく劣化する。また、８８
０℃未満の低い温度に加熱した場合には、粗大なＣｒ炭
化物が結晶粒内に大量に残存するために腐食速度が増加
する。したがって、焼準処理の加熱温度は８８０〜１０
５０℃とした。
る。まず、上記の鋼を溶製し、これに継目無鋼管圧延な
どの熱間加工を施した後に、焼準処理を施す。このとき
の加熱温度は、Ｃｒ含有ステンレス鋼のオーステナイト
相安定温度域において、炭化物が完全に固溶せず結晶粒
の粗大化が生じない温度を上限とし、また炭化物が凝集
し粗大化しない温度を下限とした。すなわち、１０５０
℃を超えた温度に加熱すると炭化物が完全に固溶するた
めに、冷却時にＣｒ炭化物などが粒界に多量に析出し、
耐食性および耐ＳＳＣ性が著しく劣化する。また、８８
０℃未満の低い温度に加熱した場合には、粗大なＣｒ炭
化物が結晶粒内に大量に残存するために腐食速度が増加
する。したがって、焼準処理の加熱温度は８８０〜１０
５０℃とした。
【００２３】この焼準処理時の冷却速度が遅いと粒界に
炭化物が板状に析出し、耐ＳＳＣ性および靭性が著しく
低下するため、冷却速度を速くする必要がある。その条
件は図２で示したように粒界炭化物の析出ノーズを切ら
ない２℃/sec以上、好ましくは１５℃/sec以上としなけ
ればならない。また、冷却停止温度は粒界炭化物析出温
度以下である６００℃以下であり、また、マルテンサイ
ト変態点である３５０℃以上である必要がある。このよ
うな温度範囲まで加速冷却した後は空冷温度の速度で冷
却すれば、マルテンサイト変態に伴う焼割れを防止する
ことが可能となる。
炭化物が板状に析出し、耐ＳＳＣ性および靭性が著しく
低下するため、冷却速度を速くする必要がある。その条
件は図２で示したように粒界炭化物の析出ノーズを切ら
ない２℃/sec以上、好ましくは１５℃/sec以上としなけ
ればならない。また、冷却停止温度は粒界炭化物析出温
度以下である６００℃以下であり、また、マルテンサイ
ト変態点である３５０℃以上である必要がある。このよ
うな温度範囲まで加速冷却した後は空冷温度の速度で冷
却すれば、マルテンサイト変態に伴う焼割れを防止する
ことが可能となる。
【００２４】こうして室温まで冷却するとマルテンサイ
ト変態が生じて、マルテンサイト単相組織となる。この
マルテンサイト組織中の残留応力を回復により消滅さ
せ、過飽和炭素原子を炭化物として析出させることによ
って、靭性・延性を高め、所望の強度を得るために焼戻
し処理を施す。このとき、Ａｃ1 変態点以上の温度に加
熱するとマルテンサイトからオーステナイトへの逆変態
が生じて耐ＳＳＣ特性が著しく低下するために、焼戻し
処理はＡｃ1 変態点以上の温度にて行う。以上のような
本発明法により製造したマルテンサイト系ステンレス鋼
は良好な熱間加工性および従来鋼よりも優れた耐ＳＳＣ
性、靭性を有する。
ト変態が生じて、マルテンサイト単相組織となる。この
マルテンサイト組織中の残留応力を回復により消滅さ
せ、過飽和炭素原子を炭化物として析出させることによ
って、靭性・延性を高め、所望の強度を得るために焼戻
し処理を施す。このとき、Ａｃ1 変態点以上の温度に加
熱するとマルテンサイトからオーステナイトへの逆変態
が生じて耐ＳＳＣ特性が著しく低下するために、焼戻し
処理はＡｃ1 変態点以上の温度にて行う。以上のような
本発明法により製造したマルテンサイト系ステンレス鋼
は良好な熱間加工性および従来鋼よりも優れた耐ＳＳＣ
性、靭性を有する。
【００２５】
【実施例】本発明を実施例に基づいてさらに説明する。
表１に示す化学成分（ｗｔ．％）の鋼を通常の溶製工程
にて鋳造した後、熱間圧延により鋼管を製造し、加熱処
理と焼戻し処理を施したものを用いて、強度、耐ＣＯ2
腐食特性、耐ＳＳＣ特性を調査した。熱間加工時の表面
割れの発生有無、熱処理条件と焼準時の冷却速度および
冷却停止温度、ならびに材質特性を表２に示す。靭性は
２mmＶノッチを入れた試験片を用いた時の−２０℃にお
けるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（ｖＥ-20 ；
Ｊ）により評価した。耐ＣＯ2 腐食性は４０気圧のＣＯ
2 と平衡した１２０℃の人工海水中での腐食速度（Ｃ．
Ｒ．；mm／ｙ）で評価した。腐食速度が０．１mm／ｙ以
下であれば耐食性を有するといえる。耐ＳＳＣ性は丸棒
引張試験片を２５℃の５％ＮａＣｌ溶液中に１気圧の１
０％Ｈ2 Ｓ＋９０％Ｎ2 ガスを飽和した腐食環境中で単
軸引張応力を加え、７２０時間で破壊が生じない最大初
期応力（σth）と降伏応力（ＹＳ）の比（Ｒｓ値＝σth
／ＹＳ）を求めた。Ｒｓ≧０．８であれば優れた特性で
あると評価できる。
表１に示す化学成分（ｗｔ．％）の鋼を通常の溶製工程
にて鋳造した後、熱間圧延により鋼管を製造し、加熱処
理と焼戻し処理を施したものを用いて、強度、耐ＣＯ2
腐食特性、耐ＳＳＣ特性を調査した。熱間加工時の表面
割れの発生有無、熱処理条件と焼準時の冷却速度および
冷却停止温度、ならびに材質特性を表２に示す。靭性は
２mmＶノッチを入れた試験片を用いた時の−２０℃にお
けるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（ｖＥ-20 ；
Ｊ）により評価した。耐ＣＯ2 腐食性は４０気圧のＣＯ
2 と平衡した１２０℃の人工海水中での腐食速度（Ｃ．
Ｒ．；mm／ｙ）で評価した。腐食速度が０．１mm／ｙ以
下であれば耐食性を有するといえる。耐ＳＳＣ性は丸棒
引張試験片を２５℃の５％ＮａＣｌ溶液中に１気圧の１
０％Ｈ2 Ｓ＋９０％Ｎ2 ガスを飽和した腐食環境中で単
軸引張応力を加え、７２０時間で破壊が生じない最大初
期応力（σth）と降伏応力（ＹＳ）の比（Ｒｓ値＝σth
／ＹＳ）を求めた。Ｒｓ≧０．８であれば優れた特性で
あると評価できる。
【００２６】表２の結果より、本発明法により製造され
た鋼においては熱間加工時に割れは発生せず、良好な耐
ＣＯ2 腐食性、耐ＳＳＣ性、靭性を示すのに対し、本発
明の範囲からはずれた比較法では何れかの特性が劣って
いることが明らかである。
た鋼においては熱間加工時に割れは発生せず、良好な耐
ＣＯ2 腐食性、耐ＳＳＣ性、靭性を示すのに対し、本発
明の範囲からはずれた比較法では何れかの特性が劣って
いることが明らかである。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【発明の効果】以上のように、本発明によって耐ＳＳＣ
性、靭性が従来のtype４２０鋼よりも優れており、良好
な熱間加工性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を
得ることができる。
性、靭性が従来のtype４２０鋼よりも優れており、良好
な熱間加工性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を
得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】耐ＳＳＣ特性におよぼすＮｉ含有量の影響を示
す図。
す図。
【図２】type４２０鋼における連続冷却曲線を示す図。
【図３】熱間加工温度域（９００〜１２５０℃）におけ
る相におよぼすＣ，Ｎ，Ｃｒ量の影響を示す図。
る相におよぼすＣ，Ｎ，Ｃｒ量の影響を示す図。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１〜０．３％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｐ ≦０．０２％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１４％、 Ｎｉ＜０．０５％、 Ｎ ：０．０１５〜０．１％を含み、 γval.＝（13Ｃ＋11.5Ｎ−Ｃｒ）≧−10.86(各元素記号
は重量％） を満足し残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱
間加工して室温まで冷却し、８８０〜１０５０℃に加熱
して２℃/sec以上の冷却速度で６００〜３５０℃の間の
冷却停止温度まで冷却した後室温まで空冷以上の速度で
冷却し、しかる後、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼戻し処
理することを特徴とする耐硫化物応力割れ性、靭性およ
び熱間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の
製造法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．１〜０．３％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｐ ≦０．０２％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ｃｒ：１１〜１４％、 Ｎｉ＜０．０５％、 Ｎ ：０．０１５〜０．１％を含み、さらにＣａ，Ｍ
ｇ，ＲＥＭの１種若しくは２種以上夫々０．００１〜
０．３％を含有し、 γval.＝（13Ｃ＋11.5Ｎ−Ｃｒ）≧−10.86(各元素記号
は重量％） を満足し残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱
間加工して室温まで冷却し、８８０〜１０５０℃に加熱
して２℃/sec以上の冷却速度で６００〜３５０℃の間の
冷却停止温度まで冷却して室温まで空冷以上の速度で冷
却し、しかる後、Ａｃ1 変態点以下の温度で焼戻し処理
することを特徴とする耐硫化物応力割れ性、靭性および
熱間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6460095A JPH08260037A (ja) | 1995-03-23 | 1995-03-23 | 耐硫化物応力割れ性、靭性および熱間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6460095A JPH08260037A (ja) | 1995-03-23 | 1995-03-23 | 耐硫化物応力割れ性、靭性および熱間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08260037A true JPH08260037A (ja) | 1996-10-08 |
Family
ID=13262920
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6460095A Withdrawn JPH08260037A (ja) | 1995-03-23 | 1995-03-23 | 耐硫化物応力割れ性、靭性および熱間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08260037A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1052304A1 (de) * | 1999-05-10 | 2000-11-15 | Böhler Edelstahl GmbH & Co KG | Martensitischer korrosionsbeständiger Chromstahl |
| JP2012077667A (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-19 | Hitachi Ltd | 蒸気タービン用ロータシャフトとそれを用いた蒸気タービン及び蒸気タービン発電プラント |
-
1995
- 1995-03-23 JP JP6460095A patent/JPH08260037A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1052304A1 (de) * | 1999-05-10 | 2000-11-15 | Böhler Edelstahl GmbH & Co KG | Martensitischer korrosionsbeständiger Chromstahl |
| JP2012077667A (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-19 | Hitachi Ltd | 蒸気タービン用ロータシャフトとそれを用いた蒸気タービン及び蒸気タービン発電プラント |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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