JPH108197A - 部分加熱部の耐食性に優れた鋼板及びその製造方法 - Google Patents
部分加熱部の耐食性に優れた鋼板及びその製造方法Info
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- JPH108197A JPH108197A JP18680596A JP18680596A JPH108197A JP H108197 A JPH108197 A JP H108197A JP 18680596 A JP18680596 A JP 18680596A JP 18680596 A JP18680596 A JP 18680596A JP H108197 A JPH108197 A JP H108197A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】極低炭素化を行うことなく、しかも焼戻し熱処
理を行うことなく、溶接等の部分加熱処理を行ったまま
で、加熱部に十分な耐食性を備えることができ、母材部
の耐食性にも優れた鋼板及びその製造方法を提供する 【解決手段】 本発明の鋼板は、重量％でＣ ：０．３
０％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｓ ：０．０１６
％未満、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．６[Cu]〜
１．０[Cu]％、Ｎ ：０．００３〜０．０１０％、Ｔ
ｉ：（48[N]/14＋48[S]/32 ）超〜（48[N]/14＋48[S]/3
2 ＋０．２）％未満を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなり、フェライト及びベイナイトを主体とする組
織を有する。また、本発明の製造方法は、上記成分を有
する鋼片を仕上げ温度９５０℃〜Ａr3点で熱間圧延し、
７００〜６００℃における滞在時間が５秒以下で冷却
し、５５０〜４５０℃で巻取る。
理を行うことなく、溶接等の部分加熱処理を行ったまま
で、加熱部に十分な耐食性を備えることができ、母材部
の耐食性にも優れた鋼板及びその製造方法を提供する 【解決手段】 本発明の鋼板は、重量％でＣ ：０．３
０％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｓ ：０．０１６
％未満、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．６[Cu]〜
１．０[Cu]％、Ｎ ：０．００３〜０．０１０％、Ｔ
ｉ：（48[N]/14＋48[S]/32 ）超〜（48[N]/14＋48[S]/3
2 ＋０．２）％未満を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなり、フェライト及びベイナイトを主体とする組
織を有する。また、本発明の製造方法は、上記成分を有
する鋼片を仕上げ温度９５０℃〜Ａr3点で熱間圧延し、
７００〜６００℃における滞在時間が５秒以下で冷却
し、５５０〜４５０℃で巻取る。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は溶接部などの部分的
に加熱した部位に生じる腐食に対し、優れた耐食性を有
する鋼板に関する。
に加熱した部位に生じる腐食に対し、優れた耐食性を有
する鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】電縫炭素鋼管は、シームレス鋼管に比べ
て安価であるが、海水、水道水、酸性水など厳しい腐食
環境に用いられた場合、溶接部が選択的に腐食されると
いう問題がある。かかる部分加熱部の腐食は、溶接時の
急熱・急冷による焼入組織の形成に伴うマクロ電池の形
成や、硫化物が再溶解することによって生成したＳ濃化
部によるミクロ電池の形成に起因するといわれている。
て安価であるが、海水、水道水、酸性水など厳しい腐食
環境に用いられた場合、溶接部が選択的に腐食されると
いう問題がある。かかる部分加熱部の腐食は、溶接時の
急熱・急冷による焼入組織の形成に伴うマクロ電池の形
成や、硫化物が再溶解することによって生成したＳ濃化
部によるミクロ電池の形成に起因するといわれている。
【０００３】そこで、特公昭５３−２８８４５号、特公
昭５３−１０５２５号、特公昭５６−２８９８４号で
は、溶接部と母材部の電位差の低下に有効なＣｕやＮｉ
を鋼成分として添加したり、硫化物の再溶解を抑えるＣ
ａやＲＥＭを添加している。
昭５３−１０５２５号、特公昭５６−２８９８４号で
は、溶接部と母材部の電位差の低下に有効なＣｕやＮｉ
を鋼成分として添加したり、硫化物の再溶解を抑えるＣ
ａやＲＥＭを添加している。
【０００４】しかし、溶接部の腐食を抑制するために
は、ＣａやＲＥＭ、Ｃｕ、Ｎｉ等を添加するだけでな
く、溶接部の焼入組織をできるだけ抑制して、溶接部と
母材部の電位差を小さくすることが望ましい。
は、ＣａやＲＥＭ、Ｃｕ、Ｎｉ等を添加するだけでな
く、溶接部の焼入組織をできるだけ抑制して、溶接部と
母材部の電位差を小さくすることが望ましい。
【０００５】かかる見地から、特公昭５９−５０７４７
号では溶接部を焼き戻すことにより、また特公昭６０−
９０９６号では鋼の成分を極低炭素とすることで、焼入
組織を解消し、耐食性の向上を企図している。
号では溶接部を焼き戻すことにより、また特公昭６０−
９０９６号では鋼の成分を極低炭素とすることで、焼入
組織を解消し、耐食性の向上を企図している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、焼戻し
は製造工程が増え、コスト高を招来し、また変形などの
問題がある。一方、極低炭素化は製造コスト高を招来す
るほか、高強度化する場合に、高価な合金元素を多量に
添加する必要があり、更に合金元素の多量添加は焼入組
織の生成を助長することになる。また、従来の技術では
母材部の耐食性まで考慮したものは少なく、厳しい腐食
環境で用いるには問題があった。
は製造工程が増え、コスト高を招来し、また変形などの
問題がある。一方、極低炭素化は製造コスト高を招来す
るほか、高強度化する場合に、高価な合金元素を多量に
添加する必要があり、更に合金元素の多量添加は焼入組
織の生成を助長することになる。また、従来の技術では
母材部の耐食性まで考慮したものは少なく、厳しい腐食
環境で用いるには問題があった。
【０００７】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、極低炭素化を行うことなく、従って炭素による強度
向上が可能で、しかも焼戻し熱処理を行うことなく、溶
接等の部分加熱処理を行ったままで、加熱部に十分な耐
食性を備えることができ、母材部の耐食性にも優れた鋼
板を提供することを課題とする。
で、極低炭素化を行うことなく、従って炭素による強度
向上が可能で、しかも焼戻し熱処理を行うことなく、溶
接等の部分加熱処理を行ったままで、加熱部に十分な耐
食性を備えることができ、母材部の耐食性にも優れた鋼
板を提供することを課題とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、通常耐食性を
劣化させるといわれる、比較的粗大な析出物であるＴｉ
Ｎを利用して、溶接部やその周辺等の部分加熱部におけ
る焼入組織の生成を可及的に抑制することで、選択的な
腐食の進行を抑制し、加熱のままでも十分な耐食性を加
熱部に付与することを可能にしたものである。さらに、
Ｃｕヘゲの生成を抑制し、組織の主体をＣ濃度の低いフ
ェライト及びベイナイトとすることにより、母材部の耐
食性をも改善したものである。
劣化させるといわれる、比較的粗大な析出物であるＴｉ
Ｎを利用して、溶接部やその周辺等の部分加熱部におけ
る焼入組織の生成を可及的に抑制することで、選択的な
腐食の進行を抑制し、加熱のままでも十分な耐食性を加
熱部に付与することを可能にしたものである。さらに、
Ｃｕヘゲの生成を抑制し、組織の主体をＣ濃度の低いフ
ェライト及びベイナイトとすることにより、母材部の耐
食性をも改善したものである。
【０００９】すなわち、本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ
：０．３０％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｓ ：
０．０１６％未満、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：
０．６[Cu]〜１．０[Cu]％、Ｎ ：０．００３〜０．０
１０％、Ｔｉ：（48[N]/14＋48[S]/32 ）超〜（48[N]/1
4＋48[S]/32 ＋０．２）％未満、を含み、あるは更にＰ
：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０
％，Ｎｂ：０．０１〜０．０４％，Ｃｒ：０．１〜１．
０％，Ｂ：０．０００２〜０．００２０％，Ｖ：０．０
１〜０．２０％，Ｍｏ：０．０１〜０．２０％からなる
Ａグループ、REM ：０．０００４〜０．００２０％，Ｃ
ａ：０．０００４〜０．００２０％からなるＢグルー
プ、のうちから一種または２種以上の元素を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト及びベ
イナイトを主体とする組織を有するものである。
：０．３０％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｓ ：
０．０１６％未満、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：
０．６[Cu]〜１．０[Cu]％、Ｎ ：０．００３〜０．０
１０％、Ｔｉ：（48[N]/14＋48[S]/32 ）超〜（48[N]/1
4＋48[S]/32 ＋０．２）％未満、を含み、あるは更にＰ
：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０
％，Ｎｂ：０．０１〜０．０４％，Ｃｒ：０．１〜１．
０％，Ｂ：０．０００２〜０．００２０％，Ｖ：０．０
１〜０．２０％，Ｍｏ：０．０１〜０．２０％からなる
Ａグループ、REM ：０．０００４〜０．００２０％，Ｃ
ａ：０．０００４〜０．００２０％からなるＢグルー
プ、のうちから一種または２種以上の元素を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト及びベ
イナイトを主体とする組織を有するものである。
【００１０】強度の向上を望む場合は、前記成分におい
て、Ｃ：０．０６５〜０．３０％、Ｔｉ：（48[N]/14＋
48[S]/32 ）超〜（48[N]/14＋48[S]/32 ＋０．１）％未
満に設定するのがよい。
て、Ｃ：０．０６５〜０．３０％、Ｔｉ：（48[N]/14＋
48[S]/32 ）超〜（48[N]/14＋48[S]/32 ＋０．１）％未
満に設定するのがよい。
【００１１】ここで、まず本発明の鋼成分（単位：重量
％）の限定理由について説明する。尚、〔元素記号〕
は、当該元素の含有量（％）を示す。
％）の限定理由について説明する。尚、〔元素記号〕
は、当該元素の含有量（％）を示す。
【００１２】Ｃ：０．３０％以下 Ｃは鋼板の強度を高めるのに有効な元素であるか、添加
しすぎると耐食性を劣化させるので、０．３０％以下と
する。もっとも、Ｃ含有量が少ない程、耐食性は向上す
るので、強度を要しない場合は、好ましくは０．１％以
下、より好ましくは０．０４０％以下がよい。なお、Ｃ
含有量の下限は特に限定しないが、工業的に生産可能な
レベルとしては０．００１０％程度であり、本発明では
かかる程度で十分な耐食性効果を得ることができる。本
発明は焼入組織の生成を回避するために、極低Ｃ化を図
る必要はなく、４４０Ｎ／mm2 級以上の高強度レベルの
鋼板を得るには、０．０５％以上、好ましくは０．０６
５％以上のＣ量を含有すればよい。
しすぎると耐食性を劣化させるので、０．３０％以下と
する。もっとも、Ｃ含有量が少ない程、耐食性は向上す
るので、強度を要しない場合は、好ましくは０．１％以
下、より好ましくは０．０４０％以下がよい。なお、Ｃ
含有量の下限は特に限定しないが、工業的に生産可能な
レベルとしては０．００１０％程度であり、本発明では
かかる程度で十分な耐食性効果を得ることができる。本
発明は焼入組織の生成を回避するために、極低Ｃ化を図
る必要はなく、４４０Ｎ／mm2 級以上の高強度レベルの
鋼板を得るには、０．０５％以上、好ましくは０．０６
５％以上のＣ量を含有すればよい。
【００１３】Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｍｎは高強度化のために有効である。０．２％未満では
その効果が過少であり、２．０％まで添加しても本発明
の効果を阻害しないため、上限を２．０％とする。
その効果が過少であり、２．０％まで添加しても本発明
の効果を阻害しないため、上限を２．０％とする。
【００１４】Ｓ：０．０１６％未満 Ｓは鋼板の耐食性を劣化させるので少ない程よく、０．
０１６％未満とする。好ましくは０．０１０％未満がよ
く、母材の耐食性を考慮すると０．００２％未満か望ま
しい。
０１６％未満とする。好ましくは０．０１０％未満がよ
く、母材の耐食性を考慮すると０．００２％未満か望ま
しい。
【００１５】Ｃｕ：０．１０〜１．０％ Ｃｕは加熱部と母材部の電位差の拡大を抑制するので、
０．１０％以上添加することが望ましい。ただし、Ｃｕ
を添加する場合は高価なＮｉを同時に添加する必要があ
り、また０．３％以上添加しても効果が飽和することか
ら、１．０％を上限とする。
０．１０％以上添加することが望ましい。ただし、Ｃｕ
を添加する場合は高価なＮｉを同時に添加する必要があ
り、また０．３％以上添加しても効果が飽和することか
ら、１．０％を上限とする。
【００１６】Ｎｉ：０．６〔Ｃｕ〕〜１．０〔Ｃｕ〕％ ＮｉはＣｕヘゲを抑えて、ミクロ電池の生成を抑制し、
耐食性を向上させる作用を有する。耐食性向上の見地か
らはＣｕ含有量の６割以上添加する必要がある。しか
し、Ｎｉは高価なため、Ｃｕと同量添加するに止める。
耐食性を向上させる作用を有する。耐食性向上の見地か
らはＣｕ含有量の６割以上添加する必要がある。しか
し、Ｎｉは高価なため、Ｃｕと同量添加するに止める。
【００１７】Ｎ：０．００３〜０．０１０％ ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成し、溶接等の加熱時の
オーステナイトの粗大化を抑え、加熱部での極端な焼入
組織の形成を抑えるので、マクロ電池の形成が抑制さ
れ、適度に添加することで加熱部の耐食性を向上させ
る。かかる見地から０．００３％以上、望ましくは０．
００５％以上添加する。高強度化のためにＣ含有量を
０．０５％以上、好ましくは０．０６５％以上とする場
合は、０．００３５％以上添加するのが好ましい。しか
し、０．０１０％を超えて添加すると、腐食の起点にな
るＴｉＮ析出物が増加し、母材部の耐食性が劣化するよ
うになるので、上限を０．０１０％とする。
オーステナイトの粗大化を抑え、加熱部での極端な焼入
組織の形成を抑えるので、マクロ電池の形成が抑制さ
れ、適度に添加することで加熱部の耐食性を向上させ
る。かかる見地から０．００３％以上、望ましくは０．
００５％以上添加する。高強度化のためにＣ含有量を
０．０５％以上、好ましくは０．０６５％以上とする場
合は、０．００３５％以上添加するのが好ましい。しか
し、０．０１０％を超えて添加すると、腐食の起点にな
るＴｉＮ析出物が増加し、母材部の耐食性が劣化するよ
うになるので、上限を０．０１０％とする。
【００１８】Ti：（48[N]/14＋48[S]/32 ）超〜（48[N]
/14＋48[S]/32 ＋０．２）％未満 ＴｉはＮ、Ｓと結合し、残部が固溶Ｔｉとなる。固溶Ｔ
ｉは加熱部の耐食性を向上させる効果かあり、固溶Ｔｉ
が全くない状態では、耐食性が大きく劣化する。その理
由は、硫化物が完全にＴｉＳにならず、溶接等の加熱時
に溶解しやすいＭｎＳが残存しやすいためと考えられ
る。ＭｎＳは溶接時に溶解すると周囲の地鉄にＳが固溶
するので、孔食を促進させると言われている。このた
め、[Ti]−(48[N]/14 ＋48[S]/32)によって算出した固
溶Ｔｉ量は零より大きな値を取ることが必要である。好
ましくは、固溶Ｔｉ量は０．０２％以上とするのがよ
い。一方、固溶Ｔｉ量が０．２０％以上と過多になると
耐食性が劣化する。その理由は、過剰なＴｉにより加熱
部がマルテンサイトとなるため、加熱部と母材部の間に
マクロ電池が形成され、腐食が進行しやすくなるためと
考えられる。このため、固溶Ｔｉ量は０．２％未満、好
ましくは０．１３％未満にする。
/14＋48[S]/32 ＋０．２）％未満 ＴｉはＮ、Ｓと結合し、残部が固溶Ｔｉとなる。固溶Ｔ
ｉは加熱部の耐食性を向上させる効果かあり、固溶Ｔｉ
が全くない状態では、耐食性が大きく劣化する。その理
由は、硫化物が完全にＴｉＳにならず、溶接等の加熱時
に溶解しやすいＭｎＳが残存しやすいためと考えられ
る。ＭｎＳは溶接時に溶解すると周囲の地鉄にＳが固溶
するので、孔食を促進させると言われている。このた
め、[Ti]−(48[N]/14 ＋48[S]/32)によって算出した固
溶Ｔｉ量は零より大きな値を取ることが必要である。好
ましくは、固溶Ｔｉ量は０．０２％以上とするのがよ
い。一方、固溶Ｔｉ量が０．２０％以上と過多になると
耐食性が劣化する。その理由は、過剰なＴｉにより加熱
部がマルテンサイトとなるため、加熱部と母材部の間に
マクロ電池が形成され、腐食が進行しやすくなるためと
考えられる。このため、固溶Ｔｉ量は０．２％未満、好
ましくは０．１３％未満にする。
【００１９】高強度鋼板を製造する場合、上記の通り、
Ｃ含有量を０．０５％以上、好ましくは０．０６５％以
上に設定するのがよいが、この場合、固溶Ｃの増加に応
じて、過剰Ｔｉによりマルテンサイト化し易くなるた
め、固溶Ｔｉ量の上限は０．１０％未満、好ましくは
０．０６％未満に設定するのがよい。
Ｃ含有量を０．０５％以上、好ましくは０．０６５％以
上に設定するのがよいが、この場合、固溶Ｃの増加に応
じて、過剰Ｔｉによりマルテンサイト化し易くなるた
め、固溶Ｔｉ量の上限は０．１０％未満、好ましくは
０．０６％未満に設定するのがよい。
【００２０】本発明の鋼板は、上記成分を本質的成分と
して含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるが、
本発明の効果を損なうことなく、強度や耐食性を更に向
上させるために、下記Ｐ、Ａグループ、Ｂグループの内
から１種以上の元素を含有することができる。
して含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるが、
本発明の効果を損なうことなく、強度や耐食性を更に向
上させるために、下記Ｐ、Ａグループ、Ｂグループの内
から１種以上の元素を含有することができる。
【００２１】Ｐ：０．０１〜０．１０％、Ｐは耐食性を
向上させる作用を有する。０．０１％未満ではその作用
が過少であり、一方０．１０％を超えると加工性が劣化
する。
向上させる作用を有する。０．０１％未満ではその作用
が過少であり、一方０．１０％を超えると加工性が劣化
する。
【００２２】Ａグループ；Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、Ｃｒ：０．１〜１．０
％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、Ｖ：０．０１
〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％ これらの元素は、強度向上作用を有する。各元素の下限
値未満ではかかる作用が過少であり、一方上限値を超え
ると加工性が劣化する。Ｍｏは上記範囲で耐食性改善作
用をも兼備する。
Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、Ｃｒ：０．１〜１．０
％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、Ｖ：０．０１
〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％ これらの元素は、強度向上作用を有する。各元素の下限
値未満ではかかる作用が過少であり、一方上限値を超え
ると加工性が劣化する。Ｍｏは上記範囲で耐食性改善作
用をも兼備する。
【００２３】Ｂグループ；REM ：０．０００４〜０．０
０２０％、Ｃａ：０．０００４〜０．００２０％ これらの元素は、炭化物の形態を制御して、伸びフラン
ジ性を改善する作用を有する。各元素の下限値未満では
かかる作用が過少であり、一方上限値を超えると加工性
が劣化する。
０２０％、Ｃａ：０．０００４〜０．００２０％ これらの元素は、炭化物の形態を制御して、伸びフラン
ジ性を改善する作用を有する。各元素の下限値未満では
かかる作用が過少であり、一方上限値を超えると加工性
が劣化する。
【００２４】本発明鋼板の組織は、Ｆ（フェライト）及
びＢ（ベイナイト）を主体とするものである。Ｆ及びＢ
以外の第３相は、本発明の効果に問題のない範囲とし
て、面積率で５％未満、好ましい２％未満許容される。
びＢ（ベイナイト）を主体とするものである。Ｆ及びＢ
以外の第３相は、本発明の効果に問題のない範囲とし
て、面積率で５％未満、好ましい２％未満許容される。
【００２５】鋼板の組織をＦ＋Ｂとした場合の耐食性は
良好であるが、Ｆ＋Ｍ（マルテンサイト）とした場合や
Ｆ＋Ｐ（パーライト）とした場合には、耐食性が劣化す
る。ここで言うＰはラメラー状のパーライトを意味して
おり、これ以外のベイナイトかパーライトかの区別が難
しいものは本発明ではベイナイトと判断する。Ｆ＋Ｐや
Ｆ＋Ｍでは耐食性が劣化する理由は、マルテンサイトや
パーライトは組織中のＣ濃度がベイナイトに比べ比較的
高いため、選択的に腐食が進み、ミクロ電池が形成され
るためと推定される。
良好であるが、Ｆ＋Ｍ（マルテンサイト）とした場合や
Ｆ＋Ｐ（パーライト）とした場合には、耐食性が劣化す
る。ここで言うＰはラメラー状のパーライトを意味して
おり、これ以外のベイナイトかパーライトかの区別が難
しいものは本発明ではベイナイトと判断する。Ｆ＋Ｐや
Ｆ＋Ｍでは耐食性が劣化する理由は、マルテンサイトや
パーライトは組織中のＣ濃度がベイナイトに比べ比較的
高いため、選択的に腐食が進み、ミクロ電池が形成され
るためと推定される。
【００２６】本発明の鋼板は、上記成分を有する鋼片を
仕上げ温度９５０℃〜Ａr3点で熱間圧延し、７００〜６
００℃における滞在時間が５秒以下で冷却し、５５０〜
４５０℃で巻取ることにより得られる。
仕上げ温度９５０℃〜Ａr3点で熱間圧延し、７００〜６
００℃における滞在時間が５秒以下で冷却し、５５０〜
４５０℃で巻取ることにより得られる。
【００２７】仕上げ温度：９５０℃〜Ａr3点 Ａr3点未満ではフェライト変態が高速に進行し、パーラ
イトやマルテンサイトの生成を促進するため十分な耐食
性か得られない。一方、９５０℃を超える温度とするこ
とは通常の熱延設備では困難であるため、上限を９５０
℃とした。
イトやマルテンサイトの生成を促進するため十分な耐食
性か得られない。一方、９５０℃を超える温度とするこ
とは通常の熱延設備では困難であるため、上限を９５０
℃とした。
【００２８】仕上げ圧延後の冷却過程における７００〜
６００℃の滞在時間：５秒以下 ７００〜６００℃では速い速度でフェライトに変態する
ため、滞在時間（鋼板が冷却中に７００〜６００℃であ
る時間）が５秒を超えると、オーステナイト中にＣが高
濃度に濃縮し、熱延の冷却・巻取システムでは変態後、
パーライトやマルテンサイトになるからである。
６００℃の滞在時間：５秒以下 ７００〜６００℃では速い速度でフェライトに変態する
ため、滞在時間（鋼板が冷却中に７００〜６００℃であ
る時間）が５秒を超えると、オーステナイト中にＣが高
濃度に濃縮し、熱延の冷却・巻取システムでは変態後、
パーライトやマルテンサイトになるからである。
【００２９】巻取温度：５５０〜４５０℃ ５５０℃を超える温度で巻取ると、巻取後、ゆっくりで
はあるがフェライト変態が進行し、オーステナイト中に
Ｃが濃縮し、変態後パーライトやマルテンサイトとな
る。一方、４５０℃未満では、オーステナイト中にＣが
濃縮していなくとも、マルテンサイトが生成するように
なる。この場合マルテンサイト中には残留歪みが多く、
Ｃがあまり濃縮していなくとも選択的に腐食が進行す
る。尚、組織がＦ＋Ｐの場合、Ｃが共析組成近くまで濃
縮しているため、選択的に腐食が進行する。Ｃが濃縮
し、マルテンサイトとなった場合は特に腐食が進行す
る。
はあるがフェライト変態が進行し、オーステナイト中に
Ｃが濃縮し、変態後パーライトやマルテンサイトとな
る。一方、４５０℃未満では、オーステナイト中にＣが
濃縮していなくとも、マルテンサイトが生成するように
なる。この場合マルテンサイト中には残留歪みが多く、
Ｃがあまり濃縮していなくとも選択的に腐食が進行す
る。尚、組織がＦ＋Ｐの場合、Ｃが共析組成近くまで濃
縮しているため、選択的に腐食が進行する。Ｃが濃縮
し、マルテンサイトとなった場合は特に腐食が進行す
る。
【００３０】
実施例Ａ 表１及び２に示す成分の鋼片を仕上げ温度８９０℃で熱
間圧延し、７００〜６００℃の滞在時間を３秒として冷
却し、５００℃で巻き取った。また、表１の試料No. Ａ
４の成分の鋼を用いて、表３に示す種々の熱延条件によ
り試料No. Ｋグループの熱延鋼板を得た。
間圧延し、７００〜６００℃の滞在時間を３秒として冷
却し、５００℃で巻き取った。また、表１の試料No. Ａ
４の成分の鋼を用いて、表３に示す種々の熱延条件によ
り試料No. Ｋグループの熱延鋼板を得た。
【００３１】これらの熱延鋼板について組織を調べると
共に、バット溶接により溶接し、溶接で盛り上がった部
分を研削して腐食試験片を作製した。この試験片を定電
位腐食試験（３％ＮａＣｌ、３０℃、−５５０ｍＶ、４
８ｈｒ）し、穴あき深さを測定した。母材部の穴あき深
さ（Ｄｍ）を０．３５mm、溶接部の穴あき深さ（Ｄｗ）
はＤｍの１．２倍以下に抑えたいので、これらの条件を
満足するものを本発明例とした。組織観察結果、母材部
及び溶接部の穴あき深さの測定結果を同表に併せて示
す。
共に、バット溶接により溶接し、溶接で盛り上がった部
分を研削して腐食試験片を作製した。この試験片を定電
位腐食試験（３％ＮａＣｌ、３０℃、−５５０ｍＶ、４
８ｈｒ）し、穴あき深さを測定した。母材部の穴あき深
さ（Ｄｍ）を０．３５mm、溶接部の穴あき深さ（Ｄｗ）
はＤｍの１．２倍以下に抑えたいので、これらの条件を
満足するものを本発明例とした。組織観察結果、母材部
及び溶接部の穴あき深さの測定結果を同表に併せて示
す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】表１において、試料No. Ａ１〜Ａ８は穴あ
き深さに及ばすＴｉ含有量の影響を調査したものであ
り、その結果を図１に整理して示す。図１より、良好な
耐穴あき性を有するためには、適当なＴｉ量が必要であ
ることかわかる。詳細な調査の結果、固溶しているＴｉ
濃度が耐食性に影響しているものと推定されたので、図
２に示すように、計算で求めた固溶Ｔｉ量（[Ti]−Ti下
限値（すなわち48[N]/14＋48[S]/32 ））を横軸に採っ
てデータを整理した。これより、固溶Ｔｉは鋼板の溶接
部の耐食性向上に寄与することがわかる。固溶Ｔｉが多
すぎると急速に耐食性か劣化するのは、析出物の増加や
溶接部がマルテンサイトになりやすくなり、マクロ電池
が形成されやすくなるためと推定される。
き深さに及ばすＴｉ含有量の影響を調査したものであ
り、その結果を図１に整理して示す。図１より、良好な
耐穴あき性を有するためには、適当なＴｉ量が必要であ
ることかわかる。詳細な調査の結果、固溶しているＴｉ
濃度が耐食性に影響しているものと推定されたので、図
２に示すように、計算で求めた固溶Ｔｉ量（[Ti]−Ti下
限値（すなわち48[N]/14＋48[S]/32 ））を横軸に採っ
てデータを整理した。これより、固溶Ｔｉは鋼板の溶接
部の耐食性向上に寄与することがわかる。固溶Ｔｉが多
すぎると急速に耐食性か劣化するのは、析出物の増加や
溶接部がマルテンサイトになりやすくなり、マクロ電池
が形成されやすくなるためと推定される。
【００３６】また、試料No. Ｂ１〜Ｂ５はＮ含有量の穴
あき深さに及ばす影響を調査したものであり、その結果
を図３に整理して示す。固溶Ｔｉが本発明範囲内であっ
ても、Ｎが適当な範囲になければ十分な耐食性が得られ
ないことが分かる。これは、ＴｉＮがオーステナイト組
織の粗大化を抑えているため、溶接部にマルテンサイト
が生じにくいためと推定される。Ｎが過多になると耐食
性が劣化するのは、腐食の起点となるＴｉＮが増えるた
めと推定される。
あき深さに及ばす影響を調査したものであり、その結果
を図３に整理して示す。固溶Ｔｉが本発明範囲内であっ
ても、Ｎが適当な範囲になければ十分な耐食性が得られ
ないことが分かる。これは、ＴｉＮがオーステナイト組
織の粗大化を抑えているため、溶接部にマルテンサイト
が生じにくいためと推定される。Ｎが過多になると耐食
性が劣化するのは、腐食の起点となるＴｉＮが増えるた
めと推定される。
【００３７】また、試料No. Ｃ１〜Ｃ４はＮｉ含有量の
穴あき深さに及ばす影響を調査したものであり、その結
果を図４に示す。Ｎｉ含有量が０．１８％を下回ると急
激に耐食性が劣化する。Ｎｉが孔食を抑制する効果があ
ることは知られているが、このような急激な変化をする
との報告はない。図４の結果から、Ｎｉが少ないとＣｕ
ヘゲが生じて、その範囲がミクロ電池化するため、耐食
性が急激に劣化するものと推定される。Ｃｕヘゲを抑え
るためにはＮｉをＣｕの半分から同量添加すれば良いと
言われているが、図４ではＣｕ含有量が０．３０％の下
で、Ｎｉ含有量が０．１８％を境に急激な耐食性向上作
用が認められ、これより耐食性の見地からは、Ｃｕの少
なくとも６割程度は添加する必要があることが分かる。
穴あき深さに及ばす影響を調査したものであり、その結
果を図４に示す。Ｎｉ含有量が０．１８％を下回ると急
激に耐食性が劣化する。Ｎｉが孔食を抑制する効果があ
ることは知られているが、このような急激な変化をする
との報告はない。図４の結果から、Ｎｉが少ないとＣｕ
ヘゲが生じて、その範囲がミクロ電池化するため、耐食
性が急激に劣化するものと推定される。Ｃｕヘゲを抑え
るためにはＮｉをＣｕの半分から同量添加すれば良いと
言われているが、図４ではＣｕ含有量が０．３０％の下
で、Ｎｉ含有量が０．１８％を境に急激な耐食性向上作
用が認められ、これより耐食性の見地からは、Ｃｕの少
なくとも６割程度は添加する必要があることが分かる。
【００３８】また、試料No. Ｄ１〜Ｄ３及びＥ１〜Ｅ３
はＣｕ含有量の穴あき深さに及ばす影響を調査したもの
であり、No. Ｄ１〜Ｄ３及びNo.Ｅの結果を図５に示
す。Ｃｕは溶接部と母材部の電位差の拡大を抑制すると
考えられており、図５の結果から、十分な溶接部の耐食
性を確保するためには、０．１％以上添加する必要があ
ることが分かる。しかし、０．３％を超えて添加しても
その効果は飽和する傾向にあることが分かる。
はＣｕ含有量の穴あき深さに及ばす影響を調査したもの
であり、No. Ｄ１〜Ｄ３及びNo.Ｅの結果を図５に示
す。Ｃｕは溶接部と母材部の電位差の拡大を抑制すると
考えられており、図５の結果から、十分な溶接部の耐食
性を確保するためには、０．１％以上添加する必要があ
ることが分かる。しかし、０．３％を超えて添加しても
その効果は飽和する傾向にあることが分かる。
【００３９】また、表２の試料No. Ｈ１〜Ｈ３はＳ含有
量の穴あき深さに及ばす影響を調査したものであり、N
o. Ｈ１〜Ｈ３及びNo.Ａ４の結果を図６に示す。硫化物
は腐食の起点となるためできるだけ少ない方が良く、
０．０１６％未満にすることにより、良好な耐食性が得
られることが分かる。
量の穴あき深さに及ばす影響を調査したものであり、N
o. Ｈ１〜Ｈ３及びNo.Ａ４の結果を図６に示す。硫化物
は腐食の起点となるためできるだけ少ない方が良く、
０．０１６％未満にすることにより、良好な耐食性が得
られることが分かる。
【００４０】また、試料No. Ｆ１〜Ｆ３はＣ含有量の穴
あき深さに及ばす影響を調査したものであり、Ｃは炭化
物を形成し腐食の起点となり、またＣは多量に添加する
と溶接部にマルテンサイト組織が生成しやすくなるの
で、少ない方が望ましいが、本発明では過度に減少せず
とも、０．０７％でも十分な耐食性が得られることが分
かる。もっとも、本発明ではＴｉＮによる溶接部でのマ
ルテンサイト生成抑制効果から、０．３０％までは添加
することができる。
あき深さに及ばす影響を調査したものであり、Ｃは炭化
物を形成し腐食の起点となり、またＣは多量に添加する
と溶接部にマルテンサイト組織が生成しやすくなるの
で、少ない方が望ましいが、本発明では過度に減少せず
とも、０．０７％でも十分な耐食性が得られることが分
かる。もっとも、本発明ではＴｉＮによる溶接部でのマ
ルテンサイト生成抑制効果から、０．３０％までは添加
することができる。
【００４１】また、試料No. Ｇ１〜Ｇ１２、Ｉ１〜３
は、Ｍｎを含めて種々の合金元素が本発明の効果を損な
わないことを確認した結果であり、本発明の範囲では溶
接部の穴あき深さはいずれも母材部の穴あき深さの１．
２倍以下である。
は、Ｍｎを含めて種々の合金元素が本発明の効果を損な
わないことを確認した結果であり、本発明の範囲では溶
接部の穴あき深さはいずれも母材部の穴あき深さの１．
２倍以下である。
【００４２】また、表３の試料No. Ｋ１〜Ｋ１３は、熱
延条件を種々変えて、穴あき深さに及ぼす組織の影響を
調査したものであり、鋼板の組織をＦ（フェライト）＋
Ｂ（ベイナイト）とした実施例の場合では耐食性は良好
であるが、Ｆ＋Ｍ（マルテンサイト）とした場合やＦ＋
Ｐ（パーライト）とした場合には耐食性が劣化すること
が分かる。既述の通り、パーライトはラメラー状のパー
ライトであり、これ以外のベイナイトかパーライトかの
区別が難しいものはベイナイトとした。また、組織をＦ
＋Ｂとするには、フェライトの析出をできるだけ抑制
し、４５０〜５５０℃で巻取処理する必要があることが
分かる。もっとも、試料No. Ｋ２、Ｋ７及びＫ１１から
明らかな通り、ＰやＭが存在しても、その量が僅かな場
合は良好な耐食性が得られている。
延条件を種々変えて、穴あき深さに及ぼす組織の影響を
調査したものであり、鋼板の組織をＦ（フェライト）＋
Ｂ（ベイナイト）とした実施例の場合では耐食性は良好
であるが、Ｆ＋Ｍ（マルテンサイト）とした場合やＦ＋
Ｐ（パーライト）とした場合には耐食性が劣化すること
が分かる。既述の通り、パーライトはラメラー状のパー
ライトであり、これ以外のベイナイトかパーライトかの
区別が難しいものはベイナイトとした。また、組織をＦ
＋Ｂとするには、フェライトの析出をできるだけ抑制
し、４５０〜５５０℃で巻取処理する必要があることが
分かる。もっとも、試料No. Ｋ２、Ｋ７及びＫ１１から
明らかな通り、ＰやＭが存在しても、その量が僅かな場
合は良好な耐食性が得られている。
【００４３】実施例Ｂ 表４及び５に示す成分の鋼片を仕上げ温度８８０℃で熱
間圧延し、７００〜６００℃の滞在時間を３秒として冷
却し、５００℃で巻き取った。また、表４の試料No. Ａ
４の成分の鋼を用いて、表６に示す種々の熱延条件によ
り試料No. Ｋグループの熱延鋼板を得た。尚、実施例Ｂ
は、実施例Ａに比して、Ｃ含有量を高めて、高強度化を
狙ったものである。
間圧延し、７００〜６００℃の滞在時間を３秒として冷
却し、５００℃で巻き取った。また、表４の試料No. Ａ
４の成分の鋼を用いて、表６に示す種々の熱延条件によ
り試料No. Ｋグループの熱延鋼板を得た。尚、実施例Ｂ
は、実施例Ａに比して、Ｃ含有量を高めて、高強度化を
狙ったものである。
【００４４】これらの熱延鋼板について、実施例Ａと同
様にして、組織観察及び穴あき深さを測定した。母材部
の穴あき深さ（Ｄｍ）を０．５０mm、溶接部の穴あき深
さ（Ｄｗ）はＤｍの１．２倍以下に抑えたいので、これ
らの条件を満足するものを本発明例とした。組織観察結
果、母材部及び溶接部の穴あき深さの測定結果を同表に
併せて示す。
様にして、組織観察及び穴あき深さを測定した。母材部
の穴あき深さ（Ｄｍ）を０．５０mm、溶接部の穴あき深
さ（Ｄｗ）はＤｍの１．２倍以下に抑えたいので、これ
らの条件を満足するものを本発明例とした。組織観察結
果、母材部及び溶接部の穴あき深さの測定結果を同表に
併せて示す。
【００４５】
【表４】
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】試料No. Ａ１〜Ａ８は穴あき深さに及ぼす
Ｔｉ含有量の影響を調査したものであり、試料No. Ｂ１
〜Ｂ５はＮ含有量の、No. Ｃ１〜Ｃ４はＮｉ含有量の、
No.Ｄ１〜Ｄ５はＣｕ含有量の、No. Ｈ１〜Ｈ３はＳ含
有量の、No. Ｆ１〜Ｆ４はＣ含有量の穴あき深さに及ば
す効果を調査したものであり、またNo. Ｇ１〜Ｇ１２及
びNo. Ｉ１〜Ｉ２はＭｎを含めて種々の合金元素が本発
明の効果を損なわないことを確認した例であり、実施例
Ａと同様、本発明の成分範囲では溶接部の穴あき深さは
いずれも母材部の穴あき深さの１．２倍以下である。
尚、No. Ｆ１の引張強さは４４ kgf／mm2 、No. Ｆ２は
５２ kgf／mm2 、No. Ｆ３は６８ kgf／mm2 、No. Ｆ４
は８１ kgf／mm2 であり、Ｃ含有量が０．０５％以上で
高強度化が図られることが分かる。
Ｔｉ含有量の影響を調査したものであり、試料No. Ｂ１
〜Ｂ５はＮ含有量の、No. Ｃ１〜Ｃ４はＮｉ含有量の、
No.Ｄ１〜Ｄ５はＣｕ含有量の、No. Ｈ１〜Ｈ３はＳ含
有量の、No. Ｆ１〜Ｆ４はＣ含有量の穴あき深さに及ば
す効果を調査したものであり、またNo. Ｇ１〜Ｇ１２及
びNo. Ｉ１〜Ｉ２はＭｎを含めて種々の合金元素が本発
明の効果を損なわないことを確認した例であり、実施例
Ａと同様、本発明の成分範囲では溶接部の穴あき深さは
いずれも母材部の穴あき深さの１．２倍以下である。
尚、No. Ｆ１の引張強さは４４ kgf／mm2 、No. Ｆ２は
５２ kgf／mm2 、No. Ｆ３は６８ kgf／mm2 、No. Ｆ４
は８１ kgf／mm2 であり、Ｃ含有量が０．０５％以上で
高強度化が図られることが分かる。
【００４９】また、表６のＫ１〜Ｋ１３は、熱延条件を
種々変えて、穴あき深さに及ぼす組織の影響を調査した
ものであり、鋼板の組織をＦ（フェライト）＋Ｂ（ベイ
ナイト）とした実施例の場合では耐食性は良好である
が、Ｂの代わりにＭ（マルテンサイト）やＰ（パーライ
ト）が生成したものでは、耐食性が劣化している。
種々変えて、穴あき深さに及ぼす組織の影響を調査した
ものであり、鋼板の組織をＦ（フェライト）＋Ｂ（ベイ
ナイト）とした実施例の場合では耐食性は良好である
が、Ｂの代わりにＭ（マルテンサイト）やＰ（パーライ
ト）が生成したものでは、耐食性が劣化している。
【００５０】
【発明の効果】以上説明した通り、本発明の鋼板によれ
ば、特に適量の固溶Ｔｉの存在、ＴｉＮ析出物によるオ
ーステナイトの粗大化抑制により、溶接部やその周辺等
の加熱部における焼入組織の生成を可及的に抑制するこ
とができ、焼戻し熱処理を行うことなく、加熱のままで
も十分な耐食性を部分加熱部に付与することができる。
また、焼入組織の生成抑制効果は極低炭素化によるもの
でないため、耐食性を損なわない範囲としてＣ含有量を
０．３０％まで許容することができ、製造が容易で、鋼
板の高強度化も容易である。さらに、組織の主体をＣ濃
度の低いフェライト及びベイナイトとすることにより、
ミクロ電池の形成を抑制することができ、また溶接部の
耐食性改善のために添加されるＣｕによって引き起こさ
れるヘゲをＮｉによって抑制するため母材部の耐食性も
良好である。また、本発明の製造方法のよれば、加熱部
の耐食性に優れた鋼板を容易に製造することができる。
ば、特に適量の固溶Ｔｉの存在、ＴｉＮ析出物によるオ
ーステナイトの粗大化抑制により、溶接部やその周辺等
の加熱部における焼入組織の生成を可及的に抑制するこ
とができ、焼戻し熱処理を行うことなく、加熱のままで
も十分な耐食性を部分加熱部に付与することができる。
また、焼入組織の生成抑制効果は極低炭素化によるもの
でないため、耐食性を損なわない範囲としてＣ含有量を
０．３０％まで許容することができ、製造が容易で、鋼
板の高強度化も容易である。さらに、組織の主体をＣ濃
度の低いフェライト及びベイナイトとすることにより、
ミクロ電池の形成を抑制することができ、また溶接部の
耐食性改善のために添加されるＣｕによって引き起こさ
れるヘゲをＮｉによって抑制するため母材部の耐食性も
良好である。また、本発明の製造方法のよれば、加熱部
の耐食性に優れた鋼板を容易に製造することができる。
【図１】穴あき深さに及ぼす全Ｔｉ含有量の影響を示す
グラフである。
グラフである。
【図２】穴あき深さに及ぼす固溶Ｔｉ含有量の影響を示
すグラフである。
すグラフである。
【図３】穴あき深さに及ぼすＮ含有量の影響を示すグラ
フである。
フである。
【図４】穴あき深さに及ぼすＮｉ含有量の影響を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図５】穴あき深さに及ぼすＣｕ含有量の影響を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図６】穴あき深さに及ぼすＳ含有量の影響を示すグラ
フである。
フである。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ ：０．３０％以下、Ｍ
ｎ：０．２〜２．０％、Ｓ ：０．０１６％未満、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．６[Cu]〜１．０[Cu]
％、Ｎ ：０．００３〜０．０１０％、Ｔｉ：（48[N]/
14＋48[S]/32 ）超〜（48[N]/14＋48[S]/32 ＋０．２）
％未満、を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
り、フェライト及びベイナイトを主体とする組織を有す
ることを特徴とする部分加熱部の耐食性に優れた鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０６５〜０．３０％、Ｔｉ：
（48[N]/14＋48[S]/32）超〜（48[N]/14＋48[S]/32 ＋
０．１）％未満を含む請求項１に記載した部分加熱部の
耐食性に優れた鋼板。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載した成分の他に、
更にＰ ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜
２．０％，Ｎｂ：０．０１〜０．０４％，Ｃｒ：０．１
〜１．０％，Ｂ：０．０００２〜０．００２０％，Ｖ：
０．０１〜０．２０％，Ｍｏ：０．０１〜０．２０％か
らなるＡグループ、REM ：０．０００４〜０．００２０
％，Ｃａ：０．０００４〜０．００２０％からなるＢグ
ループ、のうちから一種または２種以上の元素を含有す
る請求項１又は２に記載した部分加熱部の耐食性に優れ
た鋼板。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載された鋼
成分を有する鋼片を仕上げ温度９５０℃〜Ａr3点で熱間
圧延し、７００〜６００℃における滞在時間が５秒以下
で冷却し、５５０〜４５０℃で巻取ることを特徴とする
部分加熱部の耐食性に優れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18680596A JPH108197A (ja) | 1996-06-26 | 1996-06-26 | 部分加熱部の耐食性に優れた鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18680596A JPH108197A (ja) | 1996-06-26 | 1996-06-26 | 部分加熱部の耐食性に優れた鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH108197A true JPH108197A (ja) | 1998-01-13 |
Family
ID=16194902
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18680596A Pending JPH108197A (ja) | 1996-06-26 | 1996-06-26 | 部分加熱部の耐食性に優れた鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH108197A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014111806A (ja) * | 2012-12-05 | 2014-06-19 | Jfe Steel Corp | 耐アルコール腐食性に優れた鋼材 |
-
1996
- 1996-06-26 JP JP18680596A patent/JPH108197A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014111806A (ja) * | 2012-12-05 | 2014-06-19 | Jfe Steel Corp | 耐アルコール腐食性に優れた鋼材 |
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