JP2011190521A - 溶接部の特性に優れたマルテンサイトステンレス鋼および鋼材 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接部の機械特性、耐食性に優れるマルテンサイト鋼、及び、熱間加工性、機械特性、耐食性が良好で安価なマルテンサイトステンレス鋼材を提供する。
【解決手段】質量％で、C:0.003〜0.03%、Si:0.01〜1.0%、Mn:3.0〜6.0%、P:0.05%以下、S:0.003%以下、Ni:1.0〜3.0%、Cr:15.0〜18.0%、Mo:0〜1.0%、Cu:0〜2.0%、Ti:0〜0.05%、N:0.05%以下、Al:0.001〜0.1%、О:0.005%以下、C+N:0.060%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物よりなり、かつ式１で示されるγmaxが80以上、式２で示されるγpotが60〜90であるマルテンサイトステンレス鋼。
γmax=420C+470N+23Ni+9Cu+7Mn-11.5Cr-11.5Si-52Al+189…式１
γpot =700C+800N+10(Mn+Cu)+20Ni-9.3Si-6.2Cr-9.3Mo-74.4Ti-37.2Al+63.2…式２
ここで、C、N、Ni、Cu、Mn、Cr、Si、Al、Mo、Tiは、それぞれの元素の含有量(質量%)を示す。
【選択図】なし
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γpot =700C+800N+10(Mn+Cu)+20Ni-9.3Si-6.2Cr-9.3Mo-74.4Ti-37.2Al+63.2…式２
ここで、C、N、Ni、Cu、Mn、Cr、Si、Al、Mo、Tiは、それぞれの元素の含有量(質量%)を示す。
【選択図】なし
Description
本発明は、溶接構造物用、例えば建築構造物あるいは船舶構造物など溶接を必要とする部位に使用するのに好適なマルテンサイトステンレス鋼、及び該鋼を用いてできる母材および溶接部の衝撃特性および耐食性に優れ、Ｎｉを節減したコストの安価なマルテンサイトステンレス鋼材に関する。
マルテンサイトステンレス鋼は、焼き入れ熱処理によって容易に強度を上げることができるため、刃物やバネ、ブレーキディスクなどの器物に広く使用されているが、靭性が低く、溶接性も悪いことから溶接構造用としては使用されていない。
一方、１３〜１７％Ｃｒ鋼のＣ含有量を低減し、Ｎｉをおよそ３％以上添加することにより靭性、溶接性および耐食性を向上させた鋼材が開発され、水力発電用水車ランナーや油井用鋼管として使用されている（例えば、特許文献１〜４を参照）。
一方、１３〜１７％Ｃｒ鋼のＣ含有量を低減し、Ｎｉをおよそ３％以上添加することにより靭性、溶接性および耐食性を向上させた鋼材が開発され、水力発電用水車ランナーや油井用鋼管として使用されている（例えば、特許文献１〜４を参照）。
しかしながら、このように改良されたマルテンサイトステンレス鋼においても焼き戻し抵抗が非常に大きいため、最終製品の特性を調質するための焼き戻し熱処理において、長時間の処理が必要とされるなど熱処理設備能力を阻害し、製造コストが大きいという課題を残している。
そこで、調質のための熱処理が不要なマルテンサイトステンレス鋼や脱水素処理を不要とする製造条件が検討されており、マルテンサイト単相組織を指向した上記特許文献４やマルテンサイト組織主体のフェライト相または残留オーステナイト相を含有する複相組織とした特許文献５が開示されている。
材料とプロセス Ｖｏｌ．３（１９９０），１８４０
特許文献４が開示するように、マルテンサイトステンレス鋼の多くはＣｒ量が１１〜１５％の範囲にあり、ＳＵＳ４３０のようなフェライトステンレス鋼に比べて耐食性が低く、屋内環境においても発銹を生じることがある。このため、すぐれた耐食性を付与するには、Ｍｏを添加するかＣｒ量を増加することが必要とされる。
また、耐食性を高めるために１５％以上のＣｒや１％以上のＭｏを含有させ得るとした前記特許文献５のようなマルテンサイトステンレス鋼においては、フェライト相を含むマルテンサイト相主体の金属組織となり、熱間加工性が良好でなく、しばしば鋼材の製造歩留まりを低下させる問題があった。また、機械的特性を確保するためにＣｒ、Ｍｏ増加量と見合った量のオーステナイト形成元素の添加が必要であり、合金コストの増加を招いていた。
すなわち、母材と溶接部の特性を良好に維持できる鋼としてはＮｉを多く含有させた鋼が実用化されているが、熱間加工性が良好で母材および溶接部でＳＵＳ４３０と同等の耐食性、優れた機械特性を有するＮｉ量を節減した安価な実用鋼は存在しなかった。
すなわち、母材と溶接部の特性を良好に維持できる鋼としてはＮｉを多く含有させた鋼が実用化されているが、熱間加工性が良好で母材および溶接部でＳＵＳ４３０と同等の耐食性、優れた機械特性を有するＮｉ量を節減した安価な実用鋼は存在しなかった。
このような問題に鑑み、本発明者らは熱間加工性、機械特性が良好で、ＳＵＳ４３０と同等の耐食性を有する安価なマルテンサイトステンレス鋼の成分系と金属組織を明らかにし、実用鋼材を開発することを発明の課題とした。
Ｎｉを代替する元素としてはＣ，Ｎ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｃｏ等が想定されるが、上記のマルテンサイトステンレス鋼において多量のＭｎ，Ｃｕ，Ｃｏを含有させた鋼についての文献は少ない。一例として非特許文献１では、高純度１７％ＣｒステンレスをベースにＮｉ又はＭｎを添加した例を示してはいるが、ＮｉとＭｎを複合添加する例は開示されておらず、また耐食性についても考慮されていない。
ところで、Ｍｎは一般的に耐食性を低下させる元素であるため、一般のステンレス鋼に対して耐食性が低いマルテンサイトステンレス鋼において積極的に添加することを試みた例は少なく、Ｃｒを高めると同時にＭｎを増加させた場合に所望の耐食性が得られるのかどうかについては疑問視されていたというのが実情であった。このため、耐食性に加えて熱間加工性、機械特性についてまで確保することができる実用鋼材を開発するに際しては、これらの合金元素を調整することによって達成するといった手法を採用することは、それまでに得られた技術上の見地から、あるいは経験上あり得なかった。
本発明者らは１６％Ｃｒ−２％Ｎｉ鋼をベースに２％以上のＭｎを含有する鋼について成分元素のみならず鋼材の金属組織が上記諸特性に与える影響について詳細に検討した結果、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ及びその他規定する元素量を所定の範囲にすることで、価格の変動が激しいＮｉ量を抑制しつつ溶接部の靭性及び耐食性を両立できることを見出し、更に鋼材の相率を一定の範囲内に収めることによって従来必要とされていた焼入れ・焼き戻しの熱処理を省略しても母材の機械特性を確保できることを見出し、本発明の完成に至った。
すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．００３〜０．０３％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：３．０〜６．０％、 Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：１．０〜３．０％、
Ｃｒ：１５．０〜１８．０％、 Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、 Ｔｉ：０〜０．０５％、
Ｎ ：０．０５％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、
О ：０．００５％以下、 Ｃ＋Ｎ：０．０６０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ式１で示されるγｍａｘが８０以上、式２で示されるγｐｏｔが６０〜９０であることを特徴とする溶接部の特性に優れたマルテンサイトステンレス鋼。
γｍａｘ＝４２０×Ｃ％＋４７０×Ｎ％＋２３×Ｎｉ％＋９×Ｃｕ％＋７×Ｍｎ％−１１．５×Ｃｒ％−１１．５×Ｓｉ％−５２×Ａｌ％＋１８９ ・・・ 式１
γｐｏｔ＝７００×Ｃ％＋８００×Ｎ％＋１０×（Ｍｎ％＋Ｃｕ％）＋２０×Ｎｉ％−９．３×Ｓｉ％−６．２×Ｃｒ％−９．３×Ｍｏ％−７４．４×Ｔｉ％−３７．２×Ａｌ％＋６３．２ ・・・ 式２
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．００３〜０．０３％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：３．０〜６．０％、 Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：１．０〜３．０％、
Ｃｒ：１５．０〜１８．０％、 Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、 Ｔｉ：０〜０．０５％、
Ｎ ：０．０５％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、
О ：０．００５％以下、 Ｃ＋Ｎ：０．０６０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ式１で示されるγｍａｘが８０以上、式２で示されるγｐｏｔが６０〜９０であることを特徴とする溶接部の特性に優れたマルテンサイトステンレス鋼。
γｍａｘ＝４２０×Ｃ％＋４７０×Ｎ％＋２３×Ｎｉ％＋９×Ｃｕ％＋７×Ｍｎ％−１１．５×Ｃｒ％−１１．５×Ｓｉ％−５２×Ａｌ％＋１８９ ・・・ 式１
γｐｏｔ＝７００×Ｃ％＋８００×Ｎ％＋１０×（Ｍｎ％＋Ｃｕ％）＋２０×Ｎｉ％−９．３×Ｓｉ％−６．２×Ｃｒ％−９．３×Ｍｏ％−７４．４×Ｔｉ％−３７．２×Ａｌ％＋６３．２ ・・・ 式２
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
（２）更にＮｂを含有し、前記式２に代えて式３で計算したγｐｏｔが６０〜９０である前記（１）に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
γｐｏｔ＝７００×Ｃ％＋８００×Ｎ％＋１０×（Ｍｎ％＋Ｃｕ％）＋２０×Ｎｉ％−９．３×Ｓｉ％−６．２×Ｃｒ％−９．３×Ｍｏ％−３．１×Ｎｂ％−７４．４×Ｔｉ％−３７．２×Ａｌ％＋６３．２ ・・・ 式３
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％、Ｎｂ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
γｐｏｔ＝７００×Ｃ％＋８００×Ｎ％＋１０×（Ｍｎ％＋Ｃｕ％）＋２０×Ｎｉ％−９．３×Ｓｉ％−６．２×Ｃｒ％−９．３×Ｍｏ％−３．１×Ｎｂ％−７４．４×Ｔｉ％−３７．２×Ａｌ％＋６３．２ ・・・ 式３
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％、Ｎｂ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
（３）更にＶ、Ｗの１種又は２種を含有する前記（１）又は（２）に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
（４）更にＣｏを含有する前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
（５）更にＢ、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの１種又は２種以上を含有する前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
（４）更にＣｏを含有する前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
（５）更にＢ、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの１種又は２種以上を含有する前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
（６）５〜３０％のフェライト相、０〜２０％の残留オーステナイト相、残部がマルテンサイト相の組織よりなる前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の組成を有するマルテンサイトステンレス鋼材。
（７）降伏強度が４００〜８００ＭＰａである前記（６）に記載のマルテンサイトステンレス鋼材。
（７）降伏強度が４００〜８００ＭＰａである前記（６）に記載のマルテンサイトステンレス鋼材。
本発明の組成を有するマルテンサイト鋼は、溶接部の靭性及び耐食性に優れるという効果を発揮する。また、本発明の好適形態によれば、溶接構造物用、例えば建築構造物あるいは船舶構造物など大型の構造物に使用できるコストの安価なマルテンサイトステンレス鋼材を供給することができる。また、長時間の焼入れ・焼き戻し熱処理を省略しても所望の特性を得ることができるため、量産性を向上させることができるなど産業上寄与するところは極めて大である。
以下に、先ず、本発明の請求項１記載の限定理由について説明する。なお、以下における各成分の含有量は質量％表示である。
Ｃは、本鋼の強度を確保するために０．００３％以上含有させる。しかしながら、０．０３％を越えて含有させると強度が必要以上に高くなるとともに溶接部での耐食性、靱性が劣化するので、０．００３〜０．０３％の含有量に制限する。好ましい範囲は０．００５〜０．０２５％である。
Ｃは、本鋼の強度を確保するために０．００３％以上含有させる。しかしながら、０．０３％を越えて含有させると強度が必要以上に高くなるとともに溶接部での耐食性、靱性が劣化するので、０．００３〜０．０３％の含有量に制限する。好ましい範囲は０．００５〜０．０２５％である。
Ｓｉは、脱酸のため０．０１％以上添加する。しかしながら、１．０％を超えて添加すると靱性が劣化する。そのため、上限を１．０％に限定する。好ましい範囲は、０．２〜０．５％である。
Ｍｎは、溶接部の靭性改善のため３．０％以上添加する。しかしながら、Ｍｎ量の増加は耐食性を劣化させる。本発明鋼においてＭｎ含有量とγｍａｘ、γｐｏｔ、及び本発明の好適態様で規定するフェライト相の割合は密接な関係にあり、金属組織の制御を通じてＭｎ含有量増加にともなう耐食性劣化を抑制しているが、６．０％を越えて含有させると所望の耐食性を確保することができなくなる。このためＭｎ量の上限を６．０％に限定した。好ましい含有量は３．５〜５．５％である。
Ｐは、熱間加工性および靱性を劣化させるため０．０５％以下に限定する。好ましくは、０．０３％以下である。また、Ｐは鋼中に不可避的に含有される元素であって、その含有量は少ないほど好ましいが、極度に低減させることはコストの増加を招くため、通常は不可避的に０．００５％程度以上含有している。
Ｓは、熱間加工性、靱性および耐食性をも劣化させるため０．００３％以下に限定する。好ましくは、０．００１％以下である。また、Ｓも鋼中に不可避的に含有される元素であって、その含有量は少ないほど好ましいが、極度に低減させることはコストの増加を招くため、通常は不可避的に０．０００１％程度以上含有している。
Ｎｉは、オーステナイト組織を安定にし、各種酸に対する耐食性、さらに靭性を改善するため１．０％以上含有させる。一方高価な合金であり、コストの観点より３．０％以下の含有量に制限する。好ましい含有量は１．５〜２．５％である。
Ｃｒは、基本的な耐食性を確保するため１５．０％以上含有させる。一方１８．０％を超えて含有させると靭性および溶接部の耐食性を阻害する。このためＣｒの含有量を１５．０％以上１８．０％以下とした。好ましい含有量は１６〜１７％である。
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める非常に有効な元素であり、必要に応じて含有させる任意成分（選択的成分）である。Ｍｏは非常に高価な元素であるため、耐食性を高めるために添加する場合にはコストの点より１．０％以下の含有量を上限とする。なお、Ｍｏを添加する場合の好ましい含有量は０．１〜０．５％である。
Ｃｕは、ステンレス鋼の酸に対する耐食性を付加的に高めるとともに靭性を改善する作用を有する元素であり、必要に応じて含有させる任意成分（選択的成分）である。２．０％を越えて含有させると固溶度を超えてεＣｕが析出し脆化を発生するので、Ｃｕを含有させる場合における上限を２．０％とした。Ｃｕはオーステナイト相を安定にし、靭性を改善する効果を有する。Ｃｕを含有させる場合の好ましい含有量は０．２〜１．５％である。
Ｔｉは、極微量で酸化物、窒化物、硫化物を形成し、鋼の凝固および高温加熱組織の結晶粒を微細化する元素であり、必要に応じて添加される任意成分（選択的成分）である。一方０．０５％を越えて本鋼に含有させるとフェライト相を生成するとともにＴｉＮが生成して鋼の靭性を阻害するようになる。このためＴｉを含有させる場合における上限を０．０５％と定めた。Ｔｉを含有させる場合の好適な含有率は０．００３〜０．０２０％である。
Ｎは、マルテンサイト相の強度を高めるために０．０１％以上含有させる。しかし０．０５％を越えて含有すると強度が高くなり過ぎ靭性を劣化させるため０．０５％以下の含有量に制限する。好ましい含有量は０．０１〜０．０４％である。
Ａｌは、鋼の脱酸のための重要な元素であり、鋼中の酸素を低減するためにＳｉとあわせて含有させる。酸素量の低減は靭性確保のために必須であり、このために０．００１％以上の含有が必要である。一方でＡｌはフェライト相を増加させる元素であり、過剰に添加すると靭性を阻害する。Ａｌが０．１％を越えると靭性低下が著しくなるためその含有量の上限を０．１％と定めた。好ましくは０．０１〜０．０５％の含有量とすることが良い。
Ｏは、非金属介在物の代表である酸化物を構成する、鋼中に不可避的に含有される元素である。したがって、Оは少ない程好ましいが、極度に低減させることはコストの増加を招くため、通常は不可避的に０．００１％程度以上含有している。一方、過剰な含有は靭性を阻害し、粗大なクラスター状酸化物が生成すると表面疵の原因となる。このため、上限を０．００５％とした。
ＣとＮの含有量の和（Ｃ＋Ｎ）は鋼の強度を高める。この値が０．０６０％を越えると強度が高くなりすぎ、靭性を阻害するようになるため、その上限を０．０６０％と定めた。好ましい範囲は０．０１５〜０．０５０％である。
下記の式１に示すγｍａｘは、９００〜１０００℃の温度域で生成するオーステナイト相の割合の最大値を予測する計算式である。この値を大きくすることで鋼の靭性を高めることが出来る。本発明鋼の場合、この値が８０％未満であるとフェライト相が多くなり過ぎ、フェライトバンド組織の残留により所望の靭性を確保できなくなるためγｍａｘを８０％以上と定めた。好ましくは８５％以上である。
γｍａｘ＝４２０×Ｃ％＋４７０×Ｎ％＋２３×Ｎｉ％＋９×Ｃｕ％＋７×Ｍｎ％−１１．５×Ｃｒ％−１１．５×Ｓｉ％−５２×Ａｌ％＋１８９ ・・・ 式１
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
下記の式２に示すγｐｏｔは、鋳造状態でのマルテンサイト相の割合を示す計算式であり、熱間加工時のオーステナイト相の割合にも対応する。本発明鋼では熱間加工性を確保するためにγｐｏｔの上限を定めた。γｐｏｔが高くなると軟質なフェライト相が少なくなり過ぎ、熱間加工時にフェライト相へ歪みが集中し割れを促進するようになる。その上限は熱間加工性に影響するＭｎ量やＳ量などに依存するが、本発明鋼では９０％を越えると鋼材の製造歩留まりが大きく低下する問題が発生するようになったため、その上限を９０％と定めた。一方γｐｏｔが６０％未満になると溶接部で生成するマルテンサイト相にＣ，Ｎが濃化して硬質となり、不均質な組織になる。またＣ，Ｎ，Ｍｎ等の合金元素が濃化したマルテンサイト相の耐食性が低下するようになることからγｐｏｔの下限を６０％と定めた。γｐｏｔの好ましい範囲は６５〜８５％である。
γｐｏｔ＝７００×Ｃ％＋８００×Ｎ％＋１０×（Ｍｎ％＋Ｃｕ％）＋２０×Ｎｉ％−９．３×Ｓｉ％−６．２×Ｃｒ％−９．３×Ｍｏ％−７４．４×Ｔｉ％−３７．２×Ａｌ％＋６３．２ ・・・ 式２
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
ついで本発明の請求項２記載の限定理由について説明する。なお、これ以降に説明する元素は、請求項１記載の鋼に対して必要に応じて添加される任意成分（選択的成分）である。
Ｎｂは、熱間圧延組織の結晶粒微細化に有効な元素であって、しかも耐食性を高める作用も有する。Ｎｂが形成する窒化物、炭化物は熱間加工および熱処理の過程で生成し、結晶粒成長を抑制し、鋼材を強化する作用を有する。このために０．０１％以上含有させると良い。一方過剰な添加は熱間圧延前の加熱時に未固溶析出物として析出するようになって靭性を阻害するようになるため、その含有量の上限を０．２％と定めた。Ｎｂを含有させる場合の好ましい含有率範囲は、０．０３〜０．１０％である。
Ｎｂは、熱間圧延組織の結晶粒微細化に有効な元素であって、しかも耐食性を高める作用も有する。Ｎｂが形成する窒化物、炭化物は熱間加工および熱処理の過程で生成し、結晶粒成長を抑制し、鋼材を強化する作用を有する。このために０．０１％以上含有させると良い。一方過剰な添加は熱間圧延前の加熱時に未固溶析出物として析出するようになって靭性を阻害するようになるため、その含有量の上限を０．２％と定めた。Ｎｂを含有させる場合の好ましい含有率範囲は、０．０３〜０．１０％である。
下記の式３に示すγｐｏｔは、Ｎｂを含有させる場合における鋳造状態でのマルテンサイト相の割合を示す計算式であり、熱間加工時のオーステナイト相の割合にも対応する。Ｎｂを含有させる場合には、前記式２に代えて、Ｎｂの項を加えた式３で計算したγｐｏｔを６０〜９０％とする。この場合におけるγｐｏｔの好ましい範囲についても６５〜８５％である。
γｐｏｔ＝７００×Ｃ％＋８００×Ｎ％＋１０×（Ｍｎ％＋Ｃｕ％）＋２０×Ｎｉ％−９．３×Ｓｉ％−６．２×Ｃｒ％−９．３×Ｍｏ％−３．１×Ｎｂ％−７４．４×Ｔｉ％−３７．２×Ａｌ％＋６３．２ ・・・ 式３
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％、Ｎｂ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％、Ｎｂ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
請求項３に規定したＶ、Ｗは、二相ステンレス鋼の耐食性を付加的に高めるために添加される元素である。
Ｖは、耐食性を高める目的のために０．０５％以上含有させると良いが、０．５％を超えて含有させると粗大なＶ系炭窒化物が生成し、靱性が劣化する。そのため、上限を０．５％に限定する。含有させる場合の好ましい範囲は０．１〜０．３％の範囲である。
Ｗは、Ｍｏと同様にステンレス鋼の耐食性を付加的に向上させる元素であり、Ｖに比べて固溶度が大きい。本発明鋼において耐食性を高める目的のためには１．０％を上限に含有させる。含有させる場合の好ましい範囲は０．０５〜０．５％である。
すなわち、請求項３記載の鋼では、上記で規定された範囲のＶ、Ｗの１種又は２種を含有する。
Ｖは、耐食性を高める目的のために０．０５％以上含有させると良いが、０．５％を超えて含有させると粗大なＶ系炭窒化物が生成し、靱性が劣化する。そのため、上限を０．５％に限定する。含有させる場合の好ましい範囲は０．１〜０．３％の範囲である。
Ｗは、Ｍｏと同様にステンレス鋼の耐食性を付加的に向上させる元素であり、Ｖに比べて固溶度が大きい。本発明鋼において耐食性を高める目的のためには１．０％を上限に含有させる。含有させる場合の好ましい範囲は０．０５〜０．５％である。
すなわち、請求項３記載の鋼では、上記で規定された範囲のＶ、Ｗの１種又は２種を含有する。
請求項４に規定のＣｏは、鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、選択的に添加される。その含有量が０．０３％以上が好ましい。１．０％を越えて含有させると高価な元素であるためにコストに見合った効果が発揮されないようになるため上限を１．０％と定めた。含有させる場合の好ましい範囲は０．０３〜０．５％である。
更に、本発明の請求項５記載の元素のうち熱間加工性の向上を図るため必要に応じ含有させるＢ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭを下記の通り限定する。
Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭは、いずれも鋼の熱間加工性を改善する元素であり、その目的で１種または２種以上添加される。Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭいずれも過剰な添加は、逆に熱間加工性および靭性を低下するためその含有量の上限を次のように定めた。ＢとＣａについては０．００５０％、Ｍｇについては０．００３０％、ＲＥＭについては０．１０％である。好ましい含有量はそれぞれＢとＣａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％である。ここでＲＥＭは、ＬａやＣｅ等のランタノイド系希土類元素の含有量の総和とする。
Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭは、いずれも鋼の熱間加工性を改善する元素であり、その目的で１種または２種以上添加される。Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭいずれも過剰な添加は、逆に熱間加工性および靭性を低下するためその含有量の上限を次のように定めた。ＢとＣａについては０．００５０％、Ｍｇについては０．００３０％、ＲＥＭについては０．１０％である。好ましい含有量はそれぞれＢとＣａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％である。ここでＲＥＭは、ＬａやＣｅ等のランタノイド系希土類元素の含有量の総和とする。
次いで請求項６に記載の限定理由について説明する。
請求項６は、本発明の好適な形態であるマルテンサイトステンレス鋼組成を持つ鋼材の金属組織に関する限定であり、鋼材の相率を調整することによって母材の機械特性、強度を確保することができる。
フェライト相は軟質であり、一定量含有させることで過度の強度上昇を抑制するとともに、二相混合組織を通じて結晶粒を微細に制御し本鋼材の靭性の改善を実現する。このための最低限の必要割合が５％である。一方、フェライト相自体は靭性が乏しいため、過剰の含有は逆に本鋼材の靭性を低下させる。これを防ぐために３０％以下の割合とした。好ましい範囲は５〜２０％である。
このフェライト相率は、請求項に示す化学組成、γｍａｘ、及びγｐｏｔに加えて鋼材の製造条件を通じて実現されるものであるが、化学組成に応じて通常のステンレス鋼材の製造条件範囲の中から選定することで実現可能なものである。たとえば圧延であれば、熱間圧延の加熱温度として１１５０〜１２５０℃、熱間圧延仕上温度として９５０〜７００℃、必要に応じて熱処理を行う場合は、焼入熱処理温度として８５０〜９５０℃、焼戻熱処理温度として５５０〜７５０℃などの条件の中から選定すればよい。また均熱時間はそれぞれ５分から３０分、１０分から１時間程度が好ましい。
請求項６は、本発明の好適な形態であるマルテンサイトステンレス鋼組成を持つ鋼材の金属組織に関する限定であり、鋼材の相率を調整することによって母材の機械特性、強度を確保することができる。
フェライト相は軟質であり、一定量含有させることで過度の強度上昇を抑制するとともに、二相混合組織を通じて結晶粒を微細に制御し本鋼材の靭性の改善を実現する。このための最低限の必要割合が５％である。一方、フェライト相自体は靭性が乏しいため、過剰の含有は逆に本鋼材の靭性を低下させる。これを防ぐために３０％以下の割合とした。好ましい範囲は５〜２０％である。
このフェライト相率は、請求項に示す化学組成、γｍａｘ、及びγｐｏｔに加えて鋼材の製造条件を通じて実現されるものであるが、化学組成に応じて通常のステンレス鋼材の製造条件範囲の中から選定することで実現可能なものである。たとえば圧延であれば、熱間圧延の加熱温度として１１５０〜１２５０℃、熱間圧延仕上温度として９５０〜７００℃、必要に応じて熱処理を行う場合は、焼入熱処理温度として８５０〜９５０℃、焼戻熱処理温度として５５０〜７５０℃などの条件の中から選定すればよい。また均熱時間はそれぞれ５分から３０分、１０分から１時間程度が好ましい。
また、残留オーステナイト相は高温で存在するオーステナイト相が未変態で残留することにより生成する。この相は軟質であり、鋼材の靭性を高める。一方、過剰に残留させると鋼材の降伏強度を低下させ、本マルテンサイトステンレス鋼材の強度の特性を損なうようになることからその上限を２０％と定めた。
残留オーステナイト相の量を制御するには下記式４に示す成分式Ｍｓ（℃）を制御することが必要である。成分的には式４が２００℃以上になるようにする。式４の値が２００未満になると、残留オーステナイト相率が本発明の規定上限値２０％を超えてしまう。また、残留オーステナイト相率は０％でも良いため、式４値の上限は設ける必要はなく、本発明の組成範囲内において許される範囲内で高く設定することができる。なお、残留オーステナイト相の割合はＸ線測定により求めることができる。その好ましい範囲は３〜１５％である。
残留オーステナイト相の量を制御するには下記式４に示す成分式Ｍｓ（℃）を制御することが必要である。成分的には式４が２００℃以上になるようにする。式４の値が２００未満になると、残留オーステナイト相率が本発明の規定上限値２０％を超えてしまう。また、残留オーステナイト相率は０％でも良いため、式４値の上限は設ける必要はなく、本発明の組成範囲内において許される範囲内で高く設定することができる。なお、残留オーステナイト相の割合はＸ線測定により求めることができる。その好ましい範囲は３〜１５％である。
Ｍｓ＝１３０５−４１．７×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−６１×Ｎｉ％−３３×Ｍｎ％−２７．８×Ｓｉ％−１６６７×（Ｃ％＋Ｎ％） ・・・ 式４
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ｍｏ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ｍｏ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
また、フェライト相と残留オーステナイト相の残部がマルテンサイト層であり、３相の割合の総和が１００％になる。
請求項７では本発明鋼材の降伏強度を規定した。
本発明は、マルテンサイト相組織を主体とするマルテンサイトステンレス鋼および鋼材にかかり、高い強度と優れた靭性を特徴としている。このため降伏強度が４００ＭＰａ未満であると本発明の目的とする高強度の構造部材への適用価値が不足する。一方８００ＭＰａを越える高強度になると金属組織を適性に制御しても所望の溶接部靭性が確保できなくなる。このため本鋼材の降伏強度を４００〜８００ＭＰａに定めた。
本発明は、マルテンサイト相組織を主体とするマルテンサイトステンレス鋼および鋼材にかかり、高い強度と優れた靭性を特徴としている。このため降伏強度が４００ＭＰａ未満であると本発明の目的とする高強度の構造部材への適用価値が不足する。一方８００ＭＰａを越える高強度になると金属組織を適性に制御しても所望の溶接部靭性が確保できなくなる。このため本鋼材の降伏強度を４００〜８００ＭＰａに定めた。
以下に実施例について記載する。
表１に供試鋼の化学組成及び、継手特性評価結果を示す。これらの鋼は実験室にて真空溶解により５０ｋｇの鋼塊とし、鍛造により６０ｍｍ厚×１１０ｍｍ幅×１５０ｍｍ長さの圧延試験片を得、その後１２ｍｍ厚に熱間圧延した。表１の化学組成はこの熱間圧延鋼板より試験片を採取して分析した結果である。
なお、表１に記載されている成分以外はＦｅおよび不可避的不純物元素である。また、表１に示した成分について含有量が記載されていない部分は不純物レベルであることを示す。また表中のＲＥＭはランタノイド系希土類元素を意味し、含有量はそれら元素の合計を示している。そして、鋼番号Ａ〜Ｕは本発明例、Ｖ〜ＡＧは比較例である。
表１に供試鋼の化学組成及び、継手特性評価結果を示す。これらの鋼は実験室にて真空溶解により５０ｋｇの鋼塊とし、鍛造により６０ｍｍ厚×１１０ｍｍ幅×１５０ｍｍ長さの圧延試験片を得、その後１２ｍｍ厚に熱間圧延した。表１の化学組成はこの熱間圧延鋼板より試験片を採取して分析した結果である。
なお、表１に記載されている成分以外はＦｅおよび不可避的不純物元素である。また、表１に示した成分について含有量が記載されていない部分は不純物レベルであることを示す。また表中のＲＥＭはランタノイド系希土類元素を意味し、含有量はそれら元素の合計を示している。そして、鋼番号Ａ〜Ｕは本発明例、Ｖ〜ＡＧは比較例である。
継手特性を評価するための溶接は、以下のように実施した。鋼板の幅中央部を圧延長手方向に切断し、レ型の開先になるように端面を切削加工した後、ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ用のサブマージアーク溶接用溶接棒とフラックスを使用し、３．５ｋＪ／ｍｍの入熱条件で２パスの溶接により継手を作成した。この溶接部より溶接金属と熱影響部の境界より熱影響部側に１ｍｍの位置に２ｍｍＶ開先を付与したシャルピー試験片を採取し、−２０℃にて各２本の試験を実施した。得られた衝撃値の平均値を衝撃値１として示した。
耐食性の評価は、溶接金属と熱影響部とを含む孔食電位測定試料を作成し、３０℃の３．５％ＮａＣｌ中でＪＩＳＧ０５７７に準じて孔食電位Ｖｃ’１００を銀塩化銀電極（ＳＳＥ）を参照電極にして求めた。その結果を示した。衝撃値は３５Ｊ／ｃｍ２（＝２７Ｊ）以上あれば良好であると判断した。耐食性についてはＳＵＳ４３０鋼の母材の平均的な孔食電位レベルである０．１０Ｖ以上であれば良好と判断した。
その結果、本発明の組成を有する鋼はいずれも衝撃値１、耐食性が優れていることが分かった。これに対して、本発明の範囲外の組成を有する比較例ではいずれも衝撃値１や耐食性が劣っており、本発明の鋼の優位性が明らかである。
その結果、本発明の組成を有する鋼はいずれも衝撃値１、耐食性が優れていることが分かった。これに対して、本発明の範囲外の組成を有する比較例ではいずれも衝撃値１や耐食性が劣っており、本発明の鋼の優位性が明らかである。
また、表２には本発明の好適形態である本発明鋼材の製造条件、熱間加工性、金属組織、鋼材の母材特性を示す。
熱間圧延は６０ｍｍ厚×１１０ｍｍ幅×１５０ｍｍ長さの圧延試験片を各熱延加熱温度に加熱後、複数回の圧下により１２ｍｍ厚まで圧延した。最終圧下の温度を熱延仕上温度として表２の中に記載した。このとき得られた鋼板の耳部に発生した耳割れの大きさを測定し、最大の耳割れが５ｍｍ以下の場合に○、５ｍｍを越える場合を×と評価して表２の熱間加工性の列に表示した。
熱間圧延は６０ｍｍ厚×１１０ｍｍ幅×１５０ｍｍ長さの圧延試験片を各熱延加熱温度に加熱後、複数回の圧下により１２ｍｍ厚まで圧延した。最終圧下の温度を熱延仕上温度として表２の中に記載した。このとき得られた鋼板の耳部に発生した耳割れの大きさを測定し、最大の耳割れが５ｍｍ以下の場合に○、５ｍｍを越える場合を×と評価して表２の熱間加工性の列に表示した。
得られた鋼板のまま、焼入熱処理、焼戻熱処理、あるいは双方の熱処理を加え、得られた鋼板の金属組織を調査した。板厚断面について光学顕微鏡組織をエッチングして現出し、フェライト相の面積比率を画像解析により求めた。また、残留オーステナイト相率は板厚の１／４部分を測定面とする３ｍｍ×２３ｍｍ×２３ｍｍの寸法の試料を作成し、Ｘ線回折により定量をおこなった。これらの結果を表２の金属組織の列に示した。
次いで引張り試験と衝撃試験を実施した。引張り試験結果については圧延方向と直角に採取した平行部１０ｍｍ丸×６０ｍｍ長の丸棒引張り試験片により得られた０．２％降伏強度を示した。衝撃試験は２ｍｍＶ開先を付与したＪＩＳ４号フルサイズシャルピー試験片を用いて−６０℃で各２本の試験をおこない、得られた衝撃値の平均値を衝撃値２として示した。
降伏強度は４００ＭＰａ以上あればオーステナイトステンレス鋼よりも高く、良好であると判断した。衝撃値は３５Ｊ／ｃｍ２（＝２７Ｊ）以上あれば良好であると判断した。その結果、本発明の好適実施例ではいずれも熱間加工性、母材強度・靭性が良好であることがわかる。また、実施例３４〜３７から焼入や焼戻熱処理を行うことなく、母材の強度及び靭性を確保できていることが分かる。一方、比較例では熱間加工性が不足するか、母材降伏強度、衝撃値２のいずれかが所望の値を示さなかった。比較例３９，４０では請求項１を満たす鋼でも製造条件が適性でなく金属組織が請求項２を満たさない場合に所望の特性を示さなかった事例を示した。
以上の実施例、比較例からわかるように本発明により溶接部の特性に優れたマルテンサイトステンレス鋼が得られ、また、好適形態にすることで母材、及び溶接部の特性に優れたマルテンサイトステンレス鋼材が得られることが明確となった。
本発明により、溶接部の特性が良好なＮｉ含有量の少ない経済的なマルテンサイトステンレス鋼材を製造することが可能となり、大型の構造物に適用できる安価な高強度鋼材を提供できる。また、従来必要であった長時間の熱処理を省略することができるため、量産性を向上できるなど産業上寄与するところは極めて大である。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００３〜０．０３％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：３．０〜６．０％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｎｉ：１．０〜３．０％、
Ｃｒ：１５．０〜１８．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｔｉ：０〜０．０５％、
Ｎ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
О ：０．００５％以下、
Ｃ＋Ｎ：０．０６０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ式１で示されるγｍａｘが８０以上、式２で示されるγｐｏｔが６０〜９０であることを特徴とする溶接部の特性に優れたマルテンサイトステンレス鋼。
γｍａｘ＝４２０×Ｃ％＋４７０×Ｎ％＋２３×Ｎｉ％＋９×Ｃｕ％＋７×Ｍｎ％−１１．５×Ｃｒ％−１１．５×Ｓｉ％−５２×Ａｌ％＋１８９ ・・・ 式１
γｐｏｔ＝７００×Ｃ％＋８００×Ｎ％＋１０×（Ｍｎ％＋Ｃｕ％）＋２０×Ｎｉ％−９．３×Ｓｉ％−６．２×Ｃｒ％−９．３×Ｍｏ％−７４．４×Ｔｉ％−３７．２×Ａｌ％＋６３．２ ・・・ 式２
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
- 更にＮｂを含有し、前記式２に代えて式３で計算したγｐｏｔが６０〜９０である請求項１に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
γｐｏｔ＝７００×Ｃ％＋８００×Ｎ％＋１０×（Ｍｎ％＋Ｃｕ％）＋２０×Ｎｉ％−９．３×Ｓｉ％−６．２×Ｃｒ％−９．３×Ｍｏ％−３．１×Ｎｂ％−７４．４×Ｔｉ％−３７．２×Ａｌ％＋６３．２ ・・・ 式３
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｓｉ％、Ａｌ％、Ｍｏ％、Ｔｉ％、Ｎｂ％は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
- 更にＶ、Ｗの１種又は２種を含有する請求項１又は２に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
- 更にＣｏを含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
- 更にＢ、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの１種又は２種以上を含有する請求項１〜４のいずれか１項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。
- ５〜３０％のフェライト相、０〜２０％の残留オーステナイト相、残部がマルテンサイト相の組織よりなる請求項１〜５のいずれか１項に記載の組成を有するマルテンサイトステンレス鋼材。
- 降伏強度が４００〜８００ＭＰａである請求項６に記載のマルテンサイトステンレス鋼材。
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