JP2783895B2

JP2783895B2 - 溶接軟化の少ない高強度オーステナイトステンレス鋼の製造方法

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Publication number: JP2783895B2
Application number: JP10685690A
Authority: JP
Inventors: 雅之天藤; 崇徳中澤; 政哲橋本; 和広末次
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-04-23
Filing date: 1990-04-23
Publication date: 1998-08-06
Anticipated expiration: 2013-08-06
Also published as: JPH046215A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）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用いられる溶接軟
化の少ない高強度オーステナイトステンレス鋼の製造方
法に関するものである。

（従来の技術）オーステナイトステンレス鋼は熱間圧延後に溶体化焼
鈍を施すため、一般的に耐力は低く、Ｎ等を添加しても
0.2％耐力はせいぜい40kg f/mm²である。構造部材とし
て使用するためには耐力の高い高強度材料が望まれてい
る。

オーステナイトステンレス鋼の耐力を上昇させるには
加工歪を製造工程で導入することが効果的で、そのため
に例えば特開昭60−208459号、特開昭62−267418号の各
公報では、溶体化焼鈍を省略し、さらに熱延条件を工夫
し耐力を上昇させる方法を提唱している。

このような制御圧延は鋼材の耐力を上昇させるには効
果を有するが、加工歪の導入により耐力を上昇させてい
るため、溶接熱影響部は歪が回復し、耐力が低下する。

この溶接部の強度低下のために上記のような高強度オ
ーステナイトステンレス鋼は溶接構造物には一般に適用
できなかった。

（発明が解決しようとする課題）本発明は建築構造物、船舶構造物等の溶接構造物に使
用できる溶接熱影響部の軟化の少ない高強度オーステナ
イトステンレス鋼の製造方法を提供するものである。

（課題を解決するための手段）本発明は従来技術の問題点を克服し、溶接熱影響部の
軟化の少ない高強度オーステナイトステンレス鋼を製造
するために、成分の限定を行い、その範囲で有効な制御
圧延・制御冷却方法を見出したものである。この製造方
法によって溶接構造物を適したオーステナイトステンレ
ス鋼材を供給できる。

つまり、重量％でC0.03％超〜0.10％以下、Si2.00％
以下、Mn4.0％以下、Cr16〜30％、Ni6〜20％、Nb0.05〜
0.50％、N0.1〜0.3％含有し、またはMo3.0％以下、Cu2.
0％以下、Ti0.5％以下、Zr0.5％以下、V0.5％以下のう
ち１種ないし２種以上、および／またはAl0.01〜0.20
％、Ca0.001〜0.020％、Mg0.001〜0.020％、ランタノイ
ド系希土類元素0.002〜0.050％のうち１種ないし２種以
上を含有し、残部Feならびに不純物元素からなるオース
テナイトステンレス鋼を、1100℃〜1300℃に加熱し、10
50℃以上で全圧下量が50％以上となるように圧延し、つ
いで800℃〜1050℃で全圧下量が10％以上となるよう仕
上げ圧延を行い、さらに圧延後800℃〜500℃の平均冷却
速度が500℃/min以上とすることである。

この成分の限定と制御圧延・制御冷却方法によって溶
接時の熱による加工歪の回復、再結晶を抑制し、溶接熱
影響部の軟化の少ない高強度オーステナイトステンレス
鋼が製造できる。

（作用）まず、本発明において成分を限定した理由を説明す
る。

Ｃは強度を増加させる一般的な元素であるが、本発明
では溶接部の軟化を抑制する重要な元素である。つまり
溶接熱影響部の軟化を抑制するNb炭化物を本発明で提唱
している制御圧延中に効果的に析出させるためには、Ｃ
含有量が0.03％超必要である。しかしＣ含有量が0.10％
を超えると耐蝕性が劣化するため、その含有量は0.03％
超〜0.10％以下とした。

Siは通常脱酸元素として添加されるが、2.00％を超え
ると熱間加工性が低下するため、2.00％以下に限定し
た。

Mnは不可避的な不純物元素であるが、4.0％を超える
と耐蝕性が低下するため、4.0％以下に限定した。

Crはステンレス鋼の基本元素であり、優れた耐蝕性を
得るためには少なくとも16％以上の含有量が必要であ
る。しかし30％を超えて含有させるとフェライト量が多
くなり、製造性が劣化するため上限を30％とした。

Niは組織をオーステナイトに保つ基本的な元素で、そ
の含有量が６％未満であるとオーステナイトが不安定と
なり、フェライトが晶出し熱間加工性が低下する。しか
し20％を超えて添加しても効果がなく、価格的に不利に
なるだけである。従ってNi含有量を６％〜20％に限定し
た。

Nbは溶接部の軟化を抑制する重要な元素である。溶接
熱影響部の軟化を抑制するNb炭化物を本発明で提唱して
いる制御圧延中に効果的に析出させるためには、Nb含有
量が0.05％以上必要である。しかし0.5％を超えて添加
すると製造性が低下するため、その上限を0.5％とし
た。

Ｎは鋼中に固溶し、強度を上昇させるために有効な元
素である。本発明の製造方法で高強度オーステナイトス
テンレス鋼を得るためには、Ｎ含有量が0.1％以上必要
である。しかし0.3％を超えると製造性が低下するため
Ｎの含有量は0.1〜0.3％に限定した。

本発明の製造方法で溶接軟化の少ない高強度オーステ
ナイトステンレス鋼を得るには上記成分だけでもよい
が、その他の添加元素として、MoおよびCuは耐孔食性、
Ti,ZrおよびＶは耐粒界腐食性、さらにAl,Ca,Mg,ランタ
ノイド系希土類元素は製造性を改善する効果を有する。

以下に上記添加元素の成分範囲について述べる。

MoおよびCuは耐蝕性、とくに耐孔食性の向上に効果が
あるが、過度の添加は熱間加工性の低下とコストの上昇
を招くためMoは3.0％以下に、Cuは2.0％以下に限定し
た。

Ti,ZrおよびＶはCr炭化物の形成を抑制し耐粒界腐食
性を向上させる他に、溶接熱影響部の軟化防止にも補助
的な効果を有する。しかし多量の添加は製造性の低下を
招くためそれぞれを0.5％以下に限定した。

さらにAl,Ca,Mg,ランタノイド希土類元素の適量添加
はＳおよびＯによる熱間加工性の低下、地疵の発生を抑
制する。しかし過剰に添加すると、逆に地疵が多くなる
ため、その含有量は、Al0.01〜0.20％、Ca0.001〜0.020
％、Mg0.001〜0.020％、ランタノイド系希土類元素0.00
2〜0.050％に限定した。ここでのランタノイド系希土類
元素とはLa,Ce等のランタン系元素の単独あるいは混合
物を示す。

次に製造条件の限定理由を説明する。

本発明の制御圧延は、鋼塊を1100℃〜1300℃に加熱
し、1050℃以上で全圧下量が50％以上とする粗圧延段階
と、続いて800℃〜1050℃で全圧下量が10％以上とする
仕上げ圧延段階から成る。

前者は主に凝固組織を壊し、均一な再結晶組織を得る
ための段階で、後者は圧延により加工歪を導入し、溶接
熱影響部の軟化制御に必要である微細なNb炭化物を析出
させる段階である。そして圧延後800℃〜500℃までを50
0℃/min以上の平均冷却速度で制御冷却し、仕上げ圧延
で析出したNb炭化物の凝集・粗大化を防止する。

さらに詳細な条件限定理由を述べる。

仕上げ圧延時にNb炭化物を析出させるためには鋼塊加
熱時に十分Nbを固溶させておくことが必要であり、また
1050℃以上で全圧下量が50％以上となる圧延を可能にす
るために、圧延前1100℃以上の加熱が必要である。しか
し1300℃を超えて加熱すると粒界部が溶融し、圧延時に
割れを生じるため加熱温度は1100℃〜1300℃に限定し
た。

粗圧延段階では、凝固組織を壊し均一な再結晶組織を
得るため1050℃以上で全圧下量を50％以上としなければ
ならない。圧延温度が1050℃以下あるいは全圧下量が50
％以下であると、均一な再結晶組織を得られないため板
厚方向の強度のばらつきが生じ、また凝固時の成分偏析
が残るため耐蝕性も劣化する。

仕上げ圧延段階は溶接軟化の少ない高強度オーステナ
イトステンレス鋼を製造するのに最も重要な段階であ
る。この段階で溶接熱影響部の軟化を抑制する微細なNb
炭化物を析出させる。

つまり仕上げ圧延時に加工歪、即ち転位を密に導入
し、その転位上に微細なNb炭化物を析出させるのであ
る。その析出に最も重要であるのは仕上げ圧延温度と圧
下量である。

仕上げ圧延温度が1050℃を超えると導入された転位が
回復、消滅するため、Nb炭化物を密に析出させることが
できず、また析出したNb炭窒化物の凝集・粗大化が進行
し、転化抑制に対する効果が減じる。また仕上げ圧延温
度が800℃未満であるとNbおよびＣの拡散が遅くなるた
め、仕上げ圧延時に軟化抑制に十分な量のNb炭窒化物を
析出させることができない。従って仕上げ圧延温度は80
0℃〜1050℃で行わなければらない。

またこの温度域での圧下量が10％未満であると導入さ
れる転位の密度が不十分で、Nb炭化物を微細かつ高密度
に析出させることができず、軟化抑制に対する効果が減
じる。従って800℃〜1050℃での全圧下量を10％以上と
した。

第１図に800℃〜1050℃での全圧下量と溶接熱サイク
ル再現試験における軟化温度の関係を示す。

図中のＡは第１表に示すように本発明で限定した成分
範囲内にあり、Ｋは比較鋼種である。

第２図ａに溶接熱サイクル再現試験のヒートパターン
を示す。また軟化温度は第２図ｂに示すように試験前の
硬さと試験後の硬さの差が半分になる最高到達温度とす
る。

第１図より軟化温度の高い鋼を得るためには、本発明
で限定した成分範囲において800℃〜1050℃での全圧下
量が10％以上となる仕上げ圧延が必要であることが見出
される。

制御圧延後の制御冷却は仕上げ圧延時に析出した微細
なNb炭化物の凝集・粗大化を防止し、さらにCr炭化物の
粒界析出を抑制することにより溶接熱影響部の軟化抑制
に有効な析出形状を保つことが目的である。

そのためには仕上げ圧延後800℃〜500℃までを500℃/
min以上の平均冷却速度で制御冷却する必要がある。500
℃/min未満の平均冷却速度でNb炭化物が冷却中に凝集・
粗大化し、溶接熱影響部における加工歪の回復、再結晶
の障害に有効に働かず、軟化を生じる。

第３図に800℃〜500℃までの平均冷却速度と軟化温度
の関係を示す。

この図より平均冷却速度を500℃/min以上とした。上
述のように、本発明で限定している成分範囲と製造方法
の両方を満足したとき、溶接熱影響部の軟化の少ない高
強度オーステナイトステンレス鋼を製造することが可能
となる。

（実施例）第１表に供試鋼の化学成分を示す。

なお表中に記載されている成分以外の不可避的な不純
物元素の含有量は通常のステンレス鋼と同じ程度であ
る。つまり重量％で硫黄含有量は0.01％以下、隣含有量
は0.05％以下、酸素含有量は0.01％以下である。

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。

上記の供試鋼を各種条件で熱間圧延を実施した。第２
表に製品板厚、圧延終了温度、1050℃以上での全圧下
量、800℃〜1050℃での全圧下量と800℃〜500℃までの
平均冷却速度を示す。なお熱延前の加熱は1180℃〜1250
℃とした。

表中の１〜15番が本発明での製造条件範囲であり、16
〜23番が比較条件である。

以上の製造条件で得られた熱延鋼板において、上述の
溶接熱サイクル再現試験による軟化温度、母材の機械的
性質および実際の溶接継手の機械的性質を調査した。

それらの結果を第３表に示す。

溶接継手の機械的性質は、所定の開先形状に加工した
鋼板を被覆アーク溶接棒で突合せ溶接を行い、標点間中
央に溶接部が配置されるように引張試験片を切り出し調
査した。

なお開先形状を第４図ａに、溶接継手引張試験片の形
状を第４図ｂに示す。

溶接は第１表のＯに示す成分の4mm径の溶接棒を使用
し、通常のオーステナイトステンレス鋼と同様の条件
で、15mm厚さの試験片で９層、30mm厚さの試験片で22層
の溶接を行った。

さらに第２表の３番,17番,20番について溶接継手部の
硬さ分布を調べた。

その結果を第５図に示す。

第３表の結果から知られるように、本発明の範囲であ
る１〜15番は、溶接熱サイクル再現時における軟化温度
が高く、溶接継手部の耐力の低下も少ない。

また第５図の溶接熱影響部の硬さ分布から本発明の範
囲にある３番の溶接軟化が少ないことが知られる。

上記の如く本発明の製造方法により、溶接軟化の少な
い高強度オーステナイトステンレス鋼が実現された。

（発明の効果）本発明は、最適な成分を限定し、その成分に適した条
件での制御圧延・制御冷却を実施することによって溶接
軟化の少ない高強度オーステナイトステンレス鋼を製造
可能にした。

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用いられる溶接軟
化の少ないことを特徴とする高強度オーステナイトステ
ンレス鋼を実現し、産業上寄与するところは極めて大で
ある。

【図面の簡単な説明】

第１図は、第１表に示す供試鋼ＡおよびＫにおける800
℃〜1050℃での全圧下量と溶接熱サイクル再現試験にお
ける軟化温度の関係を示すグラフ、第２図ａは溶接熱サイクル再現試験のヒートパターンを
示すグラフ、第２図ｂは溶接熱サイクル再現試験での最
高到達温度と硬さの関係および軟化温度の決め方を示す
概略図、第３図は、第１表中の供試鋼Ａにおける800℃〜500℃ま
での平均冷却速度と軟化温度の関係を示すグラフ、第４図ａ−1,a−２は溶接試験体の開先形状を示す正面
断面図、第４図ｂは溶接継手引張試験片の形状を示す正
面図、第５図は本発明鋼である第２表中の３番と比較鋼である
17番と20番の溶接継手部の硬さ分布を示すグラフであ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者末次和広福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１新日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (56)参考文献特開昭59−205451（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−143219（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−124218（ＪＰ，Ａ) 特開平４−6214（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−199851（ＪＰ，Ａ) 特開平４−6216（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/00 C21D 8/02

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で C 0.03％超〜0.10％以下、 Si 2.00％以下、 Mn 4.0％以下、 Cr 16〜30％、 Ni 6〜20％、 Nb 0.05〜0.50％、 N 0.1〜0.3％残部Feならびに不純物元素からなる鋼を、1100℃〜1300
℃に加熱し、1050℃以上で全圧下量が50％以上となるよ
うに圧延し、ついで800℃〜1050℃で全圧下量が10％以
上となるよう仕上げ圧延を行い、さらに圧延後800℃〜5
00℃の平均冷却速度が500℃/min以上とすることを特徴
とする溶接軟化の少ない高強度オーステナイトステンレ
ス鋼の製造方法。
【請求項２】重量％で Mo 3.0％以下、 Cu 2.0％以下、 Ti 0.5％以下、 Zr 0.5％以下、 V 0.5％以下のうち１種ないし２種以上を含有すること
を特徴とする請求項１記載の溶接軟化の少ない高強度オ
ーステナイトステンレス鋼の製造方法。
【請求項３】重量％で Al 0.01〜0.20％、 Ca 0.001〜0.020％、 Mg 0.001〜0.020％、ランタノイド系希土類元素0.002〜0.050％のうち１種な
いし２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接軟化の
少ない高強度オーステナイトステンレス鋼の製造方法。
【請求項４】重量％で Mo 3.0％以下、 Cu 2.0％以下、 Ti 0.5％以下、 Zr 0.5％以下、 V 0.5％以下のうち１種ないし２種以上 Al 0.01〜0.20％、 Ca 0.001〜0.020％、 Mg 0.001〜0.020％、ランタノイド系希土類元素0.002〜0.050％のうち１種な
いし２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接軟化の
少ない高強度オーステナイトステンレス鋼の製造方法。