JP2783896B2 - 耐海水性に優れ、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 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は例えば高速船の水中翼等の溶接を必要とする
船体構造物に適用できる耐海水性に優れ、しかも溶接部
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
造方法に関するものである。

（従来の技術） 従来、船体構造用には重防食を施した塗装鋼板が使用
されてきた。最近になって水中翼等を備えた高速船の需
要が増加しており、この用途では高速の海水流が接し塗
装が剥離するため、耐海水性の優れた材料が要求されて
いる。さらに船体重量を軽減するために高強度の材料が
望まれる。

オーステナイトステンレス鋼は耐蝕性に優れている
が、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
いオーステナイトステンレス鋼が望まれている。

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、特
開昭63−199851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あるいは腐食疲労強度を上
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。

さらに直接、海水と接するために上記各公報で報告さ
れているオーステナイトステンレス鋼よりさらに耐海水
性、つまり耐孔食性および腐食疲労特性の優れた材料が
求められている。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は海水環境中で溶接を必要とする構造部材が適
用できる溶接軟化の少ない高強度オーステナイトステン
レス鋼を製造するが、特に海水中での孔食発生温度が30
℃以上で、母材部および溶接継手部が耐力が60kg f/mm²
以上、海水中の疲労強度が40kg f/mm²以上を満足する溶
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
レス鋼の方法を提供する。

（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、耐海水性に優れ
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高速船等の海水環境中の溶接構
造物に適した高強度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C0.01〜0.08％、Si2.00％以下、Mn
4.0％以下、Cr21％超〜30％、Ni10〜20％、Mo0.5〜3.0
％、Nb0.05〜1.00％、N0.3％超〜0.5％含有し、またはC
u2.0％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Al0.001〜020
％、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耐
海水性に優れ、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り、また本発
明で提唱している制御圧延中にNb炭窒化物として析出し
溶接熱影響部の軟化を抑制する効果を有する。Nb炭窒化
物とはNb（C,N）で表される炭素と窒素の複合Nb化合物
で、これを制御圧延中に析出させ溶接軟化を抑制するた
めには0.01％以上のＣ含有量が必要である。

しかしＣ含有量が増大すると熱間圧延時に粗大なCr炭
化物が形成し耐蝕性を劣化させるため、0.08％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は海水中での耐蝕姓を維持するのに必須の元素であ
り、海水中で十分な耐蝕性を保ち、さらに海水中での疲
労強度の低下を防止するためにはCrを21％を超えて添加
する必要がある。しかしCr含有量が30％を超えると熱間
加工性が低下し、製造が難しくなるためCr含有量を21％
超〜30％に限定した。

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10％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10〜20％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炭窒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1.00％を超えて添
加すると製造性が低下するため、その上限を1.00％とし
た。

Moは耐蝕性、特に耐孔食性を向上させる有効な元素
で、海水中での耐孔食性および疲労強度を確保するため
には0.5％以上添加しなければならない。しかし3.0％を
超えて添加すると熱間加工性が低下するため、Mo含有量
は0.5〜3.0％に限定した。

Ｎは鋼中に固溶し、強度を上昇させるとともに、本発
明で提唱している制御圧延中にNb炭窒化物としてその含
有量の一部が析出し、溶接熱影響部の軟化を抑制する効
果を有する重要な元素である。さらにＮは海水中での耐
孔食性にも効果を有する。

本発明で十分な耐力および腐食疲労強度を確保し、溶
接熱影響部の軟化を抑制するには、Ｎ含有量が0.3％超
必要である。しかし0.5％を超えると製造性が著しく低
下するためＮの含有量は0.3％超〜0.5％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、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。

Cuは耐蝕性、特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
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0.5％以下に限定した。

さらにAl,Ca,Mg,ランタノイド系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％、Ca0.001〜0.0
20％、Mg0.001〜0.020％、ランタノイド系希土類元素0.
002〜0.050％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、鋼材
の強度を向上させるとともに溶接熱影響部の軟化抑制に
必要である微細なNb炭窒化物を析出させる段階である。

そして圧延後800℃〜500℃までを500℃/min以上の平
均冷却速度で制御冷却し、加工歪が回復するのを抑制
し、仕上げ圧延で析出したNb炭窒化物の凝集・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炭窒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。

仕上げ圧延段階は耐海水性に優れ、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。この段階で耐力および腐食疲労強度
を向上させるとともに、溶接熱影響部の軟化を抑制する
微細なNb炭窒化物を析出させる。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
炭窒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、消滅し、圧延後の耐力および疲労強度が低下す
る。さらにNb炭窒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、軟化
抑制に対する効果も減じる。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800℃〜105
0℃で行わなければならない。

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、圧延後の耐力および疲労強
度の上昇が小さく、またNb炭窒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も減じ
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℃での全圧下量と母材部の0.2％
耐力、海水中での腐食疲労強度および溶接熱サイクル再
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およびＬ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0.2％耐力および海水中での腐食疲労強度
が高く、さらに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炭窒化物の凝集・粗大化を防止し、さらに耐海水性
を劣化させる粗大なCr炭化物の粒界析出を抑制すること
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はNb炭窒化物が冷却
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、本発明で測定している成分範囲と製造
方法の両方を満足したとき、耐海水性に優れ、十分な耐
力と腐食疲労強度を有し、さらに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、燐含有量
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ついて、海水中
での耐孔食性、上述の溶接熱サイクル再現試験による軟
化温度、母材および実際の溶接継手の機械的性質ならび
に腐食疲労強度を調査した。

それらの結果を第３表に示す。

耐孔食性は30℃の人工海水中に1000時間浸漬し、孔食
発生の有無を調べた。溶接継手の機械的性質ならびに腐
食疲労試験は、所定の開先形状に加工した鋼板を被覆ア
ーク溶接で突合せ溶接を行い、標点間中央に溶接部が配
置されるように試験片を切り出し調査した。

なお開先形状を第４図ａに、引張試験片の形状を第４
図ｂに、腐食疲労試験片の形状を第４図ｃ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。腐食疲労試験は人工海水中での片振軸
力疲労試験で、腐食疲労強度は10⁶回での振幅応力範囲
で示す。

さらに第２表の２番,21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２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耐海
水性に優れ、十分な耐力と腐食強度を有し、さらに溶接
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。

本発明は海水環境中の溶接構造物、例えば高速船の水
中翼等の構造物に適した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,K,Lにおける800℃〜10
50℃での全圧下量と0.2％耐力、海水中での腐食疲労強
度および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４図ｃは腐食疲労試験片
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２番と比較鋼である21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４−6215（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/00 C21D 8/02

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で 0.01〜0.08％、 Si 2.00％以下、 Mn 4.0％以下、 Cr 21％超〜30％、 Ni 10〜20％、 Mo 0.5％〜3.0％、 Nb 0.05〜1.00％、 N 0.3％超〜0.5％ 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
   とする耐海水性に優れ、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。
2. 【請求項２】重量％で 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記載の耐海水性に
   優れ、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。
3. 【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記載の耐海水性に
   優れ、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。
4. 【請求項４】重量％で 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記載の耐海水性に
   優れ、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。