JP6842257B2 - Fe−Ni−Cr−Mo合金とその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
N:0.20〜0.30mass%、Cu:0.01〜0.40mass%、Al:0.012〜0.1mass%、B:0.0005〜0.005mass%を含有し、さらにV:0.005〜0.250mass%あるいはNb:0.005〜0.250mass%を1種あるいは2種含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記の(1)式を満足することを特徴とする。
0.005≦[mass%V+mass%Nb]≦0.250 …(1)
0.005≦[mass%V+mass%Nb]≦0.250 …(1)
100[mass%B]+2.0×[mass%V+mass%Nb]≦0.90 …(2)
20kg容量の試験用高周波誘導炉でFe−23mass%Cr−35mass%Ni−7.5mass%Mo−0.25mass%Nを基本成分とする鋼を溶解した。溶解した鋼は、その後、鋳型に鋳込んで鋼塊とした後、熱間鍛造して厚さ8mmの鍛造板とした。その後、焼鈍と酸洗を行い、さらに厚さ2mmまで冷間圧延し、焼鈍と酸洗を行い、冷延板を作製した。この冷延板から幅:20mm×長さ:25mm×厚さ2mmの腐食試験片を採取した。この溶解に当たっては、表1に示す通り、B、VおよびNbの成分含有量を種々に変化させた。
ところで、高Cr、高Mo含有であるσ相やχ相などの金属間化合物が析出し易い成分系においては、固溶化したオーステナイト相組織を得るため焼鈍温度を十分に高くすることが望ましい。但し、焼鈍温度が高すぎると、VとNbの窒化物が固溶化されピンニング効果が得られず、結晶粒径の制御ができなくなると考えられる。そこで、Fe−23mass%Cr−35mass%Ni−7.5mass%Mo−0.25mass%Nを基本成分とする鋼にBを0.0048mass%、Vを0.105mass%さらにNbを0.104mass%添加し溶解した鋼に冷間圧延を施し、冷間圧延を施したままの板を焼鈍温度1080℃、1100℃、1120℃、1140℃、1160℃、1180℃、1200℃と変化させて焼鈍を行った後に、直ちに水冷を施して作製した冷延板を上記粒界腐食試験に供した。焼鈍時間は何れも1分間とした。上記試験結果を表2に示した。図2は焼鈍温度が粒界腐食速度に及ぼす影響を示したものである。この結果から焼鈍温度を1100℃〜1180℃の温度域で実施すれば粒界腐食速度が0.25g/m2・hr以下の良好な耐粒界腐食性を得ることができることが分かる。
C:0.005〜0.03mass%以下
Cはオーステナイト相安定化元素である。しかし、多量に添加すると、CrおよびMo等と結合して炭化物を形成し炭化物を形成し、母材中の固溶Crおよび固溶Moの量が低下し、耐食性を低下させる。一方、Cの下限値は強度の低下を防止する観点から0.005mass%とする。よって、Cは0.005〜0.03mass%に制限する。好ましくは0.005〜0.025mass%であり、より好ましくは0.005〜0.02mass%である。
Siは脱酸剤として添加される元素である。また、Siは溶鋼の流動性を高め、溶接性を良好にする元素でもあるため0.02mass%以上の添加が望ましい。しかし、Siはσ相などの金属間化合物の析出を促進し、また、粒界腐食感受性を増大させる元素でもあるので上限を0.25mass%とする。好ましくは0.24mass%以下であり、より好ましくは0.23mass%以下である。
Mnは脱酸作用を有する元素であるため、その効果を得るためには少なくとも0.03mass%以上は必要である。しかし、MnもSiと同様にσ相やχ相などの金属間化合物の析出を招くため、必要以上の添加は好ましくない。そのため、0.40mass%以下にする必要がある。好ましくは0.30mass%以下、より好ましくは0.20mass%以下である。
Pは不純物として鋼中に不可避的に混入してくる元素であり、リン化物として結晶粒界に析出し、耐粒界腐食性や熱間加工性を害するため、極力低減することが望ましい。しかしながら、Pの含有量を極端に低減させることは製造コストの増加を招く。よって、本発明においては、Pは0.040mass%以下に制限する。好ましくは0.030mass%以下であり、より好ましくは0.020mass%以下である。
SはPと同様に不純物として不可避的に混入してくる元素であり、結晶粒界に偏析し易く耐食性および熱間加工性に有害な元素である。特に0.003%を超えて含有するとその有害性が顕著に現れるので、0.003mass%以下にする必要がある。好ましくは0.002mass%以下、より好ましくは0.001mass%以下である。
Niはσ相やχ相などの金属間化合物の析出を抑制し、耐粒界腐食や耐全面腐食性を向上させる重要な元素である。含有量が32.0mass%を下回ると金属間化合物の析出が助長され、一方、38.0mass%を上回ると熱間加工性の劣化や熱間変形抵抗の増大を招く。よって、Ni含有量は32.0〜38.0mass%とした。好ましくは33.0〜37.0mass%、より好もしくは34.0〜36.0mass%である。
Crは耐粒界腐食のみならず耐孔食性や耐すきま腐食性をも向上させる重要な元素である。その効果を十分得るには21.0mass%以上含有する必要がある。しかしながら、25.0mass%を超えて含有するとσ相やχ相などの金属間化合物の析出が助長され、かえって耐食性を劣化させるので、21.0〜25.0mass%とした。好ましくは22.0〜25.0mass%、より好ましくは23.0〜25.0mass%である。
Moは耐全面腐食性、耐孔食性および耐すきま腐食性を向上させるのに有益な元素であるので、6.0mass%以上の含有を必要とする。しかし、Moの過剰な添加はσ相やχ相などの金属間化合物の析出を助長し、耐粒界腐食性を低下させる。よって、Moは6.0〜8.0mass%の範囲とする。好ましくは7.0〜8.0mass%、より好ましくは7.5〜8.0mass%である。
NはCr、Moと同様に耐全面腐食性、耐孔食性および耐すきま腐食性を向上させるのに有益な元素である。その効果を得るためには0.20mass%以上の添加が必要である。また、結晶粒度を制御するためのVあるいはNbの窒化物を析出させるためにも0.20mass以上の添加が必要である。しかしながら、Nを0.30mass%を超えて含有すると熱間変形抵抗が極めて上昇し、熱間加工性を阻害するので、Nの含有量は0.20〜0.30mass%とした。好ましくは0.21mass%〜0.28mass%、より好ましくは0.21〜0.27mass%である。
Cuは一般的な耐食性の向上に有効であるが、その効果を得るためには0.01mass%以上含有させる必要がある。しかし、高電位域の環境においては腐食を進行させる元素となるため0.30mass%以下がよい。よって、その含有量を0.01〜0.40mass%とした。好ましくは0.05〜0.35mass%、より好ましくは0.08〜0.30mass%である。
Alは脱酸によって脱硫を促進してSを低減し、熱間加工性を向上する効果を有するため積極的に添加する必要があるが、Alが0.1mass%を超えると金属間化合物の析出を助長し、さらに、Alの酸化物が析出し、高電位の領域において溶解するため、耐粒界腐食性が低下する。また、AlNはピンニング効果を有するため、結晶粒径の粗大化抑制に効果があり、耐粒界腐食性を向上させるが、含有量が0.012mass%を下回るとその効果が得られない。従って、Alの含有量は0.012〜0.1mass%とした。好ましくは0.012〜0.075mass%、より好ましくは0.012〜0.050mass%である。
Bは熱間加工性を低下させるSよりも優先的に結晶粒界に偏析して、熱間加工性を改善する効果を有するが、0.0005mass%を下回るとその効果が得られない。一方、結晶粒界に偏析するため0.005mass%を超えて含有すると耐粒界腐食性を著しく劣化させる。従って、Bの含有量は0.0005〜0.005mass%とした。好ましくは0.0005〜0.0045mass%、より好ましくは0.0005〜0.004mass%である。
Vは微量の添加で耐粒界腐食性を向上させ、さらに、Bの耐粒界腐食性を低下させる作用を抑制するという観点から本発明においては重要な役割を担う成分である。即ち、VはVの窒化物として析出し、高温での焼鈍時の結晶粒径の粗大化を防止し、これにより結晶粒度を制御することが可能になる。結晶粒径を微細化しBの単位面積当たりの結晶粒界に偏析する量を低下させることで耐粒界腐食性を改善することができる。但し、0.005mass%を下回るとその効果が十分に得られない。また、0.250mass%を上回るとσ相やχ相などの金属間化合物の析出を助長し、耐粒界腐食性を劣化させる。従って、Vの含有量は0.005〜0.250mass%とした。好ましくは0.010〜0.240mass%、より好ましくは0.015〜0.230mass%である。
NbもVと同様に微量の添加で耐粒界腐食性を向上させ、さらに、Bの耐粒界腐食性を低下させる作用を抑制するという観点から本発明においては重要な役割を担う成分である。その機構はVと同様であり、Nbの窒化物として析出し、高温での焼鈍時の結晶粒径の粗大化を防止し、結晶粒度を制御する。但し、0.005mass%を下回るとその効果が十分に得られない。また、0.250mass%を上回るとσ相やχ相などの金属間化合物の析出を助長し、耐粒界腐食性を劣化させる。従って、Nbの含有量は0.005〜0.250mass%とした。好ましくは0.010〜0.240mass%、より好ましくは0.015〜0.230mass%である。
前述したように、VおよびNbはFe−Ni−Cr−Mo合金の耐粒界腐食性を微量の添加でも向上させるため、添加する必要がある。また、VおよびNbの窒化物が析出し、高温で焼鈍しても所謂ピンニング効果により結晶粒径の成長が抑制され、その結果、単位面積当たりの結晶粒界に偏析するB量が低下し、耐粒界腐食に与えるBの悪影響が軽減され、良好な耐粒界腐食性が得られる。その効果を十分に得るためには、図1に示したようにVとNbの量元素の総量が0.005mass%以上必要である。一方、VとNbの総量が0.250mass%を超えて含有するとσ相の析出が助長され、かえって耐粒界腐食性の低下を招く。従って、良好な耐粒界腐食性を得るためには、VおよびNbは0.005≦[mass%V+mass%Nb]≦0.250であることが必要である。好ましくは0.010≦[mass%V+mass%Nb]≦0.249であり、より好ましくは0.015≦[mass%V+mass%Nb]≦0.248である。
Bは良好な表面性状の鋼板あるいはコイルを製造するため、添加が必須な元素である一方で、結晶粒界に偏析するため耐粒界腐食性を低下させる。VおよびNbは微量の添加で耐粒界腐食性を向上させるとともに、窒化物を析出させ、そのピンニング効果により結晶粒径を制御することで耐粒界腐食性を向上させるが、上述した通り、VとNbの過剰な添加はσ相の析出が助長され、耐粒界腐食性の低下を招く。即ち、B量が多く、且つ、VとNbの添加量が多い範囲ではBの耐粒界腐食に対する悪影響とσ相析出の両要因により耐粒界腐食性が劣化する。従って、良好な耐粒界腐食性が得られ、且つ、良好な表面性状を得るためには、100[mass%B]+2.0×[mass%V+mass%Nb]≦0.90を満たすことが必要である。好ましくは100[mass%B]+2.0×[mass%V+mass%Nb]≦0.88、より好ましくは100[mass%B]+2.0×[mass%V+mass%Nb]≦0.86である。
粒界腐食速度は単位面積当たりの結晶粒界に偏析するB量の影響を受けるため、結晶粒径を制御することは重要である。JIS G 0577に基づく結晶粒度が5.0未満であると、単位面積当たりの結晶粒界に偏析するB量が増加し、Bの粒界腐食に対する悪影響が顕著にあらわれる。一方、結晶粒度が7.0を超えると、結晶粒径の総面積が増加し、Bの粒界腐食への悪影響は軽減されるため耐粒界腐食性は確保されるが、硬度が高すぎるため加工が困難になる。従って、JIS G 0551に基づく結晶粒度は5.0〜7.0である必要がある。
ところで、本発明のような高Crおよび高Moの鋼においてはσ相やχ相などの金属間化合物が残存し易いため、固溶化したオーステナイト相組織を得るためには高温での焼鈍が望ましい。しかし、前述の通り、結晶粒径が大きくなると、単位面積当たりの結晶粒界に偏析するB量が増加し、Bの粒界腐食に対する悪影響が顕著に現れる。図2に示す通り、1200℃の高温で焼鈍するとVあるいはNbの窒化物が固溶化され、結晶粒度は2.0まで粗大化しており、良好な耐粒界腐食性が得られないことがわかる。逆に、1080℃で焼鈍すると、結晶粒度は8.0の微細な結晶粒径が得られたが、低温すぎたためσ相が固溶されずに残存しており、良好な耐粒界腐食性が得られなかった。従って、本発明のFe−Ni−Cr−Mo合金を製造するに際し、常法に従って製造した熱延鋼板あるいは冷延鋼板は1100〜1180℃の温度において焼鈍することが必要である。
本発明のFe−Ni−Cr−Mo合金は、鉄屑、ステンレス屑、フェロニッケル、フェロクロムなどの原料を電気炉で溶解し、AOD炉またはVOD炉にて、酸素および希ガスの混合ガスを吹錬して脱炭精錬し、生石灰、Fe−Si合金、Al等を添加してスラグ中のCr酸化物を還元処理した後、蛍石を添加してCaO−SiO2−Al2O3−MgO−F系スラグを形成して脱酸および脱硫し、さらにCa、Mgを添加した後、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法で鋼片とし、その後、上記鋼片を、熱間圧延し、あるいは、さらに冷間圧延して、薄鋼板、厚鋼板、形鋼、棒鋼、線材等の各種鋼材とするのが好ましい。
上記表面性状評価結果、耐粒界腐食性の評価結果および結晶粒度の測定結果を表3中に併記した。
No.30の鋼は(1)式および(2)式を満足するが、B量が0.0058mass%と多く耐粒界腐食性に劣る。
No.31の鋼は(1)式を満足せず、耐粒界腐食性に劣る。
No.32の鋼はV量が0.261mass%と多いため、σ相が析出し、(1)式を満足せず、耐粒界腐食性に劣る。
No.33の鋼はNb量が0.268mass%と多いため、σ相が析出し、(1)式を満足せず、耐粒界腐食性に劣る。
No.34の鋼はVとNbの総添加量が少ないため(1)式を満足せず、そのため、ピンニング効果が得られず結晶粒径が粗大化し、耐粒界腐食性に劣る。
No.35の鋼はNo.34の鋼と同様にVとNbの総添加量が少ないため、焼鈍温度を低下し焼鈍したが、ピンニング効果が得られず結晶粒径が粗大化し、耐粒界腐食性に劣る。
No.36の鋼はB量が0.0001mass%と低く、耐粒界腐食性は良好であったが、表面割れが発生し、表面性状に劣る。
No.37の鋼はB量が0.0002mass%と低いため、表面割れが発生し、表面性状に劣り、且つ(1)式を満足しないためσ相が発生し、耐粒界腐食性にも劣る。
No.38はB量が0.055mass%と非常に高く、(1)式および(2)式を満足せず、耐粒界腐食性に劣る。
No.39の鋼はAlが0.005mass%と低く、AlNによるピンニング効果が得られず、耐粒界腐食性に劣る。
No.40の鋼はAlが0.158mass%と高く、Alの酸化物が高電位の粒界腐食試験において溶解したため、耐粒界腐食性に劣る。
No.41の鋼は焼鈍温度が1090℃と低くσ相が析出し、耐粒界腐食性に劣る。
No.42の鋼は焼鈍温度が1190℃と高く、VおよびNbの窒化物が固溶化され、結晶粒径が粗大化し耐粒界腐食性に劣る。
Claims (4)
- C:0.005〜0.03mass%、
Si:0.02〜0.25mass%、
Mn:0.03〜0.40mass%、
P:0.040mass%以下、
S:0.003mass%以下、
Ni:32.0〜38.0mass%、
Cr:21.0〜25.0mass%、
Mo:6.0〜8.0mass%、
N:0.20〜0.30mass%、
Cu:0.01〜0.40mass%、
Al:0.012〜0.1mass%、
B:0.0005〜0.005mass%
を含有し、さらに
V:0.005〜0.250mass%
あるいはNb:0.005〜0.250mass%
を1種あるいは2種含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
JIS G 0551に基づく5.0〜7.0の結晶粒度を有し、
σ相が析出しておらず、
かつ、下記の(1)式を満足することを特徴とするFe−Ni−Cr−Mo合金。
0.005≦[mass%V+mass%Nb]≦0.250 …(1) - 下記の(2)式を満足することを特徴とする請求項1に記載のFe−Ni−Cr−Mo合金。
100[mass%B]+2.0×[mass%V+mass%Nb]≦0.90 …(2) - C:0.005〜0.03mass%、
Si:0.02〜0.25mass%、
Mn:0.03〜0.40mass%、
P:0.040mass%以下、
S:0.003mass%以下、
Ni:32.0〜38.0mass%、
Cr:21.0〜25.0mass%、
Mo:6.0〜8.0mass%、
N:0.20〜0.30mass%、
Cu:0.01〜0.40mass%、
Al:0.012〜0.1mass%、
B:0.0005〜0.005mass%
を含有し、さらに
V:0.005〜0.250mass%
あるいはNb:0.005〜0.250mass%
を1種あるいは2種含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
かつ、下記の(1)式を満足するFe−Ni−Cr−Mo合金の熱延鋼板あるいは冷延鋼板を製造し、
前記熱延鋼板あるいは冷延鋼板を1100〜1180℃の温度において焼鈍し、
JIS G 0551に基づく5.0〜7.0の結晶粒度を有し、
σ相が析出していないことを特徴とするFe−Ni−Cr−Mo合金の製造方法。
0.005≦[mass%V+mass%Nb]≦0.250 …(1) - 下記の(2)式を満足することを特徴とする請求項3に記載のFe−Ni−Cr−Mo合金の製造方法。
100[mass%B]+2.0×[mass%V+mass%Nb]≦0.90 …(2)
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