JPH0214419B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0214419B2 JPH0214419B2 JP58058200A JP5820083A JPH0214419B2 JP H0214419 B2 JPH0214419 B2 JP H0214419B2 JP 58058200 A JP58058200 A JP 58058200A JP 5820083 A JP5820083 A JP 5820083A JP H0214419 B2 JPH0214419 B2 JP H0214419B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- ppm
- alloy
- hot workability
- stainless steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 53
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 53
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 claims description 26
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 claims description 26
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 13
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 26
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 26
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 20
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 20
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 11
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 10
- 238000000034 method Methods 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 7
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 7
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 4
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 3
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 3
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 3
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 3
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 229910017028 MnSi Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 1
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 1
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 1
- 230000003009 desulfurizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は熱間加工性がすぐれ、更に耐食性、耐
熱性のすぐれた高合金ステンレス鋼に関するもの
である。 高合金ステンレス鋼は特にきびしい耐食性、耐
熱性、耐酸化性が要求される場合に使用され、今
後益々重要性が増大する傾向にある。これらの合
金は多くの場合Cr、Ni、Mo、Si等を多量に含有
し、又Ｎはステンレス鋼の強度と耐食性改善元素
として、積極的に活用が望まれる成分である。 ところがこれらの高合金特にNi、Ｎ、Mo等々
を多量含有する合金においては、熱間での加工性
が劣り、熱間加工中に割れを生じたりあるいはヘ
ゲ状の疵を生じて歩留りの低下をきたす。特に高
合金鋼を連続鋳造化（以後CC化と略す）した場
合、次工程の熱間圧延中に、鋳造時のデンドライ
トの粒界で割れを起こし、製造が不可能となり、
この点でCC化されていない高合金鋼が多いのが
現状である。 一方、これらの高合金鋼では次の点から特に
CC化が望まれ、CC化にともなう効果はきわめて
大きい。 １） 高合金鋼は高価な合金元素を含むため、特
に歩留り向上が望ましく、この点でインゴツト
−分塊圧延法に対してCC化法が強く望まれて
いる。 ２） 高合金鋼のインゴツト・分塊法での製造
で、長時間均熱により、熱間の加工性は改善さ
れるが、長時間均熱による表面スケール生成が
大で脱Cr層等の生成が大となり、製品表面の
耐食性、耐酸化性を劣化する。したがつて能率
上はもとより、製品特性の点からもCC化が望
ましい。 本発明者らは先に鋼塊法における熱間加工性の
改善法を特開昭49−135812号公報に開示し、Al、
Ca処理法を明らかにしたが、更に一歩進めてCC
化をねらい種々の検討を実施した結果、高合金鋼
CC鋳片の熱間加工性を改善し、かつすぐれた耐
食性、耐酸化性を保有した製品を得るためには合
金組成としてＳ、Ｏ量を厳密に規制することが必
要であることが明らかになりその規制限界と手段
を明らかにしたものである。 すなわち、本発明の要旨とするところは下記の
とおりである。 (1) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなる合金に
おいて、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (2) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Mo：5.5％以下、Cu：３％以下、Ｗ：２％以
下の１種または２種以上を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (3) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Nb：１％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下
の１種または２種以上を含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (4) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Mo：5.5％以下、Cu：３％以下、Ｗ：２％以
下の１種または２種以上、Nb：１％以下、
Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下の１種または２
種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純
物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (5) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Mo：5.5％以下、Cu：３％以下、Ｗ：２％以
下の１種または２種以上、Sn：0.1％以下を含
有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (6) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Nb：１％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下
の１種または２種以上、Sn：0.1％以下を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなる合
金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (7) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Mo：5.5％以下、Cu：３％以下、Ｗ：２％以
下の１種または２種以上、Nb：１％以下、
Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下の１種または２
種以上、Sn：0.1％以下を含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 以下、本発明を詳細に説明する。 すでに前述した通り、高合金鋼の熱間加工性や
耐食性には脱酸、脱硫成分が重要であるがCC鋳
片の熱間加工性の向上のためには、鋳造時のデン
ドライトの粒界延性をより一層向上させる必要の
あることが判明し、よりきびしい合金組成の規制
が必要なことが判明した。 本発明者らは実験室規模ならびに実鋳片の実験
で、各種の高合金鋼及び含Ｎ合金鋼のＳ量、Ｏ量
を変え、AlやSi脱酸と組合せて、Ca、Ce等の添
加量を変えて数多くの実験を実施し、鋳片の熱間
加工性を評価した。 その結果高合金鋳片の熱間加工性には多くの要
因が関連しているが、最も大きな影響を与える要
因は、鋼中のＳ、Ｏ量及びCa、Ce量であり、こ
れらは多くの実験から各元素をppmで表示して
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕の形で熱間加工性に影
響することが判明した。次いで大きな影響を与え
る要因はＮ量、Mo量、Nb量、更にはＶ、Ｗ、
Cu量等であり、又次式に定義するδcal（％）も熱
間加工性に影響することがわかつた。δcal（％）＝
３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−
84（Ｃ＋Ｎ）−19.8（この場合には各成分は重量パ
ーセント表示である。） 第１図は、鋳片表面部分から、熱間衝撃試験片
を採取して加熱後空冷中に衝撃温度を変えて熱間
衝撃試験（加熱条件1250℃、衝撃温度1200〜1000
℃各50℃おき）を実施し、それらの総合評点で熱
間加工性を評価した結果を示している。合金(a)は
25Cr−20Ni−0.08N合金でそのＳ、Ｏ、Ca、Ce
量と熱間加工性との関連を示している。こうして
(a)合金の場合各元素をppmで表示して〔Ｓ＋Ｏ−
0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）は40以下で熱間加工性が
すぐれている。合金(b)は25Cr−15Ni−0.4N−
1Mo合金の例で、この場合には〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca
−0.3Ce〕（ppm）は30以下でないと熱間加工性は
改善されない。もちろんCaやCeを多く活用すれ
ば有効であるがCaやCeの量が多すぎると耐食性
をそこなうことがあり、Ca量やCe量は１種ある
いは２種で0.001〜0.03％とする。 第２図は合金25Cr−（12〜15）Ni−（0.3〜0.4）
Ｎ−0.8Moのδcal（％）の熱間加工性に対する影
響を示している。δcal（％）は上述したごとく、
δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn
＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義している。こ
の場合は熱間加工性として、鋳片よりグリーブル
試片を採取し、950〜1250℃間で引張り、最小の
絞り値を指標としている。絞り値が60％以上あれ
ば熱間加工性が良好である。該合金において〔Ｓ
＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）30（図中Ｂ領域）
でかつδcal（％）−10％の場合熱間加工性は良
好となる。〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）＞30
（図中Ａ領域）ではδcal（％）を０に近づけると改
良されるが、その程度が不足である。 以上の実験事実から合金組成として〔Ｓ＋Ｏ−
0.8Ca−0.3Ce〕を低減することが重要であり、か
つ合金組成によつてこの値が異なることが判明し
た。すなわち含Ｎ・Cr−Ni系合金では〔Ｓ＋Ｏ
−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）40でよいが、含Ｎ・
Cr−Ni系で更にMo、Nb、Cu、Sn等々を含有す
る場合には、〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）
30が必要となる。これらの条件と共に更にδcal
（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋
0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8は大きい方が望まし
く、δcal（％）−10％が必要である。ここに、
Ｓ量は合金そのもののＳ量を低下させ含有量
30ppm以下、望ましくは15ppm未満である。Ｏ量
はAlやTi等の脱酸成分で脱酸され、Total酸素量
として50ppm以下、望ましくは40ppm未満であ
る。更に、CaやCeを添加して酸素を固定するこ
とが望ましい。 これらの対策を実施した合金の鋳造後の介在物
組成を調査した結果、熱間加工性の劣る合金では
介在物中にMnSやMnSiの酸化物が認められるの
に対し熱間加工性の良好な合金では介在物中に硫
化物は認められず、かつ酸化物中にもSiやMnは
なく、Al、Ti、Ca、Ce等の極めて安定な酸化物
のみが認められた。これらの結果は鋳造後のデン
ドライト粒界にもＳはなく、かつ酸素もきわめて
安定な酸化物の形で固定される結果、粒界の清浄
度が向上し、高温ですぐれた延性が得られ、高温
延性の改善に結びついたものと考えられる。 以下に各成分の限定理由について述べる。 Ｃ：Ｃはステンレス鋼の耐食性には有害である
が、強度の点では望ましい。したがつて0.3％ま
でとした。0.3％をこえると耐食性を大巾に劣化
させる。下限の0.005％は工業的な経済性で決ま
る下限である。 Si：Siはステンレス鋼の耐食性を増し、耐酸化
性を増す。上限５％はこれをこえると効果が飽和
すると共に熱間加工性を劣化させる。 Mn：MnはＮの固溶度を増すが耐食性を劣化
させるので上限を８％とした。８％をこえると耐
食性、耐酸化性を損う。 Ｐ：Ｐは耐食性、熱間加工性の点では少ない方
が良好で0.04％以下とした。これをこえると両特
性が劣化する。 Ｓ：Ｓは本発明の熱間加工性向上のための重要
成分で、低ければ低い程よく30ppm以下、望まし
くは15ppm以下とする。特に後述するようにＯと
共に低くして、高温での粒界延性を向上させるこ
とが重要である。 Ｏ：Ｏも本発明の熱間加工性向上のための重要
成分で、低ければ低い程よく50ppm以下、望まし
くは40ppm以下とする。Ｓと共に低くして高温で
の粒界延性を向上させることが重要である。 Cr：Crはステンレス鋼の基本成分で15％以上
が特に効果が大きく、多い程耐食性、耐酸化性を
増すが35％をこえると高価となる。 Ni：NiはCrと共にステンレス鋼、耐熱鋼の基
本成分である。５％未満では耐食性が不十分で、
多ければ多い程効果的であるが、40％をこえると
きわめて高価となる。 Ｎ：Ｎはステンレス鋼の強度と耐食性を増し
0.01％以上で効果を示すが、0.5％を超えると、
固溶度を超え気泡となる。 Al、Ti：AlやTiは、強力な脱酸剤として機能
し、この機能を発揮せしめるべく0.01〜0.1％の
範囲で添加する。0.1％を超えて添加すると、鋼
の耐食性を劣化させる。一方、AlやTiは、低Ｓ
鋼中でCa或いはCeと共存してＯを固定し、Siが
Mnの酸化物を出現させず、鋼の熱間加工性を大
幅に改善する。 Mo、Cu、Ｗは、それぞれ5.5％以下、３％以
下、２％以下の添加によつて、ステンレス鋼の耐
食性を向上せしめる。しかし、前記含有量を超え
て添加すると、鋼の熱間加工性を劣化させる。 Nb、ＶおよびZrは、炭窒化物形成元素であつ
て、それぞれ１％以下、１％以下、0.5％以下の
添加によつて微細な炭窒化物を析出せしめ、それ
によつて鋼の強度、耐食性、耐酸化性を向上させ
る。しかし、前記含有量を超えて添加すると、効
果が飽和するのみならず、鋼の熱間加工性を損な
う。 Ca、Ce：CaやCeは、強力な脱酸、脱硫剤とし
て0.001〜0.03％の範囲で添加する。0.03％を超え
て添加すると、鋼の耐食性を劣化させる。Caや
Ceは低Ｓ鋼中でAlやTiと共存してＯを固定する
とともにMnSの生成を防止し、鋼の熱間加工性
を大幅に改善する。 Snは、ステンレス鋼の耐酸性を向上させる目
的で、0.1％以下添加する。0.1％を超えて添加す
ると、鋼の熱間加工性を劣化させる。 以上の各元素の限定に加えて、更に次の２点が
必要である。すなわち 含Ｎ・Cr−Niステンレス鋼においては、
ppmで表示した〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕
（ppm）40、で含Ｎ・Cr−NiにMo、Nb、
Ｗ、Cu等を含有する場合にはppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）30が必要で
ある。 各元素を重量パーセントで表示したδcal（％）
＝３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋
0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8は、凝固組織中の
δFe量の比率を表わし、δFeが現われると、Ｓや
Ｏのγ粒界への偏析を軽減する。したがつて
δcal（％）を−10％よりも大きくすることが必
要で、このδFeの作用と〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−
0.3Ce〕を低減する作用は相乗作用を示して熱
間加工性を大巾に改善する。 なお本式に含まれないNb、Ｗ、Ｖ、Zr等々は
δフエライト生成元素であるが、本発明の添加量
範囲では影響が小さいので、本式からは除いた。 以下に本発明の実施例について述べる。 表１は、本発明鋼並びに比較鋼の化学成分組成
を示すもので、電気炉−AOD法、及び電気炉−
VAC法によつて溶製し、脱硫を十分にし、Al、
Ti、Ca、Ceを使用して脱酸した。本発明鋼はい
づれもＳが30ppm以下、O50ppm以下で〔Ｓ＋Ｏ
−0.8Ca−0.3Ce〕が40以下、及び30以下であり
δcal−10％を満たしている。比較鋼ではＳ、Ｏ
が高くAl、Caの活用が不満足で〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca
−0.3Ce〕は40以上でありδcal−10％のものも
ある。 これらの溶鋼を、連鋳スラブに通常条件で鋳造
した。通常通り手入後、厚板圧延向け、及びホツ
トストリツプ圧延向けに振り分け、それぞれ通常
のステンレス鋼用条件で熱間圧延した結果は表２
の通りである。比較鋼に対して本発明鋼は熱間圧
延によつて割れや、ヘゲ疵を発生することなく、
きわめて良好であり、本発明の効果を立証した。
熱性のすぐれた高合金ステンレス鋼に関するもの
である。 高合金ステンレス鋼は特にきびしい耐食性、耐
熱性、耐酸化性が要求される場合に使用され、今
後益々重要性が増大する傾向にある。これらの合
金は多くの場合Cr、Ni、Mo、Si等を多量に含有
し、又Ｎはステンレス鋼の強度と耐食性改善元素
として、積極的に活用が望まれる成分である。 ところがこれらの高合金特にNi、Ｎ、Mo等々
を多量含有する合金においては、熱間での加工性
が劣り、熱間加工中に割れを生じたりあるいはヘ
ゲ状の疵を生じて歩留りの低下をきたす。特に高
合金鋼を連続鋳造化（以後CC化と略す）した場
合、次工程の熱間圧延中に、鋳造時のデンドライ
トの粒界で割れを起こし、製造が不可能となり、
この点でCC化されていない高合金鋼が多いのが
現状である。 一方、これらの高合金鋼では次の点から特に
CC化が望まれ、CC化にともなう効果はきわめて
大きい。 １） 高合金鋼は高価な合金元素を含むため、特
に歩留り向上が望ましく、この点でインゴツト
−分塊圧延法に対してCC化法が強く望まれて
いる。 ２） 高合金鋼のインゴツト・分塊法での製造
で、長時間均熱により、熱間の加工性は改善さ
れるが、長時間均熱による表面スケール生成が
大で脱Cr層等の生成が大となり、製品表面の
耐食性、耐酸化性を劣化する。したがつて能率
上はもとより、製品特性の点からもCC化が望
ましい。 本発明者らは先に鋼塊法における熱間加工性の
改善法を特開昭49−135812号公報に開示し、Al、
Ca処理法を明らかにしたが、更に一歩進めてCC
化をねらい種々の検討を実施した結果、高合金鋼
CC鋳片の熱間加工性を改善し、かつすぐれた耐
食性、耐酸化性を保有した製品を得るためには合
金組成としてＳ、Ｏ量を厳密に規制することが必
要であることが明らかになりその規制限界と手段
を明らかにしたものである。 すなわち、本発明の要旨とするところは下記の
とおりである。 (1) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなる合金に
おいて、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (2) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Mo：5.5％以下、Cu：３％以下、Ｗ：２％以
下の１種または２種以上を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (3) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Nb：１％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下
の１種または２種以上を含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (4) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Mo：5.5％以下、Cu：３％以下、Ｗ：２％以
下の１種または２種以上、Nb：１％以下、
Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下の１種または２
種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純
物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (5) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Mo：5.5％以下、Cu：３％以下、Ｗ：２％以
下の１種または２種以上、Sn：0.1％以下を含
有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (6) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Nb：１％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下
の１種または２種以上、Sn：0.1％以下を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなる合
金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 (7) 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35
％、Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：
30ppm以下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTi
の１種または２種を0.01〜0.1％、Caあるいは
Ceの１種または２種を0.001〜0.03％、さらに
Mo：5.5％以下、Cu：３％以下、Ｗ：２％以
下の１種または２種以上、Nb：１％以下、
Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下の１種または２
種以上、Sn：0.1％以下を含有し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ス
テンレス鋼。 以下、本発明を詳細に説明する。 すでに前述した通り、高合金鋼の熱間加工性や
耐食性には脱酸、脱硫成分が重要であるがCC鋳
片の熱間加工性の向上のためには、鋳造時のデン
ドライトの粒界延性をより一層向上させる必要の
あることが判明し、よりきびしい合金組成の規制
が必要なことが判明した。 本発明者らは実験室規模ならびに実鋳片の実験
で、各種の高合金鋼及び含Ｎ合金鋼のＳ量、Ｏ量
を変え、AlやSi脱酸と組合せて、Ca、Ce等の添
加量を変えて数多くの実験を実施し、鋳片の熱間
加工性を評価した。 その結果高合金鋳片の熱間加工性には多くの要
因が関連しているが、最も大きな影響を与える要
因は、鋼中のＳ、Ｏ量及びCa、Ce量であり、こ
れらは多くの実験から各元素をppmで表示して
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕の形で熱間加工性に影
響することが判明した。次いで大きな影響を与え
る要因はＮ量、Mo量、Nb量、更にはＶ、Ｗ、
Cu量等であり、又次式に定義するδcal（％）も熱
間加工性に影響することがわかつた。δcal（％）＝
３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−
84（Ｃ＋Ｎ）−19.8（この場合には各成分は重量パ
ーセント表示である。） 第１図は、鋳片表面部分から、熱間衝撃試験片
を採取して加熱後空冷中に衝撃温度を変えて熱間
衝撃試験（加熱条件1250℃、衝撃温度1200〜1000
℃各50℃おき）を実施し、それらの総合評点で熱
間加工性を評価した結果を示している。合金(a)は
25Cr−20Ni−0.08N合金でそのＳ、Ｏ、Ca、Ce
量と熱間加工性との関連を示している。こうして
(a)合金の場合各元素をppmで表示して〔Ｓ＋Ｏ−
0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）は40以下で熱間加工性が
すぐれている。合金(b)は25Cr−15Ni−0.4N−
1Mo合金の例で、この場合には〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca
−0.3Ce〕（ppm）は30以下でないと熱間加工性は
改善されない。もちろんCaやCeを多く活用すれ
ば有効であるがCaやCeの量が多すぎると耐食性
をそこなうことがあり、Ca量やCe量は１種ある
いは２種で0.001〜0.03％とする。 第２図は合金25Cr−（12〜15）Ni−（0.3〜0.4）
Ｎ−0.8Moのδcal（％）の熱間加工性に対する影
響を示している。δcal（％）は上述したごとく、
δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn
＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義している。こ
の場合は熱間加工性として、鋳片よりグリーブル
試片を採取し、950〜1250℃間で引張り、最小の
絞り値を指標としている。絞り値が60％以上あれ
ば熱間加工性が良好である。該合金において〔Ｓ
＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）30（図中Ｂ領域）
でかつδcal（％）−10％の場合熱間加工性は良
好となる。〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）＞30
（図中Ａ領域）ではδcal（％）を０に近づけると改
良されるが、その程度が不足である。 以上の実験事実から合金組成として〔Ｓ＋Ｏ−
0.8Ca−0.3Ce〕を低減することが重要であり、か
つ合金組成によつてこの値が異なることが判明し
た。すなわち含Ｎ・Cr−Ni系合金では〔Ｓ＋Ｏ
−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）40でよいが、含Ｎ・
Cr−Ni系で更にMo、Nb、Cu、Sn等々を含有す
る場合には、〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）
30が必要となる。これらの条件と共に更にδcal
（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋
0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8は大きい方が望まし
く、δcal（％）−10％が必要である。ここに、
Ｓ量は合金そのもののＳ量を低下させ含有量
30ppm以下、望ましくは15ppm未満である。Ｏ量
はAlやTi等の脱酸成分で脱酸され、Total酸素量
として50ppm以下、望ましくは40ppm未満であ
る。更に、CaやCeを添加して酸素を固定するこ
とが望ましい。 これらの対策を実施した合金の鋳造後の介在物
組成を調査した結果、熱間加工性の劣る合金では
介在物中にMnSやMnSiの酸化物が認められるの
に対し熱間加工性の良好な合金では介在物中に硫
化物は認められず、かつ酸化物中にもSiやMnは
なく、Al、Ti、Ca、Ce等の極めて安定な酸化物
のみが認められた。これらの結果は鋳造後のデン
ドライト粒界にもＳはなく、かつ酸素もきわめて
安定な酸化物の形で固定される結果、粒界の清浄
度が向上し、高温ですぐれた延性が得られ、高温
延性の改善に結びついたものと考えられる。 以下に各成分の限定理由について述べる。 Ｃ：Ｃはステンレス鋼の耐食性には有害である
が、強度の点では望ましい。したがつて0.3％ま
でとした。0.3％をこえると耐食性を大巾に劣化
させる。下限の0.005％は工業的な経済性で決ま
る下限である。 Si：Siはステンレス鋼の耐食性を増し、耐酸化
性を増す。上限５％はこれをこえると効果が飽和
すると共に熱間加工性を劣化させる。 Mn：MnはＮの固溶度を増すが耐食性を劣化
させるので上限を８％とした。８％をこえると耐
食性、耐酸化性を損う。 Ｐ：Ｐは耐食性、熱間加工性の点では少ない方
が良好で0.04％以下とした。これをこえると両特
性が劣化する。 Ｓ：Ｓは本発明の熱間加工性向上のための重要
成分で、低ければ低い程よく30ppm以下、望まし
くは15ppm以下とする。特に後述するようにＯと
共に低くして、高温での粒界延性を向上させるこ
とが重要である。 Ｏ：Ｏも本発明の熱間加工性向上のための重要
成分で、低ければ低い程よく50ppm以下、望まし
くは40ppm以下とする。Ｓと共に低くして高温で
の粒界延性を向上させることが重要である。 Cr：Crはステンレス鋼の基本成分で15％以上
が特に効果が大きく、多い程耐食性、耐酸化性を
増すが35％をこえると高価となる。 Ni：NiはCrと共にステンレス鋼、耐熱鋼の基
本成分である。５％未満では耐食性が不十分で、
多ければ多い程効果的であるが、40％をこえると
きわめて高価となる。 Ｎ：Ｎはステンレス鋼の強度と耐食性を増し
0.01％以上で効果を示すが、0.5％を超えると、
固溶度を超え気泡となる。 Al、Ti：AlやTiは、強力な脱酸剤として機能
し、この機能を発揮せしめるべく0.01〜0.1％の
範囲で添加する。0.1％を超えて添加すると、鋼
の耐食性を劣化させる。一方、AlやTiは、低Ｓ
鋼中でCa或いはCeと共存してＯを固定し、Siが
Mnの酸化物を出現させず、鋼の熱間加工性を大
幅に改善する。 Mo、Cu、Ｗは、それぞれ5.5％以下、３％以
下、２％以下の添加によつて、ステンレス鋼の耐
食性を向上せしめる。しかし、前記含有量を超え
て添加すると、鋼の熱間加工性を劣化させる。 Nb、ＶおよびZrは、炭窒化物形成元素であつ
て、それぞれ１％以下、１％以下、0.5％以下の
添加によつて微細な炭窒化物を析出せしめ、それ
によつて鋼の強度、耐食性、耐酸化性を向上させ
る。しかし、前記含有量を超えて添加すると、効
果が飽和するのみならず、鋼の熱間加工性を損な
う。 Ca、Ce：CaやCeは、強力な脱酸、脱硫剤とし
て0.001〜0.03％の範囲で添加する。0.03％を超え
て添加すると、鋼の耐食性を劣化させる。Caや
Ceは低Ｓ鋼中でAlやTiと共存してＯを固定する
とともにMnSの生成を防止し、鋼の熱間加工性
を大幅に改善する。 Snは、ステンレス鋼の耐酸性を向上させる目
的で、0.1％以下添加する。0.1％を超えて添加す
ると、鋼の熱間加工性を劣化させる。 以上の各元素の限定に加えて、更に次の２点が
必要である。すなわち 含Ｎ・Cr−Niステンレス鋼においては、
ppmで表示した〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕
（ppm）40、で含Ｎ・Cr−NiにMo、Nb、
Ｗ、Cu等を含有する場合にはppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）30が必要で
ある。 各元素を重量パーセントで表示したδcal（％）
＝３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋
0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8は、凝固組織中の
δFe量の比率を表わし、δFeが現われると、Ｓや
Ｏのγ粒界への偏析を軽減する。したがつて
δcal（％）を−10％よりも大きくすることが必
要で、このδFeの作用と〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−
0.3Ce〕を低減する作用は相乗作用を示して熱
間加工性を大巾に改善する。 なお本式に含まれないNb、Ｗ、Ｖ、Zr等々は
δフエライト生成元素であるが、本発明の添加量
範囲では影響が小さいので、本式からは除いた。 以下に本発明の実施例について述べる。 表１は、本発明鋼並びに比較鋼の化学成分組成
を示すもので、電気炉−AOD法、及び電気炉−
VAC法によつて溶製し、脱硫を十分にし、Al、
Ti、Ca、Ceを使用して脱酸した。本発明鋼はい
づれもＳが30ppm以下、O50ppm以下で〔Ｓ＋Ｏ
−0.8Ca−0.3Ce〕が40以下、及び30以下であり
δcal−10％を満たしている。比較鋼ではＳ、Ｏ
が高くAl、Caの活用が不満足で〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca
−0.3Ce〕は40以上でありδcal−10％のものも
ある。 これらの溶鋼を、連鋳スラブに通常条件で鋳造
した。通常通り手入後、厚板圧延向け、及びホツ
トストリツプ圧延向けに振り分け、それぞれ通常
のステンレス鋼用条件で熱間圧延した結果は表２
の通りである。比較鋼に対して本発明鋼は熱間圧
延によつて割れや、ヘゲ疵を発生することなく、
きわめて良好であり、本発明の効果を立証した。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
第１図は高合金鋼の熱間加工性に対するＳ、
Ｏ、Ca、Ceの影響を示す図、第２図は〔25Cr−
（12〜15）Ni−（0.3〜0.4）Ｎ−0.8Mo〕合金の熱
間加工性（最小絞り値）に対するδcal（％）及び
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕値との関係を示す図で
ある。
Ｏ、Ca、Ceの影響を示す図、第２図は〔25Cr−
（12〜15）Ni−（0.3〜0.4）Ｎ−0.8Mo〕合金の熱
間加工性（最小絞り値）に対するδcal（％）及び
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕値との関係を示す図で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35％、
Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：30ppm以
下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTiの１種また
は２種を0.01〜0.1％、CaあるいはCeの１種また
は２種を0.001〜0.03％含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であること
を特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ステン
レス鋼。 ２ 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35％、
Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：30ppm以
下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTiの１種また
は２種を0.01〜0.1％、CaあるいはCeの１種また
は２種を0.001〜0.03％、さらにMo：5.5％以下、
Cu：３％以下、Ｗ：２％以下の１種または２種
以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であること
を特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ステン
レス鋼。 ３ 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35％、
Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：30ppm以
下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTiの１種また
は２種を0.01〜0.1％、CaあるいはCeの１種また
は２種を0.001〜0.03％、さらにNb：１％以下、
Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下の１種または２種
以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であること
を特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ステン
レス鋼。 ４ 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35％、
Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：30ppm以
下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTiの１種また
は２種を0.01〜0.1％、CaあるいはCeの１種また
は２種を0.001〜0.03％、さらにMo：5.5％以下、
Cu：３％以下、Ｗ：２％以下の１種または２種
以上、Nb：１％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5％
以下の１種または２種以上を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であること
を特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ステン
レス鋼。 ５ 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35％、
Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：30ppm以
下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTiの１種また
は２種を0.01〜0.1％、CaあるいはCeの１種また
は２種を0.001〜0.03％、さらにMo：5.5％以下、
Cu：３％以下、Ｗ：２％以下の１種または２種
以上、Sn：0.1％以下を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であること
を特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ステン
レス鋼。 ６ 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35％、
Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：30ppm以
下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTiの１種また
は２種を0.01〜0.1％、CaあるいはCeの１種また
は２種を0.001〜0.03％、さらにNb：１％以下、
Ｖ：１％以下、Zr：0.5％以下の１種または２種
以上、Sn：0.1％以下を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる合金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40であること
を特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ステン
レス鋼。 ７ 重量で、Ｃ：0.005〜0.3％、Si：５％以下、
Mn：８％以下、Ｐ：0.04％以下、Cr：15〜35％、
Ni：５〜40％、Ｎ：0.01〜0.5％、Ｓ：30ppm以
下、Ｏ：50ppm以下、AlあるいはTiの１種また
は２種を0.01〜0.1％、CaあるいはCeの１種また
は２種を0.001〜0.03％、さらにMo：5.5％以下、
Cu：３％以下、Ｗ：２％以下の１種または２種
以上、Nb：１％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5％
以下の１種または２種以上、Sn：0.1％以下を含
有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる合
金において、 δcal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu） −84（Ｃ＋Ｎ）−19.8 が−10％以上で、かつ各成分をppmで表示した
〔Ｓ＋Ｏ−0.8Ca−0.3Ce〕（ppm）≦40でであるこ
とを特徴とする熱間加工性のすぐれた高合金ステ
ンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5820083A JPS59182956A (ja) | 1983-04-02 | 1983-04-02 | 熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5820083A JPS59182956A (ja) | 1983-04-02 | 1983-04-02 | 熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59182956A JPS59182956A (ja) | 1984-10-17 |
| JPH0214419B2 true JPH0214419B2 (ja) | 1990-04-09 |
Family
ID=13077383
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5820083A Granted JPS59182956A (ja) | 1983-04-02 | 1983-04-02 | 熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59182956A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1993022471A1 (en) * | 1992-04-30 | 1993-11-11 | Kawasaki Steel Corporation | Fe-Cr ALLOY EXCELLENT IN WORKABILITY |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60114554A (ja) * | 1983-11-24 | 1985-06-21 | Kawasaki Steel Corp | 継目無鋼管用高Νｉオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JPS61227154A (ja) * | 1985-04-02 | 1986-10-09 | Ube Ind Ltd | Ｃｒ−Ｍｎ系耐熱鋳鋼 |
| JPS61231142A (ja) * | 1985-04-05 | 1986-10-15 | Ube Ind Ltd | Ｃｒ−Ｍｎ系耐熱鋳鋼 |
| JPS627832A (ja) * | 1985-07-03 | 1987-01-14 | Nippon Steel Corp | 熱間加工性の優れた高合金鋼 |
| JPS6369951A (ja) * | 1986-09-09 | 1988-03-30 | Kawasaki Steel Corp | 高硬度非磁性オ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JPS63123556A (ja) * | 1986-11-13 | 1988-05-27 | Nippon Steel Corp | 鋳造過程および熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法 |
| JPS64254A (en) * | 1987-03-11 | 1989-01-05 | Nippon Steel Corp | High-hardness nonmagnetic stainless steel |
| JPH0674490B2 (ja) * | 1987-09-09 | 1994-09-21 | 日本鋼管株式会社 | 耐海水用オーステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH01165747A (ja) * | 1987-12-21 | 1989-06-29 | Kawasaki Steel Corp | 熱間加工性と耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH01168846A (ja) * | 1987-12-24 | 1989-07-04 | Kawasaki Steel Corp | 熱間加工性と耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP2668541B2 (ja) * | 1988-03-08 | 1997-10-27 | 新日本製鐵株式会社 | プラズマディスラプション時の溶融表面の平滑・平坦化特性に優れた核融合炉の第一壁部材用オーステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH0660369B2 (ja) * | 1988-04-11 | 1994-08-10 | 新日本製鐵株式会社 | 鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼 |
| JPH072981B2 (ja) * | 1989-04-05 | 1995-01-18 | 株式会社クボタ | 耐熱合金 |
| JP3227734B2 (ja) * | 1991-09-30 | 2001-11-12 | 住友金属工業株式会社 | 高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法 |
| JPH06158234A (ja) * | 1992-11-27 | 1994-06-07 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH06200353A (ja) * | 1992-12-28 | 1994-07-19 | Nippon Steel Corp | 熱間加工性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| MY121162A (en) * | 1999-09-28 | 2005-12-30 | Nippon Mining Co | Fe-cr-ni alloy for electron gun electrodes and fe-cr-ni alloy sheet for electron gun electrodes. |
| JP5176561B2 (ja) | 2007-07-02 | 2013-04-03 | 新日鐵住金株式会社 | 高合金管の製造方法 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49107909A (ja) * | 1973-02-20 | 1974-10-14 | ||
| JPS49135812A (ja) * | 1973-05-04 | 1974-12-27 | ||
| JPS508967A (ja) * | 1973-06-02 | 1975-01-29 | ||
| JPS5446117A (en) * | 1977-09-21 | 1979-04-11 | Nippon Stainless Steel Co | Twoophase stainless steel having good hot working property |
| JPS5644757A (en) * | 1979-09-14 | 1981-04-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Two phase stainless steel excellent in hot workability |
| JPS5715660A (en) * | 1980-06-25 | 1982-01-27 | Nitto Kohki Co Ltd | Special grinder device |
| JPS5716153A (en) * | 1980-07-03 | 1982-01-27 | Nippon Steel Corp | Stainless alloy having few flaw formed by rolling in hot rolling |
-
1983
- 1983-04-02 JP JP5820083A patent/JPS59182956A/ja active Granted
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49107909A (ja) * | 1973-02-20 | 1974-10-14 | ||
| JPS49135812A (ja) * | 1973-05-04 | 1974-12-27 | ||
| JPS508967A (ja) * | 1973-06-02 | 1975-01-29 | ||
| JPS5446117A (en) * | 1977-09-21 | 1979-04-11 | Nippon Stainless Steel Co | Twoophase stainless steel having good hot working property |
| JPS5644757A (en) * | 1979-09-14 | 1981-04-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Two phase stainless steel excellent in hot workability |
| JPS5715660A (en) * | 1980-06-25 | 1982-01-27 | Nitto Kohki Co Ltd | Special grinder device |
| JPS5716153A (en) * | 1980-07-03 | 1982-01-27 | Nippon Steel Corp | Stainless alloy having few flaw formed by rolling in hot rolling |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1993022471A1 (en) * | 1992-04-30 | 1993-11-11 | Kawasaki Steel Corporation | Fe-Cr ALLOY EXCELLENT IN WORKABILITY |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59182956A (ja) | 1984-10-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0214419B2 (ja) | ||
| JP6842257B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ合金とその製造方法 | |
| US9816163B2 (en) | Cost-effective ferritic stainless steel | |
| RU2650467C2 (ru) | Ферритная нержавеющая сталь, обладающая превосходной стойкостью к окислению, хорошими жаропрочностью и формуемостью | |
| JPH08193240A (ja) | 耐焼戻し脆性に優れた鋼材及びその製造方法 | |
| JPH0463146B2 (ja) | ||
| JP2533968B2 (ja) | ミグ溶接作業性に優れたオ―ステナイト系ステンレス線材 | |
| JP6776469B1 (ja) | 二相ステンレス鋼とその製造方法 | |
| WO2022210651A1 (ja) | 二相ステンレス鋼線材および二相ステンレス鋼線 | |
| JPH02197550A (ja) | 高純度耐熱鋼 | |
| JPH057457B2 (ja) | ||
| JP2838468B2 (ja) | 熱間圧延での割れを防止するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス合金の製造方法 | |
| JP3884899B2 (ja) | 加工性と耐食性に優れ表面疵が少ないフェライト系ステンレス鋼 | |
| JPH07268455A (ja) | 熱間圧延での微小割れを防止するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス合金の製造方法 | |
| KR100215727B1 (ko) | 시그마상 형성이 억제된 고내식성 듀플렉스 스테인리스강 | |
| JPH0545661B2 (ja) | ||
| JPH0488151A (ja) | 熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼 | |
| JPS5913053A (ja) | 耐食性，加工性及び溶接特性のすぐれたステンレス鋼 | |
| JPS6214626B2 (ja) | ||
| JP2002173720A (ja) | 熱間加工性に優れたＮｉ基合金 | |
| JP2759678B2 (ja) | 熱間加工性に優れたステンレス鋼 | |
| JPH0536492B2 (ja) | ||
| JPS5946301B2 (ja) | 被削性にすぐれた冷間鍛造用鋼およびその製造方法 | |
| JP3363628B2 (ja) | 溶融塩に対する耐食性に優れたステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2000034545A (ja) | 熱間加工性の改善されたオーステナイト系耐熱鋼およびその製造方法 |