JPH03291358A - 靭性と熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
靭性と熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPH03291358A JPH03291358A JP9334390A JP9334390A JPH03291358A JP H03291358 A JPH03291358 A JP H03291358A JP 9334390 A JP9334390 A JP 9334390A JP 9334390 A JP9334390 A JP 9334390A JP H03291358 A JPH03291358 A JP H03291358A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は連続鋳造スラブ(以下CCスラブという)を直
接に製品形状とするような厳しい熱間加工においても熱
間加工底の発生が少なく、かつその加工製品の靭性が極
めて良好な二相ステンレス鋼およびその製造法に関する
。
接に製品形状とするような厳しい熱間加工においても熱
間加工底の発生が少なく、かつその加工製品の靭性が極
めて良好な二相ステンレス鋼およびその製造法に関する
。
Crを多量に含有する二相ステンレス鋼は塩化物による
孔食、隙間腐食ならびに応力腐食に対して強い抵抗性を
備えているため、海水を利用した熱交換器を始め、化学
製造機器、油井用配管材料等としての用途が益々拡大中
である。
孔食、隙間腐食ならびに応力腐食に対して強い抵抗性を
備えているため、海水を利用した熱交換器を始め、化学
製造機器、油井用配管材料等としての用途が益々拡大中
である。
フェライト−オーステナイトの混合組織より成る二相ス
テンレス鋼は、一般にオーステナイトステンレス鋼と比
べて降伏強度が高い反面、靭性がやや劣るといった特徴
を有している。二相ステンレス鋼の靭性はフェライト相
の構成比率か高いほど低下することが知られており、実
用的な二相ステンレス鋼はフェライト相を50%前後含
有していることがらオーステナイトステンレス鋼より靭
性が劣ることは必然的だと考えられている。また二相ス
テンレス鋼の加工製品、例えば鋼板では圧延方向に平行
に伝播するような衝撃割れに対する抵抗性が小さいとい
った靭性の異方性が存在する。
テンレス鋼は、一般にオーステナイトステンレス鋼と比
べて降伏強度が高い反面、靭性がやや劣るといった特徴
を有している。二相ステンレス鋼の靭性はフェライト相
の構成比率か高いほど低下することが知られており、実
用的な二相ステンレス鋼はフェライト相を50%前後含
有していることがらオーステナイトステンレス鋼より靭
性が劣ることは必然的だと考えられている。また二相ス
テンレス鋼の加工製品、例えば鋼板では圧延方向に平行
に伝播するような衝撃割れに対する抵抗性が小さいとい
った靭性の異方性が存在する。
鋼板を素材とした電縫鋼管とUO鋼管やシームレス鋼管
等のパイプ製品でも、主たる加工方向に平行に割れが伝
播する場合の靭性値が低くなるがちといった問題点を有
している。
等のパイプ製品でも、主たる加工方向に平行に割れが伝
播する場合の靭性値が低くなるがちといった問題点を有
している。
またこの二相ステンレス鋼は一般に高温での変形能が劣
るという欠点があり、鋼板や鋼管等を製造するために熱
間加工を施すと表面疵や耳割れ等を発生し易く従って健
全な加工製品を得ることが非常に難しい材料でもあった
。
るという欠点があり、鋼板や鋼管等を製造するために熱
間加工を施すと表面疵や耳割れ等を発生し易く従って健
全な加工製品を得ることが非常に難しい材料でもあった
。
このため従来から二相ステンレス鋼の靭性、ないしは高
温変形能を改善すべく種々の方法が提案されているが、
たとえば次のような手段が提案され、相応の効果が得ら
れるとの報告がなされている。
温変形能を改善すべく種々の方法が提案されているが、
たとえば次のような手段が提案され、相応の効果が得ら
れるとの報告がなされている。
(A)AI!を適正量添加するとともに、Ti、Nb。
V等を適正範囲に限定することにより低温靭性の向上を
はかったもの(特開昭61−19764号)。
はかったもの(特開昭61−19764号)。
(B)鋼中のOおよびSを低減することにより熱間加工
性の改善を狙ったもので、この場合必要に応じて希土類
元素を添加して鋼溶製時の脱酸および脱硫をさらに強化
する(特公昭57−15660号)。
性の改善を狙ったもので、この場合必要に応じて希土類
元素を添加して鋼溶製時の脱酸および脱硫をさらに強化
する(特公昭57−15660号)。
しかし、かかる従来の方法は必ずしも二相ステンレス鋼
の熱間加工性と靭性との両者を十分改善する方法とはな
っていない。
の熱間加工性と靭性との両者を十分改善する方法とはな
っていない。
たとえば、前記(A)方法ではある程度の改善された靭
性が得られるもののオーステナイトステンレス鋼に準す
る靭性を得ることは不可能である。
性が得られるもののオーステナイトステンレス鋼に準す
る靭性を得ることは不可能である。
また(B)方法に係るS、0の低減方法はステンレス鋼
の精錬方法として現在では定着しているアルゴン−酸素
脱炭法(以下AODという)や真空−酸素脱炭法(以下
VODという)の手法に基づいたものであって、高Cr
低Niをその成分特徴とする二相ステンレス鋼を通常の
操業条件で精錬して到達し得るOの最低レベルはaop
pm程度、Sの最低レベルは10ppm弱であり(極く
まれに0:25ppi+、 S : 5ppmとなる場
合もあった)、コノ程度のS、0レベルではその製造法
にインゴット法を適用するという条件の下ではある程度
の熱間加工性改善効果はあるとしても、CCスラブを直
接製品形状とするような厳しい熱間加工を施した場合に
は依然表面疵や耳割れの発生を防止できなかった。一方
、前記水準の0.S含有量において、その含有量の低下
によって若干の靭性の向上がみられるものの格段の向上
は見られず、著しく良好な靭性を有する二相ステンレス
鋼は未だ存在しないというのが実状であった。
の精錬方法として現在では定着しているアルゴン−酸素
脱炭法(以下AODという)や真空−酸素脱炭法(以下
VODという)の手法に基づいたものであって、高Cr
低Niをその成分特徴とする二相ステンレス鋼を通常の
操業条件で精錬して到達し得るOの最低レベルはaop
pm程度、Sの最低レベルは10ppm弱であり(極く
まれに0:25ppi+、 S : 5ppmとなる場
合もあった)、コノ程度のS、0レベルではその製造法
にインゴット法を適用するという条件の下ではある程度
の熱間加工性改善効果はあるとしても、CCスラブを直
接製品形状とするような厳しい熱間加工を施した場合に
は依然表面疵や耳割れの発生を防止できなかった。一方
、前記水準の0.S含有量において、その含有量の低下
によって若干の靭性の向上がみられるものの格段の向上
は見られず、著しく良好な靭性を有する二相ステンレス
鋼は未だ存在しないというのが実状であった。
したがって、本発明の課題は、オーステナイトステンレ
ス鋼に準するような優れた靭性を有し、かつCCスラブ
のような鋳込み組織のままの鋼を直接熱間加工しても表
面疵や耳割れの発生が著しく少ない二相ステンレス鋼を
得ること、およびその二相ステンレス鋼を良好に得るに
適した方法を開発することにある。
ス鋼に準するような優れた靭性を有し、かつCCスラブ
のような鋳込み組織のままの鋼を直接熱間加工しても表
面疵や耳割れの発生が著しく少ない二相ステンレス鋼を
得ること、およびその二相ステンレス鋼を良好に得るに
適した方法を開発することにある。
(1)既知の基礎的事実と発明の完成に至る過程。
二相ステンレス鋼の靭性はフェライト相の構成比率の増
大によって低下すること、またフェライト相の比率が2
0〜100%の範囲ではフェライト相の比率の低下とと
もに熱間加工性が劣化することが知られている。これは
フェライト相がオーステナイト相に比べて靭性が劣るこ
とおよびフェライト相が少ないと高温においてオーステ
ナイト相よりも軟らかいフェライト相に加工歪が集中し
て割れが発生し易くなることのためである。
大によって低下すること、またフェライト相の比率が2
0〜100%の範囲ではフェライト相の比率の低下とと
もに熱間加工性が劣化することが知られている。これは
フェライト相がオーステナイト相に比べて靭性が劣るこ
とおよびフェライト相が少ないと高温においてオーステ
ナイト相よりも軟らかいフェライト相に加工歪が集中し
て割れが発生し易くなることのためである。
従来よりS、Oを低減する方法としてCaOCa F2
−A 12’s系のスラグを用いた精錬が有効であるこ
とが知られているが、二相ステンレス鋼においてS、0
をそれぞれ5ppm、 30ppm以下に低減しその靭
性と熱間加工性を詳細に調査した前例はない。
−A 12’s系のスラグを用いた精錬が有効であるこ
とが知られているが、二相ステンレス鋼においてS、0
をそれぞれ5ppm、 30ppm以下に低減しその靭
性と熱間加工性を詳細に調査した前例はない。
本発明者はCaOるつぼとCaO−CaFzA l 2
03系の高塩基スラグを用いて実験室的に極低O1Sの
二相ステンレス鋼を溶製し、熱間圧延、焼鈍、シャルピ
ー衝撃試験を行った結果以下の新しい知見を得た。
03系の高塩基スラグを用いて実験室的に極低O1Sの
二相ステンレス鋼を溶製し、熱間圧延、焼鈍、シャルピ
ー衝撃試験を行った結果以下の新しい知見を得た。
(a) O含有量を201)111未満かつSを3pp
a+以下に低減すると低温靭性が急激に向上する゛(第
1図参照)。
a+以下に低減すると低温靭性が急激に向上する゛(第
1図参照)。
(b)O,Sを上記含有量に低減するためにはSol、
Alで0.01%の添加が最低必要であ゛す、0.0
5%を超えて含有させると靭性を劣化させる。
Alで0.01%の添加が最低必要であ゛す、0.0
5%を超えて含有させると靭性を劣化させる。
(C) Sを3ppm以下に低減すると熱間圧延で耳割
れが発生しない。
れが発生しない。
また高Cr低Niをその成分的特徴とする二相ステンレ
ス鋼において上記の極低O1Sの鋼の実生産規模での溶
製は不可能視されており、従来は実際に溶製されたこと
はなかったが、 (dl A ODまたはVODの還元期でlを主とする
脱酸剤で還元し仕上げ精錬期においてCaO−CaFz
−A12os系の高塩基スラグを形成させて少なくとも
1回以上の精錬を行うことにより、上記成分組成の二相
ステンレス鋼を得ることが可能である。
ス鋼において上記の極低O1Sの鋼の実生産規模での溶
製は不可能視されており、従来は実際に溶製されたこと
はなかったが、 (dl A ODまたはVODの還元期でlを主とする
脱酸剤で還元し仕上げ精錬期においてCaO−CaFz
−A12os系の高塩基スラグを形成させて少なくとも
1回以上の精錬を行うことにより、上記成分組成の二相
ステンレス鋼を得ることが可能である。
本発明は上記知見を総合して得られたものである。
実際に上記精錬方法を30TonVODにおいて本発明
に係る二相ステンレス鋼に適用したところ0 : 20
ppm未満、S:3ppa+以下のものが得られ、常法
にしたがってCCスラブに鋳込んで熱間圧延し、得られ
た鋼板の靭性を測定したところ、優れた熱間加工性と靭
性を示したとことろから、上記製造方法が有効であるこ
とを知見した。
に係る二相ステンレス鋼に適用したところ0 : 20
ppm未満、S:3ppa+以下のものが得られ、常法
にしたがってCCスラブに鋳込んで熱間圧延し、得られ
た鋼板の靭性を測定したところ、優れた熱間加工性と靭
性を示したとことろから、上記製造方法が有効であるこ
とを知見した。
AODにおいては攪拌力がVODよりも優れており、V
OD以上の脱酸脱硫が可能であることから、上記方法は
AODにおいてもそのまま適用できる。
OD以上の脱酸脱硫が可能であることから、上記方法は
AODにおいてもそのまま適用できる。
(2)課題を解決するための手段
すなわち、上記課題は、重量がCr:20〜30%。
Ni:3〜12%、 Mo : 0.2〜5.0Xを含
む二相ステンレス鋼において、Sol、 A I!を0
.01%以上0.05%以下とし、かつそのO含有量を
0.0020%未満、S含有量を0.0003%以下に
低減すること、およびAODまたはVODを用いて二相
ステンレス鋼を溶製する工程において、その還元期でA
I!を主とする脱酸剤により還元をおこないその仕上げ
精錬期でCa OCa F y A I! 20 s
系の高塩基度スラグを用いた精錬を少なくとも1回以上
繰り返すことにより上記の成分組成に調整することで解
決でき、もって靭性と熱間加工性に優れた二相ステンレ
ス鋼を得ることができる。
む二相ステンレス鋼において、Sol、 A I!を0
.01%以上0.05%以下とし、かつそのO含有量を
0.0020%未満、S含有量を0.0003%以下に
低減すること、およびAODまたはVODを用いて二相
ステンレス鋼を溶製する工程において、その還元期でA
I!を主とする脱酸剤により還元をおこないその仕上げ
精錬期でCa OCa F y A I! 20 s
系の高塩基度スラグを用いた精錬を少なくとも1回以上
繰り返すことにより上記の成分組成に調整することで解
決でき、もって靭性と熱間加工性に優れた二相ステンレ
ス鋼を得ることができる。
次に本発明に係る成分規定を主題としながら説明する。
(alcr
Crは鋼の一般耐食性を向上させる重要な元素であり、
二相ステンレス鋼に求められる所望の耐食性を確保する
には20%以上の含有量を確保することが必要である。
二相ステンレス鋼に求められる所望の耐食性を確保する
には20%以上の含有量を確保することが必要である。
一方30CXを超えてCrを含有させると加工性、溶接
性が劣化するようになることから、Cr含有量は20〜
30%と定めた。
性が劣化するようになることから、Cr含有量は20〜
30%と定めた。
(blNi
Niは鋼の機械的性質、加工性および一般耐食性を向上
させるとともに、鋼の組織をフェライト−オーステナイ
トの二相組織とするために不可欠な成分であるがその含
有量が3%未満では上記効果が見られず、一方12%を
超えて含有させてもコストに見合うだけの特性改善効果
が得られないことから、Ni含有量は3〜12%と定め
た。
させるとともに、鋼の組織をフェライト−オーステナイ
トの二相組織とするために不可欠な成分であるがその含
有量が3%未満では上記効果が見られず、一方12%を
超えて含有させてもコストに見合うだけの特性改善効果
が得られないことから、Ni含有量は3〜12%と定め
た。
(clM。
MOは鋼の局部耐食性を著しく向上させる作用を有して
いるので、二相ステンレス鋼のような耐食性を目的とし
た合金ではCrとともに添加して耐食性のさらなる改善
を図るが、0.5%未満の添加では上記効果が発揮され
ず、5Nを超えて含有させるとコスト上昇に見合うだけ
の効果が確保できないばかりか高温でσ相の析出を促進
して、耐食性・靭性に悪い影響を及ぼすことが懸念され
るため、Mo含有率を0.5〜5%と定めた。
いるので、二相ステンレス鋼のような耐食性を目的とし
た合金ではCrとともに添加して耐食性のさらなる改善
を図るが、0.5%未満の添加では上記効果が発揮され
ず、5Nを超えて含有させるとコスト上昇に見合うだけ
の効果が確保できないばかりか高温でσ相の析出を促進
して、耐食性・靭性に悪い影響を及ぼすことが懸念され
るため、Mo含有率を0.5〜5%と定めた。
(d)Sol、 A I
A1は脱酸のために必ず添加する元素であるが、Sol
、 A 1としての含有量が0.01%未満であると、
仕上精錬期でCa OCa F 2 A 12 Os
系の高塩基度スラグを用いたとしても、O,S@宵量を
それぞれ20ppm、 3p1)fil以下に低減する
ことができず本発明の目的とする優れた靭性および熱間
加工性を付与することができない。一方So1. A
1を0605%を超え含有させると逆に靭性の低下をも
たらすようになることからAl含有量をSol、 A
lにて0.01〜0.05%と定めた。
、 A 1としての含有量が0.01%未満であると、
仕上精錬期でCa OCa F 2 A 12 Os
系の高塩基度スラグを用いたとしても、O,S@宵量を
それぞれ20ppm、 3p1)fil以下に低減する
ことができず本発明の目的とする優れた靭性および熱間
加工性を付与することができない。一方So1. A
1を0605%を超え含有させると逆に靭性の低下をも
たらすようになることからAl含有量をSol、 A
lにて0.01〜0.05%と定めた。
(e)0およびS
Oは一般に鋼の靭性を害する元素、Sは鋼の熱間加工性
を害する元素として知られていたが、第1図にも示した
ように二相ステンレス鋼において従来経験されなかった
Oが0.0020%未満かつSが0、0003%以下の
領域にまで低減することにより低温靭性が飛躍的に向上
することおよび熱間加工性の改善が顕著なことにより、
0含有量を0.0020%未満、S含有量を0.000
3%以下と定めた。
を害する元素として知られていたが、第1図にも示した
ように二相ステンレス鋼において従来経験されなかった
Oが0.0020%未満かつSが0、0003%以下の
領域にまで低減することにより低温靭性が飛躍的に向上
することおよび熱間加工性の改善が顕著なことにより、
0含有量を0.0020%未満、S含有量を0.000
3%以下と定めた。
上述のように本発明はCr、Ni、Mo、 AI!。
0およびS含有量が上記条件を満足するすべてのフエラ
イトーオーステナイト二相ステンレス鋼を対象とするも
のであるが、参考までに含有され得るその他の主要成分
について略記する。
イトーオーステナイト二相ステンレス鋼を対象とするも
のであるが、参考までに含有され得るその他の主要成分
について略記する。
l
Cはできるだけ少ない方が好ましい。C含有量が0.0
4%を超えると炭化物が粒界に析出し易くなり、耐粒界
腐食性が劣化する。
4%を超えると炭化物が粒界に析出し易くなり、耐粒界
腐食性が劣化する。
一ミュ」口J1M」−
3iおよびMnはいずれも鋼の溶製時に脱酸剤として使
用される元素であり、工業的な生産では通常2.0%以
下の添加が望ましい。
用される元素であり、工業的な生産では通常2.0%以
下の添加が望ましい。
■
Nは溶接部及び母材部の耐孔食性や靭性を高めるために
通常0.08%以上添加される。しかしその含有量が0
.3%を超えると鋼塊にブローホールを発生させるので
注意を要する。
通常0.08%以上添加される。しかしその含有量が0
.3%を超えると鋼塊にブローホールを発生させるので
注意を要する。
−
Pは耐食性および熱間加工性を劣化させる元素でありそ
の含有量は0.035%以下に規制することが望ましい
。
の含有量は0.035%以下に規制することが望ましい
。
Ωl
Caは鋼の熱間加工性を向上させるために添加される場
合があるが一方で耐食性、靭性を劣化させる傾向を有す
るため50ppmを超える添加は好ましくない。
合があるが一方で耐食性、靭性を劣化させる傾向を有す
るため50ppmを超える添加は好ましくない。
旦
Bは鋼の熱間加工性を向上させるために添加される場合
があるが一方で粒界に炭窒化物を生成しやすいし、耐食
性を劣化する傾向を有するので、40ppm未満に規制
することが好ましい。
があるが一方で粒界に炭窒化物を生成しやすいし、耐食
性を劣化する傾向を有するので、40ppm未満に規制
することが好ましい。
この他二相ステンレス鋼では各種耐食性の向上を図る意
味からCu、V、W、Ti等が添加されることが前記し
た本発明の靭性、熱間加工性改善効果はこのような二相
ステンレス鋼においてもそのまま維持される。
味からCu、V、W、Ti等が添加されることが前記し
た本発明の靭性、熱間加工性改善効果はこのような二相
ステンレス鋼においてもそのまま維持される。
次に二相ステンレス鋼の製造工程について規定した理由
を述べる。AODまたはVODによるステンレス鋼の精
錬工程は通常脱炭精錬期、還元期、仕上精錬期に区分さ
れる。脱炭期では酸素吹錬することによりCの低減とC
rの酸化が進行する。
を述べる。AODまたはVODによるステンレス鋼の精
錬工程は通常脱炭精錬期、還元期、仕上精錬期に区分さ
れる。脱炭期では酸素吹錬することによりCの低減とC
rの酸化が進行する。
還元期では生成したCrの酸化物を還元するが、還元剤
としては通常Siが用いられることが多く、その結果ス
ラグ中にS i O2が多量に発生する。この場合、ス
ラグの量を適度に減らしてCaO等を添加してCa O
S r 02系のスラグを形成させ、仕上精錬が行われ
る。
としては通常Siが用いられることが多く、その結果ス
ラグ中にS i O2が多量に発生する。この場合、ス
ラグの量を適度に減らしてCaO等を添加してCa O
S r 02系のスラグを形成させ、仕上精錬が行われ
る。
還元剤をAIを主とすると規定したのは仕上精錬期でス
ラグ中のS i O2を極力低下させて脱酸、脱硫能の
高いCaO−CaF2−A/20i系の高塩基度スラグ
を形成させるた、めおよび仕上精錬期においてAAを鋼
中に残存させ脱酸脱硫反応を高めるためである。Alを
主とする還元剤とはAlやFe−Al合金等を指す。ま
たそのような仕上精錬をおこなうためには還元後のスラ
グを極力取り除くことが望ましい。このためには還元後
のスラグを除滓後CaOを添加してもう1度除滓しその
後CaO−CaF2−Al2O3系の高塩基度スラグを
形成させることも有効である。このスラグの成分として
はCaO:45〜70%:CaF2:3〜15%、Al
2O3:25〜40%、 S + 02 : 10%以
下の範囲のものが流動性がよく脱酸脱硫能も高いことか
ら望ましい。
ラグ中のS i O2を極力低下させて脱酸、脱硫能の
高いCaO−CaF2−A/20i系の高塩基度スラグ
を形成させるた、めおよび仕上精錬期においてAAを鋼
中に残存させ脱酸脱硫反応を高めるためである。Alを
主とする還元剤とはAlやFe−Al合金等を指す。ま
たそのような仕上精錬をおこなうためには還元後のスラ
グを極力取り除くことが望ましい。このためには還元後
のスラグを除滓後CaOを添加してもう1度除滓しその
後CaO−CaF2−Al2O3系の高塩基度スラグを
形成させることも有効である。このスラグの成分として
はCaO:45〜70%:CaF2:3〜15%、Al
2O3:25〜40%、 S + 02 : 10%以
下の範囲のものが流動性がよく脱酸脱硫能も高いことか
ら望ましい。
第1表に示される成分組成の本発明鋼A−F、および比
較鋼G−Jを、高周波誘導炉を用いてAr−N2雰囲気
中で溶解し17kgの偏平鋼塊を鋳込んだ。溶解はCa
Oるつぼを用い、AlとCaOCa F 2 A 1
20 s系の高塩基度スラグを適宜用いることにより極
低レベルの酸素量、S量の調整を行った。
較鋼G−Jを、高周波誘導炉を用いてAr−N2雰囲気
中で溶解し17kgの偏平鋼塊を鋳込んだ。溶解はCa
Oるつぼを用い、AlとCaOCa F 2 A 1
20 s系の高塩基度スラグを適宜用いることにより極
低レベルの酸素量、S量の調整を行った。
第1表には30TonVODにより精錬して得た本発明
にかかる150mm厚CCスラブに、Lおよび比較鋼M
−0の組成の示した。極低S鋼のSの成分分析は硫化水
素発生−エチレンブルー吸光光度法を用い、分析精度を
高めO,ippmの精度の分析をおこなった。
にかかる150mm厚CCスラブに、Lおよび比較鋼M
−0の組成の示した。極低S鋼のSの成分分析は硫化水
素発生−エチレンブルー吸光光度法を用い、分析精度を
高めO,ippmの精度の分析をおこなった。
次に得られた鋼塊を切断し表面を2mm切削して厚さ4
4mm X幅105m1X長さ135mmの圧延試験片
を作成した後、1250℃に1時間加熱してから115
0〜850℃の温度域で熱間圧延をおこない、厚さ6.
3mmに仕上げた。CCスラブからも同じ寸法の圧延試
験片を機械加工によって作成し、同一の熱間圧延を行っ
た。
4mm X幅105m1X長さ135mmの圧延試験片
を作成した後、1250℃に1時間加熱してから115
0〜850℃の温度域で熱間圧延をおこない、厚さ6.
3mmに仕上げた。CCスラブからも同じ寸法の圧延試
験片を機械加工によって作成し、同一の熱間圧延を行っ
た。
この熱間圧延に際して発生した圧延鋼板左右の耳割れ深
さを測定し、該両側の最大耳側れ深さの和を「耳割れ深
さ」として前記第1表に併記した。
さを測定し、該両側の最大耳側れ深さの和を「耳割れ深
さ」として前記第1表に併記した。
次いで、この圧延鋼板に1050℃×30分水冷の熱処
理を施したのち、通常の方法に従ってハーフサイズシャ
ルピー試験片(厚さ5mII×幅10mmX長さ55■
ya、 2mm Vノツチ)を圧延方向に垂直に(T一
方向、衝撃割れが圧延方向と平行に伝播する方向)採取
し、0℃及び−50℃で各2本ずつの衝撃試験を行い、
この衝撃吸収エネルギーの各温度での平均値を衝撃値と
して第1表に併せて記した。
理を施したのち、通常の方法に従ってハーフサイズシャ
ルピー試験片(厚さ5mII×幅10mmX長さ55■
ya、 2mm Vノツチ)を圧延方向に垂直に(T一
方向、衝撃割れが圧延方向と平行に伝播する方向)採取
し、0℃及び−50℃で各2本ずつの衝撃試験を行い、
この衝撃吸収エネルギーの各温度での平均値を衝撃値と
して第1表に併せて記した。
また比較のためにオーステナイトステンレス鋼の中でも
引張り強度が高< (70kgf/m”)、二相ステン
レス鋼と同程度の耐食性を示す5US316LN鋼を同
様の手法に従って鋼板としT方向の衝撃値を測定した。
引張り強度が高< (70kgf/m”)、二相ステン
レス鋼と同程度の耐食性を示す5US316LN鋼を同
様の手法に従って鋼板としT方向の衝撃値を測定した。
その結果、この場合の衝撃値において、0℃で12.3
〜17.1kgf−m、−100℃にて10.1〜14
.2kgf−aであったことから、二相ステンレス鋼−
50℃での靭性改善の目安としてこの条件の一50℃で
の衝撃値が12kgf−mを上回ることと考えた。
〜17.1kgf−m、−100℃にて10.1〜14
.2kgf−aであったことから、二相ステンレス鋼−
50℃での靭性改善の目安としてこの条件の一50℃で
の衝撃値が12kgf−mを上回ることと考えた。
なお、第1表におけるフェライト比率は、焼鈍後の鋼板
よりミクロ試験片を作成し、フェライトメーターにより
測定した。
よりミクロ試験片を作成し、フェライトメーターにより
測定した。
また、
22Cr系の二相
ステンレス鋼の引張強度は72〜80kgf/mm2程
度であった。
度であった。
第1表より、本発明に係る二相ステンレス鋼A〜F、に
、Lはいずれもオーステナイト系ステンレス鋼に準する
ような優れた靭性を有しているとともに、鋳造まま材を
直接熱間圧延しても耳割れ深さが0鶴となるのに対して
、比較鋼G−J、M〜Oでは一50℃での衝撃値が12
kgf−mを下回るかあるいは熱間加工性が十分でなく
て熱間圧延中に耳割れを発生していることが判る。
、Lはいずれもオーステナイト系ステンレス鋼に準する
ような優れた靭性を有しているとともに、鋳造まま材を
直接熱間圧延しても耳割れ深さが0鶴となるのに対して
、比較鋼G−J、M〜Oでは一50℃での衝撃値が12
kgf−mを下回るかあるいは熱間加工性が十分でなく
て熱間圧延中に耳割れを発生していることが判る。
一方、第1図は、22%Cr、6%Ni、3%M o
。
。
0.16%Nを基本成分とする二相ステンレス鋼の低温
靭性のO含有量による依存性を示したものである。なお
、第1表に示すように、0含有量が201)pff1未
満の鋼はS含有量も低減されており3ppm以下、AI
量はSol、 A fにて0.01%以上となっている
。
靭性のO含有量による依存性を示したものである。なお
、第1表に示すように、0含有量が201)pff1未
満の鋼はS含有量も低減されており3ppm以下、AI
量はSol、 A fにて0.01%以上となっている
。
以上詳述したように、本発明によれば、極めて良好な靭
性を有しかつCCスラブを直接熱間加工しても熱間加工
疵の発生が著しく少ない二相ステンレス鋼を得ることが
可能で、低温度域で使用できる耐食材料としても好適で
安価な二相ステンレス鋼を提供することができる。
性を有しかつCCスラブを直接熱間加工しても熱間加工
疵の発生が著しく少ない二相ステンレス鋼を得ることが
可能で、低温度域で使用できる耐食材料としても好適で
安価な二相ステンレス鋼を提供することができる。
第1図は22Cr系二相ステンレス鋼の低温靭性のO含
有量による依存性を示したグラフ。
有量による依存性を示したグラフ。
Claims (2)
- (1)重量でCr:20〜30%、Ni:3〜12%、
Mo:0.2〜5.0%を含む二相ステンレス鋼におい
て、Sol.Alを0.01%以上0.05%以下とし
かつそのO含有量を0.0020%未満、S含有量を0
.0003%以下としたことを特徴とする靭性と熱間加
工性に優れた二相ステンレス鋼。 - (2)アルゴン−酸素脱炭法または真空−酸素脱炭法を
用いて二相ステンレス鋼を溶製する工程において、その
還元期でAlを主とする脱酸剤で還元を行い、仕上げ精
錬期でCaO−CaF_2−Al_2O_3系の高塩基
度スラグを用いた精錬を少なくとも1回以上繰り返すこ
とにより請求項1記載の成分組成に調整することを特徴
とする靭性と熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9334390A JPH03291358A (ja) | 1990-04-09 | 1990-04-09 | 靭性と熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9334390A JPH03291358A (ja) | 1990-04-09 | 1990-04-09 | 靭性と熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03291358A true JPH03291358A (ja) | 1991-12-20 |
Family
ID=14079625
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9334390A Pending JPH03291358A (ja) | 1990-04-09 | 1990-04-09 | 靭性と熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03291358A (ja) |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003055709A (ja) * | 2001-08-10 | 2003-02-26 | Daido Steel Co Ltd | 高窒素鋼の製造方法 |
JP2014074209A (ja) * | 2012-10-05 | 2014-04-24 | Kobe Steel Ltd | 二相系ステンレス鋼材および二相系ステンレス鋼管 |
WO2014112445A1 (ja) | 2013-01-15 | 2014-07-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管 |
JP2016003377A (ja) * | 2014-06-18 | 2016-01-12 | 新日鐵住金株式会社 | 二相ステンレス鋼管 |
JP2016168616A (ja) * | 2015-03-13 | 2016-09-23 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接材料並びにそれを用いて形成される溶接金属及び溶接継手 |
KR20180081582A (ko) | 2015-11-17 | 2018-07-16 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 2상 스테인리스 강재 및 2상 스테인리스 강관 |
CN111020096A (zh) * | 2019-11-22 | 2020-04-17 | 辽宁科技大学 | 一种双相汽车钢dp590的单lf工艺低氮控制方法 |
WO2020218426A1 (ja) | 2019-04-24 | 2020-10-29 | 日本製鉄株式会社 | 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法 |
-
1990
- 1990-04-09 JP JP9334390A patent/JPH03291358A/ja active Pending
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003055709A (ja) * | 2001-08-10 | 2003-02-26 | Daido Steel Co Ltd | 高窒素鋼の製造方法 |
JP2014074209A (ja) * | 2012-10-05 | 2014-04-24 | Kobe Steel Ltd | 二相系ステンレス鋼材および二相系ステンレス鋼管 |
WO2014112445A1 (ja) | 2013-01-15 | 2014-07-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管 |
KR20150087430A (ko) | 2013-01-15 | 2015-07-29 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 2상 스테인리스강재 및 2상 스테인리스강관 |
JP2016003377A (ja) * | 2014-06-18 | 2016-01-12 | 新日鐵住金株式会社 | 二相ステンレス鋼管 |
JP2016168616A (ja) * | 2015-03-13 | 2016-09-23 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接材料並びにそれを用いて形成される溶接金属及び溶接継手 |
KR20180081582A (ko) | 2015-11-17 | 2018-07-16 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 2상 스테인리스 강재 및 2상 스테인리스 강관 |
WO2020218426A1 (ja) | 2019-04-24 | 2020-10-29 | 日本製鉄株式会社 | 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法 |
CN111020096A (zh) * | 2019-11-22 | 2020-04-17 | 辽宁科技大学 | 一种双相汽车钢dp590的单lf工艺低氮控制方法 |
CN111020096B (zh) * | 2019-11-22 | 2021-05-28 | 辽宁科技大学 | 一种双相汽车钢dp590的单lf工艺低氮控制方法 |
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