JPH046215A - 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

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。

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、−船釣に耐力は低く、Ｎ等を添加しても０
　、２９６耐力はせいぜい４０ｋｇ　ｆ　／　ｍａｉ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か効果的で、そのために
例えば特開昭６０−２０８４５９号、特開昭６２−２６
７４１８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、溶接熱影響部は歪か回復し、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．ｌＯ％以下、Ｓ
ｉ２．００％以下、Ｍｎ４．０％以下、Ｃｒ１６〜３０
％、Ｎｉ６〜２０％、Ｎｂ　０．０５〜０．５０％、Ｎ
０１１〜０．３％含有し、またはＭｏ　３．０％以下、
Ｃｕ２．０％以下、Ｔｊ　０．５％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Ａｎ）　０．旧〜０．２０％、Ｃａ　０．０
０１〜０．０２０％、Ｍｇ０．００１〜０．０２０％、
ランタノー「ド系希土類元素０．００２〜００５０％の
うち１種ないし２種以上を含有し、残部ＦＱ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、１１
００℃〜１３００℃に加熱し、１０５０℃以上で全圧下
量か５０％以上となるように圧延し、ついで８００℃〜
１０５０℃で全圧下量か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Ｔ均冷
却速度か５００’Ｃ／ｌｌ１ｉｎ以上とすることである
。

この成分の限定と制御圧延・ｆｆ１ｌＪ　ｇａ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
含有量か０．０３％超必要である。しかしＣ含有量が０
．１０％を超えると耐蝕性か劣化するため、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か、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
ると耐蝕性か低下するため、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％以上の含有量か必要であ
る。しかし３０％を超えて含有させるとフェライｈｆｆ
ｉ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
の含有量か６％未満であるとオーステナイトか不安定と
なり、フェライトか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％〜２０９６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たけでもよいが、
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ＡＮ、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
があるか、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■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Ａ、７７、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、
地底の発生を抑制する。しかし過剰に添加すると、逆に
地底が多くなるため、その含有量は、ＡＮ　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％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５００℃／　ｔｘ　ｉ　ｎ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。圧延温度か１０５０℃以下あるいは全圧
下量か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し、また凝固時
の成分偏析か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、軟化抑制に対する効果か減じる。また仕上げ
圧延温度か８００℃未満であるとＮｂおよびＣの拡散か
遅くなるため、仕上げ圧延時に軟化抑制に十分な量のＮ
ｂ炭・窒化物を析出させることかできない。従って仕上
げ圧延温度は８００℃〜１０５０℃て行イつなければら
ない。

またこの温度域での圧下量かＩ　Ｏ９０未満であると導
入される転位の密度が不十分て、Ｎｂ炭化物を微細かつ
高密度に析出させることができす、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図すに示すように試験前の硬
さと試験後の硬さの差か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１［シ、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５
００℃／■ｉｎ以上の平均冷却速度で制御冷却する必要
かある。５００℃／ｆｆ１ｉｎ未満の平均冷却速度でＮ
ｂ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。

この図より宅均冷却速度を５００℃／ｌｌ１ｎ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％て硫黄含有量は旧旧％以下、燐含有量は０
．０５％以下、酸素含有量は０、旧％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、圧延路Ｊ′″温度、１０５０℃以上
での全圧下量、８００°Ｃ〜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番か本発明での製造条件範囲であり、１
６〜２３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て突合せ溶接を行い、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図すに示す。

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
、１５關厚さの試験片で９層、３０ｍｍ厚さの試験片で
２２層の溶接を行らた。

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
か高く、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か実現された。

（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
構造物なと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８０
０℃〜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図す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℃〜５０
０℃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図す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。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、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％ 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５
   ０％以上となるように圧延し、ついで８００℃〜１０５
   ０℃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
   。 ２、重量％で 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 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。 ３、重量％で 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。 ４、重量％で 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 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。