JPH0472013A - 耐濃硫酸腐食性に優れた二相ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
耐濃硫酸腐食性に優れた二相ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH0472013A JPH0472013A JP18323490A JP18323490A JPH0472013A JP H0472013 A JPH0472013 A JP H0472013A JP 18323490 A JP18323490 A JP 18323490A JP 18323490 A JP18323490 A JP 18323490A JP H0472013 A JPH0472013 A JP H0472013A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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、硫酸製造プラント、硫酸貯蔵用機器、ケミカ
ルタンカーなどの硫酸を製造・貯蔵・輸送する環境での
耐全面腐食性が優れた二相ステンレス網の製造方法に関
するものである。
ルタンカーなどの硫酸を製造・貯蔵・輸送する環境での
耐全面腐食性が優れた二相ステンレス網の製造方法に関
するものである。
（従来の技術）
従来、硫酸製造プラント、硫酸貯蔵用機器、ケミカルタ
ンカーなどの硫酸を取り扱う機器は、硫酸の濃度、温度
条件（常温から２５０℃の高温領域まで）によって各種
材料を使い分けて使用していた。特に高濃度硫酸の製造
、貯蔵、輸送の場合、温度条件によって耐酸レンガ、高
合金ステンレス鋼、Ｎｉ基合金、炭素鋼等が使い分は使
用されているのが実状である。これらの金属材料の耐食
域については“装置材料耐食表”化学工業社列（１９７
４）に詳細に述べられている。すなわち硫酸中での金属
材料の腐食挙動は、硫酸の濃度、温度により著しく変化
する。常温から高温までの硫酸中の腐食防止技術は材料
技術の観点からは十分に検討されていなかった。この点
について本発明者らは、特願平１−２９８１８０号にて
開示したように、濃硫酸環境中において常温から２５０
℃の温度領域で優れた耐食性を有する二相ステンレス鋼
を開発した。
ンカーなどの硫酸を取り扱う機器は、硫酸の濃度、温度
条件（常温から２５０℃の高温領域まで）によって各種
材料を使い分けて使用していた。特に高濃度硫酸の製造
、貯蔵、輸送の場合、温度条件によって耐酸レンガ、高
合金ステンレス鋼、Ｎｉ基合金、炭素鋼等が使い分は使
用されているのが実状である。これらの金属材料の耐食
域については“装置材料耐食表”化学工業社列（１９７
４）に詳細に述べられている。すなわち硫酸中での金属
材料の腐食挙動は、硫酸の濃度、温度により著しく変化
する。常温から高温までの硫酸中の腐食防止技術は材料
技術の観点からは十分に検討されていなかった。この点
について本発明者らは、特願平１−２９８１８０号にて
開示したように、濃硫酸環境中において常温から２５０
℃の温度領域で優れた耐食性を有する二相ステンレス鋼
を開発した。
しかし、特願平１−２９８１８０号で開示した耐濃硫酸
腐食性に優れた二相ステンレス鋼は、耐食性を向上させ
るために、従来の二相ステンレス鋼よりも高Ｃｒ化、Ｍ
ｏ含有合金としたために、製造性が従来の二相ステンレ
ス鋼に比べ劣るものとなった。
腐食性に優れた二相ステンレス鋼は、耐食性を向上させ
るために、従来の二相ステンレス鋼よりも高Ｃｒ化、Ｍ
ｏ含有合金としたために、製造性が従来の二相ステンレ
ス鋼に比べ劣るものとなった。
（発明が解決しようとする課題）
硫酸は、肥料製造等に必須の化学物質であるが、硫酸プ
ラントについてみると、使用材料として従来から耐酸レ
ンガを使用し、設備的にその重量は過大となっていた。
ラントについてみると、使用材料として従来から耐酸レ
ンガを使用し、設備的にその重量は過大となっていた。
これらを軽量化し、硫酸製造時の反応熱などを回収する
システムと組み合わせて効率的な設備にしていくために
は、硫酸プラント全体を従来の耐酸系レンガに代えて、
広い温度範囲（常温から２５０℃まで）で耐食性の優れ
た材料が強く要望されていた。この点に関し本発明者ら
は高濃度硫酸（粗製硫酸及び純硫酸９８％以上）におい
て耐食性の優れた材料として、高Ｃｒ。
システムと組み合わせて効率的な設備にしていくために
は、硫酸プラント全体を従来の耐酸系レンガに代えて、
広い温度範囲（常温から２５０℃まで）で耐食性の優れ
た材料が強く要望されていた。この点に関し本発明者ら
は高濃度硫酸（粗製硫酸及び純硫酸９８％以上）におい
て耐食性の優れた材料として、高Ｃｒ。
ＭＯ金含有二相ステンレス鋼を開発した。耐濃硫酸性の
改善にあたってはＣｒを２５％以上、Ｍｏを２％以上添
加することが必要になる。しかし本発明で述べるような
２５％を越える高Ｃｒ二相ステンレス鋼では従来問題に
ならなかった鋳片のσ相析出による脆化という問題が生
した。また、従来の二相ステンレス鋼よりも高Ｃｒであ
るために、熱間圧延工程や焼鈍工程においてもσ相の析
出が著しく、製造性が劣るという問題が生しることとな
った。
改善にあたってはＣｒを２５％以上、Ｍｏを２％以上添
加することが必要になる。しかし本発明で述べるような
２５％を越える高Ｃｒ二相ステンレス鋼では従来問題に
ならなかった鋳片のσ相析出による脆化という問題が生
した。また、従来の二相ステンレス鋼よりも高Ｃｒであ
るために、熱間圧延工程や焼鈍工程においてもσ相の析
出が著しく、製造性が劣るという問題が生しることとな
った。
従って、本発明が解決しようとする問題点は、熱間加工
性を改善するとともに製造プロセス中での脆化を回避し
て、耐濃硫酸性に優れた二相ステンレス鋼を安定製造す
る点にある。
性を改善するとともに製造プロセス中での脆化を回避し
て、耐濃硫酸性に優れた二相ステンレス鋼を安定製造す
る点にある。
（課題を解決するための手段）
本発明の要旨とするところは下記の通りである。
（１）重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ ： ０．１〜２．０％、Ｐ
：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ ：
２５． ０〜３０．０％、Ｎｉ ： ４． ０〜８．５
％、Ｍｏ ： １．０〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．
２％、ＡＩ ： ０．０５％以下、Ｏ：０．００５％以
下を含み、残部は鉄及び不可避的不純物からなる二相ス
テンレス鋼を、厚さ２００ｍｍ以下の連続鋳造スラブに
鋳造し、５００℃までの温度域を注水冷却により０．５
°［：／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、次いで１１０
０℃以上の温度で２時間以上の加熱を行った後に熱間圧
延を行い、熱間圧延終了温度を８００℃以上とし、熱間
圧延後は注水冷却による強制冷却で１０℃／ｓｅｃ以上
で冷却し、焼鈍を１０００℃以上の高温で行い、焼鈍後
は注水冷却で１０℃／ｓｅｃ以上の強制冷却速度で冷却
することを特徴とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相ステ
ンレス鋼の製造方法。
０．０１〜１．０％、Ｍｎ ： ０．１〜２．０％、Ｐ
：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ ：
２５． ０〜３０．０％、Ｎｉ ： ４． ０〜８．５
％、Ｍｏ ： １．０〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．
２％、ＡＩ ： ０．０５％以下、Ｏ：０．００５％以
下を含み、残部は鉄及び不可避的不純物からなる二相ス
テンレス鋼を、厚さ２００ｍｍ以下の連続鋳造スラブに
鋳造し、５００℃までの温度域を注水冷却により０．５
°［：／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、次いで１１０
０℃以上の温度で２時間以上の加熱を行った後に熱間圧
延を行い、熱間圧延終了温度を８００℃以上とし、熱間
圧延後は注水冷却による強制冷却で１０℃／ｓｅｃ以上
で冷却し、焼鈍を１０００℃以上の高温で行い、焼鈍後
は注水冷却で１０℃／ｓｅｃ以上の強制冷却速度で冷却
することを特徴とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相ステ
ンレス鋼の製造方法。
（２）前項１記載の二相ステンレス網が、さらにＳｎ：
０．０１〜０．１％、Ｓｂ： ｏ、ｏ １〜Ｏ，１％
、Ｎｂ：０．０１〜１．０％、Ｖ ： ０．０１〜１，
０％、Ｔｉ ： ０．０１〜１．０％、Ｃｕ： ０．０
５＋−２，０％、Ｚｒ ： ０．０１〜１．０％、Ｗ
： ０．０１〜０．５％の何れか１種または２種以上を
含有することを特徴とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相
ステンレス鋼の製造方法。
０．０１〜０．１％、Ｓｂ： ｏ、ｏ １〜Ｏ，１％
、Ｎｂ：０．０１〜１．０％、Ｖ ： ０．０１〜１，
０％、Ｔｉ ： ０．０１〜１．０％、Ｃｕ： ０．０
５＋−２，０％、Ｚｒ ： ０．０１〜１．０％、Ｗ
： ０．０１〜０．５％の何れか１種または２種以上を
含有することを特徴とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相
ステンレス鋼の製造方法。
（３）前項１記載の二相ステンレス鋼が、さらにＣａ
： ０．００５％以下、Ｌａ＋Ｃｅ ： ０．０５％以
下、Ｙ：Ｏ，０１％以下の何れか１種または２種以上を
含有することを特徴とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相
ステンレス鋼の製造方法。
： ０．００５％以下、Ｌａ＋Ｃｅ ： ０．０５％以
下、Ｙ：Ｏ，０１％以下の何れか１種または２種以上を
含有することを特徴とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相
ステンレス鋼の製造方法。
（４）前項１記載の二相ステンレス鋼が、さらにＳｎ：
０．０１〜０．１％、Ｓｂ： ｏ、ｏ １〜０．１％
、Ｎｂ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％
、Ｔｉ ： ０．０１〜１．０ ％、 Ｃｕ： ０．
０ ５ 〜２．０ ％、 Ｚｒ ： ０．０１〜
１． ０％、Ｗ ： ０．０１〜０．５％の何れか１種
または２種以上を含有し、かつＣａ：０．００５％以下
、Ｌａ ＋ Ｃｅ： ０．０５％以下、Ｙ：０．０１％
以下の何れ力ｑ種または２種以上を含有することを特徴
とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相スラブし・ス網の製
造方法。
０．０１〜０．１％、Ｓｂ： ｏ、ｏ １〜０．１％
、Ｎｂ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％
、Ｔｉ ： ０．０１〜１．０ ％、 Ｃｕ： ０．
０ ５ 〜２．０ ％、 Ｚｒ ： ０．０１〜
１． ０％、Ｗ ： ０．０１〜０．５％の何れか１種
または２種以上を含有し、かつＣａ：０．００５％以下
、Ｌａ ＋ Ｃｅ： ０．０５％以下、Ｙ：０．０１％
以下の何れ力ｑ種または２種以上を含有することを特徴
とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相スラブし・ス網の製
造方法。
（５）熱間圧延に際し、連続鋳造スラブの加熱温度をフ
ェライト量が体積分率で５０％以上になる１ １００
’Ｃ以上の温度で行う前項１〜４の何れかに記載の耐濃
硫酸腐食性に優れた二相スラブレス鋼の製造方法。
ェライト量が体積分率で５０％以上になる１ １００
’Ｃ以上の温度で行う前項１〜４の何れかに記載の耐濃
硫酸腐食性に優れた二相スラブレス鋼の製造方法。
以下に、本発明の詳細な説明する。
本発明者らは、２０〜３５％のＣｒを含有する二相スラ
ブレス鋼について詳細に検討を加えた。特に検討を加え
た項目は、鋳片の冷却中に析出するσ相等の金属間化合
物の析出挙動、高温加熱後の熱間加工性、熱間圧延後の
金属間化合物の析出挙動、及び溶体化後の製品の耐食性
である。
ブレス鋼について詳細に検討を加えた。特に検討を加え
た項目は、鋳片の冷却中に析出するσ相等の金属間化合
物の析出挙動、高温加熱後の熱間加工性、熱間圧延後の
金属間化合物の析出挙動、及び溶体化後の製品の耐食性
である。
その結果、優れた耐濃硫酸特性を示す成分系には鋳造後
の冷却中にσ相が析出し脆化が著しく生し、スラブの取
り扱い中に割れを発生することが判明し、従来の２５％
程度までのＣｒが含有されている二相ステンレス鋼では
、まったく問題にならなかったＣＣ鋳片でのσ脆化を回
避する必要が生じた。これらの成分系はＣｒを２７％以
上含有するような二相ステンレス鋼であり、鋳片の冷却
中に発生するσ相を回避することを目的に詳細に検討し
た結果、スラブの成分、特にＣｒ、 Ｎｉ、 Ｍｏの影
響が大きいこと及び、鋳造後の冷却がσ相の析出並びに
脆化に大きく影響することが判明した。
の冷却中にσ相が析出し脆化が著しく生し、スラブの取
り扱い中に割れを発生することが判明し、従来の２５％
程度までのＣｒが含有されている二相ステンレス鋼では
、まったく問題にならなかったＣＣ鋳片でのσ脆化を回
避する必要が生じた。これらの成分系はＣｒを２７％以
上含有するような二相ステンレス鋼であり、鋳片の冷却
中に発生するσ相を回避することを目的に詳細に検討し
た結果、スラブの成分、特にＣｒ、 Ｎｉ、 Ｍｏの影
響が大きいこと及び、鋳造後の冷却がσ相の析出並びに
脆化に大きく影響することが判明した。
第り表に示した供試鋼を使用して、耐用後の冷却速度と
σ相析出の関係を調査した。第１図はその結果を示した
ものであるが、特に従来の２５％Ｃｒではσ相の析出が
長時間側にあるために鋳片の冷却過程においてσ相の析
出はないが、不発−明の代表鋼であるＣｒ２７％以上を
含有する二相ステンレス鋼では冷却中にσ相が析出し、
このため鋳片の靭性が著しく劣化し、健全な鋳片を製造
することが困難である。また高ＭＯ化によりσ相の析出
がさらに短時間側に、かつ析出温度域が高温側にシフト
することが明らかとなった。またインゴットや極厚鋳片
を鋳造すると、強制冷却を行っても冷却速度が不十分に
なることや、スラブの表層と中心の温度差が大きくなる
ことによる熱応力起因の割れを防くために鋳片厚を２０
０ＩＷｌ以下に定めた。
σ相析出の関係を調査した。第１図はその結果を示した
ものであるが、特に従来の２５％Ｃｒではσ相の析出が
長時間側にあるために鋳片の冷却過程においてσ相の析
出はないが、不発−明の代表鋼であるＣｒ２７％以上を
含有する二相ステンレス鋼では冷却中にσ相が析出し、
このため鋳片の靭性が著しく劣化し、健全な鋳片を製造
することが困難である。また高ＭＯ化によりσ相の析出
がさらに短時間側に、かつ析出温度域が高温側にシフト
することが明らかとなった。またインゴットや極厚鋳片
を鋳造すると、強制冷却を行っても冷却速度が不十分に
なることや、スラブの表層と中心の温度差が大きくなる
ことによる熱応力起因の割れを防くために鋳片厚を２０
０ＩＷｌ以下に定めた。
第１図に示すように、０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で冷却した鋳片にはσ相は析出せず、良好な鋳片の製造
が可能である。また鋳片の冷却を５００”Ｃまでとした
のは、この温度未満ではσ相の析出の原因となるＣｒ、
Ｎｉ、 Ｍｏ等の合金元素の拡散が著しく小さくなり
、実際の製造プロセス上では問題が生しなくなるためで
あり、また熱応力の低減からも５００℃未満まで急冷す
ることは不利になるためである。以上のことから、鋳片
の製造に対しては鋳造するスラブの厚さを２００皿以下
の連続鋳造スラブに鋳造し、５００℃までの温度域を注
水冷却により０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却す
る制御を行うことにより連続鋳造鋳片にσ相が析出しな
い方法を採り入れ、ＣＣ鋳片の健全な製造方法を確立し
た。
で冷却した鋳片にはσ相は析出せず、良好な鋳片の製造
が可能である。また鋳片の冷却を５００”Ｃまでとした
のは、この温度未満ではσ相の析出の原因となるＣｒ、
Ｎｉ、 Ｍｏ等の合金元素の拡散が著しく小さくなり
、実際の製造プロセス上では問題が生しなくなるためで
あり、また熱応力の低減からも５００℃未満まで急冷す
ることは不利になるためである。以上のことから、鋳片
の製造に対しては鋳造するスラブの厚さを２００皿以下
の連続鋳造スラブに鋳造し、５００℃までの温度域を注
水冷却により０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却す
る制御を行うことにより連続鋳造鋳片にσ相が析出しな
い方法を採り入れ、ＣＣ鋳片の健全な製造方法を確立し
た。
また、熱間加工性改善の点からは、熱間圧延の前にソー
キングによる第二相の球状化を図ると同時に主相である
フェライト相の体積分率を５０％以上となるような温度
を選ぶことにより熱間加工性の改善を行った。熱間圧延
に際し、１１００″Ｃ以上でフェライト量を５０％以上
と定めたのは、この成分系の二相ステンレス鋼では高温
はどフェライト量が増加し、またフェライト量が増加す
るとフェライト相とＴ相の組成が、低温状態より近づく
ことにより、熱間加工中の両相の強度差に基づく熱間加
工性不良の問題が解決できることになり、また軟らかい
フェライト相を主相にすることにより熱間加工そのもの
も変形抵抗等の点で有利になるからである。またフェラ
イト量を５０％以上とし、オーステナイト量を減少させ
、熱間加工中の割れの原因となるオーステナイト相を球
状化させるためには１１００℃以上で、２時間以上の加
熱時間が必要となる。また同時にフェライト相を多くす
ることで、フェライト中のＣｒ濃度を下げ、熱間加工中
のσ相の析出も遅延するようになり、熱間加工後のσ相
の析出回避に有利になる。
キングによる第二相の球状化を図ると同時に主相である
フェライト相の体積分率を５０％以上となるような温度
を選ぶことにより熱間加工性の改善を行った。熱間圧延
に際し、１１００″Ｃ以上でフェライト量を５０％以上
と定めたのは、この成分系の二相ステンレス鋼では高温
はどフェライト量が増加し、またフェライト量が増加す
るとフェライト相とＴ相の組成が、低温状態より近づく
ことにより、熱間加工中の両相の強度差に基づく熱間加
工性不良の問題が解決できることになり、また軟らかい
フェライト相を主相にすることにより熱間加工そのもの
も変形抵抗等の点で有利になるからである。またフェラ
イト量を５０％以上とし、オーステナイト量を減少させ
、熱間加工中の割れの原因となるオーステナイト相を球
状化させるためには１１００℃以上で、２時間以上の加
熱時間が必要となる。また同時にフェライト相を多くす
ることで、フェライト中のＣｒ濃度を下げ、熱間加工中
のσ相の析出も遅延するようになり、熱間加工後のσ相
の析出回避に有利になる。
また、これらの二相ステンレス鋼の熱間圧延後の取り扱
いについては、できるだけ高温からの急冷が必要である
ことが判明した。熱間圧延については、脆化防止の点か
らσ相の析出が最も速い８００℃近傍の温度域の冷却速
度を大きくすることが必要であるため、熱間圧延の終了
温度を８００℃以上とした。また冷却速度については、
空冷程度では靭性が劣化するので、水冷、特に１０℃／
ｓｅｃ以上の加速冷却が必要である。冷却速度の上限に
ついては、特に定めないが、実用上１００℃／ｓｅｃが
上限と考えられる。
いについては、できるだけ高温からの急冷が必要である
ことが判明した。熱間圧延については、脆化防止の点か
らσ相の析出が最も速い８００℃近傍の温度域の冷却速
度を大きくすることが必要であるため、熱間圧延の終了
温度を８００℃以上とした。また冷却速度については、
空冷程度では靭性が劣化するので、水冷、特に１０℃／
ｓｅｃ以上の加速冷却が必要である。冷却速度の上限に
ついては、特に定めないが、実用上１００℃／ｓｅｃが
上限と考えられる。
熱間圧延板の焼鈍については、１０００℃未満では短時
間でσ相が著しく析出するために、１０００℃以上での
焼鈍が必要になる。焼鈍後の冷却速度については、σ相
や炭窒化物析出による耐食性劣化を防止するために１０
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必要である。冷却速度の上
限については特に定めないが、熱延後の冷却と同様に実
用上１００℃／ｓｅｃが上限と考えられる。
間でσ相が著しく析出するために、１０００℃以上での
焼鈍が必要になる。焼鈍後の冷却速度については、σ相
や炭窒化物析出による耐食性劣化を防止するために１０
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必要である。冷却速度の上
限については特に定めないが、熱延後の冷却と同様に実
用上１００℃／ｓｅｃが上限と考えられる。
さらに、耐食性特に耐濃硫酸腐食性を確保するという観
点から、常温から２５０ ’Ｃの範囲での濃硫酸に対す
る腐食速度を０．１２ ｍ／ｙｒ以下に確保するために
第２表に示す種々の合金系について検討を行った。全面
腐食試験は高濃度硫酸環境中で・定温度に設定した後、
第３図に示したように２０ｗＸ３０ｊ２Ｘ１．５ｔの腐
食試験片を用いて実施し、高濃度硫酸環境中に２４時間
浸漬後の腐食重量変化で求めた。但し、全面腐食性を評
価するため、各試験に際し、大気生成皮膜の影響を避け
るために各試験片を環境に浸漬直後に、該試験片に活性
化処理を施した。また重量減少は０．１■まで測定した
。測定された減量を単位面積当り、単位時間に換算し腐
食速度としてｍｍ／ｙｒで求めた。
点から、常温から２５０ ’Ｃの範囲での濃硫酸に対す
る腐食速度を０．１２ ｍ／ｙｒ以下に確保するために
第２表に示す種々の合金系について検討を行った。全面
腐食試験は高濃度硫酸環境中で・定温度に設定した後、
第３図に示したように２０ｗＸ３０ｊ２Ｘ１．５ｔの腐
食試験片を用いて実施し、高濃度硫酸環境中に２４時間
浸漬後の腐食重量変化で求めた。但し、全面腐食性を評
価するため、各試験に際し、大気生成皮膜の影響を避け
るために各試験片を環境に浸漬直後に、該試験片に活性
化処理を施した。また重量減少は０．１■まで測定した
。測定された減量を単位面積当り、単位時間に換算し腐
食速度としてｍｍ／ｙｒで求めた。
第３表に高濃度硫酸環境中での腐食速度を示した。この
結果を図示したのが第２図であり、常温から２５０℃の
範囲で優れた耐食性を示す合金系を見出した。即ち、Ｃ
ｒ、 Ｎｉ、 Ｍｏ、 Ｎを主成分とし、特にＣｒを２
５．０〜３０．０％、Ｎｉを４．０〜８．５％、Ｍｏを
１．０〜３．０％、Ｎを０．０１〜０．２％の成分系と
することで優れた耐食性が得られた。また濃硫酸に対す
る全面腐食の腐食速度の成分依存性から合金成分の添加
効果について検討し、成分系を決定した。
結果を図示したのが第２図であり、常温から２５０℃の
範囲で優れた耐食性を示す合金系を見出した。即ち、Ｃ
ｒ、 Ｎｉ、 Ｍｏ、 Ｎを主成分とし、特にＣｒを２
５．０〜３０．０％、Ｎｉを４．０〜８．５％、Ｍｏを
１．０〜３．０％、Ｎを０．０１〜０．２％の成分系と
することで優れた耐食性が得られた。また濃硫酸に対す
る全面腐食の腐食速度の成分依存性から合金成分の添加
効果について検討し、成分系を決定した。
以下に成分の限定理由を述べる。
Ｃ：Ｃはステンレス鋼の耐食性に有害であるが、強度の
点からはある程度の含有量は必要である。
点からはある程度の含有量は必要である。
０、 ＯＯ５％未満の極低炭素量では製造コストが高く
なる。また０、０５％を越えると耐食性を大幅に劣化さ
せるため、その成分範囲を０．００５％から０．０５％
とした。
なる。また０、０５％を越えると耐食性を大幅に劣化さ
せるため、その成分範囲を０．００５％から０．０５％
とした。
Ｓｉ ： Ｓｉは約４％までの範囲内でその含有量が多
くなるほどステンレス鋼の高濃度硫酸環境での耐食性を
著しく劣化させる。ところが４％を越えると逆に耐食性
を向上させる。しかしながら、Ｓｉを４％を超えてステ
ンレス鋼に含有させると、熱間加工性を大きく損ない、
圧延製品を得ることが困難となる。従って、本発明にお
いては、耐食性、熱間加工性の双方にとって問題となら
ない１．０％を含有量の上限とする。一方、Ｓｉ含有量
を０．０１％未満とするには製造コストを著しく高いも
のにする。よって、Ｓｉ含有量を０．０１〜１．０％と
定めた。
くなるほどステンレス鋼の高濃度硫酸環境での耐食性を
著しく劣化させる。ところが４％を越えると逆に耐食性
を向上させる。しかしながら、Ｓｉを４％を超えてステ
ンレス鋼に含有させると、熱間加工性を大きく損ない、
圧延製品を得ることが困難となる。従って、本発明にお
いては、耐食性、熱間加工性の双方にとって問題となら
ない１．０％を含有量の上限とする。一方、Ｓｉ含有量
を０．０１％未満とするには製造コストを著しく高いも
のにする。よって、Ｓｉ含有量を０．０１〜１．０％と
定めた。
Ｍｎ ： Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、高
価なＮｉの代用元素として利用できる。しかしながら、
本発明に従って製造する耐濃硫酸腐食性に優れた二相ス
テンレス鋼の耐食性は２．０％を越えると効果がないの
で、本発明においてはＭｎ含有量を２．０％以下とした
。一方、Ｍｎ含有量を０．１％未満とするには製造コス
トを著しく高いものにする。
価なＮｉの代用元素として利用できる。しかしながら、
本発明に従って製造する耐濃硫酸腐食性に優れた二相ス
テンレス鋼の耐食性は２．０％を越えると効果がないの
で、本発明においてはＭｎ含有量を２．０％以下とした
。一方、Ｍｎ含有量を０．１％未満とするには製造コス
トを著しく高いものにする。
よって、Ｍｎ含有量を０．１〜２．０％と定めた。
Ｃｒ ： Ｃｒは本発明のステンレス鋼の基本成分であ
る。高濃度硫酸環境で優れた耐食性を確保するためには
、Ｎｉ、 Ｍｏ、 Ｎとの共存の形で２５．０％以上の
添加が必要である。Ｃｒの含有量は多いほど耐食性は向
上するが、３０．０％を越えるようになると製造性、特
に脆化に起因する問題が生じ製造が困難となるために、
その添加範囲を２５．０〜３０．０％とした。
る。高濃度硫酸環境で優れた耐食性を確保するためには
、Ｎｉ、 Ｍｏ、 Ｎとの共存の形で２５．０％以上の
添加が必要である。Ｃｒの含有量は多いほど耐食性は向
上するが、３０．０％を越えるようになると製造性、特
に脆化に起因する問題が生じ製造が困難となるために、
その添加範囲を２５．０〜３０．０％とした。
Ｎｉ：ＮｉはＣｒとともに本発明のステンレス鋼の基本
成分である。高濃度硫酸環境での優れた耐食性を確保す
るためにはＣｒ、 Ｍｏ、 Ｎとの共存の形で添加され
るが、Ｎｉ添加は一般に高濃度硫酸環境での耐食性を劣
化させることが判明した。本発明においてはＣｒｌとの
関係からγ相安定化元素としである程度の添加は必要で
あり、その下限を４．０％とした。また８、５％を越え
る添加では耐食性が劣化するため、その上限を８．５％
とした。
成分である。高濃度硫酸環境での優れた耐食性を確保す
るためにはＣｒ、 Ｍｏ、 Ｎとの共存の形で添加され
るが、Ｎｉ添加は一般に高濃度硫酸環境での耐食性を劣
化させることが判明した。本発明においてはＣｒｌとの
関係からγ相安定化元素としである程度の添加は必要で
あり、その下限を４．０％とした。また８、５％を越え
る添加では耐食性が劣化するため、その上限を８．５％
とした。
Ｍｏ ： Ｍｏは本発明の目的とする高濃度硫酸環境で
の耐食性を確保するだめの重要な添加元素であり、Ｃｒ
、 Ｎｉ、 Ｎと共存の形で添加される。１．０％未満
の添加量では十分な耐食性が得られず、また３、０％を
越えて添加してもその効果はむしろ劣化するために、適
正な添加範囲を１．０〜３．０％とした。
の耐食性を確保するだめの重要な添加元素であり、Ｃｒ
、 Ｎｉ、 Ｎと共存の形で添加される。１．０％未満
の添加量では十分な耐食性が得られず、また３、０％を
越えて添加してもその効果はむしろ劣化するために、適
正な添加範囲を１．０〜３．０％とした。
ＮＵＮはＴ相安定化のために必要な元素であり、強慶の
観点からも望ましい元素である。高濃度硫酸環境中での
耐食性に及ぼすＮの効果は大きくないが、大きく耐食性
を劣化させることもないため、Ｎｉと複合添加すること
で、二相組織を得るためにＣｒ量との関係から適切な添
加量を得ることが本発明における重要な点となる。この
ことから、Ｎについては、０．０１％から０．２％の範
囲で添加することとした。
観点からも望ましい元素である。高濃度硫酸環境中での
耐食性に及ぼすＮの効果は大きくないが、大きく耐食性
を劣化させることもないため、Ｎｉと複合添加すること
で、二相組織を得るためにＣｒ量との関係から適切な添
加量を得ることが本発明における重要な点となる。この
ことから、Ｎについては、０．０１％から０．２％の範
囲で添加することとした。
ＷＯＷ添加は高濃度硫酸環境での耐食性をＣｒＮｉ、
Ｍｏ、 Ｎとの共存で改善するが、０．０１％以上で耐
食性の改善効果があり、必要に応して０．５％以下で添
加する。０．５％を越えて添加してもその効果は飽和す
る。
Ｍｏ、 Ｎとの共存で改善するが、０．０１％以上で耐
食性の改善効果があり、必要に応して０．５％以下で添
加する。０．５％を越えて添加してもその効果は飽和す
る。
Ｖ＋Ｖはステンレス鋼の高濃度硫酸環境中での耐食性を
向上させるので、必要に応して０．０１％以上、１．０
％以下で添加する。１．０％を越えて添加してもその効
果は飽和する。
向上させるので、必要に応して０．０１％以上、１．０
％以下で添加する。１．０％を越えて添加してもその効
果は飽和する。
Ｚｒ ： Ｚｒはステンレス鋼の高濃度硫酸環境中での
耐食性を向上させるので、必要に応して０．０１〜１．
０％の範囲で添加する。１．０％を越えて添加してもそ
の効果は飽和する。
耐食性を向上させるので、必要に応して０．０１〜１．
０％の範囲で添加する。１．０％を越えて添加してもそ
の効果は飽和する。
Ｓｎ ： Ｓｎはステンレス鋼の高濃度硫酸環境中での
耐食性を向上させるので、必要に応じて０．０１〜０．
１％の範囲で添加する。０．１％を越えて添加してもそ
の効果は飽和する。
耐食性を向上させるので、必要に応じて０．０１〜０．
１％の範囲で添加する。０．１％を越えて添加してもそ
の効果は飽和する。
ｓｂ ： ｓｂは高濃度硫酸環境でのステンレス鋼の耐
食性を向上させる。本発明においては、この観点から０
．０１〜０．１％の範囲で添加する。０．１％を越えて
添加してもその効果は飽和する。
食性を向上させる。本発明においては、この観点から０
．０１〜０．１％の範囲で添加する。０．１％を越えて
添加してもその効果は飽和する。
Ｎｂ ： ＮｂはＣを固定し耐食性を向上させる効果が
あるために、必要に応して０．０１％以上、１．０％以
下で選択添加する。１．０％を越えて添加してもその改
善効果は飽和し、また熱間加工性に対しても悪影響を及
ぼす。
あるために、必要に応して０．０１％以上、１．０％以
下で選択添加する。１．０％を越えて添加してもその改
善効果は飽和し、また熱間加工性に対しても悪影響を及
ぼす。
Ｔｉ ： ＴｉはＮｂと同様にＣを固定し耐食性を向上
させる。またＣａと共存して０を固定しＳｉ、 Ｍｎの
酸化物の生成を抑制する効果があるために、０．０１％
以上、１．０％以下で添加する。
させる。またＣａと共存して０を固定しＳｉ、 Ｍｎの
酸化物の生成を抑制する効果があるために、０．０１％
以上、１．０％以下で添加する。
Ｃｕ ： ＣｕはＣｒ、 Ｍｏ、 Ｎｉと共存添加する
形で、高濃度硫酸中での耐食性を向上させる効果があり
、そのために０，０５〜２．０％の範囲で添加する。２
．０％を越えて添加してもその効果は飽和する。
形で、高濃度硫酸中での耐食性を向上させる効果があり
、そのために０，０５〜２．０％の範囲で添加する。２
．０％を越えて添加してもその効果は飽和する。
なお、上記Ｖ、 Ｚｒ、 Ｓｎ、 Ｓｂ、 Ｎｂ、 Ｔ
ｉ、 Ｃｕは高濃度硫酸中での耐食性を向上させること
において同様に効果のある元素であるので、これらの１
種または２種以上を組み合わせて添加できる。
ｉ、 Ｃｕは高濃度硫酸中での耐食性を向上させること
において同様に効果のある元素であるので、これらの１
種または２種以上を組み合わせて添加できる。
Ａｌ ： Ａｌは強力な脱酸剤として使用される元素で
あり、熱間加工性を改善する元素である。しかし０．０
５％を超えて添加をしてもその効果は飽和するため、そ
の添加量を０．０５％以下とした。
あり、熱間加工性を改善する元素である。しかし０．０
５％を超えて添加をしてもその効果は飽和するため、そ
の添加量を０．０５％以下とした。
ＦＤＰは耐食性及び熱間加工性の観点から有害な元素で
あり、極力低減することが望ましく、その成分範囲を０
，０３％以下とした。
あり、極力低減することが望ましく、その成分範囲を０
，０３％以下とした。
Ｓ：Ｓは熱間加工性に対して有害な元素であるために、
できるだけその含有量を低減することが望ましく、その
上限を０．００５％とした。
できるだけその含有量を低減することが望ましく、その
上限を０．００５％とした。
Ｏ：０は熱間加工性に著しく有害な元素であり、その含
有量は極力低減することが望ましいために、その含有量
を０．００５％以下とした。
有量は極力低減することが望ましいために、その含有量
を０．００５％以下とした。
Ｃａ ： Ｃａは脱酸、脱硫剤として０．０ Ｏ５％以
下で添加され、熱間加工性の改善に有効である。しかし
、０．００５％を超えて添加しても効果は飽和する。
下で添加され、熱間加工性の改善に有効である。しかし
、０．００５％を超えて添加しても効果は飽和する。
Ｌａ ＋Ｃｅ ： Ｌａ ＋Ｃｅは脱酸、脱硫剤として
０．０５％以下で添加され、熱間加工性の改善に有効で
ある。
０．０５％以下で添加され、熱間加工性の改善に有効で
ある。
しかし、０．０５％を超えて添加しても効果は飽和する
。
。
Ｙ＋Ｙは脱酸、脱硫剤として０．０１０％以下で添加さ
れ、熱間加工性の改善に有効である。しかし、０．０１
０％を超えて添加しても効果は飽和する。
れ、熱間加工性の改善に有効である。しかし、０．０１
０％を超えて添加しても効果は飽和する。
しかして、これらＣａ、 Ｌａ＋Ｃｅ、 Ｙは１種また
は２種以上が必粟に応じて添加される。
は２種以上が必粟に応じて添加される。
（実施例）
第４表は本発明鋼並びに比較鋼の化学成分を示すもので
、それぞれ電気炉−ＡＯＤ法によって溶製した。これら
の溶鋼について第４表に示す鋳造条件で鋳造した。この
うち比較鋼Ｃは鋳造後の冷却中にσ相が析出し、スラブ
の表面手入れ中に割れが発生し、熱間圧延を行うことが
不可能な状態であった。しかし本発明の鋳造後約１００
０℃から５００℃までの温度範囲を注水による冷却を行
ったＡ、Ｂについては、σ相の析出がなく、表面手入れ
時においても割れを発生することなく良好な鋳片を製造
できた。ＤについてはＣｒ量が少ないため本発明法によ
らなくても鋳片にσ相を析出することなく、健全な鋳片
を製造できた。この後Ａ。
、それぞれ電気炉−ＡＯＤ法によって溶製した。これら
の溶鋼について第４表に示す鋳造条件で鋳造した。この
うち比較鋼Ｃは鋳造後の冷却中にσ相が析出し、スラブ
の表面手入れ中に割れが発生し、熱間圧延を行うことが
不可能な状態であった。しかし本発明の鋳造後約１００
０℃から５００℃までの温度範囲を注水による冷却を行
ったＡ、Ｂについては、σ相の析出がなく、表面手入れ
時においても割れを発生することなく良好な鋳片を製造
できた。ＤについてはＣｒ量が少ないため本発明法によ
らなくても鋳片にσ相を析出することなく、健全な鋳片
を製造できた。この後Ａ。
Ｂ、Ｄについて１１５０℃で５時間のソーキングを行い
、板厚１０ｆｆｉＩ１１まで熱間圧延を行ったところ、
割れを発生することなく圧延ができた。圧延後は水冷に
より冷却し、σ相の析出を防止した。この厚板に対して
１１００℃で３０分の熱処理を行い、水冷して製品とし
た。この製品から試験片を採取し高濃度硫酸中における
腐食試験に供した。この結果を第４図に示す。その結果
、本発明鋼は耐全面腐食性が、常温から２５０℃までの
温度範囲で０、１２ ｍｍ／ｙｒ以下の極めて優れたス
テンレス鋼であることが明らかとなった。比較鋼である
Ｄについては腐食速度が本発明鋼に比べて著しく大きく
、かつ温度依存性があり、本発明鋼の耐食性がきわめて
優れていることが明らかとなった。
、板厚１０ｆｆｉＩ１１まで熱間圧延を行ったところ、
割れを発生することなく圧延ができた。圧延後は水冷に
より冷却し、σ相の析出を防止した。この厚板に対して
１１００℃で３０分の熱処理を行い、水冷して製品とし
た。この製品から試験片を採取し高濃度硫酸中における
腐食試験に供した。この結果を第４図に示す。その結果
、本発明鋼は耐全面腐食性が、常温から２５０℃までの
温度範囲で０、１２ ｍｍ／ｙｒ以下の極めて優れたス
テンレス鋼であることが明らかとなった。比較鋼である
Ｄについては腐食速度が本発明鋼に比べて著しく大きく
、かつ温度依存性があり、本発明鋼の耐食性がきわめて
優れていることが明らかとなった。
く
（発明の効果）
以上述べたように、従来、耐濃硫酸材料として使用温度
別に使い分けられていたものを、本発明によれば、温度
条件によらず使用することが可能で、耐全面腐食性も従
来使用されていたステンレス鋼に比較してきわめて優れ
たものであり、硫酸製造プロセスでの利用価値は大きく
、またこの種の二相ステンレス鋼の製造上の大きな問題
点であった鋳片の脆化、熱間加工性不良等を大きく改善
し、大量生産が可能となったことで、安価で経済性にも
優れた製品の製造が可能となった。
別に使い分けられていたものを、本発明によれば、温度
条件によらず使用することが可能で、耐全面腐食性も従
来使用されていたステンレス鋼に比較してきわめて優れ
たものであり、硫酸製造プロセスでの利用価値は大きく
、またこの種の二相ステンレス鋼の製造上の大きな問題
点であった鋳片の脆化、熱間加工性不良等を大きく改善
し、大量生産が可能となったことで、安価で経済性にも
優れた製品の製造が可能となった。
第１図はσ相析出と二相ステンレス鋼の凝固後の冷却速
度の関係を示した図である。 第２図は高濃度硫酸環境中でのステンレス鋼の腐食速度
の温度依存性を示した図である。 第３図（ａ）、 （ｂ）は硫酸環境中での全面腐食試験
のための試験片寸法を示す正面図と側面図である。 第４図は高濃度硫酸環境中での二相ステンレス鋼の腐食
速度の温度依存性を示した図である。 第 図 時 閲 （ｍ泗） （あり ｔ、−ｂ） 腐食違清 （ｍ屑／ｙｒ） 崖簀選ｌ （ｍリケｒ）
度の関係を示した図である。 第２図は高濃度硫酸環境中でのステンレス鋼の腐食速度
の温度依存性を示した図である。 第３図（ａ）、 （ｂ）は硫酸環境中での全面腐食試験
のための試験片寸法を示す正面図と側面図である。 第４図は高濃度硫酸環境中での二相ステンレス鋼の腐食
速度の温度依存性を示した図である。 第 図 時 閲 （ｍ泗） （あり ｔ、−ｂ） 腐食違清 （ｍ屑／ｙｒ） 崖簀選ｌ （ｍリケｒ）
Claims (5)
- （１）重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０
．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：２５．０
〜３０．０％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｍｏ：１．０
〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．２％、Ａｌ：０．０５
％以下、Ｏ：０．００５％以下を含み、残部は鉄及び不
可避的不純物からなる二相ステンレス鋼を、厚さ２００
ｍｍ以下の連続鋳造スラブに鋳造し、５００℃までの温
度域を注水冷却により０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で冷却し、次いで１１００℃以上の温度で２時間以上の
加熱を行った後に熱間圧延を行い、熱間圧延終了温度を
８００℃以上とし、熱間圧延後は注水冷却による強制冷
却で１０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、焼鈍を１０００℃以
上の高温で行い、焼鈍後は注水冷却で１０℃／ｓｅｃ以
上の強制冷却速度で冷却することを特徴とする耐濃硫酸
腐食性に優れた二相ステンレス鋼の製造方法。 - （２）請求項１記載の二相ステンレス鋼が、さらにＳｎ
：０．０１〜０．１％、Ｓｂ：０．０１〜０．１％、Ｎ
ｂ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｔ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、
Ｚｒ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜０．５％の
何れか１種または２種以上を含有することを特徴とする
耐濃硫酸腐食性に優れた二相ステンレス鋼の製造方法。 - （３）請求項１記載の二相ステンレス鋼が、さらにＣａ
：０．００５％以下、Ｌａ＋Ｃｅ：０．０５％以下、Ｙ
：０．０１％以下の何れか１種または２種以上を含有す
ることを特徴とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相ステン
レス鋼の製造方法。 - （４）請求項１記載の二相ステンレス鋼が、さらにＳｎ
：０．０１〜０．１％、Ｓｂ：０．０１〜０．１％、Ｎ
ｂ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｔ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、
Ｚｒ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜０．５％の
何れか１種または２種以上を含有し、かつＣａ：０．０
０５％以下、Ｌａ＋Ｃｅ：０．０５％以下、Ｙ：０．０
１％以下の何れか１種または２種以上を含有することを
特徴とする耐濃硫酸腐食性に優れた二相ステンレス鋼の
製造方法。 - （５）熱間圧延に際し、連続鋳造スラブの加熱温度をフ
ェライト量が体積分率で５０％以上になる１１００℃以
上の温度で行う請求項１〜４の何れかに記載の耐濃硫酸
腐食性に優れた二相ステンレス鋼の製造方法。
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