JPH0672256B2 - オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 - Google Patents
オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH0672256B2 JPH0672256B2 JP63170481A JP17048188A JPH0672256B2 JP H0672256 B2 JPH0672256 B2 JP H0672256B2 JP 63170481 A JP63170481 A JP 63170481A JP 17048188 A JP17048188 A JP 17048188A JP H0672256 B2 JPH0672256 B2 JP H0672256B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- sensitization
- clad steel
- stress corrosion
- corrosion cracking
- content
- 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 - Fee Related
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ この発明はオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の
熱間圧延による製造方法に関するものである。
熱間圧延による製造方法に関するものである。
［従来技術］ 従来広く用いられている304クラスのステンレス鋼は一
般的に優れた耐食性を示している。例えば、このクラス
のステンレス鋼は10％程度の水酸化ナトリウム水溶液中
では約200℃でも応力腐食割れが生じないことが報告さ
れている。しかし、硫化物が含有されたアルカリ環境で
はステンレス鋼の応力腐食割れ感受性は高まり、前述し
た条件下でも304クラスのステンレス鋼に応力腐食割れ
が発生する。
般的に優れた耐食性を示している。例えば、このクラス
のステンレス鋼は10％程度の水酸化ナトリウム水溶液中
では約200℃でも応力腐食割れが生じないことが報告さ
れている。しかし、硫化物が含有されたアルカリ環境で
はステンレス鋼の応力腐食割れ感受性は高まり、前述し
た条件下でも304クラスのステンレス鋼に応力腐食割れ
が発生する。
［発明が解決しようとする課題］ ステンレスクラッド鋼板の一つの製造方法として、熱間
圧延法があるが、圧延時の歪みにより炭化物などの析出
が促進されるうえ圧延時に徐冷されるので、ステンレス
鋼中に、炭化物の粒界析出に伴うCr欠乏層が形成され、
耐食性は低下する。この現象を鋭敏化と称する。ステン
レスクラッド鋼板においては、母材、すなわち炭素鋼板
の材質向上のために圧延後焼きならしが行われので更に
鋭敏化し易い。またステンレスクラッド鋼板を用いて鏡
板などを製造する場合に、熱間加工や、溶接、および溶
接歪み除去熱処理などが行われるので、一層鋭敏化が進
み易い。通常のステンレス鋼板では、製造時や加工時に
鋭敏化しても固溶化熱処理の実施によって析出物は固溶
し、Cr欠乏層は消失する。これに対してステンレスクラ
ッド鋼板は母材の材質が劣化するため固溶化熱処理がで
きず、また板厚が大きいために十分な冷却速度が取れな
い。
圧延法があるが、圧延時の歪みにより炭化物などの析出
が促進されるうえ圧延時に徐冷されるので、ステンレス
鋼中に、炭化物の粒界析出に伴うCr欠乏層が形成され、
耐食性は低下する。この現象を鋭敏化と称する。ステン
レスクラッド鋼板においては、母材、すなわち炭素鋼板
の材質向上のために圧延後焼きならしが行われので更に
鋭敏化し易い。またステンレスクラッド鋼板を用いて鏡
板などを製造する場合に、熱間加工や、溶接、および溶
接歪み除去熱処理などが行われるので、一層鋭敏化が進
み易い。通常のステンレス鋼板では、製造時や加工時に
鋭敏化しても固溶化熱処理の実施によって析出物は固溶
し、Cr欠乏層は消失する。これに対してステンレスクラ
ッド鋼板は母材の材質が劣化するため固溶化熱処理がで
きず、また板厚が大きいために十分な冷却速度が取れな
い。
本発明は上記問題点の解決を図ったもので、硫化物を含
有するアルカリ環境において耐応力腐食割れ性が優れ、
かつ鋭敏化感受性の低いオーステナイト系ステンレスク
ラッド鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
有するアルカリ環境において耐応力腐食割れ性が優れ、
かつ鋭敏化感受性の低いオーステナイト系ステンレスク
ラッド鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
［課題を解決するための手段及び作用］ 上記目的を達成するために、本発明の方法は重量％で、
C:0.005〜0.050％、Si:0.02〜1.50％、Mn:0.02〜2.00
％、P:0.002〜0.045％、S:0.0005〜0.030％、N:0.005〜
0.05％、Nb:20×Ｃ％以上、1.1％以下、Mo:0.1〜3.0
％、Cu:0.1〜1.5％、Cr:20.0〜26.0％、Ni:（1.4×Cr−
18.0）％以上、20.0％以下を含有し、残部実質的にFeか
らなるオーステナイト系ステンレス鋼を合わせ材とし
て、低炭素鋼の母材と重ねたスラブを最終圧延温度を90
0℃以上、1000℃以下で熱間圧延してステンレスクラッ
ド鋼を製造する方法である。
C:0.005〜0.050％、Si:0.02〜1.50％、Mn:0.02〜2.00
％、P:0.002〜0.045％、S:0.0005〜0.030％、N:0.005〜
0.05％、Nb:20×Ｃ％以上、1.1％以下、Mo:0.1〜3.0
％、Cu:0.1〜1.5％、Cr:20.0〜26.0％、Ni:（1.4×Cr−
18.0）％以上、20.0％以下を含有し、残部実質的にFeか
らなるオーステナイト系ステンレス鋼を合わせ材とし
て、低炭素鋼の母材と重ねたスラブを最終圧延温度を90
0℃以上、1000℃以下で熱間圧延してステンレスクラッ
ド鋼を製造する方法である。
以下に上記成分と最終圧延温度との選定理由を説明す
る。第１表は供試鋼の化学成分（重量％）である。第１
図は応力腐食割れとNi,Cr含有量との関係を示す図であ
る。先ずNiとCrは本発明の目的である、硫化物を含むア
ルカリ環境下で優れた耐応力腐食割れ性を得るために必
須の成分であるのでこれらに関して第１表に示す成分の
ステンレス鋼を用いて最適成分系を決定した。試験には
Ｕ曲げ試験片を用い、何れも固溶化熱処理を行った鋼板
から製作した。試験条件として、温度150℃の５％NaOH
＋２％Na2S水溶液に720時間浸漬して、割れの発生を調
査した。その結果を第１図に示す。応力腐食割れはNi:1
0〜20重量％、Cr:15〜20重量％の範囲で認められた。こ
の結果から、応力腐食割れを避ける成分として、NiとCr
をそれぞれ単独で20％以上とするか、あるいはNiとCrを
共に20％以上とすることが必要である。ただし、Ni含有
量の増加は炭素の固溶限を下げるので、鋭敏化特性の観
点から好ましくなく、経済性の観点からも高価なNi含有
量を増やすのは不利である。よって、最適成分の考え方
としてNi含有量は20％以下とし、Cr含有量を増やす方針
を採った。すなわち、Cr含有量の下限としては耐応力腐
食を考慮して20％、Ni含有量の下限としてはオーステナ
イトの安定のため（1.4×Cr−18）％とした。Cr含有量
が多ければ耐食性は向上するが、オーステナイト相が維
持できなくなり熱間加工性が低下するので好ましくな
い。そのためにCrの上限を26％とした。
る。第１表は供試鋼の化学成分（重量％）である。第１
図は応力腐食割れとNi,Cr含有量との関係を示す図であ
る。先ずNiとCrは本発明の目的である、硫化物を含むア
ルカリ環境下で優れた耐応力腐食割れ性を得るために必
須の成分であるのでこれらに関して第１表に示す成分の
ステンレス鋼を用いて最適成分系を決定した。試験には
Ｕ曲げ試験片を用い、何れも固溶化熱処理を行った鋼板
から製作した。試験条件として、温度150℃の５％NaOH
＋２％Na2S水溶液に720時間浸漬して、割れの発生を調
査した。その結果を第１図に示す。応力腐食割れはNi:1
0〜20重量％、Cr:15〜20重量％の範囲で認められた。こ
の結果から、応力腐食割れを避ける成分として、NiとCr
をそれぞれ単独で20％以上とするか、あるいはNiとCrを
共に20％以上とすることが必要である。ただし、Ni含有
量の増加は炭素の固溶限を下げるので、鋭敏化特性の観
点から好ましくなく、経済性の観点からも高価なNi含有
量を増やすのは不利である。よって、最適成分の考え方
としてNi含有量は20％以下とし、Cr含有量を増やす方針
を採った。すなわち、Cr含有量の下限としては耐応力腐
食を考慮して20％、Ni含有量の下限としてはオーステナ
イトの安定のため（1.4×Cr−18）％とした。Cr含有量
が多ければ耐食性は向上するが、オーステナイト相が維
持できなくなり熱間加工性が低下するので好ましくな
い。そのためにCrの上限を26％とした。
第２表は供試鋼の化学成分（重量％）である。第２図は
連続冷却時の鋭敏化に対する炭素含有量とニオブ含有量
との関係を示す。第３図は熱間圧縮試験片の鋭敏化に対
する最終圧延温度とNb/C比との関係を示す。ＣとNbは鋭
敏化の防止にもっとも寄与する成分であり、ステンレス
クラッド鋼板の製造条件を考慮しながら決定する必要が
ある。そこで、NiとCrの含有量を耐応力腐食割れが優れ
た成分範囲のものに合わせ、ＣとNbを第２図に示すよう
に変化させたステンレス鋼を用いて鋭敏化挙動を調べ
た。直径6mm、高さ9mmの円筒形の試験片を高周波誘導加
熱によって、1150℃から500℃迄の範囲を１、５、10℃/
secで連続して冷却し、鋭敏化の有無をJISGO571に定め
るしゅう酸電解エッチング試験により調べた。１℃/sec
はステンレスクラッド鋼板の冷却速度に相当し、10℃/s
ecは固溶化熱処理時の冷却速度に相当する。此れらの試
験片の鋭敏化の調査結果をＣ、Nbで整理して第２図に示
す。まず、Nbが含有されていない鋼種については、冷却
速度が10℃/secであれば0.08％とＣ含有量が多くても鋭
敏化が認められなかった。しかし、冷却速度が小さくな
ると鋭敏化が起こるようになり、Ｃを0.01％まで低下さ
せても１、５℃/secの冷却速度では鋭敏化を生じた。ス
テンレスクラッド鋼板の鋭敏化防止は低Ｃ化だけでは困
難であることを示している。Nb添加鋼種についてはNb含
有量が増えると鋭敏化が生じ難くなり、10×Ｃ％以上の
Nbが含有されると５℃/secり冷却速度でも鋭敏化が生じ
ないようになった。Nb含有量が更に増し、20×Ｃ％以上
になると１℃/secでも鋭敏化は生じないようになった。
此れらの結果から、ステンレスクラッド鋼板製造時の冷
却速度に等しい１℃/secで鋭敏化を防止するためには、
Ｃが0.05％以下で20×Ｃ％以上のNb含有量が必要なこと
が示された。Ｃ含有量の下限は製鋼上の制約から0.0005
％とした。Nbは高価であり、経済性の観点から必要最小
量に押さえることが望ましく、添加量が多くなると造塊
中にノズルの閉塞等の不都合を生ずるので上限を1.1％
とした。Ｐは耐粒界腐食感受性と塩化物中の応力割れ性
を高めるため、少ないほうが望ましいが精練の限界から
下限を0.002％とし、上限を実用上の問題の無い0.045％
とした。Ｓは熱間加工性と対孔食性を損なうため、少な
いほうが望ましいが精練の限界から下限を0.0005％と
し、上限を実用上の問題のない0.030％とした。ＮはNb
と結合して窒化物を作り、Cr炭化物の生成防止の働きを
阻害するので、少ないほうが良いが0.05％以下では実害
が無い。通常の真空溶解では0.005〜0.05％の範囲で含
有されるので上限を実用上の問題のない0.05％、下限を
0.005％とした。Moは含有量が増すとともに耐孔食性を
向上するが、中性の塩化物環境における耐応力腐食割れ
性を低下する。また高価な元素であり、フエライト形成
元素でもあるため、経済性と組織、対孔食性の観点から
上限を3.0％、下限を0.1％とした。Cuは含有量の増加と
ともに耐酸性を向上するが、含有量が多いと熱間加工性
を損なうため、耐酸性と熱間加工性の観点から上限を1.
5％、下限を0.1％とした。
連続冷却時の鋭敏化に対する炭素含有量とニオブ含有量
との関係を示す。第３図は熱間圧縮試験片の鋭敏化に対
する最終圧延温度とNb/C比との関係を示す。ＣとNbは鋭
敏化の防止にもっとも寄与する成分であり、ステンレス
クラッド鋼板の製造条件を考慮しながら決定する必要が
ある。そこで、NiとCrの含有量を耐応力腐食割れが優れ
た成分範囲のものに合わせ、ＣとNbを第２図に示すよう
に変化させたステンレス鋼を用いて鋭敏化挙動を調べ
た。直径6mm、高さ9mmの円筒形の試験片を高周波誘導加
熱によって、1150℃から500℃迄の範囲を１、５、10℃/
secで連続して冷却し、鋭敏化の有無をJISGO571に定め
るしゅう酸電解エッチング試験により調べた。１℃/sec
はステンレスクラッド鋼板の冷却速度に相当し、10℃/s
ecは固溶化熱処理時の冷却速度に相当する。此れらの試
験片の鋭敏化の調査結果をＣ、Nbで整理して第２図に示
す。まず、Nbが含有されていない鋼種については、冷却
速度が10℃/secであれば0.08％とＣ含有量が多くても鋭
敏化が認められなかった。しかし、冷却速度が小さくな
ると鋭敏化が起こるようになり、Ｃを0.01％まで低下さ
せても１、５℃/secの冷却速度では鋭敏化を生じた。ス
テンレスクラッド鋼板の鋭敏化防止は低Ｃ化だけでは困
難であることを示している。Nb添加鋼種についてはNb含
有量が増えると鋭敏化が生じ難くなり、10×Ｃ％以上の
Nbが含有されると５℃/secり冷却速度でも鋭敏化が生じ
ないようになった。Nb含有量が更に増し、20×Ｃ％以上
になると１℃/secでも鋭敏化は生じないようになった。
此れらの結果から、ステンレスクラッド鋼板製造時の冷
却速度に等しい１℃/secで鋭敏化を防止するためには、
Ｃが0.05％以下で20×Ｃ％以上のNb含有量が必要なこと
が示された。Ｃ含有量の下限は製鋼上の制約から0.0005
％とした。Nbは高価であり、経済性の観点から必要最小
量に押さえることが望ましく、添加量が多くなると造塊
中にノズルの閉塞等の不都合を生ずるので上限を1.1％
とした。Ｐは耐粒界腐食感受性と塩化物中の応力割れ性
を高めるため、少ないほうが望ましいが精練の限界から
下限を0.002％とし、上限を実用上の問題の無い0.045％
とした。Ｓは熱間加工性と対孔食性を損なうため、少な
いほうが望ましいが精練の限界から下限を0.0005％と
し、上限を実用上の問題のない0.030％とした。ＮはNb
と結合して窒化物を作り、Cr炭化物の生成防止の働きを
阻害するので、少ないほうが良いが0.05％以下では実害
が無い。通常の真空溶解では0.005〜0.05％の範囲で含
有されるので上限を実用上の問題のない0.05％、下限を
0.005％とした。Moは含有量が増すとともに耐孔食性を
向上するが、中性の塩化物環境における耐応力腐食割れ
性を低下する。また高価な元素であり、フエライト形成
元素でもあるため、経済性と組織、対孔食性の観点から
上限を3.0％、下限を0.1％とした。Cuは含有量の増加と
ともに耐酸性を向上するが、含有量が多いと熱間加工性
を損なうため、耐酸性と熱間加工性の観点から上限を1.
5％、下限を0.1％とした。
ステンレスクラッド鋼板を製造する際の最適条件につい
ては、第２表に示す溶解材から直径6mm、高さ9mmの試験
片を製作して、熱間圧延と溶接後熱処理を模擬した熱間
圧縮試験を行い鋭敏化に対する圧延条件の影響を検討し
た。試験片を1250℃に加熱した後、1200℃と1100℃でそ
れぞれ20％ずつ圧下を加え、最終圧延において、圧延温
度を850〜1000℃の範囲において50℃づつ変え、圧下を2
0％にとった。このような加工・熱履歴を受けた試験片
の断面についてしゅう酸電解エッチングにより鋭敏化を
調べた。試験片の鋭敏化状況を最終圧延温度とNb/Cの比
で整理して第３図に示す。第３図においては○段状組
織、 はピット状組織、 は混合組織、●は溝状組織を示す。鋭敏化の度合いは段
状組織がもっとも小さく、溝状組織がもっとも大きい。
Nbを含有しない鋼種と10×Ｃ％以下のNbを含有する鋼種
は、最終圧延温度800〜1050℃の範囲では溝状組織とな
り激しい鋭敏化を生じた。10×Ｃ％以上のNbを含有する
鋼種では、Nb/Cが軽度になるとともに最終圧延温度依存
性が顕著になった。すなわちNb/Cの比が10では900〜950
℃の範囲で最終圧延を行うと混合組織となり、それ以外
の圧延温度では溝状組織となった。Nb/Cが20になると、
900℃と1000℃の温度で最終圧延を行うとピット状組織
となり、950℃の最終圧延温度では段状組織となり、鋭
敏化は認められなくなった。以上の結果から、ステンレ
スクラッド鋼板を製造する際、20×Ｃ％以上のNbを含有
するステンレス鋼を用いて、最終圧延温度を900〜1000
℃の範囲に限定すれば鋭敏化を防止でき、さらに950℃
を選択すれば最も効果的に鋭敏化を防止できることが明
らかになった。
ては、第２表に示す溶解材から直径6mm、高さ9mmの試験
片を製作して、熱間圧延と溶接後熱処理を模擬した熱間
圧縮試験を行い鋭敏化に対する圧延条件の影響を検討し
た。試験片を1250℃に加熱した後、1200℃と1100℃でそ
れぞれ20％ずつ圧下を加え、最終圧延において、圧延温
度を850〜1000℃の範囲において50℃づつ変え、圧下を2
0％にとった。このような加工・熱履歴を受けた試験片
の断面についてしゅう酸電解エッチングにより鋭敏化を
調べた。試験片の鋭敏化状況を最終圧延温度とNb/Cの比
で整理して第３図に示す。第３図においては○段状組
織、 はピット状組織、 は混合組織、●は溝状組織を示す。鋭敏化の度合いは段
状組織がもっとも小さく、溝状組織がもっとも大きい。
Nbを含有しない鋼種と10×Ｃ％以下のNbを含有する鋼種
は、最終圧延温度800〜1050℃の範囲では溝状組織とな
り激しい鋭敏化を生じた。10×Ｃ％以上のNbを含有する
鋼種では、Nb/Cが軽度になるとともに最終圧延温度依存
性が顕著になった。すなわちNb/Cの比が10では900〜950
℃の範囲で最終圧延を行うと混合組織となり、それ以外
の圧延温度では溝状組織となった。Nb/Cが20になると、
900℃と1000℃の温度で最終圧延を行うとピット状組織
となり、950℃の最終圧延温度では段状組織となり、鋭
敏化は認められなくなった。以上の結果から、ステンレ
スクラッド鋼板を製造する際、20×Ｃ％以上のNbを含有
するステンレス鋼を用いて、最終圧延温度を900〜1000
℃の範囲に限定すれば鋭敏化を防止でき、さらに950℃
を選択すれば最も効果的に鋭敏化を防止できることが明
らかになった。
本発明の鋼種は硫化物を含有するアルカリ環境において
耐応力腐食割れ性に優れており、また、鋭敏化感受性が
低いので優れた耐食性を持っている。
耐応力腐食割れ性に優れており、また、鋭敏化感受性が
低いので優れた耐食性を持っている。
［実施例］ 第３表は供試鋼の化学組成（重量％）である。第４表は
母材の成分（重量％）である。第５表は各圧延条件、圧
延後の加工における実施例である。第３表に示す応力腐
食割れと鋭敏化に対する成分面からの防止策を講じたク
ラッド鋼の合わせ材を溶解し、連続鋳造でスラブを作
り、熱間圧延を行ってクラッド素材を製作した。このス
テンレス鋼と第４表に示す炭素鋼を組み合わせてスラブ
を作り、1150℃〜1250℃に加熱した後、熱間圧延を行い
25,50mmの厚みを持つクラッド鋼板を得た。このときの
最終圧延温度を900〜1000℃として、製造条件の選択に
より鋭敏化の防止を図った。圧延後室温まで空冷した
後、一部のステンレスクラッド鋼板には910℃で焼きな
らしを行った。此れらのクラッド鋼から供試材を切りだ
し、構造物などに加工される場合を想定して溶接、溶接
後熱処理（625℃、１〜４時間）を行い、溶接熱影響部
と合わせ材についてしゅう酸電解エッチングにより鋭敏
化の度合いを調べるとともに、Ｕ曲げ応力腐食割れ試験
片を150℃の５％NaOH＋２％Na2S水溶液に720時間浸漬し
て応力腐食割れの発生を調べた。また、比較のため成分
による鋭敏化対策未実施材（G1、G2）および従来材（G
3）も用いてステンレスクラッド鋼板を製作し、同じ条
件の溶接、熱処理を実施し鋭敏化感受性と耐応力腐食割
れ性を調べた。
母材の成分（重量％）である。第５表は各圧延条件、圧
延後の加工における実施例である。第３表に示す応力腐
食割れと鋭敏化に対する成分面からの防止策を講じたク
ラッド鋼の合わせ材を溶解し、連続鋳造でスラブを作
り、熱間圧延を行ってクラッド素材を製作した。このス
テンレス鋼と第４表に示す炭素鋼を組み合わせてスラブ
を作り、1150℃〜1250℃に加熱した後、熱間圧延を行い
25,50mmの厚みを持つクラッド鋼板を得た。このときの
最終圧延温度を900〜1000℃として、製造条件の選択に
より鋭敏化の防止を図った。圧延後室温まで空冷した
後、一部のステンレスクラッド鋼板には910℃で焼きな
らしを行った。此れらのクラッド鋼から供試材を切りだ
し、構造物などに加工される場合を想定して溶接、溶接
後熱処理（625℃、１〜４時間）を行い、溶接熱影響部
と合わせ材についてしゅう酸電解エッチングにより鋭敏
化の度合いを調べるとともに、Ｕ曲げ応力腐食割れ試験
片を150℃の５％NaOH＋２％Na2S水溶液に720時間浸漬し
て応力腐食割れの発生を調べた。また、比較のため成分
による鋭敏化対策未実施材（G1、G2）および従来材（G
3）も用いてステンレスクラッド鋼板を製作し、同じ条
件の溶接、熱処理を実施し鋭敏化感受性と耐応力腐食割
れ性を調べた。
実施例をまとめて第５表に示す。本発明の試料No1〜３
は成分と製造条件から鋭敏化の防止を図ったものであ
り、最終圧延温度が1000℃であるため圧下率が10〜20％
の範囲で変わってもピット組織であり、耐応力腐食割れ
性も十分であった。
は成分と製造条件から鋭敏化の防止を図ったものであ
り、最終圧延温度が1000℃であるため圧下率が10〜20％
の範囲で変わってもピット組織であり、耐応力腐食割れ
性も十分であった。
比較例の試料No.4は試料No.1〜３と同じ組成ステンレス
鋼を用いた例であるが、最終圧延温度を800℃としたた
め溝状組織となった。またこの材料には応力腐食割れが
発生した。これは鋭敏化によりCr欠乏層が生成したの
で、この部分の耐応力腐食割性が低下したものと考えら
れる。
鋼を用いた例であるが、最終圧延温度を800℃としたた
め溝状組織となった。またこの材料には応力腐食割れが
発生した。これは鋭敏化によりCr欠乏層が生成したの
で、この部分の耐応力腐食割性が低下したものと考えら
れる。
本発明の試料No.5,6は製品板厚が50mmと厚いもので、圧
延や熱処理時の冷却速度は１℃/secより小さいと考えら
れ、鋭敏化の観点から非常に不利と判断される。それに
もかかわらず、成分と最終圧延温度の最適化によってピ
ット、あるいは段状組織という低鋭敏化感受性が確認さ
れた。また、耐応力腐食割れ性についても十分な性能が
示された。
延や熱処理時の冷却速度は１℃/secより小さいと考えら
れ、鋭敏化の観点から非常に不利と判断される。それに
もかかわらず、成分と最終圧延温度の最適化によってピ
ット、あるいは段状組織という低鋭敏化感受性が確認さ
れた。また、耐応力腐食割れ性についても十分な性能が
示された。
本発明の試料No.7はNb含有量が多くNb/Cが大きいため、
最終圧延延度が900℃でも段状組織が得られた。しかし9
00℃未満になると激しい鋭敏化が起こるようになり、比
較例の試料No.8のように850℃では溝状組織となった。
試料No.7の耐応力腐食割れ性は十分であったが、試料N
o.8では割れが生じた。
最終圧延延度が900℃でも段状組織が得られた。しかし9
00℃未満になると激しい鋭敏化が起こるようになり、比
較例の試料No.8のように850℃では溝状組織となった。
試料No.7の耐応力腐食割れ性は十分であったが、試料N
o.8では割れが生じた。
本発明の試料No.9〜11では、Ｃ含有量が規定範囲の上限
に近いが、最終圧延延度を900℃、950℃としたため段状
組織であり、試料No.11においては製品板厚が50mmある
うえ４時間の応力除去熱処理を行っても、ピット組織で
あった。此れらの何れにも応力腐食割れは生じなかっ
た。本発明の試料No.12〜15は圧延後に焼きならしを行
い、その後溶接、応力除去熱処理を実施したものであ
る。これらには鋭敏化、応力腐食割れは生じなかった。
成分が規定の範囲にあり、最終圧延温度を900〜1000℃
にとれば、その後ステンレスクラッド鋼が熱処理を受け
ても鋭敏化は生じないことを示している。
に近いが、最終圧延延度を900℃、950℃としたため段状
組織であり、試料No.11においては製品板厚が50mmある
うえ４時間の応力除去熱処理を行っても、ピット組織で
あった。此れらの何れにも応力腐食割れは生じなかっ
た。本発明の試料No.12〜15は圧延後に焼きならしを行
い、その後溶接、応力除去熱処理を実施したものであ
る。これらには鋭敏化、応力腐食割れは生じなかった。
成分が規定の範囲にあり、最終圧延温度を900〜1000℃
にとれば、その後ステンレスクラッド鋼が熱処理を受け
ても鋭敏化は生じないことを示している。
比較例の試料No.16は低Ｃ化した材料であるがNbが含有
されていないため、最終圧延温度を950℃としても混合
組織となり、応力腐食割れも発生した。
されていないため、最終圧延温度を950℃としても混合
組織となり、応力腐食割れも発生した。
比較例の試料No.17,18ではNbが含有されているが、Nb/C
が10なので鋭敏化防止が不十分であり、試料No.17では
混合組織となった。また試料No.18では応力除去熱処理
時間が長いため鋭敏化が進み、溝状組織となった。また
いずれも応力腐食割れが発生した。
が10なので鋭敏化防止が不十分であり、試料No.17では
混合組織となった。また試料No.18では応力除去熱処理
時間が長いため鋭敏化が進み、溝状組織となった。また
いずれも応力腐食割れが発生した。
比較例の試料No.19,20は従来材の304Lであり、発明鋼に
較べてCr、Ni含有量が少なく、低Ｃ化のため鋭敏化を生
ずることはなかったが、応力腐食割れを防止するには不
十分な組成である。
較べてCr、Ni含有量が少なく、低Ｃ化のため鋭敏化を生
ずることはなかったが、応力腐食割れを防止するには不
十分な組成である。
［発明の効果］ 硫化物を含有するアルカリ環境において優れた耐応力腐
食割れ性を示すステンレスクラッド鋼板を鋭敏化するこ
と無く熱間圧延によって製造することが可能になった。
また、圧延後に溶接、熱処理を実施しても鋭敏化は発生
しなかった。
食割れ性を示すステンレスクラッド鋼板を鋭敏化するこ
と無く熱間圧延によって製造することが可能になった。
また、圧延後に溶接、熱処理を実施しても鋭敏化は発生
しなかった。
第１図は応力腐食割れとNi,Cr含有量との関係を示すグ
ラフ、第２図は連続冷却時の鋭敏化に対する炭素含有量
とニオブ含有量との関係を示すグラフ、第３図は熱間圧
縮試験片の鋭敏化に対する最終圧延温度とNb/C比との関
係を示すグラフである。
ラフ、第２図は連続冷却時の鋭敏化に対する炭素含有量
とニオブ含有量との関係を示すグラフ、第３図は熱間圧
縮試験片の鋭敏化に対する最終圧延温度とNb/C比との関
係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、C:0.005〜0.050％、Si:0.02〜
1.50％、Mn:0.02〜2.00％、P:0.002〜0.045％、S:0.000
5〜0.030％、N:0.005〜0.05％、Nb:20×Ｃ％以上、1.1
％以下、Mo:0.1〜3.0％、Cu:0.1〜1.5％、Cr:20.0〜26.
0％、Ni:（1.4×Cr−18.0）％以上、20.0％以下を含有
し、残部実質的にFeからなるオーステナイト系ステンレ
ス鋼を合わせ材として、低炭素鋼の母材と重ねたスラブ
を熱間で圧延してステンレスクラッド鋼板を製造する方
法において、最終圧延温度を900℃以上、1000℃以下と
することを特徴とするオーステナイト系ステンレスクラ
ッド鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63170481A JPH0672256B2 (ja) | 1988-07-08 | 1988-07-08 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63170481A JPH0672256B2 (ja) | 1988-07-08 | 1988-07-08 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0222419A JPH0222419A (ja) | 1990-01-25 |
| JPH0672256B2 true JPH0672256B2 (ja) | 1994-09-14 |
Family
ID=15905750
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63170481A Expired - Fee Related JPH0672256B2 (ja) | 1988-07-08 | 1988-07-08 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0672256B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007197821A (ja) * | 2005-12-26 | 2007-08-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オーステナイト系ステンレス鋼 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH062384B2 (ja) * | 1990-03-28 | 1994-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼を母材とするチタンクラッド鋼板およびその製造方法 |
| JP2014005509A (ja) * | 2012-06-26 | 2014-01-16 | Hitachi-Ge Nuclear Energy Ltd | 高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼及び溶接継手構造 |
| CN103451555A (zh) * | 2013-08-02 | 2013-12-18 | 安徽三联泵业股份有限公司 | 水泵叶轮用不锈钢材料及其制备方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
| JPS6043465A (ja) * | 1983-08-19 | 1985-03-08 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 低温靭性に優れた熱延クラツド鋼板およびその製造方法 |
| JPS62176690A (ja) * | 1986-01-30 | 1987-08-03 | Kobe Steel Ltd | ステンレスクラツド鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-07-08 JP JP63170481A patent/JPH0672256B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
| JPS6043465A (ja) * | 1983-08-19 | 1985-03-08 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 低温靭性に優れた熱延クラツド鋼板およびその製造方法 |
| JPS62176690A (ja) * | 1986-01-30 | 1987-08-03 | Kobe Steel Ltd | ステンレスクラツド鋼板の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007197821A (ja) * | 2005-12-26 | 2007-08-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オーステナイト系ステンレス鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0222419A (ja) | 1990-01-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR900006605B1 (ko) | 가공성이 우수하고 용접 연화가 없는 고강도 스테인레스 강재의 제조 방법 | |
| EP0639691B1 (en) | Rotor for steam turbine and manufacturing method thereof | |
| US5308577A (en) | Austenitic, non-magnetic, stainless steel alloy and articles made therefrom | |
| US4078920A (en) | Austenitic stainless steel with high molybdenum content | |
| GB2075549A (en) | Ferritic stainless steel having good corrosion resistance | |
| JP6842257B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ合金とその製造方法 | |
| KR20230098875A (ko) | 오스테나이트계 스테인리스강대의 제조방법 | |
| JP2536685B2 (ja) | Ａｇメッキ性に優れたリ―ドフレ―ム素材用Ｆｅ―Ｎｉ合金およびその製造方法 | |
| US4545826A (en) | Method for producing a weldable austenitic stainless steel in heavy sections | |
| JP4998719B2 (ja) | 打ち抜き加工性に優れる温水器用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| KR910008939B1 (ko) | 열간압연 강판 및 그 제조방법 | |
| JP2803522B2 (ja) | 磁気特性および製造性に優れたＮｉ−Ｆｅ系磁性合金およびその製造方法 | |
| JPH0672256B2 (ja) | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 | |
| JPH0633195A (ja) | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| US4264360A (en) | Chromium modified silicon-tin containing copper base alloys | |
| EP0058837B1 (en) | Process for producing austenitic stainless steels less susceptible to rolling defects | |
| CN112513309B (zh) | 钢板及其制造方法 | |
| US4861550A (en) | Corrosion-resistant nickel-base alloy having high resistance to stress corrosion cracking | |
| JP3780690B2 (ja) | 被削性および工具寿命に優れた熱間工具鋼 | |
| JP2021143407A (ja) | 二相ステンレス鋼とその製造方法 | |
| EP0508574A1 (en) | Martensitic stainless steel article and method for producing the same | |
| KR100605678B1 (ko) | 내열강도가 우수한 내열 스테인레스강 | |
| JP4683712B2 (ja) | 熱間加工性に優れたＮｉ基合金 | |
| JPS6020460B2 (ja) | 圧力容器用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼 | |
| JP2001020041A (ja) | 溶接性および被削性に優れた工具鋼ならびに工具、金型 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |