JPS59110767A - オ−ステナイトステンレス鋼 - Google Patents
オ−ステナイトステンレス鋼Info
- Publication number
- JPS59110767A JPS59110767A JP21785982A JP21785982A JPS59110767A JP S59110767 A JPS59110767 A JP S59110767A JP 21785982 A JP21785982 A JP 21785982A JP 21785982 A JP21785982 A JP 21785982A JP S59110767 A JPS59110767 A JP S59110767A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- stainless steel
- steel
- austenite stainless
- stress corrosion
- corrosion cracking
- 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.)
- Pending
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- 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】
本発明は、例えば核融合炉の隔壁用材料等に用いられる
耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイトステンレス鋼
に関する。
耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイトステンレス鋼
に関する。
中性子照射を著しく受ける核融合炉の隔壁材料等にはＣ
ｒ含有量とＮｉ 含有量がはｙ等しいオーステナイトス
テンレス鋼が使用される。す力わち、通常の例えば１８
−８型オーステナイトステンレス鋼では中性子照射によ
り相が不安定となって使用出来ないためである。しかし
ながら、一方、Ｃｒ。
ｒ含有量とＮｉ 含有量がはｙ等しいオーステナイトス
テンレス鋼が使用される。す力わち、通常の例えば１８
−８型オーステナイトステンレス鋼では中性子照射によ
り相が不安定となって使用出来ないためである。しかし
ながら、一方、Ｃｒ。
Ｎｉ 含有量が等しいこの種のオーステナイトステンレ
ス鋼では、高温水中における粒界型応力腐食割れが問題
となる。この粒界応力腐食割れはクロム炭化物の析出に
伴い粒界近傍にクロム欠乏部ができるために発生するの
であって、その対策として、鋼中の炭素含有量を低くす
るかまたはＴｉ 、Ｎｂ等の炭素を固定する元素を添加
し、クロム炭化物の生成を抑制するのが効果的であると
されている。
ス鋼では、高温水中における粒界型応力腐食割れが問題
となる。この粒界応力腐食割れはクロム炭化物の析出に
伴い粒界近傍にクロム欠乏部ができるために発生するの
であって、その対策として、鋼中の炭素含有量を低くす
るかまたはＴｉ 、Ｎｂ等の炭素を固定する元素を添加
し、クロム炭化物の生成を抑制するのが効果的であると
されている。
一方、この種のオーステナイトステンレス鋼では、Ｔｔ
、Ｎｂを添加すると溶接性、すなわち溶接時の耐高温割
れ性が劣化するという問題がある。特に、炭素が０．０
３％以下の低炭素材では粒界応力腐食割れ防止にＴｉ／
ｃ＞ ２０、またはＮｂ／Ｃ＞ ２０ 。
、Ｎｂを添加すると溶接性、すなわち溶接時の耐高温割
れ性が劣化するという問題がある。特に、炭素が０．０
３％以下の低炭素材では粒界応力腐食割れ防止にＴｉ／
ｃ＞ ２０、またはＮｂ／Ｃ＞ ２０ 。
Ｔｉ またはＮｂ ｔではソ０．６％を越えた量必要
となるが、かかる場合には溶接性の劣化が著しくなる。
となるが、かかる場合には溶接性の劣化が著しくなる。
ここに、不発明け、Ｃｒ含有量とＮｉ 含有量とがはｙ
等しいオーステナイトステンレス鋼であって、Ｔｉ、Ｎ
ｂｔ低く押え溶接性の劣化を防止すると共に耐応力腐食
割れ性に優れたオーステナイトステンレス鋼を提供する
ことを目的とする。
等しいオーステナイトステンレス鋼であって、Ｔｉ、Ｎ
ｂｔ低く押え溶接性の劣化を防止すると共に耐応力腐食
割れ性に優れたオーステナイトステンレス鋼を提供する
ことを目的とする。
かくして、本発明者らは、永年の研究の結果、低炭素材
の場合にあっても溶体化処理後に冷間加工を加えること
によって、冷間加工によるすベシ線土ＶＣＴｉＣおよび
／またはＮｂＣｋ析出させて粒界のＣｒ 欠乏層の発生
を無くすことができるとの知見を得、不発明を完成した
ものであり、その要旨とするところは、重量％で、 Ｃ≦０．０３％、 ｓｔ＜１．ｏ％。
の場合にあっても溶体化処理後に冷間加工を加えること
によって、冷間加工によるすベシ線土ＶＣＴｉＣおよび
／またはＮｂＣｋ析出させて粒界のＣｒ 欠乏層の発生
を無くすことができるとの知見を得、不発明を完成した
ものであり、その要旨とするところは、重量％で、 Ｃ≦０．０３％、 ｓｔ＜１．ｏ％。
胤≦２．０％、 Ｐ＜０．０３０％。
Ｓ≦０．０２０係、Ｎｉ：１３〜２０％。
Ｃｒ ： １３〜２０％ 、 Ｍｏ ： ０．５〜４．
０％。
０％。
さらにＴｉ ： ０．１〜０．６％訃よびＮｂ：０．１
〜０．６係の１種または２種を含有し、 ４≦Ｔｉ／ｃ≦２０． １０≦Ｎｂ／Ｃ≦２０であり、
残部付随不純物を含む鉄から成り、最終溶体化処理後に
２０％以上の冷間加工を加え＞’ｌ耐応力腐食割れ性オ
ーステナイトステンレス鋼である。
〜０．６係の１種または２種を含有し、 ４≦Ｔｉ／ｃ≦２０． １０≦Ｎｂ／Ｃ≦２０であり、
残部付随不純物を含む鉄から成り、最終溶体化処理後に
２０％以上の冷間加工を加え＞’ｌ耐応力腐食割れ性オ
ーステナイトステンレス鋼である。
ここに不発明に係るオーステナイトステンレス鋼の組成
を上述の如く限定した理由は次の通りである。
を上述の如く限定した理由は次の通りである。
Ｃｒニステンレス鋼としての耐食性を向上させるために
不可欠な元素であシ、光分か耐食性を得るためには１３
チ以上必要であるが、２０％を越えると相安定およびコ
ストの面から問題がある本発明においては１３〜２０チ
に制限する。
不可欠な元素であシ、光分か耐食性を得るためには１３
チ以上必要であるが、２０％を越えると相安定およびコ
ストの面から問題がある本発明においては１３〜２０チ
に制限する。
Ｎｉ ： 耐食性およびオーステナイト相安定化のため
に必要で、特にオーステナイト相をきわめて安定化した
状態にさせるためには１３％以上が必要で、輩太値はＣ
ｒ ｉｔに依存するが２０％とした。
に必要で、特にオーステナイト相をきわめて安定化した
状態にさせるためには１３％以上が必要で、輩太値はＣ
ｒ ｉｔに依存するが２０％とした。
Ｃ：応力腐食割れ感受性を著しく冒める元素であるため
低いほど良好である。Ｔｉ、Ｎｂが添加される場合でも
低い方が窒ましく、シたがって、不発明では０．０３％
以下に制限する。
低いほど良好である。Ｔｉ、Ｎｂが添加される場合でも
低い方が窒ましく、シたがって、不発明では０．０３％
以下に制限する。
Ｓｉ：製鋼時の脱酸剤として不可欠な元素であるが、１
％以上は必要では々い。
％以上は必要では々い。
庵；製鋼時の脱酸剤として不可欠な元素であるが、２．
０％１に越えるとσ相等の析出物を生成しやすくなるた
め、加工性に問題金生じる。
０％１に越えるとσ相等の析出物を生成しやすくなるた
め、加工性に問題金生じる。
Ｍｏ：Ｃｒ と共に耐食性を向上させる元素であシ、
０．５％以上を必要とするが、４チを越えるとσ相等の
析出物を生成するため上限を４．０ ％とした。
０．５％以上を必要とするが、４チを越えるとσ相等の
析出物を生成するため上限を４．０ ％とした。
Ｔｉ 、Ｎｂ ： ＴｉおよびＮｂ１１．Ｃの安定化元
素として知られてお９、Ｔｉ／ｃ≧４ 、 Ｎｂ／ｃ≧
１０は必要であるが、本発明では冷間加工を加えること
により、後述するように、Ｔｉ／ＣおよびＮｂ／Ｃがそ
れぞれ２０以下でも耐食性が良好となるため各上限を２
０とした。
素として知られてお９、Ｔｉ／ｃ≧４ 、 Ｎｂ／ｃ≧
１０は必要であるが、本発明では冷間加工を加えること
により、後述するように、Ｔｉ／ＣおよびＮｂ／Ｃがそ
れぞれ２０以下でも耐食性が良好となるため各上限を２
０とした。
なお、Ｔｉ、Ｎｂは耐食性確保のためにはそれぞれ０．
１係以上？必要とするが、溶接性すなわち溶接時の耐高
温割れ性の劣化を防止するためには、上限をそれぞれ０
．６％とする。
１係以上？必要とするが、溶接性すなわち溶接時の耐高
温割れ性の劣化を防止するためには、上限をそれぞれ０
．６％とする。
次いで、不発明にあっては、最終溶体化処理後２０％以
上の冷間加工を加えるが、冷間加工４加えるとすべり線
が粒内に形成され、このすベシ線が粒界と同様に炭化物
の生成核の発生場所として作用するため、冷間加工を加
えない場合よシ炭化物析出は加速される。
上の冷間加工を加えるが、冷間加工４加えるとすべり線
が粒内に形成され、このすベシ線が粒界と同様に炭化物
の生成核の発生場所として作用するため、冷間加工を加
えない場合よシ炭化物析出は加速される。
このとき生成する炭化物は通常のオーステナイトステン
レス鋼では０ｒ２ｓｅａであるが、本発明鋼ではＴｉＣ
’、ＮｂＣが多く含まれ、ＴｉＣ，ＮｂＣも通常の粒内
析出のみならず、すべり線上に加速して析出され、結果
的に粒界Ｃｒ炭化物の析出を減少させるのである。
レス鋼では０ｒ２ｓｅａであるが、本発明鋼ではＴｉＣ
’、ＮｂＣが多く含まれ、ＴｉＣ，ＮｂＣも通常の粒内
析出のみならず、すべり線上に加速して析出され、結果
的に粒界Ｃｒ炭化物の析出を減少させるのである。
なお、冷間加工を加えることＫよりオーステナイト系ス
テンレス鋼（例：１８−８型オーステナイト系ステンレ
ス鋼等）では炭化物（Ｃｒ＊ｓＣａ ）の析出が加速さ
れることは公知であるが、本発明はＴｉ Ｃ、ＮｂＣが
優先的にすぺｂｍ上に析出することを見い出したことに
もとづくものである。かかるＴｉｃ、ＮｂＣのすべｐ線
上への析出を図るためには減直重で２０％以上の冷間加
工を加えなければ効果が十分でない。
テンレス鋼（例：１８−８型オーステナイト系ステンレ
ス鋼等）では炭化物（Ｃｒ＊ｓＣａ ）の析出が加速さ
れることは公知であるが、本発明はＴｉ Ｃ、ＮｂＣが
優先的にすぺｂｍ上に析出することを見い出したことに
もとづくものである。かかるＴｉｃ、ＮｂＣのすべｐ線
上への析出を図るためには減直重で２０％以上の冷間加
工を加えなければ効果が十分でない。
ここに、最終溶体化処理とは、不発明の趣旨からも明ら
かなように、冷間加工に先立って行なう熱処理であって
、炭化物その他を母地相に十分に固溶させる操作をいい
、通常の溶体化処理ばかシでなく、軟化焼鈍等の熱処理
操作をも包含する。
かなように、冷間加工に先立って行なう熱処理であって
、炭化物その他を母地相に十分に固溶させる操作をいい
、通常の溶体化処理ばかシでなく、軟化焼鈍等の熱処理
操作をも包含する。
かくして祷られた不発明に係るオーステナイトステンレ
ス鋼は、さらに特段の熱処理ケ行なうことなく、そのま
ま使用に供される。
ス鋼は、さらに特段の熱処理ケ行なうことなく、そのま
ま使用に供される。
次に本発明全実施例によってさらに説明するが、それら
は単に例示であって、不発明を制限するためのものでは
ない。なお、本明細誓においては特にことわりが々い限
り、「チ」は「重量％」を意味するものである。
は単に例示であって、不発明を制限するためのものでは
ない。なお、本明細誓においては特にことわりが々い限
り、「チ」は「重量％」を意味するものである。
実施例１
大気溶解によシ３０に７鋼塊を溶製、３０膜厚さに鍛造
１２００〜９５０℃の温度間で熱間圧延して９閣の熱延
鋼板にした後１０５０℃で軟化を行ない、３０％冷間圧
延を行ない最終溶体化処理としての軟化焼鈍’に１０５
０℃で０．５時間行なってから加工度を５〜５０％と変
えて冷間圧延を行って冷延鋼板を製作した。
１２００〜９５０℃の温度間で熱間圧延して９閣の熱延
鋼板にした後１０５０℃で軟化を行ない、３０％冷間圧
延を行ない最終溶体化処理としての軟化焼鈍’に１０５
０℃で０．５時間行なってから加工度を５〜５０％と変
えて冷間圧延を行って冷延鋼板を製作した。
その後これらを７００℃で３０時間熱処理を施した。こ
の熱処理条件は実際に使用するときに溶接する場合を考
えて設定されたものである。これにより、溶接部分は鋭
敏化された状態となシ結晶粒界に炭化物が析出し耐食性
が低下する。
の熱処理条件は実際に使用するときに溶接する場合を考
えて設定されたものである。これにより、溶接部分は鋭
敏化された状態となシ結晶粒界に炭化物が析出し耐食性
が低下する。
これらの処理を施した試験片を二重Ｕ字曲げを行い、５
簡拘束を行いながら３を容量のオートクレーブを使って
イオン変換水に２５０℃、非脱気状態で５００時間浸し
た。試験後一番割れの発生しやすい状態となっている内
側試験片の隙間側をミクロ観察行い、割れ深さを測定し
た。
簡拘束を行いながら３を容量のオートクレーブを使って
イオン変換水に２５０℃、非脱気状態で５００時間浸し
た。試験後一番割れの発生しやすい状態となっている内
側試験片の隙間側をミクロ観察行い、割れ深さを測定し
た。
第１表には、本例において使用した鋼種の組成を示す。
それらはいずれも鋼組成としては不発明の範囲内のもの
である。
である。
試験結果は第２表にまとめて示すが、冷間加工率が２０
係以上のときには、いずれの鋼種にあっても割れ深さは
ゼロである。
係以上のときには、いずれの鋼種にあっても割れ深さは
ゼロである。
第２表
実施例２
第３表に基本組成を示す１４ Ｃｒ−１３Ｎｉ鋼のＴｉ
７６５倍材およびＴｉ／ｃ２２倍材（従来ｗｉ４）につ
いて実施例１金繰り返えした。
７６５倍材およびＴｉ／ｃ２２倍材（従来ｗｉ４）につ
いて実施例１金繰り返えした。
このとき得られた冷間加工率が耐応力腐食割れ性に及は
す彰響をグラフにまとめて第１図に示す。
す彰響をグラフにまとめて第１図に示す。
横軸は最大割れ深さφ）を示し、縦軸は減面率で示す冷
間加工率（支））を示す。
間加工率（支））を示す。
第１図に示す結果からも明らかなように冷間加工率′ｆ
ＩＣ２，０％以上とすることによってＴｉ７０５倍材で
も従来鋼と同様に応力腐食割れは昭められなく オ辷る
。
ＩＣ２，０％以上とすることによってＴｉ７０５倍材で
も従来鋼と同様に応力腐食割れは昭められなく オ辷る
。
実施例３
第４表に基本組成を示す１３Ｃｒ−１３Ｎｉ鋼のＮｂ／
ｃ１２倍材および’Ｎｈ／ｃ３５倍材（従来鋼）につい
て実施例１を繰り返えした。
ｃ１２倍材および’Ｎｈ／ｃ３５倍材（従来鋼）につい
て実施例１を繰り返えした。
このとき得られた冷間加工率が耐応力腐食割れ性に及ぼ
す影響をグラフにまとめて第２図に示す。
す影響をグラフにまとめて第２図に示す。
横軸は最大割れ深さくＪｌ） ｋ示し、縦軸は冷間加工
率（何を示す。
率（何を示す。
第２図に示す結果からも明らかなように冷間加工率を２
０％以上にするとＮｂ／ｃ１２．借財でも従来情と同様
に応力腐食割れは認められなくなる。
０％以上にするとＮｂ／ｃ１２．借財でも従来情と同様
に応力腐食割れは認められなくなる。
々お、以上の各実施例に示した本発明鋼は低Ｔｉ。
低Ｎｂ と（八うことがらいずれも溶接性は満足のゆ
くものであった。
くものであった。
第１図および第２図は最大割れ深さと冷間加工率との関
係をそれぞれＴｌ／ｃおよびＮｂ／ｃに対して示すグラ
フである。 出願人代理人 弁理士 広 瀬 章 −泰／区 番２図 冷Ｘｌ’１７＋］工圭 （’ｌ）
係をそれぞれＴｌ／ｃおよびＮｂ／ｃに対して示すグラ
フである。 出願人代理人 弁理士 広 瀬 章 −泰／区 番２図 冷Ｘｌ’１７＋］工圭 （’ｌ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ≦ｏ、ｏ ａ ％ 、 ｓｉ＜ １．０％。 胤≦２．０％、 Ｃｒ：１３〜２０％。 Ｎｉ：１３〜２０％、 Ｍｏ ： ０．５〜４．０％。 さらＫ Ｔｉ ： ０．１〜０．６％およびＮｂ ：
０．１〜０．６％の１種または２種を含有し、 ４≦Ｔｌ／ｃ≦２０．１０≦Ｎｂ／Ｃ≦２０であって、
かつ ｐ＜ｏ、ｏａｏ％、 Ｓ≦０．０２０％であり、残部付
随不純物を含む鉄から成り、最終溶体化処理後に２０−
以上の冷間加工を加えた耐応力腐食割れ性オーステナイ
トステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21785982A JPS59110767A (ja) | 1982-12-14 | 1982-12-14 | オ−ステナイトステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21785982A JPS59110767A (ja) | 1982-12-14 | 1982-12-14 | オ−ステナイトステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59110767A true JPS59110767A (ja) | 1984-06-26 |
Family
ID=16710878
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21785982A Pending JPS59110767A (ja) | 1982-12-14 | 1982-12-14 | オ−ステナイトステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59110767A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01230753A (ja) * | 1988-03-08 | 1989-09-14 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JP2010174308A (ja) * | 2009-01-28 | 2010-08-12 | Toshiba Corp | 耐食性オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| CN101914662A (zh) * | 2010-09-07 | 2010-12-15 | 山东理工大学 | Hr3c奥氏体耐热钢获得纳米强化相的热处理方法 |
-
1982
- 1982-12-14 JP JP21785982A patent/JPS59110767A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01230753A (ja) * | 1988-03-08 | 1989-09-14 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JP2010174308A (ja) * | 2009-01-28 | 2010-08-12 | Toshiba Corp | 耐食性オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| CN101914662A (zh) * | 2010-09-07 | 2010-12-15 | 山东理工大学 | Hr3c奥氏体耐热钢获得纳米强化相的热处理方法 |
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