JPS5914098B2 - 高温純水環境における耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼 - Google Patents
高温純水環境における耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼Info
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- JPS5914098B2 JPS5914098B2 JP8569280A JP8569280A JPS5914098B2 JP S5914098 B2 JPS5914098 B2 JP S5914098B2 JP 8569280 A JP8569280 A JP 8569280A JP 8569280 A JP8569280 A JP 8569280A JP S5914098 B2 JPS5914098 B2 JP S5914098B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、高温純水環境において使用される耐応力腐食
割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼に関する。
割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼に関する。
近年、原子力工業や化学工業において、塩素イオン濃度
１０ｐＰ以下で１００℃以上の高温純水（含水蒸気）を
使用する環境では多数のステンレス鋼が使用されている
が、過去において数多くの応力腐食割れ事故が報告され
、現在国内外で大きな問題となっている。
１０ｐＰ以下で１００℃以上の高温純水（含水蒸気）を
使用する環境では多数のステンレス鋼が使用されている
が、過去において数多くの応力腐食割れ事故が報告され
、現在国内外で大きな問題となっている。
この塩化物を実質的−に含有していない（塩素イオン濃
度１０ｐ一以下）高純水環境におけるステンレス鋼の応
力腐食割れに関しても鋼の化学成物と応力腐食割れの関
％をはじめ、隙間の存在、熱処理条件、純水中の溶存酸
素濃度等の各因子の影響等について研究報告があるが、
この何れもオーステナイト系ステンレス鋼に関するもの
であり、鋼の成分についてはＣが有害であり、Ｍｏが有
効であることが明らかにされており、耐応力腐食割れ性
の良好な鋼として、Ｔｙｐｅ３１６ＬＣ（オーステナイ
ト系ステンレス鋼）が開発されている。
度１０ｐ一以下）高純水環境におけるステンレス鋼の応
力腐食割れに関しても鋼の化学成物と応力腐食割れの関
％をはじめ、隙間の存在、熱処理条件、純水中の溶存酸
素濃度等の各因子の影響等について研究報告があるが、
この何れもオーステナイト系ステンレス鋼に関するもの
であり、鋼の成分についてはＣが有害であり、Ｍｏが有
効であることが明らかにされており、耐応力腐食割れ性
の良好な鋼として、Ｔｙｐｅ３１６ＬＣ（オーステナイ
ト系ステンレス鋼）が開発されている。
しかしながら、フェライト系ステンレス鋼の高温純水環
境における応力腐食割れに関しての研究報告は皆無であ
る。この状況下において、本発明者等は先に１８Ｃｒ系
、愛いは、１８Ｃｒ−Ｍｏ系のフェライト系ステンレス
鋼の高温純水環境における応力腐食割れ感受性を熱処理
条件や化学成分との関連で詳細に検討した結果、鋼中の
Ｃ含有量を０．０１５％以下、Ｎ含有量を０．０２０％
以下とし、更にＴｉ、Ｎｂ、Ｔａの内１種、或いは２種
以上を（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｏ、５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）の比が
１２以上となるよう化学成分を調整すること（こより実
質的ζこ応力腐食割れ感受性のない鋼が得られることを
知見し提案したのである（特願昭５４−１７５８４号明
細書参照）。
境における応力腐食割れに関しての研究報告は皆無であ
る。この状況下において、本発明者等は先に１８Ｃｒ系
、愛いは、１８Ｃｒ−Ｍｏ系のフェライト系ステンレス
鋼の高温純水環境における応力腐食割れ感受性を熱処理
条件や化学成分との関連で詳細に検討した結果、鋼中の
Ｃ含有量を０．０１５％以下、Ｎ含有量を０．０２０％
以下とし、更にＴｉ、Ｎｂ、Ｔａの内１種、或いは２種
以上を（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｏ、５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）の比が
１２以上となるよう化学成分を調整すること（こより実
質的ζこ応力腐食割れ感受性のない鋼が得られることを
知見し提案したのである（特願昭５４−１７５８４号明
細書参照）。
しかしながら、Ｃｒ含有量１６％以上のフエライト系ス
テンレス鋼には４７５゜Ｃ脆性と称される脆化現象があ
り、従って、上記の鋼を４００℃以上の温度領域での実
用化は実際上困難である。この上記に説明した事情に鑑
み、本発明者等は更に鋭意実験研究を重ねた結果、Ｃｒ
含有量１２〜１６％の鋼であっても、鋼中のＣ＋Ｎの合
計含有量を０．０４％以下、Ａｌの含有量を０．０１〜
０．ｉ５とし、更に（Ｔｉ＋Ｎｂ十０．５Ｔａ）／ （
Ｃ＋Ｎ ）の重量比が１２以上となるよう化学成分を
調整することにより高温純水環境において耐応力腐食割
れ性、及び、一般耐食性の優れたフエライト系ステンレ
ス鋼が得られることを知見し、高温純水環境、特に塩素
イオン濃度１０ｐｐｍ以下で１００℃以上の高温純水環
境における耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステ
ンレス鋼を開発したのである。
テンレス鋼には４７５゜Ｃ脆性と称される脆化現象があ
り、従って、上記の鋼を４００℃以上の温度領域での実
用化は実際上困難である。この上記に説明した事情に鑑
み、本発明者等は更に鋭意実験研究を重ねた結果、Ｃｒ
含有量１２〜１６％の鋼であっても、鋼中のＣ＋Ｎの合
計含有量を０．０４％以下、Ａｌの含有量を０．０１〜
０．ｉ５とし、更に（Ｔｉ＋Ｎｂ十０．５Ｔａ）／ （
Ｃ＋Ｎ ）の重量比が１２以上となるよう化学成分を
調整することにより高温純水環境において耐応力腐食割
れ性、及び、一般耐食性の優れたフエライト系ステンレ
ス鋼が得られることを知見し、高温純水環境、特に塩素
イオン濃度１０ｐｐｍ以下で１００℃以上の高温純水環
境における耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステ
ンレス鋼を開発したのである。
本発明に係る高温純水環境Ｑこおける耐応力腐食割れ性
に優れたフエライト系ステンレス鋼（以下本発明の鋼と
いうこともある。）は，Ｃ＋ＮＯ．Ｏ４係以下、Ｓｉｌ
％以下、Ｍｎｌ％以下、Ｃｒｌ２〜１６％（但し１６％
を含まず）、ＡｌＯ．Ｏｌ〜０．１５％を含有し、更Ｃ
こ、’Ｉｌｉ，Ｎｂ，Ｔａのうち１種成いは２種以上を
合計で１．５以下、（ Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（
Ｃ＋Ｎ ）の重量比で１２以上含み、残部Ｆｅ及び不
純物からなるこおを特徴とする高温純水環境Ｑこおける
耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼を
第１の発明とし、Ｃ十ＮＯ．Ｏ４％以下、Ｓｉｌ％以下
、Ｍｎｌ係以下、Ｃｒｌ２〜１６％（但し１６係を含ま
ず）、ＭＯＯ．５〜４％、ＡｌＯ．Ｏｌ〜０．１５％を
含有し、更ＱこＴｉ，Ｎｂ，Ｔａのうち１種或いは２種
以上を合計で１．５係以下、（ Ｔｉ＋Ｎｂ十０．５Ｔ
ａ）／（Ｃ−｝−Ｎ）の重量比で１２以上を含み、残部
がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする高温純水環
境における耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステ
ンレス鋼を第２の発明とする２つの発明よりなるもので
ある。
に優れたフエライト系ステンレス鋼（以下本発明の鋼と
いうこともある。）は，Ｃ＋ＮＯ．Ｏ４係以下、Ｓｉｌ
％以下、Ｍｎｌ％以下、Ｃｒｌ２〜１６％（但し１６％
を含まず）、ＡｌＯ．Ｏｌ〜０．１５％を含有し、更Ｃ
こ、’Ｉｌｉ，Ｎｂ，Ｔａのうち１種成いは２種以上を
合計で１．５以下、（ Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（
Ｃ＋Ｎ ）の重量比で１２以上含み、残部Ｆｅ及び不
純物からなるこおを特徴とする高温純水環境Ｑこおける
耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼を
第１の発明とし、Ｃ十ＮＯ．Ｏ４％以下、Ｓｉｌ％以下
、Ｍｎｌ係以下、Ｃｒｌ２〜１６％（但し１６係を含ま
ず）、ＭＯＯ．５〜４％、ＡｌＯ．Ｏｌ〜０．１５％を
含有し、更ＱこＴｉ，Ｎｂ，Ｔａのうち１種或いは２種
以上を合計で１．５係以下、（ Ｔｉ＋Ｎｂ十０．５Ｔ
ａ）／（Ｃ−｝−Ｎ）の重量比で１２以上を含み、残部
がＦｅ及び不純物からなることを特徴とする高温純水環
境における耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステ
ンレス鋼を第２の発明とする２つの発明よりなるもので
ある。
次に、本発明に係る高温純水環境における耐応力腐食割
れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼について詳細に
説明する。
れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼について詳細に
説明する。
以下の説明において、内側試験片の割れの有無、或いは
、最大割れ深さ、及び、全面腐食量については次のよう
な実験力法Ｃこより求めたものである○即ち、各種組成
のフエライト系ステンレス鋼板を８５０℃Ｘ３Ｏ分水冷
による焼鈍熱処理を施した後、更に、１２５０℃×３０
分空冷の条件により鋭敏化熱処理を施した。
、最大割れ深さ、及び、全面腐食量については次のよう
な実験力法Ｃこより求めたものである○即ち、各種組成
のフエライト系ステンレス鋼板を８５０℃Ｘ３Ｏ分水冷
による焼鈍熱処理を施した後、更に、１２５０℃×３０
分空冷の条件により鋭敏化熱処理を施した。
これを機械力ｐ工して６５ｘ１５ｘ２（ｍ）の寸法に成
形し、この成形品を２枚重ねて２重Ｕ字曲げ（ ＤＯｕ
ｂｌｅＵ−Ｂｅｎｄ）により応力を負荷した後、２４０
゜Ｃの塩素イオン濃度１０ｐｐ１１１以下の高温純水中
に１４日間（７日目Ｑこ液を更新）浸漬した。応力腐食
割れは何れも２重Ｕ字曲げ試験片の内側試験片における
背側（引張応力側）にのみ発生しており、以下のデータ
はこの内側試験片の割れの有無、或いは、最大割れ深さ
についての値を示している。また、全面腐食量は上記外
側試験片を用いて１０係クエン酸アンモニウム水溶液（
約９０℃）中で陰極的に脱スケールを行ない、浸漬前後
の重量変化から算出し、同時に浸漬した１８Ｃｒ鋼に対
する比率によって表示した。本発明の鋼の含有成分と成
分割合について説明する。
形し、この成形品を２枚重ねて２重Ｕ字曲げ（ ＤＯｕ
ｂｌｅＵ−Ｂｅｎｄ）により応力を負荷した後、２４０
゜Ｃの塩素イオン濃度１０ｐｐ１１１以下の高温純水中
に１４日間（７日目Ｑこ液を更新）浸漬した。応力腐食
割れは何れも２重Ｕ字曲げ試験片の内側試験片における
背側（引張応力側）にのみ発生しており、以下のデータ
はこの内側試験片の割れの有無、或いは、最大割れ深さ
についての値を示している。また、全面腐食量は上記外
側試験片を用いて１０係クエン酸アンモニウム水溶液（
約９０℃）中で陰極的に脱スケールを行ない、浸漬前後
の重量変化から算出し、同時に浸漬した１８Ｃｒ鋼に対
する比率によって表示した。本発明の鋼の含有成分と成
分割合について説明する。
Ｃ＋Ｎは、フエライト系ステンレス鋼の高温純水環境で
の応力腐食割れ感受性を著しく高める元素である。
の応力腐食割れ感受性を著しく高める元素である。
この高温純水環境ζこおける応力腐食割れ感受性を及ぼ
すＣ，Ｈの作用については、オーステナイト系ステンレ
ス鋼の場合にはＮ含有量ζこ関係なくＣ含有量０．０２
０％以下とすることにより応力腐食割れ感受性が実質的
になくなるのに対して、フエライト系ステンレ反鋼では
Ｃ十Ｎの合計含有量で０．０４％以下にすることが必須
条件であることがわかった。即ち、第１図｝は種々の化
学組成を有するフエライト系ステンレス鋼（こ関する応
力腐食割れ試験結果を鋼中の（Ｃ＋Ｎ）含有量、及び、
（Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）の重量比の関
係で整理したものを示したものであって、（Ｔｉ＋Ｎｂ
＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）の重量比に関係な＜ （Ｃ
＋Ｎ）含有量が０．０４％を超えると、応力腐食割れが
発生しているのである。よって、（ Ｃ＋Ｎ ）含有量
は０．０４％を越えてはならないのである。なお、Ｃ及
びＮの含有量の低減化技術は最近取鍋内精錬法の技術的
進歩が著しく、工業的にも容易Ｃこ行なうことができる
。因に、高温純水環境におけるフエライト系ステンレス
鋼の応力腐食割れに対する（Ｃ＋Ｎ）、及び、（ Ｔｉ
＋Ｎｂ十０．５Ｔａ）／ （ Ｃ＋Ｎ ）の影響を示し
てあるのが第１図である。
すＣ，Ｈの作用については、オーステナイト系ステンレ
ス鋼の場合にはＮ含有量ζこ関係なくＣ含有量０．０２
０％以下とすることにより応力腐食割れ感受性が実質的
になくなるのに対して、フエライト系ステンレ反鋼では
Ｃ十Ｎの合計含有量で０．０４％以下にすることが必須
条件であることがわかった。即ち、第１図｝は種々の化
学組成を有するフエライト系ステンレス鋼（こ関する応
力腐食割れ試験結果を鋼中の（Ｃ＋Ｎ）含有量、及び、
（Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）の重量比の関
係で整理したものを示したものであって、（Ｔｉ＋Ｎｂ
＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）の重量比に関係な＜ （Ｃ
＋Ｎ）含有量が０．０４％を超えると、応力腐食割れが
発生しているのである。よって、（ Ｃ＋Ｎ ）含有量
は０．０４％を越えてはならないのである。なお、Ｃ及
びＮの含有量の低減化技術は最近取鍋内精錬法の技術的
進歩が著しく、工業的にも容易Ｃこ行なうことができる
。因に、高温純水環境におけるフエライト系ステンレス
鋼の応力腐食割れに対する（Ｃ＋Ｎ）、及び、（ Ｔｉ
＋Ｎｂ十０．５Ｔａ）／ （ Ｃ＋Ｎ ）の影響を示し
てあるのが第１図である。
この第１図は、Ｃｒｌ２．ｌ〜１４．７％、ＭＯＯ．Ｏ
４〜３．１５％、ＡｌＯ．Ｏｌ〜０．１５％、ＴｉＯ〜
１．０８％、ＮｂＯ〜０．６０％、ＴａＯ〜０．０８％
を含有する鋼を１２５０℃Ｘ３Ｏ分空冷の熱処理を行な
ったものＱこついての、（’Ｃ＋Ｎ）含有量と（ Ｔｉ
＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／ （ Ｃ＋Ｎ ）との関係を示
したものである。この第１図において、○は応力腐食割
れ発生せず、×は応力腐食割れ発生、／／／Ａま本発明
の鋼の範囲を夫々示している。Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤
として不可欠な元素であるとともに水蒸気に対する一般
耐食性を高めるが、高温純水環境における応力腐食割れ
に対しては殆んど機能を発揮しない。
４〜３．１５％、ＡｌＯ．Ｏｌ〜０．１５％、ＴｉＯ〜
１．０８％、ＮｂＯ〜０．６０％、ＴａＯ〜０．０８％
を含有する鋼を１２５０℃Ｘ３Ｏ分空冷の熱処理を行な
ったものＱこついての、（’Ｃ＋Ｎ）含有量と（ Ｔｉ
＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／ （ Ｃ＋Ｎ ）との関係を示
したものである。この第１図において、○は応力腐食割
れ発生せず、×は応力腐食割れ発生、／／／Ａま本発明
の鋼の範囲を夫々示している。Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤
として不可欠な元素であるとともに水蒸気に対する一般
耐食性を高めるが、高温純水環境における応力腐食割れ
に対しては殆んど機能を発揮しない。
かえって、含有量が１％を越えるとシグマ相やカイ相等
の金属間化合物の形成を加速して、加工性、溶接性の劣
化の原因となる。よって、Ｓｉ含有量は１係以下とする
。Ｍｎは、Ｓｉと同じく製鋼時の脱酸剤として不町欠な
元素であるが、高温純水環境での耐応力腐食割れ性には
殆んど影響がない。そして、Ｍｎはオーステナイト形成
元素であり、含有量が１係を越えると目的とするフエラ
イト組織が不安定となる。Ｃｒは、フエライト生成元素
であり、また、ステンレス鋼における一般耐食性向上元
素として不可欠の合金成分であって、高温純水環境にお
いて充分な一般耐食性を維持するためには次Ｃこ説明す
るＡｌとの関連で１２係以上のＣｒを含有するに要があ
る。
の金属間化合物の形成を加速して、加工性、溶接性の劣
化の原因となる。よって、Ｓｉ含有量は１係以下とする
。Ｍｎは、Ｓｉと同じく製鋼時の脱酸剤として不町欠な
元素であるが、高温純水環境での耐応力腐食割れ性には
殆んど影響がない。そして、Ｍｎはオーステナイト形成
元素であり、含有量が１係を越えると目的とするフエラ
イト組織が不安定となる。Ｃｒは、フエライト生成元素
であり、また、ステンレス鋼における一般耐食性向上元
素として不可欠の合金成分であって、高温純水環境にお
いて充分な一般耐食性を維持するためには次Ｃこ説明す
るＡｌとの関連で１２係以上のＣｒを含有するに要があ
る。
しかし、Ｃｒ含有量が１６％以上になると溶接部の切欠
衝撃靭性が急激０こ劣化し、また、４７５℃脆性を受け
易くなるのでこの温度頌域での実用化は困難となる。よ
って、Ｃｒ含有量は１２〜１６％（１６％を含まず）、
望ましくは１２〜１５％とする。Ａｌは、フエライト生
成元素として溶接熱影響部における硬度上昇を抑制する
効果があり、また、１２係以上のＣｒとの共存により高
温純水環境での一般耐食性向上Ｃこ顕著な効果を発揮す
る。
衝撃靭性が急激０こ劣化し、また、４７５℃脆性を受け
易くなるのでこの温度頌域での実用化は困難となる。よ
って、Ｃｒ含有量は１２〜１６％（１６％を含まず）、
望ましくは１２〜１５％とする。Ａｌは、フエライト生
成元素として溶接熱影響部における硬度上昇を抑制する
効果があり、また、１２係以上のＣｒとの共存により高
温純水環境での一般耐食性向上Ｃこ顕著な効果を発揮す
る。
即ち、第２図は１０〜１２％Ｃｒ系鋼、及び、１２〜１
４％Ｃｒ系鋼１こついてＡｌ含有量と一般耐食性との関
係を示したもので、１２％以上のＣｒが共存すると０．
０１％程度の微量のＡｌの含有により一般耐食性が著し
く向上している。また、Ａｌ含有量が０．１５％を越え
ると鋼の清浄度が著しく低下して加工性が劣化する他に
、一般耐食性向上の効果も飽和してしまう。よって、Ａ
ｌ含有量は０．０１〜０．１５％とする。因に、第２図
は高温純水環境におけるフエライト系ステンレス鋼の一
般耐食性に及ぼすＡｌの影響を示したものであり、１８
Ｃｒ鋼を１と．した場合の比率を全面腐食量として縦軸
にとり、横軸はＡｌ含有量（％）を示し、ＡはＣｒｌＯ
〜１２％のものを示し、ＢはＣｒｌ２〜１４％のものを
示している。
４％Ｃｒ系鋼１こついてＡｌ含有量と一般耐食性との関
係を示したもので、１２％以上のＣｒが共存すると０．
０１％程度の微量のＡｌの含有により一般耐食性が著し
く向上している。また、Ａｌ含有量が０．１５％を越え
ると鋼の清浄度が著しく低下して加工性が劣化する他に
、一般耐食性向上の効果も飽和してしまう。よって、Ａ
ｌ含有量は０．０１〜０．１５％とする。因に、第２図
は高温純水環境におけるフエライト系ステンレス鋼の一
般耐食性に及ぼすＡｌの影響を示したものであり、１８
Ｃｒ鋼を１と．した場合の比率を全面腐食量として縦軸
にとり、横軸はＡｌ含有量（％）を示し、ＡはＣｒｌＯ
〜１２％のものを示し、ＢはＣｒｌ２〜１４％のものを
示している。
Ｔｉ，Ｎｂ，’Ｊ”ａは、強力な炭化物、及び、窒化物
の形成元素であって、最も重要な元素である。
の形成元素であって、最も重要な元素である。
即ち、第１図Ｑこ示すように、（Ｃ十Ｎ）含有量が０．
０４％以下のフエライト系ステンレス鋼においても、（
Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）重量比が１２以
下では応力腐食割れを起し、１２以上では応力腐食割れ
感受性がなくなっている。従って、（ Ｔｉ＋Ｎｂ十０
．５Ｔａ）／（ Ｃ＋Ｎ ）の重量比は１２以上とする
ことが必須である。なお、Ｔａの係数を０．５としたの
は同じ重量係ではＴａの炭化物、窒化物形成能がＴｉや
Ｎｂの１／２程度しか期待できないからである。また、
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａの１種、或いは２種以上を合計での含
有量が１．５係を越えるとステンレス鋼の製造時Ｃこ地
疵を発生させるおそれがあり、さらＣこ、応力腐食割れ
防止効果も飽和してしまうのである。ＭＯは、オーステ
ナイト系ステンレス鋼の高温純水環境Ｃこおける応力腐
食割れ感受性の低減には顕著な効果を発揮する元素であ
るが、フエライト系ステンレス鋼においては殆んどその
効果は認められない。
０４％以下のフエライト系ステンレス鋼においても、（
Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）重量比が１２以
下では応力腐食割れを起し、１２以上では応力腐食割れ
感受性がなくなっている。従って、（ Ｔｉ＋Ｎｂ十０
．５Ｔａ）／（ Ｃ＋Ｎ ）の重量比は１２以上とする
ことが必須である。なお、Ｔａの係数を０．５としたの
は同じ重量係ではＴａの炭化物、窒化物形成能がＴｉや
Ｎｂの１／２程度しか期待できないからである。また、
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａの１種、或いは２種以上を合計での含
有量が１．５係を越えるとステンレス鋼の製造時Ｃこ地
疵を発生させるおそれがあり、さらＣこ、応力腐食割れ
防止効果も飽和してしまうのである。ＭＯは、オーステ
ナイト系ステンレス鋼の高温純水環境Ｃこおける応力腐
食割れ感受性の低減には顕著な効果を発揮する元素であ
るが、フエライト系ステンレス鋼においては殆んどその
効果は認められない。
しかしながら、ＭＯはＣｒとの共存下で一般耐食性を高
める効果を有する他、ステンレス鋼の使用時Ｃこ婁々形
成される隙間部分て生じる局部腐食、即ち、隙間腐食を
軽減するために極めて有効な元素であり、含有量が０５
％未満では上記の効果が充分発揮されず、４％を越える
とカイ相等の金属間化合物が生成し易くなり、加工性、
溶解性を劣化させる。よって、ＭＯ含有量は０．５〜４
％とする。本発明に係る高温純水環境における耐応力腐
食割れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼の実施例Ｏ
こついて比較鋼とともＱこ説明する。
める効果を有する他、ステンレス鋼の使用時Ｃこ婁々形
成される隙間部分て生じる局部腐食、即ち、隙間腐食を
軽減するために極めて有効な元素であり、含有量が０５
％未満では上記の効果が充分発揮されず、４％を越える
とカイ相等の金属間化合物が生成し易くなり、加工性、
溶解性を劣化させる。よって、ＭＯ含有量は０．５〜４
％とする。本発明に係る高温純水環境における耐応力腐
食割れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼の実施例Ｏ
こついて比較鋼とともＱこ説明する。
実施例
第１表に示す各種含有成分、成分割合のステンレス鋼を
電気炉にて溶製し、必要により取鍋精錬を行なった。
電気炉にて溶製し、必要により取鍋精錬を行なった。
分塊後熱間押出し、及び、冷間抽伸を行ない、外径４０
Ｍ、肉厚４層の鋼管を製造した。＊ これを所定の寸法
Ｑこ切断した後、次に示す溶接熱サイクル再現熱処理を
施した。
Ｍ、肉厚４層の鋼管を製造した。＊ これを所定の寸法
Ｑこ切断した後、次に示す溶接熱サイクル再現熱処理を
施した。
なお、熱処理はステンレス鋼を挾接した場合の溶接熱影
響の各部に生じる熱履歴を模凝したものである。次いで
、機械力ロエにより試験片を作り、前述の条件で応力腐
食割れ試験を行なった。溶接熱サイクル再現熱処理条件 最高加熱温度（’Ｃ） ９００，１１５０，１２５０
．８００〜５００℃の冷却域通過時間 １０，２
０．３０秒 第２表に応力腐食割れ試験結果を第２表に示してある。
響の各部に生じる熱履歴を模凝したものである。次いで
、機械力ロエにより試験片を作り、前述の条件で応力腐
食割れ試験を行なった。溶接熱サイクル再現熱処理条件 最高加熱温度（’Ｃ） ９００，１１５０，１２５０
．８００〜５００℃の冷却域通過時間 １０，２
０．３０秒 第２表に応力腐食割れ試験結果を第２表に示してある。
本発明鋼は何れの熱処理を施した場合にも応力腐食割れ
を生じなかった。一刀、比較鋼は最高力口熱温度が９０
０℃の場合には、応力腐食割れを生じなかったが、最高
加熱温度が１１５０℃以上の場合には応力腐食割れを発
生した。以上説明したように、焼鈍状態では勿論、液接
熱影響部の熱履歴を模凝した熱処理を施した場合でも、
本発明に係る高温純水環境Ｃこおける耐応力腐食割れ性
に優れたフエライト系ステンレス鋼は応力腐食割れ感受
性を全く示さないので、特に、溶接部Ｃこおける応力腐
食割れが問題となる高温純水取扱い装置、機器類用材料
として極めて有効なものである。
を生じなかった。一刀、比較鋼は最高力口熱温度が９０
０℃の場合には、応力腐食割れを生じなかったが、最高
加熱温度が１１５０℃以上の場合には応力腐食割れを発
生した。以上説明したように、焼鈍状態では勿論、液接
熱影響部の熱履歴を模凝した熱処理を施した場合でも、
本発明に係る高温純水環境Ｃこおける耐応力腐食割れ性
に優れたフエライト系ステンレス鋼は応力腐食割れ感受
性を全く示さないので、特に、溶接部Ｃこおける応力腐
食割れが問題となる高温純水取扱い装置、機器類用材料
として極めて有効なものである。
第１図は高温純水環境におけるフエライト系ステンレス
鋼の応力腐食割れに対する（ Ｃ＋Ｎ ）、及び、（Ｔ
ｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）の影響を示したも
ので、第２図は高温純水環境におけるフエライト系ステ
ンレス鋼の一般耐食性に及ぼすＡｌの影響を示すもので
ある。
鋼の応力腐食割れに対する（ Ｃ＋Ｎ ）、及び、（Ｔ
ｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）の影響を示したも
ので、第２図は高温純水環境におけるフエライト系ステ
ンレス鋼の一般耐食性に及ぼすＡｌの影響を示すもので
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ＋Ｎ０．０４％以下、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ１％以
下、Ｃｒ１２〜１６％（但し１６％を含まず）、Ａｌ０
．０１〜０．１５％を含有し、更に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ
のうち１種或いは２種以上を合計で１．５％以下、（Ｔ
ｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）の重量比で１２以
上含み、残部Ｆｅ及び不純物からなることを特徴とする
高温純水環境における耐応力腐食割れ性に優れたフェラ
イト系ステンレス鋼。 ２ Ｃ＋Ｎ０．０４％以下、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ１％以
下、Ｃｒ１２〜１６％（但し１６％を含まず）、Ｍｏ０
．５〜４％、Ａｌ０．０１〜０．１５％を含有し、更に
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａのうち１種或いは２種以上を合計で１
．５％以下、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５Ｔａ）／（Ｃ＋Ｎ）
の重量比で１２以上含み、残部がＦｅ及び不純物からな
ることを特徴とする高温純水環境における耐応力腐食割
れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8569280A JPS5914098B2 (ja) | 1980-06-24 | 1980-06-24 | 高温純水環境における耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8569280A JPS5914098B2 (ja) | 1980-06-24 | 1980-06-24 | 高温純水環境における耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5713149A JPS5713149A (en) | 1982-01-23 |
| JPS5914098B2 true JPS5914098B2 (ja) | 1984-04-03 |
Family
ID=13865884
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8569280A Expired JPS5914098B2 (ja) | 1980-06-24 | 1980-06-24 | 高温純水環境における耐応力腐食割れ性に優れたフエライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5914098B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4799972A (en) * | 1985-10-14 | 1989-01-24 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Process for producing a high strength high-Cr ferritic heat-resistant steel |
-
1980
- 1980-06-24 JP JP8569280A patent/JPS5914098B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5713149A (en) | 1982-01-23 |
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