JPS59182956A - 熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 - Google Patents
熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼Info
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- JPS59182956A JPS59182956A JP5820083A JP5820083A JPS59182956A JP S59182956 A JPS59182956 A JP S59182956A JP 5820083 A JP5820083 A JP 5820083A JP 5820083 A JP5820083 A JP 5820083A JP S59182956 A JPS59182956 A JP S59182956A
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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】
本発明は熱間加工性がすぐれ、更に耐食性、耐熱性のす
ぐれた高合金ステンレス萌に関するものである。
ぐれた高合金ステンレス萌に関するものである。
高合金ステンレス鉢１ ｉｊ特にきびしい耐食性、耐熱
性、耐酸化性が要求される場合に使用され、今後益々重
要性が増大する傾向にある。これらの合金は多くの場合
Ｃｒ ｒ Ｎｉｒ Ｍｏ ｒ Ｓｌ等を多量に含有し、
又Ｎはステンレス鋼の強度と耐食性改善元素として、積
極的に活用が望まれる成分である。
性、耐酸化性が要求される場合に使用され、今後益々重
要性が増大する傾向にある。これらの合金は多くの場合
Ｃｒ ｒ Ｎｉｒ Ｍｏ ｒ Ｓｌ等を多量に含有し、
又Ｎはステンレス鋼の強度と耐食性改善元素として、積
極的に活用が望まれる成分である。
ところがこれらの高合金特にＮｉ 、 Ｎ 、 Ｍｏ等
々を多量含有する合金においては、熱間での加工性が劣
ｐ１熱間加工中に割れを生じたシあるいはへダ状の疵を
生じて歩留シの低下をきたす。特に高合金鋼を連続鋳造
化（以後ＣＣ化と略す）した場合、次工程の熱間圧延中
に、鋳造時のデンドライトの粒界で割れを起こし、製造
が不可能となシ、この点でＣＣ化されていない高合金鋼
が多いのが現状である。
々を多量含有する合金においては、熱間での加工性が劣
ｐ１熱間加工中に割れを生じたシあるいはへダ状の疵を
生じて歩留シの低下をきたす。特に高合金鋼を連続鋳造
化（以後ＣＣ化と略す）した場合、次工程の熱間圧延中
に、鋳造時のデンドライトの粒界で割れを起こし、製造
が不可能となシ、この点でＣＣ化されていない高合金鋼
が多いのが現状である。
一方、これらの高合金鋼では次の点から特にＣＣ化が重
重れ、ＣＣ化にともなう効果はきわめて大きい。
重れ、ＣＣ化にともなう効果はきわめて大きい。
１）冒合金鉢１は高価な合金元素を含むため、特に歩留
逆向上が望ましく、この点でインゴット−分塊圧延法に
対してｃｃ化法が強く望まれている。
逆向上が望ましく、この点でインゴット−分塊圧延法に
対してｃｃ化法が強く望まれている。
２）高合金鋼のインゴット・分塊法での製造で、長時間
均熱によシ、熱間の加工性は改善されるが、長時間均熱
による表面スケール生成が大で脱Ｃｒ層等の生成が犬と
なり、製品表面の耐食性、耐酸化性を劣化する。したが
って能率上はもとより、製品特性の点からもＣＣ化が重
重しい。
均熱によシ、熱間の加工性は改善されるが、長時間均熱
による表面スケール生成が大で脱Ｃｒ層等の生成が犬と
なり、製品表面の耐食性、耐酸化性を劣化する。したが
って能率上はもとより、製品特性の点からもＣＣ化が重
重しい。
本発明者らは先に鋼塊法における熱間加工性の改善法を
特開昭４９−１３５８１２号公報に開示し、Ａｔ、 Ｃ
ａ処理法を明らかにしたが、更に一歩進めてＣＣ化をね
らい神々の検討を実施した結果、廃合金銅ＣＣ＠片の熱
間加工性を改善し、かつすぐれた耐食性、耐酸化性を保
有した製品を得るためには合金組成としてＳ、０量を厳
密に規制するととが必要であることが明らかになりその
規制限界と手段を明らかにしたものである。
特開昭４９−１３５８１２号公報に開示し、Ａｔ、 Ｃ
ａ処理法を明らかにしたが、更に一歩進めてＣＣ化をね
らい神々の検討を実施した結果、廃合金銅ＣＣ＠片の熱
間加工性を改善し、かつすぐれた耐食性、耐酸化性を保
有した製品を得るためには合金組成としてＳ、０量を厳
密に規制するととが必要であることが明らかになりその
規制限界と手段を明らかにしたものである。
即ち本発明の要旨とするところは下記のとおシである。
（１）重量ノぐ一セントでＣＯ，００５〜０３係、 Ｓ
１５係り下、 Ｍｎ ８ ％以下、Ｐ０．０４％以下ｒ
Ｃｒ１５〜３５係、 Ｎ１５〜４０チ、ＮＯ，０１〜
０．５チでＳＳｉ３０ｐｐ以下、０を５０ ｐｐｍ以下
、 ＡｔあるいはＴｉの１ねＪ又は２種を０．０１〜０
．１０係含み、更にＣａあるいはＣｅの１櫛あるいは２
釉を０．００１〜０．０３％含有し、残部実質的にＦｅ
と不可避の不純物より成る合金において、各成分の重量
・ぐ−セントで表示した δＱ’Ｓト３ （Ｃｒ＋１．５ｓ ｉ ＋Ｍｏ ） −
２，８０’Ｊｉ ＋０．５Ｍｎ＋〇、５Ｃｕ ）−８４
（Ｃ＋Ｎ ）−１９８が一１０係以上で、かつ各成分を
ｐｐｍで表示した［ Ｓ＋０−０．８Ｃａ−０，３Ｃｅ
］ （ｐｐｍ）＜４０であることを特徹とする熱間加
工性のすぐれた高合金ステンレス鋼。
１５係り下、 Ｍｎ ８ ％以下、Ｐ０．０４％以下ｒ
Ｃｒ１５〜３５係、 Ｎ１５〜４０チ、ＮＯ，０１〜
０．５チでＳＳｉ３０ｐｐ以下、０を５０ ｐｐｍ以下
、 ＡｔあるいはＴｉの１ねＪ又は２種を０．０１〜０
．１０係含み、更にＣａあるいはＣｅの１櫛あるいは２
釉を０．００１〜０．０３％含有し、残部実質的にＦｅ
と不可避の不純物より成る合金において、各成分の重量
・ぐ−セントで表示した δＱ’Ｓト３ （Ｃｒ＋１．５ｓ ｉ ＋Ｍｏ ） −
２，８０’Ｊｉ ＋０．５Ｍｎ＋〇、５Ｃｕ ）−８４
（Ｃ＋Ｎ ）−１９８が一１０係以上で、かつ各成分を
ｐｐｍで表示した［ Ｓ＋０−０．８Ｃａ−０，３Ｃｅ
］ （ｐｐｍ）＜４０であることを特徹とする熱間加
工性のすぐれた高合金ステンレス鋼。
（２）重量ノそ一セントでＣ０，００５〜０．３ｑＩ）
、ＳｔＩ」下、 Ｍｎ ８ Ｚ Ｊｌ下、Ｐｏ、０４ｑ
Ｉ）以下、 Ｃｒ１５〜３５係＋ Ｎ１５〜４０チ、Ｎ
Ｏ，０１〜０．５チで更にＭｏ ５．５ ％以下、 Ｃ
ｕ ３ ％以下、 Ｎｂ １ ’１以下。
、ＳｔＩ」下、 Ｍｎ ８ Ｚ Ｊｌ下、Ｐｏ、０４ｑ
Ｉ）以下、 Ｃｒ１５〜３５係＋ Ｎ１５〜４０チ、Ｎ
Ｏ，０１〜０．５チで更にＭｏ ５．５ ％以下、 Ｃ
ｕ ３ ％以下、 Ｎｂ １ ’１以下。
Ｖ１％以下、Ｗ２％以下、Ｚｒ０．５％以下＋５ｎ０１
係以下の各成分の１種又は２種以上を含有し、８３０
ｐｐｍ以下、 ０５０ ｐｐｍ以下、 ＡｔあるいはＴ
１のＪ柚又は２種を０．０１〜０．１０係含み、更にＣ
ａあるいはＣｅの１種あるいは２種を（１００，１〜（
５） ０．０３１含有し、残部実質的にＦｅと不１］避の不純
物よシ成る合金において、各成分の重量パーセントで表
示した δｄ移ヒト３Ｃｒ＋１．５Ｓｔ＋Ｍｏ） ２．８（Ｎ
ｉｒ０．５Ｍｎ＋〇、５Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ）−１
９，８が一１０ｑＩ）９上で、かつ各成分をｐｐｍで表
示し’ｉｔ ［ＳｉＯ−０，８Ｃａ −０，３Ｃｅ 〕
（Ｔｌｌ）ｍ）≦３０であることを特徴とする 熱間加
工性のすぐれた高合金ステンレス鋼。
係以下の各成分の１種又は２種以上を含有し、８３０
ｐｐｍ以下、 ０５０ ｐｐｍ以下、 ＡｔあるいはＴ
１のＪ柚又は２種を０．０１〜０．１０係含み、更にＣ
ａあるいはＣｅの１種あるいは２種を（１００，１〜（
５） ０．０３１含有し、残部実質的にＦｅと不１］避の不純
物よシ成る合金において、各成分の重量パーセントで表
示した δｄ移ヒト３Ｃｒ＋１．５Ｓｔ＋Ｍｏ） ２．８（Ｎ
ｉｒ０．５Ｍｎ＋〇、５Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ）−１
９，８が一１０ｑＩ）９上で、かつ各成分をｐｐｍで表
示し’ｉｔ ［ＳｉＯ−０，８Ｃａ −０，３Ｃｅ 〕
（Ｔｌｌ）ｍ）≦３０であることを特徴とする 熱間加
工性のすぐれた高合金ステンレス鋼。
以下、本発明の詳細な説明する。
すでに前述した通り、高合金作１の熱間加工性や耐食性
には脱酸、脱硫成分が重要であるがＣＣ鋳片の熱間加工
性の向上のためには、鋳造時のデンドライトの粒界延性
をよシ一層向上させる必要のあることが判明し、よりき
びしい合金組成の規制が必要なことが判明した。
には脱酸、脱硫成分が重要であるがＣＣ鋳片の熱間加工
性の向上のためには、鋳造時のデンドライトの粒界延性
をよシ一層向上させる必要のあることが判明し、よりき
びしい合金組成の規制が必要なことが判明した。
本発明者らは実験室規模ならびに実訪片の実験で、各種
の高合金鋼及び含Ｎ合金鋼のＳ 拵＋ ＯＲを変え、Ａ
ｔやＳｉ脱酸と糾合せて、Ｃａ ｒ Ｃｅ等の添加−一
を変えて数多くの実験を実施し、鋳片の熱間加工性を評
価した。
の高合金鋼及び含Ｎ合金鋼のＳ 拵＋ ＯＲを変え、Ａ
ｔやＳｉ脱酸と糾合せて、Ｃａ ｒ Ｃｅ等の添加−一
を変えて数多くの実験を実施し、鋳片の熱間加工性を評
価した。
（６）
その結果高合金鋳片の熱間加工性には多くの要因が関連
しているが、最も太き彦影響を与える要因は、鉤中のＳ
、Ｏ址及びＣａ ｒ Ｃｅ量であシ、とれらは多くの実
験から各元素をｐｐｍで表示してＣＳ十〇−０，８Ｃａ
−０，３Ｃｅ ］の形で熱間加工性に影響することが判
明した。次いで大きな影響を与える要因はＮ 搦−ｒ
Ｍｏ 惜＋ Ｎｂ 量、更にはＶ 、 Ｗ 、 Ｃａ惜
等であり、又次式に定義するδｄ（イ）も熱間加工性に
影響することがわかった。δｄ（支））＝ ３ （Ｃｒ
＋１．５ Ｓｔ＋Ｍｏ）−２，８（Ｎｉ ＋０．５Ｍｎ
＋０．５Ｃｕ） −８４（Ｃ＋Ｎ） １９．８ （こ
の場合には各成分は重用・Ｐ−セント表示である。）第
１図は、鋳片表面部分から、熱間衝撃試馳片を採取して
加熱後空冷中に衝撃温度を変えて熱間衝撃試験（加熱条
件１２５０℃、衝撃流度１２００〜１０００℃各５０℃
おき）を実施し、それらの総合評点で〃（間加工性を評
価した結果を示している。
しているが、最も太き彦影響を与える要因は、鉤中のＳ
、Ｏ址及びＣａ ｒ Ｃｅ量であシ、とれらは多くの実
験から各元素をｐｐｍで表示してＣＳ十〇−０，８Ｃａ
−０，３Ｃｅ ］の形で熱間加工性に影響することが判
明した。次いで大きな影響を与える要因はＮ 搦−ｒ
Ｍｏ 惜＋ Ｎｂ 量、更にはＶ 、 Ｗ 、 Ｃａ惜
等であり、又次式に定義するδｄ（イ）も熱間加工性に
影響することがわかった。δｄ（支））＝ ３ （Ｃｒ
＋１．５ Ｓｔ＋Ｍｏ）−２，８（Ｎｉ ＋０．５Ｍｎ
＋０．５Ｃｕ） −８４（Ｃ＋Ｎ） １９．８ （こ
の場合には各成分は重用・Ｐ−セント表示である。）第
１図は、鋳片表面部分から、熱間衝撃試馳片を採取して
加熱後空冷中に衝撃温度を変えて熱間衝撃試験（加熱条
件１２５０℃、衝撃流度１２００〜１０００℃各５０℃
おき）を実施し、それらの総合評点で〃（間加工性を評
価した結果を示している。
合金（ａ）は２５Ｃｒ −２ＯＮｉ −０，０８Ｎ合金
でそのｓ’、ｏ。
でそのｓ’、ｏ。
Ｃａ ｒ Ｃｅ ｆＦＡ’と熱間加工性との関連を示し
ている。
ている。
こうして（ｔＬ）合金の場合各元素をｐｐｍで表示して
Ｃｓ ＋ｏ −ｏ、ｓ Ｃａ −０，３Ｃｅ ］ （ｐ
ｐｍ）は４０以下で熱間加工性がすぐれている。合金（
ｂ）は２５Ｃｒ −１５Ｎｉ −０，４Ｎ−ＩＭｏ合金
の例で、この場合にはＣ８＋Ｏ−０，８Ｃａ−０，３Ｃ
ｅ ：］ （ｐｐｍ）は３０以下でないと熱間加工性は
改善され々い。もちろんＣａやＣｅを多く活用すれば有
効であるがＣａやＣａＯ量が多すぎると耐食性をそこな
うことがあシ、Ｃａ址やｃｅｆＡ、は１釉あるいは２種
で０．００１〜００３係とする。
Ｃｓ ＋ｏ −ｏ、ｓ Ｃａ −０，３Ｃｅ ］ （ｐ
ｐｍ）は４０以下で熱間加工性がすぐれている。合金（
ｂ）は２５Ｃｒ −１５Ｎｉ −０，４Ｎ−ＩＭｏ合金
の例で、この場合にはＣ８＋Ｏ−０，８Ｃａ−０，３Ｃ
ｅ ：］ （ｐｐｍ）は３０以下でないと熱間加工性は
改善され々い。もちろんＣａやＣｅを多く活用すれば有
効であるがＣａやＣａＯ量が多すぎると耐食性をそこな
うことがあシ、Ｃａ址やｃｅｆＡ、は１釉あるいは２種
で０．００１〜００３係とする。
第２図は合金２５Ｃｒ −（１２〜１５ ）Ｎ１−（０
，３〜０．４ ）Ｎ−０，８Ｍｏのδｍ＠）の熱間加工
性に対する影響を示している。６ｍ（％）は上述したご
とく、δ”（％）−３（Ｃｒ＋１．５ Ｓ Ｉ＋Ｍｏ
） −２，８（Ｎｉ 十０．５Ｍｎ＋〇、５Ｃｕ ）−
８４（Ｃ＋Ｎ ）−１９，８で定義している。この場合
は熱間加工性として、鋳片よシグリーブル試片を採取し
、９５０〜１２５０℃間で引張シ、最小の絞シ倫を指標
としている。絞り値が６０係以上あれば熱間加工性が良
好である。該合金において［Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃａ−０，
３Ｃｅ ］（ｐｐｍ）＜３０ （図中（Ｂ）領域）でか
っδｃａｔ、＜ａａ〉−１ｏｔｔｔ＞の場合熱間加工性
は良好と々る。［Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃａ−０，３Ｃｅ ］
（ｐｐｍ） ＞３ ｏ （ｍｌ中（Ａ）領域）では
δ尿（支））を０に近づけると改良されるか、その程度
が不足である。
，３〜０．４ ）Ｎ−０，８Ｍｏのδｍ＠）の熱間加工
性に対する影響を示している。６ｍ（％）は上述したご
とく、δ”（％）−３（Ｃｒ＋１．５ Ｓ Ｉ＋Ｍｏ
） −２，８（Ｎｉ 十０．５Ｍｎ＋〇、５Ｃｕ ）−
８４（Ｃ＋Ｎ ）−１９，８で定義している。この場合
は熱間加工性として、鋳片よシグリーブル試片を採取し
、９５０〜１２５０℃間で引張シ、最小の絞シ倫を指標
としている。絞り値が６０係以上あれば熱間加工性が良
好である。該合金において［Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃａ−０，
３Ｃｅ ］（ｐｐｍ）＜３０ （図中（Ｂ）領域）でか
っδｃａｔ、＜ａａ〉−１ｏｔｔｔ＞の場合熱間加工性
は良好と々る。［Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃａ−０，３Ｃｅ ］
（ｐｐｍ） ＞３ ｏ （ｍｌ中（Ａ）領域）では
δ尿（支））を０に近づけると改良されるか、その程度
が不足である。
以上の実Ｍ！実から合金組成として［Ｓ十〇−０，８Ｃ
ａ −０，３Ｃｅ ］を低減することが重要であり、か
つ合金組成によってこの飴が異なることが判明した。
ａ −０，３Ｃｅ ］を低減することが重要であり、か
つ合金組成によってこの飴が異なることが判明した。
すなわち含Ｎ’Ｃｒ−Ｎｉ系合金ではＣＳ十〇−０，８
Ｃａ−０，３Ｃｅ〕（ｐｐｍ）≦４０でよい力！、含Ｎ
’Ｃｒ−Ｎｉ系で更にＭｏ ｒＮｂ 、 Ｃｕ 、 Ｓ
ｎ等々を含有する場合には、〔Ｓ＋０−０．８Ｃａ−０
，３Ｃｅ ） （ｐｐｍ）≦３０が必要となる。これら
の条件と共に更にδｃａ１．（’１＝３（Ｃｒ＋１．５
Ｓｉ＋Ｍｏ） ２．８（Ｎｌ＋０’、５Ｍｎ＋０．５Ｃ
ｕ ）’−８１（Ｃ＋Ｎ） −１９，８は大きい方が望
ましく、δ（Ｉｌｔ＠；）〉−１０％が必要である。こ
こに、Ｓ岱゛は合金そのもののＳ量を低下させ含有量３
゜ｐｐｍ１ソ下、望甘しくは１５ ｐｐ、ｍ未満である
。０量は１４’ＴＩ等の脱酸成分で脱酸され、Ｔｏｔａ
ｌ酸素ｉｔとして５０ｐｐｍ辺下、望甘しくは４０ ｐ
ｐｍ未満である。更に、ＣａやＣｅを添加して酸素を固
定することが望ましい。
Ｃａ−０，３Ｃｅ〕（ｐｐｍ）≦４０でよい力！、含Ｎ
’Ｃｒ−Ｎｉ系で更にＭｏ ｒＮｂ 、 Ｃｕ 、 Ｓ
ｎ等々を含有する場合には、〔Ｓ＋０−０．８Ｃａ−０
，３Ｃｅ ） （ｐｐｍ）≦３０が必要となる。これら
の条件と共に更にδｃａ１．（’１＝３（Ｃｒ＋１．５
Ｓｉ＋Ｍｏ） ２．８（Ｎｌ＋０’、５Ｍｎ＋０．５Ｃ
ｕ ）’−８１（Ｃ＋Ｎ） −１９，８は大きい方が望
ましく、δ（Ｉｌｔ＠；）〉−１０％が必要である。こ
こに、Ｓ岱゛は合金そのもののＳ量を低下させ含有量３
゜ｐｐｍ１ソ下、望甘しくは１５ ｐｐ、ｍ未満である
。０量は１４’ＴＩ等の脱酸成分で脱酸され、Ｔｏｔａ
ｌ酸素ｉｔとして５０ｐｐｍ辺下、望甘しくは４０ ｐ
ｐｍ未満である。更に、ＣａやＣｅを添加して酸素を固
定することが望ましい。
これらの対策を実施した合金の鋳造後の介在物組成を調
査した結果、熱間加工性の劣る合金では介在物中にＭｎ
ＳやＭｎ Ｓ ＋の酸化物が認められるのに（９） 対し熱間加工性の良好な合金では介在物中に硫化物は脇
められす、かつ酸化物中にも８１＋Ｍｎはなく、Ａｔ、
Ｔｉ 、 Ｃａ 、 Ｃｅ等の極めて安定な酢化物の
みが認められた。これらの結果は鋳造後のデンドライト
粒界にもＳはなく、かつ酸素もきわめて安定な酸化物の
形で固定される結臂、粒界の清浄度が向上し、高温です
ぐれた延性が得られ、高温延性の改善に結びついたもの
と考えられる。
査した結果、熱間加工性の劣る合金では介在物中にＭｎ
ＳやＭｎ Ｓ ＋の酸化物が認められるのに（９） 対し熱間加工性の良好な合金では介在物中に硫化物は脇
められす、かつ酸化物中にも８１＋Ｍｎはなく、Ａｔ、
Ｔｉ 、 Ｃａ 、 Ｃｅ等の極めて安定な酢化物の
みが認められた。これらの結果は鋳造後のデンドライト
粒界にもＳはなく、かつ酸素もきわめて安定な酸化物の
形で固定される結臂、粒界の清浄度が向上し、高温です
ぐれた延性が得られ、高温延性の改善に結びついたもの
と考えられる。
以下に各成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃはステンレス鋼の」食性には有害であるが、強度
の点では重重しい。したがって０．３％までとした。０
３％をこえると耐食性を大巾に劣化させる。下限の０．
００５％は工業的な経済性で決まる下限である。
の点では重重しい。したがって０．３％までとした。０
３％をこえると耐食性を大巾に劣化させる。下限の０．
００５％は工業的な経済性で決まる下限である。
ｓｔ ： ｓｔはステンレス鋼の耐食性を増し、耐酸化
性を増す。上限５ｔＩ）はこれをこえると効果が飽和す
ると共に熱間加工性を劣化させる。
性を増す。上限５ｔＩ）はこれをこえると効果が飽和す
ると共に熱間加工性を劣化させる。
Ｍｎ ： ＭｎはＮの固溶度を増すが耐食性を劣化させ
るので上限を８％とした。８係をこえると耐食性、耐酸
化性を損う。
るので上限を８％とした。８係をこえると耐食性、耐酸
化性を損う。
（１０）
Ｐ：Ｐは耐食性、熱間加工性の点では少ない方が良好で
０．０４４以下とした。これをこえると両特性が劣化す
る。
０．０４４以下とした。これをこえると両特性が劣化す
る。
、Ｓ ： Ｓは本発明の熱間加工性向上のための重要成
分で、低ければ低い程よ（３０１）Ｐｍ以下、望ましく
は１５ ｐｐｍ以下とする。特に後述するようにＯと共
に低くして、高需１での粒界延性を向上させることが重
要である。
分で、低ければ低い程よ（３０１）Ｐｍ以下、望ましく
は１５ ｐｐｍ以下とする。特に後述するようにＯと共
に低くして、高需１での粒界延性を向上させることが重
要である。
Ｏ：ｏも本発明の熱間加工性向上のためのＭ要成分で、
低ければ低い程よ（５０ｐｐｍ以下、望ましくは４０
ｐｐｍ以下とする。Ｓと共に低くして高温での粒界延性
を向上させることがＭＷである。
低ければ低い程よ（５０ｐｐｍ以下、望ましくは４０
ｐｐｍ以下とする。Ｓと共に低くして高温での粒界延性
を向上させることがＭＷである。
Ｃｒ ： Ｃｒはステンレス鋼の基本成分で１５係以上
が特に効果が大きく、多い程耐食性、耐酸化性を増すが
３５係をこえると高価となる。
が特に効果が大きく、多い程耐食性、耐酸化性を増すが
３５係をこえると高価となる。
Ｎｉ：ＮｉはＣｒと共にステンレス鋼、耐熱鋼の基本成
分である。５係未満では耐食性が不十分で、多ければ多
い程効果的であるが、４０ｑ６をこえるときわめて高価
となる。
分である。５係未満では耐食性が不十分で、多ければ多
い程効果的であるが、４０ｑ６をこえるときわめて高価
となる。
Ｎ：Ｎはステンレス鋼の強度と耐食性を増し０．０１％
以上で効果を示すが０５係をこえると、固溶度をこえ気
泡となる。
以上で効果を示すが０５係をこえると、固溶度をこえ気
泡となる。
Ｍｏ ： Ｍｏはステンレス鋼の耐食性強度′！ｆ−増
し、用途によって５．５チ以下で選択添加する。これＵ
上では効果が飽和すると共に、熱間加工性を劣化させる
。
し、用途によって５．５チ以下で選択添加する。これＵ
上では効果が飽和すると共に、熱間加工性を劣化させる
。
Ｃｕ ： Ｃｕはステンレス鋼の耐食性を増し用途によ
って３％以下で選択添加する。３チをこえると熱間加工
性を劣化させる。
って３％以下で選択添加する。３チをこえると熱間加工
性を劣化させる。
Ｎｂ：Ｎｂ１ｄＮと共にステンレス銅の強度を増し、用
途によって１チ以下で選択添加する。１ｑｂをこえると
熱間加工性を劣化させる。
途によって１チ以下で選択添加する。１ｑｂをこえると
熱間加工性を劣化させる。
ｋＡ 、 Ｔｉ ： Ａｔ＋Ｔｉは強力な脱酸剤として
０，０１〜０．１０％の範囲で添加する。０．０８％を
こえると、耐食性を劣化させる。ＡＡ−”Ｔｉけ低Ｓ鋼
中でＣａ又はＣｅと共存してＯを固定しＳｌやＭｎの酸
化物を出現させず熱間加工性を大巾に改善する。
０，０１〜０．１０％の範囲で添加する。０．０８％を
こえると、耐食性を劣化させる。ＡＡ−”Ｔｉけ低Ｓ鋼
中でＣａ又はＣｅと共存してＯを固定しＳｌやＭｎの酸
化物を出現させず熱間加工性を大巾に改善する。
Ｃａ、Ｃｅ：ＣａやＣｅは強力な脱酸、脱硫剤として０
．００１〜０．０３係の範囲で添加する。０．０３係を
こえると耐食性を劣化させる。Ｃａ’ｌ’Ｃｅは低Ｓ鋼
中でＡｔやＴｉと共存してＯを固定しＭｎＳの生成を防
止し熱間加工性を大巾に改善する。
．００１〜０．０３係の範囲で添加する。０．０３係を
こえると耐食性を劣化させる。Ｃａ’ｌ’Ｃｅは低Ｓ鋼
中でＡｔやＴｉと共存してＯを固定しＭｎＳの生成を防
止し熱間加工性を大巾に改善する。
Ｓｎ ： Ｓｎはステンレス鋼の耐酸性を向上し、０．
１チ以下で選択添加する。これをこえると熱間加工性が
劣化する。
１チ以下で選択添加する。これをこえると熱間加工性が
劣化する。
Ｗ：Ｗはステンレス鋼の耐食性を向上し、用途によって
２ｑｂ以下で選択添加する。２ｔｉ６をこえると効果が
飽和する。
２ｑｂ以下で選択添加する。２ｔｉ６をこえると効果が
飽和する。
ｖ：ｖはステンレス鋼の耐食性を向上し、用途によって
１係以下で選択添加する。１係をこえると効果が飽和す
る。
１係以下で選択添加する。１係をこえると効果が飽和す
る。
Ｚｒ ： Ｚｒはステンレス鋼の耐酸化性を向上し、用
途によって０．５１以下で選択添加する。０．５％をこ
えると効果が飽和する。
途によって０．５１以下で選択添加する。０．５％をこ
えると効果が飽和する。
（１３）
以上の各元素の限定に加えて、更に次の２点が必要であ
る。すなわち ■ 含ＩＮ’ｃｒ−Ｎｉステンレス鋼においては、ｐｐ
ｍで表示した［ Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃ＆−０，３Ｃｅ ］
（１）ｐｍ）≦４０．で含Ｎ−Ｃｒ −Ｎｉ Ｋ Ｍ
ｏ ＊ Ｎｂ ｒ Ｗ ＋ Ｃｕ等を含有する場合には
ｐｐｍで表示した［ Ｓ 十〇 −０，８Ｃａ −０，
３Ｃｅ ］（ｐｐｍ）≦３０が必要である。
る。すなわち ■ 含ＩＮ’ｃｒ−Ｎｉステンレス鋼においては、ｐｐ
ｍで表示した［ Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃ＆−０，３Ｃｅ ］
（１）ｐｍ）≦４０．で含Ｎ−Ｃｒ −Ｎｉ Ｋ Ｍ
ｏ ＊ Ｎｂ ｒ Ｗ ＋ Ｃｕ等を含有する場合には
ｐｐｍで表示した［ Ｓ 十〇 −０，８Ｃａ −０，
３Ｃｅ ］（ｐｐｍ）≦３０が必要である。
■ 各元素を重量・ぐ−セントで表示した翻晰＝３ （
Ｃｒ＋１．５ Ｓｉ ＋Ｍｏ ） ２．８ （Ｎｉ
＋０．５Ｍｎ＋０．５ Ｃｕ）−８４（Ｃ十Ｎ）−１９
，８は、凝固組織中のδＦｅ量の比重を表わし、δＦ８
が現われると、Ｓや０のγ粒界への偏析を軽減する。し
たがってδｄ（イ）を−１０係よシも大きくすることが
必要で、とのδＦｅの作用と［Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃａ
０．３Ｃｅ〕を低減する作用は相乗作用を示して熱間加
工性を大巾に改善する。
Ｃｒ＋１．５ Ｓｉ ＋Ｍｏ ） ２．８ （Ｎｉ
＋０．５Ｍｎ＋０．５ Ｃｕ）−８４（Ｃ十Ｎ）−１９
，８は、凝固組織中のδＦｅ量の比重を表わし、δＦ８
が現われると、Ｓや０のγ粒界への偏析を軽減する。し
たがってδｄ（イ）を−１０係よシも大きくすることが
必要で、とのδＦｅの作用と［Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃａ
０．３Ｃｅ〕を低減する作用は相乗作用を示して熱間加
工性を大巾に改善する。
なお本式に含まれないＮｂ ＋ Ｗ 、 Ｖ ＨＺｒ等
々はδフエライト生成元素であるが、本発明の添加量範
囲では影響が小さいので、本式からは除いた・以下に本
発明の実施例について述べる。
々はδフエライト生成元素であるが、本発明の添加量範
囲では影響が小さいので、本式からは除いた・以下に本
発明の実施例について述べる。
表１は、本発明鋼並びに比較銅Ｉの化学成分組成（１４
） を示す＜、ので、電気炉−ＡＯＤ法、及び電気炉−ＶＡ
Ｃ法によって溶製し、脱硫を十分にし、Ａｔ、 ＴＩ
、Ｃａ。
） を示す＜、ので、電気炉−ＡＯＤ法、及び電気炉−ＶＡ
Ｃ法によって溶製し、脱硫を十分にし、Ａｔ、 ＴＩ
、Ｃａ。
Ｃｅ′ｆｆ：使用して脱酸した。本発明鋼はいづれもＳ
が３０ ｐｐｍ以下、０ ５０ ｐｐｍ以下で［Ｓ＋Ｏ
−０，８Ｃａ−０，３Ｃｅ）が４０以下、及び３０以下
でありδｄ≧−１０％を満たしている。比較鋼ではＳ、
Ｏが高くＡｔ 、 Ｃａの活用が不満足で（Ｓ−１−０
−０，８Ｃａ −０，３Ｃｅ〕は４０以上でありδａｔ
ｔ＜、−１０％のものもある。
が３０ ｐｐｍ以下、０ ５０ ｐｐｍ以下で［Ｓ＋Ｏ
−０，８Ｃａ−０，３Ｃｅ）が４０以下、及び３０以下
でありδｄ≧−１０％を満たしている。比較鋼ではＳ、
Ｏが高くＡｔ 、 Ｃａの活用が不満足で（Ｓ−１−０
−０，８Ｃａ −０，３Ｃｅ〕は４０以上でありδａｔ
ｔ＜、−１０％のものもある。
これらの溶鋼を、連鋳スラブに通常条件で鋳造した。通
常通り手入後、刑、板圧延向け、及びホットストリップ
圧延向けに振り分け、それぞれ通常のステンレス鋼用条
件で熱間圧延した結果は表２の通りである。比較鋼に対
して本発明鋼は熱間圧延によって割れや、ヘゲ疵全発生
することなく、きわめて良好であり、本発明の効果を立
証した。
常通り手入後、刑、板圧延向け、及びホットストリップ
圧延向けに振り分け、それぞれ通常のステンレス鋼用条
件で熱間圧延した結果は表２の通りである。比較鋼に対
して本発明鋼は熱間圧延によって割れや、ヘゲ疵全発生
することなく、きわめて良好であり、本発明の効果を立
証した。
（１５）
２９５−
表 ２ ＣＣ鋳片の熱間圧延状況
表３ 製品の耐孔食性（製品板）
第１図は高合金鋼の熱間加工性に対するＳ、０゜Ｃａ
、 Ｃｅの影１１ｅ示す図、第２図は〔２５Ｃｒ−（１
２〜１５ ） Ｎｉ −（０，３〜０．４ ） Ｎ −
０，８Ｍｏ）合金の熱間加工性（最小絞り値）に対する
δｄ（％）及び（Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃａ −０，３Ｃｅ）
値との関係を示す図である。 （１９） 第 １図 第２図
、 Ｃｅの影１１ｅ示す図、第２図は〔２５Ｃｒ−（１
２〜１５ ） Ｎｉ −（０，３〜０．４ ） Ｎ −
０，８Ｍｏ）合金の熱間加工性（最小絞り値）に対する
δｄ（％）及び（Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃａ −０，３Ｃｅ）
値との関係を示す図である。 （１９） 第 １図 第２図
Claims (2)
- （１）重量パーセントでＣ０，００５〜０．３係、 Ｓ
ｉｂチ以下、 Ｍｎ ８ ｑｂ以下、Ｐｏ、０４％以下
＋Ｃｒ１５〜３５％ 、 Ｎｉ ５〜４０９ｆ＋ 、Ｎ
Ｏ，０１〜０．５％でＳを３０ｐｐｍＪ″：Ｊ下、０を
５０ ｐｐｍ以下、 ＡｔあルイはＴＩ ｏ １．８ｆ
又は２種を０．０１〜０．１０ｑ６含み、更にＣａある
いはＣｅの１種あるいは２種を０．００１〜００３係含
翁し、残部実質的にＦｅと不可避の不純物より成る合金
において、各成分の重量・や−セントで表示した δ畔３（Ｃｒ ＋ １．５ Ｓ ｉ ＋Ｍｏ ） −２
，８（Ｎｉ ＋ ０．５Ｍｎ ＋０．５ Ｃｕ ） −
８４（Ｃ十Ｎ）−１９，８が一１０％以上で、かつ各成
分をｐｐｍで表示した［ Ｓ＋Ｏ−０，８Ｃａ−０，３
Ｃｅ ：］ （ｐｐｍ）＜４０ テあることを特徴とす
る 熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス銅 - （２）重壁ノや一セントでＣ０，００５〜０．３チｌ’
ｓ１５係以下、Ｍｎ８９１ｉＪ’Ｊ下、Ｐｏ、０４．Ｚ
以下＋Ｃｒ１５〜３５ 係 ｒ Ｎｉ ５〜４０
％ 、ＮＯ６０１〜 ０，５ チで更にＭｏ ５．５
９／ｙり下、 Ｃｕ ３ ％以下、 Ｎｂ １ ％以下
。 ｖｉ係ｕ下、Ｗ２４以下、Ｚｒ０．５１Ｊ’Ｊ下、 Ｓ
ｎ０．１％旬下の各成分の１ｙ又は２種以上を含有し、
８３０ｐｐｍＪＮ下、 ０５０ ｐｐｍ以下、 Ａｔあ
るいはＴＩの１８＋又は２種を０．０１〜０．１０係含
み、更にＣａあるいはＣｅの１種あるいは２柿を０．０
０１〜００３係含有し、残部実質的にＦｅと不可避の不
純物より成る合金において、各成分の重量・ぐ−セント
で表示した δＱｌｆ（％）〜３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ）−２，
８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ） ８４（Ｃ十Ｎ
）−１９，８が一１０％以上で、かつ各成分をｐｐｍで
表示した［ Ｓ ＋０−０．８ Ｃａ −０，３Ｃｅ
］ （ｐｐｍ）≦３０であることを特徴とする熱間加工
性のすぐれた高合金ステンレス鋼
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5820083A JPS59182956A (ja) | 1983-04-02 | 1983-04-02 | 熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5820083A JPS59182956A (ja) | 1983-04-02 | 1983-04-02 | 熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59182956A true JPS59182956A (ja) | 1984-10-17 |
| JPH0214419B2 JPH0214419B2 (ja) | 1990-04-09 |
Family
ID=13077383
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5820083A Granted JPS59182956A (ja) | 1983-04-02 | 1983-04-02 | 熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59182956A (ja) |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60114554A (ja) * | 1983-11-24 | 1985-06-21 | Kawasaki Steel Corp | 継目無鋼管用高Νｉオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JPS61227154A (ja) * | 1985-04-02 | 1986-10-09 | Ube Ind Ltd | Ｃｒ−Ｍｎ系耐熱鋳鋼 |
| JPS61231142A (ja) * | 1985-04-05 | 1986-10-15 | Ube Ind Ltd | Ｃｒ−Ｍｎ系耐熱鋳鋼 |
| JPS627832A (ja) * | 1985-07-03 | 1987-01-14 | Nippon Steel Corp | 熱間加工性の優れた高合金鋼 |
| JPS6369951A (ja) * | 1986-09-09 | 1988-03-30 | Kawasaki Steel Corp | 高硬度非磁性オ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JPS63123556A (ja) * | 1986-11-13 | 1988-05-27 | Nippon Steel Corp | 鋳造過程および熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法 |
| JPS64254A (en) * | 1987-03-11 | 1989-01-05 | Nippon Steel Corp | High-hardness nonmagnetic stainless steel |
| JPS6468450A (en) * | 1987-09-09 | 1989-03-14 | Nippon Kokan Kk | Austenitic stainless steel for seawater corrosion resistance |
| JPH01165747A (ja) * | 1987-12-21 | 1989-06-29 | Kawasaki Steel Corp | 熱間加工性と耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH01168846A (ja) * | 1987-12-24 | 1989-07-04 | Kawasaki Steel Corp | 熱間加工性と耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| 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 |
| JPH01259143A (ja) * | 1988-04-11 | 1989-10-16 | Nippon Steel Corp | 鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼 |
| JPH02267240A (ja) * | 1989-04-05 | 1990-11-01 | Kubota Corp | 耐熱合金 |
| JPH0593246A (ja) * | 1991-09-30 | 1993-04-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法 |
| JPH06158234A (ja) * | 1992-11-27 | 1994-06-07 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH06200353A (ja) * | 1992-12-28 | 1994-07-19 | Nippon Steel Corp | 熱間加工性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| US6379477B1 (en) * | 1999-09-28 | 2002-04-30 | Nippon Mining & Metals Co., Ltd. | Fe-Cr-Ni alloy for electron gun electrodes and Fe-Cr-Ni alloy sheet for electron gun electrodes |
| US8701455B2 (en) | 2007-07-02 | 2014-04-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method for manufacturing a high alloy pipe |
Families Citing this family (1)
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|---|---|---|---|---|
| KR100253543B1 (ko) * | 1992-04-30 | 2000-04-15 | 에모또 간지 | 가공성이 우수한 Fe-Cr합금 |
Citations (7)
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|---|---|---|---|---|
| JPS49107909A (ja) * | 1973-02-20 | 1974-10-14 | ||
| JPS49135812A (ja) * | 1973-05-04 | 1974-12-27 | ||
| JPS508967A (ja) * | 1973-06-02 | 1975-01-29 | ||
| JPS5446117A (en) * | 1977-09-21 | 1979-04-11 | Nippon Stainless Steel Co | Twoophase stainless steel having good hot working property |
| JPS5644757A (en) * | 1979-09-14 | 1981-04-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Two phase stainless steel excellent in hot workability |
| JPS5716153A (en) * | 1980-07-03 | 1982-01-27 | Nippon Steel Corp | Stainless alloy having few flaw formed by rolling in hot rolling |
| JPS5715660A (en) * | 1980-06-25 | 1982-01-27 | Nitto Kohki Co Ltd | Special grinder device |
-
1983
- 1983-04-02 JP JP5820083A patent/JPS59182956A/ja active Granted
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49107909A (ja) * | 1973-02-20 | 1974-10-14 | ||
| JPS49135812A (ja) * | 1973-05-04 | 1974-12-27 | ||
| JPS508967A (ja) * | 1973-06-02 | 1975-01-29 | ||
| JPS5446117A (en) * | 1977-09-21 | 1979-04-11 | Nippon Stainless Steel Co | Twoophase stainless steel having good hot working property |
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|---|---|---|---|---|
| JPS60114554A (ja) * | 1983-11-24 | 1985-06-21 | Kawasaki Steel Corp | 継目無鋼管用高Νｉオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
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| JPS64254A (en) * | 1987-03-11 | 1989-01-05 | Nippon Steel Corp | High-hardness nonmagnetic stainless steel |
| JPH0248612B2 (ja) * | 1987-03-11 | 1990-10-25 | Shinnippon Seitetsu Kk | |
| JPS6468450A (en) * | 1987-09-09 | 1989-03-14 | Nippon Kokan Kk | Austenitic stainless steel for seawater corrosion resistance |
| JPH01165747A (ja) * | 1987-12-21 | 1989-06-29 | Kawasaki Steel Corp | 熱間加工性と耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
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| US8701455B2 (en) | 2007-07-02 | 2014-04-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method for manufacturing a high alloy pipe |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0214419B2 (ja) | 1990-04-09 |
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