JPS60194016A - 耐蝕性オーステナイト合金の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 ａ、産業上の利用分野 本発明は、高い機械荷重を受ける構成要素の材料として
の耐蝕性オーステナイトの鉄・クロム・ニッケル・窒素
合金の製造方法に関する。

ｂ、従来の技術 化学装置における超高圧管、酸性ガスの運搬または骨外
科医学における移植用として、優れた耐蝕性をもつと共
に、高い機械荷重に対して強固な鋼または合金が技術的
に要望されている。この場合、降伏点または弾性限度が
評価に対する基準値である。従って上記構成要素を設計
する場合、最大の荷重容量を得るため、または良好な加
工性および重量の削減、原材料の節約のために薄い材料
が使用できるように、設計技術者は高い降伏点をもつ耐
蝕性材料を好む。

一般に、オーステナイトの不銹鋼または合金は、良好な
耐蝕性をもち、フェライトより容易に加工することがで
きる。オーステナイトの組織は、主としてニッケルによ
って安定化されるため、このような鋼は、ＤＩＮ　１７
４４０．１９７２年１２月版および鋼・鉄材料板４００
−７３．１９７３年１２月、第４号に準拠して、７％以
上のＮｉを含む合金である。さらに、この鋼は、充分な
不働態を保持するために、少くとも１６．０％のＣｒを
含有している。ＭＯおよびＳｉを添加することによって
耐孔蝕性が向上し、Ｃｕを添加することによって、主と
して不酸化性酸に対する腐蝕抵抗が増加する（Ｅ、　ｌ
ｌｏｕｄｒｅｍｏｎ　を著、特殊鋼学ハンドブック、ス
ブリンゲル出版社、ベルリン、ゲッティンゲン、ハイデ
ルベルヒ、　１９５６年。

９６９頁、１１７６頁および１２６１頁以降参照）。ま
た約５０％に高められたニッケル含量は、応力割れ耐蝕
性を増大させる（鉱山および冶金技師月刊誌１０８゜１
／８頁および４頁以降参照）。

ところでオーステナイト　クロム・ニッケル鋼は、０．
２限界が低いという欠点を有している。しかし約３％以
下のタングステンを含有することによって、この強度値
を高くすることができる（Ｅ、ｌｌｏｕｄｒｅｍｏｎｔ
の前記引用文献８９９頁以降参照）。

しかしながら、窒素による混晶硬化が重大な意義を有し
ている。僅か約２００　Ｎ／ｍ’　Ｌ、かない耐蝕性オ
ーステナイト鋼の０．２限界の保証最小値は、０．２％
のＮと合金化すると、３００　Ｎ／ｍｍ”に増加する（
ＤＩＮ　１７４４０．約１７．５％のＣｒ、　１３％の
Ｎｉ＋３％のＭ。

および０．２％のＮを含有した銅１．４４２９参照）、
シかしながら、鋼内に溶解された窒素量にほぼ比例して
増大する強度のこのような極く一般的な増加は、すべて
の要求には不充分である。同化の際の窒素気泡の形成お
よび鋳塊の“追出し”によりクロム含量が約２４％に増
加し、またマンガン量が約５％に増加した場合には、約
０．５５％というＮの溶解限度に至る高い含量となる。

ＤＥ−技術報告書１３（１９７３）、　９４／１００頁
には、２４．５％のＣｒ、　１６．８％のＮｉ、　５．
５％のＭｎ、　３．２％のＭｏ、　０．１６％のＮｂお
よび０．４６％のＮを含有した鋼が記載されており、そ
の０．２限界の保証最小値は、溶解熱処理温度１１００
℃において５１０　Ｎ７ｍ”と示されている。溶解熱処
理温度が１１００．１０５０および１０００℃である場
合、実際に熱圧延板から見出された値は、約６１５．６
７．０および７２５　Ｎ１ｍ”である。このような鋼は
、１０００℃位の高温において、脆性化の原因となる金
属間相が析出するため、特に約３０％の低い伸度しがな
いという欠点を有している。また、この鋼は熱変形が困
難である（引用文献２頁、２７行およびＴＥ−技術報告
書２（１９７６）、　１５９頁以降および金属工学季刊
。

１９７１、　２月、　６１／６３頁参照）。さらに、窒
素添加と関連した高いクロム含量およびマンガン含量。

並びにデルタフェライトおよび金属間相の形成を回避す
るのに多（のニッケル量を必要とするために、そのよう
な材料は高価なものとなる。

僅か約１８％のＣｒと１２％のＮｉと２％のＭＯとを含
有する鋼が、しばしば問題になる。窒素合金化されたオ
ーステナイト鋼における最適な降伏点に関して、ニオブ
の作用が重要な意味を持つ、これによって前述の窒素混
晶硬化と共に、Ｚ相と呼ばれるＮ　ｂ　ｚ　Ｃｒ　ｚ　
Ｎ　ｔの形のニオブを含有する窒化クロムの析出によっ
て付加的な降伏点の上昇が生じることが確かめられた。

従って、１０５０℃で白熱処理することによって、完全
に再結晶したこの種の鋼の析出硬化に基づく０．２限界
の持ち分を最大９ＯＮ／ｍ”にすることができる（Ｔｈ
ｙｓｓｅｎｆｏｒｓｃｈｕｎｇｌ　（１９６９）、　１
０／２０頁および１４頁以降参照）。あまり有効でない
純粋な窒化ニオブの析出およびオーステナイトに溶解さ
れる窒素の大きな損失を回避するため、すべてのこれら
の鋼は、化合物ＮｂＮにおける化学量論的な割合に等し
いＮの７倍の量よりかなり少いニオブ含量を有している
。析出硬化および混晶硬化に続いて微粒子化による強度
増加の第３の可能性は、＾ＳＴＭ特殊技術出版物階３６
９（１９６５）　、　１７５／１７９頁に、特に詳細に
取扱われている。

すなわち窒素と合金化していない約１８％のＣｒと１０
％のＮｉを含有するオーステナイト鋼の冷間圧延および
再結晶白熱処理によって、＾ＳＴＭＮＩＩ約１２．５（
約４μｍ）の粒度が得られ、その場合、窒素混晶硬化お
よび窒化物析出硬化がないため、特に僅か約３８０　Ｎ
／ｍｓ”の０．２限界が得られる。溶解熱処理された一
般の綱とほぼ等しいＡＳＴＭ　Ｎａ約５．５（約５０μ
ｍ）の粒度をもつ、この合金の粗い構造状態に対し、降
伏点の上昇は最大１５０　Ｎ／＋ｗ”である（引用文献
における１７Ｂ頁の第６図ないし第９図参照）Ｓｃａｎ
ｄ、Ｊ、　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　６　（１９７７）、
　１５６／１６９頁および１６２頁以降には、冷間圧延
および再結晶白熱処理によっても、１０μｍ（ＡＳＴＭ
ｌｌｈｌＯ）の最小粒子径および最大４９０　Ｎ／ｍ”
の０．２限界をもつ約２２％のＣｒと１０％のＮｉ　と
０．２７％のＮを含有した窒素合金化されたオーステナ
イト鋼が記載されている。これでは超微粒子硬化は生じ
ない。同様に、窒化クロムＣｒｔＨによる析出硬化は確
認されず、従って強度の増加は、窒素混晶硬化と、比較
的法きな粒子のために限定された微粒子化による硬化と
にのみ基づいている。

以上詳細に述べた窒素合金鋼の腐蝕特性に関し、窒化ク
ロムによって誘起されるオーステナイトのクロム消耗に
ついて述べる必要がある。これによって、析出された粒
子の周囲における混晶の不働態をなくすことができる。

この腐蝕に対する度合いは、微細構造崩壊に対する鋼の
無抵抗性で定まる。窒素含量が０．２７％以上の場合、
約１８％のＣｒおよび１０％のＮｉを含有する鋼は、白
熱処理例えば析出白熱処理または再結晶白熱処理によっ
て８００℃以上になって初めて無抵抗になることが判っ
た（Ｓｔａｈｌ　ａｎｄ　Ｅｉｓ’ｅｎ　９３（１９７
３）、　９／１８頁および１５頁以降参照）。冒頭に述
べたように、多量の窒素を高度のクロム含量によってだ
け、オーステナイト鋼中に含有させることができる。し
かしながら、鉱山技師および冶金技師月刊誌１２４（１
９７９）、　５０Ｂ１５１４頁および５０９頁以降に記
載の論文によれば、窒素合金オーステナイト鋼における
微細構造崩壊および結晶粒界腐蝕に対する傾向は、クロ
ム含量によって著しく減少するため、窒素の作用に帰せ
られる腐蝕問題は、このような合金を使用する場合、考
慮する必要がない。

Ｃ０発明が解決しようとする問題点 本発明の目的は、過度に低い０．２限界１合金要素の過
度に高い消費、および過度に困難な加工性などの窒素合
金化されたオーステナイト鋼固有の欠点をできるだけ充
分に除去することにある。

ｄ０問題点を解決するための手段 上記目的は、本発明によって、可及的に多くの窒素量を
溶解するために高温領域を通過させた後に合金を冷却し
て低温で変形し、続いて、析出物を形成し、８．５．ｕ
ｍ以下の平均粒子径（ＡＳＴＭ　Ｎａ１２．５より大略
大）をもつ超微粒子の再結晶構造を起生させ、これによ
って高い降伏点が得られるよう、白熱処理することによ
り、腐蝕し易くしかも大きな機械的荷重のかかる構成要
素用の材料としての、それ自体は公知であり特許請求の
範囲第１）項に記載された化学的な組成をもつ耐蝕性オ
ーステナイトの鉄・クロム・ニッケル・窒素合金を製造
することによって達成される。別の特許請求の範囲には
、熱処理、低温変形および得られる降伏点に関する本発
明の実施態様が示されている。さらに、評価基準として
の弾性高温限界の領域における高温で動作する構成要素
に対する本発明による合金の製造方法に言及されている
。本発明は、室温における窒素混晶硬化および微粒子化
によって生じる高い降伏点が、高い温度においても生じ
るという事実にもとづいている（ＤＩＮ　１７４４０に
おける銅×２　ＣｒＮｉＭｏ１８１６およびＸ　２　Ｃ
ｒＮｉＭｏＮ１８１３の弾性高温限界およびＭｅｔａｌ
　５ｃｉｅｎｃｅ、１９７７年６月、２１０頁。

第５図以降参照）。

本発明の本質的な長所は、本発明によって生産される合
金の加工形式、化学組成および技術特性に帰せられる。

これを基本として、表−１に示された７つの実施例およ
び本発明の好適な作用を共通に説明する。これらの表は
、１９５１年４月発行のＤＩＮ　５０２１５および１９
７５年５月発行のＤＩＮ　５０１４５に準拠して見出し
た１０鶴以下の厚さに圧延された板の試料についての降
伏点、伸び、引張り強さおよび降伏点の関係を示してい
る。さらに、板の製造に際して行われた４つの加工工程
についての報告が、５０ｋｇインゴットの熱間圧延、溶
解白熱処理。

冷間変形および再結晶の順になされている（表−１の第
２欄ないし第５欄参照）。番号３の綱の場合に例示され
ているように、溶解白熱処理は、充分に高い熱間変形温
度においては省くこともできる。

本発明の最大の長所は、殆んど完全に再結晶され、従っ
て応力割れ腐蝕を受けにくい状態において、従来には殆
んど得られなかった降伏点（これは溶解白熱処理された
鋼の顕著な腐蝕特性に匹敵する）をもつ鋼または合金を
製造できる点にある（表−１の第６欄および第８欄ない
し第１０欄参照）。

この高い降伏点は、超微粒子硬化、混晶硬化および析出
硬化によるものである。超微粒子硬化は、２ないし６μ
ｍの大きさの第７欄に示す極めて小さな粒子によって行
われ、混晶硬化は、０．２ないし０．４５％の融成物の
高い窒素含量によって行われる。窒化物析出硬化は、先
覚顕微鏡検査において規則正しく構造内に認められ、オ
ーステナイト組織に析出された粒子が関与する。また、
通常の窒素合金化されたオーステナイト鋼では保証され
ないような顕著な降伏点の生成は、このような硬化過程
を暗示する（表−１の第８欄参照）。

さらに、この形式の最適な硬化においては、溶解された
窒素で著しく過飽和になった網と等しい初期状態が得ら
れる。この理由から、本発明によって生産される合金は
、冷間変形および再結晶白熱処理の前に、高温領域の通
過の直後に冷却されねばならない。このようにして、特
に有効な混晶硬化が得られる。このとき多くの窒素が鋼
に溶解されるが、これに対して窒化物の生成による脱離
は無視できる。

窒素混晶硬化、窒化物析出硬化および超微粒子硬化の併
用によって得られる高い降伏点は、それ自体公知の個々
の処理の総合作用によっては説明されず、明らかに強度
への付加的な利得に起因することが判った。鉱山技師お
よび冶金技師の月刊誌１１３（１９６Ｂ）、　３７８頁
以降により、オーステナイトクロム・ニッケル鋼の場合
、混晶硬化にもとづく０．２．０．３および０．４５％
のＮによる降伏点の増加分１００、１５０および２４５
　Ｎ／鶴！を基本とし、さらに析出硬化による増加分９
ＯＮ／ｍ”、超微粒子形成による増加分１５０　Ｎ／ｍ
ｍ”が得られることを考慮すれば、鋼に対する全体の増
加分は、それぞれの窒素含量に応じて、３４０．３９０
および４８５　Ｎ／鶴２となる。窒素のない無析出のオ
ーステナイトに対して、約５０μｍまたはＡＳＴＭ　Ｎ
ｎ５．５（溶解白熱処理された鋼の場合と略同じ大きさ
）の粒度の場合に０．２限界が約２２５　Ｎ７＊■２で
あると仮定すれば（ＡＳＴＭ特殊技術出版物Ｎ１３６５
．１９６５．１７８頁、第６図および第７図以降参照）
、理論的には、表に示された番号１ないし３の鋼は５６
５　Ｎ７ｍｍ”の降伏点をもち、番号４および５の鋼は
６１５　Ｎ７ｍ”の降伏点をもち、番号６および７の綱
は７１０　Ｎ／鶴”の降伏点をもつことになる。この数
は最高値を表わしている。ニオブのない合金に対しては
、析出硬化による強度の増加分９ＯＮ／ｍ”だけ付加さ
れることに注意する必要がある。比較によると、本発明
により生産されるニオブのない鋼合金は、計算された最
高値より約ｌＯ％高い降伏点をもち、ニオブを含有する
合金は、意外にも約２０％高い降伏点をもつことが判っ
た。番号７，６および４の綱は、在来技術の説明におい
て取りとげられた綱と等しい化学組成を有している。

ｅ０発明の効果 これらを対比することによって、本発明によって生産さ
れる合金の長所が一層明確になる。すなわち７２５　Ｎ
／龍２に対して８１３ないし８７０　Ｎ／鰭２および４
９０　Ｎ７ｍ”に対して６５８　Ｎ７ｍ”の降伏点が測
定されている。上述の例において、番号５の綱にニオブ
を添加することによって、割合いが４９０　Ｎ７ｍ”に
対して７８３　Ｎ７ｍ”に上昇している。番号１および
２の鋼から、形式１８Ｃｒ　−１２Ｎｉ−２Ｍｏの比較
的低く合金化され熱間変形の良好な鋼の場合で・も、０
．２％のＮと合金化することによって、従来著しく多量
の窒素およびこれに伴ってクロム、マンガン、ニッケル
を含有した綱においてだけ知られていたような高い降伏
点が得られることが判る。

最後に、オーステナイトの立方面心の混晶は高温におけ
るより室温において容易に変形可能であるため、例えば
クロムのような変形性を困難にする高い合金含量を有し
、かつ本発明の枠内で窒素合金化されたオーステナイト
鋼は熱間成形を充分に回避して加工できる点を、別の長
所として挙げることができる。この場合、著しい溶出は
、拡散白熱処理によって分解する必要がある。しかしな
がら、本発明により生産する鋼合金の場合に超微粒子構
造が得られたときは、粗粒子構造状態に対する、例えば
湾曲時の改良された熱間変形性による従来の技術に期待
することができる。

管は通常の熱間圧延された塊鉄の冷間ピルガ−圧延によ
って製造される。熱間変形が極めて困難な場合には、遠
心鋳造法によって塊鉄が製造される。平らな製品は、セ
ントチマー法またはファルト法によって冷間圧延される
。

最後に、本発明により生産される合金は、材料が精密に
定められかつ表面状態が良好であるため、少くとも壁厚
さが厚い場合には通常熱間加工される一般のオーステナ
イト鋼に比べ、高く評価されることを付言する。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）最高０．１２％の炭素。 ０．０７５ないし０．５５％の窒素。 ■ １６．０ないし３０．０％のクロム。 ７．０ないし５５．０％のニッケル。 ８．５％以下のマンガン。 ６．５％以下のモリブデン。 ３．０％以下のケイ素。 ４．０％以下の銅。 ３．０％以下のタングステン。 残量の鉄および不可避の不純物。 を含む耐蝕性オーステナイト合金であって、可及的に多
   くの窒素量を熔解するため高温領域を通過させ、冷却後
   に冷間変形し、続いて、析出物を形成し８，５μｍ以下
   の平均粒子径をもつ超微粒子の再結晶構造を生成させ、
   これに伴なって高い降伏点が得られるよう、白熱処理す
   ることを特徴とする耐蝕性オーステナイト合金の製造方
   法。 ２）上記高温領域が１０００℃以上であり、上記冷間変
   形が１回または数回の４０ないし８５％冷間変形であり
   、かつ上記白熱処理が８００℃ないし１０５０℃で行わ
   れることを特徴とする特許請求の範囲第１）項記載の耐
   蝕性オーステナイト合金の製造方法。 ３）上記耐蝕性オーステナイトが、窒素の含量が０．２
   ２ないし０．４５％であり、かつ上記ニオブとモリブデ
   ンの添加物を有し、超微粒子の再結晶状態において約７
   ３０　Ｎ／鶴２または約８５０　Ｎ７ｍ婁２の降伏点を
   もつ耐蝕性オーステナイトであることを特徴とする特許
   請求の範囲第１）項または第２）項記載の耐蝕性オース
   テナイト合金の製造方法。 ４）上記耐蝕性オーステナイトが計算上高温降伏点の範
   囲にある高温において高い機械的な荷重に曝される構成
   要素用の材料であることを特徴とする特許請求の範囲第
   １）項ないし第３）項記載の耐蝕性オーステナイト合金
   の製造方法。