JPS60248866A - 耐海水性に優れる極低温用ステンレス鋼 - 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】 〔技術分野〕 本発明は、Ｆｅ　−Ｍｎ　−Ａｚ　ｆ、基本成分組成と
する耐食性ならびに機械特性に優れるステンレス鋼に関
するものであり、特に本発明はＦｅ−Ｍｎ−）ｄ、を基
本成分組成とし、Ｎ　ｉ＊　Ｃｒを全く含有しない、耐
海水性に優れ且つ極低温の機械的性質に優れるオーステ
ナイト系ステンレス鋼に関するものである。

〔従来の技術〕

従来公知のオーステナイト系ステンレス鋼はＦｅ−Ｎｉ
−Ｃｒを基本成分組成とする鋼種であるが、これらの鋼
種のステンレス鋼は下記の如き諸欠点を有することが知
られている。

（イ）酸化性雰囲気における耐食性は良好であるが、還
元性、中性雰囲気における耐食性は劣り、従って海水な
どに対する耐食性は劣る。

（ｏ）　Ｎｉ＋Ｏｒなどの高価かつ戦略性元素を多量に
含有するため、経済上ならびに国防上の問題がある。

（ハ）極低温のもとで使用すると、強度ならびに靭性が
劣化し、かつ膨張係数も大きいという欠点がある。

に）　０．　Ｓｉ等強度を上昇させることに寄与する元
素を添加含有させると、炭化物が形成されるので耐食性
が劣化するという欠点がある。

〔発明の目的および構成〕

本発明は、従来のＦｅ　−Ｎｉ−Ｃｒを基本成分組成と
するオーステナイト糸ステンレス鋼の有する上記諸欠点
を改善、除去したステンレス鋼を提供することを目的と
するものであり、特許請求の範囲記載のステンレス鋼を
提供することによって前記目的を達成することができる
。

すなわち本発明はＣ００４％以下、　Ｍｎ　１８〜３５
％。

）ｄ、　４〜１９％、８ｉ　２．５％以下、　Ｖ　Ｏ，
０５〜０．５％。

Ｎｂ　Ｏ，０１〜０．２％、　Ｎ　７０〜１５０ｐＩ）
ｍ、残部Ｆｅと不可避的不純物よりなる耐海水性に優れ
且つ極低温の機械的性質に優れるステンレス鋼ならびに
上記成分組成中Ｃ００８〜１．０％で他の成分は同一組
成範囲内の耐海水性に優れ且つ極低温の機械的性質に優
れるステンレス鋼に関するものである。

２　次に本発明の詳細な説明する。

本発明のステンレス鋼はＦｅ　、　、ＩＶｉｎ　＋　ｎ
を基本成分とし、■・Ｎｂ、　Ｃ、Ｓ　ｉ＋　Ｎを副成
分として含有するオーステナイト単相からなるステンレ
ス鋼である。

すなわち第１図に示すようにＭｎ　１９〜３４　％　、
　ｌ’−１４〜１９％の成分組成領域（斜線を施した部
分）はＭｎ、ｔ−ステナイト組織を有する。

ところで、胤オーステナイト組織からなる本発明鋼は還
元性乃至中性雰囲気において耐食性に優れ、さらにキャ
ビテーション腐食に強く、機械的性質に優れ、また極低
温における機械的性質にも優れ、かつ膨張係数が少ない
という特長を有する。

Ｍは耐食性ならびに機械的性質を良好にする元素である
が、フェライトを安定化する傾向を有するので、第１図
について説明したようにＭｎ　１９〜３５％、Ｉ’４４
〜１９％の成分組成領域においてオーステナイト組織を
得ることができる。なおｎはβ鳩の析出を阻止する作用
を有するので、Ｍｎ量を多くするのに対応してＡｚｆｔ
を多くすることが好適である。

本発明鋼はＣｒ＋　Ｎｉ　＋　Ｃｕなどに比し比重の小
さいＭｎ　＋　ＡＩを基本成分として含有しているので
、従来のＣｒ　系、　Ｎｉ　−Ｃｒ　Ｊのステンレス鋼
に比して比重は９０％と小さく、Ｃｕ系耐食合金に比し
比重は８０％と小さいので、構造物設計にとって有利で
ある。

本発明の第１発明鋼中のＣ含有量は帆４％以下であり、
第２発明鋼中のＣ含有量は０．８〜１．０％である。Ｃ
はオーステナイト組織を安定化するのに寄与する元素で
あり、例えばＣを含有せず胤３０％、Ａ２５％、残部実
質的にＦｅよりなる鋼（以下この鋼をＦｅ　−３０Ｍｎ
　−５Ａｔの如く表示する）の鋳造組織は小量のフェラ
イトを含み易くなるが、例えば帆３％Ｃを含有させると
フェライトは消失してオーステナイト単相の組織となる
。

本発明の第２発明鋼中のＣ含有量は０．８〜１．０％で
ある。本発明鋼の基本成分であるＭｎ、ＡＩは共に炭化
物形成元素ではないのでＣを含有させても炭化物は析出
せず、炭化物析出による耐食性の劣化は全熱生起しない
ので、Ｃを０．８〜１．０％の範囲内で含有させること
ができる点において、従来のステンレス鋼にはみられな
い特徴を有する。

特に本発明者らは本発明鋼にあってＣは耐海水性に特殊
な影響を及ぼすことを新規に知見した。

第２図は本発明鋼においてＣ含有量を零から１．０％の
間で変化させたときの海水中の腐食度（−今）とＣ含有
量との関係を示す図である。同図より判るようにＣ００
４％以下では耐食性が極めて優れているが、Ｃ００４％
を超えると次第に耐食性が劣化しＣ００６％近傍におい
ては耐食性が最悪となる。

しかしさらにＣが多くなると耐食性は再び良くなり、Ｃ
Ｏ，Ｓ〜１．０％の範囲では耐食性が極めて優れている
ことが判る。

さらに本発明鋼においてＣの含有量は機械的特性に第３
図（ａ）、Φ）に示すような影響を有する。同図もＦｅ
−３Ｆｅ−３Ｑ、ｉｕ鋼に対しＣを零からｉ、ｏ％まで
添加した場合の引張強さと伸びの変化を常温（ａ）およ
び−１９６Ｃの極低１（ｂ）にそれぞれ示す。同図（ａ
）・（ｂ）から判るようにＣ含有量が増加すると、常温
においてもまた極低温においても引張強度は急上昇し、
特に極低温においてはその上昇が著しい。

このことから本発明鋼は極低温材料として好適であるこ
とが判る。一方、Ｃ含有量の増加により伸びは低下する
が、極低温すなわち一１９６Ｃの引張強さ１２０’Ｇｙ
ｙｍ２の材料にあって、伸び６０％を有することから、
本発明鋼は他に例を見ることのできない強靭材料である
ということができる。というのは、低温用鋼として知ら
れているＦｅ−２５Ｍｎ−５Ｃｒ鋼にあっては、引張り
強さ１２０　Ｋｙ／ｓａ２の材料で伸びは３０％である
からである。

なお、本発明鋼の機械的性質を耐海水ブロンズのそれと
比較すると第１表の如くであり、耐海水ブロンズより優
れていることが判る。

第　１　表 本発明の第１発明鋼にあってはＣが０．４％より多いと
耐食性が劣化し、第２発明鋼にあってはＣが０．８％よ
り少ないと同様に耐食性が劣化し、一方、Ｃが１．０％
より多いと伸びが著しく低下するので、第１発明鋼にあ
ってはＣは０．４％以下に、第２発明鋼にあってはＣは
０．８〜１．０％の範囲内にする必要がある。

本発明鋼において、Ｓｉは機械的性質、耐食性の向上に
寄与し、一方フエライトを安定化させる。

Ｆｅ　−３０Ｍｎ　−５Ａｔ−０，３Ｃの基本組成にお
いて　Ｓｉを添加、含有させた場合の常温ならびに一１
９６Ｃの極低温における機械的性質は第４図（ａ）　、
　（ｂ）に示すようである。同図よりＳｉが増加するに
従って引張シ強さはＣの場合に比し徐々に向上する。一
方伸びの低下の割合は常温においてはわずかであり、極
低温においてもそれほど急な低下はしないことが判る。

しかし本発明鋼において、８ｉが２．５チより多くなる
とフェライト相が出現するので　Ｓｉは２．５　’１６
以下にする必要がある。

本発明鋼において、Ｖ、　Ｎｂはオーステナイト粒を微
細化させるのに寄与する元素である。第５図（ａ）はＦ
ｅ　−３０Ｍｎ−５Ａｔ−０，３Ｃ−０，５Ｓｉ　ｗ４
においてＶを含有しない合金、図面（ｂ）は前記鋼にお
いてＶを０．１％含有する合金をそれぞれ１００ＯＣ１
時間焼鈍後水冷した顕微鏡写真（倍率Ｘ１２０）であり
、■の含有により（ａ）に比しくｂ）にあっては結晶粒
が微細化することが判る。またＮｂにあっても■と同様
にその含有により結晶粒は微細化される。

本発明鋼において、ｖ　ｏ、ｏｓ％、　Ｎｂ　Ｏ，０１
％よりそれぞれ少ないと結晶粒が微細化しない。一方、
ｖｏ、５％、　Ｎｂ　Ｏ，２％よりそれぞれ多くても結
晶粒の微細化はそれほど向上しないばかりでなく、原料
費が上昇する。従って本発明鋼にあってはＶは０．０５
〜０．５％、　Ｎｂは０．０１〜０゜２％の範囲内にそ
れぞれする必要がある。

本発明鋼において、ＮはＶおよびＮｂの結晶粒の微細化
を助長する元素であり、Ｖ、ＮｂおよびＣと共に炭窒化
物となって結晶粒界に微細な析出相を形成し、これによ
りオーステナイト結晶粒の成長を抑制する機能を有する
。Ｎの含有量が７０ｐｐｍより少ないとＮにより結晶粒
の成長を抑制する作用が十分でなく、一方ｉｓｏｐｐｍ
より多いとオーステナイト組織が気泡により脆化するの
でＮは７０〜１５０ｐｐｍの範囲内にする必要がある。

以上述べたように本発明鋼の成分組成を所定の範囲内に
限定することにより耐食性９機械的性質を所期の目的な
達成するようになすことができるが、本発明鋼は熱膨張
係数が下記第２表に示す従来の低温用材料に比してはる
かに小さいという有利な特性を有する。

第　２　表 アルミニウム　１８　Ｘ　１０＝ Ｎｉ−Ｃｒ系ステンレス鋼　１２　Ｘ　１０−６２５Ｍ
ｎ−５Ｃｒ系低温用鋼　７　Ｘ　１０−６本発明鋼　６
．５　Ｘ　１０−６ 従って本発明鋼は極低温において引張り強さが大きく、
伸びも十分であシ、かつ熱膨張係数が小さいので低温用
材料として極めて好適に使用できることが判る。

次に本発明鋼の製造方法を説明する。

所定の成分組成となるようそれぞれの原料を配合、混合
してアーク式あるいは誘導式電気炉を用いて溶解し、成
分組成を確認した上で鋳造する。

しかし鋳造状態ではデンドライトならびにコアリング組
織が出現することがあるので、これらの組織を消失させ
るため下記の如き２段階の熱処理を施す。

第１段熱処理： 前記鋳造状態の鋳塊に２０〜５０％の圧下率で冷間塑性
加工を施した後、９００〜１２５０　ｃの温度領域で２
４〜６０時間の均質化焼鈍を施した後、水冷する。

第２段熱処理 前記水冷材に２０〜４０％の圧下率で冷間塑性加工を施
した後、８００〜１０００　Ｃの温度領域で１０〜４０
分の焼ならし処理を施した後、水冷する。

上記本発明鋼の製造方法の第１段熱処理において圧下率
が２０％より小さいとデンドライトならびにコアリング
組織が破壊されず、一方圧工率が５０％より大きいと被
処理材に割れが入るので圧下率は２０〜５０％の範囲内
とする。冷間塑性加工後の均質化焼鈍を９００〜１２５
０ｔＺ’の温度領域とするのは、被処理材を完全にオー
ステナイト組織となす必要があるからであり、かかる均
質化には２４〜６０時間被処理材を保持する必要がある
。均質化焼鈍後被処理材を徐冷すると結晶粒界内　に不
純物が析出するので、水冷する必要がある。

本発明鋼の製造方法の第２段熱処理において、冷間圧Ｆ
率が２０％より小さいと結晶粒が十分には微細化されず
、一方圧工率が４０％より大きいと被処理材に加工割れ
が生ずるので、圧下率は２０〜４０％の範囲内にする。

前記圧下後の焼ならし温度が８０００より低いと十分な
調質ができず、一方１０００　Ｃより高いと結晶粒が再
成長するので、焼ならし温度は８００〜１０００　Ｃの
範囲内にする。焼ならし時間は１０〜４０分間とするが
、この時間が１０分間より短いと十分な調質が得られず
、一方４０分間より長くても調質効果は変化はなく、調
質処理コストが増大するので焼ならし時間は１０〜４０
分間とする。調質後被処理材を徐冷すると不純物の析出
、結晶粒の再成長の傾向がなしとしないので、水冷する
。

以上本発明鋼は従来のステンレス鋼に比し、還元性、中
性雰囲気における耐食性が大であり、海水などに対し十
分な耐食性を有するという特性ならびに極低温において
も引張り強度、伸びが大きく、一方膨張係数が不さいと
いう極めて優れた特性を有する。さらに本発明の基本成
分元素は鳩。

、昼であるので、戦略性元素であるＮＬ　Ｃｒを基本成
分元素とするステンレス鋼に比し、経済上ならびに国防
上の点からも有利である。

【図面の簡単な説明】

第１図はＦｅ　−Ｍｎ−ＡＩ鋼においてオーステナイト
単相組織を形成させるに、必要なＭとＭｎとの含有量の
関係−を示す図、第２図はＦｅ　−Ｍｎ−）ｄ、鋼のＣ
含有量と海水中の腐食度（ＷＩＮ／９）との関係を示す
図、第３図（ａ）は常温におけるＦｅ　−Ｍｎ−１’−
１鋼のＣ含有量と引張強さならびに伸びとの関係を示す
図、同図φ）は−１９６℃におけるＦｅ　−Ｍｎ−Ａ１
．鋼のＣ含有量と引張強さならびに伸びとの関係を示す
図、第４図（＆）は常温におけるＦｅ　−Ｍｎ−ＡＩ鋼
のＳｔ含有量と引張強さならびに伸びとの関係を示す図
、同図（ｂ）は−１９６ＣにおけるＦｅ−Ｍｎ→Ｕ鋼の
８ｉ含有量と引張強さならびに伸びとの関係を示す図、
第５図（ａ）はＦｅ　−３ＱＭｎ　−５Ａｚ−ｏ。３Ｃ
−０，５Ｓｉ鋼において、■を含有しない合金の、また
同図中）は前記鋼においてＶを帆１％含有する合金の顕
微鏡写真（Ｘ１２０倍）である。 特許出願人　ヤマトメタル工業株式会社代理人　弁理士
　村　１）　政　治 〃　弁理士　秦　野　拓　也

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ／、Ｃ０，４％以下、Ｍｎ　１８〜３５　％、Ａｚ４〜
   １９％。 ８１２．５％以下、Ｖ　Ｏ，０５〜０．５％、Ｎｂ　Ｏ
   ，０１〜０．２％、Ｎ　７０〜１５０　ｐｐｍ、残部Ｆ
   ｅと不可避的不純物よりなる耐海水性に優れ且つ極低温
   の機械的性質に優れるステンレス鋼。 ２　００．８〜１．０％、Ｍｎ１８〜３５％、旭４〜１
   ９　％、Ｓｉ　２．５％以下、Ｖ　Ｏ，０５〜０．５％
   、Ｎｂ　Ｏ，０１〜０．２％、Ｎ　７０〜１５０　ｐｐ
   ｍ、残部Ｆｅと不可避的不純物よりなる耐海水性に優れ
   且つ極低温の機械的性質に優れるステンレス鋼。