JPS6119738A - 溶接性オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents
溶接性オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法Info
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- JPS6119738A JPS6119738A JP60142410A JP14241085A JPS6119738A JP S6119738 A JPS6119738 A JP S6119738A JP 60142410 A JP60142410 A JP 60142410A JP 14241085 A JP14241085 A JP 14241085A JP S6119738 A JPS6119738 A JP S6119738A
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- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、耐腐食性でかつ耐孔食性を有するオーステナ
イト系ステンレス鋼厚形材及び溶接成形品を製造する方
法に関する。さらに詳しくは、本発明は、高窒素含有量
であり第２相の析出が実質的にないかかる鋼を製造する
方法に関する。
イト系ステンレス鋼厚形材及び溶接成形品を製造する方
法に関する。さらに詳しくは、本発明は、高窒素含有量
であり第２相の析出が実質的にないかかる鋼を製造する
方法に関する。
ステンレス鋼は耐腐食性を有しており、種々の腐食環境
の中で有効に使用できることが知られている。高度に腐
食性の媒体中で使用する場合、鋼は腐食作用に対し耐え
るような特殊な合金となっていることが必要である。塩
化物による孔食および間隙腐食は、海水や化学処理工業
の媒体のごとき腐食環境において、塩化物のイオンと金
属が接触することに起因する苛酷な腐食の形態である。
の中で有効に使用できることが知られている。高度に腐
食性の媒体中で使用する場合、鋼は腐食作用に対し耐え
るような特殊な合金となっていることが必要である。塩
化物による孔食および間隙腐食は、海水や化学処理工業
の媒体のごとき腐食環境において、塩化物のイオンと金
属が接触することに起因する苛酷な腐食の形態である。
耐孔食性を目的として１９７０年１２月１５日に発行さ
れたビーバー（Ｂｉｅｂｅｒ）らの米国特許３．５４７
．６２５号に記載されているように、クロムとモリブデ
ンの含量が比較的高い特定のオーステナシ１−系ステン
レス鈑１が開発された。モリブデンおよびりし１ムを高
度に含有するオーステナイト系ステンレス鋼の他の例は
米国特許３，７２６，６６８号；同３，７１６，３５３
号；および同３．１．２９．１２０号等に示されている
。このような高度にモリブデンを含有するステンレス鋼
は時に熱間加工性が劣ることがある。
れたビーバー（Ｂｉｅｂｅｒ）らの米国特許３．５４７
．６２５号に記載されているように、クロムとモリブデ
ンの含量が比較的高い特定のオーステナシ１−系ステン
レス鈑１が開発された。モリブデンおよびりし１ムを高
度に含有するオーステナイト系ステンレス鋼の他の例は
米国特許３，７２６，６６８号；同３，７１６，３５３
号；および同３．１．２９．１２０号等に示されている
。このような高度にモリブデンを含有するステンレス鋼
は時に熱間加工性が劣ることがある。
合金元素を添加することにより熱間加工性を改善するこ
とが行われてきている。１９７７年２月８日に発行され
た米国特許４，００７，０３８号には、臨界量のカルシ
ウムおよびセリウムを添加することにより得られる、良
好な耐孔食性と熱間加工性を有する高モリブデン含有合
金が開示されており、かかる合金は商業的に使用され始
めている。
とが行われてきている。１９７７年２月８日に発行され
た米国特許４，００７，０３８号には、臨界量のカルシ
ウムおよびセリウムを添加することにより得られる、良
好な耐孔食性と熱間加工性を有する高モリブデン含有合
金が開示されており、かかる合金は商業的に使用され始
めている。
１９８３年１２月２０日に発行された米国特許４．４２
１．５５７号には、希土類元素のランタンを、単独でま
たは０．１２ないし０．５％の窒素と共に添加すること
により、耐腐食性および熱間加工性を向上させたクロム
ーニンケルーモリブデンオーステナイト系ステンレス鋼
が開示されている。
１．５５７号には、希土類元素のランタンを、単独でま
たは０．１２ないし０．５％の窒素と共に添加すること
により、耐腐食性および熱間加工性を向上させたクロム
ーニンケルーモリブデンオーステナイト系ステンレス鋼
が開示されている。
窒素は公知のオーステナイト化元素であり、文献に記載
されているように、σ（シグマ）相を減少させ、χ （
カイ）相が１７％Ｃｒ１３％Ｎｉ５％Ｍｏステンレス鋼
中で析出する時間を延長させるのに有効である。
されているように、σ（シグマ）相を減少させ、χ （
カイ）相が１７％Ｃｒ１３％Ｎｉ５％Ｍｏステンレス鋼
中で析出する時間を延長させるのに有効である。
このような高モリブデン含量のオーステナイト鋼は、代
表的には、ストリップ（銅帯）や鋼管等〜のごとき１．
６５龍（０，０６５ｉｎ、 ）もしくはそれ未満の程度
の厚みのＦＪｔｌｌ板として使用され、大変すぐれた腐
食特性を有している。鋼材の寸法や断面厚みもしくは形
状が増加するにつれてσやχのごとき金属間化合物（第
２相）が成長するため腐食特性がひど（悪化する。この
ような第２相は、溶液焼鈍（ａｎｎｅａｌ）温度もしく
は溶接温度から冷却することにより成長する。かかる第
２相の析出が生しるため、本鋼材を薄いストリップもし
くは薄肉管以外のサイズの商業的用途に選択して使用す
ることが制限されてきたのである。
表的には、ストリップ（銅帯）や鋼管等〜のごとき１．
６５龍（０，０６５ｉｎ、 ）もしくはそれ未満の程度
の厚みのＦＪｔｌｌ板として使用され、大変すぐれた腐
食特性を有している。鋼材の寸法や断面厚みもしくは形
状が増加するにつれてσやχのごとき金属間化合物（第
２相）が成長するため腐食特性がひど（悪化する。この
ような第２相は、溶液焼鈍（ａｎｎｅａｌ）温度もしく
は溶接温度から冷却することにより成長する。かかる第
２相の析出が生しるため、本鋼材を薄いストリップもし
くは薄肉管以外のサイズの商業的用途に選択して使用す
ることが制限されてきたのである。
一般的に、σ相とχ相の存在は耐腐食性に対し有害であ
るが、σ相を除去しようとすると特別の熱処理が必要で
ある。たとえば、上記米国特許４．００７．０３８号に
記載されている公称２５Ｎｉ ２０Ｃｒ ６Ｍｏ合
金については、かかる熱処理として、１０９３℃（２０
００°Ｆ）以上において加熱し、引き続き急冷すること
が要求される。
るが、σ相を除去しようとすると特別の熱処理が必要で
ある。たとえば、上記米国特許４．００７．０３８号に
記載されている公称２５Ｎｉ ２０Ｃｒ ６Ｍｏ合
金については、かかる熱処理として、１０９３℃（２０
００°Ｆ）以上において加熱し、引き続き急冷すること
が要求される。
商業０４製造においては実際上、かかる合金は１１７７
℃（２１，５０°Ｆ）以上に加熱される。
℃（２１，５０°Ｆ）以上に加熱される。
このような熱処理が要請されることによる実際的な問題
は、かかる処理のため、合金から形成される成形物の寸
法や形状が制限されると共にそれに使用できる装置も限
られる、という点である。たとえば、しばしば、コンデ
ンサー用鋼管のごとき軽量の溶接性の管としての用途が
要求されることもあろうし同様に鋼板のごとき重量の支
持部材としての用途も要求されよう。溶接により鋼材の
組立を行った後では、寸法および形状のために組み立て
られた装置につい′ζ最後に行うべき加熱処理を適用す
ることが困難なこともあろうし、仮に加熱処理が可能だ
としても、寸法及び形状による制限のため、加熱処理も
しくは溶接温度から急速に冷却する能力がひどく限定さ
れるだろう。水焼入または空冷された場合、厚形の鋼は
薄い形鯛に比較して冷却速度が遅い。
は、かかる処理のため、合金から形成される成形物の寸
法や形状が制限されると共にそれに使用できる装置も限
られる、という点である。たとえば、しばしば、コンデ
ンサー用鋼管のごとき軽量の溶接性の管としての用途が
要求されることもあろうし同様に鋼板のごとき重量の支
持部材としての用途も要求されよう。溶接により鋼材の
組立を行った後では、寸法および形状のために組み立て
られた装置につい′ζ最後に行うべき加熱処理を適用す
ることが困難なこともあろうし、仮に加熱処理が可能だ
としても、寸法及び形状による制限のため、加熱処理も
しくは溶接温度から急速に冷却する能力がひどく限定さ
れるだろう。水焼入または空冷された場合、厚形の鋼は
薄い形鯛に比較して冷却速度が遅い。
本発明の目的は、厚銅板にした場合、溶接可能であり、
かつ薄いス１−リップと同程度の耐腐食性を有する、オ
ーステナイト系ステンレス調合金を製造する方法にある
。他の目的はこのようなステンレス鋼成形品を、過度な
加熱処理および冷却工程の必要性なしに製造することで
ある。さらに他の目的は、Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｏ合金におけ
るσ相の析出機構を変更せしめ、焼鈍温度や溶接温度か
らの冷却中に析出する第２相の量を減少させること、で
ある。
かつ薄いス１−リップと同程度の耐腐食性を有する、オ
ーステナイト系ステンレス調合金を製造する方法にある
。他の目的はこのようなステンレス鋼成形品を、過度な
加熱処理および冷却工程の必要性なしに製造することで
ある。さらに他の目的は、Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｏ合金におけ
るσ相の析出機構を変更せしめ、焼鈍温度や溶接温度か
らの冷却中に析出する第２相の量を減少させること、で
ある。
本発明に従えば、■、６５龍（０，０６５ｉｎ、 ）を
越える厚手のクロム−ニッケルーモリブデンオーステナ
イト系ステンレス鋼成形品を製造する方法が従供される
。この鋼は重量で２０〜４０％のニッケル、１４〜２１
％のクロム、６〜１２％のモリブデン、０．１５〜０．
３０％の窒素からなり、残余はフこ質的にすべて鉄であ
る。本発明の方法は、 −−該鋼を融解し、鋳造し、熱
間圧延しついで冷間圧延し７て最終的に厚み１．６５ｍ
ｍ （０，０６５ｉｎ、 ）を越える鋼板とし、該最終
的に得られた鋼板を１０３′８℃（１９００°１？）を
越え約１１４９℃（２１００°Ｆ）未満の温度で完全焼
鈍して実質的Ｇに第２相の析出かない鋼を得る、ことか
らなる。
越える厚手のクロム−ニッケルーモリブデンオーステナ
イト系ステンレス鋼成形品を製造する方法が従供される
。この鋼は重量で２０〜４０％のニッケル、１４〜２１
％のクロム、６〜１２％のモリブデン、０．１５〜０．
３０％の窒素からなり、残余はフこ質的にすべて鉄であ
る。本発明の方法は、 −−該鋼を融解し、鋳造し、熱
間圧延しついで冷間圧延し７て最終的に厚み１．６５ｍ
ｍ （０，０６５ｉｎ、 ）を越える鋼板とし、該最終
的に得られた鋼板を１０３′８℃（１９００°１？）を
越え約１１４９℃（２１００°Ｆ）未満の温度で完全焼
鈍して実質的Ｇに第２相の析出かない鋼を得る、ことか
らなる。
高窒素含Ｗの鋼を製造することにより、σ相の析出温度
を低「せしめ、析出開始を遅らせ、臨界間隙暦食搗瓜を
凸めることができる。本発明の方法には、ｌ￥鋼板を溶
接して第２相の析出が実質的にない溶接成形物を得る方
法が含まれ、溶接を行う際には窒素含有溶加材を使用す
ることが含まれる。
を低「せしめ、析出開始を遅らせ、臨界間隙暦食搗瓜を
凸めることができる。本発明の方法には、ｌ￥鋼板を溶
接して第２相の析出が実質的にない溶接成形物を得る方
法が含まれ、溶接を行う際には窒素含有溶加材を使用す
ることが含まれる。
概していえば、本発明の方法は、特別な加熱処理を行わ
なくても第２相の析出がない、厚形の鋼や溶接成形物と
なりうる、Ｎｉ −Ｃｒ−Ｍｏオーステナイト系スデン
レス鋼を製造することに関する。
なくても第２相の析出がない、厚形の鋼や溶接成形物と
なりうる、Ｎｉ −Ｃｒ−Ｍｏオーステナイト系スデン
レス鋼を製造することに関する。
鋼の組成について述べれば、クロムは鋼の耐酸化性およ
び一般的な耐腐食性を寄与するものであり、重量で１４
＝２１％含まれうる。好ましくは、クロムの含量は１８
〜２１％の範囲である。クロムはまた、鋼中における窒
素の溶解度を増加させるのにも寄与する。鋼は６〜１２
％、好ましくは６〜８％のモリブデンを含有していても
よい。モリブデンは塩化物のイオンによる耐孔食性や耐
間隙腐食性に対して寄与する。ニッケルは基本的にオー
ステナイト化元素であり、また鋼の衝撃強さや靭性に寄
与し、これを増加させる。ニッケルを添加することによ
り鋼の耐応力腐食性もまた改善される。ニッケルの含量
は重量で２０〜４０％、好ましくは２０〜３０％の範囲
となろう。高クロムおよびモリブデンを併用することに
より、塩化物のイオンによる間隙への侵入や孔食に対し
良好な抵抗性を与える。高ニッケルとモリブデンの併用
により応力腐食割れに対する十分な抵抗が与えられ、ま
た一般的な耐食性、特に還元性の酸による耐食性を改善
する。該合金は最大２％までのマンガンを含有すること
ができ、これは窒素の合金への溶解度を増加せしめる。
び一般的な耐腐食性を寄与するものであり、重量で１４
＝２１％含まれうる。好ましくは、クロムの含量は１８
〜２１％の範囲である。クロムはまた、鋼中における窒
素の溶解度を増加させるのにも寄与する。鋼は６〜１２
％、好ましくは６〜８％のモリブデンを含有していても
よい。モリブデンは塩化物のイオンによる耐孔食性や耐
間隙腐食性に対して寄与する。ニッケルは基本的にオー
ステナイト化元素であり、また鋼の衝撃強さや靭性に寄
与し、これを増加させる。ニッケルを添加することによ
り鋼の耐応力腐食性もまた改善される。ニッケルの含量
は重量で２０〜４０％、好ましくは２０〜３０％の範囲
となろう。高クロムおよびモリブデンを併用することに
より、塩化物のイオンによる間隙への侵入や孔食に対し
良好な抵抗性を与える。高ニッケルとモリブデンの併用
により応力腐食割れに対する十分な抵抗が与えられ、ま
た一般的な耐食性、特に還元性の酸による耐食性を改善
する。該合金は最大２％までのマンガンを含有すること
ができ、これは窒素の合金への溶解度を増加せしめる。
また、合金は、最大（１，０４％、好ましくは最大０．
０３％までの炭素および残余として燐、珪素、アルミニ
ウムその他の鋼を形成する不純物および残部の鉄を含有
できる。
０３％までの炭素および残余として燐、珪素、アルミニ
ウムその他の鋼を形成する不純物および残部の鉄を含有
できる。
鋼の組成における重量な元素は比較的高い含有量の窒素
である。窒素の添加により鋼の強度が増加し、ｉ［ｉ４
間隙腐食性を増すばかりでなく、厚手物 −の鋼を徐冷
すると起るσ相の生成を遅延させることが見出された。
である。窒素の添加により鋼の強度が増加し、ｉ［ｉ４
間隙腐食性を増すばかりでなく、厚手物 −の鋼を徐冷
すると起るσ相の生成を遅延させることが見出された。
窒素はσ相の析出速度すなわち析出の開始を遅らせる。
このため耐腐食性や熱間加工性に悪影響を与えることな
く、１．６５ ｍｍ（０，０６５ｉｎ、 ）を越え最大
２８．１ ａｍ （１，５０，ｉｎ、）、までの、特に
最大１９．１ｍｍ （０，７５ｉｎ、 ）までの厚手物
を製造し、溶接することができる。窒素は約０，１５％
から最大鋼の正確な組成と温度に依存して定まる溶解度
の限度まで存在しうる。ここで記載されるニッケル、ク
ロムおよびモリブデンの範囲に対し、窒素の溶解度の限
度は０．５０％またはそれ以上であろう。好ましくは、
窒素は０．１５〜０．３０％、より好ましくは０．１８
％〜０．２５％の範囲で存在する。
く、１．６５ ｍｍ（０，０６５ｉｎ、 ）を越え最大
２８．１ ａｍ （１，５０，ｉｎ、）、までの、特に
最大１９．１ｍｍ （０，７５ｉｎ、 ）までの厚手物
を製造し、溶接することができる。窒素は約０，１５％
から最大鋼の正確な組成と温度に依存して定まる溶解度
の限度まで存在しうる。ここで記載されるニッケル、ク
ロムおよびモリブデンの範囲に対し、窒素の溶解度の限
度は０．５０％またはそれ以上であろう。好ましくは、
窒素は０．１５〜０．３０％、より好ましくは０．１８
％〜０．２５％の範囲で存在する。
本発明をより完全に理解するために、次に実施例により
説明する。
説明する。
実施例１
実験室で作った第１表記載の組成の鋼を溶融し、１．６
５＋ｎ （０，０６５ｉｎ、 ）厚のストリップおよび
１２．７龍（０，５’ｉｎ、 ）厚の板に加工した。
５＋ｎ （０，０６５ｉｎ、 ）厚のストリップおよび
１２．７龍（０，５’ｉｎ、 ）厚の板に加工した。
５ｉ ０ ０ ０ ｅ
○ｌ ８８８８
Ｚｌ ＠ Ａ’ ”ｆ Ｌｌ’）♂）ｊ ｊ
ｊ づ ；１葺葺ま砦 捉１習整贅需 Ｕ）ｌ ： ぎ ぎ ８ 代１８８ 畳 目 月 ８８ メ 瀘 ○） 刈 寓 ご ８ 各組成の鋼を溶融しインゴ７）型に鋳込んだ。
ｊ づ ；１葺葺ま砦 捉１習整贅需 Ｕ）ｌ ： ぎ ぎ ８ 代１８８ 畳 目 月 ８８ メ 瀘 ○） 刈 寓 ご ８ 各組成の鋼を溶融しインゴ７）型に鋳込んだ。
ヒート番号ＲＶ−８７８２，８７８３および８７８４の
２２．７ ｋｇ （５０７！ｂ）インゴットの表面をグ
ラインダで研削し、１２３２℃（２２５００Ｆ）に加熱
し、中１５２龍（６４ｎ、 ）の方形板に延展した。該
シートバー表面を研削し１２３２’Ｃ（２２５０°Ｆ）
に再加熱し、厚み１２．７顛（０，５ｉｎ、）の鋼板に
圧延した。
２２．７ ｋｇ （５０７！ｂ）インゴットの表面をグ
ラインダで研削し、１２３２℃（２２５００Ｆ）に加熱
し、中１５２龍（６４ｎ、 ）の方形板に延展した。該
シートバー表面を研削し１２３２’Ｃ（２２５０°Ｆ）
に再加熱し、厚み１２．７顛（０，５ｉｎ、）の鋼板に
圧延した。
該ｍ板を熱せん断し、１２．７ｍ （０，５ｉｎ、 ）
の指定個所をプレスで平らにした。該鋼板の残りの部分
は１２３２℃（２，２５０°Ｆ）６ご再加熱し３．８ｍ
ｍ （０，１５ｉｎ、 ）厚のハンド（ｂａｎｄ）に圧
延した。板とバント°の端面ば良好であった。第２相の
析出機構、特にσ相の析出機構を評価するため、与えら
れた組成に対し熔解温度を決定した。ヒート番号ＲＶ−
８７８３およびＲＶ−８７８４の熱間圧延したバンドの
試験片は８９９℃（１６５０°Ｆ）で８時間熱処理し、
さらに１０３８℃（１９００°Ｆ）〜１１７７℃（２１
５０°Ｆ）で８時間熱処理し水焼入した。金属組織学的
分析により求めたヒートのσ相溶解温度を第２表に示す
。
の指定個所をプレスで平らにした。該鋼板の残りの部分
は１２３２℃（２，２５０°Ｆ）６ご再加熱し３．８ｍ
ｍ （０，１５ｉｎ、 ）厚のハンド（ｂａｎｄ）に圧
延した。板とバント°の端面ば良好であった。第２相の
析出機構、特にσ相の析出機構を評価するため、与えら
れた組成に対し熔解温度を決定した。ヒート番号ＲＶ−
８７８３およびＲＶ−８７８４の熱間圧延したバンドの
試験片は８９９℃（１６５０°Ｆ）で８時間熱処理し、
さらに１０３８℃（１９００°Ｆ）〜１１７７℃（２１
５０°Ｆ）で８時間熱処理し水焼入した。金属組織学的
分析により求めたヒートのσ相溶解温度を第２表に示す
。
ＲＶ −８７８３、，１４２０００−２０５０（１０９
３−１１２１）Ｒシー８７８４ ．２５ １９００
−１９５０’（１０３８−１０６６）窒素含量０．１０
未満のヒート番号ＲＶ −８６２４およびＲＶ−８７８
２に類似する組成のσ相の溶解温度は１１２１℃（２０
５０°Ｆ）より大きく１１３５〜１１４９℃（２０７５
〜２１００°Ｆ）の間にあることが知られている。これ
と比較すると、窒素含量０，１４％および０，２５％で
あるヒートのσ相溶解温度が減少することが明確にわか
る。
３−１１２１）Ｒシー８７８４ ．２５ １９００
−１９５０’（１０３８−１０６６）窒素含量０．１０
未満のヒート番号ＲＶ −８６２４およびＲＶ−８７８
２に類似する組成のσ相の溶解温度は１１２１℃（２０
５０°Ｆ）より大きく１１３５〜１１４９℃（２０７５
〜２１００°Ｆ）の間にあることが知られている。これ
と比較すると、窒素含量０，１４％および０，２５％で
あるヒートのσ相溶解温度が減少することが明確にわか
る。
第１図は平均溶解温度に対する窒素の影響をグラフで示
したものである。窒素が増加するにつれて溶解温度は１
０９３℃（２０００°Ｆ）未満に減少する。窒素添加は
、σ相の析出速度を遅くするか遅延せしめ、析出開始が
１０９３℃（２００００Ｆ）未満になる。このように第
２相の析出が減少するため、ヒート番号ＲＶ−８６２，
４およびＲＶ−８７８２に゛類似する組成を有する合金
を現在商業的方法。で製造する際に必要とされている、
１１７７’ｃ （２１５０°Ｆ）またはそれ以上の焼鈍
温度より低い焼鈍温度を採用することが可能となるので
ある。１１４９℃ （２１００°Ｆ）未満、好ましくは
１０９３℃（２０００°Ｆ）未満のより低い焼鈍温度を
使用できるので、より小さい結晶粒度の鋼が得られるで
あろう。より低い焼鈍温度は規格３００番台のステンレ
ス銅について使用される従来の焼鈍装置が使えることに
なるので、特に、゛このような合金製造の経済性を大巾
に高めることとなる。
したものである。窒素が増加するにつれて溶解温度は１
０９３℃（２０００°Ｆ）未満に減少する。窒素添加は
、σ相の析出速度を遅くするか遅延せしめ、析出開始が
１０９３℃（２００００Ｆ）未満になる。このように第
２相の析出が減少するため、ヒート番号ＲＶ−８６２，
４およびＲＶ−８７８２に゛類似する組成を有する合金
を現在商業的方法。で製造する際に必要とされている、
１１７７’ｃ （２１５０°Ｆ）またはそれ以上の焼鈍
温度より低い焼鈍温度を採用することが可能となるので
ある。１１４９℃ （２１００°Ｆ）未満、好ましくは
１０９３℃（２０００°Ｆ）未満のより低い焼鈍温度を
使用できるので、より小さい結晶粒度の鋼が得られるで
あろう。より低い焼鈍温度は規格３００番台のステンレ
ス銅について使用される従来の焼鈍装置が使えることに
なるので、特に、゛このような合金製造の経済性を大巾
に高めることとなる。
実施例２
ヒートの臨界間隙腐食温度（ＣＣＣＴ）を決定するため
、腐食試験板を用意した。ＣＣＣＴはＡＳＴＭプロシー
ジー？ （Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ） Ｇ −４８−プラ
クティス（Ｐｒａｃｔｉｅｓ） Ｂに従って、１０％Ｆ
ｅＣｅ ｓ中で７２時時間量試験した時の間隙腐食が明
瞭に認められるような温度である。ＣＣＣＴが高いほど
塩化物含有環境において間隙腐食に対する抵抗がより改
善されていることを示す。試験の目的を考慮して、ＣＣ
ＣＴは重量減少が０．０００１ｇ ／ ｃＪを越えると
きの温度とした。
、腐食試験板を用意した。ＣＣＣＴはＡＳＴＭプロシー
ジー？ （Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ） Ｇ −４８−プラ
クティス（Ｐｒａｃｔｉｅｓ） Ｂに従って、１０％Ｆ
ｅＣｅ ｓ中で７２時時間量試験した時の間隙腐食が明
瞭に認められるような温度である。ＣＣＣＴが高いほど
塩化物含有環境において間隙腐食に対する抵抗がより改
善されていることを示す。試験の目的を考慮して、ＣＣ
ＣＴは重量減少が０．０００１ｇ ／ ｃＪを越えると
きの温度とした。
ヒート番号ＲＶ−８６２４およびＲＶ−８７８２の１２
．７ ＊＊厚の鋼板（試験板）を１２０４℃（２２００
°Ｆ）で０．５時間焼鈍し、ファンで冷却した。ヒート
番号ＲＶ−８７８３およびＲＶ−８７８４の試験板は１
１４９℃（２１００°Ｆ）で焼鈍しファン冷却した。試
験板をのこぎりで切断して部分し全面を切削して仕上げ
た。一つの縁は１．６ｎｍ （１／ １６ｉ、ｎ、 ）
の平面部（１ａｎｄ）を有するように３７，５°に斜め
に切断した。ヒート番号ＲＶ−８６２４の板を、母材の
板と実質的に同組成の１．６５＋ｎ （０，０６５ｉｎ
、 ）厚のせん断ストリップを使用してＧＴＡ （ティ
グ）溶接した。残りの３つのヒートは、ニッケル合金６
２５溶加材を使用する以外は同様にして溶接した。鋼板
は片面溶接した。母材と溶接部からなる腐食試験片は該
溶接部がベース金属と同一平面になるように仕上げた。
．７ ＊＊厚の鋼板（試験板）を１２０４℃（２２００
°Ｆ）で０．５時間焼鈍し、ファンで冷却した。ヒート
番号ＲＶ−８７８３およびＲＶ−８７８４の試験板は１
１４９℃（２１００°Ｆ）で焼鈍しファン冷却した。試
験板をのこぎりで切断して部分し全面を切削して仕上げ
た。一つの縁は１．６ｎｍ （１／ １６ｉ、ｎ、 ）
の平面部（１ａｎｄ）を有するように３７，５°に斜め
に切断した。ヒート番号ＲＶ−８６２４の板を、母材の
板と実質的に同組成の１．６５＋ｎ （０，０６５ｉｎ
、 ）厚のせん断ストリップを使用してＧＴＡ （ティ
グ）溶接した。残りの３つのヒートは、ニッケル合金６
２５溶加材を使用する以外は同様にして溶接した。鋼板
は片面溶接した。母材と溶接部からなる腐食試験片は該
溶接部がベース金属と同一平面になるように仕上げた。
溶接部は（試験片の）長辺に交差している。切削仕上げ
後の腐食試験片は、約巾１７龍（０，６８ｉｎ、 ）
、長さ４８龍（１，９ｉｎ、 ） 、厚み９．４重重（
０，３７ｉｎ、 ）であった。
後の腐食試験片は、約巾１７龍（０，６８ｉｎ、 ）
、長さ４８龍（１，９ｉｎ、 ） 、厚み９．４重重（
０，３７ｉｎ、 ）であった。
ヒート番号ＲＶ−８７８２、ＲＶ−８７８３およびＲＶ
−８７８４の熱間圧延帯網を１２０４℃（２２００°Ｆ
）で焼鈍し、厚み１．６１ｎ （０，０６５ｉｎ、 ）
に冷間圧延し、１２０４℃（２２００’ Ｆ）で焼鈍し
てファン冷却した。このストリップを半分にせん断し、
溶加材なしに再びＴＩＧ溶接した。
−８７８４の熱間圧延帯網を１２０４℃（２２００°Ｆ
）で焼鈍し、厚み１．６１ｎ （０，０６５ｉｎ、 ）
に冷間圧延し、１２０４℃（２２００’ Ｆ）で焼鈍し
てファン冷却した。このストリップを半分にせん断し、
溶加材なしに再びＴＩＧ溶接した。
中２５ｍｍ長さ５１鰭（中１ ｉｎ、長さ２ｉｎ、）の
切削された縁とグラインダー切削仕上表面を有する腐食
試験片をベース金属および溶接部により作製した。溶接
は５１ｍｍ （２ｉｎ、 ）の長手部分で行った。Ａ
Ｓ ＴＭ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ｇ −４８による試
験を種々の温度で実施し、臨界間隙腐食温度を第３表に
示した。
切削された縁とグラインダー切削仕上表面を有する腐食
試験片をベース金属および溶接部により作製した。溶接
は５１ｍｍ （２ｉｎ、 ）の長手部分で行った。Ａ
Ｓ ＴＭ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ Ｇ −４８による試
験を種々の温度で実施し、臨界間隙腐食温度を第３表に
示した。
第３表の試験結果は、窒素添加により、母材（ベース）
とアセチレン溶接試験片のいずれについても耐間隙腐食
性が低窒素含量のヒートと比較゛して、改善されている
ことを明確に示している。
とアセチレン溶接試験片のいずれについても耐間隙腐食
性が低窒素含量のヒートと比較゛して、改善されている
ことを明確に示している。
高窒素含量のヒートの溶接ストリップの試験片は、母材
よりいくらか耐間隙腐食性が劣るが、゛低窒素含量のヒ
ートの母材のＣＣＣＴを陵駕している。
よりいくらか耐間隙腐食性が劣るが、゛低窒素含量のヒ
ートの母材のＣＣＣＴを陵駕している。
ニッケルベースの溶加材（合金６２５）による溶接板の
試験片は、母材の試験片と類似の耐間隙腐食性を有して
いる。ヒート番号ＲＶ−８７８４の耐間隙腐食性はスト
リップより板の試験片の方が大きいが、これはデータの
ばらつきによるものであろう。このような溶接板の良好
な腐食特性は予期しないことである。その上、低窒素含
量のし一トであるＲＶ−８６２４，ｔ３よびＲＶ−８７
８２は、公称的に約０．０３％の窒素を含有しているの
であるから、間隙腐食臨界温度（ＣＣＣＴ）の増加は、
０．１重量％の窒素含量の増加当り、およそ５．６℃（
１０°Ｆ）であるように思われる。
試験片は、母材の試験片と類似の耐間隙腐食性を有して
いる。ヒート番号ＲＶ−８７８４の耐間隙腐食性はスト
リップより板の試験片の方が大きいが、これはデータの
ばらつきによるものであろう。このような溶接板の良好
な腐食特性は予期しないことである。その上、低窒素含
量のし一トであるＲＶ−８６２４，ｔ３よびＲＶ−８７
８２は、公称的に約０．０３％の窒素を含有しているの
であるから、間隙腐食臨界温度（ＣＣＣＴ）の増加は、
０．１重量％の窒素含量の増加当り、およそ５．６℃（
１０°Ｆ）であるように思われる。
この試験結果は、窒素の添加かベース金属の耐間隙腐食
性を改善することを示している。加えて、アセチレン溶
接したストリップと鋼板は母材と類似の耐間隙腐食性を
有していた。ニッケルベースの溶加材で溶接された鋼板
も母材と類似の耐間隙腐食性を有していた。窒素含量の
高いヒートのアセチレン溶接ストリップの耐腐食性はベ
ース金属よりいくらか劣るが、これは溶接中に窒素が失
なわれることに起因するためであろう。ヒート番号ＲＶ
−’８６２４およびＲＶ−８７８２の、ｌリップと鋼板
を熱処理して、ベース金属が、σ相の不連続で微小な結
晶粒界析出物を有するようにした。
性を改善することを示している。加えて、アセチレン溶
接したストリップと鋼板は母材と類似の耐間隙腐食性を
有していた。ニッケルベースの溶加材で溶接された鋼板
も母材と類似の耐間隙腐食性を有していた。窒素含量の
高いヒートのアセチレン溶接ストリップの耐腐食性はベ
ース金属よりいくらか劣るが、これは溶接中に窒素が失
なわれることに起因するためであろう。ヒート番号ＲＶ
−’８６２４およびＲＶ−８７８２の、ｌリップと鋼板
を熱処理して、ベース金属が、σ相の不連続で微小な結
晶粒界析出物を有するようにした。
添加物の増加は、ベース金属の結晶粒界析出物の量およ
び熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の量を減少させる。
び熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の量を減少させる。
ヒート番号ＲＶ−８７８３およびＲＶ−８７８４はベー
ス金属およびストリップ並びに鋼板のＨＡＺにおいてそ
れぞれ析出物が存在しないかきわめてわずかの析出物が
存在するだけであった。
ス金属およびストリップ並びに鋼板のＨＡＺにおいてそ
れぞれ析出物が存在しないかきわめてわずかの析出物が
存在するだけであった。
実施例３
異なった熱処理を受けた二種類の試験片のグループに対
しても、ストリップの臨界間隙腐食温度（、ＣＣＣＴ
）を測定した。厚み１．６５鶴（０，０６５ｉｎ、 ）
のストリップを、ヒート番号ＲＶ −８７８２、ＲＶ−
８７８３およびＲＶ−８７８４に対してそれぞれ１２０
４℃、１１２１℃および１０９３℃（２２００，２０５
０および２０００°Ｆ）において焼鈍し、ひきつづいて
水焼入した。この二つの試験片のグループに対しＣＣＣ
Ｔを求め第４表に示した。
しても、ストリップの臨界間隙腐食温度（、ＣＣＣＴ
）を測定した。厚み１．６５鶴（０，０６５ｉｎ、 ）
のストリップを、ヒート番号ＲＶ −８７８２、ＲＶ−
８７８３およびＲＶ−８７８４に対してそれぞれ１２０
４℃、１１２１℃および１０９３℃（２２００，２０５
０および２０００°Ｆ）において焼鈍し、ひきつづいて
水焼入した。この二つの試験片のグループに対しＣＣＣ
Ｔを求め第４表に示した。
望 望 貨
国 −氏
ベース金属の臨界間隙腐食温度は、ファン冷却に比較し
て水焼入することに゛よりかなり高くなる。
て水焼入することに゛よりかなり高くなる。
ヒート番号ＲＶ−，８７８２（７）母材は、１２０４℃
（２２００°Ｆ）でのファン冷却による焼鈍の後で微細
で不連続なσ相の析出が認められたが、他の二つのヒー
ト番号のものはσ相は認められなかった。水焼入を伴う
熱処理を行った後の母材のヒートにはいずれもσ相は認
められなかった。ヒート番号ＲＶ−８７８２およびＲＶ
−８７８３の溶妾試験片の臨界間隙腐食温度もまたかな
り高くなったが、ヒート番号ＲＶ−８７８４については
これはほとんど一定であった。すべてのヒートには溶接
部にσ相が認められた。ヒート番号ＲＶ−８７８２には
、ＨＡＺにおけるσ相が、微細で不連続な析出物として
結晶粒界中に認められた。ヒート番号ＲＶ−８７８３お
よびＲＶ−８７８４のＨＡＺにはσ相は観察されなかっ
た。ヒート番号ＲＶ−８７８４の試験結果から、高窒素
含有し一トは、１０９３℃（ＺＯＯＯ°Ｆ）／ＷＱにて
焼鈍され良好なＣＣＣＴ値を示すことがわかる。しかし
該合金が焼鈍後に実質的にσ相が存在しないのでなけれ
ばこれとは逆の作用を受けることになろう。焼鈍後に水
焼入した試験片の結果は、冷却速度が耐腐食性に対し大
きな影響を及ぼすことを示唆している。溶接部における
ＣＣＣＴの減少は、かなりの程度の偏析、すなわち、鋳
造（溶接部）構造におけるＣｒ、 Ｍｏ、 Ｎｉのごと
き典型的な元素の粒内偏析に帰せられる。
（２２００°Ｆ）でのファン冷却による焼鈍の後で微細
で不連続なσ相の析出が認められたが、他の二つのヒー
ト番号のものはσ相は認められなかった。水焼入を伴う
熱処理を行った後の母材のヒートにはいずれもσ相は認
められなかった。ヒート番号ＲＶ−８７８２およびＲＶ
−８７８３の溶妾試験片の臨界間隙腐食温度もまたかな
り高くなったが、ヒート番号ＲＶ−８７８４については
これはほとんど一定であった。すべてのヒートには溶接
部にσ相が認められた。ヒート番号ＲＶ−８７８２には
、ＨＡＺにおけるσ相が、微細で不連続な析出物として
結晶粒界中に認められた。ヒート番号ＲＶ−８７８３お
よびＲＶ−８７８４のＨＡＺにはσ相は観察されなかっ
た。ヒート番号ＲＶ−８７８４の試験結果から、高窒素
含有し一トは、１０９３℃（ＺＯＯＯ°Ｆ）／ＷＱにて
焼鈍され良好なＣＣＣＴ値を示すことがわかる。しかし
該合金が焼鈍後に実質的にσ相が存在しないのでなけれ
ばこれとは逆の作用を受けることになろう。焼鈍後に水
焼入した試験片の結果は、冷却速度が耐腐食性に対し大
きな影響を及ぼすことを示唆している。溶接部における
ＣＣＣＴの減少は、かなりの程度の偏析、すなわち、鋳
造（溶接部）構造におけるＣｒ、 Ｍｏ、 Ｎｉのごと
き典型的な元素の粒内偏析に帰せられる。
第２図は板とストリップのヒートに対し、窒素のＣＣＣ
Ｔに及ぼす影響をグラフで示している。
Ｔに及ぼす影響をグラフで示している。
ＣＣＣＴ値は窒素含有量に直接比例しており窒素含有量
が高いほど良好な値を示す。第２図はまた、たいしてＣ
ＣＣＴ値が悪化することなしに、゛厚手物が形成できる
ことを示している。加えるに、焼鈍汲水焼入のごとき急
冷−を施してもＣＣＣＴ値を悪化させることなく、より
低い焼鈍温度を使用することができる。
が高いほど良好な値を示す。第２図はまた、たいしてＣ
ＣＣＴ値が悪化することなしに、゛厚手物が形成できる
ことを示している。加えるに、焼鈍汲水焼入のごとき急
冷−を施してもＣＣＣＴ値を悪化させることなく、より
低い焼鈍温度を使用することができる。
実施例４
実施例２の厚鋼板の溶接試験片について曲げ試験を行っ
た。曲げ試験片は巾約９．５ｍｍ （０，３７５ｉｎ、
）に形成し、溶接部を含むように鋸切断した。
た。曲げ試験片は巾約９．５ｍｍ （０，３７５ｉｎ、
）に形成し、溶接部を含むように鋸切断した。
直径１９．１ｗ （０，７５ｉｎ、 ）のピン（したが
ってピン半径対板厚比は１．０である）のまわりに、該
溶接部が曲げの頂点になるように配置して試験片を曲げ
て、１８０°側曲げ試験を行った。
ってピン半径対板厚比は１．０である）のまわりに、該
溶接部が曲げの頂点になるように配置して試験片を曲げ
て、１８０°側曲げ試験を行った。
すべての試験片は第５表に示すように、１１曲げの後に
おいても、クランクは発生しなかった。
おいても、クランクは発生しなかった。
これは母材、笹接金属および熱影響部がきわめて優れた
延性を有することを示している。
延性を有することを示している。
曲げ試験の結果は、高窒素含量であっても鋼材の加工性
を悪化させていないことを示している。
を悪化させていないことを示している。
実施例５
実施例２の鋼板の室温における機械的性質を第６表に示
した。一般的に、この結果は、窒素添加の結果として、
鋼板の強さと硬さが増加し、かつ、引張りによる伸び率
と面積の減少率より明らかなごとく、伸び、もしくは延
性が減少したり変化したりすることが実質的に無い鋼材
を示している、第３図は、縦方向の引張り強さおよび降
伏強さ、伸びならびに面積減少率に対する窒素の影響を
第６表の値の平均値として示す。
した。一般的に、この結果は、窒素添加の結果として、
鋼板の強さと硬さが増加し、かつ、引張りによる伸び率
と面積の減少率より明らかなごとく、伸び、もしくは延
性が減少したり変化したりすることが実質的に無い鋼材
を示している、第３図は、縦方向の引張り強さおよび降
伏強さ、伸びならびに面積減少率に対する窒素の影響を
第６表の値の平均値として示す。
一一認 因 ま 認
〔発明の効果〕
本発明の方法により、低い透磁率から判断して、広範囲
な成形全行っても、また大きな歪を受けた後でさえも、
特性が変らない著し゛く安定なオー蚤テナイト系ステン
レス鋼材が提供される。窒素の添加により、厚み１．６
５ｎｉ （０，０６５ｉｎ、 ）未満のストリップと同
程度の耐食性を有する板材が製造できる。窒素はまた、
合金の延性を悪くすることなしにその強度を増大すると
共に、塩化物によに孔食や間隙腐食に対する抵抗に寄与
する。
な成形全行っても、また大きな歪を受けた後でさえも、
特性が変らない著し゛く安定なオー蚤テナイト系ステン
レス鋼材が提供される。窒素の添加により、厚み１．６
５ｎｉ （０，０６５ｉｎ、 ）未満のストリップと同
程度の耐食性を有する板材が製造できる。窒素はまた、
合金の延性を悪くすることなしにその強度を増大すると
共に、塩化物によに孔食や間隙腐食に対する抵抗に寄与
する。
本発明の方法は、実質的に第２相の析出がない、銅板の
ごときオーステナイト系ステンレスの鋼の厚形の成形品
を許容するものであり、この最終成形品がひきつづき１
１４９℃（２１００°Ｆ）未満、さらには１０９３℃（
２０００°Ｆ）未満の温度で焼鈍される。
ごときオーステナイト系ステンレスの鋼の厚形の成形品
を許容するものであり、この最終成形品がひきつづき１
１４９℃（２１００°Ｆ）未満、さらには１０９３℃（
２０００°Ｆ）未満の温度で焼鈍される。
以上本発明のいくつかの具体化例を示して説明してきた
が、本発明の範囲を逸脱しない限りにおいて、種々の改
変が可能であることは、当業者にとって明らかなことで
ある。
が、本発明の範囲を逸脱しない限りにおいて、種々の改
変が可能であることは、当業者にとって明らかなことで
ある。
第１図はσ相溶群温度を窒素含量の関数として示すグラ
フである。 第２図は臨界間隙腐食温度と窒素含量の関係を示すグラ
フである。 第３図は室温における機械的性質を窒素含量の関数とし
て示すグラフである。 ７１客量 （重亜％）
フである。 第２図は臨界間隙腐食温度と窒素含量の関係を示すグラ
フである。 第３図は室温における機械的性質を窒素含量の関数とし
て示すグラフである。 ７１客量 （重亜％）
Claims (12)
- （１）２０〜４０重量％のニッケル、１４〜２１重量％
のクロム、６〜１２重量％のモリブデン、０．１５〜０
．３０重量％の窒素を含有しその残余が実質上すべて鉄
である鋼を融解し、鋳造し、熱間圧延しついで冷間圧延
して最終的に厚み１．６５ｍｍ（０．０６５ｉｎ．）を
越える鋼板とし、該最終的に得られた鋼板を１０３８℃
（１９００°Ｆ）を越え１１４９℃（２１００°Ｆ）未
満の温度で完全焼鈍して実質的に第２相の析出がない鋼
を得ることを特徴とする厚形のオーステナイト系ステン
レス鋼成形品の製造方法。 - （２）ステンレス鋼が０．１８〜０．２５％の範囲の窒
素を含有する特許請求の範囲第（１）項記載の方法。 - （３）ステンレス鋼が最大２％までのマンガンを含有す
る特許請求の範囲第（１）項記載の方法。 - （４）ステンレス鋼が、２０〜３０％のニッケル、１８
〜２１％のクロム、６〜８％のモリブデン及び０．１８
〜０．２５％の窒素を含有する特許請求の範囲第（１）
項記載の方法。 - （５）ステンレス鋼が、２０〜４０％のニッケル、１４
〜２１％のクロム、６〜１２％のモリブデン、０．１５
〜０．３０％の窒素、最大２％までのマンガンを含有し
、残余が実質的にすべて鉄である特許請求の範囲第（１
）項記載の方法。 - （６）最終的な鋼板の厚みが最大３８．１ｍｍ（１．５
ｉｎ．）である特許請求の範囲第（１）項記載の方法。 - （７）ステンレス鋼が１０９３℃（２０００°Ｆ）未満
の温度で焼鈍される特許請求の範囲第（１）項記載の方
法。 - （８）ステンレス鋼を溶接して実質的に第２相の析出が
ない溶接成形品を製造する工程をさらに含む特許請求の
範囲第（１）項記載の方法。 - （９）溶接に際しニッケル−ベースの溶加材を用いる特
許請求の範囲第（８）項記載の方法。 - （１０）第２相の溶解温度が１０９３℃（２０００°Ｆ
）未満に低下せしめられており、かつ臨界間隙腐食温度
が約２９．４℃（８５°Ｆ）もしくはそれ以上である特
許請求の範囲第（１）項記載の方法によって製造される
成形品。 - （１１）特許請求の範囲第（８）項記載の方法によって
製造される実質的に第２相の析出がない溶接成形品。 - （１２）２０〜４０重量％のニッケル、１４〜２１重量
％のクロム、６〜１２重量％のモリブデン、０．１５〜
０．３０重量％の窒素、最大２％までのマンガンを含有
し、その残余が実質的にすべて鉄である鋼を融解し、鋳
造し、熱間圧延しついで冷間圧延して最終的に厚み１．
６５ｍｍ（０．０６５ｉｎ．）を越える鋼板とし、該最
終的に得られた鋼板を約１０３８℃（１９００°Ｆ）と
１０９３℃ （２０００°Ｆ）の間で焼鈍して実質的に第２相の析出
がない鋼を得ることを特徴とするオーステナイト系ステ
ンレス鋼成形品の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US625928 | 1984-06-29 | ||
| US06/625,928 US4545826A (en) | 1984-06-29 | 1984-06-29 | Method for producing a weldable austenitic stainless steel in heavy sections |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6119738A true JPS6119738A (ja) | 1986-01-28 |
| JPH0571647B2 JPH0571647B2 (ja) | 1993-10-07 |
Family
ID=24508216
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60142410A Granted JPS6119738A (ja) | 1984-06-29 | 1985-06-28 | 溶接性オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4545826A (ja) |
| EP (1) | EP0171132B1 (ja) |
| JP (1) | JPS6119738A (ja) |
| KR (1) | KR910006009B1 (ja) |
| CA (1) | CA1227109A (ja) |
| DE (1) | DE3574739D1 (ja) |
| ES (1) | ES543056A0 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1995018240A1 (fr) * | 1993-12-30 | 1995-07-06 | Tadahiro Ohmi | Acier austenitique inoxydable, systeme de tuyauterie et pieces en contact avec les fluides |
| JP2004514052A (ja) * | 2000-08-07 | 2004-05-13 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を改善する表面処理 |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| SE465373B (sv) * | 1990-01-15 | 1991-09-02 | Avesta Ab | Austenitiskt rostfritt staal |
| US5830291C1 (en) * | 1996-04-19 | 2001-05-22 | J & L Specialty Steel Inc | Method for producing bright stainless steel |
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| KR100392914B1 (ko) * | 2001-03-19 | 2003-07-28 | 라파즈 한라 시멘트 주식회사 | 생물학적 이산화탄소 고정화를 위한 내부조사형광생물반응기 |
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