JPS6153422B2 - - Google Patents
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- JPS6153422B2 JPS6153422B2 JP57080862A JP8086282A JPS6153422B2 JP S6153422 B2 JPS6153422 B2 JP S6153422B2 JP 57080862 A JP57080862 A JP 57080862A JP 8086282 A JP8086282 A JP 8086282A JP S6153422 B2 JPS6153422 B2 JP S6153422B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は耐海水腐食性にすぐれたフエライト系
ステンレス鋼に関するものである。 近年の海水利用の活発化に伴ない、安価で耐海
水性に優れた材料の開発への要請が高まつてい
る。特に、海水使用の熱交チユーブは従来Cu合
金あるいはTiが主に用いられているが、Cu合金
は汚染海水による腐食およびエロージヨンの問題
が、Tiは価格の問題がそれぞれあり、より適切
な材料の開発が待たれている。 一方、このような要請を背景に耐海水性ステン
レス鋼の開発が進められているが、現状では満足
すべき材料特性、経済性を具備するものはないと
いえる。海水環境でステンレス鋼を使用した場
合、問題となる腐食形態は全面腐食よりは孔食、
隙間腐食といつた局部腐食であり、この対策が難
しかつたからである。 ステンレス鋼の孔食および隙間腐食についての
基礎的研究はここ10年間程度精力的に行なわれ、
かなりの知見が得られた。その結果、海水環境で
は孔食が発生しない環境側条件（PH、Cl-濃度）
でも隙間腐食は発生し耐海水ステンレス鋼として
は耐隙間腐食性の改善が重要であることが判明し
た。この材料側対策してはCrおよびMo、特にMo
添加量を増すことが有効であることが知られてい
る。そしてCr、Mo添加量を増したオーステナイ
ト系、２相系およびフエライト系の種々のステン
レス鋼が、耐海水用ステンレス鋼として提案され
ている。然し、オーステナイト系ではCrおよび
Mo量を増すと、オーステナイト単相を維持する
ための相バランス上、高価なNi添加量を増やさ
なければならないという欠点がある。また、２相
系では熱間加工性あるいは溶接性に劣るという２
相系固有の問題がある。さらに、フエライト系に
おいてもCrおよびMo量を増すと脆化し易くなり
加工性、溶接性が低下するという問題がある。こ
のように、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を改善し
て海水環境で使用できるようにするためにはCr
およびMo添加量を増すことが有効であるとの知
見を基礎的研究から得たものの、その工業的規模
での実用化のためには付随した種々の問題が残さ
れているのが現状である。 ところで、ステンレス鋼の耐隙間腐食性と各種
合金元素の関係を現在までに得られている基礎的
研究結果を基に考察すると、高Cr含Moフエライ
ト系ステンレス鋼が経済的、材料特性的に最も合
理的な系であると推定される。即ち、上述したよ
うにステンレス鋼の耐隙間腐食性に対する有効元
素はCrおよびMoであり、該ステンレス鋼に含有
される高価な主合金元素はこの２元素であるから
である。然し該ステンレス鋼の実用化が遅れてい
たのは、フエライト組織の鋼に固有な延性−脆性
遷移温度が存在し、この温度を低下させるための
ＣおよびＮ等の侵入型不純物元素の低下が困難で
あつたこと、および高Cr含Mo鋼ではσ相あるい
はχ相が析出し易く脆化し易いことによると考え
られる。オーステナイト系あるいは２相系ステン
レス鋼において高価なNiを多量に添加するのは
耐食性改善の目的もあろうが、主目的はフエライ
ト系における脆化現象を回避するためにオーステ
ナイト組織を出現させることであろう。換言すれ
ば、フエライト系の脆化がフエライト組織のまま
で回避できれば、高価なNiの多量添加は必要な
いといえる。 本発明者はかかる観点より精力的な研究を行な
い、本発明に到つたものである。即ち、優れた耐
隙間腐食性、靭性、加工性を兼ね備えたフエライ
ト系ステンレス鋼を開発すべく研究を行なつた結
果、Cr量をMo量との関係で特定範囲に規制する
ことが重要であるとの知見を得、重量％でMo：
3.0〜4.2％、Cr：24％以上でかつCr≦（36−
2Mo）、Ｃ：0.005％以下、Ｎ：0.015％以下、
Ｏ：0.010％以下、Si：0.30％以下、Mn：0.4％以
下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Al：
0.03〜1.0％、Nb：0.05％〜0.25％、残余が実質
的にFeよりなるフエライト系ステンレス鋼が、
この目的を満たすことを見出だしたのである。 次に本発明鋼の種々の成分範囲の限定理由につ
いて説明する。 Mo：耐隙間腐食性、耐孔食性といつた耐局部腐
食性の改善に有効な元素であり、その顕著な効
果を期待するためには３％以上の含有が必要で
ある。然し、その含有量が増すに従い、σ相、
χ相等の金属間化合物が析出し易くなり、加工
性、靭性を劣化させるので、上限を4.2％とし
た。 Cr：ステンレス鋼の耐食性の担い手である不働
態皮膜の主形成元素であり、24％以上の含有が
必要である。一方、その含有量が増すに従い、
Mo含有量とも関係してσ相、χ相の析出によ
り耐食性、加工性、靭性が劣化する。このた
め、Mo含有量との関係においてCr≦（36−
2Mo）％と限定した。 Ｃ：フエライト系ステンレス鋼ではＣの固溶量は
極めて小さく、また原子半径が小さいため拡散
速度が大きい。このため、通常の熱処理条件と
して用いられている高温での焼鈍後の水冷処理
のような冷却速度の大きい場合でも、冷却途中
にCrやMoの炭化物が粒界に析出する。この粒
界炭化物が析出すると加工性、靭性が低下し、
さらに粒界析出物の近傍で耐食性に有効な
Cr、Moの欠乏層が形成されると耐食性も低下
する。従つて、Ｃ含有量は少ない程望ましい
が、工業的規模での低限の困難性を考慮し、
0.005％以下と限定した。 Ｎ：ＮもＣと同じ理由で含有量が少ない程望まし
い。然し、工業的規模での低減の困難性を考慮
し、0.015％以下と限定した。 Ｏ：鋼中ではそのほとんどが非金属介在物として
存在し、切欠き作用によつて靭性に有害であ
る。このため、0.010％以下と限定した。 Si：固溶硬化によつて靭性を低下させると共に、
加工性、靭性に有害なσ相の析出を促進するの
で、0.30％以下と限定した。 Mn：加工性、靭性に有害であるので、0.4％以下
と限定した。 Ｐ：加工性、靭性に有害であるので0.025％以下
と限定した。 Ｓ：Ｏと同様に鋼中で非金属介在物を形成し、靭
性に有害であるので、0.025％以下と限定し
た。 Al：Alは溶解精錬時に脱酸剤として作用し、Ｏ
含有量を上述のように0.010％以下とするため
には少なくとも0.03％含有させることが必要で
ある。然し、１％より多く含有すると加工性、
靭性に有害な475℃脆性を促進する。このた
め、0.03〜1.0％と限定した。 Nb：耐食性、加工性、靭性に有害なＣ、ＮをNb
の炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として固定
し、これらの特性を改善する効果があり、この
ためには0.05％以上の含有が必要である。然
し、0.25％より多く含有すると金属間化合物の
析出により靭性が低下する。このため、0.05〜
0.25％と限定した。この範囲にNb添加量を限
定すると、炭・窒化物が析出し易い600〜950℃
の温度範囲を徐冷、あるいはこの温度範囲に保
持した場合に、顕著な靭性改善効果が現われ
る。 以下、実施例によつて本発明の内容を説明す
る。 実施例 表１に組成を示す材料をVIFにて溶製し、約２
Kgの30□インゴツトを得た。これを熱間鍛造、冷
間圧延により加工し、最終的に3t×40〜50wmmの
鋼帯を得た。次に、900℃×10min、WQおよび
900℃×120min、WQの熱処理を施し、腐食試験
に供した。 腐食試験の供試材は20w×30L×3tmmの寸法で
＃320エメリー研磨仕上げしてアセトンで脱脂洗
浄し、内径10mm、巾４mm、厚さ１mmのシリコンゴ
ム製バンド２本づつを第１図のように装着して供
試した。このようにすると、試験片とゴムバンド
の隙間で腐食が発生し易く耐隙間腐食性の評価が
可能である。試験液は10％FeCl3・6H2O水溶液
を用い、35℃にて45時間試験した。そして試験前
後の重量変化より腐食度を求めた。 腐食試験の結果を表２および第２図に示した。
図中のプロツトの表示は次のとおりである。
ステンレス鋼に関するものである。 近年の海水利用の活発化に伴ない、安価で耐海
水性に優れた材料の開発への要請が高まつてい
る。特に、海水使用の熱交チユーブは従来Cu合
金あるいはTiが主に用いられているが、Cu合金
は汚染海水による腐食およびエロージヨンの問題
が、Tiは価格の問題がそれぞれあり、より適切
な材料の開発が待たれている。 一方、このような要請を背景に耐海水性ステン
レス鋼の開発が進められているが、現状では満足
すべき材料特性、経済性を具備するものはないと
いえる。海水環境でステンレス鋼を使用した場
合、問題となる腐食形態は全面腐食よりは孔食、
隙間腐食といつた局部腐食であり、この対策が難
しかつたからである。 ステンレス鋼の孔食および隙間腐食についての
基礎的研究はここ10年間程度精力的に行なわれ、
かなりの知見が得られた。その結果、海水環境で
は孔食が発生しない環境側条件（PH、Cl-濃度）
でも隙間腐食は発生し耐海水ステンレス鋼として
は耐隙間腐食性の改善が重要であることが判明し
た。この材料側対策してはCrおよびMo、特にMo
添加量を増すことが有効であることが知られてい
る。そしてCr、Mo添加量を増したオーステナイ
ト系、２相系およびフエライト系の種々のステン
レス鋼が、耐海水用ステンレス鋼として提案され
ている。然し、オーステナイト系ではCrおよび
Mo量を増すと、オーステナイト単相を維持する
ための相バランス上、高価なNi添加量を増やさ
なければならないという欠点がある。また、２相
系では熱間加工性あるいは溶接性に劣るという２
相系固有の問題がある。さらに、フエライト系に
おいてもCrおよびMo量を増すと脆化し易くなり
加工性、溶接性が低下するという問題がある。こ
のように、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を改善し
て海水環境で使用できるようにするためにはCr
およびMo添加量を増すことが有効であるとの知
見を基礎的研究から得たものの、その工業的規模
での実用化のためには付随した種々の問題が残さ
れているのが現状である。 ところで、ステンレス鋼の耐隙間腐食性と各種
合金元素の関係を現在までに得られている基礎的
研究結果を基に考察すると、高Cr含Moフエライ
ト系ステンレス鋼が経済的、材料特性的に最も合
理的な系であると推定される。即ち、上述したよ
うにステンレス鋼の耐隙間腐食性に対する有効元
素はCrおよびMoであり、該ステンレス鋼に含有
される高価な主合金元素はこの２元素であるから
である。然し該ステンレス鋼の実用化が遅れてい
たのは、フエライト組織の鋼に固有な延性−脆性
遷移温度が存在し、この温度を低下させるための
ＣおよびＮ等の侵入型不純物元素の低下が困難で
あつたこと、および高Cr含Mo鋼ではσ相あるい
はχ相が析出し易く脆化し易いことによると考え
られる。オーステナイト系あるいは２相系ステン
レス鋼において高価なNiを多量に添加するのは
耐食性改善の目的もあろうが、主目的はフエライ
ト系における脆化現象を回避するためにオーステ
ナイト組織を出現させることであろう。換言すれ
ば、フエライト系の脆化がフエライト組織のまま
で回避できれば、高価なNiの多量添加は必要な
いといえる。 本発明者はかかる観点より精力的な研究を行な
い、本発明に到つたものである。即ち、優れた耐
隙間腐食性、靭性、加工性を兼ね備えたフエライ
ト系ステンレス鋼を開発すべく研究を行なつた結
果、Cr量をMo量との関係で特定範囲に規制する
ことが重要であるとの知見を得、重量％でMo：
3.0〜4.2％、Cr：24％以上でかつCr≦（36−
2Mo）、Ｃ：0.005％以下、Ｎ：0.015％以下、
Ｏ：0.010％以下、Si：0.30％以下、Mn：0.4％以
下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Al：
0.03〜1.0％、Nb：0.05％〜0.25％、残余が実質
的にFeよりなるフエライト系ステンレス鋼が、
この目的を満たすことを見出だしたのである。 次に本発明鋼の種々の成分範囲の限定理由につ
いて説明する。 Mo：耐隙間腐食性、耐孔食性といつた耐局部腐
食性の改善に有効な元素であり、その顕著な効
果を期待するためには３％以上の含有が必要で
ある。然し、その含有量が増すに従い、σ相、
χ相等の金属間化合物が析出し易くなり、加工
性、靭性を劣化させるので、上限を4.2％とし
た。 Cr：ステンレス鋼の耐食性の担い手である不働
態皮膜の主形成元素であり、24％以上の含有が
必要である。一方、その含有量が増すに従い、
Mo含有量とも関係してσ相、χ相の析出によ
り耐食性、加工性、靭性が劣化する。このた
め、Mo含有量との関係においてCr≦（36−
2Mo）％と限定した。 Ｃ：フエライト系ステンレス鋼ではＣの固溶量は
極めて小さく、また原子半径が小さいため拡散
速度が大きい。このため、通常の熱処理条件と
して用いられている高温での焼鈍後の水冷処理
のような冷却速度の大きい場合でも、冷却途中
にCrやMoの炭化物が粒界に析出する。この粒
界炭化物が析出すると加工性、靭性が低下し、
さらに粒界析出物の近傍で耐食性に有効な
Cr、Moの欠乏層が形成されると耐食性も低下
する。従つて、Ｃ含有量は少ない程望ましい
が、工業的規模での低限の困難性を考慮し、
0.005％以下と限定した。 Ｎ：ＮもＣと同じ理由で含有量が少ない程望まし
い。然し、工業的規模での低減の困難性を考慮
し、0.015％以下と限定した。 Ｏ：鋼中ではそのほとんどが非金属介在物として
存在し、切欠き作用によつて靭性に有害であ
る。このため、0.010％以下と限定した。 Si：固溶硬化によつて靭性を低下させると共に、
加工性、靭性に有害なσ相の析出を促進するの
で、0.30％以下と限定した。 Mn：加工性、靭性に有害であるので、0.4％以下
と限定した。 Ｐ：加工性、靭性に有害であるので0.025％以下
と限定した。 Ｓ：Ｏと同様に鋼中で非金属介在物を形成し、靭
性に有害であるので、0.025％以下と限定し
た。 Al：Alは溶解精錬時に脱酸剤として作用し、Ｏ
含有量を上述のように0.010％以下とするため
には少なくとも0.03％含有させることが必要で
ある。然し、１％より多く含有すると加工性、
靭性に有害な475℃脆性を促進する。このた
め、0.03〜1.0％と限定した。 Nb：耐食性、加工性、靭性に有害なＣ、ＮをNb
の炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として固定
し、これらの特性を改善する効果があり、この
ためには0.05％以上の含有が必要である。然
し、0.25％より多く含有すると金属間化合物の
析出により靭性が低下する。このため、0.05〜
0.25％と限定した。この範囲にNb添加量を限
定すると、炭・窒化物が析出し易い600〜950℃
の温度範囲を徐冷、あるいはこの温度範囲に保
持した場合に、顕著な靭性改善効果が現われ
る。 以下、実施例によつて本発明の内容を説明す
る。 実施例 表１に組成を示す材料をVIFにて溶製し、約２
Kgの30□インゴツトを得た。これを熱間鍛造、冷
間圧延により加工し、最終的に3t×40〜50wmmの
鋼帯を得た。次に、900℃×10min、WQおよび
900℃×120min、WQの熱処理を施し、腐食試験
に供した。 腐食試験の供試材は20w×30L×3tmmの寸法で
＃320エメリー研磨仕上げしてアセトンで脱脂洗
浄し、内径10mm、巾４mm、厚さ１mmのシリコンゴ
ム製バンド２本づつを第１図のように装着して供
試した。このようにすると、試験片とゴムバンド
の隙間で腐食が発生し易く耐隙間腐食性の評価が
可能である。試験液は10％FeCl3・6H2O水溶液
を用い、35℃にて45時間試験した。そして試験前
後の重量変化より腐食度を求めた。 腐食試験の結果を表２および第２図に示した。
図中のプロツトの表示は次のとおりである。
【表】
【表】
【表】
これらの結果より、腐食度0.1ｇ/m2・hr未満の
良好な耐食性を得るためには３％以上のMoおよ
び24％以上のCrを含有し、かつCr≦（36−2Mo）
となることが必要であることが判る。Cr＞（36−
2Mo）％になると900℃×10min、WQの熱処理状
態での腐食度は0.1ｇ/m2・hr未満であるが、900℃
×120min・WQの熱処理状態では腐食度が0.1ｇ/
m2・ｈｒ以上となり、耐食性が低下する。また、Nb
含有量が本発明範囲より少ない本発明の範囲外の
試料No.13は、逆に900℃×10min・WQの熱処理
状態での耐食性が劣るが900×120min・WQの熱
処理状態では0.1ｇ/m2・hr未満の腐食度である。
良好な耐食性を得るためには３％以上のMoおよ
び24％以上のCrを含有し、かつCr≦（36−2Mo）
となることが必要であることが判る。Cr＞（36−
2Mo）％になると900℃×10min、WQの熱処理状
態での腐食度は0.1ｇ/m2・hr未満であるが、900℃
×120min・WQの熱処理状態では腐食度が0.1ｇ/
m2・ｈｒ以上となり、耐食性が低下する。また、Nb
含有量が本発明範囲より少ない本発明の範囲外の
試料No.13は、逆に900℃×10min・WQの熱処理
状態での耐食性が劣るが900×120min・WQの熱
処理状態では0.1ｇ/m2・hr未満の腐食度である。
【表】
【表】
次に腐食試験で用いた試料のうち、Moが３％
以上でかつCrが24％以上の試料についてシヤル
ピー衝撃試験を行ない、延性−脆性遷移温度
（DBTT）を求めた。熱処理条件は腐食試験の場
合と同じにした。試験片はJIS−Ｚ−22024号試験
片に準じた厚さ３mmのものを用いた。 結果を表３および第３図に示した。第３図にお
いて900℃×120min・WQの熱処理状態での
DBTTが100℃未満の場合は白丸、100℃以上の場
合は黒丸で示した。900℃×10min・WQの熱処理
状態では、Nb含有量が本発明範囲より少ない本
発明の範囲外のNo.13を除いて、いずれもDBTT
が０℃以下である。ところが、900℃×120min・
WQの熱処理状態ではCr、Mo量によつてDBTT
が大きく変化している。即ち、Moを4.2％を超え
て含有していたり、Crを（36−2Mo）％を超え
て含有していると、900℃×120min・WQの熱処
理状態でのDBTTが100℃以上になつている。Mo
が4.2％以下でかつCrが（36−2Mo）％以下であ
れば900℃×120min・WQでのDBTTが100℃より
低い。900℃×120min・WQの熱処理をした試片
のDBTTが100℃以下であれば、実使用の際の溶
接作業において支障は起こらないので、熱間加工
性、溶接性を判断する基準とすることができる。
以上でかつCrが24％以上の試料についてシヤル
ピー衝撃試験を行ない、延性−脆性遷移温度
（DBTT）を求めた。熱処理条件は腐食試験の場
合と同じにした。試験片はJIS−Ｚ−22024号試験
片に準じた厚さ３mmのものを用いた。 結果を表３および第３図に示した。第３図にお
いて900℃×120min・WQの熱処理状態での
DBTTが100℃未満の場合は白丸、100℃以上の場
合は黒丸で示した。900℃×10min・WQの熱処理
状態では、Nb含有量が本発明範囲より少ない本
発明の範囲外のNo.13を除いて、いずれもDBTT
が０℃以下である。ところが、900℃×120min・
WQの熱処理状態ではCr、Mo量によつてDBTT
が大きく変化している。即ち、Moを4.2％を超え
て含有していたり、Crを（36−2Mo）％を超え
て含有していると、900℃×120min・WQの熱処
理状態でのDBTTが100℃以上になつている。Mo
が4.2％以下でかつCrが（36−2Mo）％以下であ
れば900℃×120min・WQでのDBTTが100℃より
低い。900℃×120min・WQの熱処理をした試片
のDBTTが100℃以下であれば、実使用の際の溶
接作業において支障は起こらないので、熱間加工
性、溶接性を判断する基準とすることができる。
【表】
このように本発明鋼は熱間加工、熱処理あるい
は溶接等の時、900℃付近に長時間保持されたり
あるいはこの温度付近を徐冷されたりしても、室
温での靭性低下が少なく加工性が良好であり、か
つ耐隙間腐食性が良好であるといえる。
は溶接等の時、900℃付近に長時間保持されたり
あるいはこの温度付近を徐冷されたりしても、室
温での靭性低下が少なく加工性が良好であり、か
つ耐隙間腐食性が良好であるといえる。
第１図は腐食試験片を示す図である。
１……試験片、２……試験片保持用穴、３……
ゴムバンド。 第２図は腐食試験結果を示す図、第３図は衝撃
試験結果を示す図である。
ゴムバンド。 第２図は腐食試験結果を示す図、第３図は衝撃
試験結果を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で Mo：3.0〜4.2％ Cr：24％以上でかつ Cr≦（36−2Mo）％ Ｃ：0.005％以下 Ｎ：0.015 〃 Ｏ：0.010 〃 Si：0.30 〃 Mn：0.4 〃 Ｐ：0.025 〃 Ｓ：0.025 〃 Al：0.03〜1.0％ Nb：0.05〜0.25％ 残余が実質的にFeよりなる耐海水性フエライ
ト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8086282A JPS58199848A (ja) | 1982-05-15 | 1982-05-15 | フエライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8086282A JPS58199848A (ja) | 1982-05-15 | 1982-05-15 | フエライト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58199848A JPS58199848A (ja) | 1983-11-21 |
| JPS6153422B2 true JPS6153422B2 (ja) | 1986-11-18 |
Family
ID=13730144
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8086282A Granted JPS58199848A (ja) | 1982-05-15 | 1982-05-15 | フエライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58199848A (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4850917A (ja) * | 1971-10-26 | 1973-07-18 | ||
| JPS51139516A (en) * | 1970-06-15 | 1976-12-01 | Du Pont | Ferritic feecrrmo alloy |
| JPS55158254A (en) * | 1979-05-26 | 1980-12-09 | Nisshin Steel Co Ltd | Nb stabilized ferritic stainless steel with superior local corrosion resistance |
-
1982
- 1982-05-15 JP JP8086282A patent/JPS58199848A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51139516A (en) * | 1970-06-15 | 1976-12-01 | Du Pont | Ferritic feecrrmo alloy |
| JPS4850917A (ja) * | 1971-10-26 | 1973-07-18 | ||
| JPS55158254A (en) * | 1979-05-26 | 1980-12-09 | Nisshin Steel Co Ltd | Nb stabilized ferritic stainless steel with superior local corrosion resistance |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58199848A (ja) | 1983-11-21 |
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