JPS6353244A - 強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPS6353244A JPS6353244A JP19847386A JP19847386A JPS6353244A JP S6353244 A JPS6353244 A JP S6353244A JP 19847386 A JP19847386 A JP 19847386A JP 19847386 A JP19847386 A JP 19847386A JP S6353244 A JPS6353244 A JP S6353244A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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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］
本発明は化学、海水、原子力等各種プラントに用いられ
る強度、耐食性に優れ、かつ異方性の少ないオーステナ
イト系ステンレス鋼に関するものである。
る強度、耐食性に優れ、かつ異方性の少ないオーステナ
イト系ステンレス鋼に関するものである。
［従来の技術］
オーステナイト系ステンレス鋼は耐食性、耐熱性、加工
性、機械的性質が優れているため広く使用されており、
代表的な鋼として５ＵＳ３０４．５ｔＪＳ３１６．５Ｕ
Ｓ３０４Ｌ、５ＵＳ３１すＬ等がある。
性、機械的性質が優れているため広く使用されており、
代表的な鋼として５ＵＳ３０４．５ｔＪＳ３１６．５Ｕ
Ｓ３０４Ｌ、５ＵＳ３１すＬ等がある。
最近、ａｌｔ械、構造物の大型化が進み構造用ステンレ
ス鋼の強度向上が強く進められ、前記ステンレス鋼にＮ
、Ｎｂ等を添加し強度を向上さぜたＳＵ Ｓ ３０４
Ｎ ＋、Ｓ Ｕ Ｓ ３０４ Ｎ ２．５ＵＳ３０４Ｌ
Ｎ、５ＵＳ３Ｌ６Ｎ、５ＵＳ３１６ＬＮなどが知られて
いる。
ス鋼の強度向上が強く進められ、前記ステンレス鋼にＮ
、Ｎｂ等を添加し強度を向上さぜたＳＵ Ｓ ３０４
Ｎ ＋、Ｓ Ｕ Ｓ ３０４ Ｎ ２．５ＵＳ３０４Ｌ
Ｎ、５ＵＳ３Ｌ６Ｎ、５ＵＳ３１６ＬＮなどが知られて
いる。
これらの銅の固溶化熱処理後の強度はＳ Ｕ Ｓ ３０
４ＬＮ、５ＵＳ３１６ＬＮの耐力が２５ ｋｇ／ｍ講２
以上２以上、Ｓ ＬＩ Ｓ ３０４ Ｎ Ｉ、５ＵＳ３
１６Ｎの耐力が２８ ｋｇ／ ｍ＋ｉ２以上と不十分で
あった。またＳ ＬＩ Ｓ ３０４ Ｎ ２は３５ ｋ
ｇ／ ｍｓ２以上と比較的高い強度を有しているが、必
ずしも十分な強度を有しているとは言えなかった。
４ＬＮ、５ＵＳ３１６ＬＮの耐力が２５ ｋｇ／ｍ講２
以上２以上、Ｓ ＬＩ Ｓ ３０４ Ｎ Ｉ、５ＵＳ３
１６Ｎの耐力が２８ ｋｇ／ ｍ＋ｉ２以上と不十分で
あった。またＳ ＬＩ Ｓ ３０４ Ｎ ２は３５ ｋ
ｇ／ ｍｓ２以上と比較的高い強度を有しているが、必
ずしも十分な強度を有しているとは言えなかった。
近年これらの鋼の強度をさらに改善するため種々の方法
が検討されており、例えば冷間加工による加工強化、制
御圧延により強度を向上する方法が提案されている。
が検討されており、例えば冷間加工による加工強化、制
御圧延により強度を向上する方法が提案されている。
しかしながら、冷ｆｆｆｌ加工においては必要な強度を
得るのは２０％以上もの圧下が必要であるため、薄板、
線材にしか適用できないという欠点があった。
得るのは２０％以上もの圧下が必要であるため、薄板、
線材にしか適用できないという欠点があった。
また、制御圧延においては５ＵＳ３１６ＬＮ、３１６Ｎ
、 ３１６Ｌ、 ３１６．３０４ＬＮ、 ３０４Ｎ、３
０４．３０４Ｌでは十分な強度が得られずＳ Ｕ Ｓ
３０４ Ｎ ２では熱間加工時、割れが発生するという
問題および十分な耐食性が得られないという欠点が有り
、実用化には至っていなかった。
、 ３１６Ｌ、 ３１６．３０４ＬＮ、 ３０４Ｎ、３
０４．３０４Ｌでは十分な強度が得られずＳ Ｕ Ｓ
３０４ Ｎ ２では熱間加工時、割れが発生するという
問題および十分な耐食性が得られないという欠点が有り
、実用化には至っていなかった。
また、これらの情は強度の他５ＵＳ３０４Ｎ、Ｓ ｔＪ
Ｓ ３０４ Ｎ ２．５ＵＳ３１６Ｎは耐粒界腐食性
、耐応力腐食割れ感受性に劣るという欠点を有し、さら
に溶接後耐食性が大幅に低下するという問題をも有して
いた。
Ｓ ３０４ Ｎ ２．５ＵＳ３１６Ｎは耐粒界腐食性
、耐応力腐食割れ感受性に劣るという欠点を有し、さら
に溶接後耐食性が大幅に低下するという問題をも有して
いた。
このような従来鋼の欠点を克服するために提案された発
明に特開昭６０−２０８４５９号公報の発明があり、こ
の発明ではオーステナイト系ステンレス鋼に適量のＮ、
Ｎｂを添加し、がっ不純物Ｂの抑制と、Ｃ含有量の低減
により十分な強度と耐食性を向上したものである。さら
にこの発明ではこれらの鋼を制御圧延または制御圧延後
、低温固溶化熱処理等の加工熱処理を施すことによって
さらに強度を向上させることに成功している。
明に特開昭６０−２０８４５９号公報の発明があり、こ
の発明ではオーステナイト系ステンレス鋼に適量のＮ、
Ｎｂを添加し、がっ不純物Ｂの抑制と、Ｃ含有量の低減
により十分な強度と耐食性を向上したものである。さら
にこの発明ではこれらの鋼を制御圧延または制御圧延後
、低温固溶化熱処理等の加工熱処理を施すことによって
さらに強度を向上させることに成功している。
［発明が解決しようとする問題点］
しかしながら、前記の発明においてはオーステナイト系
ステンレス鋼に適量のＮ、Ｎｂを添加し、かつ不純物Ｂ
の抑制と、Ｃ含有量の低減により十分な強度と耐食性を
向上したものの、制御圧延材の欠点である異方性が大き
く、その改善が求められていた０本発明は、従来のオー
ステナイト系ステンレス鋼の前記のごとき問題点に鑑み
てなされたもので、強度、耐食性に優れると共に異方性
が小さいオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造
方法を提供することを目的とする。
ステンレス鋼に適量のＮ、Ｎｂを添加し、かつ不純物Ｂ
の抑制と、Ｃ含有量の低減により十分な強度と耐食性を
向上したものの、制御圧延材の欠点である異方性が大き
く、その改善が求められていた０本発明は、従来のオー
ステナイト系ステンレス鋼の前記のごとき問題点に鑑み
てなされたもので、強度、耐食性に優れると共に異方性
が小さいオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造
方法を提供することを目的とする。
［問題点を解決するための手段］
本発明の強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステ
ンレス濁は、必須成分として重量比にしてＣ；０ 、ｏ
３％以下、Ｓ ｉ；２．０％以下、Ｍｎ；５゜０％以
下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ；１６〜２１％、Ｎ；０．
１〜０．３％、Ｎｂ；０．０２〜０．２５％を含有し、
残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつその組織が
再結晶加工二重構造組織からなるもので、さらに耐食性
を改善するために必要に応じてＭｏ：４．０％以下、Ｃ
ｕ；４．０％以下、Ｓｈｏ。
ンレス濁は、必須成分として重量比にしてＣ；０ 、ｏ
３％以下、Ｓ ｉ；２．０％以下、Ｍｎ；５゜０％以
下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ；１６〜２１％、Ｎ；０．
１〜０．３％、Ｎｂ；０．０２〜０．２５％を含有し、
残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつその組織が
再結晶加工二重構造組織からなるもので、さらに耐食性
を改善するために必要に応じてＭｏ：４．０％以下、Ｃ
ｕ；４．０％以下、Ｓｈｏ。
００２％以下のうちＩＭないし２種以上を含有し、さら
に切削性を改善させるために必要に応じてＳｅｇｏ 、
０８０％以下、’Ｔ’ｅ；０．０８０％以下、Ｓ；ｏ、
ｏｓｏ％以下、ｐ；ｏ、１ｏｏ％以下のうち１毬ないし
２種以上を含存し、さらに熱間加工性を烈火させること
なく切削性を改善する。Ｃめに必要に応じてＢ ｉ；０
．３００％以下と、Ｐｂ、０．３００％以下、Ｂ；０．
０１００９と以下を１種ないし２種以上を含有し、さら
に強度を向上させるために必要に応じてＶ、Ｔｉ、Ｗ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％以下を１
種以上含有し、さらに熱間加工性を改善するため必要に
応じてＢ：０．００２０〜０．０１００％、Ｃａ；０．
００２０％〜０．０１００％、Ｍｇ；０．００２０〜０
．０１．００％、希土顕元素０．００２０〜０．０１０
０％のうち１種ないし２種以上を含有することを要旨と
する。
に切削性を改善させるために必要に応じてＳｅｇｏ 、
０８０％以下、’Ｔ’ｅ；０．０８０％以下、Ｓ；ｏ、
ｏｓｏ％以下、ｐ；ｏ、１ｏｏ％以下のうち１毬ないし
２種以上を含存し、さらに熱間加工性を烈火させること
なく切削性を改善する。Ｃめに必要に応じてＢ ｉ；０
．３００％以下と、Ｐｂ、０．３００％以下、Ｂ；０．
０１００９と以下を１種ないし２種以上を含有し、さら
に強度を向上させるために必要に応じてＶ、Ｔｉ、Ｗ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％以下を１
種以上含有し、さらに熱間加工性を改善するため必要に
応じてＢ：０．００２０〜０．０１００％、Ｃａ；０．
００２０％〜０．０１００％、Ｍｇ；０．００２０〜０
．０１．００％、希土顕元素０．００２０〜０．０１０
０％のうち１種ないし２種以上を含有することを要旨と
する。
また、本発明の強度、耐食性に混れ、かつ異方性が小さ
いステンレス渭の製造方法は、重量比にしてＣ：０．０
３％以下、Ｓｉ；２．０９ｇ以下、Ｍｎ；５．０％以下
、Ｎｉ；６＋〜１３％、Ｃｒ：１６〜２１％、Ｎ、０．
１〜０．３％、Ｎｂ、０．０２〜０．２５％を含有し、
あるいはこれにＭｏ；４．０％以下。
いステンレス渭の製造方法は、重量比にしてＣ：０．０
３％以下、Ｓｉ；２．０９ｇ以下、Ｍｎ；５．０％以下
、Ｎｉ；６＋〜１３％、Ｃｒ：１６〜２１％、Ｎ、０．
１〜０．３％、Ｎｂ、０．０２〜０．２５％を含有し、
あるいはこれにＭｏ；４．０％以下。
ＣｕＨ４，０％以下、Ｓ、０．００２％以下のうち１種
ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなる鋼を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧延
温度１０００〜１２００℃で加工呈５０％以上の圧延を
施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延温
度８００〜１０００℃で加工［３０％以上の圧延を行い
、圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却することによ
り、その組織が再結晶加工２！！構造組織とすることを
要旨とする。
ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなる鋼を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧延
温度１０００〜１２００℃で加工呈５０％以上の圧延を
施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延温
度８００〜１０００℃で加工［３０％以上の圧延を行い
、圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却することによ
り、その組織が再結晶加工２！！構造組織とすることを
要旨とする。
本発明は再結晶加工２重構造がオーステナイト系ステン
レス鋼に高強度、高靭性をもたらすと共に、異方性を６
改善するという新たな知見に基づくものである。再結晶
加工２！！構造組織は本発明の組成を有する合金を本発
明の製造方法により処理したときに得られるものである
。−触にオーステナイト系ステンレス鋼の組織は、光学
ｍ微鏡で観察される１００μ程度のミクロｍｓと、＄ｃ
子顕微鏡で観察される１μ程度のサブ組織から成立して
いる。オーステナイト系ステンレス鋼は固溶化処理をし
て使用するのが通常であって、固溶化熱処理後の組織は
の２００＠のらのを第２図〈イ）に。
レス鋼に高強度、高靭性をもたらすと共に、異方性を６
改善するという新たな知見に基づくものである。再結晶
加工２！！構造組織は本発明の組成を有する合金を本発
明の製造方法により処理したときに得られるものである
。−触にオーステナイト系ステンレス鋼の組織は、光学
ｍ微鏡で観察される１００μ程度のミクロｍｓと、＄ｃ
子顕微鏡で観察される１μ程度のサブ組織から成立して
いる。オーステナイト系ステンレス鋼は固溶化処理をし
て使用するのが通常であって、固溶化熱処理後の組織は
の２００＠のらのを第２図〈イ）に。
２万倍のものを第２図（ロ）に示す、また、従来知られ
ているｇＩｔ［ｉｌ圧延組織は第３図（イ）（ロ）に示
すように、（イ）のミクロ組織は混粒の加工組織になっ
ており、（ロ）のサブ組織も加工組織である。
ているｇＩｔ［ｉｌ圧延組織は第３図（イ）（ロ）に示
すように、（イ）のミクロ組織は混粒の加工組織になっ
ており、（ロ）のサブ組織も加工組織である。
本発明の再結晶加工２重構造組織を得るための温度と時
間の関係を示した図に表したのが第１図である。先ず加
熱温度１１００〜１３００℃でＮｂ析出物を完全に固溶
化する０次いで１０００〜１２００℃加工微５０％以上
の粗圧延を行う、粗圧延後の冷却時間は１０８〜５分で
あって、粗圧延最終ロールから仕上圧延開始までにずみ
やかに所定の温度に冷却し、再結晶させて微細な再結晶
組織を得る。仕上圧延は８００〜１０００℃加工員３０
％以上で行う、仕上圧延後の冷却速度は４℃／ ｍ ｉ
ｎ以上とする。
間の関係を示した図に表したのが第１図である。先ず加
熱温度１１００〜１３００℃でＮｂ析出物を完全に固溶
化する０次いで１０００〜１２００℃加工微５０％以上
の粗圧延を行う、粗圧延後の冷却時間は１０８〜５分で
あって、粗圧延最終ロールから仕上圧延開始までにずみ
やかに所定の温度に冷却し、再結晶させて微細な再結晶
組織を得る。仕上圧延は８００〜１０００℃加工員３０
％以上で行う、仕上圧延後の冷却速度は４℃／ ｍ ｉ
ｎ以上とする。
本発明および比較例の製造方法によって製造された顕微
鏡組織の写真を第４図〜第８図に示す。
鏡組織の写真を第４図〜第８図に示す。
仕上圧延開始温度は１０５０℃、９８０℃、９００℃、
８２０℃、７５０℃でそれぞれの写真の（イ）は２００
倍、く口）は２万倍である０本発明で言う再結晶加工２
重構造組職は第５図〜第７図の写真から明らかなように
、ミクロ組織は数十μの再結晶組織からなり、さらにそ
れらは数μのサブ再結晶組織から成り立っている。この
サブ組繊のサブ結晶粒は高密度の転位を有している加工
組繊である。
８２０℃、７５０℃でそれぞれの写真の（イ）は２００
倍、く口）は２万倍である０本発明で言う再結晶加工２
重構造組職は第５図〜第７図の写真から明らかなように
、ミクロ組織は数十μの再結晶組織からなり、さらにそ
れらは数μのサブ再結晶組織から成り立っている。この
サブ組繊のサブ結晶粒は高密度の転位を有している加工
組繊である。
ここで仕上圧延開始温度を１０００℃より高くすると、
第４（２１に示すようにサブ結晶粒には転位が殆ど見ら
れなくなり強度アップが殆どなくなる。
第４（２１に示すようにサブ結晶粒には転位が殆ど見ら
れなくなり強度アップが殆どなくなる。
一方８００℃より低くすると、第８図から明らかなよう
に、サブ再結晶組織の形成が見られなくなり、異方性が
大きく、靭性、延性が低下する。
に、サブ再結晶組織の形成が見られなくなり、異方性が
大きく、靭性、延性が低下する。
本発明による再結晶２重構造組線の特性を、従来の組織
との比較においてさらに詳しく説明する。
との比較においてさらに詳しく説明する。
第９図は圧延方向りと圧延方向に直角な方向Ｔについて
仕上圧延温度と伸びの関係を本発明について第９図（イ
）に示し、従来例を第９図（ロ）に示した。第９図より
明らかなように、本発明は従来例に比較して仕上圧延温
度８００〜１０００℃の間において、Ｌ方向とＴ方向の
差が少なく異方性において優れていることが判る。第１
０図は本発明鋼のし方向とＴ方向の耐力を仕上圧延温度
との関係で示したものである０本発明では耐力はＬ方向
とＴ方向で殆ど差がない、第１１図は仕上圧延温度と伸
びについて異方性、つまりＬ方向間の伸びとＴ方向の伸
びとの比率について示した図である。
仕上圧延温度と伸びの関係を本発明について第９図（イ
）に示し、従来例を第９図（ロ）に示した。第９図より
明らかなように、本発明は従来例に比較して仕上圧延温
度８００〜１０００℃の間において、Ｌ方向とＴ方向の
差が少なく異方性において優れていることが判る。第１
０図は本発明鋼のし方向とＴ方向の耐力を仕上圧延温度
との関係で示したものである０本発明では耐力はＬ方向
とＴ方向で殆ど差がない、第１１図は仕上圧延温度と伸
びについて異方性、つまりＬ方向間の伸びとＴ方向の伸
びとの比率について示した図である。
第１１図より従来例では１０００℃から急激に異方性が
大きくなるのに対し、本発明では８００℃までは異方性
が殆ど１に近いことが明らかである。
大きくなるのに対し、本発明では８００℃までは異方性
が殆ど１に近いことが明らかである。
また第１２図はＴ方向の伸びと耐力の関係について示し
た図である。第１２図より本発明では従来例に比較して
耐力が同じであれば、延性が大幅に向上していることが
分かる。
た図である。第１２図より本発明では従来例に比較して
耐力が同じであれば、延性が大幅に向上していることが
分かる。
本発明はオーステナイト系ステンレス鋼において、前記
の制御圧延によって優れた特性を得るためには、Ｃ量を
下げ、Ｎ、Ｎｂを添加することが重要であるとの知見に
基づいたものである０本発明組成によれば、再結晶温度
を著しく高めて制御圧延を容易にし、徂圧延後において
微細結晶組織が得やすくする。また、仕上圧延時に（Ｃ
ｒ、Ｎｂ）Ｎがｔｇ微絹に転位または下部再結、ｉ’！
、粒界上に歪誘起析出して、分散強化と共に固溶Ｎｂ、
Ｎおよび（Ｃｒ、 Ｎｂ）Ｎが転位の回復を抑制するた
め、下部再結晶組織中の転位密度を増大せしめて、著１
７い強度向上を実現する。ＣについてはＮｂ（Ｃ，Ｎ）
析出を促進し、熱間加工性を損なうと同時に（Ｃｒ、Ｎ
ｂ）Ｎの析出強化能を減退させる。さらにＣ，ｒ２３Ｃ
，の析出をも促進して、耐食性を低下させるので、Ｃ量
を下げることが最も重要である。
の制御圧延によって優れた特性を得るためには、Ｃ量を
下げ、Ｎ、Ｎｂを添加することが重要であるとの知見に
基づいたものである０本発明組成によれば、再結晶温度
を著しく高めて制御圧延を容易にし、徂圧延後において
微細結晶組織が得やすくする。また、仕上圧延時に（Ｃ
ｒ、Ｎｂ）Ｎがｔｇ微絹に転位または下部再結、ｉ’！
、粒界上に歪誘起析出して、分散強化と共に固溶Ｎｂ、
Ｎおよび（Ｃｒ、 Ｎｂ）Ｎが転位の回復を抑制するた
め、下部再結晶組織中の転位密度を増大せしめて、著１
７い強度向上を実現する。ＣについてはＮｂ（Ｃ，Ｎ）
析出を促進し、熱間加工性を損なうと同時に（Ｃｒ、Ｎ
ｂ）Ｎの析出強化能を減退させる。さらにＣ，ｒ２３Ｃ
，の析出をも促進して、耐食性を低下させるので、Ｃ量
を下げることが最も重要である。
本発明鋼に含有されるＣ、ＮおよびＮｂのマイクロアロ
イ元素の作用についてさらに詳述すると以下の通りであ
る。
イ元素の作用についてさらに詳述すると以下の通りであ
る。
先ず強度について述べると、固溶化熱処理組織において
は、Ｎは固溶強化に寄与する。また、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）′
Ｍ析出して結晶粒を微細化することによって、強度向上
に寄与する０本発明の再結晶加工２重構造組職を有する
本発明組成の鋼においては、Ｎ、Ｎｂとの効果は固溶化
熱処理組織における通常知られているＮ、Ｎｂの効果の
約２倍大きくなる。この著しい効果は本発明者等の研究
によると仕上圧延時に導入される転位組織および亜粒界
上に（ＣｒＮｂ）Ｎが超微細に歪誘起析出して、それら
を固着し、転位の回復を遅らせ、転位密度を増大せしめ
るためであることが明らかにされている。
は、Ｎは固溶強化に寄与する。また、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）′
Ｍ析出して結晶粒を微細化することによって、強度向上
に寄与する０本発明の再結晶加工２重構造組職を有する
本発明組成の鋼においては、Ｎ、Ｎｂとの効果は固溶化
熱処理組織における通常知られているＮ、Ｎｂの効果の
約２倍大きくなる。この著しい効果は本発明者等の研究
によると仕上圧延時に導入される転位組織および亜粒界
上に（ＣｒＮｂ）Ｎが超微細に歪誘起析出して、それら
を固着し、転位の回復を遅らせ、転位密度を増大せしめ
るためであることが明らかにされている。
次ぎに耐食性について述べると、Ｃが０．０３％以下で
Ｎ、Ｎｂを適量含んだ本発明鋼の制御圧延材の耐食性は
、粒界にＣｒｚｓＣｓが形成されず、しかもＮの耐食性
向上作用によって、固溶強化熱処理した１８Ｃｒ−８Ｎ
ｉｍの耐食性よりも優れていることを見出だした０粒界
Ｃｒ２ｚＣｓが形成されない理由は、Ｃが少なくＮの高
いステンレス鋼の場合Ｃｒ２＊Ｃｓに代わってＣｒｚ＊
（Ｃ、Ｎ ）ａが析出するが、この析出物の析出速度が
著しく遅い、またＮｂによってそもそも少ないＣがＮｂ
Ｃとなって固溶Ｃは殆ど存在しないためである。
Ｎ、Ｎｂを適量含んだ本発明鋼の制御圧延材の耐食性は
、粒界にＣｒｚｓＣｓが形成されず、しかもＮの耐食性
向上作用によって、固溶強化熱処理した１８Ｃｒ−８Ｎ
ｉｍの耐食性よりも優れていることを見出だした０粒界
Ｃｒ２ｚＣｓが形成されない理由は、Ｃが少なくＮの高
いステンレス鋼の場合Ｃｒ２＊Ｃｓに代わってＣｒｚ＊
（Ｃ、Ｎ ）ａが析出するが、この析出物の析出速度が
著しく遅い、またＮｂによってそもそも少ないＣがＮｂ
Ｃとなって固溶Ｃは殆ど存在しないためである。
以上述べたように低Ｃ，Ｎ、Ｎｂのマイクロアロイ元素
が、制御圧延材の強度向上と耐食性の改善に不可欠であ
ること、これらの元素と制御圧延との組み合わせによっ
てのみ優れた強度と耐食性とを持つステンレス鋼が得ら
れることが見出だされた。
が、制御圧延材の強度向上と耐食性の改善に不可欠であ
ること、これらの元素と制御圧延との組み合わせによっ
てのみ優れた強度と耐食性とを持つステンレス鋼が得ら
れることが見出だされた。
以下に本発明鋼の成分限定理由について説明する。
Ｃ：ｏ 、ｏ ３％以下
Ｃは制御圧延後の耐食性、制御圧延時の熱間加工性を著
しく損なう本発明においては重要な元素であり、少なく
とも０．０３％以下にする必要力５ある。また、Ｃが多
いほどＮｂ（Ｃ，Ｎ）が大きく成長し、（Ｎ ｂＣｒ）
Ｈの微細析出を妨害し、強度低下の原因となるので、
その上限を０，０３％とした。
しく損なう本発明においては重要な元素であり、少なく
とも０．０３％以下にする必要力５ある。また、Ｃが多
いほどＮｂ（Ｃ，Ｎ）が大きく成長し、（Ｎ ｂＣｒ）
Ｈの微細析出を妨害し、強度低下の原因となるので、
その上限を０，０３％とした。
Ｓ ｉ；２．０％以下
Ｓｉは脱酸剤として添加する他に強度をも改善する元素
であるが、反面溶接時の高温割れ性、凝固時のＮ固溶量
を減少させる元素でもあり、良好な鋼塊を得るには２．
０％以下にする必要があり、その上限を２．０％どした
。
であるが、反面溶接時の高温割れ性、凝固時のＮ固溶量
を減少させる元素でもあり、良好な鋼塊を得るには２．
０％以下にする必要があり、その上限を２．０％どした
。
Ｍｎ；５．０％以下
Ｍｎは脱酸剤として添加する他Ｎの溶解度を増加させる
元素であるが、反面含有量が増加すると耐食性、熱間加
工性を損なうのでその上限を５゜０％とした。
元素であるが、反面含有量が増加すると耐食性、熱間加
工性を損なうのでその上限を５゜０％とした。
Ｎ ｉ；６〜１３％
Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり
、優れた耐食性とオーステナイト組織を得るためには６
％以上の含有が必要である。しかし、Ｎｉ旦が増加しす
ぎると溶接時の溶接割れ性、熱間加工性、制御圧延後の
耐食性などを低下させるので、その上限を】３％とした
。
、優れた耐食性とオーステナイト組織を得るためには６
％以上の含有が必要である。しかし、Ｎｉ旦が増加しす
ぎると溶接時の溶接割れ性、熱間加工性、制御圧延後の
耐食性などを低下させるので、その上限を】３％とした
。
Ｃｒ；１６〜２１％
Ｃｒはステンレス鋼の基本元素であり、優れた耐食性を
得るためには少なくとも１６％以上の含有が必要である
。しかし、Ｃｒ量が増加しすぎると高温でのδ／γ組織
のバランスを損なうのでその上限を２１％とした。
得るためには少なくとも１６％以上の含有が必要である
。しかし、Ｃｒ量が増加しすぎると高温でのδ／γ組織
のバランスを損なうのでその上限を２１％とした。
Ｎ；０．１０〜０．３０％
Ｎは侵入型の固溶強化および（ＣｒＮｂ）Ｎ析出による
結晶粒の微細化、析出強化作用を有するなど本発明にお
いては最も主要な強化元素であり、かつ制御圧延後の耐
食性改善に寄与する元素でもあり、これらの効果を得る
には０．１０％以上の含有が必要であり、下限を０．１
０％とした。しかし、Ｎ含有量が増加すると熱間加工性
を低下し、さらに凝固時、溶接時にブローホールが発生
しやすくなるので、その上限を０．３０％とした。
結晶粒の微細化、析出強化作用を有するなど本発明にお
いては最も主要な強化元素であり、かつ制御圧延後の耐
食性改善に寄与する元素でもあり、これらの効果を得る
には０．１０％以上の含有が必要であり、下限を０．１
０％とした。しかし、Ｎ含有量が増加すると熱間加工性
を低下し、さらに凝固時、溶接時にブローホールが発生
しやすくなるので、その上限を０．３０％とした。
Ｎｂ、０．０２〜０．２５％
Ｎｂは残存ＣをＮｂＣとして固定し、制御圧延後の耐食
性を改善し、かつ（ＣｒＮ ｂ）Ｎ析出により結晶粒の
微細化および制御圧延後の強度を改善する本発明におい
ては主要な元素であり、少なくとも０．０２％以上の含
有が必要である。しかし、Ｎｂは高価な元素でもあり、
かつ必要以上に含有させると熱間加工性を損なうので上
限を０．２５％とした。
性を改善し、かつ（ＣｒＮ ｂ）Ｎ析出により結晶粒の
微細化および制御圧延後の強度を改善する本発明におい
ては主要な元素であり、少なくとも０．０２％以上の含
有が必要である。しかし、Ｎｂは高価な元素でもあり、
かつ必要以上に含有させると熱間加工性を損なうので上
限を０．２５％とした。
Ｍｏ；４．０％以下、Ｃｕ；４．０％以下Ｍｏ、（：ｕ
はいずれも本発明鋼の耐食性をさらに改善する元素であ
る。しかし、ＭＯｌＣｕは高価な元素でもあり、かつ、
４％を越えて含有させると熱量加工性を損なうので上限
をそれぞれ・１％とした。
はいずれも本発明鋼の耐食性をさらに改善する元素であ
る。しかし、ＭＯｌＣｕは高価な元素でもあり、かつ、
４％を越えて含有させると熱量加工性を損なうので上限
をそれぞれ・１％とした。
Ｓ；０．００２％以下
Ｓはその含有量を大幅に低減することにより耐食性を向
上させる元素であり、かつ制御圧延後の延性、靭性（特
に圧延直角方向）を向上させるものであり、その含有量
は少ないほど望ましく、少なくとも０．００２％以下、
！ましくけ０．００１％以下にすることが好ましい。
上させる元素であり、かつ制御圧延後の延性、靭性（特
に圧延直角方向）を向上させるものであり、その含有量
は少ないほど望ましく、少なくとも０．００２％以下、
！ましくけ０．００１％以下にすることが好ましい。
Ｓｅ：０．０８０％以下、Ｓ ；ｏ 、ｏ ８０％以下
Ｓ、Ｓ、２は本発明鋼の被剛性を改善する元素であり、
Ｓは０．０２０％を越えて、Ｓｅは０．００５％以上含
有させる必要がある。しかし、Ｓ、ＳＣともに０．０８
０％を趣えて含有させると熱間加工性、耐食性を低下さ
せるので上限を０．０８０％とした。
Ｓ、Ｓ、２は本発明鋼の被剛性を改善する元素であり、
Ｓは０．０２０％を越えて、Ｓｅは０．００５％以上含
有させる必要がある。しかし、Ｓ、ＳＣともに０．０８
０％を趣えて含有させると熱間加工性、耐食性を低下さ
せるので上限を０．０８０％とした。
Ｔｅ；０．０８０％以下
ＴｅはＭ ｎ Ｓの介在物を球状化し圧延方向と直角方
向の靭性を改善し異方性の低下を防止するのに必要な元
素であるが、ｏ 、ｏ ｓ ｏ％以上添加すると熱間加
工性を阻害するので上限を０．０８０％とした。
向の靭性を改善し異方性の低下を防止するのに必要な元
素であるが、ｏ 、ｏ ｓ ｏ％以上添加すると熱間加
工性を阻害するので上限を０．０８０％とした。
Ｐ、０．１００％以下
Ｐは被剛性を改善するため添加される元素であるが、０
．１００％以上になると熱間加工性が損なわれるので、
上限を０．１００％とした。
．１００％以上になると熱間加工性が損なわれるので、
上限を０．１００％とした。
Ｂｉ；０．３００％以下、Ｐｂ、０．３００％以下Ｂｉ
およびｐｂは被削性を改善するために必要な元素である
が、０．３００％を越えると熱間加工性が阻害されるの
で、その上限を０．３００％とした。
およびｐｂは被削性を改善するために必要な元素である
が、０．３００％を越えると熱間加工性が阻害されるの
で、その上限を０．３００％とした。
Ｂ、０．０１００％以下
Ｂ Ｉｔ Ｂ ｉとｐｂを添加したときに、熱間加工性
が低下するのを防止するために添加されるが、０．０１
００％を越えて添加しても、その効果の向上は期待され
ないので、上限を０．０１００％とした。
が低下するのを防止するために添加されるが、０．０１
００％を越えて添加しても、その効果の向上は期待され
ないので、上限を０．０１００％とした。
Ｖ、Ｔｉ、 Ｗ、 Ｔａ、 Ｈｆ、 Ｚｒ、Ａｌ；０．
３０％以下 Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌは強度を向上さ
せるために添加される元素であるが、０．３０％を越え
て含有させても、その効果の向上が望めないので、上限
をｏ、３ｏｙ、＜とＬ７た。
３０％以下 Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌは強度を向上さ
せるために添加される元素であるが、０．３０％を越え
て含有させても、その効果の向上が望めないので、上限
をｏ、３ｏｙ、＜とＬ７た。
Ｂ、０．００２０〜０．０１００％、Ｃａ；０．００２
０〜００】００％、Ｍｇ：０．００２０〜０．０１００
％、希土類元素；０．００２０〜０．０１００％ Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は熱間加工性を改善
するため必要な元素であって、熱間加工性を改善するた
めには少なくとも０．００２０％以上の添加が必９でで
ある。しかし、０．０１００％以上添加してもその効果
の向上が盟めないので。
０〜００】００％、Ｍｇ：０．００２０〜０．０１００
％、希土類元素；０．００２０〜０．０１００％ Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は熱間加工性を改善
するため必要な元素であって、熱間加工性を改善するた
めには少なくとも０．００２０％以上の添加が必９でで
ある。しかし、０．０１００％以上添加してもその効果
の向上が盟めないので。
上限を０．０１００％とした。
また、制御圧延において、加熱温度を１１００〜１３０
０℃としたのは、圧延時の変形抵抗を小さくすると共に
、Ｎｂ析出物を酒中に十分に固溶させるためである、１
１００℃未満では変形抵抗が大きく、かつＮｂ析出物を
完全に固溶させることが困難であるためであり、１３０
０℃を越えて加熱すると粒界の一部が熔磁または結晶粒
が租大［ヒして圧延が困難になるためである。
０℃としたのは、圧延時の変形抵抗を小さくすると共に
、Ｎｂ析出物を酒中に十分に固溶させるためである、１
１００℃未満では変形抵抗が大きく、かつＮｂ析出物を
完全に固溶させることが困難であるためであり、１３０
０℃を越えて加熱すると粒界の一部が熔磁または結晶粒
が租大［ヒして圧延が困難になるためである。
粗圧延温度を１０００〜１２００℃としたのは、微細再
結晶組繊を得るためであり、１０００℃未満では微測再
結晶組織を得ることができないからであり、１２００℃
以上では再結晶により結晶粒が租大化するためである。
結晶組繊を得るためであり、１０００℃未満では微測再
結晶組織を得ることができないからであり、１２００℃
以上では再結晶により結晶粒が租大化するためである。
粗圧延において加工量を５０％以上としたのは、加工量
５０％以下では格子欠陥のエネルギーが少なく、ｖ＆細
組織が得られないからである。
５０％以下では格子欠陥のエネルギーが少なく、ｖ＆細
組織が得られないからである。
仕上圧延温度を８００〜１０００℃としたのは、再結晶
加工２重構造組織を得るためである。８００℃以下では
加工組織になってしまい、再結晶加工２’Ｊ３ＫＬｍＮ
を得ることができないからであり、１０００℃を越える
と再結晶により再結晶組織となってしまうので、１００
０℃を上限とした。
加工２重構造組織を得るためである。８００℃以下では
加工組織になってしまい、再結晶加工２’Ｊ３ＫＬｍＮ
を得ることができないからであり、１０００℃を越える
と再結晶により再結晶組織となってしまうので、１００
０℃を上限とした。
仕上圧延において加工量を３０％以上としたのは、３０
％以下では加工歪が小さいために再結晶加工２重構造組
織が得られないためである。
％以下では加工歪が小さいために再結晶加工２重構造組
織が得られないためである。
粗圧延後に１０秒〜５分の冷却を行うのは、粗圧延を行
ってから再結晶を起こさせるのに必要な時間だからであ
る。また、仕上圧延後冷却速度を４℃／分以上としたの
は、４℃／分以下の徐冷ではＣｒｚｓＣ＊またはＣｒ、
Ｎが粒界に析出し耐食性を低下するためである。
ってから再結晶を起こさせるのに必要な時間だからであ
る。また、仕上圧延後冷却速度を４℃／分以上としたの
は、４℃／分以下の徐冷ではＣｒｚｓＣ＊またはＣｒ、
Ｎが粒界に析出し耐食性を低下するためである。
〔実施例］
次に本発明鋼およびその製造方法の＠徴を従来鋼、比較
鋼と比べて実施例でもって明らかにする。
鋼と比べて実施例でもって明らかにする。
第１表はこれら供試鋼の化学成分く重量％）を示す、第
１表の供試鋼について本発明方法による制御圧延および
比較のために他の方法による制御圧延を施し、組織、強
度、孔食電位、伸び、異方性、耐粒界腐食性、切削性、
熱間加工性について測定し、その結果を第２表に示した
。
１表の供試鋼について本発明方法による制御圧延および
比較のために他の方法による制御圧延を施し、組織、強
度、孔食電位、伸び、異方性、耐粒界腐食性、切削性、
熱間加工性について測定し、その結果を第２表に示した
。
組織については、光学顕微鏡ｍ識は１０％修酸電解エツ
チングを行った後、光学顕微鏡にて観察した。また、電
顕組織は薄膜を作成後、透過電子顕微鏡にて観察した。
チングを行った後、光学顕微鏡にて観察した。また、電
顕組織は薄膜を作成後、透過電子顕微鏡にて観察した。
強度についてはＪＩＳｄ号試験片を用いて耐力伸びを測
定したものである。
定したものである。
耐粒界腐食性については、８００℃Ｘ２Ｈｒ鋭敏化処理
後の組織について評価したもので、５ＴＥＰ（段状組織
）についてはＱ、ＤＵＡＬ（混合組織）についてはΔ、
［１ＩＴＣＩ（（？ｌＩ状組織組織ついては×として示
した。
後の組織について評価したもので、５ＴＥＰ（段状組織
）についてはＱ、ＤＵＡＬ（混合組織）についてはΔ、
［１ＩＴＣＩ（（？ｌＩ状組織組織ついては×として示
した。
熱間加工性については、８５０℃で、５０１／秒という
高温引張りを行い、その絞り値を測定したものである。
高温引張りを行い、その絞り値を測定したものである。
母材および熔接熱影響部の耐食性については、３０℃、
３．５％ＮａＣｌ水溶液中での孔食電位を測定したもの
である。
３．５％ＮａＣｌ水溶液中での孔食電位を測定したもの
である。
切削性については２０ｍｍの試験片を、５ＫＨ５Ｉφの
ドリルを用いて回転数５２７ ｒｐｍ、送り速度０ 、
１６１／ ｒｅｖでドリル寿命試験を行い、その結果を
示した。
ドリルを用いて回転数５２７ ｒｐｍ、送り速度０ 、
１６１／ ｒｅｖでドリル寿命試験を行い、その結果を
示した。
異方性については、圧延方向と同一方向のし方向と、圧
延方向と直角方向のＴ方向の試験片について伸びを測定
し、Ｔ方向の伸びに対するし方向の伸びの比率を示した
。
延方向と直角方向のＴ方向の試験片について伸びを測定
し、Ｔ方向の伸びに対するし方向の伸びの比率を示した
。
ン久 千 １７ ′白第１表および
第２表からから知られるように、Ｎｏ、１〜３およびＮ
ｏ、１１〜１２は第１発明鋼の組成のものを本発明方法
により制御圧延したものであるが、強度、孔食電位、伸
び、異方性、耐粒界腐食性、切削性、熱間加工性につい
てそれぞれ満足すべき結果を得た。これに対しＮｏ、４
〜１０は第１発明鋼の組成を持ったものについて本発明
方法以外の加工を施したもので、仕上圧延温度が高＜１
０５０℃であるＮｏ、４は再結晶組織しか得られず、強
度が低い、仕上圧延温度が低く７００℃であるＮｏ、５
は加工組織しか得られず、伸びおよび異方性において劣
る。Ｎｏ、６は圧延後固溶化熱処理をしたもので、強度
において劣る。Ｎｏ、７は９００℃で一段曜の制御圧延
を施したもので、加工組織であり異方性が甚だしく大き
い、 Ｎｏ、８は７００℃で１段附の制御圧延をしたも
ので、加工Ｍｉ職で伸びおよび異方性において劣る。Ｎ
ｏ、９は仕上圧延後の冷却速度が３℃／分であるもので
、孔食電位、耐粒界腐食性において劣る。Ｎｏ、１０は
仕上圧延における加工率が１０％と低いものであるが、
十分な強度が得られていない。
第２表からから知られるように、Ｎｏ、１〜３およびＮ
ｏ、１１〜１２は第１発明鋼の組成のものを本発明方法
により制御圧延したものであるが、強度、孔食電位、伸
び、異方性、耐粒界腐食性、切削性、熱間加工性につい
てそれぞれ満足すべき結果を得た。これに対しＮｏ、４
〜１０は第１発明鋼の組成を持ったものについて本発明
方法以外の加工を施したもので、仕上圧延温度が高＜１
０５０℃であるＮｏ、４は再結晶組織しか得られず、強
度が低い、仕上圧延温度が低く７００℃であるＮｏ、５
は加工組織しか得られず、伸びおよび異方性において劣
る。Ｎｏ、６は圧延後固溶化熱処理をしたもので、強度
において劣る。Ｎｏ、７は９００℃で一段曜の制御圧延
を施したもので、加工組織であり異方性が甚だしく大き
い、 Ｎｏ、８は７００℃で１段附の制御圧延をしたも
ので、加工Ｍｉ職で伸びおよび異方性において劣る。Ｎ
ｏ、９は仕上圧延後の冷却速度が３℃／分であるもので
、孔食電位、耐粒界腐食性において劣る。Ｎｏ、１０は
仕上圧延における加工率が１０％と低いものであるが、
十分な強度が得られていない。
Ｎｏ、１３〜１６は本発明鋼の組成範囲外の成分を持つ
比較例で、本発明方法による制御圧延を施したものであ
るが、Ｎｏ、１３はＣが多く、孔食電位、異方性、耐粒
界腐食が悪い、Ｎｏ、１４はＣｒが組成範囲より少ない
ものであるが、孔食電位が劣る。Ｎｏ、１５はＮを組成
範囲以下含むものであるが、強度、孔食電位が劣る。Ｎ
ｏ、１６はＮｂを組成範囲以下含むものであるが、強度
、孔食電位が劣る。
比較例で、本発明方法による制御圧延を施したものであ
るが、Ｎｏ、１３はＣが多く、孔食電位、異方性、耐粒
界腐食が悪い、Ｎｏ、１４はＣｒが組成範囲より少ない
ものであるが、孔食電位が劣る。Ｎｏ、１５はＮを組成
範囲以下含むものであるが、強度、孔食電位が劣る。Ｎ
ｏ、１６はＮｂを組成範囲以下含むものであるが、強度
、孔食電位が劣る。
Ｎｏ、１７〜２１は本発明の第２発明鋼の組成のものを
本発明方法により制御圧延したものであるが、再結晶加
工２重構造組織が得られ、強度、孔食電位、伸び、異方
性、耐粒界腐食性共に優れた結果を得た。特に孔食電位
について優れ、耐食性の優れていることが確認された。
本発明方法により制御圧延したものであるが、再結晶加
工２重構造組織が得られ、強度、孔食電位、伸び、異方
性、耐粒界腐食性共に優れた結果を得た。特に孔食電位
について優れ、耐食性の優れていることが確認された。
Ｎｏ、２２〜２３は第２発明鋼の組成のものを本発明方
法でない処理を施したもので、Ｎｏ、２２は強度におい
て劣り、Ｎｏ、２３は９００℃で一段階制御圧延を施し
たもので、伸びおよび異方性におて劣ることが確認され
た。
法でない処理を施したもので、Ｎｏ、２２は強度におい
て劣り、Ｎｏ、２３は９００℃で一段階制御圧延を施し
たもので、伸びおよび異方性におて劣ることが確認され
た。
Ｎｏ、２４〜２８は切削性を改善するためＳｓ、Ｔｅ、
Ｓ、Ｐを添加した第３発明鋼であるが、本発明方法によ
る制御圧延により、再結晶加工二重構造組織組綴となり
、強度、孔食電位、伸び、異方性、耐粒界腐食性共に優
れた結果を得た。また、切削性についても測定した結果
、優れた結果の得られることが確認された。
Ｓ、Ｐを添加した第３発明鋼であるが、本発明方法によ
る制御圧延により、再結晶加工二重構造組織組綴となり
、強度、孔食電位、伸び、異方性、耐粒界腐食性共に優
れた結果を得た。また、切削性についても測定した結果
、優れた結果の得られることが確認された。
Ｎｏ、２９〜３１は切削性を改善するためＢｉ、Ｐｂ＝
Ｂを添加した第４発明鋼であるが、本発明方法による制
御圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、強度、
孔食電位、伸び、異方性、耐粒界ＩＩ食性共に優れた結
果を得た。また、切削性熱間加工性についても測定した
結果、熱間加工性を低下させることなく切削性を向上さ
せることが確認された。
Ｂを添加した第４発明鋼であるが、本発明方法による制
御圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、強度、
孔食電位、伸び、異方性、耐粒界ＩＩ食性共に優れた結
果を得た。また、切削性熱間加工性についても測定した
結果、熱間加工性を低下させることなく切削性を向上さ
せることが確認された。
Ｎｏ、３２〜４０は強度を向上するためＶ、Ｔｉ、Ｗ、
”ｌ’ａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌを添加した第５発明鋼であ
るが、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工二
重構造組織となり、強度、孔食電位、伸び、異方性、耐
粒界腐食性共に優れた結果を得たが、特に耐力が８３〜
８５ ｋｇｆ／ｍｍ”トｆｌｔ’Ｌり結果が得られるこ
とが確認された。
”ｌ’ａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌを添加した第５発明鋼であ
るが、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工二
重構造組織となり、強度、孔食電位、伸び、異方性、耐
粒界腐食性共に優れた結果を得たが、特に耐力が８３〜
８５ ｋｇｆ／ｍｍ”トｆｌｔ’Ｌり結果が得られるこ
とが確認された。
Ｎｏ、４１〜・１５は熱間加工性を改善するためＢ、ｅ
ｌｌ、Ｍａ＋、希土類元素を添加した第６発明鋼である
が、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工二重
構造組織となり、強度、孔食電位、伸び、異方性、耐粒
界腐食性共に優れた結果を得た。また、熱間加工性につ
いても測定した結果、熱間加工性において優れているこ
とが確認された。
ｌｌ、Ｍａ＋、希土類元素を添加した第６発明鋼である
が、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工二重
構造組織となり、強度、孔食電位、伸び、異方性、耐粒
界腐食性共に優れた結果を得た。また、熱間加工性につ
いても測定した結果、熱間加工性において優れているこ
とが確認された。
Ｎｏ、４６〜４８は強度、耐食性、肢削性、熱間加工性
を改善する上記すべ゛この元素を添加した第７発明鋼で
あるが、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工
二重構造組織となり、強度、孔食電位、伸び、異方性、
耐粒界腐食性共に優れた結果を得た。また、被剛性、熱
間加工性についても優れた結果の得られることが確認さ
れた。
を改善する上記すべ゛この元素を添加した第７発明鋼で
あるが、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工
二重構造組織となり、強度、孔食電位、伸び、異方性、
耐粒界腐食性共に優れた結果を得た。また、被剛性、熱
間加工性についても優れた結果の得られることが確認さ
れた。
［発明の効果コ
本発明は以上説明したように、オースブナイト系ステン
レス鋼のＣｉを低下すると共に適量のＮ、Ｎｂを添加し
、２段階制御圧延により組織を再結晶加工２重構造組織
としたもので、十分な強度と耐食性を備えると共に異方
性を極めて小さくしたという優れた効果があり、化学、
海水、原子力等の各種プラントに用いられる強度部材に
適したステンレス鋼として産業上寄与するところ極めて
大である。
レス鋼のＣｉを低下すると共に適量のＮ、Ｎｂを添加し
、２段階制御圧延により組織を再結晶加工２重構造組織
としたもので、十分な強度と耐食性を備えると共に異方
性を極めて小さくしたという優れた効果があり、化学、
海水、原子力等の各種プラントに用いられる強度部材に
適したステンレス鋼として産業上寄与するところ極めて
大である。
第１図は本発明方法による制御圧延工程を温度と時間の
関係について示した図、第２（イ）（ロ）図は固溶化熱
処理を施した後の再結晶組織を表す顕微鏡写真、第３図
（イ）（ロ）は９００℃で仕上圧延後の加工組織を表す
顕微鏡写真、第４（イ）（ロ）図は仕上圧延開始温度１
０５０℃の再結晶２重組織を表す顕微鏡写真、第５図（
イ）（ロ）は仕上圧延開始温度９８０℃の再結晶加工２
重構造組織を表す顕微鏡写真、第６図くイ）（ロ）は仕
上圧延開始温度９００℃の再結晶加工２重構造組織を表
す顕微鏡写真、第７図（イ〉（ロ）は仕上圧延開始温度
８２０℃の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真。 第８区（イ）〈口）は仕上圧延開始温度が７５０℃の加
工２重組織を表す顕微鏡写真、第９図（イ）（ロ）は本
発明法と従来法についてＬ方向とＴ方向の伸びと仕上圧
延温度との関係を示す図、第１０区はＬ方向とＴ方向の
耐力と仕上圧延温度との関係を示す図、第１１図は本発
明鋼と従来鋼について異方性と仕上圧延温度との関係を
示す図、第１２図は発明鋼と従来鋼の耐力とＴ方向伸び
との関係について示した図である。 ５面の浄； 第２図 （−ｆ’） （ロ） ｋ（内容（二又更なし） 第３図 （イ） （ロ） 第９回 （イ） イ士上＆Ｊ旨％；、〈記、 （’ｃ）（ロ） ６００ ７００ Ｂ美 初 １魚１１艶イ土 」二ｌ
己 ユｔ λ＝４ （’ｃ）手続補正書く方式） 昭和６１年１１月 ６日 昭和６１年 特許 願 第１９８４７３号２、発明の名
称 強度耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼お
よびその製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住 所 愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地氏名（名称
）愛知製鋼株式会社 代表者 天 野 益 夫 ４、代理人 住 所 名古屋市中区榮−Ｔ目１２番１０号フシミフ
ァーストビル１００２
関係について示した図、第２（イ）（ロ）図は固溶化熱
処理を施した後の再結晶組織を表す顕微鏡写真、第３図
（イ）（ロ）は９００℃で仕上圧延後の加工組織を表す
顕微鏡写真、第４（イ）（ロ）図は仕上圧延開始温度１
０５０℃の再結晶２重組織を表す顕微鏡写真、第５図（
イ）（ロ）は仕上圧延開始温度９８０℃の再結晶加工２
重構造組織を表す顕微鏡写真、第６図くイ）（ロ）は仕
上圧延開始温度９００℃の再結晶加工２重構造組織を表
す顕微鏡写真、第７図（イ〉（ロ）は仕上圧延開始温度
８２０℃の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真。 第８区（イ）〈口）は仕上圧延開始温度が７５０℃の加
工２重組織を表す顕微鏡写真、第９図（イ）（ロ）は本
発明法と従来法についてＬ方向とＴ方向の伸びと仕上圧
延温度との関係を示す図、第１０区はＬ方向とＴ方向の
耐力と仕上圧延温度との関係を示す図、第１１図は本発
明鋼と従来鋼について異方性と仕上圧延温度との関係を
示す図、第１２図は発明鋼と従来鋼の耐力とＴ方向伸び
との関係について示した図である。 ５面の浄； 第２図 （−ｆ’） （ロ） ｋ（内容（二又更なし） 第３図 （イ） （ロ） 第９回 （イ） イ士上＆Ｊ旨％；、〈記、 （’ｃ）（ロ） ６００ ７００ Ｂ美 初 １魚１１艶イ土 」二ｌ
己 ユｔ λ＝４ （’ｃ）手続補正書く方式） 昭和６１年１１月 ６日 昭和６１年 特許 願 第１９８４７３号２、発明の名
称 強度耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼お
よびその製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住 所 愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地氏名（名称
）愛知製鋼株式会社 代表者 天 野 益 夫 ４、代理人 住 所 名古屋市中区榮−Ｔ目１２番１０号フシミフ
ァーストビル１００２
Claims (9)
- （１）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ
；１６〜２１％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．０
２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなり、かつその組織が再結晶加工二重構造組織から
なる強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレ
ス鋼。 - （２）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ
；１６〜２１％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．０
２〜０．２５％を含有し、さらにＭｏ；４．０％以下、
Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１種
ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなり、かつその組織が再結晶加工二重構造組織から
なる強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレ
ス鋼。 - （３）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ
；１６〜２１％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．０
２〜０．２５％を含有し、さらにＳｅ；０．０８０％以
下、Ｔｅ；０．０８０％以下、Ｓ；０．０８０％以下、
Ｐ；０．１００％以下のうち１種ないし２種以上を含有
し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつその組
織が再結晶加工二重構造組織からなる強度、耐食性に優
れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼。 - （４）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ
；１６〜２１％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．０
２〜０．２５％を含有し、さらにＢｉ；０．３００％以
下と、Ｐｂ；０．３００％以下のうち１種ないし２種と
、Ｂ；０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅならびに
不純物元素からなり、かつその組織が再結晶加工二重構
造組織からなる強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さ
いステンレス鋼。 - （５）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ
；１６〜２１％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．０
２〜０．２５％を含有し、さらにＶ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、
Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％以下を１種以上
含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつそ
の組織が再結晶加工二重構造組織からなる強度、耐食性
に優れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼。 - （６）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ
；１６〜２１％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．０
２〜０．２５％を含有し、Ｂ；０．００２０〜０．０１
００％、Ｃａ：０．００２０％〜０．０１００％、Ｍｇ
；０．００２０〜０．０１００％、希土類元素０．００
２０〜０．０１００％のうぢ１種ないし２種以上を含有
し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつその組
織が再結晶加工二重構造組織からなる強度、耐食性に優
れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼。 - （７）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ
；１６〜２１％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．０
２〜０．２５％を含有し、さらにＭｏ；４．０％以下、
Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１種
ないし２種以上と、Ｓｅ；０．０８０％以下、Ｔｅ；０
．０８０％以下、Ｓ；０．０８０％以下、Ｐ；０．１０
０％以下のうち１種ないし２種以上と、Ｂｉ；０．３０
０％以下、Ｐｂ；０．３００％以下のうち１種ないし２
種およびＢ；０．０１００％以下と、Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔ
ａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％以下を１種
以上と、Ｂ；０．００２０〜０．０１００％、Ｃａ；０
．００２０％〜０．０１００％、Ｍｇ；０．００２０〜
０．０１００％、希土類元素０．００２０〜０．０１０
０％のうち１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅなら
びに不純物元素からなり、かつその組織が再結晶加工二
重構造組織からなる強度、耐食性に優れ、かつ異方性が
小さいステンレス鋼。 - （８）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ
；１６〜２１％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．０
２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなる鋼を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧延
温度１０００〜１２００℃で加工量５０％以上の圧延を
施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延温
度８００〜１０００℃で加工量３０％以上の圧延を行い
、圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却し、その組織
が再結晶加工二重構造組織からなる強度、耐食性に優れ
、かつ異方性が小さいステンレス鋼の製造方法。 - （９）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；５．０％以下、Ｎｉ；６〜１３％、Ｃｒ
；１６〜２１％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．０
２〜０．２５％を含有し、さらにＭｏ；４．０％以下、
Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１種
ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなる鱗を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧延
温度１０００〜１２００℃で加工量５０％以上の圧延を
施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延温
度８００〜１０００℃で加工量３０％以上の圧延を行い
、圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却し、その組織
が再結晶加工二重構造組織からなる強度、耐食性に優れ
、かつ異方性が小さいステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19847386A JPS6353244A (ja) | 1986-08-25 | 1986-08-25 | 強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19847386A JPS6353244A (ja) | 1986-08-25 | 1986-08-25 | 強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6353244A true JPS6353244A (ja) | 1988-03-07 |
Family
ID=16391691
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19847386A Pending JPS6353244A (ja) | 1986-08-25 | 1986-08-25 | 強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6353244A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012132679A1 (ja) * | 2011-03-31 | 2012-10-04 | 株式会社クボタ | オーステナイト系ステンレス鋳鋼 |
| JP2015532364A (ja) * | 2012-09-27 | 2015-11-09 | オウトクンプ オサケイティオ ユルキネンＯｕｔｏｋｕｍｐｕ Ｏｙｊ | オーステナイト系ステンレス鋼 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60208459A (ja) * | 1984-03-30 | 1985-10-21 | Aichi Steel Works Ltd | 高強度ステンレス鋼およびその製造法 |
-
1986
- 1986-08-25 JP JP19847386A patent/JPS6353244A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60208459A (ja) * | 1984-03-30 | 1985-10-21 | Aichi Steel Works Ltd | 高強度ステンレス鋼およびその製造法 |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012132679A1 (ja) * | 2011-03-31 | 2012-10-04 | 株式会社クボタ | オーステナイト系ステンレス鋳鋼 |
| EP2692887A1 (en) * | 2011-03-31 | 2014-02-05 | Kubota Corporation | Cast austenitic stainless steel |
| EP2692887A4 (en) * | 2011-03-31 | 2015-01-21 | Kubota Kk | CASTED AUSTENITIC STAINLESS STEEL |
| JP5863770B2 (ja) * | 2011-03-31 | 2016-02-17 | 株式会社クボタ | オーステナイト系ステンレス鋳鋼 |
| JP2015532364A (ja) * | 2012-09-27 | 2015-11-09 | オウトクンプ オサケイティオ ユルキネンＯｕｔｏｋｕｍｐｕ Ｏｙｊ | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| AU2013322512B2 (en) * | 2012-09-27 | 2017-12-07 | Outokumpu Oyj | Austenitic stainless steel |
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