JP2005509751A - 超オーステナイトステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
超オーステナイトステンレス鋼であり、この鋼及びこの鋼から製造された製品が、特に無機酸と有機酸及びそれらの混合物中での高耐食性と、良好な全面耐食性と、良好な組織安定性と、並びに良好な加工性と組み合わされた改良した機械的性質と、を組み合わせた大きな要求を満足するように均衡された組成を有し、特に管具体的には前記環境への使用のためのシームレス管及びシーム溶接管の実施態様における超オーステナイトステンレス鋼であり、且つｗｔ％で、２３．０〜３０．０のＣｒ、２５．０〜３５．０のＮｉ、２．０〜６．０のＭｏ、１．０〜６．０のＭｎ、０〜０．４のＮ、０．０５以下のＣ、１．０以下のＳｉ、０．０２以下のＳ、３以下のＣｕ、０〜６．０のＷ、Ｍｇ、Ｃｅ、Ｃａ、ｂ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｄの群の１種以上の元素を２．０以下を含み、且つ残部Ｆｅと通常発生する不純物と製鋼添加物とを含む組成である。
Description
発明の分野
本発明は超オーステナイトステンレス鋼に関し、鋼及びこの鋼から製造された製品が、特に無機酸と有機酸とそれらの混合物中での高耐食性と、良好な全面耐食性と、良好な組織安定性と、並びに良好な加工性と組み合わされた改善した機械的性質と、を組み合わせた大きな要求を満足するように均衡された組成を有し、特に管、具体的には前記環境への使用のためのシームレス管及びシーム溶接管の実施態様における超オーステナイトステンレス鋼である。
本発明は超オーステナイトステンレス鋼に関し、鋼及びこの鋼から製造された製品が、特に無機酸と有機酸とそれらの混合物中での高耐食性と、良好な全面耐食性と、良好な組織安定性と、並びに良好な加工性と組み合わされた改善した機械的性質と、を組み合わせた大きな要求を満足するように均衡された組成を有し、特に管、具体的には前記環境への使用のためのシームレス管及びシーム溶接管の実施態様における超オーステナイトステンレス鋼である。
発明の背景
最適特性を備えるオーステナイトステンレス鋼は種々の用途に用いられ、例えばニッケル基鋼の代表的な代用品である。後者の欠点は、恒久的に悩まされる原材料価格である。
最適特性を備えるオーステナイトステンレス鋼は種々の用途に用いられ、例えばニッケル基鋼の代表的な代用品である。後者の欠点は、恒久的に悩まされる原材料価格である。
初めに、鋼の品質等級の選択は、耐食性、加工性並びに組織安定性の要求度により決められる。高合金化したオーステナイトステンレス鋼は、耐食環境、例えば化学工業特に有機と同様に無機の酸の製造における油脂製品の製造用及び海水冷却用の種々の実施領域に見られる。
この用途は耐食性により限定される広範囲にわたり、且つ高合金化レベルが熱間押出しと冷間圧延との双方の加工性に問題を暗示し、並びに組織安定性が特に元素Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｗ、Ｃｕ及びＭｎの合金化レベルの増加とともに減少する。
この開発される鋼は、広範囲の化学環境において高耐食性が得られる化学組成を見つける試みを一般的に特徴とする。高合金化レベルは、低合金材料と比較して価格の上昇を暗示する。特に、ニッケル基合金は非常に高価であり、且つ低ニッケル含有量であるが高合金レベルである高合金化オーステナイトステンレス鋼はほとんどがこの鋼の加工性によって限定され、加工性はこの鋼のシーム管を熱間押出加工すること並びに適切な最終寸法に材料を冷間圧延することとを困難することが考慮される。
この高価格はこの種の合金の市場を比較的制限することになり、このことが種々の適用に対して種々の合金を提供することを可能にするためにあらゆる範囲の材料を開発し、且つそれによって調達及び最小在庫に関してコスト削減の形で利点を得る機会となる。例えば、それはスウェーデン特許第４６５３７３に記載される合金にような既知の高合金化オーステナイトステンレス鋼等級に備わる欠点であり、それによれば参考として含まれる例えば「合金５９」のようなニッケル基合金は、組織安定性を非常に狭い範囲だけで何とかすることができるが、このことはより重要な組織の製造と、並びに溶接加工がより完全となるようなその後の処理とに課題を含む。劣化した組織安定性は、上記環境の適用においてはこれらの合金から作られた製品に、劣化した耐食性と、より短い耐用年数とを与える。
発明の要約
したがって、本発明の目的は、ステンレス鋼、特に有機酸と無機酸とそれらの混合物中での高耐食性と良好な耐全面腐食性とを有する超オーステナイトステンレス鋼を提供することである。
したがって、本発明の目的は、ステンレス鋼、特に有機酸と無機酸とそれらの混合物中での高耐食性と良好な耐全面腐食性とを有する超オーステナイトステンレス鋼を提供することである。
さらに、本発明の目的は、特に実施管において、また前記環境の適用のための特別なシーム管において、良好な組織安定性とともに、優れた加工性と組み合わせた改良された機械特性とを有する超オーステナイトステンレス鋼を提供することである。
これらの目的は本発明にしたがう鋼で達成され、この鋼はｗｔ％で、
Ｃｒ：２３．０〜３０．０
Ｎｉ：２５．０〜３５．０
Ｍｏ：２．０〜６．０
Ｍｎ：１．０〜６．０
Ｎ：０〜０．４
Ｃ：０．０５以下
Ｓｉ：１．０以下
Ｓ：０．０２以下
Ｃｕ：３．０以下
Ｗ：０〜６．０
Ｍｇ、Ｃｅ、Ｃａ、Ｂ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｄの族の１種以上の元素：２．０以下、及び
残部がＦｅと通常発生する不純物と製鋼添加物を含有する。
Ｃｒ：２３．０〜３０．０
Ｎｉ：２５．０〜３５．０
Ｍｏ：２．０〜６．０
Ｍｎ：１．０〜６．０
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Ｓｉ：１．０以下
Ｓ：０．０２以下
Ｃｕ：３．０以下
Ｗ：０〜６．０
Ｍｇ、Ｃｅ、Ｃａ、Ｂ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｄの族の１種以上の元素：２．０以下、及び
残部がＦｅと通常発生する不純物と製鋼添加物を含有する。
発明の詳細な説明
系統的な開発研究が、本発明の合金化元素を有する鋼がそれらの性質を示すという驚くべきことを示した。すなわち本発明の鋼は、ｗｔ％で、
Ｃｒ：２３．０〜３０．０
Ｎｉ：２５．０〜３５．０
Ｍｏ：２．０〜６．０
Ｍｎ：１．０〜６．０
Ｎ：０〜０．４
Ｃ：０．０５以下
Ｓｉ：１．０以下
Ｓ：０．０２以下
Ｃｕ：３．０以下
Ｗ：０〜６．０
Ｍｇ、Ｃｅ、Ｃａ、Ｂ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｄの族の１種以上の元素：２．０以下、及び
残部がＦｅと通常発生する不純物と製鋼添加物を含有する。
系統的な開発研究が、本発明の合金化元素を有する鋼がそれらの性質を示すという驚くべきことを示した。すなわち本発明の鋼は、ｗｔ％で、
Ｃｒ：２３．０〜３０．０
Ｎｉ：２５．０〜３５．０
Ｍｏ：２．０〜６．０
Ｍｎ：１．０〜６．０
Ｎ：０〜０．４
Ｃ：０．０５以下
Ｓｉ：１．０以下
Ｓ：０．０２以下
Ｃｕ：３．０以下
Ｗ：０〜６．０
Ｍｇ、Ｃｅ、Ｃａ、Ｂ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｄの族の１種以上の元素：２．０以下、及び
残部がＦｅと通常発生する不純物と製鋼添加物を含有する。
本発明の構成におけるこの鋼における合金化元素の効果を次に示す。
クロム（Ｃｒ）
クロム（Ｃｒ）は、非常に活性な元素であり、且つ一般的な腐食、及び特に汚染された酸を生じる酸環境における腐食、のような複数の種々の腐食に対して耐性を改良するための目的を備える。それに加えて、クロムの高含有量は、窒素の添加を鋼へ十分な量にするために望ましい。すなわち、クロム含有量は、耐食性を改良するために可能な限り多く保持することが望ましい。
クロム（Ｃｒ）は、非常に活性な元素であり、且つ一般的な腐食、及び特に汚染された酸を生じる酸環境における腐食、のような複数の種々の腐食に対して耐性を改良するための目的を備える。それに加えて、クロムの高含有量は、窒素の添加を鋼へ十分な量にするために望ましい。すなわち、クロム含有量は、耐食性を改良するために可能な限り多く保持することが望ましい。
したがって、クロム含有量は、２３．０〜３０．０ｗｔ％の範囲にすべきであり、好ましくは少なくとも２４．０ｗｔ％、最も好ましくは少なくとも２７ｗｔ％にする。しかしながら、あまりにも多いクロム含有量は金属間析出物の危険を増加し、この理由のために、この含有量は、最大３０．０ｗｔ％好ましくは２９．０ｗｔ％までに限定する必要がある。
ニッケル(Ｎｉ)
高含有量のニッケルは、ＣｒとＭｏの溶解度を増加することにより高合金化鋼を均質にする。それによって、このオーステナイト安定化ニッケルが、広範囲に合金化元素クロムとモリブデンからなる望ましくないシグマ−相、ラーベス−相、及びχ−相の形成を抑制する。
高含有量のニッケルは、ＣｒとＭｏの溶解度を増加することにより高合金化鋼を均質にする。それによって、このオーステナイト安定化ニッケルが、広範囲に合金化元素クロムとモリブデンからなる望ましくないシグマ−相、ラーベス−相、及びχ−相の形成を抑制する。
しかしながら、欠点は、ニッケルが鋼中の窒素の溶解度を減少させ、且つ熱間加工性を低下させ、これがこの鋼のニッケル含有量の上限を必要とする。しかしながら、本発明は、上述にしたがう高含有量のニッケルを高クロム−マンガン−含有量に釣り合わせることによって窒素の高含有量が可能であることが示された。
したがって、この鋼のニッケル含有量は、２５．０〜３５．０ｗｔ％に限定すべきであり、好ましくは少なくとも２６．０ｗｔ％、さらに好ましくは少なくとも３０．０ｗｔ％、最も好ましくは３１．０ｗｔ％、且つ好ましい最高は３４．０ｗｔ％である。
モリブデン(Ｍｏ)
最近の耐食性においては、オーステナイトステンレス鋼は、例えば酸の還元並びに塩基環境の酸化の中で腐食アタックついての耐性を増加するために、ほとんどはモリブデンの高合金添加である。
最近の耐食性においては、オーステナイトステンレス鋼は、例えば酸の還元並びに塩基環境の酸化の中で腐食アタックついての耐性を増加するために、ほとんどはモリブデンの高合金添加である。
高含有量中のモリブデンは、この鋼の合計化学組成に依存し、腐食速度を増加して、それぞれ耐食性を減少する。これは、望ましくない層の増加を与えるモリブデンの析出勾配を説明する。それによって、高含有量のクロムは、高含有量モリブデンに有利となるように、またこの鋼の最適組織安定性を得るために、選択される。確かに、双方の合金化元素は析出勾配を増加させるが、試験ではモリブデンがクロムと同じ量より２倍それに機能することが示された。この鋼においては、モリブデンの量はタングステンと全体的にまたは部分的に取り替えることができる。しかしながら、この鋼は少なくとも２．０ｗｔ％のモリブデンを好ましく含有する必要がある。したがって、モリブデンの含有量は２．０〜６．０ｗｔ％以下の間に、好ましくは少なくとも３．７ｗｔ％に、さらに好ましくは少なくとも４．０ｗｔ％に、限定する必要がある。モリブデン含有量の上限は、６．０ｗｔ％好ましくは５．５ｗｔ％である。
マンガン(Ｍｎ)
マンガンは、３つの理由でこの鋼に対しては極めて重要である。最終製品については、この鋼が冷間加工の際に歪時効するという理由で高強度が目的とされる。窒素及びマンガンの双方が積層欠陥エネルギーを減少することが既知であり、この積層欠陥エネルギーは順次に材料中の転位が分離することをもたらして且つショックレー−粒子（Ｓｈｏｃｋｌｙ−ｐａｒｔｉｃｌｅｓ）を形成する。積層欠陥エネルギーが大きいほど、ショックレー粒子の距離が大きいほど、且つ転位の横断横滑りが悪化するほど、材料が歪硬化する傾向が得られることになるとなるであろう。この理由は高含有量マンガンであり、且つ窒素がこの鋼に付いては非常に重要となる。さらにその上に、マンガンが溶湯中に窒素の溶解度を増加させ、これは高含有量マンガンをさらに有利にするといえる。溶解度を減少させるニッケル含有量はクロム含有量より多く選択されるので、単なるクロムの高含有量が十分な溶解度にならない。本発明の範囲においてはマンガン含有量の第３の目的は、温度上昇時の降伏応力の解析がこの鋼の熱間加工の際にマンガンの改良効果を驚くべきことに示したことである。高合金化すればするほどそれらを加工することが困難となり、且つ加工性の改良のためにさらに重要な添加をすればするほど製造を単純にし且つ安くする。良好な熱間加工性が、管、線及び帯板なの製造に対して、この鋼を優れたものにする。
マンガンは、３つの理由でこの鋼に対しては極めて重要である。最終製品については、この鋼が冷間加工の際に歪時効するという理由で高強度が目的とされる。窒素及びマンガンの双方が積層欠陥エネルギーを減少することが既知であり、この積層欠陥エネルギーは順次に材料中の転位が分離することをもたらして且つショックレー−粒子（Ｓｈｏｃｋｌｙ−ｐａｒｔｉｃｌｅｓ）を形成する。積層欠陥エネルギーが大きいほど、ショックレー粒子の距離が大きいほど、且つ転位の横断横滑りが悪化するほど、材料が歪硬化する傾向が得られることになるとなるであろう。この理由は高含有量マンガンであり、且つ窒素がこの鋼に付いては非常に重要となる。さらにその上に、マンガンが溶湯中に窒素の溶解度を増加させ、これは高含有量マンガンをさらに有利にするといえる。溶解度を減少させるニッケル含有量はクロム含有量より多く選択されるので、単なるクロムの高含有量が十分な溶解度にならない。本発明の範囲においてはマンガン含有量の第３の目的は、温度上昇時の降伏応力の解析がこの鋼の熱間加工の際にマンガンの改良効果を驚くべきことに示したことである。高合金化すればするほどそれらを加工することが困難となり、且つ加工性の改良のためにさらに重要な添加をすればするほど製造を単純にし且つ安くする。良好な熱間加工性が、管、線及び帯板なの製造に対して、この鋼を優れたものにする。
したがって、マンガンの合金化含有量は１．０〜６．０ｗｔ％の範囲にすべきであるが、２．０ｗｔ％より好ましくは３．０ｗｔ％より多くし、且つ好ましくは４．０〜６．０ｗｔ％の範囲にする。
炭素（Ｃ）
炭素はフェライト及びオーステナイトの双方において溶解度が制限される。この制限された溶解度は、クロム炭化物に付いての処理を意味し、そのためにこの含有量は０．０５ｗｔ％を超えてはならず、好ましくは０．０３ｗｔ％を越えない。
炭素はフェライト及びオーステナイトの双方において溶解度が制限される。この制限された溶解度は、クロム炭化物に付いての処理を意味し、そのためにこの含有量は０．０５ｗｔ％を超えてはならず、好ましくは０．０３ｗｔ％を越えない。
シリコン（Ｓｉ）
シリコンは鋼の製造の際に脱酸素剤として利用され、並びに準備及び溶接の際に流動性を増加させる。しかしながら、あまりにも高含有量のシリコンは、好ましくない金属間相の析出をもたらし、このためこの含有量は、最大１．０ｗｔ％に、好ましくは最大０．８ｗｔ％に、最も好ましくは０．４ｗｔ％に制限する。
シリコンは鋼の製造の際に脱酸素剤として利用され、並びに準備及び溶接の際に流動性を増加させる。しかしながら、あまりにも高含有量のシリコンは、好ましくない金属間相の析出をもたらし、このためこの含有量は、最大１．０ｗｔ％に、好ましくは最大０．８ｗｔ％に、最も好ましくは０．４ｗｔ％に制限する。
硫黄（Ｓ）
硫黄は、容易に溶融する硫化物を形成することによって耐食性にマイナスに影響を及ぼす。それに加えて、硫黄は熱間加工性に悪影響を及ぼす理由で、硫黄含有量が最大０．０２ｗｔ％に制限される。
硫黄は、容易に溶融する硫化物を形成することによって耐食性にマイナスに影響を及ぼす。それに加えて、硫黄は熱間加工性に悪影響を及ぼす理由で、硫黄含有量が最大０．０２ｗｔ％に制限される。
窒素（Ｎ）
窒素は、モリブデンと似ていて、塩基性環境の酸化中に耐食性だけでなく鋼の機械的強度を非常に高めるために、最近の耐食性オーステナイトでは一般的な合金化元素である。それに加えて、窒素は、金属間相の形成を強く抑制するというプラスの効果を有する。この上限含有量は、鋳造時の窒素の含有量によって制限され、一方下限は組織安定性とオーステナイト安定性とで制限される。この鋼では、利用されるときの機械的強度の増加に及ぼす窒素の効果が最も重要である。この鋼の積層欠陥エネルギーを減少するマンガンに似た窒素により、上述するように冷間変形時に引張強度に大きな増加が達成される。窒素が結晶組織に引っ張りを発生する置換型溶質元素の結果として、本発明は鋼の機械的強度を上昇するために用いられる。高強度材料を用いることによって、同様の強度で、少ない材料消費で、且つそれによって低重量が得られる可能性が与えられる。同時に、これは材料の延性に付いての要求が増加する。したがって、窒素の含有量は、０．２０〜０．４０ｗｔ％にすべきである。
窒素は、モリブデンと似ていて、塩基性環境の酸化中に耐食性だけでなく鋼の機械的強度を非常に高めるために、最近の耐食性オーステナイトでは一般的な合金化元素である。それに加えて、窒素は、金属間相の形成を強く抑制するというプラスの効果を有する。この上限含有量は、鋳造時の窒素の含有量によって制限され、一方下限は組織安定性とオーステナイト安定性とで制限される。この鋼では、利用されるときの機械的強度の増加に及ぼす窒素の効果が最も重要である。この鋼の積層欠陥エネルギーを減少するマンガンに似た窒素により、上述するように冷間変形時に引張強度に大きな増加が達成される。窒素が結晶組織に引っ張りを発生する置換型溶質元素の結果として、本発明は鋼の機械的強度を上昇するために用いられる。高強度材料を用いることによって、同様の強度で、少ない材料消費で、且つそれによって低重量が得られる可能性が与えられる。同時に、これは材料の延性に付いての要求が増加する。したがって、窒素の含有量は、０．２０〜０．４０ｗｔ％にすべきである。
銅（Ｃｕ）
オーステナイトステンレス鋼等級の腐食特性に及ぼす銅の影響は議論の余地がある。しかしながら、これは銅が硫酸中の耐食性を非常に改良することを明確にすることであると考慮され、これはこの適用分野の鋼に対しては非常に重要である。試験において、銅は製造観点から特に管の製造に対して好ましい元素であることが示され、このために銅の添加が管に適用する材料に対して特に重要である。しかしながら、高含有量のマンガンと組み合わされた高含有量の銅は熱間延性を非常に害するために、銅含有量の上限は３．０ｗｔ％に決定することが、実験によって習得された。銅含有量は最も好ましい上限は１．５ｗｔ％である。
オーステナイトステンレス鋼等級の腐食特性に及ぼす銅の影響は議論の余地がある。しかしながら、これは銅が硫酸中の耐食性を非常に改良することを明確にすることであると考慮され、これはこの適用分野の鋼に対しては非常に重要である。試験において、銅は製造観点から特に管の製造に対して好ましい元素であることが示され、このために銅の添加が管に適用する材料に対して特に重要である。しかしながら、高含有量のマンガンと組み合わされた高含有量の銅は熱間延性を非常に害するために、銅含有量の上限は３．０ｗｔ％に決定することが、実験によって習得された。銅含有量は最も好ましい上限は１．５ｗｔ％である。
タングステン（Ｗ）
タングステンは孔食と応力腐食割れに付いての耐性を増加する。しかし、クロム含有量並びにモリブデン含有量と組み合わせたあまりにも高含有量のタングステンとの合金化によって、金属間析出に対する危険が増加することが含まれる。したがって、タングステン含有量は０〜６．０ｗｔ％の範囲内にすべきであり、好ましくは０〜４．０ｗｔ％である。
タングステンは孔食と応力腐食割れに付いての耐性を増加する。しかし、クロム含有量並びにモリブデン含有量と組み合わせたあまりにも高含有量のタングステンとの合金化によって、金属間析出に対する危険が増加することが含まれる。したがって、タングステン含有量は０〜６．０ｗｔ％の範囲内にすべきであり、好ましくは０〜４．０ｗｔ％である。
延性の付加
マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、セリウム（Ｃｅ）、ボロン（Ｂ）、ランタン（Ｌａ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、チタン（Ｔｉ）及びネオジウム（Ｎｄ）の群の元素の少なくとも１種を、熱間加工性を改良するために、２．０ｗｔ％以下の濃度で添加する必要がある。
マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、セリウム（Ｃｅ）、ボロン（Ｂ）、ランタン（Ｌａ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、チタン（Ｔｉ）及びネオジウム（Ｎｄ）の群の元素の少なくとも１種を、熱間加工性を改良するために、２．０ｗｔ％以下の濃度で添加する必要がある。
実施態様の記載
図示するがそれに限定することを目的としない、本願発明の幾つかの実施態様を示す。
図示するがそれに限定することを目的としない、本願発明の幾つかの実施態様を示す。
本発明のテスト鋼及び既知の鋼の化学組成を表１に示し、これらは比較目的のために示す。
全部で１１個の１７０−ｋｇテスト鋳塊が高周波真空炉で作られた。さらに、２．２トンの実物大の鋳塊が製造され、それらの組成をヒート番号１２として示す。ヒート番号及びテスト鋳塊の組成は表１に示される。
全部で１１個の１７０−ｋｇテスト鋳塊が高周波真空炉で作られた。さらに、２．２トンの実物大の鋳塊が製造され、それらの組成をヒート番号１２として示す。ヒート番号及びテスト鋳塊の組成は表１に示される。
表１．試験材料の組成（ｗｔ％）
ヒート
番号 Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｃｒ Ｎｉ Ｍｏ Ｃｕ Ｎ Ｃｅ
1 0.015 0.22 5.16 27.00 34.12 6.60 1.42 0.38 0.06
2 0.015 0.24 4.92 23.19 34.13 3.77 0.54 0.24 0.06
3 0.015 0.22 1.03 27.71 34.86 3.97 0.50 0.41 0.03
4 0.014 0.24 1.02 23.60 34.88 6.88 1.44 0.26 0.05
5 0.015 0.23 4.99 23.68 24.67 3.89 1.45 0.37 0.03
6 0.016 0.26 1.10 24.16 25.10 7.00 0.50 0.38 0.02
7 0.017 0.27 5.06 26.23 29.48 6.20 0.45 0.22 0.04
8 0.017 0.24 1.14 27.72 29.87 3.91 1.48 0.25 0.04
9 0.015 0.23 1.07 24.16 25.07 6.91 0.52 0.37 0.04
10 0.019 0.24 4.71 27.44 34.17 6.54 1.38 0.39 <0.01
11 0.011 0.27 5.1 26.5 33.7 5.9 0.011 0.38 0.03
12 0.012 0.34 5.04 26.44 33.96 5.26 0.080 0.080 0.01
A 0.004 0.05 0.03 22.3 60.0 16.0 0.011 0.002
B 0.020 3 24 22 7.3 0.5 0.50
C ≦0.02 ≦1 ≦1 20 25 6.5 1 0.2
ヒート
番号 Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｃｒ Ｎｉ Ｍｏ Ｃｕ Ｎ Ｃｅ
1 0.015 0.22 5.16 27.00 34.12 6.60 1.42 0.38 0.06
2 0.015 0.24 4.92 23.19 34.13 3.77 0.54 0.24 0.06
3 0.015 0.22 1.03 27.71 34.86 3.97 0.50 0.41 0.03
4 0.014 0.24 1.02 23.60 34.88 6.88 1.44 0.26 0.05
5 0.015 0.23 4.99 23.68 24.67 3.89 1.45 0.37 0.03
6 0.016 0.26 1.10 24.16 25.10 7.00 0.50 0.38 0.02
7 0.017 0.27 5.06 26.23 29.48 6.20 0.45 0.22 0.04
8 0.017 0.24 1.14 27.72 29.87 3.91 1.48 0.25 0.04
9 0.015 0.23 1.07 24.16 25.07 6.91 0.52 0.37 0.04
10 0.019 0.24 4.71 27.44 34.17 6.54 1.38 0.39 <0.01
11 0.011 0.27 5.1 26.5 33.7 5.9 0.011 0.38 0.03
12 0.012 0.34 5.04 26.44 33.96 5.26 0.080 0.080 0.01
A 0.004 0.05 0.03 22.3 60.0 16.0 0.011 0.002
B 0.020 3 24 22 7.3 0.5 0.50
C ≦0.02 ≦1 ≦1 20 25 6.5 1 0.2
ヒートＡは合金５９を示し、ヒートＢは６５４ＳＭＯを示し、且つヒートＣはＵＮＣ規格番号８９２６を示す。全ての鋳塊からテスト材料が、鍛造、押出し、熱処理、旋削加工／フライス加工及び１１２０℃で３０分間実施されて、引き続き水焼入れする最終熱処理により製造された。
この場合試験用として使用され、参照として使用された既知の鋼は示された範囲であり、これは試験をしたこの鋼の標準組成である組成に規定されている。
実施例１
耐全面腐食性は、本発明の鋼を次の環境に曝すことによって測定した。すなわち、
沸騰温度の１．５％ＨＣｌ
８０℃の３０％Ｈ2ＳＯ4
９０℃の５０％Ｈ2ＳＯ4
２５％蟻酸と５０％酢酸と２０００ｐｐｍのＣｌ-との混合物
９０℃で４１．９％Ｐ2Ｏ5と１．８％Ｆ-とで汚染した４３％Ｈ3ＰＯ4
耐全面腐食性は、本発明の鋼を次の環境に曝すことによって測定した。すなわち、
沸騰温度の１．５％ＨＣｌ
８０℃の３０％Ｈ2ＳＯ4
９０℃の５０％Ｈ2ＳＯ4
２５％蟻酸と５０％酢酸と２０００ｐｐｍのＣｌ-との混合物
９０℃で４１．９％Ｐ2Ｏ5と１．８％Ｆ-とで汚染した４３％Ｈ3ＰＯ4
それぞれの材料について、各溶液中で２回の試験をした。この試験は、次の手順に従って実施された。３回の期間の露出は１日と３日と３日であり、各期間の開始においてＺｎ帯板で活性化された。個々の試料のついての結果は、期間２と期間３との間の腐食速度の平均とした。試験結果は次のように要約することができる。
腐食速度（ｍｍ／年）
−沸騰温度の１．５％ＨＣｌ： １〜２．５
−８０℃の３０％Ｈ2ＳＯ4： ０
−９０℃の５０％Ｈ2ＳＯ4： ０．３５〜０．５５
−２５％蟻酸と５０％酢酸と
２０００ｐｐｍのＣｌ-との混合物： ０〜０．０２
−９０℃で４１．９％Ｐ2Ｏ5と１．８％Ｆ-とで
汚染した４３％Ｈ3ＰＯ4：
６５４ＳＭＯ ０．０５８１
ヒート１０ ０．０４６９
ヒート１１ ０．０４３８
腐食速度（ｍｍ／年）
−沸騰温度の１．５％ＨＣｌ： １〜２．５
−８０℃の３０％Ｈ2ＳＯ4： ０
−９０℃の５０％Ｈ2ＳＯ4： ０．３５〜０．５５
−２５％蟻酸と５０％酢酸と
２０００ｐｐｍのＣｌ-との混合物： ０〜０．０２
−９０℃で４１．９％Ｐ2Ｏ5と１．８％Ｆ-とで
汚染した４３％Ｈ3ＰＯ4：
６５４ＳＭＯ ０．０５８１
ヒート１０ ０．０４６９
ヒート１１ ０．０４３８
実施例２
その他の処理−、精製−、及び油脂−、及びガス−工業内では、これは海水での処理または処理しないことによる種々の薬剤の冷却でもってよくあることである。一般的な構成は、溶接するかまたは管状の板に導入した管を備えた管状の熱交換機を使用することである。管状熱交換器の通常のスタイルではないが、管はＵ字状に曲げられ、且つ入口と出口の双方が同じ管状の切妻状にされることである。これらのＵ字状の管が製造されるとき、冷間加工は曲げ部分に位置して、このため応力開放焼鈍が施される。管状部分は海水で冷却され、それによって塩化物を含む環境特に海水で優れた耐食性が要求される。海水中の腐食は塩化物局部腐食を特徴とする。標準方法のＡＳＴＭのＧ４８Ａが、海水中での局部腐食の試験方法として使用され、これは塩化処理をした海水を模擬するものであり、最も海水が腐食する状態であると考えられる。冷間加工は局部腐食に対する耐性を減少することを確立した。
その他の処理−、精製−、及び油脂−、及びガス−工業内では、これは海水での処理または処理しないことによる種々の薬剤の冷却でもってよくあることである。一般的な構成は、溶接するかまたは管状の板に導入した管を備えた管状の熱交換機を使用することである。管状熱交換器の通常のスタイルではないが、管はＵ字状に曲げられ、且つ入口と出口の双方が同じ管状の切妻状にされることである。これらのＵ字状の管が製造されるとき、冷間加工は曲げ部分に位置して、このため応力開放焼鈍が施される。管状部分は海水で冷却され、それによって塩化物を含む環境特に海水で優れた耐食性が要求される。海水中の腐食は塩化物局部腐食を特徴とする。標準方法のＡＳＴＭのＧ４８Ａが、海水中での局部腐食の試験方法として使用され、これは塩化処理をした海水を模擬するものであり、最も海水が腐食する状態であると考えられる。冷間加工は局部腐食に対する耐性を減少することを確立した。
続いて、試験片が取り出されて６０％の圧下率で冷間加工され、且つその後標準ＡＳＴＭのＧ４８Ｃのしたがって試験され、それによって、９２．５℃臨界孔食温度に対する値が得られた。参照鋼のＵＮＳ番号８９２６の６０％圧下率の冷間加工試料については、６４℃のＣＰＴ値が得られた。焼鈍状態で８７℃のＣＰＴ値を有する２５４ＳＭＯは、冷間加工状態で僅か６２．５〜７２．５℃であった。しかしながら、冷間加工状態の本発明の鋼に対する９２．５℃のＣＰＴは、１００℃のＣＰＴ値に非常に近くて、これは焼鈍状態の同一材料の試験で達成された。したがって、本発明の鋼は、冷間加工の程度にかかわりなく海水中の局部腐食について非常に優れた耐性を示し、または応力保持焼鈍が成されたか成されないかにかかわりなく、海水中の局部腐食について非常に優れた耐性を示した。これは、この鋼及び、例えば管、特にシームレス及びシーム溶接管のようなこの鋼で製造された製品を、海水冷却の適用における使用に非常に適切する。
実施例３
熱処理に適切な温度を見つけるために、焼鈍試験が８つのヒートについて１時間の種々の温度で行われた。顕微鏡組織を検査した後、その結果は表２に要約することができた。
熱処理に適切な温度を見つけるために、焼鈍試験が８つのヒートについて１時間の種々の温度で行われた。顕微鏡組織を検査した後、その結果は表２に要約することができた。
表２は種々の温度での顕微鏡組織の安定度を示す。
ヒート
番号 1050 1075 1100 1125 1150 1175 1200 1225 1250
1 - - - - - ○ ○ ○ ○
2 - ○ ○ ○ ○ - - - -
3 - - - Ｘ Ｘ ○ ○ ○ ○
4 - - Ｘ Ｘ ○ ○ - - -
5 ○ ○ ○ ○ ○ - - - -
6 - - - - - Ｘ × × ○
○：析出物無し
−：試験せず
×：形跡あり
Ｘ：相
ヒート
番号 1050 1075 1100 1125 1150 1175 1200 1225 1250
1 - - - - - ○ ○ ○ ○
2 - ○ ○ ○ ○ - - - -
3 - - - Ｘ Ｘ ○ ○ ○ ○
4 - - Ｘ Ｘ ○ ○ - - -
5 ○ ○ ○ ○ ○ - - - -
6 - - - - - Ｘ × × ○
○：析出物無し
−：試験せず
×：形跡あり
Ｘ：相
作られた焼鈍シリーズは、全ての変種材が１２５０℃で明確なオーステナイト組織になることが示された。
実施例４
熱間加工性を確かめるために、変種材１〜１０をグリーブルで試験をして適切な鍛造温度を決定した。得られたデータは最大延性と、並びに０％延性として規定される燃焼温度を評価した。この結果は次の式を用いて要約することができる。
最大延性：１２９．８−１．８６％Ｍｎ−８７．８６％Ｎ−７．４８％Ｍｏ
Ｔburning（燃焼温度）：１２６９−１．０９％Ｎｉ−３．１％Ｍｎ−４．１％Ｃｒ−１２８．６％Ｎ−８．６％Ｍｏ
熱間加工性を確かめるために、変種材１〜１０をグリーブルで試験をして適切な鍛造温度を決定した。得られたデータは最大延性と、並びに０％延性として規定される燃焼温度を評価した。この結果は次の式を用いて要約することができる。
最大延性：１２９．８−１．８６％Ｍｎ−８７．８６％Ｎ−７．４８％Ｍｏ
Ｔburning（燃焼温度）：１２６９−１．０９％Ｎｉ−３．１％Ｍｎ−４．１％Ｃｒ−１２８．６％Ｎ−８．６％Ｍｏ
これらの式の結果と、本発明のヒートと、参照ヒートを表３に示す。
表３
ヒート 最大延性（％） Ｔburning（燃焼温度）（℃）
1 37.4476 1221.113
2 71.3628 1248.483
3 62.1660 1254.799
4 53.5968 1232.131
5 58.9132 1242.915
6 42.0072 1228.447
7 54.6832 1247.244
9 43.6418 1230.627
10 37.8548 1223.494
11 42.7952 1225.727
12 74.0520 1269.288
A 9.88848 1157.081
B 25.6860 1207.340
C 61.7480 1239.150
表３
ヒート 最大延性（％） Ｔburning（燃焼温度）（℃）
1 37.4476 1221.113
2 71.3628 1248.483
3 62.1660 1254.799
4 53.5968 1232.131
5 58.9132 1242.915
6 42.0072 1228.447
7 54.6832 1247.244
9 43.6418 1230.627
10 37.8548 1223.494
11 42.7952 1225.727
12 74.0520 1269.288
A 9.88848 1157.081
B 25.6860 1207.340
C 61.7480 1239.150
グリーブル試験でマンガンが最大延性を悪化させることは、粒界に硫化マンガンを形成することに関係する。さらにその上に、マンガン、窒素及びモリブデンは熱間延性に対しては否定的である。モリブデン及び窒素は固溶強化効果を有し、並びにそれらが熱間加工性に著しい結果を与える再結晶をさらに困難にする。
ニッケル、マンガン、窒素及びモリブデンは燃焼温度を低下させ、一方クロムはそれを上昇させる。熱間加工性の観点で好ましい鋼を達成するために、代わりにクロムの含有量を可能な限り高く維持する必要がある。鋼を安定にするために、窒素に代えてニッケルは所定量にすべきである。その後窒素とモリブデンが所望の耐食性まで添加される。マンガンは総体的に避けられて、代わりに所望の窒素溶解度はクロムの含有量を増加することによって達成される。
実施例５
標準ＡＳＴＭのＧ４８Ａにしたがう試験は、ヒート８を除く全ての変種材の材料について実行した。開始温度は、５０℃の開始温度で試験をしたヒート１１と１２を除き、全ての変種材で２５℃であった。２回の試験が行われた。温度上昇は、全ての試料で５℃であった。使用された試験溶液は、ＨＣｌを添加していない通常の６％ＦｅＣｌ3であった。結果は、二つの試験片に付いての平均ＰＣＴとして扱った。最も良好な変種材の結果としては、孔食が１００℃の最高試験温度で出願しないことと考察する。電気化学試験は、ヒート８を除く全てのヒートで実施された。この場合に、環境は３％ＮａＣｌ溶液で負荷電位６００ｍＶ、ＳＣＥであった。開始温度は２０℃であり、５度ごとに上昇させた。各材料のヒートから６本の試料を試験した。電気化学試験からの結果は、８５〜９５℃の間のＣＰＴ値になると考えられる。
標準ＡＳＴＭのＧ４８Ａにしたがう試験は、ヒート８を除く全ての変種材の材料について実行した。開始温度は、５０℃の開始温度で試験をしたヒート１１と１２を除き、全ての変種材で２５℃であった。２回の試験が行われた。温度上昇は、全ての試料で５℃であった。使用された試験溶液は、ＨＣｌを添加していない通常の６％ＦｅＣｌ3であった。結果は、二つの試験片に付いての平均ＰＣＴとして扱った。最も良好な変種材の結果としては、孔食が１００℃の最高試験温度で出願しないことと考察する。電気化学試験は、ヒート８を除く全てのヒートで実施された。この場合に、環境は３％ＮａＣｌ溶液で負荷電位６００ｍＶ、ＳＣＥであった。開始温度は２０℃であり、５度ごとに上昇させた。各材料のヒートから６本の試料を試験した。電気化学試験からの結果は、８５〜９５℃の間のＣＰＴ値になると考えられる。
実施例６
引張強度は、図１の室温（ＲＴ）と、図２の１００℃と、図３の２００℃とで引っ張り試験で測定された。それぞれの温度で、それぞれの材料の変種材で二つの試料を試験した。変種材８は１００℃では試験をしなかった。その結果（降伏強度と伸び）が、それぞれの材料の変種材の二つの値の平均値として示された。室温での衝撃試験による衝撃強度は図４に示し、且つ−１９６℃は図５に示す。概ね３本の試験片が各温度で用いられ、その結果をこれらの３本の平均として示した。ヒート１〜８に対しては、半分の大きさの試験片（５×１０ｍｍの横断面）が使用され、ヒート１１〜１２に対しては、完全な大きさの試験片（１０×１０ｍｍの横断面）が用いられた。最良のヒートの降伏強度は、室温で４５０ＭＰａ及び２００℃で３２０ＭＰａであった。伸び値（Ａ）は概ね大きくて６０〜７０％であり、図６〜８に示す。最良のヒートの衝撃強度は、室温で３００Ｊ／ｃｍ2であり、且つ−１９６℃で２２０Ｊ／ｃｍ2であった。
引張強度は、図１の室温（ＲＴ）と、図２の１００℃と、図３の２００℃とで引っ張り試験で測定された。それぞれの温度で、それぞれの材料の変種材で二つの試料を試験した。変種材８は１００℃では試験をしなかった。その結果（降伏強度と伸び）が、それぞれの材料の変種材の二つの値の平均値として示された。室温での衝撃試験による衝撃強度は図４に示し、且つ−１９６℃は図５に示す。概ね３本の試験片が各温度で用いられ、その結果をこれらの３本の平均として示した。ヒート１〜８に対しては、半分の大きさの試験片（５×１０ｍｍの横断面）が使用され、ヒート１１〜１２に対しては、完全な大きさの試験片（１０×１０ｍｍの横断面）が用いられた。最良のヒートの降伏強度は、室温で４５０ＭＰａ及び２００℃で３２０ＭＰａであった。伸び値（Ａ）は概ね大きくて６０〜７０％であり、図６〜８に示す。最良のヒートの衝撃強度は、室温で３００Ｊ／ｃｍ2であり、且つ−１９６℃で２２０Ｊ／ｃｍ2であった。
実施例７
粒界腐食の程度を測定するために、ヒュー（Ｈｕｅｙ）試験が、標準ＡＳＴＭのＡ２６２−ｃにしたがい、６５％ＨＮＯ3で５×４８時間の間２倍の試験片で実施された。
粒界腐食の程度を測定するために、ヒュー（Ｈｕｅｙ）試験が、標準ＡＳＴＭのＡ２６２−ｃにしたがい、６５％ＨＮＯ3で５×４８時間の間２倍の試験片で実施された。
ヒート番号８を除く全てのヒートが試験された。その結果は２本の試験片の平均として、５区間の間の平均腐食比率を示した。試験をしたヒートの腐食比率を図９に示す。腐食比率は０．０６〜０．１６ｍｍ／年の間で変化すると思われる。
Claims (6)
- 高耐食性と、良好な耐全面腐食性と、良好な組織安定性との組み合わせを備えた超オーステナイトステンレス鋼であって、
ｗｔ％で、
Ｃｒ：２３．０〜３０．０
Ｎｉ：２５．０〜３５．０
Ｍｏ：２．０〜６．０
Ｍｎ：１．０〜６．０
Ｎ：０〜０．４
Ｃ：０．０５以下
Ｓｉ：１．０以下
Ｓ：０．０２以下
Ｃｕ：３．０以下
Ｗ：０〜６．０
Ｍｇ、Ｃｅ、Ｃａ、Ｂ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｄの族の１種以上の元素：２．０以下、及び
残部がＦｅと通常発生する不純物と製鋼添加物であり、且つ
シーム管のような管の製造に改良された加工性を備え、且つ酸性環境における使用に対して及び海水環境のような特に海水で冷却する塩基性環境に対して特に適性を備えることを特徴とする超オーステナイトステンレス鋼。 - クロムの含有量が２４．０〜３０．０ｗｔ％であり、ニッケルの含有量が２６．０〜３５．０ｗｔ％であり、モリブデンの含有量が３．７〜６．０ｗｔ％であり、マンガンの含有量が２．０〜６．０ｗｔ％であり、炭素の含有量が最大０．０３ｗｔ％であり、且つシリコンの含有量が最大０．８ｗｔ％であることを特徴とする請求項１記載の超オーステナイトステンレス鋼。
- 硫黄の含有量が最大０．００２ｗｔ％であることを特徴とする請求項１または２記載の超オーステナイトステンレス鋼。
- クロムの含有量が２７．０〜２９．０ｗｔ％であり、ニッケルの含有量が３０．０〜３５．０ｗｔ％であり、モリブデンの含有量が４．０〜５．５ｗｔ％であり、マンガンの含有量が３．０〜６．０ｗｔ％であり、炭素の含有量が最大０．０３ｗｔ％であり、シリコンの含有量が最大０．５ｗｔ％であり、且つ硫黄の含有量が最大０．００２ｗｔ％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の超オーステナイトステンレス鋼。
- 銅の含有量が最大１．５ｗｔ％であり、且つタングステンの含有量が０〜４．０ｗｔ％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の超オーステナイトステンレス鋼。
- Ｕ字状の曲がりに冷間曲げされ、海水のような塩基性環境に対する耐性に高い要求を満足する必要がある用途における熱交換器の管として使用される請求項１〜５に記載の鋼の用途。
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