JPH01154848A - 耐海水性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
耐海水性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH01154848A JPH01154848A JP62314834A JP31483487A JPH01154848A JP H01154848 A JPH01154848 A JP H01154848A JP 62314834 A JP62314834 A JP 62314834A JP 31483487 A JP31483487 A JP 31483487A JP H01154848 A JPH01154848 A JP H01154848A
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- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
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- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/10—Supplying or treating molten metal
- B22D11/11—Treating the molten metal
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- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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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〕
本発明は熱間加工性および耐食性にすぐれた高合金ステ
ンレス鋼に関するものであり、特に海水に対する耐食性
が優れた高合金ステンレス鋼の製造方法に関するもので
ある。
ンレス鋼に関するものであり、特に海水に対する耐食性
が優れた高合金ステンレス鋼の製造方法に関するもので
ある。
高合金ステンレス鋼は特に厳しい耐食性、耐熱性、耐酸
化性が要求される場合に使用され、特に耐海水ステンレ
ス鋼は今後ますます重要性が増大する傾向にある。これ
らの合金は多くの場合、Ｃｒ。
化性が要求される場合に使用され、特に耐海水ステンレ
ス鋼は今後ますます重要性が増大する傾向にある。これ
らの合金は多くの場合、Ｃｒ。
Ｎｉ、 Ｍｏ、 Ｓｉ等を多量に含有しており、またＮ
はステンレス鋼の強度と耐食性改善元素として積極的に
活用が望まれる元素である。このように高合金化された
ステンレス鋼は高温域での加工性が劣り、従来インゴッ
ト法による製造を余儀なくされていた。本発明者等は特
願昭６０−４１１８号（特開昭６１−１６３２４７号公
報）にて提示したようにこれらの高合金鋼の連続鋳造化
を進めてきたが、これらの連続鋳造鋳片（以下ＣＣ鋳片
という）では特有の問題が生じることが判明した。
はステンレス鋼の強度と耐食性改善元素として積極的に
活用が望まれる元素である。このように高合金化された
ステンレス鋼は高温域での加工性が劣り、従来インゴッ
ト法による製造を余儀なくされていた。本発明者等は特
願昭６０−４１１８号（特開昭６１−１６３２４７号公
報）にて提示したようにこれらの高合金鋼の連続鋳造化
を進めてきたが、これらの連続鋳造鋳片（以下ＣＣ鋳片
という）では特有の問題が生じることが判明した。
耐海水性に対してはＣｒ、 Ｍｏ、 Ｎが特に重要な合
金成分であることはよく知られている。特にＭｏを６％
以上含有することが耐食性の改善に有効であるが、この
Ｍｏを６％程度含有する２０Ｃｒ １８Ｎｉ系合金の
ＣＣ鋳片を鋳造すると、鋳造時に鋳片の中心部にＭｏ、
Ｃｒの合金元素の偏析が生じ、また鋳片の冷却過程で
σ相が析出することが判明した。
金成分であることはよく知られている。特にＭｏを６％
以上含有することが耐食性の改善に有効であるが、この
Ｍｏを６％程度含有する２０Ｃｒ １８Ｎｉ系合金の
ＣＣ鋳片を鋳造すると、鋳造時に鋳片の中心部にＭｏ、
Ｃｒの合金元素の偏析が生じ、また鋳片の冷却過程で
σ相が析出することが判明した。
このようなＣＣ鋳片を出発材として、スラブ加熱から熱
間圧延を経て厚板やホットコイルを製造し最終熱処理を
する場合、製造工程中にこのσ相が存在するために著し
く加工性が劣り、熱間加工時に耳割れ、面割れ等の割れ
を発生したり、σ相及び合金元素の偏析により最終製品
の特に板厚方向中心部の耐食性が劣化し、この結果これ
ら製品の断面部において本来目的とする耐食性が確保出
来ないことが判明した。発明者等はすでに、鋳片の熱間
加工性の改善や、板厚断面のσ相及び合金元素の偏析軽
減手段に関し、鋳片のソーキング（均熱）を主とする改
善法を提案している（特願昭６２−２０１０２８号）。
間圧延を経て厚板やホットコイルを製造し最終熱処理を
する場合、製造工程中にこのσ相が存在するために著し
く加工性が劣り、熱間加工時に耳割れ、面割れ等の割れ
を発生したり、σ相及び合金元素の偏析により最終製品
の特に板厚方向中心部の耐食性が劣化し、この結果これ
ら製品の断面部において本来目的とする耐食性が確保出
来ないことが判明した。発明者等はすでに、鋳片の熱間
加工性の改善や、板厚断面のσ相及び合金元素の偏析軽
減手段に関し、鋳片のソーキング（均熱）を主とする改
善法を提案している（特願昭６２−２０１０２８号）。
発明者等はさらに研究を進めた結果、耐孔食性の安定化
を確実にする鋳造法を解明して本発明を完成させた。
を確実にする鋳造法を解明して本発明を完成させた。
〔問題点を解決するための手段」
本発明の要旨とする処は下記のとおりである。
（１）重量で、Ｃ： ０．００５〜０．３％、Ｓｉ≦５
％、Ｍｎ５８％、Ｐ≦０．０４％、Ｃｒ：１５〜３５％
、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、Ｓ≦３０ｐ
ｐｍ。
％、Ｍｎ５８％、Ｐ≦０．０４％、Ｃｒ：１５〜３５％
、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、Ｓ≦３０ｐ
ｐｍ。
０≦７０ｐｐｍ 、 Ａｌ ：０．ＯＯｌ 〜０．１
％、Ｎ 、： ０．０１〜０．５％を含有し、選択成分
としてＣａ ： ０．００１〜０．００８％、Ｃｅ ：
０．００５〜０．０５％、Ｃｕ５３％、Ｎｂ５１％、
Ｖ≦１％、Ｗ≦２％、Ｚｒ≦Ｏ−５％、Ｔｉ≦０．５％
、Ｓｎ≦０．１％の１種または２種以上を含有し、残部
：Ｆｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系
ステンレス鋼を、鋳型に注入する溶鋼温度を変化させる
制御を行って鋳片断面における等軸品部分の比率を２５
％以下とする連続鋳造を行って鋳片を得、次いで該鋳片
を均熱した後熱間圧延することを特徴とする耐海水性に
優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
％、Ｎ 、： ０．０１〜０．５％を含有し、選択成分
としてＣａ ： ０．００１〜０．００８％、Ｃｅ ：
０．００５〜０．０５％、Ｃｕ５３％、Ｎｂ５１％、
Ｖ≦１％、Ｗ≦２％、Ｚｒ≦Ｏ−５％、Ｔｉ≦０．５％
、Ｓｎ≦０．１％の１種または２種以上を含有し、残部
：Ｆｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系
ステンレス鋼を、鋳型に注入する溶鋼温度を変化させる
制御を行って鋳片断面における等軸品部分の比率を２５
％以下とする連続鋳造を行って鋳片を得、次いで該鋳片
を均熱した後熱間圧延することを特徴とする耐海水性に
優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
（２） 重量で、Ｃ： ０．００５〜０．３％、Ｓｉ
５５％、Ｍｎ５８％、Ｐ≦０．０４％、Ｃｒ：１５〜３
５％、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、Ｓ≦３
０ｐｐｍ。
５５％、Ｍｎ５８％、Ｐ≦０．０４％、Ｃｒ：１５〜３
５％、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、Ｓ≦３
０ｐｐｍ。
Ｏ≦７０ｐｐｍ 、、Ａｌ ：０．ＯＯｌ 〜０．１％
、Ｎ ： ０．０１〜０．５％を含有し、選択成分とし
てＣａ ： ０．００１〜０．００８％、Ｃｅ ： ０
．００５〜０．０５％、Ｃｕ５３％、Ｎｂ５１％、Ｖ≦
１％、Ｗ≦２％、Ｚｒ≦０．５％、Ｔｉ≦０．５％、Ｓ
ｎ≦０．１％の１種または２種以上を含有し、残部二Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系ステ
ンレス鋼を、鋳型に注入する溶鋼温度を変化させる制御
を行って鋳片断面における等軸品部分の比率を２５％以
下とする連続鋳造を行って鋳片を得、次いで該鋳片を第
４図に斜線で示す温度・時間関係領域で均熱し、この均
熱時間を含む圧延開始前の時間が２時間以上となる時間
鋳片を保持した後熱間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板
に１１００°Ｃ以上の温度域で焼鈍を施した後９００℃
以上の温度域から水冷による冷却を行うト系ステンレス
鋼の製造方法。
、Ｎ ： ０．０１〜０．５％を含有し、選択成分とし
てＣａ ： ０．００１〜０．００８％、Ｃｅ ： ０
．００５〜０．０５％、Ｃｕ５３％、Ｎｂ５１％、Ｖ≦
１％、Ｗ≦２％、Ｚｒ≦０．５％、Ｔｉ≦０．５％、Ｓ
ｎ≦０．１％の１種または２種以上を含有し、残部二Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系ステ
ンレス鋼を、鋳型に注入する溶鋼温度を変化させる制御
を行って鋳片断面における等軸品部分の比率を２５％以
下とする連続鋳造を行って鋳片を得、次いで該鋳片を第
４図に斜線で示す温度・時間関係領域で均熱し、この均
熱時間を含む圧延開始前の時間が２時間以上となる時間
鋳片を保持した後熱間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板
に１１００°Ｃ以上の温度域で焼鈍を施した後９００℃
以上の温度域から水冷による冷却を行うト系ステンレス
鋼の製造方法。
（３）重量で、Ｃ： ０．００５〜０．３％、Ｓｉ５５
％、Ｍｎ５８％、Ｐ≦０．０４％、Ｃｒ：１５〜３５％
、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、Ｓ≦３０ｐ
ｐｍ、０≦７０ｐｐｍ 、、Ａｌ２ ： ０．００１〜
０．１％、Ｎ ： ０．０１〜０．５％を含有し、選択
成分としてＣａ ： ０．００１〜０．００８％、Ｃｅ
： ０．００５〜０．０５％、Ｃｕ５３％、Ｎｂ５１
％、Ｖ≦１％、Ｗ≦２％、Ｚｒ≦０．５％、Ｔｉ≦０．
５％、Ｓｎ≦０．１％の１種または２種以上を含有し、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイ
ト系ステンレス鋼を、鋳型に注入する溶鋼温度を変化さ
せる制御を行って鋳片断面における等軸品部分の比率を
２５％以下とする連続鋳造を行って鋳片を得、次いで該
鋳片を１０〜６０％の圧下率で行う粗圧延の前段或は後
段で、第４図に斜線で示す温度・時間関係領域で均熱し
、この均熱時間を含む仕上圧延開始前の時間が２時間以
上となる時間粗圧延材を保持した後仕上熱間圧延を行な
い、得られた鋼板に１１００°Ｃ以上の温度域から水冷
による冷却を行うことを特徴とする耐海水性に優れたオ
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
％、Ｍｎ５８％、Ｐ≦０．０４％、Ｃｒ：１５〜３５％
、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、Ｓ≦３０ｐ
ｐｍ、０≦７０ｐｐｍ 、、Ａｌ２ ： ０．００１〜
０．１％、Ｎ ： ０．０１〜０．５％を含有し、選択
成分としてＣａ ： ０．００１〜０．００８％、Ｃｅ
： ０．００５〜０．０５％、Ｃｕ５３％、Ｎｂ５１
％、Ｖ≦１％、Ｗ≦２％、Ｚｒ≦０．５％、Ｔｉ≦０．
５％、Ｓｎ≦０．１％の１種または２種以上を含有し、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイ
ト系ステンレス鋼を、鋳型に注入する溶鋼温度を変化さ
せる制御を行って鋳片断面における等軸品部分の比率を
２５％以下とする連続鋳造を行って鋳片を得、次いで該
鋳片を１０〜６０％の圧下率で行う粗圧延の前段或は後
段で、第４図に斜線で示す温度・時間関係領域で均熱し
、この均熱時間を含む仕上圧延開始前の時間が２時間以
上となる時間粗圧延材を保持した後仕上熱間圧延を行な
い、得られた鋼板に１１００°Ｃ以上の温度域から水冷
による冷却を行うことを特徴とする耐海水性に優れたオ
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
以下に、本発明の詳細な説明する。
本発明者等はＭｏを多量に含有する合金である２ ０Ｃ
ｒ −１８Ｎｉ ６． ＯＭｏを基本成分系とする合
金について、耐孔食性の安定化に関し、詳細に検討を加
えた。供試鋼の成分を表１に示す。
ｒ −１８Ｎｉ ６． ＯＭｏを基本成分系とする合
金について、耐孔食性の安定化に関し、詳細に検討を加
えた。供試鋼の成分を表１に示す。
検討項目としては連続鋳造の鋳造条件、特に鋳造温度即
ちタンデイツシュにおける溶鋼温度とその合金の融点の
差（溶鋼過熱温度ΔＴ℃）と等軸品比率の関係について
検討した。具体的には１４０〜２５０ ｍｍ厚のＣＣ鋳
片についてΔＴ（”Ｃ）を変えかつ電磁撹拌の有無を検
討した。その後鋳片を高温長時間の熱処理によるσ相を
消滅させることを検討し拡散消滅条件を検討した。以上
の条件を変化させると、σ相をはじめＭｏやＣｒの偏析
挙動が変化する。その後熱間圧延し、焼鈍した鋼板につ
いて孔食発生温度の調査を行い評価した。評価方法とし
てはＡＳＴＭ規格による６％ｌ？ｅＣ＃！ｓ溶液中での
孔食試験によるＣ、Ｐ、Ｔ、 （Ｃｒｉｔｉｃａｌ Ｐ
ｉｔｔｉｎｇＴｅｍｐｅｒａ ｔｕｒｅ）を求めた。
ちタンデイツシュにおける溶鋼温度とその合金の融点の
差（溶鋼過熱温度ΔＴ℃）と等軸品比率の関係について
検討した。具体的には１４０〜２５０ ｍｍ厚のＣＣ鋳
片についてΔＴ（”Ｃ）を変えかつ電磁撹拌の有無を検
討した。その後鋳片を高温長時間の熱処理によるσ相を
消滅させることを検討し拡散消滅条件を検討した。以上
の条件を変化させると、σ相をはじめＭｏやＣｒの偏析
挙動が変化する。その後熱間圧延し、焼鈍した鋼板につ
いて孔食発生温度の調査を行い評価した。評価方法とし
てはＡＳＴＭ規格による６％ｌ？ｅＣ＃！ｓ溶液中での
孔食試験によるＣ、Ｐ、Ｔ、 （Ｃｒｉｔｉｃａｌ Ｐ
ｉｔｔｉｎｇＴｅｍｐｅｒａ ｔｕｒｅ）を求めた。
その結果、鋼板の孔食発生温度に対して鋳造条件の影響
がきわめて大きいことが判明した。すなわち鋳造条件と
しては等軸晶比率を少なくするように鋳造することが極
めて重要で、あわせてすでに明らかにしたように、鋳片
のソーキング奇実施することがきわめて重要であること
が明らかになった。
がきわめて大きいことが判明した。すなわち鋳造条件と
しては等軸晶比率を少なくするように鋳造することが極
めて重要で、あわせてすでに明らかにしたように、鋳片
のソーキング奇実施することがきわめて重要であること
が明らかになった。
以下に本発明法の製造方法について詳細に説明する。
２０％Ｃｒ−１８％Ｎｉ−６，２％Ｍｏ−０，２％Ｎを
基本成分系とする合金のＣＣ鋳片には第１図に示すとお
りの多量の析出物が存在することがわかった。
基本成分系とする合金のＣＣ鋳片には第１図に示すとお
りの多量の析出物が存在することがわかった。
これらの析出物の代表的な組成は表２に示す通りでＸ線
回折によりσ相であると判明した。この鋳片に存在する
σ相はＭｏやＣｒが著しく富化しており、σ相の周辺に
はＭｏ’ｐＣｒの欠乏域を伴なう。これが最終製品まで
残留して孔食抵抗を劣化させることが判明した。この鋳
片に存在するσ相の減少及び消滅挙動に対して鋳造条件
の影響を検討した。その結果、鋳片の凝固組織がＭｏ、
Ｃｒ等の偏析に大きく影響し、σ相の生成に影響して
いることが判明した。
回折によりσ相であると判明した。この鋳片に存在する
σ相はＭｏやＣｒが著しく富化しており、σ相の周辺に
はＭｏ’ｐＣｒの欠乏域を伴なう。これが最終製品まで
残留して孔食抵抗を劣化させることが判明した。この鋳
片に存在するσ相の減少及び消滅挙動に対して鋳造条件
の影響を検討した。その結果、鋳片の凝固組織がＭｏ、
Ｃｒ等の偏析に大きく影響し、σ相の生成に影響して
いることが判明した。
第２図は鋳造条件のうちで溶鋼加熱温度ΔＴ（’Ｃ）に
対する鋳片の等軸晶率の変化を示している。又第３図は
これら鋳片を使用し１２００°Ｃで５ｈｒソーキングし
て厚板圧延し製造した厚板の孔食発生温度を調査した結
果である。発明者等は、等軸晶率が大きくなる程孔食抵
抗が劣化することをはじめて明らかにした。こうして、
鋳片で等軸晶率を２５％以下とすることが重要で、この
条件を満たした鋳片からスタートして、後述するソーキ
ング条件を加えることで、限界孔食温度（Ｃ，Ｐ、Ｔ、
）を６５°Ｃ以上にすることが出来る。特に等軸晶率
を少なくする程、ソーキングや圧延の効果が顕著で、Ｃ
，Ｐ、Ｔ。
対する鋳片の等軸晶率の変化を示している。又第３図は
これら鋳片を使用し１２００°Ｃで５ｈｒソーキングし
て厚板圧延し製造した厚板の孔食発生温度を調査した結
果である。発明者等は、等軸晶率が大きくなる程孔食抵
抗が劣化することをはじめて明らかにした。こうして、
鋳片で等軸晶率を２５％以下とすることが重要で、この
条件を満たした鋳片からスタートして、後述するソーキ
ング条件を加えることで、限界孔食温度（Ｃ，Ｐ、Ｔ、
）を６５°Ｃ以上にすることが出来る。特に等軸晶率
を少なくする程、ソーキングや圧延の効果が顕著で、Ｃ
，Ｐ、Ｔ。
がＶ≦°Ｃ以上にも上昇することが判明した。電磁撹拌
は等軸晶域を拡大し、孔食抵抗には好ましくない。これ
ら鋳片からの製造条件としては既に、特願昭６２−２０
１０２８号で提案している処であるが第４図に斜線部で
示す温度・時間関係領域でソーキング処理を粗圧延前ま
たは後に実施し、厚板およびホットストリップ圧延前の
加熱時間との合計均熱時間を２時間以上とったスラブを
熱間圧延し、圧延終了後７００℃以上の温度から３°Ｃ
／Ｓ以上の冷却速度で冷却を行った鋼板に、１１００℃
以上の焼鈍を施した後、水冷による冷却を行うことが重
要であることを解明した。
は等軸晶域を拡大し、孔食抵抗には好ましくない。これ
ら鋳片からの製造条件としては既に、特願昭６２−２０
１０２８号で提案している処であるが第４図に斜線部で
示す温度・時間関係領域でソーキング処理を粗圧延前ま
たは後に実施し、厚板およびホットストリップ圧延前の
加熱時間との合計均熱時間を２時間以上とったスラブを
熱間圧延し、圧延終了後７００℃以上の温度から３°Ｃ
／Ｓ以上の冷却速度で冷却を行った鋼板に、１１００℃
以上の焼鈍を施した後、水冷による冷却を行うことが重
要であることを解明した。
以上述べたように、このような高合金銅の耐孔食性を改
善する製造法を明らかにしたが、以下に限定理由を述べ
る。
善する製造法を明らかにしたが、以下に限定理由を述べ
る。
高合金鋼の鋳片の製造条件としては鋳造温度（タンデイ
ツシュにおける溶鋼温度とその合金の融点の差：ΔＴ℃
）をコントロールして、鋳片の等軸晶比率を２５％以下
にすることが重要である。
ツシュにおける溶鋼温度とその合金の融点の差：ΔＴ℃
）をコントロールして、鋳片の等軸晶比率を２５％以下
にすることが重要である。
等軸晶比率が大きいと、その後ソーキングや圧延を加え
ても、σ相の消滅はできずまた、Ｍｏ、 Ｃｒの偏析が
大きく、孔食抵抗は向上しない。
ても、σ相の消滅はできずまた、Ｍｏ、 Ｃｒの偏析が
大きく、孔食抵抗は向上しない。
鋳片のソーキングは第４図に示す温度と時間の条件が必
要であり、鋳造条件によっても変化するが、ソーキング
温度、圧延加熱温度が１１００℃以上でかつソーキング
時間と圧延のための加熱時間の合計時間が２時間を超え
ることが必要であり、この間に１０〜６０％の圧延を加
えることも一層有効である。これらの条件が満されると
孔食抵抗がさらに改善される。
要であり、鋳造条件によっても変化するが、ソーキング
温度、圧延加熱温度が１１００℃以上でかつソーキング
時間と圧延のための加熱時間の合計時間が２時間を超え
ることが必要であり、この間に１０〜６０％の圧延を加
えることも一層有効である。これらの条件が満されると
孔食抵抗がさらに改善される。
次いで熱間圧延においては熱間圧延後は空冷するとσ相
が析出しやすく熱間圧延後は水冷等の加速冷却を行なう
ことが望ましい。
が析出しやすく熱間圧延後は水冷等の加速冷却を行なう
ことが望ましい。
熱間圧延後の最終熱処理においては１１００℃以上で十
分時間をとりσ相を消滅させることが必要で冷却におい
ては水冷開始温度を極力１０００’Ｃ以上高温にし少な
くとも９００℃以上から急冷することが必要である。９
００℃未満からの急冷では焼鈍温度からの冷却中再びσ
相が析出して耐孔食性を劣化させることとなる。
分時間をとりσ相を消滅させることが必要で冷却におい
ては水冷開始温度を極力１０００’Ｃ以上高温にし少な
くとも９００℃以上から急冷することが必要である。９
００℃未満からの急冷では焼鈍温度からの冷却中再びσ
相が析出して耐孔食性を劣化させることとなる。
これらの考え方はＣＣ鋳片の熱間加工性を改善した次に
示す合金系について広く成り立つ。
示す合金系について広く成り立つ。
重量％でＣ： ０．００５〜０．３％、Ｓｉ：、５％以
下。
下。
Ｍｎ：８％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｃｒ：１５〜３
５％、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、でＳ：
３０ｐｐｍ以下、ｏニア０ｐｐｍ以下、Ａｊ！：０．０
０１〜０．１％、Ｎ：０．０１〜０．５％を含み、更に
Ｃａ ： ０．００１〜０．００８％、 Ｃｅ ： ０
．００５〜０．０５％を含有し、Ｃｕ：３％以下、Ｎｂ
：１％以下、ｖ：１％以下、Ｗ：２％以下、Ｚｒ：０．
５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｓｎ：０．１％以下の
各成分の一種又は二種以上を含有し、残部はＦｅおよび
不可避的不純物よりなる合金である。
５％、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、でＳ：
３０ｐｐｍ以下、ｏニア０ｐｐｍ以下、Ａｊ！：０．０
０１〜０．１％、Ｎ：０．０１〜０．５％を含み、更に
Ｃａ ： ０．００１〜０．００８％、 Ｃｅ ： ０
．００５〜０．０５％を含有し、Ｃｕ：３％以下、Ｎｂ
：１％以下、ｖ：１％以下、Ｗ：２％以下、Ｚｒ：０．
５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｓｎ：０．１％以下の
各成分の一種又は二種以上を含有し、残部はＦｅおよび
不可避的不純物よりなる合金である。
以下に、成分の限定理由を述べる。
Ｃ：Ｃはステンレス鋼の耐食性に有害であるが、強度の
点では望ましい元素である。０．００５％未満では製造
コストを増加させまた０、３％を超えると耐食性を大幅
に劣化させるため０．００５〜０．３％とした。
点では望ましい元素である。０．００５％未満では製造
コストを増加させまた０、３％を超えると耐食性を大幅
に劣化させるため０．００５〜０．３％とした。
Ｓｔ ： Ｓｔはステンレス鋼の耐食性を向上させ、ま
た耐酸化性にも有効な元素であり、５％を超えると熱間
加工性を劣化させる。
た耐酸化性にも有効な元素であり、５％を超えると熱間
加工性を劣化させる。
Ｍｎ ： Ｍｎは高価なＮｉの代替として添加でき、同
時にＮの固溶度を増すが耐食性を劣化させるので上限を
８％とした。８％を超えると耐食性、耐酸化性を劣化さ
せる。
時にＮの固溶度を増すが耐食性を劣化させるので上限を
８％とした。８％を超えると耐食性、耐酸化性を劣化さ
せる。
ＰＤＰは耐食性、熱間加工性の点では少ないほうが良好
であり、０．０４％以下とした。これを超えると耐食性
、熱間加工性を劣化させる。
であり、０．０４％以下とした。これを超えると耐食性
、熱間加工性を劣化させる。
ＳＯ３は熱間加工性を著しく劣化させる元素であり、低
ければ低い程よく、０と共に極力低くおさえることが必
要であり０．００３％以下とした。また耐食性の点から
も低い方が望ましく 、０．００３％以下とした。
ければ低い程よく、０と共に極力低くおさえることが必
要であり０．００３％以下とした。また耐食性の点から
も低い方が望ましく 、０．００３％以下とした。
０：ＯはＳと同様に熱間加工性を著しく劣化させる元素
であり、低ければ低い程よく、Ｓと共に極力低くおさえ
ることが必要であり０．００７％以下とした。
であり、低ければ低い程よく、Ｓと共に極力低くおさえ
ることが必要であり０．００７％以下とした。
Ｃｒ ： Ｃｒはステンレス鋼の基本成分であり、耐海
水性等の高い耐食性が要求される場合は、Ｍｏ、 Ｎｉ
とともに用いても１５％以上添加が必要となり、多いほ
ど耐食性、耐酸化性が向上するが３５％を超えるとその
効果が飽和しまた高価になる。
水性等の高い耐食性が要求される場合は、Ｍｏ、 Ｎｉ
とともに用いても１５％以上添加が必要となり、多いほ
ど耐食性、耐酸化性が向上するが３５％を超えるとその
効果が飽和しまた高価になる。
Ｎｉ：ＮｉはＣｒとともにステンレス鋼の基本成分であ
り、耐海水性等の高い耐食性が要求される場合は、Ｃｒ
＋ Ｍｏとともに用いられるがオーステナイト相を安定
化するために１０％以上添加が必要となり、多いほど耐
食性、耐酸化性が向上するが４０％を超えると高価にな
る。
り、耐海水性等の高い耐食性が要求される場合は、Ｃｒ
＋ Ｍｏとともに用いられるがオーステナイト相を安定
化するために１０％以上添加が必要となり、多いほど耐
食性、耐酸化性が向上するが４０％を超えると高価にな
る。
Ｎ：Ｎはステンレス鋼の強度と耐食性を向上させる元素
であり０．０１％以上の添加が必要であるが、０．５％
を超えると固溶度を超え気泡となる。
であり０．０１％以上の添加が必要であるが、０．５％
を超えると固溶度を超え気泡となる。
Ｍｏ ： Ｍｏはステンレス鋼の耐食性、特に耐海水性
を向上させる元素であり、３〜１３％の添加で効果が顕
著となる。３％未満では耐海水性が不足し、１３％を超
えると効果が飽和し、高価となる。
を向上させる元素であり、３〜１３％の添加で効果が顕
著となる。３％未満では耐海水性が不足し、１３％を超
えると効果が飽和し、高価となる。
＾１１：Ａ１．は強力な脱酸剤として０．００１〜０６
１％の範囲で添加する。０．１％を超えると耐食性、熱
間加工性を劣化させる。
１％の範囲で添加する。０．１％を超えると耐食性、熱
間加工性を劣化させる。
Ｃｕ ： Ｃｕはステンレス鋼の耐食性を向上させる元
素であり、用途により３％以下で選択添加させる。
素であり、用途により３％以下で選択添加させる。
３％を超えると熱間加工性を劣化させる。
Ｎｂ ： ＮｂはＮとともにステンレス鋼の強度を増し
、またＣを固定し耐食性を向上するため用途によって１
％以下で選択添加する。１％を超えると熱間加工性を劣
化させる。
、またＣを固定し耐食性を向上するため用途によって１
％以下で選択添加する。１％を超えると熱間加工性を劣
化させる。
Ｔｉ：ＴｉはＣを固定し耐食性を向上させまたＣａと共
存してＯを固定しＳｉ、 Ｍｎの酸化物を出現させず、
熱間加工性と耐食性を著しく向上させるため用途によっ
て０．５％以下で選択添加する。０，５％を超えると熱
間加工性を劣化させる。
存してＯを固定しＳｉ、 Ｍｎの酸化物を出現させず、
熱間加工性と耐食性を著しく向上させるため用途によっ
て０．５％以下で選択添加する。０，５％を超えると熱
間加工性を劣化させる。
Ｃａ ： Ｃａは強力な脱酸、脱硫剤として０．００１
〜０．００８％の範囲で選択添加する。ｏ、ｏｏｓ％を
超えると耐食性を劣化させる。
〜０．００８％の範囲で選択添加する。ｏ、ｏｏｓ％を
超えると耐食性を劣化させる。
Ｃｅ ： Ｃｅも強力な脱酸脱硫剤として０．００５〜
０．０５％の範囲で選択添加する。０．０５％をこえる
と耐食性を劣化させる。
０．０５％の範囲で選択添加する。０．０５％をこえる
と耐食性を劣化させる。
■：ｖはステンレス鋼の耐食性を向上させ、用途によっ
て１％以下で選択添加する。１％を超えると効果が飽和
する。
て１％以下で選択添加する。１％を超えると効果が飽和
する。
ＷＯＷはステンレス鋼の耐食性を向上させ、用途によっ
て２％以下で選択添加する。２％を超えると効果が飽和
する。
て２％以下で選択添加する。２％を超えると効果が飽和
する。
Ｓｎ ： Ｓｎはステンレス鋼の耐酸性を向上させ、用
途によって０．１％以下で選択添加する。０．１％を超
えると効果が飽和する。
途によって０．１％以下で選択添加する。０．１％を超
えると効果が飽和する。
Ｚｒ ： Ｚｒはステンレス鋼の耐食性を向上し、用途
によって０．５％以下で選択添加する。０．５％を超え
ると効果が飽和する。
によって０．５％以下で選択添加する。０．５％を超え
ると効果が飽和する。
実施例１
表３に示す化学組成を有する高Ｍｏを含有するステンレ
ス鋼を電気炉−ＡＯＤ法によって溶製し、脱硫、脱酸を
十分に行い、Ａｆ、 Ｔｉ、 Ｃａ、 Ｃｅ等々を選択
添加した。Ｓが３０ｐｐｍ以下、０が７０ｐｐｍ以下の
溶鋼を１４０〜２５０ｍｍ厚の連鋳スラブに鋳造した。
ス鋼を電気炉−ＡＯＤ法によって溶製し、脱硫、脱酸を
十分に行い、Ａｆ、 Ｔｉ、 Ｃａ、 Ｃｅ等々を選択
添加した。Ｓが３０ｐｐｍ以下、０が７０ｐｐｍ以下の
溶鋼を１４０〜２５０ｍｍ厚の連鋳スラブに鋳造した。
鋳造条件としては溶鋼過熱温度ΔＴ（’Ｃ）を主に制御
して２５°Ｃ以上を狙いとし、スラブ断面における等軸
晶率を２５％以下になるように鋳造した。ΔＴ（”Ｃ）
と等軸品率を表３に併せて示した。比較材は同成分系を
ΔＴ（”Ｃ）１５°Ｃで鋳造し、等軸晶率６０％のもの
である。これらの鋳片を１２２０°Ｃ〜１２７０°Ｃの
温度範囲で均熱し、鋳片の中心部の実質的均熱時間を５
時間とした。その後、通常の条件で手入れをおこない、
スラブを厚板工程、およびホットストリップ圧延向けに
振り分けそれぞれ通常のステンレス鋼の加熱条件である
１２００°Ｃ以上で加熱し厚板圧延とホットストリップ
ミルで圧延した。厚板圧延は６〜３５胴に、ホットスト
リップミルでは３〜６．５胴に熱間圧延した。
して２５°Ｃ以上を狙いとし、スラブ断面における等軸
晶率を２５％以下になるように鋳造した。ΔＴ（”Ｃ）
と等軸品率を表３に併せて示した。比較材は同成分系を
ΔＴ（”Ｃ）１５°Ｃで鋳造し、等軸晶率６０％のもの
である。これらの鋳片を１２２０°Ｃ〜１２７０°Ｃの
温度範囲で均熱し、鋳片の中心部の実質的均熱時間を５
時間とした。その後、通常の条件で手入れをおこない、
スラブを厚板工程、およびホットストリップ圧延向けに
振り分けそれぞれ通常のステンレス鋼の加熱条件である
１２００°Ｃ以上で加熱し厚板圧延とホットストリップ
ミルで圧延した。厚板圧延は６〜３５胴に、ホットスト
リップミルでは３〜６．５胴に熱間圧延した。
両者とも熱間圧延後は７００〜９００℃以上から水冷し
、σ相の析出を防止した。その後の焼鈍条件は１１２０
〜１２５０°Ｃの間で３〜６０分保定し９００°Ｃ以上
の高温から水冷を開始し冷却した。これらの製品から腐
食試験片を採取し６％ＦｅＣｆ、溶液中で温度を変えて
孔食試験を実施し、孔食発生温度を調査した。
、σ相の析出を防止した。その後の焼鈍条件は１１２０
〜１２５０°Ｃの間で３〜６０分保定し９００°Ｃ以上
の高温から水冷を開始し冷却した。これらの製品から腐
食試験片を採取し６％ＦｅＣｆ、溶液中で温度を変えて
孔食試験を実施し、孔食発生温度を調査した。
結果は本発明法による鋳造組織を制御し、等軸品を減少
させたものは孔食抵抗が良好であり、いずれの場合もＣ
，Ｐ、Ｔ、≧７０゛Ｃを確保したが、鋳造温度ΔＴ（’
Ｃ）が小さく等軸晶が多い比較材では孔食抵抗が全く劣
っており、Ｃ，Ｐ、Ｔ、は６５°Ｃを確保できなかった
。
させたものは孔食抵抗が良好であり、いずれの場合もＣ
，Ｐ、Ｔ、≧７０゛Ｃを確保したが、鋳造温度ΔＴ（’
Ｃ）が小さく等軸晶が多い比較材では孔食抵抗が全く劣
っており、Ｃ，Ｐ、Ｔ、は６５°Ｃを確保できなかった
。
〔実施例２〕
実施例１におけると同じＣＣ鋳片を使用し１２４０°Ｃ
で２時間均熱した後、熱間圧延機で３０％〜４５％の圧
延を実施し、次いで１２４０°Ｃで２時間均熱した。そ
の後手入れをし厚板工程において実施例１におけると同
様の方法で熱間圧延し２０ｍｍの厚板とし、圧延終了後
７００ ’Ｃ以上から水冷した。
で２時間均熱した後、熱間圧延機で３０％〜４５％の圧
延を実施し、次いで１２４０°Ｃで２時間均熱した。そ
の後手入れをし厚板工程において実施例１におけると同
様の方法で熱間圧延し２０ｍｍの厚板とし、圧延終了後
７００ ’Ｃ以上から水冷した。
その後十分固溶化熱処理し、孔食抵抗を調査した。
結果は本発明法による場合は、Ｃ，Ｐ、Ｔ、２７０°Ｃ
を確保したが、鋳造温度ΔＴ（’Ｃ）が小さい比較材で
はＣ，Ｐ、Ｔ、は６５°Ｃに到らなかった。
を確保したが、鋳造温度ΔＴ（’Ｃ）が小さい比較材で
はＣ，Ｐ、Ｔ、は６５°Ｃに到らなかった。
以上に述べた本発明によれば、従来問題のあった高合金
ステンレス鋼の鋳造組織を改善して安価な高耐食性ステ
ンレス鋼の製造を可能にするとともに、耐食性の点にお
いても、高合金化によるσ相等の析出物による劣化を防
止し十分な耐海水性を確保することが出来発明の効果は
きわめて大きい。
ステンレス鋼の鋳造組織を改善して安価な高耐食性ステ
ンレス鋼の製造を可能にするとともに、耐食性の点にお
いても、高合金化によるσ相等の析出物による劣化を防
止し十分な耐海水性を確保することが出来発明の効果は
きわめて大きい。
第１図は２０％Ｃｒ −１８％Ｎｉ−６，２％Ｍｏ−０
，２％Ｎを基本成分系とする合金のＣＣ鋳片の金属組織
を示す金属顕微鏡写真図、第２図は鋳造条件（ΔＴ’Ｃ
）と鋳片断面の等軸晶率（１４０〜２５０ｍｍｍススラ
ブとの関係を示す図、第３図は鋳造組織の等軸晶率と厚
板製品の限界孔食温度（°Ｃ）との関係を示す図、第４
図はオーステナイトステンレス鋼ＣＣ鋳片に存在するσ
相の減少及び消滅の挙動を示す温度と保定時間の関係を
示す図である。 〜 第１図 ハｒ（’ｃ） 第３図 等軸り車（％） 第４図 禅定時間（ｍａｎ） 手続補正書（自発） 昭和６３年１月１１日
，２％Ｎを基本成分系とする合金のＣＣ鋳片の金属組織
を示す金属顕微鏡写真図、第２図は鋳造条件（ΔＴ’Ｃ
）と鋳片断面の等軸晶率（１４０〜２５０ｍｍｍススラ
ブとの関係を示す図、第３図は鋳造組織の等軸晶率と厚
板製品の限界孔食温度（°Ｃ）との関係を示す図、第４
図はオーステナイトステンレス鋼ＣＣ鋳片に存在するσ
相の減少及び消滅の挙動を示す温度と保定時間の関係を
示す図である。 〜 第１図 ハｒ（’ｃ） 第３図 等軸り車（％） 第４図 禅定時間（ｍａｎ） 手続補正書（自発） 昭和６３年１月１１日
Claims (3)
- （１）重量で、Ｃ：０．００５〜０．３％、Ｓｉ≦５％
、Ｍｎ≦８％、Ｐ≦０．０４％、Ｃｒ：１５〜３５％、
Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、Ｓ≦３０ｐｐ
ｍ、０≦７０ｐｐｍ、、Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．０１〜０．５％を含有し、選択成分としてＣａ
：０．００１〜０．００８％、Ｃｅ：０．００５〜０．
０５％、Ｃｕ≦３％、Ｎｂ≦１％、Ｖ≦１％、Ｗ≦２％
、Ｚｒ≦０．５％、Ｔｉ≦０．５％、Ｓｎ≦０．１％の
１種または２種以上を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避
的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼を、鋳
型に注入する溶鋼温度を変化させる制御を行って鋳片断
面における等軸晶部分の比率を２５％以下とする連続鋳
造を行って鋳片を得、次いで該鋳片を均熱した後熱間圧
延することを特徴とする耐海水性に優れたオーステナイ
ト系ステンレス鋼の製造方法。 - （２）重量で、Ｃ：０．００５〜０．３％、Ｓｉ≦５％
、Ｍｎ≦８％、Ｐ≦０．０４％、Ｃｒ：１５〜３５％、
Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、Ｓ≦３０ｐｐ
ｍ、Ｏ≦７０ｐｐｍ、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ
：０．０１〜０．５％を含有し、選択成分としてＣａ：
０．００１〜０．００８％、Ｃｅ：０．００５〜０．０
５％、Ｃｕ≦３％、Ｎｂ≦１％、Ｖ≦１％、Ｗ≦２％、
Ｚｒ≦０．５％、Ｔｉ≦０．５％、Ｓｎ≦０．１％の１
種または２種以上を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避的
不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼を、鋳型
に注入する溶鋼温度を変化させる制御を行って鋳片断面
における等軸晶部分の比率を２５％以下とする連続鋳造
を行って鋳片を得、次いで該鋳片を第４図に斜線で示す
温度・時間関係領域で均熱し、この均熱時間を含む圧延
開始前の時間が２時間以上となる時間鋳片を保持した後
熱間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板に１１００℃以上
の温度域で焼鈍を施した後９００℃以上の温度域から水
冷による冷却を行うことを特徴とする耐海水性に優れた
オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。 - （３）重量で、Ｃ：０．００５〜０．３％、Ｓｉ≦５％
、Ｍｎ≦８％、Ｐ≦０．０４％、Ｃｒ：１５〜３５％、
Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：３〜１３％、Ｓ≦３０ｐｐ
ｍ、０≦７０ｐｐｍ、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ
：０．０１〜０．５％を含有し、選択成分としてＣａ：
０．００１〜０．００８％、Ｃｅ：０．００５〜０．０
５％、Ｃｕ≦３％、Ｎｂ≦１％、Ｖ≦１％、Ｗ≦２％、
Ｚｒ≦０．５％、Ｔｉ≦０．５％、Ｓｎ≦０．１％の１
種または２種以上を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避的
不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼を、鋳型
に注入する溶鋼温度を変化させる制御を行って鋳片断面
における等軸晶部分の比率を２５％以下とする連続鋳造
を行って鋳片を得、次いで該鋳片を１０〜６０％の圧下
率で行う粗圧延の前段或は後段で、第４図に斜線で示す
温度・時間関係領域で均熱し、この均熱時間を含む仕上
圧延開始前の時間が２時間以上となる時間粗圧延材を保
持した後仕上熱間圧延を行ない、得られた鋼板に１１０
０℃以上の温度域から水冷による冷却を行うことを特徴
とする耐渇水性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62314834A JPH0694057B2 (ja) | 1987-12-12 | 1987-12-12 | 耐海水性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
| EP88120631A EP0320820B1 (en) | 1987-12-12 | 1988-12-09 | Process for preparation of austenitic stainless steel having excellent seawater resistance |
| DE88120631T DE3885584T2 (de) | 1987-12-12 | 1988-12-09 | Verfahren zur Herstellung von austenitischem rostfreien Stahl mit ausgezeichneter Seewasserbeständigkeit. |
| US07/282,110 US4883544A (en) | 1987-12-12 | 1988-12-09 | Process for preparation of austenitic stainless steel having excellent seawater resistance |
| KR1019880016507A KR920004703B1 (ko) | 1987-12-12 | 1988-12-12 | 우수한 내해수성을 갖고 있는 오스테나이트 스테인레스강의 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62314834A JPH0694057B2 (ja) | 1987-12-12 | 1987-12-12 | 耐海水性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01154848A true JPH01154848A (ja) | 1989-06-16 |
| JPH0694057B2 JPH0694057B2 (ja) | 1994-11-24 |
Family
ID=18058160
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62314834A Expired - Lifetime JPH0694057B2 (ja) | 1987-12-12 | 1987-12-12 | 耐海水性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4883544A (ja) |
| EP (1) | EP0320820B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0694057B2 (ja) |
| KR (1) | KR920004703B1 (ja) |
| DE (1) | DE3885584T2 (ja) |
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| KR20160080306A (ko) * | 2014-12-26 | 2016-07-08 | 주식회사 포스코 | 슈퍼 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| JP2018100449A (ja) * | 2016-12-17 | 2018-06-28 | 株式会社不二越 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP2018172709A (ja) * | 2017-03-31 | 2018-11-08 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼、ろう付け構造体、ろう付け構造部品および排気ガス熱交換部品 |
| JP2021127502A (ja) * | 2020-02-14 | 2021-09-02 | 日本冶金工業株式会社 | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｃｕ合金 |
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| KR100224487B1 (ko) † | 1995-02-09 | 1999-10-15 | 에모또 간지 | 오오스테나이트계 스테인레스강의 연속주조방법 |
| FI103083B1 (fi) | 1997-01-20 | 1999-04-15 | Nokia Telecommunications Oy | Pakettiradioverkko ja menetelmä reititysalueen päivittämiseksi |
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