JPH0222419A - オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 - Google Patents
オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法Info
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- JPH0222419A JPH0222419A JP63170481A JP17048188A JPH0222419A JP H0222419 A JPH0222419 A JP H0222419A JP 63170481 A JP63170481 A JP 63170481A JP 17048188 A JP17048188 A JP 17048188A JP H0222419 A JPH0222419 A JP H0222419A
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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
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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］
この発明はオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の
熱間圧延による製造方法に関するものである。
熱間圧延による製造方法に関するものである。
［従来技術］
従来広く用いられている３０４クラスのステンレス鋼は
一般的に優れた耐食性を示している。例えば、このクラ
スのステンレス鋼は１０％程度の水酸化ナトリウム水溶
液中では約２００℃でも応力腐食割れが生じないことが
報告されている。しかし、硫化物が含有されたアルカリ
環境ではステンレス鋼の応力腐食割れ感受性は高まり、
前述した条件下でも３０４クラスのステンレス鋼に応力
腐食割れが発生する。
一般的に優れた耐食性を示している。例えば、このクラ
スのステンレス鋼は１０％程度の水酸化ナトリウム水溶
液中では約２００℃でも応力腐食割れが生じないことが
報告されている。しかし、硫化物が含有されたアルカリ
環境ではステンレス鋼の応力腐食割れ感受性は高まり、
前述した条件下でも３０４クラスのステンレス鋼に応力
腐食割れが発生する。
［発明が解決しようとする課題］
ステンレスクラッド鋼板の一つの製造方法として、熱間
圧延法があるが、圧延時の歪みにより炭化物などの析出
が促進されるうえ圧延時に徐冷されるので、ステンレス
鋼中に、炭化物の粒界析出に伴うＣｒ欠乏層が形成され
、耐食性は低下する。この現象を鋭敏化と称する。ステ
ンレスクラッド鋼板においては、母材、すなわち炭素鋼
販の材質向上のために圧延後焼きならしが行われので更
に鋭敏化し易い、またステンレスクラッド鋼板を用いて
鏡板などを製造する場合に、熱間加工や、溶接、および
溶接歪み除去熱処理などが行われるので、−層鋭敏化が
進み易い６通常のステンレス鋼板では、製造時や加工時
に鋭敏化しても固溶化熱処理の実施によって析出物は固
溶し、Ｃｒ欠乏層は消失する。これに対してステンレス
クラッド鋼販は母材の材質が劣化するため固溶化熱処理
ができず、また板厚が大きいために十分な冷却速度が取
れない。
圧延法があるが、圧延時の歪みにより炭化物などの析出
が促進されるうえ圧延時に徐冷されるので、ステンレス
鋼中に、炭化物の粒界析出に伴うＣｒ欠乏層が形成され
、耐食性は低下する。この現象を鋭敏化と称する。ステ
ンレスクラッド鋼板においては、母材、すなわち炭素鋼
販の材質向上のために圧延後焼きならしが行われので更
に鋭敏化し易い、またステンレスクラッド鋼板を用いて
鏡板などを製造する場合に、熱間加工や、溶接、および
溶接歪み除去熱処理などが行われるので、−層鋭敏化が
進み易い６通常のステンレス鋼板では、製造時や加工時
に鋭敏化しても固溶化熱処理の実施によって析出物は固
溶し、Ｃｒ欠乏層は消失する。これに対してステンレス
クラッド鋼販は母材の材質が劣化するため固溶化熱処理
ができず、また板厚が大きいために十分な冷却速度が取
れない。
本発明は上記問題点の解決を図ったもので、硫化物を含
有するアルカリ環境において耐応力腐食割れ性が優れ、
かつ鋭敏化感受性の低いオーステナイト系ステンレスク
ラッド鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
有するアルカリ環境において耐応力腐食割れ性が優れ、
かつ鋭敏化感受性の低いオーステナイト系ステンレスク
ラッド鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
［課題を解決するための手段及び作用］上記目的を達成
するために、本発明の方法は重量％で、Ｃ： Ｑ、００
５〜０．０５０％、Ｓ ｉ ： ０．０２〜１．５０％
、Ｍ ｎ ： ０．０２〜２．００％、Ｐ ： ０．０
０２〜０．０４５％、Ｓ ： ０．０００５〜０．０３
０％、Ｎ ： ０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：２０×
Ｃ％以上、１．１％以下、Ｍｏ二 〇、１ 〜３．０
％ 、 Ｃｕ ： ０．１ 〜 Ｌ、５
％ 、 Ｃｒ ；２０．０〜２６．０％、Ｎ
ｉ ： （１，４×Ｃｒ−１８，０）％以上、２０．
０％以下を含有し、残部実質的にＦｅからなるオーステ
ナイト系ステンレス鋼を合わせ材として、低炭素鋼の母
材と重ねたスラブを最終圧延温度を９００°Ｃ以上、１
０００°Ｃ以下で熱間圧延してステンレスクラッド鋼を
製造する方法である。
するために、本発明の方法は重量％で、Ｃ： Ｑ、００
５〜０．０５０％、Ｓ ｉ ： ０．０２〜１．５０％
、Ｍ ｎ ： ０．０２〜２．００％、Ｐ ： ０．０
０２〜０．０４５％、Ｓ ： ０．０００５〜０．０３
０％、Ｎ ： ０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：２０×
Ｃ％以上、１．１％以下、Ｍｏ二 〇、１ 〜３．０
％ 、 Ｃｕ ： ０．１ 〜 Ｌ、５
％ 、 Ｃｒ ；２０．０〜２６．０％、Ｎ
ｉ ： （１，４×Ｃｒ−１８，０）％以上、２０．
０％以下を含有し、残部実質的にＦｅからなるオーステ
ナイト系ステンレス鋼を合わせ材として、低炭素鋼の母
材と重ねたスラブを最終圧延温度を９００°Ｃ以上、１
０００°Ｃ以下で熱間圧延してステンレスクラッド鋼を
製造する方法である。
以下に上記成分と最終圧延温度との選定理由を説明する
。第１表は供試鋼の化学成分（重量％）である。第１図
は応力腐食割れとＮｉ、Ｃｒ含有量との関係を示す図で
ある。先ずＮｉとＣｒは本発明の目的である、硫化物を
含むアルカリ環境下で優れた耐応力腐食割れ性を得るた
めに必須の成分であるのでこれらに関して第１表に示す
成分のステンレス鋼を用いて最適成分系を決定した。試
験にはＵ曲げ試験片を用い、何れも固溶化熱処理を行っ
た鋼板から製作した。試験条件として、温度１５０℃の
５％ＮａＯＨ＋２％Ｎａ２Ｓ水溶液に７２０時間浸漬し
て、割れの発生を調査した。その結果を第１図に示す。
。第１表は供試鋼の化学成分（重量％）である。第１図
は応力腐食割れとＮｉ、Ｃｒ含有量との関係を示す図で
ある。先ずＮｉとＣｒは本発明の目的である、硫化物を
含むアルカリ環境下で優れた耐応力腐食割れ性を得るた
めに必須の成分であるのでこれらに関して第１表に示す
成分のステンレス鋼を用いて最適成分系を決定した。試
験にはＵ曲げ試験片を用い、何れも固溶化熱処理を行っ
た鋼板から製作した。試験条件として、温度１５０℃の
５％ＮａＯＨ＋２％Ｎａ２Ｓ水溶液に７２０時間浸漬し
て、割れの発生を調査した。その結果を第１図に示す。
応力腐食割れはＮｉ：１０〜２０重量％、Ｃｒ：Ｌ５〜
２０重量％の範囲で認められた。この結果から、応力腐
食割れを避ける成分として、ＮｉとＣｒをそれぞれ単独
で２０％以上とするか、あるいはＮｉとＣｒを共に２０
％以上とすることが必要である。ただし、Ｎｉ含有量の
増加は炭素の固溶限を下げるので、鋭敏化特性の観点か
ら好ましくなく、経済性の観点からも高価なＮｉ含有量
を増やすのは不利である。よって、最適成分の考え方と
してＮｉ含有量は２０％以下とし、Ｃｒ含有量を増やす
方針を採った。すなわち、Ｃｒ含有量の下限としては耐
応力腐食を考慮して２０％、Ｎｉ含有量の下限としては
オーステナイトの安定のため（１，４Ｘ Ｃｒ−１８）
％とした。Ｃｒ含有量が多ければ耐食性は向上するが、
オーステナイト相が維持できなくなり熱間加工性が低下
するので好ましくない。そのためにＣｒの上限を２６％
とした。
２０重量％の範囲で認められた。この結果から、応力腐
食割れを避ける成分として、ＮｉとＣｒをそれぞれ単独
で２０％以上とするか、あるいはＮｉとＣｒを共に２０
％以上とすることが必要である。ただし、Ｎｉ含有量の
増加は炭素の固溶限を下げるので、鋭敏化特性の観点か
ら好ましくなく、経済性の観点からも高価なＮｉ含有量
を増やすのは不利である。よって、最適成分の考え方と
してＮｉ含有量は２０％以下とし、Ｃｒ含有量を増やす
方針を採った。すなわち、Ｃｒ含有量の下限としては耐
応力腐食を考慮して２０％、Ｎｉ含有量の下限としては
オーステナイトの安定のため（１，４Ｘ Ｃｒ−１８）
％とした。Ｃｒ含有量が多ければ耐食性は向上するが、
オーステナイト相が維持できなくなり熱間加工性が低下
するので好ましくない。そのためにＣｒの上限を２６％
とした。
第２表は供試鋼の化学成分（重量％）である。
第２図は連続冷却時の鋭敏化に対する炭素含有量とニオ
ブ含有量との関係を示す。第３図は熱間圧縮試験片の鋭
敏化に対する最終圧延温度とＮｂ／Ｃ比との関係を示す
。ＣとＮｂは鋭敏化の防止にもっとも寄与する成分であ
り、ステンレスクラッド鋼板の製造条件を考慮しながら
決定する必要がある。そこで、ＮｉとＣｒの含有量−を
耐応力腐食割れが優れた成分範囲のものに合わせ、Ｃと
Ｎｂを第２図に示すように変化させたステンレス鋼を用
いて鋭敏化挙動を調べた。直径６開、高さ９ ｍ＋ａの
円筒形の試験片を高周波誘導加熱によって、１１５０℃
から５００℃迄の範囲を１．５．１０℃／ｓｅｔで連続
して冷却し、鋭敏化の有無をＪＩＳＧＯ５７１に定める
しゆう酸電解エツチング試験により調べた。１℃／ｓａ
：はステンレスクラッド鋼板の冷却速度に相当し、１０
℃／冠は固溶化熱処理時の冷却速度に相当する。此れら
の試験片の鋭敏化の調査結果をＣ，Ｎｂで整理して第２
図に示す。まず、Ｎｂが含有されていない鋼種について
は、冷却速度が１０’Ｃ／寛であれば０．０８％とＣ含
有量が多くても鋭敏化が認められなかった。しかし、冷
却速度が小さくなると鋭敏化が起こるようになり、Ｃを
０．０１％まで低下させても１．５℃／戴の冷却速度で
は鋭敏化を生じた。ステンレスクラッド銅銀の鋭敏化防
止は低Ｃ化だけでは困難であることを示している。Ｎｂ
添加鋼種についてはＮｂ含有量が増えると鋭敏化が生じ
難くなり、ｌｏ×Ｃ％以上のＮｂが含有されると５°Ｃ
／ ｓｔｙの冷却速度でも鋭敏化が生じないようになっ
た。Ｎｂ含有量が更に増し、２０×Ｃ％以上になると１
°Ｃ／ ｗでも鋭敏化は生じないようになった。此れら
の結果から、ステンレスクラッド鋼板製造時の冷却速度
に等しい］、 ’Ｃ／ ｘで鋭敏化を防止するためには
、Ｃが０．０５％以下で２０×Ｃ％以上のＮｂ含有量が
必要なことが示された。Ｃ含有量の下限は製鋼上の制約
から０．０００５％とした。Ｎ ｌ）は高価であり、経
済性の観点から必要最小量に押さえることが望ましく、
添加量が多くなると造塊中に、ノズルの閉塞等の不都合
を生ずるので上限を１．１％とした。Ｐは耐粒界腐食感
受性と塩化物中の応力割れ性を高めるため、少ないほう
が望ましいが精練の限界から下限を０．００２％とし、
上限を実用上の問題の無い０．０４５％とした。Ｓは熱
間加工性と対孔食性を損なうため、少ないほうが望まし
いが精練の限界から下限を０．０００５％とし、上限を
実用」二の問題のない０ 、０３０％とした。ＮはＮｂ
と結合して窒化物を作り、Ｃｒ炭化物の生成防止の働き
を阻害するので、少ないほうが良いが０，０５％以下で
は実害が無い。通常の真空溶解では０．００５〜０．０
５％の範囲で含有されるので上限を実用上の問題のない
０，０５％、下限を０．００５％とした。Ｍｏは含有量
が増すとともに耐孔食性を向上するが、中性の塩化物環
境における耐応力腐食割れ性を低下する。また高価な元
素であり、フェライト形成元素でもあるため、経済性と
組織、対孔食性の観点から上限を３．０％、下限を０゜
１％とした。Ｃｕは含有量の増加とともに耐酸性を向上
するが、含有量が多いと熱間加工性を損なうため、耐酸
性と熱間加工性の観点から上限を１．５％、下限を０．
１％とした。
ブ含有量との関係を示す。第３図は熱間圧縮試験片の鋭
敏化に対する最終圧延温度とＮｂ／Ｃ比との関係を示す
。ＣとＮｂは鋭敏化の防止にもっとも寄与する成分であ
り、ステンレスクラッド鋼板の製造条件を考慮しながら
決定する必要がある。そこで、ＮｉとＣｒの含有量−を
耐応力腐食割れが優れた成分範囲のものに合わせ、Ｃと
Ｎｂを第２図に示すように変化させたステンレス鋼を用
いて鋭敏化挙動を調べた。直径６開、高さ９ ｍ＋ａの
円筒形の試験片を高周波誘導加熱によって、１１５０℃
から５００℃迄の範囲を１．５．１０℃／ｓｅｔで連続
して冷却し、鋭敏化の有無をＪＩＳＧＯ５７１に定める
しゆう酸電解エツチング試験により調べた。１℃／ｓａ
：はステンレスクラッド鋼板の冷却速度に相当し、１０
℃／冠は固溶化熱処理時の冷却速度に相当する。此れら
の試験片の鋭敏化の調査結果をＣ，Ｎｂで整理して第２
図に示す。まず、Ｎｂが含有されていない鋼種について
は、冷却速度が１０’Ｃ／寛であれば０．０８％とＣ含
有量が多くても鋭敏化が認められなかった。しかし、冷
却速度が小さくなると鋭敏化が起こるようになり、Ｃを
０．０１％まで低下させても１．５℃／戴の冷却速度で
は鋭敏化を生じた。ステンレスクラッド銅銀の鋭敏化防
止は低Ｃ化だけでは困難であることを示している。Ｎｂ
添加鋼種についてはＮｂ含有量が増えると鋭敏化が生じ
難くなり、ｌｏ×Ｃ％以上のＮｂが含有されると５°Ｃ
／ ｓｔｙの冷却速度でも鋭敏化が生じないようになっ
た。Ｎｂ含有量が更に増し、２０×Ｃ％以上になると１
°Ｃ／ ｗでも鋭敏化は生じないようになった。此れら
の結果から、ステンレスクラッド鋼板製造時の冷却速度
に等しい］、 ’Ｃ／ ｘで鋭敏化を防止するためには
、Ｃが０．０５％以下で２０×Ｃ％以上のＮｂ含有量が
必要なことが示された。Ｃ含有量の下限は製鋼上の制約
から０．０００５％とした。Ｎ ｌ）は高価であり、経
済性の観点から必要最小量に押さえることが望ましく、
添加量が多くなると造塊中に、ノズルの閉塞等の不都合
を生ずるので上限を１．１％とした。Ｐは耐粒界腐食感
受性と塩化物中の応力割れ性を高めるため、少ないほう
が望ましいが精練の限界から下限を０．００２％とし、
上限を実用上の問題の無い０．０４５％とした。Ｓは熱
間加工性と対孔食性を損なうため、少ないほうが望まし
いが精練の限界から下限を０．０００５％とし、上限を
実用」二の問題のない０ 、０３０％とした。ＮはＮｂ
と結合して窒化物を作り、Ｃｒ炭化物の生成防止の働き
を阻害するので、少ないほうが良いが０，０５％以下で
は実害が無い。通常の真空溶解では０．００５〜０．０
５％の範囲で含有されるので上限を実用上の問題のない
０，０５％、下限を０．００５％とした。Ｍｏは含有量
が増すとともに耐孔食性を向上するが、中性の塩化物環
境における耐応力腐食割れ性を低下する。また高価な元
素であり、フェライト形成元素でもあるため、経済性と
組織、対孔食性の観点から上限を３．０％、下限を０゜
１％とした。Ｃｕは含有量の増加とともに耐酸性を向上
するが、含有量が多いと熱間加工性を損なうため、耐酸
性と熱間加工性の観点から上限を１．５％、下限を０．
１％とした。
ステンレスクラッド鋼板を製造する際の最適条件につい
ては、第２表に示す溶解材から直径６止、高さ９止の試
験片を製作して、熱間圧延と溶接後熱処理を模擬した熱
間圧縮試験を行い鋭敏化に対する圧延条件の影響を検討
した。試験片を１２５０℃に加熱した後、１２００°Ｃ
と１１００°Ｃでそれぞれ２０％ずつ圧下を加え、最終
圧延において、圧延温度を８５０〜１０００℃の範囲に
おいて５０℃づつ変え、圧下を２０％にとった。このよ
うな加工・熱履歴を受けた試験片の断面についてしゅう
酸電解エツチングにより鋭敏化を調べた。試験片の鋭敏
化状況を最終圧延温度とＮｂ／Ｃの比で整理して第３図
に示す、第３図においてはＯ段状組織、Ｃはピッｌ−状
組織、Ｃは混合組織、・は溝状組織を示す。
ては、第２表に示す溶解材から直径６止、高さ９止の試
験片を製作して、熱間圧延と溶接後熱処理を模擬した熱
間圧縮試験を行い鋭敏化に対する圧延条件の影響を検討
した。試験片を１２５０℃に加熱した後、１２００°Ｃ
と１１００°Ｃでそれぞれ２０％ずつ圧下を加え、最終
圧延において、圧延温度を８５０〜１０００℃の範囲に
おいて５０℃づつ変え、圧下を２０％にとった。このよ
うな加工・熱履歴を受けた試験片の断面についてしゅう
酸電解エツチングにより鋭敏化を調べた。試験片の鋭敏
化状況を最終圧延温度とＮｂ／Ｃの比で整理して第３図
に示す、第３図においてはＯ段状組織、Ｃはピッｌ−状
組織、Ｃは混合組織、・は溝状組織を示す。
鋭敏化の度合いは段状組織がもっとも小さく、溝状組織
がもっとも大きい。Ｎｂを含有しない鋼種とｌｏ×Ｃ％
以下のＮｂを含有する鋼種は、最終圧延温度８００〜１
０５０℃の範囲では溝状組織となり激しい鋭敏化を生じ
た。ｌｏ×Ｃ％以上のＮｂを含有する鋼種では、Ｎｂ／
Ｃが軽度になるとともに最終圧延温度依存性が顕著にな
った。すなわちＮｂ／Ｃの比が１０では９００〜９５０
℃の範囲で最終圧延を行うと混合組織となり、それ以外
の圧延温度では溝状組織となった。Ｎｂ／Ｃが２０にな
ると、９００℃と］０００’Ｃの温度で最終圧延を行う
とビット状組織となり、９５０°Ｃの最終圧延温度では
段状組織となり、鋭敏化は認められなくなった。以上の
結果から、ステンレスクラッド鋼板を製造する際、２０
×Ｃ％以上のＮｂを含有するステンレス鋼を用いて、最
終圧延温度を９００〜１０００℃の範囲に限定すれば鋭
敏化を防止でき、さらに９５０°Ｃを選択すれば最も効
果的に鋭敏化を防止できることが明らかになった。
がもっとも大きい。Ｎｂを含有しない鋼種とｌｏ×Ｃ％
以下のＮｂを含有する鋼種は、最終圧延温度８００〜１
０５０℃の範囲では溝状組織となり激しい鋭敏化を生じ
た。ｌｏ×Ｃ％以上のＮｂを含有する鋼種では、Ｎｂ／
Ｃが軽度になるとともに最終圧延温度依存性が顕著にな
った。すなわちＮｂ／Ｃの比が１０では９００〜９５０
℃の範囲で最終圧延を行うと混合組織となり、それ以外
の圧延温度では溝状組織となった。Ｎｂ／Ｃが２０にな
ると、９００℃と］０００’Ｃの温度で最終圧延を行う
とビット状組織となり、９５０°Ｃの最終圧延温度では
段状組織となり、鋭敏化は認められなくなった。以上の
結果から、ステンレスクラッド鋼板を製造する際、２０
×Ｃ％以上のＮｂを含有するステンレス鋼を用いて、最
終圧延温度を９００〜１０００℃の範囲に限定すれば鋭
敏化を防止でき、さらに９５０°Ｃを選択すれば最も効
果的に鋭敏化を防止できることが明らかになった。
本発明の鋼種は硫化物を含有するアルカリ環境において
耐応力腐食割れ性に優れており、また、鋭敏化感受性が
低いので優れた耐食性を持っている。
耐応力腐食割れ性に優れており、また、鋭敏化感受性が
低いので優れた耐食性を持っている。
第２表 供試鋼の化学成分（！量％）
第１表 供試鋼の化学成分（重量％）
［実施例］
第３表は供試鋼の化学組成（重量％）である。
第４表は母材の成分く重量％）である、第５表は各圧延
条件、圧延後の加工における実施例である。第３表に示
す応力腐食割れと鋭敏化に対する成分面からの防止策を
講じたクラツド鋼の合わせ材を溶解し、連続鋳造でスラ
ブを作り、熱間圧延を行ってクラッド素材を製作した。
条件、圧延後の加工における実施例である。第３表に示
す応力腐食割れと鋭敏化に対する成分面からの防止策を
講じたクラツド鋼の合わせ材を溶解し、連続鋳造でスラ
ブを作り、熱間圧延を行ってクラッド素材を製作した。
このステンレス鋼と第４表に示す炭素鋼を組み合わせて
スラブを作り、１１５０℃〜１２５０℃に加熱した後、
熱間圧延を行い２５．５０ｍ＋ｓの厚みを持つクラツド
鋼板を得た。このときの最終圧延温度を９００〜１００
０℃として、製造条件の選択により鋭敏化の防止を図っ
た。圧延後室温まで空冷した後、一部のステンレスクラ
ッド鋼板には９１０℃で焼きならしを行った。此れらの
クラツド鋼から供試材を切りだし、構造物などに加工さ
れる場合を想定して溶接、溶接後熱処理（６２５℃、１
〜４時間）を行い、溶接熱影響部と合わせ材についてし
ゅう酸電解エツチングにより鋭敏化の度合いを調べると
ともに、Ｕ曲げ応力腐食割れ試験片を１５０℃の５％Ｎ
ａＯＨ＋２％Ｎａ２ Ｓ水溶液に７２０時間浸漬して応
力腐食割れの発生を調べた。また、比較のため成分によ
る鋭敏化対策未実施材（Ｇｌ、Ｇ２）および従来材（Ｇ
３）も用いてステンレスクラッド鋼板を製作し、同じ条
件の溶接、熱処理を実施し鋭敏化感受性と耐応力腐食割
れ性を調べた。
スラブを作り、１１５０℃〜１２５０℃に加熱した後、
熱間圧延を行い２５．５０ｍ＋ｓの厚みを持つクラツド
鋼板を得た。このときの最終圧延温度を９００〜１００
０℃として、製造条件の選択により鋭敏化の防止を図っ
た。圧延後室温まで空冷した後、一部のステンレスクラ
ッド鋼板には９１０℃で焼きならしを行った。此れらの
クラツド鋼から供試材を切りだし、構造物などに加工さ
れる場合を想定して溶接、溶接後熱処理（６２５℃、１
〜４時間）を行い、溶接熱影響部と合わせ材についてし
ゅう酸電解エツチングにより鋭敏化の度合いを調べると
ともに、Ｕ曲げ応力腐食割れ試験片を１５０℃の５％Ｎ
ａＯＨ＋２％Ｎａ２ Ｓ水溶液に７２０時間浸漬して応
力腐食割れの発生を調べた。また、比較のため成分によ
る鋭敏化対策未実施材（Ｇｌ、Ｇ２）および従来材（Ｇ
３）も用いてステンレスクラッド鋼板を製作し、同じ条
件の溶接、熱処理を実施し鋭敏化感受性と耐応力腐食割
れ性を調べた。
実施例をまとめて第５表に示す。本発明の試料Ｎｏ１〜
３は成分と製造条件から鋭敏化の防止を図ったものであ
り、最終圧延温度が１０００℃であるため圧下率が１０
〜２０％の範囲で変わってもビット組織であり、耐応力
腐食割れ性も十分であった。
３は成分と製造条件から鋭敏化の防止を図ったものであ
り、最終圧延温度が１０００℃であるため圧下率が１０
〜２０％の範囲で変わってもビット組織であり、耐応力
腐食割れ性も十分であった。
比較例の試料Ｎ［、４は試料Ｎ［Ｌ１〜３と同じ組成ス
テンレス鋼を用いた例であるが、最終圧延温度を８００
℃としたため溝状組織となった。またこの材料には応力
腐食割れが発生した。これは鋭敏化によりＣｒ欠乏層が
生成したので、この部分の耐応力腐食割性が低下したも
のと考えられる。
テンレス鋼を用いた例であるが、最終圧延温度を８００
℃としたため溝状組織となった。またこの材料には応力
腐食割れが発生した。これは鋭敏化によりＣｒ欠乏層が
生成したので、この部分の耐応力腐食割性が低下したも
のと考えられる。
本発明の試料Ｎ［Ｌ５，６は製品板厚が５０龍と厚いも
ので、圧延や熱処理時の冷却速度は１℃／意より小さい
と考えられ、鋭敏化の観点から非常に不利と判断される
。それにもかかわらず、成分と最終圧延温度の最適化に
よってビット、あるいは段状組織という低鋭敏化怒受性
が確認された。また、耐応力腐食割れ性についても十分
な性能が示された。
ので、圧延や熱処理時の冷却速度は１℃／意より小さい
と考えられ、鋭敏化の観点から非常に不利と判断される
。それにもかかわらず、成分と最終圧延温度の最適化に
よってビット、あるいは段状組織という低鋭敏化怒受性
が確認された。また、耐応力腐食割れ性についても十分
な性能が示された。
本発明の試料Ｎ［Ｌ ７はＮｂ含有量が多くＮｂ／Ｃが
大きいため、最終圧延延度が９００°Ｃでも段状組繊が
得られた。しかし９００℃未満になると激しい鋭敏化が
起こるようになり、比較例の試料ＮＬ８のように８５０
℃では溝状組織となった。試料Ｎα７の耐応力腐食割れ
性は十分であったが、試料ＮＩＩＬ８では割れが生じた
。
大きいため、最終圧延延度が９００°Ｃでも段状組繊が
得られた。しかし９００℃未満になると激しい鋭敏化が
起こるようになり、比較例の試料ＮＬ８のように８５０
℃では溝状組織となった。試料Ｎα７の耐応力腐食割れ
性は十分であったが、試料ＮＩＩＬ８では割れが生じた
。
本発明の試料Ｎ１９〜１１では、Ｃ含有量が規定範囲の
上限に近いが、最終圧延延度を９００°Ｃ２９５０°Ｃ
としたため段状組織であり、試料Ｎ１１１においては製
品板厚が５０１あるうえ４時間の応力除去熱処理と行っ
てら、ビット組織であった。此れらの何れにも応力腐食
割れは生じなかった６本発明の試料Ｎ１１１２〜１５は
圧延後に焼きならしを行い、その後溶接、応力除去熱処
理を実施したものである。これらには鋭敏化、応力腐食
割れは生じなかった。成分が規定の範囲にあり、最終圧
延温度を９００〜１０００℃にとれば、その後ステンレ
スクラッド鋼が熱処理を受けても鋭敏化は生じないこと
を示している。
上限に近いが、最終圧延延度を９００°Ｃ２９５０°Ｃ
としたため段状組織であり、試料Ｎ１１１においては製
品板厚が５０１あるうえ４時間の応力除去熱処理と行っ
てら、ビット組織であった。此れらの何れにも応力腐食
割れは生じなかった６本発明の試料Ｎ１１１２〜１５は
圧延後に焼きならしを行い、その後溶接、応力除去熱処
理を実施したものである。これらには鋭敏化、応力腐食
割れは生じなかった。成分が規定の範囲にあり、最終圧
延温度を９００〜１０００℃にとれば、その後ステンレ
スクラッド鋼が熱処理を受けても鋭敏化は生じないこと
を示している。
比較例の試料阻１６は低Ｃ化した材料であるがＮｂが含
有されていないため、最終圧延温度を９５０℃としても
混合組織となり、応力腐食割れも発生した。
有されていないため、最終圧延温度を９５０℃としても
混合組織となり、応力腐食割れも発生した。
比較例の試料Ｎａ１７．１８ではＮｂが含有されている
が、Ｎｂ／Ｃが１０なので鋭敏化防止が不十分であり、
試料Ｎα１７では混合組織となった。
が、Ｎｂ／Ｃが１０なので鋭敏化防止が不十分であり、
試料Ｎα１７では混合組織となった。
また試料Ｎ［Ｌ １８では応力除去熱処理時間が長いた
め鋭敏化が進み、溝状組織となった。またいずれも応力
腐食割れが発生した。
め鋭敏化が進み、溝状組織となった。またいずれも応力
腐食割れが発生した。
比較例の試料ＮＩＬ１９．２０は従来材の３０４Ｌであ
り、発明鋼に較べてＣｒ、Ｎｉ含有量が少なく、低Ｃ化
のため鋭敏化を生ずることはなかったが、応力腐食割れ
を防止するには不十分な組成である。
り、発明鋼に較べてＣｒ、Ｎｉ含有量が少なく、低Ｃ化
のため鋭敏化を生ずることはなかったが、応力腐食割れ
を防止するには不十分な組成である。
第３表 供試鋼の化学成分（３１１１％）［発明の効果
］ 硫化物を含有するアルカリ環境において優れた耐応力腐
食割れ性を示すステンレスクラッド鋼板を鋭敏化するこ
と無く熱間圧延によって製造することが可能になった。
］ 硫化物を含有するアルカリ環境において優れた耐応力腐
食割れ性を示すステンレスクラッド鋼板を鋭敏化するこ
と無く熱間圧延によって製造することが可能になった。
また、圧延後に溶接、熱処理を実施しても鋭敏化は発生
しなかった。
しなかった。
第１図は応力腐食割れとＮｉ、Ｃｒ含有量との関係を示
すグラフ、第２図は連続冷却時の鋭敏化に対する炭素含
有量とニオブ含有量との関係を示すグラフ、第３図は熱
間圧縮試験片の鋭敏化に対する最終圧延温度とＮｂ／Ｃ
比との関係を示すグラフである。
すグラフ、第２図は連続冷却時の鋭敏化に対する炭素含
有量とニオブ含有量との関係を示すグラフ、第３図は熱
間圧縮試験片の鋭敏化に対する最終圧延温度とＮｂ／Ｃ
比との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．
０２〜１．５０％、Ｍｎ：０．０２〜２．００％、Ｐ：
０．００２〜０．０４５％、Ｓ：０．０００５〜０．０
３０％、Ｎ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：２０×Ｃ
％以上、１．１％以下、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｃｕ
：０．１〜１．５％、Ｃｒ：２０．０〜２６．０％、Ｎ
ｉ：（１．４×Ｃｒ−１８．０）％以上、２０．０％以
下を含有し、残部実質的にＦｅからなるオーステナイト
系ステンレス鋼を合わせ材として、低炭素鋼の母材と重
ねたスラブを熱間で圧延してステンレスクラッド鋼板を
製造する方法において、最終圧延温度を９００℃以上、
１０００℃以下とすることを特徴とするオーステナイト
系ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63170481A JPH0672256B2 (ja) | 1988-07-08 | 1988-07-08 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63170481A JPH0672256B2 (ja) | 1988-07-08 | 1988-07-08 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0222419A true JPH0222419A (ja) | 1990-01-25 |
| JPH0672256B2 JPH0672256B2 (ja) | 1994-09-14 |
Family
ID=15905750
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63170481A Expired - Fee Related JPH0672256B2 (ja) | 1988-07-08 | 1988-07-08 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0672256B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03277541A (ja) * | 1990-03-28 | 1991-12-09 | Nippon Steel Corp | 耐食性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼を母材とするチタンクラッド鋼板およびその製造方法 |
| JP2007197821A (ja) * | 2005-12-26 | 2007-08-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| CN103451555A (zh) * | 2013-08-02 | 2013-12-18 | 安徽三联泵业股份有限公司 | 水泵叶轮用不锈钢材料及其制备方法 |
| JP2014005509A (ja) * | 2012-06-26 | 2014-01-16 | Hitachi-Ge Nuclear Energy Ltd | 高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼及び溶接継手構造 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
| JPS6043465A (ja) * | 1983-08-19 | 1985-03-08 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 低温靭性に優れた熱延クラツド鋼板およびその製造方法 |
| JPS62176690A (ja) * | 1986-01-30 | 1987-08-03 | Kobe Steel Ltd | ステンレスクラツド鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-07-08 JP JP63170481A patent/JPH0672256B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
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|---|---|---|---|---|
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| JP2014005509A (ja) * | 2012-06-26 | 2014-01-16 | Hitachi-Ge Nuclear Energy Ltd | 高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼及び溶接継手構造 |
| CN103451555A (zh) * | 2013-08-02 | 2013-12-18 | 安徽三联泵业股份有限公司 | 水泵叶轮用不锈钢材料及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0672256B2 (ja) | 1994-09-14 |
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|---|---|---|---|
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