JPH0694057B2 - 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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- JPH0694057B2 JPH0694057B2 JP62314834A JP31483487A JPH0694057B2 JP H0694057 B2 JPH0694057 B2 JP H0694057B2 JP 62314834 A JP62314834 A JP 62314834A JP 31483487 A JP31483487 A JP 31483487A JP H0694057 B2 JPH0694057 B2 JP H0694057B2
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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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- 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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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- 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
- 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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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,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。
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。
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。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、この結果これらの
製品の断面部において本来目的とする耐食性が確保でき
ないことが判明した。本発明者等はすでに、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）。本発明者
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。
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、この結果これらの
製品の断面部において本来目的とする耐食性が確保でき
ないことが判明した。本発明者等はすでに、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）。本発明者
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。
〔課題を解決するための手段」 本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（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≦30ppm、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:0.005〜0.05％、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、鋳造温度（タ
ンディッ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）を25℃以上として鋳片断面におけ
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。
％、Ｐ≦0.04％、Cr:15〜35％、Ni:10〜40％、Mo:3〜13
％、Ｓ≦30ppm、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:0.005〜0.05％、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、鋳造温度（タ
ンディッ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）を25℃以上として鋳片断面におけ
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≦30ppm、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:0.005〜0.05％、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、鋳造温度（タ
ンディッ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）を25℃以上として鋳片断面におけ
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、次いで該鋳片に1100℃以上、1350℃以下の温
度Ｔ（℃）で保定時間を10Ｋ分間以上とする均熱を施
し、この均熱時間と圧延開始前の均熱時間との合計が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。
％、Ｐ≦0.04％、Cr:15〜35％、Ni:10〜40％、Mo:3〜13
％、Ｓ≦30ppm、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:0.005〜0.05％、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、鋳造温度（タ
ンディッ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）を25℃以上として鋳片断面におけ
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、次いで該鋳片に1100℃以上、1350℃以下の温
度Ｔ（℃）で保定時間を10Ｋ分間以上とする均熱を施
し、この均熱時間と圧延開始前の均熱時間との合計が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。
但し、Ｋ＝10.0−0.0066T （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≦30ppm、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:0.005〜0.05％、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、鋳造温度（タ
ンディッ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）を25℃以上として鋳片断面におけ
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、次いで該鋳片に1100℃以上、1350℃以下の温
度Ｔ（℃）で保定時間を10Ｋ分間以上とする均熱を施
し、この均熱時間と圧延開始前の均熱時間との合計が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
を行い、得られた鋼板に1100℃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。
％、Ｐ≦0.04％、Cr:15〜35％、Ni:10〜40％、Mo:3〜13
％、Ｓ≦30ppm、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:0.005〜0.05％、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、鋳造温度（タ
ンディッ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）を25℃以上として鋳片断面におけ
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、次いで該鋳片に1100℃以上、1350℃以下の温
度Ｔ（℃）で保定時間を10Ｋ分間以上とする均熱を施
し、この均熱時間と圧延開始前の均熱時間との合計が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
を行い、得られた鋼板に1100℃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。
但し、Ｋ＝10.0−0.0066T 以下に、本発明を詳細に説明する。
本発明者等はMoを多量に含有する合金である20Cr−18Ni
−6.0Mo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。
−6.0Mo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
ちタンディッ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℃）と等軸晶比率の関係について
検討した。具体的には140〜250mm厚のCC鋳片についてΔ
Ｔ（℃）を変えかつ電磁攪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％FeCl3溶液中での孔食試験によるC.P.T.（Critical
Pitting Temperature）を求めた。
ちタンディッ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℃）と等軸晶比率の関係について
検討した。具体的には140〜250mm厚のCC鋳片についてΔ
Ｔ（℃）を変えかつ電磁攪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％FeCl3溶液中での孔食試験によるC.P.T.（Critical
Pitting Temperature）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
のソーキングを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
のソーキングを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。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やCr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。
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やCr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（℃）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℃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℃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75℃以上にも上昇す
ることが判明した。電磁攪拌は等軸晶域を拡大し、孔食
抵抗には好ましくない。第４図は20％Cr-18％Ni-6.2％M
o-0.2％Ｎを基本成分系とするオーステナイト系ステン
レス鋼のCC鋳片のσ相の消滅挙動を、均熱温度と保定時
間の関係で調査した結果に基づいて作成したもので、斜
線部分が析出なしの領域を示す。なお、境界線は、保定
時間をｔ（min）とすると、ｔ＝10Ｋ,K＝10.0−0.0066T
で表現される。
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℃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℃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75℃以上にも上昇す
ることが判明した。電磁攪拌は等軸晶域を拡大し、孔食
抵抗には好ましくない。第４図は20％Cr-18％Ni-6.2％M
o-0.2％Ｎを基本成分系とするオーステナイト系ステン
レス鋼のCC鋳片のσ相の消滅挙動を、均熱温度と保定時
間の関係で調査した結果に基づいて作成したもので、斜
線部分が析出なしの領域を示す。なお、境界線は、保定
時間をｔ（min）とすると、ｔ＝10Ｋ,K＝10.0−0.0066T
で表現される。
これら鋳片からの製造条件としては既に、特願昭62−20
1028号で提案しているところであるが第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（均熱）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℃/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。
1028号で提案しているところであるが第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（均熱）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℃/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、このような高合金鋼の耐孔食性を改
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（タンディ
ッ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。
ッ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。
鋳片のソーキングは第４図に示す均熱温度と保定時間の
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（均熱）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。
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（均熱）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℃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。900℃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。
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℃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。900℃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。
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,Mn:8％以下、P:0.
04％以下,Cr:15〜35％,Ni:10〜40％,Mo:3〜13％，でS:3
0ppm以下,O:70ppm以下,Al:0.001〜0.1％,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。
04％以下,Cr:15〜35％,Ni:10〜40％,Mo:3〜13％，でS:3
0ppm以下,O:70ppm以下,Al:0.001〜0.1％,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。
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。
Si:Si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。
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。
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。
P:P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。
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。
S:S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、Ｏ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。
れば低い程よく、Ｏ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。
O: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。
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。
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。
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。
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。
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。
Al:Alは強力な脱酸剤として0.001〜0.1％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。
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。３％を超え
ると熱間加工性を劣化させる。
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。
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。
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。0.008％を超えると耐食性を劣化さ
せる。
囲で選択添加する。0.008％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。
選択添加する。0.05％をこえると耐食性を劣化させる。
V: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。
１％以下で選択添加する。１％を超えると効果が飽和す
る。
W:W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。
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。
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。
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、Al,Ti,Ca,Ce等々を選択添加した。Ｓが30ppm以
下、Ｏ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（℃）
を主に制御して25℃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
（℃）と等軸晶率を表３に併せて示した。比較材は同成
分系をΔＴ（℃）15℃で鋳造し、等軸晶率60％のもので
ある。これらの鋳片を1220℃〜1270℃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℃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６〜35mmに、ホットストリップミルでは３〜6.5m
m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℃の間で３〜60分保定し900℃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％FeCl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。
鋼を電気炉−AOD法によって溶製し、脱硫、脱酸を十分
に行い、Al,Ti,Ca,Ce等々を選択添加した。Ｓが30ppm以
下、Ｏ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（℃）
を主に制御して25℃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
（℃）と等軸晶率を表３に併せて示した。比較材は同成
分系をΔＴ（℃）15℃で鋳造し、等軸晶率60％のもので
ある。これらの鋳片を1220℃〜1270℃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℃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６〜35mmに、ホットストリップミルでは３〜6.5m
m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℃の間で３〜60分保定し900℃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％FeCl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、等軸晶を減少
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℃を確保したが、鋳造温度ΔＴ（℃）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℃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℃を確保したが、鋳造温度ΔＴ（℃）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℃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℃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℃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℃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.≧70℃を確保した
が、鋳造温度ΔＴ（℃）が小さい比較材ではC.P.T.は65
℃に到らなかった。
均熱した後、熱間圧延機で30％〜45％の圧延を実施し、
次いで1240℃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℃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.≧70℃を確保した
が、鋳造温度ΔＴ（℃）が小さい比較材ではC.P.T.は65
℃に到らなかった。
以上に述べた如く本発明によれば、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できるので、
産業上の効果は極めて大きい。
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できるので、
産業上の効果は極めて大きい。
第１図は20％Cr-18％Ni-6.2％Mo-0.2％Ｎを基本成分系
とするオーステナイト系ステンレス鋼の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
℃）と鋳片断面の等軸晶率（140〜250mm厚スラブ）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（℃）との関係を示す図、第４図は20％
Cr-18％Ni-6.2％Mo-0.2％Ｎを基本成分とするオーステ
ナイト系ステンレス鋼のCC鋳片のσ相の消成挙動を、均
熱温度と保定時間の関係で調査した結果に基づいて作成
した図である。
とするオーステナイト系ステンレス鋼の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
℃）と鋳片断面の等軸晶率（140〜250mm厚スラブ）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（℃）との関係を示す図、第４図は20％
Cr-18％Ni-6.2％Mo-0.2％Ｎを基本成分とするオーステ
ナイト系ステンレス鋼のCC鋳片のσ相の消成挙動を、均
熱温度と保定時間の関係で調査した結果に基づいて作成
した図である。
Claims (3)
- 【請求項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≦30ppm、Ｏ≦70ppm、Al:0.001〜0.1％、N:0.0
1〜0.5％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、鋳造温
度（タンディッ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）を25℃以上として鋳片断面
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。 - 【請求項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≦30ppm、Ｏ≦70ppm、Al:0.001〜0.1％、N:0.0
1〜0.5％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、鋳造温
度（タンディッ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）を25℃以上として鋳片断面
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、次いで該鋳片に1100℃以上、1350℃以
下の温度Ｔ（℃）で保定時間を10Ｋ分間以上とする均熱
を施し、この均熱時間と圧延開始前の均熱時間との合計
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
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。 但し、Ｋ＝10.0−0.0066T - 【請求項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≦30ppm、Ｏ≦70ppm、Al:0.001〜0.1％、N:0.0
1〜0.5％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、鋳造温
度（タンディッ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）を25℃以上として鋳片断面
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、次いで該鋳片に1100℃以上、1350℃以
下の温度Ｔ（℃）で保定時間を10Ｋ分間以上とする均熱
を施し、この均熱時間と圧延開始前の均熱時間との合計
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
圧延を行い、得られた鋼板に1100℃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。 但し、Ｋ＝10.0−0.0066T
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 JPH01154848A (ja) | 1989-06-16 |
| JPH0694057B2 true 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) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101356866B1 (ko) * | 2011-12-26 | 2014-01-28 | 주식회사 포스코 | 내식성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
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| JPH03162517A (ja) * | 1989-11-21 | 1991-07-12 | Kubota Corp | スーパーオーステナイト系ステンレス鋼の溶体化処理方法 |
| SE465373B (sv) * | 1990-01-15 | 1991-09-02 | Avesta Ab | Austenitiskt rostfritt staal |
| JPH057990A (ja) * | 1990-10-08 | 1993-01-19 | Kawasaki Steel Corp | 継目無鋼管用丸ビレツトの製造方法 |
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| JPH06336652A (ja) * | 1993-05-27 | 1994-12-06 | Agency Of Ind Science & Technol | 原子力発電所海水ポンプ用ステンレス鍛鋼 |
| KR100224487B1 (ko) † | 1995-02-09 | 1999-10-15 | 에모또 간지 | 오오스테나이트계 스테인레스강의 연속주조방법 |
| JPH09217150A (ja) * | 1996-02-14 | 1997-08-19 | Nidatsuku Kk | 耐塩化物局部腐食性に優れたオーステナイトステンレス鋼 |
| FI103083B1 (fi) | 1997-01-20 | 1999-04-15 | Nokia Telecommunications Oy | Pakettiradioverkko ja menetelmä reititysalueen päivittämiseksi |
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