JPH08209309A - 溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモリブデン含有オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモリブデン含有オーステナイト系ステンレス鋼Info
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- JPH08209309A JPH08209309A JP3445895A JP3445895A JPH08209309A JP H08209309 A JPH08209309 A JP H08209309A JP 3445895 A JP3445895 A JP 3445895A JP 3445895 A JP3445895 A JP 3445895A JP H08209309 A JPH08209309 A JP H08209309A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶接後の熱処理等２次的な処理を施す必要の
ない、溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモリブデン
含有オ−ステナイト系ステンレス鋼を提供する。 【構成】 C ≦0.02%(重量% を表わす。以下同じ),Si≦
0.5%,Mn:1 〜2%,P≦0.03%,S ≦0.01%,Ni:6〜22%,Cr:13
〜27%,Mo:2〜3%,sol.Al ≦0.01%,N:0.03〜0.1%,Cu:≦0.
3%およびB:0.0010% 以下を含有し、残部：Feおよび不可
避不純物からなり、且つ、(1) 式：Ni＋30(C＋N)＋0.5
Mn−1.1 Cr−1.1 Mo−1.5 Si＋7.4 ≧0 を満たす化学成
分組成を有することからなる。望ましくは、上記発明に
付加して、(2) 式：Ni＋30(C＋N)＋0.5 Mn＋0.8 Cr＋0.
8 Mo＋1.2 Si−31.4≧0 を満たすことからなる。一層望
ましくは、上記何れかの発明の化学成分組成に付加し
て、B≦0.0005% であり、更に、Ti, Nb, V,Zr, Hfおよ
びTa内１種以上を合計で1.0%以下（無添加を含まず）を
含有することからなる。
ない、溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモリブデン
含有オ−ステナイト系ステンレス鋼を提供する。 【構成】 C ≦0.02%(重量% を表わす。以下同じ),Si≦
0.5%,Mn:1 〜2%,P≦0.03%,S ≦0.01%,Ni:6〜22%,Cr:13
〜27%,Mo:2〜3%,sol.Al ≦0.01%,N:0.03〜0.1%,Cu:≦0.
3%およびB:0.0010% 以下を含有し、残部：Feおよび不可
避不純物からなり、且つ、(1) 式：Ni＋30(C＋N)＋0.5
Mn−1.1 Cr−1.1 Mo−1.5 Si＋7.4 ≧0 を満たす化学成
分組成を有することからなる。望ましくは、上記発明に
付加して、(2) 式：Ni＋30(C＋N)＋0.5 Mn＋0.8 Cr＋0.
8 Mo＋1.2 Si−31.4≧0 を満たすことからなる。一層望
ましくは、上記何れかの発明の化学成分組成に付加し
て、B≦0.0005% であり、更に、Ti, Nb, V,Zr, Hfおよ
びTa内１種以上を合計で1.0%以下（無添加を含まず）を
含有することからなる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、溶接熱影響部の耐硝
酸腐食性に優れたモリブデン含有オ−ステナイト系ステ
ンレス鋼材、特に、硝酸プラントおよび原子燃料再処理
プラント等のように、厳しい耐硝酸腐食性が要求される
環境下において使用される構造用鋼材に好適な、モリブ
デン含有オ−ステナイト系ステンレス鋼に関するもので
ある。
酸腐食性に優れたモリブデン含有オ−ステナイト系ステ
ンレス鋼材、特に、硝酸プラントおよび原子燃料再処理
プラント等のように、厳しい耐硝酸腐食性が要求される
環境下において使用される構造用鋼材に好適な、モリブ
デン含有オ−ステナイト系ステンレス鋼に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】従来、耐硝酸腐食性に優れたオ−ステナ
イト系ステンレス鋼は、硝酸プラントや原子燃料再処理
プラント用材料として利用されている。これらの鋼板で
は溶接熱影響部において、Ｃｒ23Ｃ6 等のクロム炭化物
が析出することにより、著しく結晶粒界腐食が進行する
傾向がみられ、これを防ぐため鋼中のＣ含有量を低減し
た低炭素ステンレス鋼、または、Ｔｉまたは／およびＮ
ｂ等を添加することによってＣを固定する安定化ステン
レス鋼が開発されている。
イト系ステンレス鋼は、硝酸プラントや原子燃料再処理
プラント用材料として利用されている。これらの鋼板で
は溶接熱影響部において、Ｃｒ23Ｃ6 等のクロム炭化物
が析出することにより、著しく結晶粒界腐食が進行する
傾向がみられ、これを防ぐため鋼中のＣ含有量を低減し
た低炭素ステンレス鋼、または、Ｔｉまたは／およびＮ
ｂ等を添加することによってＣを固定する安定化ステン
レス鋼が開発されている。
【０００３】これらの内、硝酸塩等の塩類が存在し、耐
硝酸腐食性に加えて耐孔食性を必要とするような環境下
で使用されるオ−ステナイト系ステンレス鋼には、耐孔
食性を向上させる目的で、しばしばＭｏが添加される。
ところが、ＳＵＳ３１６等のＭｏを含有量したオ−ステ
ナイト系ステンレス鋼では、低炭素ステンレス鋼、また
は、安定化ステンレス鋼においても、溶接部熱影響部の
耐硝酸腐食性が劣化する傾向があった。一方、ＳＵＳ３
０４等のＭｏを含有しないオ−ステナイト系ステンレス
鋼の場合、低炭素ステンレス鋼、または、安定化ステン
レス鋼であれば、このような溶接後の耐硝酸腐食性の劣
化の問題は生じない。
硝酸腐食性に加えて耐孔食性を必要とするような環境下
で使用されるオ−ステナイト系ステンレス鋼には、耐孔
食性を向上させる目的で、しばしばＭｏが添加される。
ところが、ＳＵＳ３１６等のＭｏを含有量したオ−ステ
ナイト系ステンレス鋼では、低炭素ステンレス鋼、また
は、安定化ステンレス鋼においても、溶接部熱影響部の
耐硝酸腐食性が劣化する傾向があった。一方、ＳＵＳ３
０４等のＭｏを含有しないオ−ステナイト系ステンレス
鋼の場合、低炭素ステンレス鋼、または、安定化ステン
レス鋼であれば、このような溶接後の耐硝酸腐食性の劣
化の問題は生じない。
【０００４】従来、Ｍｏ含有オ−ステナイト系ステンレ
ス鋼に関する溶接熱影響部の耐硝酸腐食性の劣化を防止
する手段としては、溶接部において硝酸溶液と接する
溶接金属の初層にＭｏを含有しない溶加材を用いる技術
が、特開平３−２７３１９４号公報、および、特開平１
−６２２７８号公報に、溶接後、硝酸溶液と接する表
面層を熱処理する技術が、特開平４−９３６９９号公
報、および、特開昭６２−１２０４２５号公報に、そし
て、ＳｎおよびＶを含むＭｏ含有オ−ステナイト系ス
テンレス鋼について腐食の要因となるσ相（ＦｅＣｒ金
属間化合物）、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ2 Ｍｏ）、および、
χ相（Ｆｅ18Ｃｒ6 Ｍｏ5 ）が結晶粒界へ析出するのを
抑制する技術が特公昭５７−２８７４０号公報、およ
び、特開平６−１８４６３１号公報に開示されている。
ス鋼に関する溶接熱影響部の耐硝酸腐食性の劣化を防止
する手段としては、溶接部において硝酸溶液と接する
溶接金属の初層にＭｏを含有しない溶加材を用いる技術
が、特開平３−２７３１９４号公報、および、特開平１
−６２２７８号公報に、溶接後、硝酸溶液と接する表
面層を熱処理する技術が、特開平４−９３６９９号公
報、および、特開昭６２−１２０４２５号公報に、そし
て、ＳｎおよびＶを含むＭｏ含有オ−ステナイト系ス
テンレス鋼について腐食の要因となるσ相（ＦｅＣｒ金
属間化合物）、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ2 Ｍｏ）、および、
χ相（Ｆｅ18Ｃｒ6 Ｍｏ5 ）が結晶粒界へ析出するのを
抑制する技術が特公昭５７−２８７４０号公報、およ
び、特開平６−１８４６３１号公報に開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、の技
術は、溶加材、特に、初層を形成する溶加材に関する発
明であり、母材の溶接熱影響部に関しては、有用な効果
が得られない。また、の技術では、溶接施工が複雑な
工程となり、後に補修等を行なう場合を考慮すると適当
な方法とはいえない。この点についてはの技術も同様
であり、いずれも溶接施工に高度の技術を有し、また、
すべての部位に適用することができるとは限らない。
の技術は、母材に関する発明であるが、実際にはσ相、
Ｌａｖｅｓ相およびχ相等が結晶粒界に析出していない
場合でも、溶接熱影響部における耐硝酸腐食性の劣化は
認められる場合があり、根本的な解決にはならない。
術は、溶加材、特に、初層を形成する溶加材に関する発
明であり、母材の溶接熱影響部に関しては、有用な効果
が得られない。また、の技術では、溶接施工が複雑な
工程となり、後に補修等を行なう場合を考慮すると適当
な方法とはいえない。この点についてはの技術も同様
であり、いずれも溶接施工に高度の技術を有し、また、
すべての部位に適用することができるとは限らない。
の技術は、母材に関する発明であるが、実際にはσ相、
Ｌａｖｅｓ相およびχ相等が結晶粒界に析出していない
場合でも、溶接熱影響部における耐硝酸腐食性の劣化は
認められる場合があり、根本的な解決にはならない。
【０００６】従って、この発明の目的は、上述した問題
を解決することにより、溶接後の熱処理等の２次的な処
理を施す必要がなく、しかも、安定して供給することが
できるような、溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモ
リブデン含有オ−ステナイト系ステンレス鋼を提供する
ことにある。
を解決することにより、溶接後の熱処理等の２次的な処
理を施す必要がなく、しかも、安定して供給することが
できるような、溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモ
リブデン含有オ−ステナイト系ステンレス鋼を提供する
ことにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記問題を解決するため
に、本発明者らは、Ｍｏ含有オ−ステナイト系ステンレ
ス鋼の溶接熱影響部における耐硝酸腐食性の劣化要因を
調査した。その結果、溶接熱影響部の腐食は、δフェラ
イト相とオ−ステナイト相との界面にＭｏが著しく濃縮
し、このために耐硝酸腐食性が劣化するものである。従
って、この劣化現象は鋼中にδフェライト相が存在する
ことにより、δフェライト相とオ−ステナイト相との界
面で生じるものである。これにより、σ相、Ｌａｖｅｓ
相およびχ相が析出していない場合でも、溶接熱影響部
の耐硝酸腐食性が劣化する現象を説明することができ
る。また、耐硝酸腐食性の劣化要因が、δフェライト相
とオ−ステナイト相との界面に濃縮するＭｏに依るもの
であるから、ＳＵＳ３０４等のＭｏを含有していないオ
−ステナイト系ステンレス鋼では、低炭素ステンレス
鋼、または、安定化ステンレス鋼であれば、溶接熱影響
部の耐硝酸腐食性の劣化は認められないのである。
に、本発明者らは、Ｍｏ含有オ−ステナイト系ステンレ
ス鋼の溶接熱影響部における耐硝酸腐食性の劣化要因を
調査した。その結果、溶接熱影響部の腐食は、δフェラ
イト相とオ−ステナイト相との界面にＭｏが著しく濃縮
し、このために耐硝酸腐食性が劣化するものである。従
って、この劣化現象は鋼中にδフェライト相が存在する
ことにより、δフェライト相とオ−ステナイト相との界
面で生じるものである。これにより、σ相、Ｌａｖｅｓ
相およびχ相が析出していない場合でも、溶接熱影響部
の耐硝酸腐食性が劣化する現象を説明することができ
る。また、耐硝酸腐食性の劣化要因が、δフェライト相
とオ−ステナイト相との界面に濃縮するＭｏに依るもの
であるから、ＳＵＳ３０４等のＭｏを含有していないオ
−ステナイト系ステンレス鋼では、低炭素ステンレス
鋼、または、安定化ステンレス鋼であれば、溶接熱影響
部の耐硝酸腐食性の劣化は認められないのである。
【０００８】上述したところから、Ｍｏ含有オ−ステナ
イト系ステンレス鋼において、２次的な熱処理を施すこ
となく、汎用的な溶接施工においても、厳しい耐硝酸腐
食性を維持するためには、δフェライト相が鋼中に形成
されないような化学成分組成を有する鋼材を必要あとす
る。この発明は、上述した知見に基づいてなされたもの
で、以下のような構成からなることを特徴とする。
イト系ステンレス鋼において、２次的な熱処理を施すこ
となく、汎用的な溶接施工においても、厳しい耐硝酸腐
食性を維持するためには、δフェライト相が鋼中に形成
されないような化学成分組成を有する鋼材を必要あとす
る。この発明は、上述した知見に基づいてなされたもの
で、以下のような構成からなることを特徴とする。
【０００９】この発明の溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に
優れたモリブデン含有オ−ステナイト系ステンレス鋼
（以下、第１発明という）は、Ｃ：０．０２ wt.% 以
下、Ｓｉ：０．５ wt.% 以下、Ｍｎ：１〜２ wt.% 、
Ｐ：０．０３ wt.% 以下、Ｓ：０．０１ wt.% 以下、Ｎ
ｉ：６〜２２ wt.% 、Ｃｒ：１３〜２７ wt.% 、Ｍｏ：
２〜３ wt.% 、sol.Ａｌ：０．０１ wt.% 以下（無添加
を含む）、Ｎ：０．０３〜０．１ wt.% 、Ｃｕ：０．３
wt.% 以下（無添加を含む）、および、Ｂ：０．００１
０ wt.% 以下を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物
からなり、且つ、下記（１）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ−１．１Ｃｒ−１．１Ｍｏ −１．５Ｓｉ＋７．４≧０ --------------（１） 但し、Ｎｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＳｉは、
それぞれの元素の含有量（ wt.% ）を示す、を満たす化
学成分組成を有することに特徴を有するものである。
優れたモリブデン含有オ−ステナイト系ステンレス鋼
（以下、第１発明という）は、Ｃ：０．０２ wt.% 以
下、Ｓｉ：０．５ wt.% 以下、Ｍｎ：１〜２ wt.% 、
Ｐ：０．０３ wt.% 以下、Ｓ：０．０１ wt.% 以下、Ｎ
ｉ：６〜２２ wt.% 、Ｃｒ：１３〜２７ wt.% 、Ｍｏ：
２〜３ wt.% 、sol.Ａｌ：０．０１ wt.% 以下（無添加
を含む）、Ｎ：０．０３〜０．１ wt.% 、Ｃｕ：０．３
wt.% 以下（無添加を含む）、および、Ｂ：０．００１
０ wt.% 以下を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物
からなり、且つ、下記（１）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ−１．１Ｃｒ−１．１Ｍｏ −１．５Ｓｉ＋７．４≧０ --------------（１） 但し、Ｎｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＳｉは、
それぞれの元素の含有量（ wt.% ）を示す、を満たす化
学成分組成を有することに特徴を有するものである。
【００１０】一層望ましい、この発明のモリブデン含有
オ−ステナイト系ステンレス鋼（以下、第２発明とい
う）は、第１発明のステンレス鋼に付加して、更に、そ
の化学成分組成が、下記（２）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．８Ｍｏ ＋１．２Ｓｉ−３１．４≧０ ------------（２） 但し、Ｎｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＳｉは、
それぞれの元素の含有量（ wt.% ）を示す、を満たすこ
とに特徴を有するものである。
オ−ステナイト系ステンレス鋼（以下、第２発明とい
う）は、第１発明のステンレス鋼に付加して、更に、そ
の化学成分組成が、下記（２）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．８Ｍｏ ＋１．２Ｓｉ−３１．４≧０ ------------（２） 但し、Ｎｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＳｉは、
それぞれの元素の含有量（ wt.% ）を示す、を満たすこ
とに特徴を有するものである。
【００１１】更に一層望ましい、この発明のモリブデン
含有オ−ステナイト系ステンレス鋼の特徴は、第１発
明、または、第２発明のステンレス鋼に付加して、ボロ
ン（Ｂ）：０．０００５ wt.% 以下であり、そして、更
に、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム
（Ｖ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）お
よびタンタル（Ｔａ）の内から選ばれる１種または２種
以上の元素を合計で１．０ wt.% 以下（無添加を含ま
ず）含有することに特徴を有するものである。
含有オ−ステナイト系ステンレス鋼の特徴は、第１発
明、または、第２発明のステンレス鋼に付加して、ボロ
ン（Ｂ）：０．０００５ wt.% 以下であり、そして、更
に、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム
（Ｖ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）お
よびタンタル（Ｔａ）の内から選ばれる１種または２種
以上の元素を合計で１．０ wt.% 以下（無添加を含ま
ず）含有することに特徴を有するものである。
【００１２】
【作用】この発明のステンレス鋼の化学成分組成を上述
したように限定した理由を説明する。
したように限定した理由を説明する。
【００１３】（１）Ｃ：Ｃ含有量が０．０２ wt.% を超
えると、溶接時の加熱によって鋼材の結晶粒界に、Ｃｒ
23Ｃ6 の炭化物の析出が促進され、粒界に沿ってＣｒの
欠乏層が形成される結果、この部分の耐硝酸腐食性が劣
化する。従って、Ｃ含有量を０．０２ wt.% 以下に限定
すべきである。
えると、溶接時の加熱によって鋼材の結晶粒界に、Ｃｒ
23Ｃ6 の炭化物の析出が促進され、粒界に沿ってＣｒの
欠乏層が形成される結果、この部分の耐硝酸腐食性が劣
化する。従って、Ｃ含有量を０．０２ wt.% 以下に限定
すべきである。
【００１４】（２）Ｓｉ：Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として
添加される元素であり、また、強力なフェライト相生成
元素である。しかしながら、Ｓｉを０．５ wt.% 超添加
すると、ステンレス鋼の腐食電位を高めると共に、有害
なσ相およびη相の析出を促進し、耐硝酸腐食性を著し
く劣化させる。従って、Ｓｉ含有量を０．５ wt.% 以下
に限定すべきである。
添加される元素であり、また、強力なフェライト相生成
元素である。しかしながら、Ｓｉを０．５ wt.% 超添加
すると、ステンレス鋼の腐食電位を高めると共に、有害
なσ相およびη相の析出を促進し、耐硝酸腐食性を著し
く劣化させる。従って、Ｓｉ含有量を０．５ wt.% 以下
に限定すべきである。
【００１５】（３）Ｍｎ：Ｍｎは、オ−ステナイト相安
定化元素であり、耐溶接割れ性を向上させる効果を奏す
る。しかしながら、Ｍｎ含有量が１ wt.% 未満ではその
効果が十分発揮されない。一方、その含有量が２ wt.%
超では、加工性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量を１〜
２ wt.% の範囲内に限定すべきである。
定化元素であり、耐溶接割れ性を向上させる効果を奏す
る。しかしながら、Ｍｎ含有量が１ wt.% 未満ではその
効果が十分発揮されない。一方、その含有量が２ wt.%
超では、加工性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量を１〜
２ wt.% の範囲内に限定すべきである。
【００１６】（４）Ｐ：Ｐは、結晶粒界に偏析して耐硝
酸腐食性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼす不純物で
ある。Ｐ含有量が０．０３ wt.% 超では、この発明にお
いては耐硝酸腐食性および耐溶接割れ性を劣化させる。
従って、Ｐ含有量を０．０３ wt.% 以下に限定すべきで
ある。
酸腐食性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼす不純物で
ある。Ｐ含有量が０．０３ wt.% 超では、この発明にお
いては耐硝酸腐食性および耐溶接割れ性を劣化させる。
従って、Ｐ含有量を０．０３ wt.% 以下に限定すべきで
ある。
【００１７】（５）Ｓ：Ｓは、含有量の増加と共に硫化
物の生成を促進し、これを起点とする選択的な腐食によ
り、耐硝酸腐食性および耐孔食性を劣化させ、また、Ｐ
と同様にＳは、耐溶接割れ性に悪影響を及ぼす不純物で
ある。Ｓ含有量が０．０１ wt.% 超では、耐硝酸腐食
性、耐孔食性および耐溶接割れ性が劣化する。従って、
Ｓ含有量を０．０１ wt.% 以下に限定すべきである。
物の生成を促進し、これを起点とする選択的な腐食によ
り、耐硝酸腐食性および耐孔食性を劣化させ、また、Ｐ
と同様にＳは、耐溶接割れ性に悪影響を及ぼす不純物で
ある。Ｓ含有量が０．０１ wt.% 超では、耐硝酸腐食
性、耐孔食性および耐溶接割れ性が劣化する。従って、
Ｓ含有量を０．０１ wt.% 以下に限定すべきである。
【００１８】（６）Ｎｉ：Ｎｉは、オ−ステナイト相を
安定化させる効果を有する。しかしながら、Ｎｉ含有量
が６ wt.% 未満では、オ−ステナイト系ステンレス鋼に
おけるこのような効果が十分発揮されない。一方、Ｎｉ
は高価な元素であるから、過剰に添加すると製造コスト
の上昇を招く。従って、Ｎｉ含有量を６〜２２ wt.% の
範囲内に限定すべきである。
安定化させる効果を有する。しかしながら、Ｎｉ含有量
が６ wt.% 未満では、オ−ステナイト系ステンレス鋼に
おけるこのような効果が十分発揮されない。一方、Ｎｉ
は高価な元素であるから、過剰に添加すると製造コスト
の上昇を招く。従って、Ｎｉ含有量を６〜２２ wt.% の
範囲内に限定すべきである。
【００１９】（７）Ｃｒ：Ｃｒは、ステンレス鋼の表面
を不働態化する作用を有する基本元素であり、Ｃｒの添
加により耐硝酸腐食性が向上する効果が得られる。しか
しながら、Ｃｒ含有量が１３ wt.% 未満ではその効果が
十分に得られない。一方、Ｃｒはフェライト相安定化元
素であるため、その含有量が２７ wt.% 超では、オ−ス
テナイト組織の安定性を著しく損ない、耐硝酸腐食性に
有害なσ相の析出が促進される。従って、Ｃｒ含有量を
１３〜２７ wt.% の範囲内に限定すべきである。
を不働態化する作用を有する基本元素であり、Ｃｒの添
加により耐硝酸腐食性が向上する効果が得られる。しか
しながら、Ｃｒ含有量が１３ wt.% 未満ではその効果が
十分に得られない。一方、Ｃｒはフェライト相安定化元
素であるため、その含有量が２７ wt.% 超では、オ−ス
テナイト組織の安定性を著しく損ない、耐硝酸腐食性に
有害なσ相の析出が促進される。従って、Ｃｒ含有量を
１３〜２７ wt.% の範囲内に限定すべきである。
【００２０】（８）Ｍｏ：Ｍｏは、耐孔食性の向上に効
果のある元素であり、硝酸塩等の塩類が存在し、耐硝酸
腐食性に加えて、耐孔食性が必要とされる場合に添加す
べき元素である。しかしながら、Ｍｏ含有量が２ wt.%
未満では上述した効果が十分発揮されない。一方、Ｍｏ
はフェライト相生成元素であり、また、耐硝酸腐食性に
有害な元素であり、その含有量が３ wt.% 超では、その
弊害が顕れる。従って、Ｍｏ含有量を２〜３ wt.% の範
囲内に限定すべきである。
果のある元素であり、硝酸塩等の塩類が存在し、耐硝酸
腐食性に加えて、耐孔食性が必要とされる場合に添加す
べき元素である。しかしながら、Ｍｏ含有量が２ wt.%
未満では上述した効果が十分発揮されない。一方、Ｍｏ
はフェライト相生成元素であり、また、耐硝酸腐食性に
有害な元素であり、その含有量が３ wt.% 超では、その
弊害が顕れる。従って、Ｍｏ含有量を２〜３ wt.% の範
囲内に限定すべきである。
【００２１】（９）sol.Ａｌ：Ａｌは、溶鋼の脱酸時に
添加される。しかしながら、Ａｌの過剰の添加は、靱性
を劣化させ、また、結晶粒内および粒界に非金属介在物
を形成させ、耐硝酸腐食性を劣化させる。sol.Ａｌ含有
量が０．０１ wt.% 超では、上述した弊害が顕れる。従
って、sol.Ａｌ含有量を０．０１ wt.% 以下に限定すべ
きである。なお、本発明においては、sol.Ａｌの無添加
（０ wt.% ）の場合を含む。
添加される。しかしながら、Ａｌの過剰の添加は、靱性
を劣化させ、また、結晶粒内および粒界に非金属介在物
を形成させ、耐硝酸腐食性を劣化させる。sol.Ａｌ含有
量が０．０１ wt.% 超では、上述した弊害が顕れる。従
って、sol.Ａｌ含有量を０．０１ wt.% 以下に限定すべ
きである。なお、本発明においては、sol.Ａｌの無添加
（０ wt.% ）の場合を含む。
【００２２】（１０）Ｎ：Ｎは、オ−ステナイト相形成
元素であり、また、強度の向上に有効な元素である。し
かしながら、０．０３ wt.% 未満ではその効果が十分で
はない。一方、Ｎ含有量が０．１ wt.% 超では、窒化物
の析出が促進され、耐硝酸腐食性に悪影響を与える。従
って、Ｎ含有量を０．０３〜０．１ wt.% の範囲内に限
定すべきである。
元素であり、また、強度の向上に有効な元素である。し
かしながら、０．０３ wt.% 未満ではその効果が十分で
はない。一方、Ｎ含有量が０．１ wt.% 超では、窒化物
の析出が促進され、耐硝酸腐食性に悪影響を与える。従
って、Ｎ含有量を０．０３〜０．１ wt.% の範囲内に限
定すべきである。
【００２３】（１１）Ｃｕ：Ｃｕは、耐孔食性の向上に
有効な元素である。しかしながら、その含有量が、０．
３ wt.% 超ではＰの結晶粒界偏析を促進させる。従っ
て、Ｃｕ含有量を０．３ wt.% 以下に限定すべきであ
る。なお、本発明においては、Ｃｕの無添加（０wt.%
）の場合を含む。
有効な元素である。しかしながら、その含有量が、０．
３ wt.% 超ではＰの結晶粒界偏析を促進させる。従っ
て、Ｃｕ含有量を０．３ wt.% 以下に限定すべきであ
る。なお、本発明においては、Ｃｕの無添加（０wt.%
）の場合を含む。
【００２４】（１２）Ｂ：Ｂは、この発明のオ−ステナ
イト系ステンレス鋼においては、不純物元素であり、結
晶粒界に偏析すると共に、Ｃｒに富むホウ化物を形成
し、耐硝酸腐食性に悪影響を及ぼす。Ｂ含有量が０．０
００５ wt.% 超で、上記悪影響が顕れ始め、０．００１
０ wt.% 超では、この悪影響は特に顕著になる。この悪
影響は、比較的高濃度の硝酸、例えば、６５％硝酸で特
に顕著である。従って、比較的高濃度の硝酸環境への適
用が予測される場合には、Ｂ含有量を０．００１０ wt.
% 以下に限定すべきであり、更に望ましくは、０．００
０５ wt.% 以下に限定すべきである。
イト系ステンレス鋼においては、不純物元素であり、結
晶粒界に偏析すると共に、Ｃｒに富むホウ化物を形成
し、耐硝酸腐食性に悪影響を及ぼす。Ｂ含有量が０．０
００５ wt.% 超で、上記悪影響が顕れ始め、０．００１
０ wt.% 超では、この悪影響は特に顕著になる。この悪
影響は、比較的高濃度の硝酸、例えば、６５％硝酸で特
に顕著である。従って、比較的高濃度の硝酸環境への適
用が予測される場合には、Ｂ含有量を０．００１０ wt.
% 以下に限定すべきであり、更に望ましくは、０．００
０５ wt.% 以下に限定すべきである。
【００２５】（１３）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆおよ
びＴａ：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＴａは、い
ずれの元素も、Ｃを固定することによってＣｒ23Ｃ6 の
析出を抑制し、耐鋭敏化性を向上させるのに有効な元素
である。これらの元素の内の１種または２種以上の添加
により、上述した効果を奏する。しかしながら、これら
元素の添加量の合計が、０．１ wt.% 超では、耐硝酸腐
食性が劣化する。従って、溶接後の耐硝酸腐食性に一層
優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼を得るためには、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＴａの含有量は、こ
れら元素の内から選ばれる１種または２種以上の元素を
合計で１．０ wt.% 以下（無添加を含まず）に限定して
添加すべきである。
びＴａ：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＴａは、い
ずれの元素も、Ｃを固定することによってＣｒ23Ｃ6 の
析出を抑制し、耐鋭敏化性を向上させるのに有効な元素
である。これらの元素の内の１種または２種以上の添加
により、上述した効果を奏する。しかしながら、これら
元素の添加量の合計が、０．１ wt.% 超では、耐硝酸腐
食性が劣化する。従って、溶接後の耐硝酸腐食性に一層
優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼を得るためには、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＴａの含有量は、こ
れら元素の内から選ばれる１種または２種以上の元素を
合計で１．０ wt.% 以下（無添加を含まず）に限定して
添加すべきである。
【００２６】この発明のステンレス鋼においては、その
化学成分組成中の各元素毎の含有量のみが本発明の範囲
内にあっても、鋼材中にδフェライト相が形成されてい
ると、溶接施工時にこのδフェライト相とオ−ステナイ
ト相との界面にＭｏが濃縮して耐硝酸腐食性を劣化させ
る。従って、鋼材の製造過程において、δフェライト相
の生成が抑制されることが必要である。そこで、上記δ
フェライト相の生成抑制指数として、「Ｊ」および
「Ｌ」を下記（３）および（４）式： Ｊ＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ−１．１Ｃｒ−１．１Ｍｏ −１．５Ｓｉ＋７．４ ----------------（３） Ｌ＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．８Ｍｏ ＋１．２Ｓｉ−３１．４ --------------（４） のように定義した。
化学成分組成中の各元素毎の含有量のみが本発明の範囲
内にあっても、鋼材中にδフェライト相が形成されてい
ると、溶接施工時にこのδフェライト相とオ−ステナイ
ト相との界面にＭｏが濃縮して耐硝酸腐食性を劣化させ
る。従って、鋼材の製造過程において、δフェライト相
の生成が抑制されることが必要である。そこで、上記δ
フェライト相の生成抑制指数として、「Ｊ」および
「Ｌ」を下記（３）および（４）式： Ｊ＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ−１．１Ｃｒ−１．１Ｍｏ −１．５Ｓｉ＋７．４ ----------------（３） Ｌ＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．８Ｍｏ ＋１．２Ｓｉ−３１．４ --------------（４） のように定義した。
【００２７】上述した化学成分組成を有するオ−ステナ
イト系ステンレス鋼、および、上述した化学成分組成を
有しないオ−ステナイト系ステンレス鋼の鋼板に対し
て、温度１１００℃で３０分保持後、固溶化処理を施
し、次いで、温度６５０℃で２時間保持後、鋭敏化処理
を施した。この鋭敏化処理を施された鋼板から採取され
た試験片について、６５％の沸騰硝酸による腐食試験を
行ない、その腐食速度を求めた。そして、耐硝酸腐食性
に優れたものから順に◎印、○および×の３クラスに分
けた。硝酸による腐食試験方法および耐硝酸腐食性の評
価方法を、実施例の項で詳述する。
イト系ステンレス鋼、および、上述した化学成分組成を
有しないオ−ステナイト系ステンレス鋼の鋼板に対し
て、温度１１００℃で３０分保持後、固溶化処理を施
し、次いで、温度６５０℃で２時間保持後、鋭敏化処理
を施した。この鋭敏化処理を施された鋼板から採取され
た試験片について、６５％の沸騰硝酸による腐食試験を
行ない、その腐食速度を求めた。そして、耐硝酸腐食性
に優れたものから順に◎印、○および×の３クラスに分
けた。硝酸による腐食試験方法および耐硝酸腐食性の評
価方法を、実施例の項で詳述する。
【００２８】図２は、上記各試験片の腐食速度を、上記
（３）式および（４）式を用いて各試験片の化学成分組
成から算出されるＪおよびＬの値で整理したグラフであ
る。同図中のプロットの添字において、「本−数字」お
よび「比−数字」は、後述する表１中の「本発明供試体
Ｎo.」および「比較用供試体Ｎo.」を示す。
（３）式および（４）式を用いて各試験片の化学成分組
成から算出されるＪおよびＬの値で整理したグラフであ
る。同図中のプロットの添字において、「本−数字」お
よび「比−数字」は、後述する表１中の「本発明供試体
Ｎo.」および「比較用供試体Ｎo.」を示す。
【００２９】耐硝酸腐食性に優れたオ−ステナイト系ス
テンレス鋼材、即ち、◎印または○印のものを得るため
には、図２から、少なくとも、Ｊ≧０、即ち、下記
（１）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ−１．１Ｃｒ−１．１Ｍｏ −１．５Ｓｉ＋７．４ ≧０ ------------（１） を満たすべきであることがわかる。そして、これらの内
の一層、耐硝酸腐食性に優れたオ−ステナイト系ステン
レス鋼材、即ち、◎印のものを得るためには、少なくと
も、（１）式を満たすことに付加して、更に、Ｌ≧０、
即ち、下記（２）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．８Ｍｏ ＋１．２Ｓｉ−３１．４ ≧０ ------------（２） を満たすべきである。
テンレス鋼材、即ち、◎印または○印のものを得るため
には、図２から、少なくとも、Ｊ≧０、即ち、下記
（１）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ−１．１Ｃｒ−１．１Ｍｏ −１．５Ｓｉ＋７．４ ≧０ ------------（１） を満たすべきであることがわかる。そして、これらの内
の一層、耐硝酸腐食性に優れたオ−ステナイト系ステン
レス鋼材、即ち、◎印のものを得るためには、少なくと
も、（１）式を満たすことに付加して、更に、Ｌ≧０、
即ち、下記（２）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．８Ｍｏ ＋１．２Ｓｉ−３１．４ ≧０ ------------（２） を満たすべきである。
【００３０】一方、図２において、Ｊ≧０の場合、およ
び、Ｊ≧０で且つＬ≧０の場合であっても、耐硝酸腐食
性に優れていないもの（×印）があるが、これらはいず
れも、各元素毎の含有量が上述した本発明の範囲内には
ないものである。
び、Ｊ≧０で且つＬ≧０の場合であっても、耐硝酸腐食
性に優れていないもの（×印）があるが、これらはいず
れも、各元素毎の含有量が上述した本発明の範囲内には
ないものである。
【００３１】上述したところから、耐硝酸腐食性に優れ
たオ−ステナイト系ステンレス鋼材を得るためには、各
元素毎の含有量が上述した本発明の範囲内にあり、且
つ、少なくとも（１）式を満たすべきであり、更に一層
優れたものを得るためには、これに付加して、（２）式
をも満たすべきである。
たオ−ステナイト系ステンレス鋼材を得るためには、各
元素毎の含有量が上述した本発明の範囲内にあり、且
つ、少なくとも（１）式を満たすべきであり、更に一層
優れたものを得るためには、これに付加して、（２）式
をも満たすべきである。
【００３２】
【実施例】次に、この発明を実施例により更に詳細に説
明する。真空高周波誘導溶解炉を用いて、表１に示す、
本発明の範囲内の化学成分組成を有する合金鋼（以下、
「本発明合金」という）、および、本発明の範囲外の化
学成分組成を有する合金鋼（以下、「比較用合金」とい
う）の鋼塊を溶製した。
明する。真空高周波誘導溶解炉を用いて、表１に示す、
本発明の範囲内の化学成分組成を有する合金鋼（以下、
「本発明合金」という）、および、本発明の範囲外の化
学成分組成を有する合金鋼（以下、「比較用合金」とい
う）の鋼塊を溶製した。
【００３３】なお、表１中、比較用合金Ｎo.１〜４は、
各元素毎の含有量については本発明の範囲内にある。し
かし、この内の比較用合金Ｎo.１および２は、本発明の
条件である前記（１）および（２）式を満たしていず、
比較用合金Ｎo.３および４は、前記（１）式を満たして
いない。また、比較用合金Ｎo.５および６は、各元素毎
の含有量について何れか１元素が本発明の範囲外にあ
り、比較用合金Ｎo.７および８については、前記（１）
および（２）式を満たしているが、各元素毎の含有量に
ついて何れか１元素が本発明の範囲外にある。
各元素毎の含有量については本発明の範囲内にある。し
かし、この内の比較用合金Ｎo.１および２は、本発明の
条件である前記（１）および（２）式を満たしていず、
比較用合金Ｎo.３および４は、前記（１）式を満たして
いない。また、比較用合金Ｎo.５および６は、各元素毎
の含有量について何れか１元素が本発明の範囲外にあ
り、比較用合金Ｎo.７および８については、前記（１）
および（２）式を満たしているが、各元素毎の含有量に
ついて何れか１元素が本発明の範囲外にある。
【００３４】
【表１】
【００３５】このようにして得られた各鋼塊を１２００
℃に加熱後、熱間圧延して板厚１０ｍｍの鋼板を調製し
た。本発明合金および比較用合金の各鋼塊から調製され
た上記鋼板を、以下、「本発明供試体」および「比較用
供試体」といい、以下、例えば、本発明合金Ｎo.１の鋼
塊から調製された上記鋼板を「本発明供試体Ｎo.１」と
いう。
℃に加熱後、熱間圧延して板厚１０ｍｍの鋼板を調製し
た。本発明合金および比較用合金の各鋼塊から調製され
た上記鋼板を、以下、「本発明供試体」および「比較用
供試体」といい、以下、例えば、本発明合金Ｎo.１の鋼
塊から調製された上記鋼板を「本発明供試体Ｎo.１」と
いう。
【００３６】次に、本発明供試体および比較用供試体の
各々に対して、温度１１００℃で３０分保持後、固溶化
処理を施した。次いで、各鋼板の幅の中心線で切断して
２枚の鋼板を調製し、その内の一方の鋼板に対して、温
度６５０℃で２時間保持後、鋭敏化処理を施した（以
下、この鋼板を「鋭敏化熱処理材」という）。また、他
方の鋼板については、固溶化処理のままにした（以下、
この鋼板を「固溶化熱処理材」という）。
各々に対して、温度１１００℃で３０分保持後、固溶化
処理を施した。次いで、各鋼板の幅の中心線で切断して
２枚の鋼板を調製し、その内の一方の鋼板に対して、温
度６５０℃で２時間保持後、鋭敏化処理を施した（以
下、この鋼板を「鋭敏化熱処理材」という）。また、他
方の鋼板については、固溶化処理のままにした（以下、
この鋼板を「固溶化熱処理材」という）。
【００３７】本発明供試体および比較用供試体の各々に
ついての、固溶化熱処理材および鋭敏化熱処理材から、
厚さ２ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ３０ｍｍの腐食試験片を
採取した。これら各試験片を６５％の沸騰硝酸に４８時
間浸漬して第１回目の腐食をし、次いで、上記硝酸を新
しい６５％の沸騰硝酸に取り替え、４８時間浸漬して第
２回目の腐食をするという工程で、第５回目の腐食まで
行なう腐食試験を実施した。
ついての、固溶化熱処理材および鋭敏化熱処理材から、
厚さ２ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ３０ｍｍの腐食試験片を
採取した。これら各試験片を６５％の沸騰硝酸に４８時
間浸漬して第１回目の腐食をし、次いで、上記硝酸を新
しい６５％の沸騰硝酸に取り替え、４８時間浸漬して第
２回目の腐食をするという工程で、第５回目の腐食まで
行なう腐食試験を実施した。
【００３８】次いで、各試験片の各回目腐食後の腐食減
量を測定することによって、各試験片について５回の腐
食速度を求め、その平均値を「腐食速度」と定義し、こ
れにより耐硝酸腐食性を評価した。
量を測定することによって、各試験片について５回の腐
食速度を求め、その平均値を「腐食速度」と定義し、こ
れにより耐硝酸腐食性を評価した。
【００３９】なお、上述した鋼板の鋭敏化処理は、鋼板
の通常の溶接条件よりも厳しいものに相当する。例え
ば、厚さ１０ｍｍの鋼板を溶接する場合、Ｘ開先で１パ
ス当たりの平均入熱を１０ｋＪ／ｃｍ程度でＴＩＧ溶接
をすると、接液面となる側の表層が受ける熱履歴は、最
高到達温度は６５０℃を超えず、しかも、６００℃以上
に加熱されている時間は２０秒弱である。従って、上記
鋭敏化処理によって鋼板が受ける熱影響は、通常の溶接
時に受ける熱影響に比べて非常に厳しいものであること
がわかる。
の通常の溶接条件よりも厳しいものに相当する。例え
ば、厚さ１０ｍｍの鋼板を溶接する場合、Ｘ開先で１パ
ス当たりの平均入熱を１０ｋＪ／ｃｍ程度でＴＩＧ溶接
をすると、接液面となる側の表層が受ける熱履歴は、最
高到達温度は６５０℃を超えず、しかも、６００℃以上
に加熱されている時間は２０秒弱である。従って、上記
鋭敏化処理によって鋼板が受ける熱影響は、通常の溶接
時に受ける熱影響に比べて非常に厳しいものであること
がわかる。
【００４０】図１は、本発明供試体Ｎo.１および比較用
供試体Ｎo.１の各々の、固溶化熱処理材および鋭敏化熱
処理材についての、６５％沸騰硝酸中における上記腐食
試験の結果を示すグラフである。
供試体Ｎo.１の各々の、固溶化熱処理材および鋭敏化熱
処理材についての、６５％沸騰硝酸中における上記腐食
試験の結果を示すグラフである。
【００４１】図１によれば、比較用供試体Ｎo.１におい
ては、鋭敏化処理が施されると、耐硝酸腐食性が著しく
劣化しているのに対して、本発明供試体Ｎo.１において
は、鋭敏化処理が施されても、耐硝酸腐食性の劣化は認
められない。なお、その理由は下記の通りである。比較
用供試体Ｎo.１は、従来のＭｏ含有極低炭素オ−ステナ
イト系ステンレス鋼の化学成分組成の範囲内にあるの
で、その固溶化熱処理材には既にδフェライト相が生成
しており、従って、その鋭敏化処理により、δフェライ
ト相とオ−ステナイト相との界面にＭｏが著しく濃縮し
たためにこの界面において腐食が進行したものである。
これに対して、本発明供試体Ｎo.１は本発明の範囲内の
化学成分組成を有するので、δフェライト相の生成が抑
制された。その結果、本発明供試体Ｎo.１には、δフェ
ライト相とオ−ステナイト相との界面が存在せず、従っ
て、その鋭敏化処理によってもＭｏの濃縮は起こらず、
比較用供試体Ｎo.１のような腐食は起こらなかった。
ては、鋭敏化処理が施されると、耐硝酸腐食性が著しく
劣化しているのに対して、本発明供試体Ｎo.１において
は、鋭敏化処理が施されても、耐硝酸腐食性の劣化は認
められない。なお、その理由は下記の通りである。比較
用供試体Ｎo.１は、従来のＭｏ含有極低炭素オ−ステナ
イト系ステンレス鋼の化学成分組成の範囲内にあるの
で、その固溶化熱処理材には既にδフェライト相が生成
しており、従って、その鋭敏化処理により、δフェライ
ト相とオ−ステナイト相との界面にＭｏが著しく濃縮し
たためにこの界面において腐食が進行したものである。
これに対して、本発明供試体Ｎo.１は本発明の範囲内の
化学成分組成を有するので、δフェライト相の生成が抑
制された。その結果、本発明供試体Ｎo.１には、δフェ
ライト相とオ−ステナイト相との界面が存在せず、従っ
て、その鋭敏化処理によってもＭｏの濃縮は起こらず、
比較用供試体Ｎo.１のような腐食は起こらなかった。
【００４２】表２は、本発明供試体および比較用供試体
の各々の、鋭敏化処理材についての耐硝酸腐食性の評価
結果を示す。
の各々の、鋭敏化処理材についての耐硝酸腐食性の評価
結果を示す。
【００４３】
【表２】
【００４４】表２に示される耐硝酸腐食性の評価基準を
下記に示す。 ◎：腐食速度が、０．２０ｍｍ／year未満、 ○：腐食速度が、０．２０ｍｍ／year以上、０．３０ｍ
ｍ／year未満、 ×：腐食速度が、０．３０ｍｍ／year以上 比較用供試体の耐硝酸腐食性はすべて×印であるのに対
して、本発明供試体のそれはすべて◎または○印であ
る。
下記に示す。 ◎：腐食速度が、０．２０ｍｍ／year未満、 ○：腐食速度が、０．２０ｍｍ／year以上、０．３０ｍ
ｍ／year未満、 ×：腐食速度が、０．３０ｍｍ／year以上 比較用供試体の耐硝酸腐食性はすべて×印であるのに対
して、本発明供試体のそれはすべて◎または○印であ
る。
【００４５】前述した図２は、表２に示した耐硝酸腐食
性の評価結果を、各供試体の化学成分組成に応じて定ま
る、δフェライト相の生成抑制指数：ＪおよびＬの値で
整理したグラフである。
性の評価結果を、各供試体の化学成分組成に応じて定ま
る、δフェライト相の生成抑制指数：ＪおよびＬの値で
整理したグラフである。
【００４６】表２および図２から、下記事項が明らかで
ある。即ち、本発明供試体Ｎo.１〜１６においては、前
述したような厳しい鋭敏化処理が施されても、優れた耐
硝酸腐食性を示し、その内、上記δフェライト相の生成
抑制指数：ＪおよびＬの値が両方共に０（零）以上であ
る本発明供試体Ｎo.１〜４および９〜１２においては、
特に優れた耐硝酸腐食性を示している。
ある。即ち、本発明供試体Ｎo.１〜１６においては、前
述したような厳しい鋭敏化処理が施されても、優れた耐
硝酸腐食性を示し、その内、上記δフェライト相の生成
抑制指数：ＪおよびＬの値が両方共に０（零）以上であ
る本発明供試体Ｎo.１〜４および９〜１２においては、
特に優れた耐硝酸腐食性を示している。
【００４７】なお、本発明者らは、表１に示した本発明
供試体のＮo.１〜１６の固溶化熱処理材について、Ｘ開
先で１パス当たりの平均入熱１０ｋＪ／ｃｍのＴＩＧ溶
接により、溶接継手を作製し、その溶接熱影響部のδフ
ェライト相量についての試験をした。その結果、いずれ
の本発明供試体においても、溶接熱影響部にδフェライ
ト相の存在を認めることはできなかった。従って、本発
明供試体の鋭敏化熱処理材においても、δフェライト相
の生成は抑制されており、優れた耐硝酸腐食性を示した
ものと考えられる。
供試体のＮo.１〜１６の固溶化熱処理材について、Ｘ開
先で１パス当たりの平均入熱１０ｋＪ／ｃｍのＴＩＧ溶
接により、溶接継手を作製し、その溶接熱影響部のδフ
ェライト相量についての試験をした。その結果、いずれ
の本発明供試体においても、溶接熱影響部にδフェライ
ト相の存在を認めることはできなかった。従って、本発
明供試体の鋭敏化熱処理材においても、δフェライト相
の生成は抑制されており、優れた耐硝酸腐食性を示した
ものと考えられる。
【００４８】これに対して、１つでも本発明の範囲外の
条件を含む比較用供試体においては、上記鋭敏化処理が
施されると、耐硝酸腐食性が劣化する。即ち、比較用供
試体Ｎo.１〜４においては、各元素毎の含有量は本発明
の範囲内にあるが、δフェライト相の生成抑制指数の
内、少なくともＪの値が０（零）未満で本発明の範囲外
にあるために、また、比較用供試体Ｎo.５〜８において
は、δフェライト相の生成抑制指数の内、Ｊの値は０
（零）以上で本発明の範囲内にあるが、各元素毎の含有
量について、Ｎo.５はＣ含有量が、Ｎo.６はＳｉ含有量
が、Ｎo.７はＭｏ含有量が、そして、Ｎo.８はＡｌ含有
量が本発明の範囲外に高いために、いずれの比較用供試
体においても優れた耐硝酸腐食性は得られていない。
条件を含む比較用供試体においては、上記鋭敏化処理が
施されると、耐硝酸腐食性が劣化する。即ち、比較用供
試体Ｎo.１〜４においては、各元素毎の含有量は本発明
の範囲内にあるが、δフェライト相の生成抑制指数の
内、少なくともＪの値が０（零）未満で本発明の範囲外
にあるために、また、比較用供試体Ｎo.５〜８において
は、δフェライト相の生成抑制指数の内、Ｊの値は０
（零）以上で本発明の範囲内にあるが、各元素毎の含有
量について、Ｎo.５はＣ含有量が、Ｎo.６はＳｉ含有量
が、Ｎo.７はＭｏ含有量が、そして、Ｎo.８はＡｌ含有
量が本発明の範囲外に高いために、いずれの比較用供試
体においても優れた耐硝酸腐食性は得られていない。
【００４９】
【発明の効果】上述したように、本発明のステンレス鋼
によれば、その鋼材は溶接施工において、溶接時の熱影
響を受けた場合でも、その熱影響部において優れた耐硝
酸腐食性を示すので、溶接後に熱処理を施す必要がな
い。従って、本発明によれば、硝酸プラントおよび原子
燃料再処理プラント等に使用される構造用鋼材として極
めて好適なオ−ステナイト系ステンレス鋼材を製造する
ための、溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモリブデ
ン含有オ−ステナイト系ステンレス鋼を提供することが
でき、工業上極めて有用な効果がもたらされる。
によれば、その鋼材は溶接施工において、溶接時の熱影
響を受けた場合でも、その熱影響部において優れた耐硝
酸腐食性を示すので、溶接後に熱処理を施す必要がな
い。従って、本発明によれば、硝酸プラントおよび原子
燃料再処理プラント等に使用される構造用鋼材として極
めて好適なオ−ステナイト系ステンレス鋼材を製造する
ための、溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモリブデ
ン含有オ−ステナイト系ステンレス鋼を提供することが
でき、工業上極めて有用な効果がもたらされる。
【図１】本発明供試体Ｎo.１および比較用供試体Ｎo.１
の各々の、固溶化熱処理材および鋭敏化熱処理材につい
ての硝酸腐食試験の結果を示すグラフである。
の各々の、固溶化熱処理材および鋭敏化熱処理材につい
ての硝酸腐食試験の結果を示すグラフである。
【図２】鋭敏化処理が施された、本発明供試体および比
較用供試体についての耐硝酸腐食性と、δフェライト相
抑制指数：ＪおよびＬの値との関係を示すグラフであ
る。
較用供試体についての耐硝酸腐食性と、δフェライト相
抑制指数：ＪおよびＬの値との関係を示すグラフであ
る。
Claims (3)
- 【請求項１】 炭素（Ｃ） ：０．０２ wt.% 以
下、 シリコン（Ｓｉ）：０．５ wt.% 以下、 マンガン（Ｍｎ）：１〜２ wt.% 、 燐（Ｐ） ：０．０３ wt.% 以下、 硫黄（Ｓ） ：０．０１ wt.% 以下、 ニッケル（Ｎｉ）：６〜２２ wt.% 、 クロム（Ｃｒ） ：１３〜２７ wt.% 、 モリブデン（Ｍｏ）：２〜３ wt.% 、 酸可溶性アルミニウム（sol.Ａｌ）：０．０１ wt.% 以
下、 窒素（Ｎ） ：０．０３〜０．１ wt.% 、 銅（Ｃｕ） ：０．３ wt.% 以下（無添加を含
む）、および、 ボロン（Ｂ） ：０．００１０ wt.% 以下 を含有し、残部：鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からな
り、且つ、下記（１）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ−１．１Ｃｒ−１．１Ｍｏ −１．５Ｓｉ＋７．４≧０ ------------（１） 但し、Ｎｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＳｉは、
それぞれの元素の含有量（ wt.% ）を示す、を満たす化
学成分組成を有することを特徴とする、溶接熱影響部の
耐硝酸腐食性に優れたモリブデン含有オ−ステナイト系
ステンレス鋼。 - 【請求項２】 炭素（Ｃ） ：０．０２ wt.% 以
下、 シリコン（Ｓｉ）：０．５ wt.% 以下、 マンガン（Ｍｎ）：１〜２ wt.% 、 燐（Ｐ） ：０．０３ wt.% 以下、 硫黄（Ｓ） ：０．０１ wt.% 以下、 ニッケル（Ｎｉ）：６〜２２ wt.% 、 クロム（Ｃｒ） ：１３〜２７ wt.% 、 モリブデン（Ｍｏ）：２〜３ wt.% 、 酸可溶性アルミニウム（sol.Ａｌ）：０．０１ wt.% 以
下、 窒素（Ｎ） ：０．０３〜０．１ wt.% 、 銅（Ｃｕ） ：０．３ wt.% 以下（無添加を含
む）、および、 ボロン（Ｂ） ：０．００１０ wt.% 以下 を含有し、残部：鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からな
り、且つ、下記（１）式および（２）式： Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ−１．１Ｃｒ−１．１Ｍｏ −１．５Ｓｉ＋７．４≧０ --------------（１） Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．８Ｍｏ ＋１．２Ｓｉ−３１．４≧０ ------------（２） 但し、Ｎｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＳｉは、
それぞれの元素の含有量（ wt.% ）を示す、を満たす化
学成分組成を有することを特徴とする、溶接熱影響部の
耐硝酸腐食性に優れたモリブデン含有オ−ステナイト系
ステンレス鋼。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２記載の化学成分
組成に付加して、 ボロン（Ｂ）：０．０００５ wt.% 以下であり、そし
て、更に、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウ
ム（Ｖ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）
およびタンタル（Ｔａ）の内から選ばれる１種または２
種以上の元素を合計で１．０ wt.% 以下（無添加を含ま
ず）含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐硝酸
腐食性に優れたモリブデン含有オ−ステナイト系ステン
レス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3445895A JPH08209309A (ja) | 1995-01-31 | 1995-01-31 | 溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモリブデン含有オーステナイト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3445895A JPH08209309A (ja) | 1995-01-31 | 1995-01-31 | 溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモリブデン含有オーステナイト系ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209309A true JPH08209309A (ja) | 1996-08-13 |
Family
ID=12414814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3445895A Pending JPH08209309A (ja) | 1995-01-31 | 1995-01-31 | 溶接熱影響部の耐硝酸腐食性に優れたモリブデン含有オーステナイト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08209309A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005024083A1 (ja) * | 2003-08-28 | 2005-03-17 | Hitachi, Ltd. | 原子炉構造物とその製造方法および補修方法 |
| JP2021504587A (ja) * | 2017-12-06 | 2021-02-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐食性に優れた非磁性オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| CN112442633A (zh) * | 2020-10-28 | 2021-03-05 | 河钢股份有限公司 | 一种高氮316ln不锈钢焊丝及其生产方法 |
-
1995
- 1995-01-31 JP JP3445895A patent/JPH08209309A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005024083A1 (ja) * | 2003-08-28 | 2005-03-17 | Hitachi, Ltd. | 原子炉構造物とその製造方法および補修方法 |
| JP2021504587A (ja) * | 2017-12-06 | 2021-02-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐食性に優れた非磁性オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
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