JPS6016488B2 - 高純度フエライト系ステンレス鋼の熱処理方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 鋼中の不純物である炭素や窒素を著しく低減させた高純
度フェライト系ステンレス鋼が世界各国で開発され、実
用化に移されつつある。

炭素や窒素の量が各々２０雌肌以下という純度のもので
、最近の真空精錬技術の著しい発展を背景にして、工業
化が可能となって来たものである。高価なＮｉをほとん
ど使用しなくて良いこと、およびオーステナイト系ステ
ンレス鋼が応力腐食割れを生ずるような塩化物環境にお
いても割れを生じないという大きな利点を有しているこ
とが注目されるゆえんである。フェライト系ステンレス
鋼としては、従来からＳＵＳ４０５やＳＵＳ４３０が知
られている。とくに後者は薄板の形では広く使われてい
る。しかし厚板やチューブとしては、ほとんど利用され
ていない。それは耐食性がそれほど優れていないという
こともあるが、根本的には、溶接部が脆く、溶接構造用
としては、使い難いということに原因がある。最近開発
されて来ている高純度フェライト系ステンレス鋼は、１
的ｒ−２Ｍ０、２ばて‐ＩＭｏ、３にｒ一２Ｍｏという
ように、Ｍｏが合金化されており、それによって耐食性
を大きく向上させている。又これらの合金ではＴｉ，Ｎ
ｂ，Ｚｒ等の強力な炭窒化物生成元素が添加され、耐粒
界腐食性を向上させると同時に、延性、靭性の向上が図
かられている。これら高純度フェライト系ステンレス鋼
は、上記のような合金設計により、ＳＵＳ４３０のよう
な、従来のフェライト系ステンレス鋼と比べると、溶接
性はかなり向上してきている。

しかし厚板の溶接構造物とした場合には、溶接熱影響部
（以下ＨＡＺを称す）の靭性が必ずしも十分でなく、そ
れがこれらのステンレス鋼を溶酸構造物に使用する上で
、大きな阻害要因になっていた。高純度フェライト系ス
テンレス鋼は、熱間又は袷間圧延後、−十分な再結晶軟
化を行なわせるには通常９００午０以上の加熱を要する
。

一般には９００〜１２００ｏｏの温度にて数分から１時
間程度加熱し、急冷する焼ならし処理が行なわれている
。

本発明者等は、このような暁ならし処理を行なった材料
についてＨＡＺの腕化原因をいろいろの角度から調べた
結果高純度フェライト系ステンレス鋼には５００〜７０
０ｑｏの温度城で、非常に急速に進行する腕化反応があ
り、これがＨＡＺ腕化の主原因となっていることを発見
した。

又この縦化反応は、溶接前の銅にあらかじめ７２０〜８
５０ｑＣで１分以上の安定化熱処理を施こすことにより
、防止できることを見出した。さらに溶接した後でも、
この安定化熱処理を行なうと、腕化したＨＡＺの轍性が
回復することを確かめた。第１図はこの様子を示したも
のである。

なお、第１図は後述の実施例、第１表の鋼種２を対象と
したものであるが、特許請求の範囲に包含される範囲の
他の成分組成の鋼の関係も同機の傾向を示す。９５０〜
１０００００の競ならし処理により、再結晶軟化した厚
板を更に図の横軸に示した各温度で再度熱処理（×３び
分、ＷＱ）を行ない、突合せ溶接後日ＡＺの衝撃試験を
行なった結果である。

暁ならし処理ままでは、ＨＡＺは母材と比べ腕化してい
る。素材の熱処理が約７００ｑｏを越える付近から、靭
性は良好になる。３００℃前後の衝撃遷移温度はほぼ母
材厚板と同等で、溶接により、腕化がほとんど起らなか
ったことを示している。

熱処理温度が９０ぴ○以上となると再びＨＡＺ腕化が生
ずるようになる。従って安定化熱処理としては、７２０
〜８５０℃が望ましい。なお、安定化熱処理は、高純度
フェライト系ステンレス鋼を、９００〜１２００００の
加熱後冷却する燐ならし後、７２０〜８５０ｏｏに加熱
してもよいし、前記９００〜１２００℃の加熱に引き続
いて７２０〜８５０００の熱処理を行ういずれの方法で
もよい。安定化熱処理は、熔接した後に施しても有効で
ある。

腕化したＨＡＺの轍性が回復する。この場合にも熱処理
としては７２０〜８５０ｑＣが望ましい。ただし、この
場合には８５０ｑｏを越えても、その有効性は変らない
。この５００〜７００『０の腕化反応は、数秒程度の短
時間で生じ、引張試験では鋭い降状点現象を伴って強度
が上昇するという特徴を有している。これは極めて微細
な炭窒化物が転位上に折出し、可動転位密度が低下する
ために生ずる強化であり又腕化反応であることが判った
。又７２０〜８５０００で１分以上の熱処理により、こ
の脆化反応を予防し、又回復させ得るのは、この熱処理
により、安定な炭窒化物が生成するためであることが明
らかとなった。なお、この腕化反応は、Ｃ、Ｎ量が極め
て少量であっても生ずるものである。

しかしＣ、Ｎが全く含まれていないものでは、この腕化
は生じない。本発明でＣ、Ｎ含有量の下限を各々０．０
００２％としたのは、この腕化反応が現われ、かつその
腕化反応を防止するために、本発明の熱処理方法が適用
できるからである。又Ｃ、Ｎの上限を、それぞれ０．０
２％としてのは、これ以上となると析出炭窒化物の量が
増えて、勤性が熱処理のいかんにかかわらず劣化してし
まうからである。またＮｂ，Ｔｊ，Ｚｒ，Ｖの一種また
は二種以上を合計で０．００１６％以上としたのは、こ
れ以下では炭窒化物を生成させることが不可能となるた
めＣｒ炭窒化物の析出を招いて腕化が起るとともに耐粒
界腐食性が低下するからである。

上限を０．４８％とした理由はこれ以上では本願発明対
象のような極低Ｃ、Ｎ鋼では金属間化合物が析出して轍
性を劣化させるためである。

高純度フェライト系ステンレス鋼は、全てこの７２０〜
８５０ｑｏの熱処理により良好な轍性が得られるわけで
はない。

鋼種によっては、７２０〜８５０ｑＣの熱処理によって
、かえって脆化するものもある。この効果は母材の化学
組成、即ち、（Ｃ十Ｎ）量に対するＮｂ，Ｔｉ，Ｚ【，
Ｖという元素の含有量の比によって異なることが判った
。この関係の一例を第２図に示す。

第２図は次の表Ａに基づくものである。表Ａ 熱処理条件 １０００午ｏｘ３０分水袷十８００午ｏｘ３粉ご水冷縦
軸は衝撃遷移温度、機軸はＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）比である。

通常の焼ならし処理（１０００００×３肌ｉｎＷＱ）後
、８００つｏｘ３肌ｉｎＷＱの轍性安定化処理を行なっ
たものである。Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）比が小さいうちは、Ｃ
ｒ炭窒化物の粒界析出のため鋤性が劣化する。又Ｎｂ／
（Ｃ＋Ｎ）比が大きくなると金属間化合物の析出のため
再び轍性が劣化する。即ち、本発明者等の提案する級性
安定化処理が有効に働くためには、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）比
が４〜１６の間にある鋼でなければならない。以上のよ
うな事情は他の炭窒化物安定化元素の場合も同様であっ
て、炭窒化物安定化元素と（Ｃ十Ｎ）の比が４・さし、
場合には、Ｃｒ炭窒化物の粒界析出のため靭性が劣化し
、また（Ｃ＋Ｎ）との比が大きくなると金属間化合物の
析出のため再び靭性が劣化する。鞠性安定化処理が有効
に作用するためのＴｉ，Ｚｒ，Ｖと（Ｃ＋Ｎ）の比はつ
ぎのとおりである。即ちＴｊの場合にはＴｉ／（Ｃ＋Ｎ
）比が２〜８の範囲が最適となる。又Ｚｒの場合にはＺ
て／（Ｃ＋Ｎ）比が４〜１６の範囲が最適範囲となる。
又Ｖの場合にはＶ／（Ｃ＋Ｎ）比が２〜８が最適範囲で
ある。以上の炭窒化物生成元素を単独ではなく２種以上
複合添加した場合でも、本発明の熱処理は有効である。

即ちこの場合には（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖ）／（Ｃ十Ｎ
）比が４〜１２の範囲でなければならない。次に本発明
の実施例を示す。

第１表に供試材の化学組成を示す。全て１２側厚の厚板
である。これに第２表に示すような熱処理および溶接を
行なった。衝撃試験片は溶接ボンドから３〜４側のＨＡ
Ｚにノツチを入れた２側Ｖノツチシヤルピー試験片であ
る。この衝撃試験結果を第３表に示す。通常行なわれて
いる標準熱処理（９００〜１２００℃加熱急冷）のもの
は、溶接後、ＨＡＺ部は硫化し、低い衝撃値を示すが、
本発明の２旨袋熱処理を行なったものでは安定して、高
い衝撃値を示している。

鋼−３，４，５については、他の鋼と比べ厚板そのもの
の鞠性が若干悪いので、衝撃試験は５０００で行なって
いる。５０午０での衝撃値で比較すると、他の鋼と同様
本発明の２８８熱処理を施すことによりＨＡＺ腕化が軽
減されていることが判る。

第１表 供試材の化学組成第２表 熱処理および溶接方
法 標準熱処理 １０００００ｘ３船ご水冷本発明熱
処理Ａ；１０００００×３０分水冷十８００ｑ０×３び
分水冷Ｂ；１０００℃×２０分 →８００ｑｏ×２０分水冷 溶接方法 溶接ワイヤ Ｙ−３１４ １．２？第３表
溶接熱影響部の衝撃試験結果※第２表参照 前述のように、本発明は溶接に供する厚板の熱処理にお
いて有効なだけでなく、溶接後の後熱処理として採用し
た場合においても有効である。

第４表にその結果を示す。なお供試材は第１表の鋼−１
に、標準熱処理（１０００００×３０分、水冷）を行っ
たものである。溶接のままの状態においては、ＨＡＺ（
３〜４皿）と溶着鋼の鋤性がとくに悪い。

又ボンド部も鋤性が若干不安定なところがある。しかし
本発明になる８００℃の後熱処理を行なった場合には、
ＨＡＺ、ポンドは勿論、溶着鋼の靭性も向上している。
本発明者等が発見した５００ｑ０〜７００ｑＣの低温の
腕化反応が、落着鋼でも生じており、それが落着鋼の鞠
性を悪くさせていた１つの原因であったことを示してい
る。これは三層以上の多層溶接を行なった場合、さきに
熔接された溶着鋼が、後の溶接により５００〜７００ｑ
Ｃの熱サイクルを受けるためである。第４表 溶接部の
後熱処理による籾性の回復供試材：鋼−１（第１表）標
準熱処理：１０００℃×３０分、水冷 溶 接：ＴＩＧ溶接（溶接ヮィャ− 共金１．２の）以
上、実施例によって示したように、本発明による熱処理
は厚板製造時において、通常の燐ならし処理に加えて、
実施することにより、溶接後のＨＡＺの腕化を防止する
ものである。

又通常の焼ならし処理を施した厚板を溶鞍後、後熱処理
として行うことにより、腕化したＨＡＺ部の靭性を回復
させるものである。さらにこの場合には、落着鋼の靭性
をも向上させることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明における熱処理とＨＡＺの衝撃遷移温度
との関係を示す図、第２図は鋼中のＮｂ／（Ｃ十Ｎ）比
と本発明の二段熱処理を施したものの衝撃遷移温度を示
す図である。 第１図 第２図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 炭素０．０００２〜０．０２０％、窒素０．０００
   ２〜０．０２０％に、さらにＮｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖの１
   種もしくは２種以上を合計で０．００１６〜０．４８％
   含み、かつその量がＮｂの場合にはＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）比
   が４〜１６、Ｔｉの場合にはＴｉ／（Ｃ＋Ｎ）比が２〜
   ８、Ｚｒの場合にはＺｒ／（Ｃ＋Ｎ）比が４〜１６、Ｖ
   の場合にはＶ／（Ｃ＋Ｎ）比が２〜８、又２種以上の複
   合添加の場合には（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ
   ）比が４〜１２の範囲にある高純度フエライト系ステン
   レス鋼を、（ア） ９００〜１２００℃に加熱する焼な
   らし処理後、（イ） もしくは９００〜１２００℃の加
   熱に引続いて７２０〜８００℃の安定化熱処理を施すこ
   とを特徴とする高純度フエライト系ステンレス鋼の熱処
   理方法。 ２ 炭素０．０００２〜０．０２０％、窒素０．０００
   ２〜０．０２０％に、さらにＮｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖの１
   種もしくは２種以上を合計で０．００１６〜０．４８％
   含み、かつその量がＮｂの場合にはＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）比
   が４〜１６、Ｔｉの場合にはＴｉ（Ｃ＋Ｎ）比が２〜８
   、Ｚｒの場合にはＺｒ／（Ｃ＋Ｎ）比が４〜１６、Ｖの
   場合にはＶ／（Ｃ＋Ｎ）比が２〜８、又２種以上の複合
   添加の場合には（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）
   比が４〜１２の範囲にある高純度フエライト系ステンレ
   ス鋼を、（ア） ９００〜１２００℃に加熱する焼なら
   し処理後、（イ） もしくは９００〜１２００℃の加熱
   に引続いて７２０〜８５０℃の安定化熱処理を行なつた
   後、さらに溶接後に７２０〜８５０℃の安定化熱処理を
   施すことを特徴とする高純度フエライト系ステンレス鋼
   溶接部の後熱処理方法。