JPS61163247A - 耐食性がすぐれ、熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 - Google Patents
耐食性がすぐれ、熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼Info
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- JPS61163247A JPS61163247A JP411885A JP411885A JPS61163247A JP S61163247 A JPS61163247 A JP S61163247A JP 411885 A JP411885 A JP 411885A JP 411885 A JP411885 A JP 411885A JP S61163247 A JPS61163247 A JP S61163247A
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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】
（産業上の利用分桁）
本発明は耐食性と熱間加工性が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す
ぐれた高合金ステンレス鋼に関するものである。
ス鋼に関するものであり、特に海水に対する耐食性がす
ぐれた高合金ステンレス鋼に関するものである。
（従来の技術）
高合金ステンレス鋼は特にきびしい耐食性、耐熱性、耐
酸化性が要求される場合に使用され、耐海水ステンレス
鋼は今後益々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 ＨＮｉ ＋Ｍｏ 、 Ｓｌ等を多
量に含有し、又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成分である。
酸化性が要求される場合に使用され、耐海水ステンレス
鋼は今後益々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 ＨＮｉ ＋Ｍｏ 、 Ｓｌ等を多
量に含有し、又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成分である。
（発明が解決しようとする問題点）
ところがこれらの高合金のうち特にＮｉ、Ｎ。
Ｍｏ等々を多量含有する合金においては、熱間での加工
性が劣り、熱間加工中に割れを生じたシするいはへｒ状
の疵を生じて歩留シの低下をきたす。特に高合金鋼を連
続鋳造化（以後ＣＣ化と略す）した場合、次工程の熱間
圧延中に、鋳造時のデンドライトの粒界で割れを起こし
て製造が不可能となるため、ＣＣ化されていない高合金
鋼が多いのが現状である。
性が劣り、熱間加工中に割れを生じたシするいはへｒ状
の疵を生じて歩留シの低下をきたす。特に高合金鋼を連
続鋳造化（以後ＣＣ化と略す）した場合、次工程の熱間
圧延中に、鋳造時のデンドライトの粒界で割れを起こし
て製造が不可能となるため、ＣＣ化されていない高合金
鋼が多いのが現状である。
一方、これらの高合金鋼では次の点から特にＣＣ化が望
まれ、ＣＣ化にともなう効果はきわめて大きい。
まれ、ＣＣ化にともなう効果はきわめて大きい。
１）高合金鋼は高価々合金元素を含むため、歩留シ向上
が特に望ましく、この点でインゴット−分塊圧延法に対
してＣＣ化法が強く望まれている。
が特に望ましく、この点でインゴット−分塊圧延法に対
してＣＣ化法が強く望まれている。
２）高合金鋼のインゴット・分塊法での製造で、長時間
均熱により、熱間の加工性は改善されるが、長時間均熱
による表面スケール生成が犬で脱Ｃｒ層等の生成が大と
なり、製品表面の耐食性、耐酸化性を劣化する。したが
って耐隙間腐食性を要求される耐海水ステンレス鋼にお
いては表面に脱Ｃｒ層等が少ないＣＣ化が望ましい。
均熱により、熱間の加工性は改善されるが、長時間均熱
による表面スケール生成が犬で脱Ｃｒ層等の生成が大と
なり、製品表面の耐食性、耐酸化性を劣化する。したが
って耐隙間腐食性を要求される耐海水ステンレス鋼にお
いては表面に脱Ｃｒ層等が少ないＣＣ化が望ましい。
（問題点を解決するだめの手段）
本発明者らは先に鋼塊法における熱間加工性の改善法を
特開昭４９−１３５８１２号公報に開示し、Ａｌ、 Ｃ
ａ処理法を明らかにしたが、更に一歩進めてＣＣ化をね
らい種々の検討を実施した結果、高合金鋼ＣＣ鋳片の熱
間加工性を改善し、かつすぐれた耐食性、耐海水性を保
有した製品を得るだめには合金組成としてＳ、Ｏ量を厳
密に規制するととが必要であることが明らかになった。
特開昭４９−１３５８１２号公報に開示し、Ａｌ、 Ｃ
ａ処理法を明らかにしたが、更に一歩進めてＣＣ化をね
らい種々の検討を実施した結果、高合金鋼ＣＣ鋳片の熱
間加工性を改善し、かつすぐれた耐食性、耐海水性を保
有した製品を得るだめには合金組成としてＳ、Ｏ量を厳
密に規制するととが必要であることが明らかになった。
本発明はその規制限界と手段を明らかにしたものである
。
。
即ち本発明の要旨とするところは下記のとおシである。
（１）重量バーセントチＣ０．００５〜０．３％、８１
５％以下、 Ｍｎ ８％以下、Ｐ０．０４％以下、ｃｒ
１５〜３５Ｌ％、Ｎｉ５〜４０％、Ｎ０．０１〜０．５
％、Ｍ０．５．５〜１０．０％でＳを３０ ｐｐｍ以下
、０を５０ ｐｐｍ以下。
５％以下、 Ｍｎ ８％以下、Ｐ０．０４％以下、ｃｒ
１５〜３５Ｌ％、Ｎｉ５〜４０％、Ｎ０．０１〜０．５
％、Ｍ０．５．５〜１０．０％でＳを３０ ｐｐｍ以下
、０を５０ ｐｐｍ以下。
Ａｌあるいは利の１種又は２種を０．０１〜０．ｉ。
チ含み、更にＣａを０．ｏ ｏ ｉ 〜０．ｏ ｏ ｓ
％金含有、残部実質的にＦｅと不可避の不純物より成る
合金において、各成分の重量パーセントで示した δ−＠）＝３ （Ｃｒ＋１．５ Ｓ ｉ ＋Ｍｏ ）−
２８（Ｎ ｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５ｃ ｕ ）−８４（
Ｃ＋Ｎ）−１９，８が一１０％以上で、かつ各成分をｐ
ｐｍで表示した（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ） ≦４０である
ことを特徴とする耐食性がすぐれ、熱間加工性のすぐれ
り高合金ステンレス鋼。
％金含有、残部実質的にＦｅと不可避の不純物より成る
合金において、各成分の重量パーセントで示した δ−＠）＝３ （Ｃｒ＋１．５ Ｓ ｉ ＋Ｍｏ ）−
２８（Ｎ ｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５ｃ ｕ ）−８４（
Ｃ＋Ｎ）−１９，８が一１０％以上で、かつ各成分をｐ
ｐｍで表示した（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ） ≦４０である
ことを特徴とする耐食性がすぐれ、熱間加工性のすぐれ
り高合金ステンレス鋼。
′（２）重量／４− ＋ ７トテＣ０．００５〜０．３
％、８１５％以下、 Ｍｎ ８％以下、Ｐ０．０４％以
下、０１１５〜３５％、 Ｎｌ ５〜４０％ 、 Ｎ
０．０１〜０．５％ 、 Ｍｏ ５．５〜１００％で更
に、 Ｃｕ ３％以下、 Ｎｂ １ ％以下。
％、８１５％以下、 Ｍｎ ８％以下、Ｐ０．０４％以
下、０１１５〜３５％、 Ｎｌ ５〜４０％ 、 Ｎ
０．０１〜０．５％ 、 Ｍｏ ５．５〜１００％で更
に、 Ｃｕ ３％以下、 Ｎｂ １ ％以下。
Ｖ１％以下、Ｗ２％以下、 Ｚｒ ０．５％以下、 Ｓ
ｎ０、１９６以下の各成分の１種又は２種以上を含有し
、８３０ ｐｐｍ以下、 ０５０ ｐｐｍ以下、 Ａｌ
あるいはＴｉの１種又は２種を０．０１〜０．１０チ含
み、更にＣＩＬを０．００１〜０．ｏｏｓ％含有し、残
部実質的にＦｅと不可避の不純物より成る合金において
、各成分の重量パーセントで表示した δａ１１＄）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ）−２８（
Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１
９，８が一１０％以上で、かつ各成分をｐｐｍで表示し
た（ Ｓ ＋０−０．８ Ｃａ ’ＩＩ ≦４０ で
あることを特徴とする耐食性がすぐれ、熱間加工性のす
ぐれた高合金ステンレス鋼。
ｎ０、１９６以下の各成分の１種又は２種以上を含有し
、８３０ ｐｐｍ以下、 ０５０ ｐｐｍ以下、 Ａｌ
あるいはＴｉの１種又は２種を０．０１〜０．１０チ含
み、更にＣＩＬを０．００１〜０．ｏｏｓ％含有し、残
部実質的にＦｅと不可避の不純物より成る合金において
、各成分の重量パーセントで表示した δａ１１＄）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ）−２８（
Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１
９，８が一１０％以上で、かつ各成分をｐｐｍで表示し
た（ Ｓ ＋０−０．８ Ｃａ ’ＩＩ ≦４０ で
あることを特徴とする耐食性がすぐれ、熱間加工性のす
ぐれた高合金ステンレス鋼。
以下本発明の詳細な説明する。
すでに前述した通シ、耐食性２％に耐海水性等のきびし
い要求に対しては、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍ０．Ｓｉをはじめと
して多量の合金元素を添加することが必要となシ、又Ｎ
の添加も極めて有効である。しかもこれらの高合金鋼を
歩留シの点及び表面脱Ｃｒ層の点で連続鋳造により多量
に生産するためには、ＣＣ鋳片の熱間加工性の向上が極
めて重要な課題となる。すなわち鋳造時のデンドライト
の粒界延性をより一層向上させる必要のあることが判明
し、よりきびしい合金組成の規制が必要となる。これら
の要請に対して特開昭４９−１３５８１２号公報ではＡ
ｌ脱酸とＣａ添加法が示され更に特公昭５９−１０４２
６号公報においてはＭｇ脱酸や、Ｃｅ等の希土類金属の
添加が示されている。更に合金組成としては特公昭５７
−６１１０４号公報に示される様にの間に制御すること
が知られている。
い要求に対しては、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍ０．Ｓｉをはじめと
して多量の合金元素を添加することが必要となシ、又Ｎ
の添加も極めて有効である。しかもこれらの高合金鋼を
歩留シの点及び表面脱Ｃｒ層の点で連続鋳造により多量
に生産するためには、ＣＣ鋳片の熱間加工性の向上が極
めて重要な課題となる。すなわち鋳造時のデンドライト
の粒界延性をより一層向上させる必要のあることが判明
し、よりきびしい合金組成の規制が必要となる。これら
の要請に対して特開昭４９−１３５８１２号公報ではＡ
ｌ脱酸とＣａ添加法が示され更に特公昭５９−１０４２
６号公報においてはＭｇ脱酸や、Ｃｅ等の希土類金属の
添加が示されている。更に合金組成としては特公昭５７
−６１１０４号公報に示される様にの間に制御すること
が知られている。
本発明者らはＣＣ７Ｍ片の熱間加工性向上と耐海水性の
向上をねらいに詳細な研究を実施した結果、耐海水性と
熱間加工性に対して主成分の規制はもちろん脱酸脱硫の
制御が大きな影響を示すことを明らかにし、ことに本発
明に到ったものである。
向上をねらいに詳細な研究を実施した結果、耐海水性と
熱間加工性に対して主成分の規制はもちろん脱酸脱硫の
制御が大きな影響を示すことを明らかにし、ことに本発
明に到ったものである。
すなわち、高合金鋳片の熱間加工性には多くの要因が関
連しているが、最も大きな影響を与える要因は、鋼中の
Ｓ、０量及びＣａ量であり、これらは多くの実験から各
元素をｐｐｍで表示して〔Ｓ十〇−０．８Ｃａ：］の形
で熱間加工性に影響することが判明した。次いで大きな
影響を与える要因はＮ量、Ｍ。
連しているが、最も大きな影響を与える要因は、鋼中の
Ｓ、０量及びＣａ量であり、これらは多くの実験から各
元素をｐｐｍで表示して〔Ｓ十〇−０．８Ｃａ：］の形
で熱間加工性に影響することが判明した。次いで大きな
影響を与える要因はＮ量、Ｍ。
掛、更にはＮｂ 、 Ｖ 、 Ｗ 、 Ｃｕ ｉｉ等で
あり、又次式に定義するδ−←）も熱間加工性に影響す
ることがわかった。δｃｎｌ１ｍ）＝３ （Ｃｒ−１−
１，５Ｓｉ＋Ｍｏ ）−２，８（Ｎｉ−０．ＳＭｎ＋０
．５ Ｃｕ ）−８４（ｅ＋Ｎ ） −１９，８（この
場合には各成分は重量１？−セント表示である。）第１
図は、鋳片表面部分から、熱間衝撃試験片を採取して加
熱後空冷中に衝撃温度を変えて熱間衝撃試験（加熱条件
１２５０℃、衝撃温度１２００〜１０．００℃各５０℃
おき）を実施し、それらの総合評点で熱間加工性を評価
した結果を示している。
あり、又次式に定義するδ−←）も熱間加工性に影響す
ることがわかった。δｃｎｌ１ｍ）＝３ （Ｃｒ−１−
１，５Ｓｉ＋Ｍｏ ）−２，８（Ｎｉ−０．ＳＭｎ＋０
．５ Ｃｕ ）−８４（ｅ＋Ｎ ） −１９，８（この
場合には各成分は重量１？−セント表示である。）第１
図は、鋳片表面部分から、熱間衝撃試験片を採取して加
熱後空冷中に衝撃温度を変えて熱間衝撃試験（加熱条件
１２５０℃、衝撃温度１２００〜１０．００℃各５０℃
おき）を実施し、それらの総合評点で熱間加工性を評価
した結果を示している。
合金（、）は２１ Ｃｒ −１８Ｎｉ −０．３ＯＮ−
６，０Ｍｏの組成でそのＳ、０．Ｃａ歇と熱間加工性と
の関連を示している。こりして（、）合金の場合各元素
をｐｐｍで表示して［Ｓ −１−０−０．８Ｃａ ）
（ｐｐｍ）は４０以下で熱間加工性がすぐれている。も
ちろんＣａを多く活用すれば有効であるがＣａＯ量が多
すぎると耐食性をそこなうことがあり、Ｃａ址は０．’
００１〜０．００８チとする。
６，０Ｍｏの組成でそのＳ、０．Ｃａ歇と熱間加工性と
の関連を示している。こりして（、）合金の場合各元素
をｐｐｍで表示して［Ｓ −１−０−０．８Ｃａ ）
（ｐｐｍ）は４０以下で熱間加工性がすぐれている。も
ちろんＣａを多く活用すれば有効であるがＣａＯ量が多
すぎると耐食性をそこなうことがあり、Ｃａ址は０．’
００１〜０．００８チとする。
第９図は合金２５ Ｃｒ −（１８〜２１ ）Ｎｌ −
（０．３〜０．４）Ｎ ５．９Ｍｏのδ−＠）の熱間
加工性に対する影響を示している。δ−＠）は上述した
ごとく、δｄじ）−３（Ｃｒ＋１．５８ｉ＋Ｍｏ ）−
２，８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ ）−８４（Ｃ
＋Ｎ）−１９，８で定義している。この場合は熱間加工
性として、鋳片よりグリープル試片を採取し、９５０〜
１２５０℃間で引張シ、最小の絞シ値を指標としている
。絞り値が６０％以上あれば熱間加工性が良好である。
（０．３〜０．４）Ｎ ５．９Ｍｏのδ−＠）の熱間
加工性に対する影響を示している。δ−＠）は上述した
ごとく、δｄじ）−３（Ｃｒ＋１．５８ｉ＋Ｍｏ ）−
２，８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ ）−８４（Ｃ
＋Ｎ）−１９，８で定義している。この場合は熱間加工
性として、鋳片よりグリープル試片を採取し、９５０〜
１２５０℃間で引張シ、最小の絞シ値を指標としている
。絞り値が６０％以上あれば熱間加工性が良好である。
該合金において（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ ）≦４０ （図
中（Ｂ）領域）でかつδ−（％）〉−１０％の場合熱間
加工性は良好となる。［Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ］（ｐｐｍ
）＞４０ （図中（Ａ）領域）ではδ、、ｉ＋１）を０
に近づけると改良されるが、その程度が不足である。
中（Ｂ）領域）でかつδ−（％）〉−１０％の場合熱間
加工性は良好となる。［Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ］（ｐｐｍ
）＞４０ （図中（Ａ）領域）ではδ、、ｉ＋１）を０
に近づけると改良されるが、その程度が不足である。
以上の実験事実から合金組成として（：Ｓ十〇−０．８
Ｃａ）を低減することが重要であυ、耐海水ステンレス
鋼として含Ｎ−Ｃｒ −Ｎｉ −Ｍｏ系合金では〔Ｓ−
ト０−０．８ Ｃａ ） （ｐｐｍ）≦４０が必要であ
る。更にＮｂ 。
Ｃａ）を低減することが重要であυ、耐海水ステンレス
鋼として含Ｎ−Ｃｒ −Ｎｉ −Ｍｏ系合金では〔Ｓ−
ト０−０．８ Ｃａ ） （ｐｐｍ）≦４０が必要であ
る。更にＮｂ 。
Ｃｕ 、 Ｓｎ等々を含有する場合にも［Ｓ 十〇−０
．８０ａ］≦４ｏが必要となる。これらの条件と共に更
に δｄ＠）＝ ３ （Ｃｒ ＋ １．５ Ｓ
ｉ ＋Ｍｏ ） ２．８ （Ｎｉ−ｔ−
０．５Ｍｎ−１−０．５Ｃｕ ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１
９，８は大きい方が望ましく、δ−＠）≧−１０％が必
要である。ここに、Ｓ量は合金そのもののＳ量を低下さ
せ含有ｔ ３０ ｐｐｍ以下、望ましくは１５ ｐｐｍ
未満である。０′！：はＡｌやＴｉ等の脱酸元素で脱酸
され、Ｔｏｔａｌ酸素量として５０ ｐｐｍ以下、望ま
しくは４０ ｐｐｍ未満である。
．８０ａ］≦４ｏが必要となる。これらの条件と共に更
に δｄ＠）＝ ３ （Ｃｒ ＋ １．５ Ｓ
ｉ ＋Ｍｏ ） ２．８ （Ｎｉ−ｔ−
０．５Ｍｎ−１−０．５Ｃｕ ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１
９，８は大きい方が望ましく、δ−＠）≧−１０％が必
要である。ここに、Ｓ量は合金そのもののＳ量を低下さ
せ含有ｔ ３０ ｐｐｍ以下、望ましくは１５ ｐｐｍ
未満である。０′！：はＡｌやＴｉ等の脱酸元素で脱酸
され、Ｔｏｔａｌ酸素量として５０ ｐｐｍ以下、望ま
しくは４０ ｐｐｍ未満である。
更に、Ｃａを添加して硫黄や酸素を固定することが望ま
しい。
しい。
これらの対策を実施した合金の鋳造後の介在物組成を調
査した結果、熱間加工性と耐食性の劣る合金では介在物
中にＭｎＳ ＋Ｍｎ 、 Ｓｉの酸化物が認められるの
に対し熱間加工性の良好な合金では介在物中に硫化物は
認められず、かつ酸化物中にもＳ Ｉ ＋Ｍｎはなく、
Ａｌ、 Ｔｉ 、 Ｃａ等の極めて安定な酸化物のみが
認められた。これらの結果は鋳造後のデンドライト粒界
にもＳはなく、かつ酸素もきわめて安定な酸化物の形で
固定される結果、粒界の清浄度が向上し、高温ですぐれ
た延性が得られ、高温延性の改善に結びついたものと考
えられる。
査した結果、熱間加工性と耐食性の劣る合金では介在物
中にＭｎＳ ＋Ｍｎ 、 Ｓｉの酸化物が認められるの
に対し熱間加工性の良好な合金では介在物中に硫化物は
認められず、かつ酸化物中にもＳ Ｉ ＋Ｍｎはなく、
Ａｌ、 Ｔｉ 、 Ｃａ等の極めて安定な酸化物のみが
認められた。これらの結果は鋳造後のデンドライト粒界
にもＳはなく、かつ酸素もきわめて安定な酸化物の形で
固定される結果、粒界の清浄度が向上し、高温ですぐれ
た延性が得られ、高温延性の改善に結びついたものと考
えられる。
このような介在物の変化は又耐食性の改善にも寄与する
ところ大であった。
ところ大であった。
以下に各成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃはステンレス鋼の耐食性には有害であるが、強度
の点では望ましい。したがって０．３％ｔでとした。０
．３ ％をこえると耐食性を大巾に劣化させる。下限の
０．００５％は工業的な経済性で決まる下限である。
の点では望ましい。したがって０．３％ｔでとした。０
．３ ％をこえると耐食性を大巾に劣化させる。下限の
０．００５％は工業的な経済性で決まる下限である。
ＳＩ：Ｓｌはステンレス鋼の耐食性を増し、耐酸化性を
増す。上限５％はこれをこえると効果が飽和すると共に
熱間加工性を劣化させる。
増す。上限５％はこれをこえると効果が飽和すると共に
熱間加工性を劣化させる。
Ｍｎ ： Ｍｎは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％をこえると耐食性、耐酸
化性を損う。
るので上限を８％とした。８％をこえると耐食性、耐酸
化性を損う。
Ｐ：Ｐは耐食性、熱間加工性の点では少ない方が良好で
０．０４ ％以下とした。これをこえると両特性が劣化
する。
０．０４ ％以下とした。これをこえると両特性が劣化
する。
Ｓ：Ｓは本発明の熱間加工性向上のだめの重要成分で、
低ければ低い程よ（３０ｐｐｍ以下、望ましくは１５
ｐｐｍ以下とする。特に後述するように０と共に低くし
て、高温での粒界延性を向上させることか重要である。
低ければ低い程よ（３０ｐｐｍ以下、望ましくは１５
ｐｐｍ以下とする。特に後述するように０と共に低くし
て、高温での粒界延性を向上させることか重要である。
又耐食性の点でも低い方が良（３０ｐｐｍ以下とした。
０：Ｏも本発明の熱間加工性向上のだめの重要成分で、
低ければ低い程よ（５０ｐｐｍ以下、望ましくは４０
ｐｐｍ以下とする。Ｓと共に低くして高温での粒界延性
を向上させることが重要である。
低ければ低い程よ（５０ｐｐｍ以下、望ましくは４０
ｐｐｍ以下とする。Ｓと共に低くして高温での粒界延性
を向上させることが重要である。
Ｃｒ： Ｃｒはステンレス鋼の基本成分で１５％以上が
特に効果が大きく、多い程耐食性、耐酸化性を増すが３
５チをこえると高価となる。
特に効果が大きく、多い程耐食性、耐酸化性を増すが３
５チをこえると高価となる。
Ｎｉ ： ＮｌはＣｒと共にステンレス鋼、耐熱鋼の基
本成分である。５％未満では耐食性が不十分で、多けれ
ば多い程効果的であるが、４０％をこえるときわめて高
価となる。
本成分である。５％未満では耐食性が不十分で、多けれ
ば多い程効果的であるが、４０％をこえるときわめて高
価となる。
Ｎ：Ｎはステンレス鋼の強度と耐食性を増し特に耐海水
性に有効で０．０１１以上で効果を示すが０、５ ％を
こえると、固溶度をこえ気泡となる。
性に有効で０．０１１以上で効果を示すが０、５ ％を
こえると、固溶度をこえ気泡となる。
Ｍｏ ： Ｍｏはステンレス鋼の耐食性特に耐海水性を
増し５．５チ〜１０．０％で効果が顕著となる。５，５
チ未満では耐海水性が不足し１０．０ｑ６をこえると効
果が飽和し、高価となる。
増し５．５チ〜１０．０％で効果が顕著となる。５，５
チ未満では耐海水性が不足し１０．０ｑ６をこえると効
果が飽和し、高価となる。
Ｃｕ ： Ｃｕはステンレス鋼の耐食性を増し用途によ
って３％以下で選択添加する。３チをこえると熱間加工
性を劣化させる。
って３％以下で選択添加する。３チをこえると熱間加工
性を劣化させる。
Ｎｂ ： ＮｂはＮと共にステンレス鋼の強度を増し、
用途によって１％以下で選択添加する。１％をこえると
熱間加工性を劣化させる。
用途によって１％以下で選択添加する。１％をこえると
熱間加工性を劣化させる。
Ａｌ 、 Ｔｌ ： Ａｌ＋Ｔｉは強力な脱酸剤として
０．０１〜０．１０ ％の範囲で添加する。０．１０
％をこえると、耐食性を劣化させる。ＡＡやＴｉは低Ｓ
鋼中でＣａと共存して０を固定しＳｌやＭｎの酸化物を
出現させず熱間加工性と耐食性を著しく改善する。
０．０１〜０．１０ ％の範囲で添加する。０．１０
％をこえると、耐食性を劣化させる。ＡＡやＴｉは低Ｓ
鋼中でＣａと共存して０を固定しＳｌやＭｎの酸化物を
出現させず熱間加工性と耐食性を著しく改善する。
Ｃａ ： Ｃａは強力な脱酸、脱硫剤として０００１〜
０．００８％の範囲で添加する。０．ｏｏｓｓをこえる
と耐食性を劣化させる。Ｃａは低Ｓ鋼中でＡｌ１．やＴ
ｉと共存してＳやＯを固定しＭｎＳの生成を防止し含Ｎ
・高Ｃｒ −Ｎｌ −Ｍｏ合金の熱間加工性を大幅に改
善すると共に耐海水性を改善する。
０．００８％の範囲で添加する。０．ｏｏｓｓをこえる
と耐食性を劣化させる。Ｃａは低Ｓ鋼中でＡｌ１．やＴ
ｉと共存してＳやＯを固定しＭｎＳの生成を防止し含Ｎ
・高Ｃｒ −Ｎｌ −Ｍｏ合金の熱間加工性を大幅に改
善すると共に耐海水性を改善する。
Ｓｎ ： Ｓｎはステンレス鋼の耐酸性を向上し、０１
チ以下で選択添加する。これをこえると熱間加工性が劣
化する。
チ以下で選択添加する。これをこえると熱間加工性が劣
化する。
Ｗ：Ｗはステンレス鋼の耐食性を向上し、用途によって
２チ以下で選択添加する。２％をこえると効果が飽和す
る。
２チ以下で選択添加する。２％をこえると効果が飽和す
る。
Ｖ：Ｖはステンレス鋼の耐食性を向上し、用途によって
１チ以下で選択添加する。１％をこえると効果が飽和す
る。
１チ以下で選択添加する。１％をこ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チ以下で選択添加する。０．５％をこえ
ると効果が飽和する。
によって０．５チ以下で選択添加する。０．５％をこえ
ると効果が飽和する。
以上の各元素の限定に加えて、更に次の２点が必要であ
る。すなわち ■ 含Ｎ高Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｏステンレス鋼においては、
鋳造組織の熱間加工性の向上と耐海水性の向上のために
、ｐｐｍで表示しだ（ＳＩＯ−０．８Ｃａｌ≦４０が必
要である。
る。すなわち ■ 含Ｎ高Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｏステンレス鋼においては、
鋳造組織の熱間加工性の向上と耐海水性の向上のために
、ｐｐｍで表示しだ（ＳＩＯ−０．８Ｃａｌ≦４０が必
要である。
■ 各元素を重量ノ４−セントで表示したδ４＝３（Ｃ
ｒ’＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ） ２．８（Ｎｌ＋０．５Ｍ
ｎ＋０．５Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８は、凝固
組織中のδ１ｏ量の比率を表わし、δ１．が現われると
、Ｓや００γ粒界への偏析を軽減する。したがってＪ、
ｎｌ（イ）を−１０％よりも大きくすることが必要で、
このδＦｅの作用と［Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ］を低減する
作用は相乗作用を示して熱間加工性を大幅に改善する。
ｒ’＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ） ２．８（Ｎｌ＋０．５Ｍ
ｎ＋０．５Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８は、凝固
組織中のδ１ｏ量の比率を表わし、δ１．が現われると
、Ｓや００γ粒界への偏析を軽減する。したがってＪ、
ｎｌ（イ）を−１０％よりも大きくすることが必要で、
このδＦｅの作用と［Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ］を低減する
作用は相乗作用を示して熱間加工性を大幅に改善する。
なお本式に含まれないＮｂ 、 Ｗ 、 Ｖ 、 Ｚｒ
等々はδフエライト生成元素であるが、本発明の添加量
範囲では影響が小さいので、本式からは除いた。
等々はδフエライト生成元素であるが、本発明の添加量
範囲では影響が小さいので、本式からは除いた。
（実施例）
以下に本発明の実施例について述べる。
表１は、本発明鋼並びに比較鋼の化学成分組成を示すも
ので、電気炉−ＡＯＤ法、及び電気炉−ＶＡＣ法によっ
て溶製し、脱硫を十分にし、Ａｌ、 Ｔｉ、 Ｃａを使
用して脱酸した。本発明鋼はいづれもＳが３０ｐｐｍ以
下、０５０ ｐｐｍ以下で［：Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ）が
４０以下、でありかつδ−〉−１０％を満たしている。
ので、電気炉−ＡＯＤ法、及び電気炉−ＶＡＣ法によっ
て溶製し、脱硫を十分にし、Ａｌ、 Ｔｉ、 Ｃａを使
用して脱酸した。本発明鋼はいづれもＳが３０ｐｐｍ以
下、０５０ ｐｐｍ以下で［：Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ）が
４０以下、でありかつδ−〉−１０％を満たしている。
比較鋼ではＳ、Ｏが高（ｋｌ 、 Ｃａの活用が不満足
でＣＳ十〇−０．８Ｃａ ］は４０をこえておシかつδ
返−１０チのものもある。
でＣＳ十〇−０．８Ｃａ ］は４０をこえておシかつδ
返−１０チのものもある。
これらの溶鋼を、連鋳スラブに通常条件で鋳造した。通
常通シ手入後、厚板圧延向け、及びホットストリップ圧
延向けに振シ分け、それぞれ通常のステンレス鋼用条件
で熱間圧延した結果は表２の通りである。比較鋼に対し
て本発明鋼は熱間圧延によって割れや、ヘダ疵を発生す
ることなく、きわめて良好であり、本発明の効果を立証
した。
常通シ手入後、厚板圧延向け、及びホットストリップ圧
延向けに振シ分け、それぞれ通常のステンレス鋼用条件
で熱間圧延した結果は表２の通りである。比較鋼に対し
て本発明鋼は熱間圧延によって割れや、ヘダ疵を発生す
ることなく、きわめて良好であり、本発明の効果を立証
した。
更に製品板を使用し、隙間腐食試験を実施した。
１０％Ｆ ｅ ＣＬ３・６Ｈ２０溶液中で、テフロンと
の隙間に発生する限界・隙間腐食発生温度（Ｃ，Ｃ，Ｔ
）を求めた。結果を表３に示す。この結果通常の８３１
６Ｌで約１０℃である。Ｃ１Ｃ，Ｔが高Ｃｒ−６％Ｍｏ
の比較鋼で約６０℃まで上昇するが、本発明鋼では＃丘
ぼ同一合金組成においても、脱酸処理の効果等により約
７０℃以上に上昇し、本発明の効果を立証した。
の隙間に発生する限界・隙間腐食発生温度（Ｃ，Ｃ，Ｔ
）を求めた。結果を表３に示す。この結果通常の８３１
６Ｌで約１０℃である。Ｃ１Ｃ，Ｔが高Ｃｒ−６％Ｍｏ
の比較鋼で約６０℃まで上昇するが、本発明鋼では＃丘
ぼ同一合金組成においても、脱酸処理の効果等により約
７０℃以上に上昇し、本発明の効果を立証した。
（発明の効果）
本発明によって、高Ｃｒ 、高Ｎｉ 、高Ｍｏｆかつ高
Ｎを含有する耐海水性ステンレス鋼を連続鋳造で製造し
て、短時間加熱で熱間圧延しても割れを生ずることなく
製造出来かつ歩留υも大きく向上する。
Ｎを含有する耐海水性ステンレス鋼を連続鋳造で製造し
て、短時間加熱で熱間圧延しても割れを生ずることなく
製造出来かつ歩留υも大きく向上する。
更に本発明によればインゴット・分塊法に比較して、加
熱時間が短かいので、表面スケール生成量が少なく、そ
れにともなう表面脱Ｃｒ層が小さく、製品表面の耐食性
がすぐれている。
熱時間が短かいので、表面スケール生成量が少なく、そ
れにともなう表面脱Ｃｒ層が小さく、製品表面の耐食性
がすぐれている。
以上の如く本発明によって達成される高温延性の向上に
よる効果は、製造性の点並びに耐食性の点で、従来法に
比較してはかシ知れないものであシ、本発明は産業界に
碑益するところが極めて大である。
よる効果は、製造性の点並びに耐食性の点で、従来法に
比較してはかシ知れないものであシ、本発明は産業界に
碑益するところが極めて大である。
第１図は高合金鋼の熱間加工性に対するＳ、０゜Ｃａ
、の影響を示す図、第２図はＣ２５Ｃｒ （１８〜２１
）Ｎｉ−（０．３−０．４）Ｎ−５，９Ｍｏ ）合金
の熱間加工性（最小絞シ値）に対するδ−（チ）及び（
Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ −０．３Ｃｅ ）値との関係を示
す図である。 − 寸 力 へ ト一 〇 Ｋ」〆 属宙 羽・ＴｌｌケＬ’ｉｌ■ 樽 Ｃ３Ｃ４Ｂ （％）ｌＡｉ嬬ω＼ｌｌ情
、の影響を示す図、第２図はＣ２５Ｃｒ （１８〜２１
）Ｎｉ−（０．３−０．４）Ｎ−５，９Ｍｏ ）合金
の熱間加工性（最小絞シ値）に対するδ−（チ）及び（
Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ −０．３Ｃｅ ）値との関係を示
す図である。 − 寸 力 へ ト一 〇 Ｋ」〆 属宙 羽・ＴｌｌケＬ’ｉｌ■ 樽 Ｃ３Ｃ４Ｂ （％）ｌＡｉ嬬ω＼ｌｌ情
Claims (2)
- （１）重量パーセントでＣ０．００５〜０．３％、Ｓｉ
５％以下、Ｍｎ８％以下、Ｐ０．０４％以下、Ｃｒ１５
〜３５％、Ｎｉ５〜４０％、Ｎ０．０１〜０．５％、Ｍ
ｏ５．５〜１０．０％でＳを３０ｐｐｍ以下、Ｏを５０
ｐｐｍ以下、ＡｌあるいはＴｉの１種又は２種を０．０
１〜０．１０％含み、更にＣａを０．００１〜０．００
８％含有し、残部実質的にＦｅと不可避の不純物より成
る合金において、各成分の重量パーセントで表示した δｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ）−２．
８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）
−１９．８が−１０％以上で、かつ各成分をｐｐｍで表
示した〔Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ〕（ｐｐｍ）≦４０である
ことを特徴とする耐食性がすぐれ、熱間加工性のすぐれ
た高合金ステンレス鋼 - （２）重量パーセントでＣ０．００５〜０．３％、Ｓｉ
５％以下、Ｍｎ８％以下、Ｐ０．０４％以下、Ｃｒ１５
〜３５％、Ｎｉ５〜４０％、Ｎ０．０１〜０．５％、Ｍ
ｏ５．５〜１０．０％で更にＣｕ３％以下、Ｎｂ１％以
下、Ｖ１％以下、Ｗ２％以下、Ｚｒ０．５％以下、Ｓｎ
０．１％以下の各成分の１種又は２種以上を含有し、Ｓ
３０ｐｐｍ以下、Ｏ５０ｐｐｍ以下、ＡｌあるいはＴｉ
の１種又は２種を０．０１〜０．１０％含み、更にＣａ
を０．００１〜０．００８％含有し、残部実質的にＦｅ
と不可避の不純物より成る合金において、各成分の重量
パーセントで表示した δｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ）−２．
８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）
−１９．８が−１０％以上で、かつ各成分をｐｐｍで表
示した〔Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ〕（ｐｐｍ）≦４０である
ことを特徴とする耐食性がすぐれ、熱間加工性のすぐれ
た高合金ステンレス鋼
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP411885A JPS61163247A (ja) | 1985-01-16 | 1985-01-16 | 耐食性がすぐれ、熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP411885A JPS61163247A (ja) | 1985-01-16 | 1985-01-16 | 耐食性がすぐれ、熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61163247A true JPS61163247A (ja) | 1986-07-23 |
| JPH0463146B2 JPH0463146B2 (ja) | 1992-10-08 |
Family
ID=11575869
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP411885A Granted JPS61163247A (ja) | 1985-01-16 | 1985-01-16 | 耐食性がすぐれ、熱間加工性のすぐれた高合金ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61163247A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63157838A (ja) * | 1986-12-18 | 1988-06-30 | Kawasaki Steel Corp | 耐隙間腐食性に優れる２相ステンレス鋼 |
| JPS6468450A (en) * | 1987-09-09 | 1989-03-14 | Nippon Kokan Kk | Austenitic stainless steel for seawater corrosion resistance |
| JPH01165747A (ja) * | 1987-12-21 | 1989-06-29 | Kawasaki Steel Corp | 熱間加工性と耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| US4851059A (en) * | 1987-03-12 | 1989-07-25 | Nippon Steel Corp. | Non-magnetic high hardness austenitic stainless steel |
| US4883544A (en) * | 1987-12-12 | 1989-11-28 | Nippon Steel Corporation | Process for preparation of austenitic stainless steel having excellent seawater resistance |
| JPH0554329U (ja) * | 1991-12-26 | 1993-07-20 | 株式会社イナバエクステリア | 飲料用容器 |
| US5858129A (en) * | 1996-08-15 | 1999-01-12 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | Austenite stainless steel |
| JP2004156126A (ja) * | 2002-11-08 | 2004-06-03 | Nippon Steel Corp | 冷間加工性が良好な高耐食オーステナイト系ステンレス鋼 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5424364A (en) * | 1977-07-25 | 1979-02-23 | Spodig Heinrich | Magnet type separator |
-
1985
- 1985-01-16 JP JP411885A patent/JPS61163247A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5424364A (en) * | 1977-07-25 | 1979-02-23 | Spodig Heinrich | Magnet type separator |
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| US4883544A (en) * | 1987-12-12 | 1989-11-28 | Nippon Steel Corporation | Process for preparation of austenitic stainless steel having excellent seawater resistance |
| JPH01165747A (ja) * | 1987-12-21 | 1989-06-29 | Kawasaki Steel Corp | 熱間加工性と耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH0554329U (ja) * | 1991-12-26 | 1993-07-20 | 株式会社イナバエクステリア | 飲料用容器 |
| US5858129A (en) * | 1996-08-15 | 1999-01-12 | Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. | Austenite stainless steel |
| JP2004156126A (ja) * | 2002-11-08 | 2004-06-03 | Nippon Steel Corp | 冷間加工性が良好な高耐食オーステナイト系ステンレス鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0463146B2 (ja) | 1992-10-08 |
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|---|---|---|---|
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