JPS61524A - オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPS61524A JPS61524A JP59122717A JP12271784A JPS61524A JP S61524 A JPS61524 A JP S61524A JP 59122717 A JP59122717 A JP 59122717A JP 12271784 A JP12271784 A JP 12271784A JP S61524 A JPS61524 A JP S61524A
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- Japan
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- stainless steel
- austenitic stainless
- heat treatment
- stress corrosion
- corrosion cracking
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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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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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〕
本発明は、耐応力腐食割れ性にすぐれ、しかもすぐれた
耐応力腐食割れ性がその後の溶接、ＳＲ（５ｔｒｅｓｓ
＆Ｊｉｅｆ ）熱処理によっても低下しないオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
耐応力腐食割れ性がその後の溶接、ＳＲ（５ｔｒｅｓｓ
＆Ｊｉｅｆ ）熱処理によっても低下しないオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
オーステナイト系ステンレス鋼はその高い耐食性の故に
化学工業用、装飾用、機械工業用等に広く用いられ、と
くに２１Ｃｒ −３３Ｎｉ −０，４Ｔｉ合金鋼は耐応
力腐食割れ性にすぐれることから加圧水型原子炉の蒸気
発生器材料として利用されている。
化学工業用、装飾用、機械工業用等に広く用いられ、と
くに２１Ｃｒ −３３Ｎｉ −０，４Ｔｉ合金鋼は耐応
力腐食割れ性にすぐれることから加圧水型原子炉の蒸気
発生器材料として利用されている。
一般に応力腐食割れは引張り応力の存在の下で使用する
とき環境条件および材料自体の要因等に従って発生する
といわれる。通常原子炉における蒸気発生管は表面研摩
および曲げ加工等による残留応力、また運転中に熱応力
等による引張応力を受けることは不可避であり、また使
用する環境も海水のリーク等により完全なＡＶＴ環境と
はいえない。このような苛酷な使用条件に対して上記２
１Ｃｒ −３３Ｎｉ −０，４Ｔｉ合金は耐応力腐食割
れ性がすぐれる特徴を有している。
とき環境条件および材料自体の要因等に従って発生する
といわれる。通常原子炉における蒸気発生管は表面研摩
および曲げ加工等による残留応力、また運転中に熱応力
等による引張応力を受けることは不可避であり、また使
用する環境も海水のリーク等により完全なＡＶＴ環境と
はいえない。このような苛酷な使用条件に対して上記２
１Ｃｒ −３３Ｎｉ −０，４Ｔｉ合金は耐応力腐食割
れ性がすぐれる特徴を有している。
しかるに、このような材料を用いても、なお環境下での
使用中、溶接熱影響部、更に母材部分にも応力腐食割れ
（以下ＳＣＣと略す）の生じる危険は避けられない。こ
れは、成品の製造工程で、また成品を使った機器の組立
時の溶接及びその後のＳＲ処理（６００℃で１００ｈ程
度の加熱居持）により、粒界にＣｒ２３ Ｃｔｙが析出
して粒界近傍にＣｒ欠乏層を生じ、ＳＣＣを生シル結果
、２１Ｃｒ−２３Ｎ−０，４Ｔｉ系合金鋼の本来の性能
が損われると考えられる。
使用中、溶接熱影響部、更に母材部分にも応力腐食割れ
（以下ＳＣＣと略す）の生じる危険は避けられない。こ
れは、成品の製造工程で、また成品を使った機器の組立
時の溶接及びその後のＳＲ処理（６００℃で１００ｈ程
度の加熱居持）により、粒界にＣｒ２３ Ｃｔｙが析出
して粒界近傍にＣｒ欠乏層を生じ、ＳＣＣを生シル結果
、２１Ｃｒ−２３Ｎ−０，４Ｔｉ系合金鋼の本来の性能
が損われると考えられる。
一般的にオーステナイト系ステンレス鋼は、製造後の成
品に低温鋭敏化処理（８００℃以下）を施すと、粒界に
Ｃｒｚ３Ｃ６を析出し、そのために粒界にＣｒ欠乏層を
生じて、その部分が腐食される。
品に低温鋭敏化処理（８００℃以下）を施すと、粒界に
Ｃｒｚ３Ｃ６を析出し、そのために粒界にＣｒ欠乏層を
生じて、その部分が腐食される。
本発明は、製造直後の成品段階で２１ Ｃｒ −２３Ｎ
ｉ−０，４Ｔｉ系合金鋼の本来の耐ｓｃｃ性を備えるの
はもとよりその後の溶接、ＳＲ処理によってもＳＣＣに
耐し鋭敏化しないＣ０，０５％以下でＴｉ、 Ｎｂの１
種以上を含有したオーステナイト系ステンレス鋼の成品
の製造方法を提供しようとするものである。
ｉ−０，４Ｔｉ系合金鋼の本来の耐ｓｃｃ性を備えるの
はもとよりその後の溶接、ＳＲ処理によってもＳＣＣに
耐し鋭敏化しないＣ０，０５％以下でＴｉ、 Ｎｂの１
種以上を含有したオーステナイト系ステンレス鋼の成品
の製造方法を提供しようとするものである。
、２ ［１’−’［、″″″′酊°員°独。
本発明は、Ｃ０，０５％以下でＴｉ、Ｎｂの１種以上を
含有したオーステナイト系ステンレス鋼を、熱間加工後
、加工率４５チ以上で冷間圧延し、引き続き添付図面の
第１図に示すａ（０，５ｈ＋ ｓｏｏ’Ｃ）、ｉ
ｂ（０，５ｈ、 ７５０℃）、ｃ（１０ｈ、６５０℃
）、ａ（ｘｏｏｈ。
含有したオーステナイト系ステンレス鋼を、熱間加工後
、加工率４５チ以上で冷間圧延し、引き続き添付図面の
第１図に示すａ（０，５ｈ＋ ｓｏｏ’Ｃ）、ｉ
ｂ（０，５ｈ、 ７５０℃）、ｃ（１０ｈ、６５０℃
）、ａ（ｘｏｏｈ。
６５０℃）、ｅ（１００ｈ、８００℃）点を結ぶ範囲内
の保熱時間及び加熱温度で最終加熱処理を行うことを特
徴とする耐応力腐食割れ性にすぐれたオーステナイト系
ステンレス鋼の製造方法を要旨とする。
の保熱時間及び加熱温度で最終加熱処理を行うことを特
徴とする耐応力腐食割れ性にすぐれたオーステナイト系
ステンレス鋼の製造方法を要旨とする。
通常は、オーステナイト系ステンレス鋼は熱間圧延後に
途中焼鈍をしてから３０％以下の冷間加工を施して加熱
温度９５０ Ｎ１０５０’Ｃ保持時間２〜３０分の最終
焼鈍を行って製造されていた。また、オーステナイト系
ステンレス鋼では、ＳＲ処理等での鋭敏化をさけるため
、できるだけ最終焼鈍後の炭化物の析出を抑えるためフ
リーの炭素の発生を少（しなければならないのが一般的
の常識の見方であった。
途中焼鈍をしてから３０％以下の冷間加工を施して加熱
温度９５０ Ｎ１０５０’Ｃ保持時間２〜３０分の最終
焼鈍を行って製造されていた。また、オーステナイト系
ステンレス鋼では、ＳＲ処理等での鋭敏化をさけるため
、できるだけ最終焼鈍後の炭化物の析出を抑えるためフ
リーの炭素の発生を少（しなければならないのが一般的
の常識の見方であった。
フリーの炭素を固定するために、安定化元素すなわちＴ
ｉおよび歯が添加されたステンレス鋼、すナワちＪＩＳ
ＳＵＳ ３４７ （Ｎｂ入す） 、３２１ （Ｔｉ
入り）、ＡＩＪ、ｏｙ８００ （Ｔｉ入り）などの合金
がある。しかし、このような合金でも、その成品を６０
０℃で３０ｈ〜１００ｈ以上の熱処理を施すと、鋭敏化
される。なぜなら、完全に炭素を固定することが出来な
い。その理由としては、最終焼鈍温度を９００℃〜１０
３０℃の高い温度で処理している（この温度は再結晶が
完了する温度と一部ＴｉＣ、Ｎｂ Ｃの析出している温
度である。）したがって、９００℃〜１０３０℃の加熱
温度では冷却後の成品においてフリーの炭素の存在があ
る。そのために、成品を後に６００℃で１００ｈの強鋭
敏化処理を施すと、フリーの炭素がＣｒ２３ Ｃ６にな
り、溶接、ＳＲ処理のときに鋭敏化されることになる。
ｉおよび歯が添加されたステンレス鋼、すナワちＪＩＳ
ＳＵＳ ３４７ （Ｎｂ入す） 、３２１ （Ｔｉ
入り）、ＡＩＪ、ｏｙ８００ （Ｔｉ入り）などの合金
がある。しかし、このような合金でも、その成品を６０
０℃で３０ｈ〜１００ｈ以上の熱処理を施すと、鋭敏化
される。なぜなら、完全に炭素を固定することが出来な
い。その理由としては、最終焼鈍温度を９００℃〜１０
３０℃の高い温度で処理している（この温度は再結晶が
完了する温度と一部ＴｉＣ、Ｎｂ Ｃの析出している温
度である。）したがって、９００℃〜１０３０℃の加熱
温度では冷却後の成品においてフリーの炭素の存在があ
る。そのために、成品を後に６００℃で１００ｈの強鋭
敏化処理を施すと、フリーの炭素がＣｒ２３ Ｃ６にな
り、溶接、ＳＲ処理のときに鋭敏化されることになる。
これを防止するため、本発明の特殊熱処理法が有効であ
る。特徴としては、冷間加工度と最終熱処理とは非常に
関係が深いことを見出した。
る。特徴としては、冷間加工度と最終熱処理とは非常に
関係が深いことを見出した。
すなわち、冷間加工を従来より高い加工度にて行うと、
合金中には著るしく多くのスリップバンドが生じること
になる。低目の温度での焼鈍を実施すれば、鋭敏化の原
因になるＣｒ２３ Ｃ６の析出が多量のスリップバンド
によって早められる。その析出によって生じたＣｒ欠乏
層の回復も有効に加速されることになり、このため焼鈍
時、第１図のａｂｅライ／を越える程度の比較的短時間
内にＣｒ欠乏層の回復は完了し、ｓｃｃに対し感受性が
小さい。
合金中には著るしく多くのスリップバンドが生じること
になる。低目の温度での焼鈍を実施すれば、鋭敏化の原
因になるＣｒ２３ Ｃ６の析出が多量のスリップバンド
によって早められる。その析出によって生じたＣｒ欠乏
層の回復も有効に加速されることになり、このため焼鈍
時、第１図のａｂｅライ／を越える程度の比較的短時間
内にＣｒ欠乏層の回復は完了し、ｓｃｃに対し感受性が
小さい。
また、上記によって得られた成品中のフリーの炭素は、
焼鈍温度が低い関係で小さくなっており、したがって成
品のその後の低温熱処理を経た段階での溶接、ＳＲ処理
時の鋭敏化を避けられる。
焼鈍温度が低い関係で小さくなっており、したがって成
品のその後の低温熱処理を経た段階での溶接、ＳＲ処理
時の鋭敏化を避けられる。
本発明の条件を特定した理由を次に述べる。
オーステナイト系ステンレス鋼のＣを０．０５％以下に
限定した理由は、熱処理においてフリー炭素の存在の下
でＣｒ炭化物を析出することによる粒界近傍でのＣｒ欠
乏を防ぐために少くともＣ量０．０５チ以下であること
が必要であるためである。
限定した理由は、熱処理においてフリー炭素の存在の下
でＣｒ炭化物を析出することによる粒界近傍でのＣｒ欠
乏を防ぐために少くともＣ量０．０５チ以下であること
が必要であるためである。
Ｔｌ ｓ 隅の１種以上の含有は実質上Ｔｉは０．２５
チ以上又はＭは０．２０％以上の１種以上の含有を指し
、各々Ｃを固定するための安定化元素として含まれるこ
とが必要であるためである。
チ以上又はＭは０．２０％以上の１種以上の含有を指し
、各々Ｃを固定するための安定化元素として含まれるこ
とが必要であるためである。
熱処理の冷間圧延加工率４５％以上とした理由は次の通
りである。
りである。
第２図にステンレス鋼のＣ量（％）と冷延加工度との関
係を示す。保熱時間１０ｈ１加熱温度６５０℃の一定値
をとった。これは実験によって得られたものであるが、
実験は基本的には後述の実施例に示す方法に則った。実
験に使った２０Ｃｒ−３ＯＮｉ −Ｆｅ−０，３Ｔｉ系
ステンレス鋼は、後述の第１表の化学成分をもつもので
ある。
係を示す。保熱時間１０ｈ１加熱温度６５０℃の一定値
をとった。これは実験によって得られたものであるが、
実験は基本的には後述の実施例に示す方法に則った。実
験に使った２０Ｃｒ−３ＯＮｉ −Ｆｅ−０，３Ｔｉ系
ステンレス鋼は、後述の第１表の化学成分をもつもので
ある。
第２図で、耐粒界腐食性の良否を、良・・・・・・○印
。
。
割れ深さく０．０３１ｎｍ）、否・・・・・・Ｘ印、割
れ深さ）０．０３ｆｎｍｌで示した。図に見られる通り
Ｃ含有量０．０５％以下のときで冷間加工率４５チ以上
で高い耐粒界腐食性を示した。Ｃ量が０．０５チ以上で
は４５チ以上の冷間加工を加えることが難しかった。こ
の結果より本発明の加工率４５ｇ６以上の冷間圧延する
ことに限定した。
れ深さ）０．０３ｆｎｍｌで示した。図に見られる通り
Ｃ含有量０．０５％以下のときで冷間加工率４５チ以上
で高い耐粒界腐食性を示した。Ｃ量が０．０５チ以上で
は４５チ以上の冷間加工を加えることが難しかった。こ
の結果より本発明の加工率４５ｇ６以上の冷間圧延する
ことに限定した。
熱処理の（ａｌｂｌＣ−、ｄｓ ｅ ）範囲の理由は
−次の通りである。
−次の通りである。
第１図に冷間加工（冷間加工度５０％）後の熱処理条件
（保熱時間と加熱温度）における耐粒界腐食性（良・・
・・・・○印、割れ深さく０．０３１ｎｄ、否・中・・
Ｘ印、割れ深さ）０．０３ｆｎｍｌ）の関係を示す。図
に見られる通り、耐粒界腐食性の良（○印）の範囲はａ
（０，５ｈ、８００℃）、ｂ（０，５ｈ、７５０℃）、
ｃ （１０ｈ。
（保熱時間と加熱温度）における耐粒界腐食性（良・・
・・・・○印、割れ深さく０．０３１ｎｄ、否・中・・
Ｘ印、割れ深さ）０．０３ｆｎｍｌ）の関係を示す。図
に見られる通り、耐粒界腐食性の良（○印）の範囲はａ
（０，５ｈ、８００℃）、ｂ（０，５ｈ、７５０℃）、
ｃ （１０ｈ。
６５０℃）、ｄ（１００ｈ、６５０℃）、ｅ（ｌＯＯｈ
ｊ８００℃）点の範囲内である。
ｊ８００℃）点の範囲内である。
保熱時間および加熱温度をａｂとしたのは０．５ｈ未満
では８００℃以下の加熱温度でも再結晶が十分に進展し
得ないと共にＣｒ炭化物析出によるＣｒ欠乏層の回復が
不足するためであり、ｂｃより下では再結晶とＣｒ欠乏
層の回復が共に不足するためであり、ｃｄで示される６
５０℃以下ではいくら長時間でも再結晶が十分達成され
なく、かつＣｒ欠乏層が回復しないためである。ｄｅで
示される１００ｈ以上では経済的に好ましくないためで
ある。
では８００℃以下の加熱温度でも再結晶が十分に進展し
得ないと共にＣｒ炭化物析出によるＣｒ欠乏層の回復が
不足するためであり、ｂｃより下では再結晶とＣｒ欠乏
層の回復が共に不足するためであり、ｃｄで示される６
５０℃以下ではいくら長時間でも再結晶が十分達成され
なく、かつＣｒ欠乏層が回復しないためである。ｄｅで
示される１００ｈ以上では経済的に好ましくないためで
ある。
一方ｅａで示される８００℃以上の温度は、高温の焼鈍
によりＣ固溶度が高すぎて炭化物の析出量が不十分とな
り、その後のＳＲ処理での析出量が増し粒界への連続析
出による鋭敏化をともなって耐ＳＣＣ性が劣化するため
である。
によりＣ固溶度が高すぎて炭化物の析出量が不十分とな
り、その後のＳＲ処理での析出量が増し粒界への連続析
出による鋭敏化をともなって耐ＳＣＣ性が劣化するため
である。
次に、本発明の実施例について説明する。
第１表のステンレス鋼を１７Ｋｇ真空溶解し、鍛伸して
供試した。
供試した。
第２表に示す通り、本発明法息１〜２０、比較法Ａ２１
〜２６では４５％以上の冷間加工後に熱処理を施し、通
常法鳥２７〜３５では材料を従来の履歴に従うよう４５
％以下の冷間加工後に高温で最終焼鈍した。いずれの試
料も６００℃で１００ｈの鋭敏化熱処理をした上で応力
腐食割れ試験に供した。
〜２６では４５％以上の冷間加工後に熱処理を施し、通
常法鳥２７〜３５では材料を従来の履歴に従うよう４５
％以下の冷間加工後に高温で最終焼鈍した。いずれの試
料も６００℃で１００ｈの鋭敏化熱処理をした上で応力
腐食割れ試験に供した。
応力腐食割れ試験としてＨ２ＳＯ４−Ｃｕ５Ｏ４−Ｃｕ
（屑）、７２ｈの浸漬後試験片を半径３ＲでＵ字型に
曲げ、さらに、樹脂に埋込んで粒界腐食状況を応力腐食
割れ最大深さ−として求めた。
（屑）、７２ｈの浸漬後試験片を半径３ＲでＵ字型に
曲げ、さらに、樹脂に埋込んで粒界腐食状況を応力腐食
割れ最大深さ−として求めた。
本発明法尻１〜２０は大きな冷間加工度５０％を加えて
熱処理の保熱時間、加熱温度を第１図の（ａｓ ｂｑ
Ｃｓ ｄｓ ｅ ）範囲の内に入る工程をとるもの
で、応力腐食割れ最大深さは０．０２−より小で耐応力
腐食割れ性がすぐれていた。比較法扁２１〜２６は大き
な冷間加工度５０％を加え熱処理が（Ｆ’ｓ ｂｚ
ＣＮ ｄｓ ｅ ）範囲外にあり、応力腐食割れ
最大深さはいずれも０．０９ｆｎｍｌより大きく耐応力
腐食割れ性が劣っていた。通常法＆２７〜３５は３０チ
の小さな冷間加工度の後に９７５〜１０２０℃の最終焼
鈍をしたもので応力腐食割れ最大深さはいずれも０．０
３−より犬で耐応力腐食性が劣っていた。
熱処理の保熱時間、加熱温度を第１図の（ａｓ ｂｑ
Ｃｓ ｄｓ ｅ ）範囲の内に入る工程をとるもの
で、応力腐食割れ最大深さは０．０２−より小で耐応力
腐食割れ性がすぐれていた。比較法扁２１〜２６は大き
な冷間加工度５０％を加え熱処理が（Ｆ’ｓ ｂｚ
ＣＮ ｄｓ ｅ ）範囲外にあり、応力腐食割れ
最大深さはいずれも０．０９ｆｎｍｌより大きく耐応力
腐食割れ性が劣っていた。通常法＆２７〜３５は３０チ
の小さな冷間加工度の後に９７５〜１０２０℃の最終焼
鈍をしたもので応力腐食割れ最大深さはいずれも０．０
３−より犬で耐応力腐食性が劣っていた。
（１５〜３０）Ｃｒ−（２０〜４９）Ｎ−Ｔｉステンレ
ス鋼等に本発明の熱処理法を施すことによって結晶粒界
のＣｒ欠乏層を少くして鋭敏化のない耐応力腐食性の原
子炉蒸発管等材料を得ることができた。
ス鋼等に本発明の熱処理法を施すことによって結晶粒界
のＣｒ欠乏層を少くして鋭敏化のない耐応力腐食性の原
子炉蒸発管等材料を得ることができた。
工業的にきわめて利用価値の高い発明ということができ
る。
る。
第１図は保熱時間と加熱温度との関係を示す線図、第２
図はＣ量と冷延加工度の関係を示す線図である。
図はＣ量と冷延加工度の関係を示す線図である。
Claims (1)
- （１）Ｃ０．０５％以下でＴｉ、Ｎｂの１種以上を含有
したオーステナイト系ステンレス鋼を、熱間加工後、加
工率４５％以上で冷間圧延し、引き続き添付図面の第１
図に示すａ（０．５ｈ、８００℃）、ｂ（０．５ｈ、７
５０℃）、ｃ（１０ｈ、６５０℃）、ｄ（１００ｈ、６
５０℃）、ｅ（１００ｈ、８００℃）点を結ぶ範囲内の
加熱時間及び加熱温度で最終加熱処理を行うことを特徴
とする耐応力腐食割れ性にすぐれたオーステナイト系ス
テンレス鋼の製造方法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59122717A JPS61524A (ja) | 1984-06-14 | 1984-06-14 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59122717A JPS61524A (ja) | 1984-06-14 | 1984-06-14 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61524A true JPS61524A (ja) | 1986-01-06 |
| JPH0368928B2 JPH0368928B2 (ja) | 1991-10-30 |
Family
ID=14842847
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59122717A Granted JPS61524A (ja) | 1984-06-14 | 1984-06-14 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61524A (ja) |
-
1984
- 1984-06-14 JP JP59122717A patent/JPS61524A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0368928B2 (ja) | 1991-10-30 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |