JPS582266B2 - 高クロムフエライト系ステンレス鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は靭性に優れた高クロムフェライト系ステンレス
鋼に関するものである。

ステンレス鋼の耐孔食性向上にはＣｒ量の増加が有効で
あり、またＭｏの同時添加によって、この効果が一層大
きくなることが知られている。

このため、海水等の塩化物を含有する環境においてはＭ
ｏを添加した高クロムフエライト系ステンレス鋼が有効
であるとされている。

しかしながら、Ｃｒ量を増加すると耐孔食性等の耐食性
が向上するにもかかわらず、靭性の劣化が著しい。

この靭性の劣化は、鋼に含有されているＣおよびＮ量と
密接な関％があり、Ｃｒ量を増加してもＣおよびＮを所
定の量以下に低減すれば、劣化をある程度抑制できるこ
とが知られている。

このため、近年電子ビーム溶解、真空誘導溶解等の特殊
精錬法によってＣおよびＮの量をかなり低減した高クロ
ムフエライト系ステンレス鋼が開発され生産されている
。

しかしながらこれらの特殊な精錬法によってもＣおよび
Ｎの低減には限界があるため、これら元素の靭性への悪
影響を完全に取り去ることはできない。

すなわち、高クロムフエライト鋼のＣおよびＮの固溶量
は著しく少なく、例えば２５％Ｃｒ以上の高クロム鋼で
はわずか３０ＰＰＭ程度のＣ量又１ ０ ０ ＰＰＭ程
度のＮ量でも、通常採用されている約８５０℃から９５
０℃程度の勲処理温度ではＣおよびＮを完全に溶体化す
ることができず粒界上に炭窒化物が生じそのため十分な
靭性が得られない。

さらに鋼が徐冷された場合、粒界上の炭窒化物は増加し
、靭性は一層劣化する。

ところで、靭性の測定に用いられる広く容認された一般
的な方法としては、シャルピーＶ型切欠衝撃試験法が挙
げられ、この試験結果から得られる情報を参考にして、
鋼が装置材料として具備すべき条件を考えて見ると （１）最適熱処理条件における靭性が優れていること。

すなわち最適熱処理条件で処理した後の延性一脆性遷移
温度（以下ＤＢＴＴと略す）が十分に低く、かつＤＢＴ
Ｔ以上でのすなわち延性破壊温度範囲内での衝撃値が十
分に大きいこと。

（２）熱間加工後および熱処理後の高温からの冷却速度
が遅い場合すなわち徐冷の場合、ならびに溶接等の熱影
響を受けた場合における、上記（１）の特性の劣化の傾
向が小さいこと。

の２点を同時に備えていることが要求される。

本発明者はこれらの点に留意し、広範な試験と綿密な検
討を重ねた結果十８αＩＸ２）の特性は、ＣおよびＮ量
と密接な関係があり、Ｖ，ＡＩおよびＮｂ，Ｔａの添加
が、上記（ＩＸ２）の特性の改善にそれぞれ特有の効果
を発揮し、そのため、Ｃ，Ｎを極力低減するとともにこ
れらの元素を同時添加することによって、総合的に靭性
の優れた高クロムフエライト系ステンレス鋼が得られる
ことを見出し、本発明に至ったものである。

さらに詳細に説明すれば、Ｎ量に関係した特定量のＶの
添加は特に（１）の特性すなわち最適熱処理条件下での
靭件の改善に顕著な効果を有し、■の存在下におけるＡ
Ｉの添加はＶの効果を一層大きくし、さらに、Ｃ量に関
係した特定量のＮｂ及び／又はＴａの添加は、特に（２
）の特性すなわち徐冷下での靭性を改善することを見出
し本発明に至ったものである。

すなわち本発明の提案する高クロムフエライト系ステン
レス鋼は、急冷及び徐冷のいずれの冷却条件においても
優れた靭性を有しており、急冷処理の可能な薄板ばかり
でなく厚板、大型材料等の徐冷処理を要する材料におい
ても充分な靭性を備えた装置材料として最適な鋼である
。

以下に本発明によるステンレス鋼の各種成分組成の限定
理由を詳細に記載する。

（１）Ｃｒ Ｃｒは安定な不働皮膜を形成し、耐食性向上に極めて有
効である。

一方その含有量を増すに従い、４７５℃脆性σ脆性等の
高クロム鋼特有の脆化現象が起り易くなりかつＣ，Ｎ，
０、等の不純物を低減することが困難となるため、かか
る点を考慮して、２５〜３３％（％はすべて重量％を表
わす）と限定した。

（２） Ｍｏ Ｍｏは耐食性、特に耐孔性、耐隙間腐食性の改善に顕著
な効果を有し、そのためには最低０。

５％以上とする必要がある。しかしながらその含有量を
増すに従い、σ相Ｘ相等の金属間化合物が生じ易くなり
鋼の加工性と機械的性質を害するため上限を４％とした
。

（３）Ｃ，Ｎ フエライト系ステンレス鋼、特にクロムフエライト系ス
テンレス鋼では、Ｃ，Ｎの固容量は極めて、小さく、ま
た一般に原子半径の小さいＣ，Ｎの拡散速度は速いため
例えば、通常熱処理条件として採用されている高温で焼
鈍後の水冷処理のような急激な冷却途中においてさえも
炭化物、窒化物あるいは、炭窒化物が粒界上に形成され
る。

この粒界上の析出物のため鋼の機械的性質特に低温域で
の靭性が劣化し、さらにこれら析出物が生じる際に、こ
れらの析出物の近傍ではＣｒ，Ｍｏ等の耐食性の向上に
有効な成分の濃度が低下するため、耐食性も劣化する。

かかる点を考慮し、さらにＣはＮよりも一層有害である
ことを考慮し、ｃ；０．００８０％以下Ｎ；０．０１５
％以下と限定した。

（４）０ ０はそのほとんどが非金属介在物として鋼中に存在し、
切欠きとして作用し、ＤＢＴＴを高温側に移行させ、か
つＤＢＴＴ以上の延性破壊領域での衝撃値を低下する傾
向を有するため、低く抑える必要があり、０．０１０％
以下と限定した（５）Ｓｉ Ｓｉは固溶硬化によりＤＢＴＴを高温側に移行させる。

またＳｉは靭性を害するσ相の析出を促進する傾向があ
るため０．３％以下と限定した。

（６）Ｐ Ｐは鋼のＤＢＴＴを高温側に移行させ、靭性を害するた
め０．０２５％以下と限定した。

（７）Ｓ ＳはＯと同様鋼中で非拾属介在物を形成し、ＤＢＴＴを
高温側に移行させ、かつＤＢＴＴ以上の延性破壊領域で
の衝撃値を低下するため、０．０２５％以下と限定した
。

（８）Ｎｉ ＮｉはＨ２Ｓ０４，ＨＣ１等に対する耐食性を増すが、
そのためには最大３％で十分であり、またそれ以上の添
加は応力腐食割れ感受性を高めかつσ相の析出を促進す
るため３％以下に限定した。

（９）Ｃｕ ＣｕはＮｉと同様、Ｈ２Ｓ０４に対する耐食性を増すが
、やはり応力腐食割れ感授性を高めまた熱間加工性を害
するため、２％以下と限定した。

（９）Ａｌ ＡＩは溶解精錬時に脱酸剤として作用し、０含有量を既
に述べたように０．０１０％以下とするためには少なく
とも０．０３％含有させる必要がある。

またＡＩは微量のＶの存在下で、■の効果を倍加し、Ｄ
ＢＴＴ以上での衝撃値を高める効果を有する。

その効果を十分に発揮するためにはＡＩは０．０３％以
上必要である。

しかしながら１％以上のＡＩは４７５℃脆性を促進し又
衝撃値をも低下するため０．０３以上１％以下とした。

（８）■ 高クロムフエライト系ステンレス鋼では、冷却途中の炭
化物、窒化物あるいは炭窒化物の析出ならびに４７５℃
脆性等による脆化を防ぐため加熱焼鈍後の冷却速度は速
い程好ましく、一般には水冷処理が採用され、そのよう
な熱処理条件が最適とされている。

■の微量添加はこのような最適熱処理条件での衝撃特性
の改善、特にＤＢＴＴ以上の延性破壊領域での衝撃値の
改善に顕著な効果を有する。

■の含有量は０．００５％未満または窒素含有量のイ倍
未満では衝撃特性を改善するのに充分でなく又０．１％
または窒素含有量の１０倍を超えると添加効果は飽和す
る。

よって０．００５〜０．１％の範囲で４×Ｎ〜１０Ｎの
範囲が適当である。

（ＩＱ）Ｎｂ，Ｔａ ＮｂとＴａを単独あるいは複合して添加することによっ
て耐食性と靭性に有害なＣが固定され、これらの特性が
改善される。

その適正添加量はＣ含有量によって異なり複合の場合Ｎ
ｂ％＋−ａ−Ｔａ％が８０×Ｃ％−０．２４％以下では
鋼中のＣを充分に固定できないため充分な靭性が得られ
ず一方Ｎｂ（ヘ）＋−｝Ｔａ（資）が８０×Ｃ％−０．
０８％以上では、Ｃ，Ｎは充分に固定されるが過剰のＮ
ｂあるいはＴａの鋼中への固溶による靭性の劣化が起る
。

このことはＮｂ ，Ｔａ単独の場合も同様である。

又本発明鋼のＣ含有量は最大８０ＰＰＭに抑えているた
め、Ｎｂ，Ｔａ含有量は各々０．４０％，Ｏ．ＳＯ％を
こえない。

即ち、Ｎｂ又は−｝Ｔａ又はＮ ｂ 十＋Ｔ ａ （こ
れらをＮｂ及び／又は＋Ｔａと表わす）は８０×Ｃ％−
０．２４％以上で８０×Ｃ％一〇．０８％以下でなけれ
ばならない。

ここでＴａをＮｂの２倍としたのは原子量が約２倍だか
らである。

上記範囲内にＮｂとＴａを単独又は複合して添加した場
合は、特に鋼が炭窒化物を析出しやすｔｚＮ６００〜９
００℃での範囲での冷却速度がゆるやかな場合顕著に靭
性改善効果があらわれる。

以下実施例によって本発明鋼の靭性改善について説明す
る。

図１はＣｒ２９〜３０％， Ｍｏ １．８ 〜２．０％
，Ｃ０．００２５〜０．００３２％，ＮｂＯ．１１〜０
．１２％，ＮＯ．００６０〜０．００７２％，ＮｉＯ．
１３ 〜０．１５％，ＣｕＯ．１〜０．２％とほぼ一定
としＳｉ ，Ｓ，Ｐ，０、についても本発明範囲内のほ
ぼ一定値となるよう２０′ｋｇ真空誘導溶解炉により■
含有量が０．００６〜０．０７％の範囲内でＡＩ添加し
た場合（添加量０．２０％）としない場合各々７及び９
チャージを溶解し、これらのインゴット（ＡＩ含有量０
．１３％）を厚さ５０ｍｍのビレットに鍛造した後板厚
５朋に熱間圧延し、９００℃２０分間焼鈍水冷した材料
についてシャルピー衝撃試験（ＪＩＳ４号２ｍｍＶ切欠
試験片使用）を行なった際の０℃における衝撃値を示し
たものである。

その結果Ｎ含有量に対しＶ含有量が３倍以下では材料と
しての充分な衝撃特性が得られていないが４倍以上では
衝撃値が高くなり一定値に達している。

さらにＡＩを添加した場合の衝撃値はＶ単独の場合より
はるかに改善され明らかにＶとＡＩの複合による衝撃特
性の向上が観察される。

図２はＣｒ２９〜３０％， Ｍｏ １．８〜２．０％，
ＮＯ．００６０〜０。

００８０％，ＡＩ０．１１〜０．１３％，Ｖ０．０３５
〜０． ０ ４ ０％，ＮｉＯ．１３〜０．１５％，
Ｃ ｕ ０．１〜０．２％とほぼ一定とし、Ｓｉ，Ｓ，
Ｐ，０、についても本発明範囲内の一定値となるように
してＮｂ及びＣ含有量を各々０〜０．２６％及び０．０
０１１〜０、００６０％の範囲内で変化させて真空誘導
溶解炉で２２チャージ溶解し、図１の場合同様鍛造、熱
間圧延により５朋板厚とし９００℃×２０分焼鈍後空冷
処理した材料についてシャルピー衝撃試験を行なった際
の延性一脆性遷移温度をＮｂとＣ含有量に対して示した
ものである。

図の斜線部分が本発明の範囲、即ち前記したＮｂとのＣ
の関係式を図示したものである。

図１から明らかなようにＣ含有量が増加した場合Ｎｂ添
加量を本発明範囲に示した一定の比率で増加すると焼鈍
後空冷した材料でも充分低い遷移温度が得られている。

図３には図２の衝撃試験において得られたθ℃での衝撃
値を示したものであり延性一脆性遷移温度の場合と同様
本発明範囲でＣ含有量に応じてＮｂを添加するなら実用
上充分な衝撃値が得られている。

なお、ＴａについてはＮｂの２倍量（重量）添加すれば
Ｎｂと全く同様の効果が得られた。

従ってこれらを併用しても勿論よい。

【図面の簡単な説明】 図１はＡＩを添加した場合と無添加の場合におけるＶ／
Ｎと０℃における衝撃値の関係図。 図２は延性脆性遷移温度に及ぼすＮｂとＣの関係図、図
３は衝撃値に及ぼすＮｂとＣの関係図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃｒ：２５〜３３％、Ｍｏ ： ０．５〜４．０％
   、Ｃ：０．００８０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、
   ０：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｐ：０
   ．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｎｉ：３．０
   ％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｖ：０．００５〜０．１
   ０％でかつＮ量の４倍から１０倍、ＡＩ：〇，０３〜１
   ．０％、ＮｂとＴａは単独または複合でその含有量は次
   式の範囲内であり、 ８０×Ｃ％−０．０８％≧Ｎｂ及び／又は−Ｊ！−Ｔａ
   ≧８０×Ｃ％−０．２４％、残余が実質的にＦｅよりな
   る高クロフエライト系ステンレス鋼。