JP2915691B2 - 高延性オーステナイト−フェライト２相耐熱鋼およびその製造方法 - Google Patents
高延性オーステナイト−フェライト２相耐熱鋼およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、伸線加工の可能な溶接
用線材として用いる高延性オーステナイト−フェライト
２相耐熱鋼およびその製造方法に関する。
用線材として用いる高延性オーステナイト−フェライト
２相耐熱鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＡＳＴＭ規格に記載されている耐熱鋼Ｈ
Ｉに用いる溶接材料としては、母材と同等成分の線材が
用いられる。すなわち、この線材の成分組成は、ステン
レス鋼便覧 III 編 6.2.1 に記載されたところを転記
すると、下記の表１に示す通りである。
Ｉに用いる溶接材料としては、母材と同等成分の線材が
用いられる。すなわち、この線材の成分組成は、ステン
レス鋼便覧 III 編 6.2.1 に記載されたところを転記
すると、下記の表１に示す通りである。
【０００３】
【表１】
【０００４】この耐熱鋼ＨＩは、高い炭素含有量と２相
組織をもつために、熱間加工性；例えば、熱間鍛造, 熱
間圧延いずれの場合も溶接用線材となるまでの歩留りの
低下が著しかった。また、伸線工程においても熱間加工
時に生じた微細な割れが残って、品質低下や歩留り低下
を招いていた。一方、この耐熱鋳鋼ＨＩを線材に近い比
較的細い径のロッドに鋳造し、熱間加工を施すことなく
そのまま冷間圧延または伸線加工によって線材に加工す
る試みも行われているが、Ｃ含有量が高く極めて延性に
乏しいため、非常に多くの工程を経なければ所望の線径
が得られず、とくにコスト面で工業的な生産が困難であ
った。
組織をもつために、熱間加工性；例えば、熱間鍛造, 熱
間圧延いずれの場合も溶接用線材となるまでの歩留りの
低下が著しかった。また、伸線工程においても熱間加工
時に生じた微細な割れが残って、品質低下や歩留り低下
を招いていた。一方、この耐熱鋳鋼ＨＩを線材に近い比
較的細い径のロッドに鋳造し、熱間加工を施すことなく
そのまま冷間圧延または伸線加工によって線材に加工す
る試みも行われているが、Ｃ含有量が高く極めて延性に
乏しいため、非常に多くの工程を経なければ所望の線径
が得られず、とくにコスト面で工業的な生産が困難であ
った。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】以上説明したように、
耐熱鋼ＨＩは、Ｃ含有量が高くて極めて延性に乏しいこ
とから、従来は鋳造のままのものが使用されていた。一
方、この耐熱鋼ＨＩを素線ロッドに鋳造し、冷間圧延加
工などを施して溶接用線材として用いる試みがなされて
いるが、上記のように、耐熱鋼ＨＩは、非常に多くの工
程を経なければ、所望の線径が得られないことから、と
くにコスト面で工業的な生産は困難であった。
耐熱鋼ＨＩは、Ｃ含有量が高くて極めて延性に乏しいこ
とから、従来は鋳造のままのものが使用されていた。一
方、この耐熱鋼ＨＩを素線ロッドに鋳造し、冷間圧延加
工などを施して溶接用線材として用いる試みがなされて
いるが、上記のように、耐熱鋼ＨＩは、非常に多くの工
程を経なければ、所望の線径が得られないことから、と
くにコスト面で工業的な生産は困難であった。
【０００６】そこで、この発明は、上記の問題を解消し
得る、延性の高い耐熱鋼およびその製造方法について、
提案することを目的とする。
得る、延性の高い耐熱鋼およびその製造方法について、
提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは、耐熱鋼ＨＩ
が延性に乏しい原因について調査したところ、まず伸線
工程での線引き材の破壊はフェライト粒界に沿って起こ
り、このフェライト粒界には、Cr炭化物が多数析出して
いること、従って、このCr炭化物の析出を抑制すること
が耐熱鋼ＨＩの延性改善に有効であること、を見出し、
本発明を完成するに到った。
が延性に乏しい原因について調査したところ、まず伸線
工程での線引き材の破壊はフェライト粒界に沿って起こ
り、このフェライト粒界には、Cr炭化物が多数析出して
いること、従って、このCr炭化物の析出を抑制すること
が耐熱鋼ＨＩの延性改善に有効であること、を見出し、
本発明を完成するに到った。
【０００８】すなわち、本発明は、Ｃ：0.10〜0.50wt
％、Si：0.1 〜2.0 wt％、Mn：0.1 〜2.0 wt％、Cr：20
〜35wt％、Ni：10〜20wt％、Ｂ：0.0003〜0.0100wt％、
Ｐ：0.03wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｎ：0.01〜0.20
wt％およびＯ：0.0080wt％以下を含有し、残部Feおよび
不可避的不純物からなり、フェライト量が３〜15％であ
る、高延性オーステナイト−フェライト２相耐熱鋼を提
案する。
％、Si：0.1 〜2.0 wt％、Mn：0.1 〜2.0 wt％、Cr：20
〜35wt％、Ni：10〜20wt％、Ｂ：0.0003〜0.0100wt％、
Ｐ：0.03wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下、Ｎ：0.01〜0.20
wt％およびＯ：0.0080wt％以下を含有し、残部Feおよび
不可避的不純物からなり、フェライト量が３〜15％であ
る、高延性オーステナイト−フェライト２相耐熱鋼を提
案する。
【０００９】さらに、本発明は、上記の成分において、
Mo：0.01〜0.5 wt％を含有する成分組成、あるいは、こ
のMoに代えて、またはこのMoとともに0.01〜0.5 wt％の
Cuを含有する成分組成になる、高延性オーステナイト−
フェライト２相耐熱鋼を提案する。
Mo：0.01〜0.5 wt％を含有する成分組成、あるいは、こ
のMoに代えて、またはこのMoとともに0.01〜0.5 wt％の
Cuを含有する成分組成になる、高延性オーステナイト−
フェライト２相耐熱鋼を提案する。
【００１０】また、本発明の耐熱鋼は、上記した各成分
組成になる鋼素材をを鋳造し、その後1150〜1400℃の温
度域に加熱し、次いで800 ℃以上1150℃未満の温度域に
５秒間以上保持したのち、800 ℃以上の温度域から急速
冷却することによって、有利に製造し得る。
組成になる鋼素材をを鋳造し、その後1150〜1400℃の温
度域に加熱し、次いで800 ℃以上1150℃未満の温度域に
５秒間以上保持したのち、800 ℃以上の温度域から急速
冷却することによって、有利に製造し得る。
【００１１】
【作用】次に本発明の各成分の限定理由について説明す
る。 Ｃ：0.10〜0.50wt％ Ｃは、強度を確保するために0.10wt％以上の含有が必要
であるが、0.50wt％をこえる含有は粒界腐食に対する感
受性が強くなるため、0.50wt％を上限とする。
る。 Ｃ：0.10〜0.50wt％ Ｃは、強度を確保するために0.10wt％以上の含有が必要
であるが、0.50wt％をこえる含有は粒界腐食に対する感
受性が強くなるため、0.50wt％を上限とする。
【００１２】Si：0.1 〜2.0 wt％ Siは、溶接性および鋳造性のほか、耐熱性や耐食性をも
向上させる成分であり、0.1 wt％以上の含有が必要であ
る。一方、2.0 wt％をこえる含有は、もろいσ相の析出
を招くところから、2.0 wt％以下とする。
向上させる成分であり、0.1 wt％以上の含有が必要であ
る。一方、2.0 wt％をこえる含有は、もろいσ相の析出
を招くところから、2.0 wt％以下とする。
【００１３】Mn：0.1 〜2.0 wt％ Mnは、耐熱性を向上するために0.1 wt％以上の含有が必
要であるが、2.0 wt％をこえる含有は、脆性の悪化を招
くので、0.1 〜2.0 wt％の範囲とした。
要であるが、2.0 wt％をこえる含有は、脆性の悪化を招
くので、0.1 〜2.0 wt％の範囲とした。
【００１４】Cr：20〜35wt％ Crは、高温強さおよび耐食性を向上させる成分であり、
20wt％以上の含有が必要となるが、35wt％をこえると脆
化を招くため、20〜35wt％の範囲とする。
20wt％以上の含有が必要となるが、35wt％をこえると脆
化を招くため、20〜35wt％の範囲とする。
【００１５】Ni：10〜20wt％ Niは、オーステナイト形成成分であり、耐食性の改善お
よび靱性の向上のためには10wt％以上の含有が必要であ
るが、20wt％をこえると、強度が低下し粒界腐食傾向が
強くなるため、10〜20wt％の範囲とする。
よび靱性の向上のためには10wt％以上の含有が必要であ
るが、20wt％をこえると、強度が低下し粒界腐食傾向が
強くなるため、10〜20wt％の範囲とする。
【００１６】Mo：0.01〜0.5 wt％ Moは、溶接性を向上させると共に耐孔食性を向上させる
成分であり、0.01wt％未満ではこうした効果が得られな
いし、一方で 0.5wt％を超えるとオーステナイト相を不
安定にすることから、0.01〜0.5 wt％の範囲とする。
成分であり、0.01wt％未満ではこうした効果が得られな
いし、一方で 0.5wt％を超えるとオーステナイト相を不
安定にすることから、0.01〜0.5 wt％の範囲とする。
【００１７】Cu：0.01〜0.5 wt％ Cuは、耐食性を向上させる成分であり、0.01wt％の添加
ではその効果が得られず、一方 0.5wt％を超えて含有さ
せると高温割れの原因になるから、0.01〜0.5wt％の範
囲とする。
ではその効果が得られず、一方 0.5wt％を超えて含有さ
せると高温割れの原因になるから、0.01〜0.5wt％の範
囲とする。
【００１８】Ｂ：0.0003〜0.0100wt％ Ｂは、炭化物の粒界析出を抑制するため、0.0003wt％以
上の含有が必要である。一方、0.0100wt％をこえる含有
は、（Fe,Cr)2 Ｂを形成して靱性の劣化を招いて溶接割
れが発生しやすいため、0.0100wt％以下とする。
上の含有が必要である。一方、0.0100wt％をこえる含有
は、（Fe,Cr)2 Ｂを形成して靱性の劣化を招いて溶接割
れが発生しやすいため、0.0100wt％以下とする。
【００１９】Ｐ：0.03wt％以下 Ｐは、不純物となって粒界を脆化するため、0.03wt％以
下に抑制する。 Ｓ：0.010 wt％以下 Ｓは、粒界を脆化するため、0.010 wt％以下に抑制す
る。 Ｎ：0.01〜0.20wt％ Ｎは、結晶粒を微細化し、靱性向上のため0.01wt％以上
は必要であるが、0.20wt％をこえると延性を劣化するた
め、0.20wt％以下に制限する。 Ｏ：0.0080wt％以下 Ｏは、凝固時に非金属介在物として鋼中に残留して清浄
度を害し、その分布状態によっては変形能を劣化させ、
赤熱脆性の原因になる。また、耐食性, 表面状態も劣化
するため、0.0080wt％以下に抑制する。
下に抑制する。 Ｓ：0.010 wt％以下 Ｓは、粒界を脆化するため、0.010 wt％以下に抑制す
る。 Ｎ：0.01〜0.20wt％ Ｎは、結晶粒を微細化し、靱性向上のため0.01wt％以上
は必要であるが、0.20wt％をこえると延性を劣化するた
め、0.20wt％以下に制限する。 Ｏ：0.0080wt％以下 Ｏは、凝固時に非金属介在物として鋼中に残留して清浄
度を害し、その分布状態によっては変形能を劣化させ、
赤熱脆性の原因になる。また、耐食性, 表面状態も劣化
するため、0.0080wt％以下に抑制する。
【００２０】フェライト量：３〜15％ オーステナイト−フェライト相におけるフェライト相の
比率を15％以下に制限することによって、オーステナイ
ト領域を増大してＣを固溶させ、炭化物の析出を抑制す
るため、フェライト量の上限を15％とした。一方、下限
は、溶接時のビード割れを抑制する必要上、３％とし
た。
比率を15％以下に制限することによって、オーステナイ
ト領域を増大してＣを固溶させ、炭化物の析出を抑制す
るため、フェライト量の上限を15％とした。一方、下限
は、溶接時のビード割れを抑制する必要上、３％とし
た。
【００２１】また、上記に従う成分組成の鋼は、鋳造
後、1150〜1400℃の温度域に加熱し、次いで800 ℃以上
1150℃未満の温度域に５秒間以上保持したのち、800 ℃
以上の温度域から急速冷却する。すなわち、この温度が
1150℃未満の場合、析出した炭化物イドのオーステナイ
トマトリックスへの固溶吸収が不十分になり、伸線加工
時に充分な延性が得られない。一方、1400℃以上の温度
に加熱した場合、熱処理時、材料自体の強度, 延性が急
激に低下し、材料に破壊が起こる危険がある。
後、1150〜1400℃の温度域に加熱し、次いで800 ℃以上
1150℃未満の温度域に５秒間以上保持したのち、800 ℃
以上の温度域から急速冷却する。すなわち、この温度が
1150℃未満の場合、析出した炭化物イドのオーステナイ
トマトリックスへの固溶吸収が不十分になり、伸線加工
時に充分な延性が得られない。一方、1400℃以上の温度
に加熱した場合、熱処理時、材料自体の強度, 延性が急
激に低下し、材料に破壊が起こる危険がある。
【００２２】次いで、上記固溶化熱処理によって、Ｃを
オーステナイトマトリックスに十分に固溶させた後、Ｃ
が炭化物として析出するのを防止し、かつオーステナイ
ト相を増大させるために、800 ℃以上1150℃未満の温度
域に５秒間以上保持する必要がある。この処理によっ
て、オーステナイト相中にＣを吸収させることができ
る。なお、保持時間は、炭化物の析出を起こさせず、か
つフェライト相を減少させ、オーステナイト相を増大さ
せる温度に保持するために、30秒間以下とすることが好
ましい。
オーステナイトマトリックスに十分に固溶させた後、Ｃ
が炭化物として析出するのを防止し、かつオーステナイ
ト相を増大させるために、800 ℃以上1150℃未満の温度
域に５秒間以上保持する必要がある。この処理によっ
て、オーステナイト相中にＣを吸収させることができ
る。なお、保持時間は、炭化物の析出を起こさせず、か
つフェライト相を減少させ、オーステナイト相を増大さ
せる温度に保持するために、30秒間以下とすることが好
ましい。
【００２３】さらに、以上の熱処理を施したのち放冷す
ると、Ｃの析出が容易に起きるため、熱処理後は 800℃
以上の温度域から急速冷却する必要がある。ここで、冷
却速度は、30℃／秒以上とすることが好ましい。
ると、Ｃの析出が容易に起きるため、熱処理後は 800℃
以上の温度域から急速冷却する必要がある。ここで、冷
却速度は、30℃／秒以上とすることが好ましい。
【００２４】
【実施例】表２に示す成分組成になる溶鋼500 kgf を水
平型連続鋳造装置にて、10mmφの線材に鋳造した。次い
で、表３に示す各熱処理を施したのち、各線材の絞り値
を測定した。その結果を、表３に併記する。
平型連続鋳造装置にて、10mmφの線材に鋳造した。次い
で、表３に示す各熱処理を施したのち、各線材の絞り値
を測定した。その結果を、表３に併記する。
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
【発明の効果】本発明によれば、従来は絞り値が40％に
も満たなかった耐熱鋼の延性を格段に向上することがで
き、とくに通常の伸線を実現するのに必要な絞り値：50
％以上が得られるため、優れた特性の溶接用線材を安価
に得ることが可能である。
も満たなかった耐熱鋼の延性を格段に向上することがで
き、とくに通常の伸線を実現するのに必要な絞り値：50
％以上が得られるため、優れた特性の溶接用線材を安価
に得ることが可能である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 382 C22C 33/04 C22C 38/54
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｃ：0.10〜0.50wt％、 Si：0.1 〜2.0
wt％、 Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Cr：20〜35wt％、 Ni：10〜20wt％、 Mo：0.01〜0.5 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0100wt％、 Ｐ：0.03wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.01〜0.20wt％およびＯ：0.
0080wt％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなり、フェライト量が３〜15％である、高延性オース
テナイト−フェライト２相耐熱鋼。 - 【請求項２】 Ｃ：0.10〜0.50wt％、 Si：0.1 〜2.0
wt％、 Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Cr：20〜35wt％、 Ni：10〜20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0100wt％、 Cu：0.01〜0.5 wt％、 Ｐ：0.03wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.01〜0.20wt％およびＯ：0.
0080wt％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなり、フェライト量が３〜15％である、高延性オース
テナイト−フェライト２相耐熱鋼。 - 【請求項３】 Ｃ：0.10〜0.50wt％、 Si：0.1 〜2.0
wt％、 Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Cr：20〜35wt％、 Ni：10〜20wt％、 Mo：0.01〜0.5 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0100wt％、 Cu：0.01〜0.5 wt％、 Ｐ：0.03wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.01〜0.20wt％およびＯ：0.0080wt％以下を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、フェライト
量が３〜15％である、高延性オーステナイト−フェライ
ト２相耐熱鋼。 - 【請求項４】 Ｃ：0.10〜0.50wt％、 Si：0.1 〜2.0
wt％、 Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Cr：20〜35wt％、 Ni：10〜20wt％、 Mo：0.01〜0.5 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0100wt％、 Ｐ：0.03wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.01〜0.20wt％およびＯ：0.
0080wt％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる鋼素材を鋳造し、その後1150〜1400℃の温度域に
加熱し、次いで 800℃以上1150℃未満の温度域に５秒間
以上保持したのち、800 ℃以上の温度域から急速冷却す
ることを特徴とする、高延性オーステナイト−フェライ
ト２相耐熱鋼の製造方法。 - 【請求項５】 Ｃ：0.10〜0.50wt％、 Si：0.1 〜2.0
wt％、 Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Cr：20〜35wt％、 Ni：10〜20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0100wt％、 Cu：0.01〜0.5 wt％、 Ｐ：0.03wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.01〜0.20wt％およびＯ：0.
0080wt％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる鋼素材を鋳造し、その後1150〜1400℃の温度域に
加熱し、次いで 800℃以上1150℃未満の温度域に５秒間
以上保持したのち、800 ℃以上の温度域から急速冷却す
ることを特徴とする、高延性オーステナイト−フェライ
ト２相耐熱鋼の製造方法。 - 【請求項６】 Ｃ：0.10〜0.50wt％、 Si：0.1 〜2.0
wt％、 Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Cr：20〜35wt％、 Ni：10〜20wt％、 Mo：0.01〜0.5 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0100wt％、 Cu：0.01〜0.5 wt％、 Ｐ：0.03wt％以下、 Ｓ：0.01wt％以下、 Ｎ：0.01〜0.20wt％およびＯ：0.0080wt％以下を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材を鋳造
し、その後1150〜1400℃の温度域に加熱し、次いで 800
℃以上1150℃未満の温度域に５秒間以上保持したのち、
800 ℃以上の温度域から急速冷却することを特徴とす
る、高延性オーステナイト−フェライト２相耐熱鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11611792A JP2915691B2 (ja) | 1992-05-08 | 1992-05-08 | 高延性オーステナイト−フェライト２相耐熱鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11611792A JP2915691B2 (ja) | 1992-05-08 | 1992-05-08 | 高延性オーステナイト−フェライト２相耐熱鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05311337A JPH05311337A (ja) | 1993-11-22 |
| JP2915691B2 true JP2915691B2 (ja) | 1999-07-05 |
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ID=14679116
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11611792A Expired - Fee Related JP2915691B2 (ja) | 1992-05-08 | 1992-05-08 | 高延性オーステナイト−フェライト２相耐熱鋼およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2915691B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5863770B2 (ja) * | 2011-03-31 | 2016-02-17 | 株式会社クボタ | オーステナイト系ステンレス鋳鋼 |
-
1992
- 1992-05-08 JP JP11611792A patent/JP2915691B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH05311337A (ja) | 1993-11-22 |
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