JPH03191039A - 耐熱用オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
耐熱用オーステナイト系ステンレス鋼Info
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- JPH03191039A JPH03191039A JP1330128A JP33012889A JPH03191039A JP H03191039 A JPH03191039 A JP H03191039A JP 1330128 A JP1330128 A JP 1330128A JP 33012889 A JP33012889 A JP 33012889A JP H03191039 A JPH03191039 A JP H03191039A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は高温の腐食性雰囲気で、特に萬温塩腐食または
溶融塩腐食等、塩を含む腐食が問題となる雰囲気で繰り
返し加熱・冷却を受けるような用途に使用される耐高温
塩腐食性、ならびに耐溶接高温割れ性および熱間加工性
、溶接性、および溶接部の耐高温塩腐食性に優れた耐熱
用オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
溶融塩腐食等、塩を含む腐食が問題となる雰囲気で繰り
返し加熱・冷却を受けるような用途に使用される耐高温
塩腐食性、ならびに耐溶接高温割れ性および熱間加工性
、溶接性、および溶接部の耐高温塩腐食性に優れた耐熱
用オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
自動車の排ガス浄化システム、加熱炉の部品、熱交換器
等の部品、電気コンロや魚焼器などの調理用電気器具な
どの厳しい腐食環境下で使用される耐熱鋼に要求される
特性としては高温強度特性、耐高温酸化性、酸化スケー
ルの剥離抵抗などの一般的特性に加えて、燃焼雰囲気で
の高温ガス腐食あるいはpbo、v20.などの各種酸
化物、PbCρ2、NaCQ、 Mgc4.、KCQな
どの塩化物を含む環境での耐高温酸化性および、さらに
高温での耐溶融塩腐食がある。さらに、冷却時には凝縮
水による湿食の問題もある。このような厳しい環境の下
では耐熱用表面処理鋼板ではもたず、5LIS30/I
で代表される耐熱用ステンレスt〜が用いられている。
等の部品、電気コンロや魚焼器などの調理用電気器具な
どの厳しい腐食環境下で使用される耐熱鋼に要求される
特性としては高温強度特性、耐高温酸化性、酸化スケー
ルの剥離抵抗などの一般的特性に加えて、燃焼雰囲気で
の高温ガス腐食あるいはpbo、v20.などの各種酸
化物、PbCρ2、NaCQ、 Mgc4.、KCQな
どの塩化物を含む環境での耐高温酸化性および、さらに
高温での耐溶融塩腐食がある。さらに、冷却時には凝縮
水による湿食の問題もある。このような厳しい環境の下
では耐熱用表面処理鋼板ではもたず、5LIS30/I
で代表される耐熱用ステンレスt〜が用いられている。
大量廃棄物処理等に用いる焼却炉、窩炉の羽目バーナー
、重油ボイラー、内燃機関の排ガス管などで、路面凍結
防止剤を散布するような地域など。
、重油ボイラー、内燃機関の排ガス管などで、路面凍結
防止剤を散布するような地域など。
塩化物あるいは灰分が付着する環境下で使用されている
部材の一部には著しい高温腐食を生じている例が見られ
問題となっている。これらの腐食事例を調査した結果、
共通した現象として粒界侵食型の加速酸化が発生してお
り、これは高温で塩の付着した状態あるいは溶融塩状態
での腐食であり、特に塩化物を含む塩による高温腐食が
著しいことがわかった。
部材の一部には著しい高温腐食を生じている例が見られ
問題となっている。これらの腐食事例を調査した結果、
共通した現象として粒界侵食型の加速酸化が発生してお
り、これは高温で塩の付着した状態あるいは溶融塩状態
での腐食であり、特に塩化物を含む塩による高温腐食が
著しいことがわかった。
しかしこの高温腐食に対しては既存の耐熱用ステンレス
鋼である5US30/I、5US321および5US3
10Sなどこのような用途に対しては十分ではない。
鋼である5US30/I、5US321および5US3
10Sなどこのような用途に対しては十分ではない。
一般に高Si、高Moを含有する鋼は耐食性改善には確
かに効果があるが、一方、これらの高合金化によって熱
間加工性が劣り歩留が低く表面性状が劣るという製造上
の問題および実用化するヒで造管性や施工上の溶接性の
問題が生じた。また、新たに高温下で使用する部材に高
濃度の塩水が接触するような環境下では条件によっては
母材は健全であるが溶接ボン1〜部が高温塩害によって
著しく選択腐食を生じるという現象が明らかとなった。
かに効果があるが、一方、これらの高合金化によって熱
間加工性が劣り歩留が低く表面性状が劣るという製造上
の問題および実用化するヒで造管性や施工上の溶接性の
問題が生じた。また、新たに高温下で使用する部材に高
濃度の塩水が接触するような環境下では条件によっては
母材は健全であるが溶接ボン1〜部が高温塩害によって
著しく選択腐食を生じるという現象が明らかとなった。
特開昭63−213643号公報には、単長でC: 0
.03%以下、Cr : 10〜20%、Ni : 1
0〜30%、4n:2%以下、Sl:1〜6%、Mo
: 0.5〜5%およびN:0.02〜0.4%を含み
、式 %式% の値が500以下であることを特徴とする塩化物共存下
での耐高温腐食性に優れたステンレス鋼が開示されてい
る。この鋼はTi、 Zr、 Nb、 Taの少くとも
1種を合計で0.1〜1%含むことができる。しかしこ
の鋼は耐溶接高温割れ性の改善に配慮がなされていない
。
.03%以下、Cr : 10〜20%、Ni : 1
0〜30%、4n:2%以下、Sl:1〜6%、Mo
: 0.5〜5%およびN:0.02〜0.4%を含み
、式 %式% の値が500以下であることを特徴とする塩化物共存下
での耐高温腐食性に優れたステンレス鋼が開示されてい
る。この鋼はTi、 Zr、 Nb、 Taの少くとも
1種を合計で0.1〜1%含むことができる。しかしこ
の鋼は耐溶接高温割れ性の改善に配慮がなされていない
。
従って、耐高温塩腐食性と同時に耐溶接高温割れ性およ
び熱間加工性に優れた耐熱用オーステナイト系ステンレ
ス鋼が望まれている。
び熱間加工性に優れた耐熱用オーステナイト系ステンレ
ス鋼が望まれている。
本発明は耐熱用オーステナイト系ステンレス鋼の耐高温
塩腐食性と同時に耐溶接高温割れ性および熱間加工性を
改良することを課題とし、課題解決に関し、鋭意研究し
た結果、耐高温塩腐食性の改良に対してはSiおよびM
oを限定添加し、さらに応力腐食割れあるいは耐候性の
点から所望ならば。
塩腐食性と同時に耐溶接高温割れ性および熱間加工性を
改良することを課題とし、課題解決に関し、鋭意研究し
た結果、耐高温塩腐食性の改良に対してはSiおよびM
oを限定添加し、さらに応力腐食割れあるいは耐候性の
点から所望ならば。
Cuを限定添加することにより、粒界侵食型の高温腐食
と冷却時の混食による耐粒界腐食性および高温強度、熱
間加工性に対してはNb、 Ti、 Vを限定添加する
ことにより、また熱間加工性、溶接高温割れ感受性に対
してはBおよびREMを限定添加することにより改良さ
れるという知見を得た。
と冷却時の混食による耐粒界腐食性および高温強度、熱
間加工性に対してはNb、 Ti、 Vを限定添加する
ことにより、また熱間加工性、溶接高温割れ感受性に対
してはBおよびREMを限定添加することにより改良さ
れるという知見を得た。
上記目的は、
C: 0.06%以下
Si:1〜4%
Mn : 0.5〜4%
P : 0.035%以下
s : 0.005%以下
Ni : 10〜17%
Cr:14〜20%
Mo:1〜4%
AI2: 0.01〜0.5%
N : 0.03%以下
を基本組成とし、この基本組成に必要に応じてCu :
0.5−2.5% を含有させ、 さらに、基本組成および基本組成にCuを含有する鋼に Nb、 Ti、 Vの1種または2種以上の含有合計量
:0.05〜0.5% および/または B : 0.0005〜0.02% を含有させ、さらに基本組成および基本組成にCuを含
有する鋼、およびこれらの鋼にNb、 Ti、 Vの1
種または2種以上および/またはBを含有する鋼に REMの1種または2種: 0.005〜0.1%を含
有させ、残部Feおよび不可避的不純物からなり、下式
に示す(1)式で表わす(Si%+Mo%)が3以上、
(2)式で表わす(2,5Si%+Mo%)が11以下
、(3)式で表わすD値が、溶接性の点から、REMま
たはBを含有する場合は6以上、含有しない場合は7以
上、11以下である耐熱用オーステナイト系ステンレス
鋼によって達成される。
0.5−2.5% を含有させ、 さらに、基本組成および基本組成にCuを含有する鋼に Nb、 Ti、 Vの1種または2種以上の含有合計量
:0.05〜0.5% および/または B : 0.0005〜0.02% を含有させ、さらに基本組成および基本組成にCuを含
有する鋼、およびこれらの鋼にNb、 Ti、 Vの1
種または2種以上および/またはBを含有する鋼に REMの1種または2種: 0.005〜0.1%を含
有させ、残部Feおよび不可避的不純物からなり、下式
に示す(1)式で表わす(Si%+Mo%)が3以上、
(2)式で表わす(2,5Si%+Mo%)が11以下
、(3)式で表わすD値が、溶接性の点から、REMま
たはBを含有する場合は6以上、含有しない場合は7以
上、11以下である耐熱用オーステナイト系ステンレス
鋼によって達成される。
(Si%十No%)≧3 ・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)(2,5S
i%+Mo%)≦11・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・(2)D値= (Cr%+1
.55i%十阿0%+3Al%+2.6Ti%+0.5
Nb%+0.5v%)=(Ni%+30C%+3ON%
+0.5Mn%+2Cu%)・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・(3)先に言及した特
開昭63−213643の鋼の実施例に示される鋼の上
式に基づくD値はすべて4未満である。本発明者らは、
この値を6または7以上とすることによって、高Si高
Mo鋼の溶接高温割れを防止することに成功したもので
ある。
・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)(2,5S
i%+Mo%)≦11・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・(2)D値= (Cr%+1
.55i%十阿0%+3Al%+2.6Ti%+0.5
Nb%+0.5v%)=(Ni%+30C%+3ON%
+0.5Mn%+2Cu%)・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・(3)先に言及した特
開昭63−213643の鋼の実施例に示される鋼の上
式に基づくD値はすべて4未満である。本発明者らは、
この値を6または7以上とすることによって、高Si高
Mo鋼の溶接高温割れを防止することに成功したもので
ある。
本発明鋼の好ましい組成は、C: 0.03〜0.06
0%以下、Si:2〜3%、Mn : 0.5〜1%、
P : 0.03%以下、s : 0.005%以下
、Ni:12−16%、Cr:16〜]8%、Mo :
2〜3.2%、l : 0.01〜0.03%、N
二0.03%以下、残部Feおよび不可避的不純物であ
る。
0%以下、Si:2〜3%、Mn : 0.5〜1%、
P : 0.03%以下、s : 0.005%以下
、Ni:12−16%、Cr:16〜]8%、Mo :
2〜3.2%、l : 0.01〜0.03%、N
二0.03%以下、残部Feおよび不可避的不純物であ
る。
次に、本発明において鋼の組成の限定理由を以下に説明
する。
する。
C:不可避成分であり、強力なオーステナイト生成元素
であり5本発明鋼のように優れた熱間加工性、造管性を
も要求される鋼においては、組成バランス上からも必要
な元素である。また高価なNiの節減にも有効である。
であり5本発明鋼のように優れた熱間加工性、造管性を
も要求される鋼においては、組成バランス上からも必要
な元素である。また高価なNiの節減にも有効である。
さらに、Cは侵入型元素として固溶し、高温強度を向上
させるのに有効な元素でもある。しかし、Cを過度に添
加すると脆化をひきおこし、また、加工性も低下するの
で、上限は0.06%とする。一方、Cの低減はX錬時
間を長くシ、製造コストを押し上げるので好ましくなく
、また、必要な高温強度を得るためにも0603%以下
に過度に低減するのは好ましくない。
させるのに有効な元素でもある。しかし、Cを過度に添
加すると脆化をひきおこし、また、加工性も低下するの
で、上限は0.06%とする。一方、Cの低減はX錬時
間を長くシ、製造コストを押し上げるので好ましくなく
、また、必要な高温強度を得るためにも0603%以下
に過度に低減するのは好ましくない。
Sj:耐酸化性および耐高混塩腐食性を改良する上で最
も重要な元素の1つであり、十分な効果を得るには1%
以上、好ましくは2%を必要とする。
も重要な元素の1つであり、十分な効果を得るには1%
以上、好ましくは2%を必要とする。
一方、Siはσ相の析出を促し靭性の低下を来たすこと
、また、熱間加工性、溶接性ならびに成形加工性を低下
せしめるので上限を4%、好ましくは3%とした。
、また、熱間加工性、溶接性ならびに成形加工性を低下
せしめるので上限を4%、好ましくは3%とした。
Mn:溶接高温割れに有害なSをMnSとして固定し、
溶着金属中のSを除去、減少させる。Mnが低すぎると
MnSは粒界に膜状に存在し、高温での粒界強度低下を
助長するが、Mn量が高くなるとMnSは球状化し粒界
強度低下への影響が小さくなる。
溶着金属中のSを除去、減少させる。Mnが低すぎると
MnSは粒界に膜状に存在し、高温での粒界強度低下を
助長するが、Mn量が高くなるとMnSは球状化し粒界
強度低下への影響が小さくなる。
それにはMniは0.5%以上必要であり、また、4%
を超えてもその効果は同じである。したがって0.5%
以上4%以下とした。D値を考慮すると1%以下が好ま
しい。
を超えてもその効果は同じである。したがって0.5%
以上4%以下とした。D値を考慮すると1%以下が好ま
しい。
P:Sと同様に溶接高温割れに対して有害であるので、
可能な限り低い方が良いが、低くするには製造コストの
上昇を招くので上限を0.035%以下とした。
可能な限り低い方が良いが、低くするには製造コストの
上昇を招くので上限を0.035%以下とした。
S:上述のように溶接高温割れに対して有害であるので
可能な限り低いほうが好ましいが、低くするには製造コ
ストの上昇を招くので上限を0.005%とする。
可能な限り低いほうが好ましいが、低くするには製造コ
ストの上昇を招くので上限を0.005%とする。
Niニオ−ステナイト系ステンレス鋼の基本的元素の1
つであり、溶接高温割れ防止の点からδフェライトが生
成する組成にする必要があるので、その組成バランスを
考慮して下限を10%とした。
つであり、溶接高温割れ防止の点からδフェライトが生
成する組成にする必要があるので、その組成バランスを
考慮して下限を10%とした。
上限は組成バランスおよび製品原価の点から17%以下
とした。D値を考慮すると12〜16%が好ましい。
とした。D値を考慮すると12〜16%が好ましい。
Crニステンレス鋼の耐酸化性および耐食性を維持する
ために最も基本的な元素である。14%未満では高温の
腐食性環境あるいは単なる耐高温酸化性の点で十分な効
果が得られない。また、20%を超えると組成バランス
の調整が困難となり、δフェライトが多くなって、加工
性の低下を招くので上限20%以下とした。D値を考慮
すると16〜18%が好ましい。
ために最も基本的な元素である。14%未満では高温の
腐食性環境あるいは単なる耐高温酸化性の点で十分な効
果が得られない。また、20%を超えると組成バランス
の調整が困難となり、δフェライトが多くなって、加工
性の低下を招くので上限20%以下とした。D値を考慮
すると16〜18%が好ましい。
4o:高温での腐食性環境ならびに耐高温塩害性・高温
強度に有効な元素であるので積極的に添加すべき元素で
ある。1%未満では添加効果が小さいので下限を1%以
上とする。一方、Moは高価であり、また、σ相の析出
を促し靭性の低下を招く。
強度に有効な元素であるので積極的に添加すべき元素で
ある。1%未満では添加効果が小さいので下限を1%以
上とする。一方、Moは高価であり、また、σ相の析出
を促し靭性の低下を招く。
また、4%を越えて添加すると熱間加工性の低下を来た
すので上限を4%とする。D値を考慮すると2〜3.2
%が好ましい6 Al:耐酸化性の向上に最も有効な元素であり、また、
鋼の清浄度を高めるのに有効であるので0.01%以上
含まれることが望まれる。また、Alは強力なフェライ
ト生成元素であり、組成バランスならびに靭性の点から
、上限0.5%以下とした。
すので上限を4%とする。D値を考慮すると2〜3.2
%が好ましい6 Al:耐酸化性の向上に最も有効な元素であり、また、
鋼の清浄度を高めるのに有効であるので0.01%以上
含まれることが望まれる。また、Alは強力なフェライ
ト生成元素であり、組成バランスならびに靭性の点から
、上限0.5%以下とした。
D値を考慮すると0.01〜0.03%が好ましい。
B:結晶粒界強度を高め熱間加工性や溶接高温割れを改
善するのに有効であるが、o、ooos%未満ではその
効果が現われず、また、含有量が約0.02%超えると
Bの化合物をつくり、粒界強度が逆に低下してくるので
o、ooos%〜0.02%とする。
善するのに有効であるが、o、ooos%未満ではその
効果が現われず、また、含有量が約0.02%超えると
Bの化合物をつくり、粒界強度が逆に低下してくるので
o、ooos%〜0.02%とする。
Nb、 Ti、 V :これらの元素はC,Nと結合し
て微細な析出物を形成し、耐食性のみならず高温強度、
とりわけクリープ強度の改善に効果があり、添加量の合
計が0.05%以上で明確な添加効果が得られる。添加
量が多くなると加工性が低下し、靭性も低下するので合
計で0.5%以下とする。好ましくは0.05〜0.4
%である。
て微細な析出物を形成し、耐食性のみならず高温強度、
とりわけクリープ強度の改善に効果があり、添加量の合
計が0.05%以上で明確な添加効果が得られる。添加
量が多くなると加工性が低下し、靭性も低下するので合
計で0.5%以下とする。好ましくは0.05〜0.4
%である。
REM :溶接高温割れに有害なSを凝固の初期過程に
おいて高融点化合物として固定し割れ感受性の改良に効
果がある。また、加熱−冷却の温度サイクルを受けた場
合の酸化スケールの剥離抵抗を高めるのに効果がある。
おいて高融点化合物として固定し割れ感受性の改良に効
果がある。また、加熱−冷却の温度サイクルを受けた場
合の酸化スケールの剥離抵抗を高めるのに効果がある。
これらの効果を得るにはREMの合計量で0.005%
以上必要であり、逆に、REMを多量に添加すると粒界
にREM酸化物が多量に析出し、高温における粒界強度
を低下させ、高温割れ感受性の改良効果を相殺してしま
うので、」−眼を0.1%以下とする。
以上必要であり、逆に、REMを多量に添加すると粒界
にREM酸化物が多量に析出し、高温における粒界強度
を低下させ、高温割れ感受性の改良効果を相殺してしま
うので、」−眼を0.1%以下とする。
Cu:応力腐食割れあるいは耐候性の点で効果があり、
その場合0.5%以上を必要とし、一方、多量に添加す
ると結晶粒界に偏析して熱間加工性を著しく損なうので
2.5%を上限とする。D値を考慮すると1〜1.3%
が好ましい。
その場合0.5%以上を必要とし、一方、多量に添加す
ると結晶粒界に偏析して熱間加工性を著しく損なうので
2.5%を上限とする。D値を考慮すると1〜1.3%
が好ましい。
N:Cと同様に高温強度を向上させるのに有効な成分で
あるが、過度に添加すると加工性が低下するので0.0
3%以下とする。
あるが、過度に添加すると加工性が低下するので0.0
3%以下とする。
さらに、SiとMoについては前記(1)式、(2)式
に示したように合計量でも規制する。下限値の(Si%
十Mo%)≧3は母材の高温塩腐食性を改良するためで
あり、上限値の(2,5Si%+Mo%)≦11は熱間
加工性、耐溶接高温割れ性およびσ脆化の劣化および成
形加工性を最小限にするためである。
に示したように合計量でも規制する。下限値の(Si%
十Mo%)≧3は母材の高温塩腐食性を改良するためで
あり、上限値の(2,5Si%+Mo%)≦11は熱間
加工性、耐溶接高温割れ性およびσ脆化の劣化および成
形加工性を最小限にするためである。
また、前記(3)式で表わすD値を定義し限定したのは
、高Siあるいは高Moを含む鋼はきわめて溶接高温割
れを起こしやすくなるのでその改良を図ったもので、D
値はフェライト品出の指標値である。
、高Siあるいは高Moを含む鋼はきわめて溶接高温割
れを起こしやすくなるのでその改良を図ったもので、D
値はフェライト品出の指標値である。
D値はREMまたはBを含有する場合は6以上、該元素
を含まない場合は7以上である。δフェライトが多くな
りすぎると熱間加工割れを起こし、製造性の低下を招く
ので上限をD値=11とした。
を含まない場合は7以上である。δフェライトが多くな
りすぎると熱間加工割れを起こし、製造性の低下を招く
ので上限をD値=11とした。
次に本発明を具体的に説明する。基礎実験として第1表
に示す鋼を真空溶製し、熱間引張試験と高温塩腐食試験
を行った。熱間引張試験は鋼塊から20X20X110
mmに切り出し、1200℃で2時間の熱処理を施し、
10mmφの丸棒の試験片に加工した。
に示す鋼を真空溶製し、熱間引張試験と高温塩腐食試験
を行った。熱間引張試験は鋼塊から20X20X110
mmに切り出し、1200℃で2時間の熱処理を施し、
10mmφの丸棒の試験片に加工した。
高温塩腐食試験は鋼塊を鍛造で30mm厚さの板とし、
1200℃に加熱した後、熱延で511IIllとし、
以降通常の冷延、焼鈍で2mmの板を作製し、25 X
35mmの試験片に加工し、全面をI400研摩して
試験に供した。
1200℃に加熱した後、熱延で511IIllとし、
以降通常の冷延、焼鈍で2mmの板を作製し、25 X
35mmの試験片に加工し、全面をI400研摩して
試験に供した。
まず、耐高混塩腐食性を確認するため、20℃の飽和食
塩水中に供試材を5分間浸漬した後650℃で2時間加
熱し、5分間空冷する処理を1サイクルとし、これを1
0サイクル実施する方法で高温塩腐食試験を行った。試
験抜脱スケールし、腐食減量によって耐高混塩腐食性を
評価した。その結果を表1に合せて示す。この結果から
S[JS30/I、5US321の規格鋼と比較して、
高Siを含有する5US302B、SUSXM15Jl
は腐食減量が著しく低減し、 Siとト10を含有す
るE33〜E96はさらに腐食減量が著しく低減してい
ることがわかる。第1図に、第1表に示す鋼のうちのD
値が7以上11以下のものについての耐窩温塩腐食性に
及ぼす(Si + Mo)量の影響を示す。この結果か
ら(Si + Mo)量を3%以上含有すると腐食減量
が著しく低減しており、耐高混塩腐食性を付与するため
には3%以上の(Si+Mo)を添加することが非常に
有効であることがわかる。一般にオーステナイト系ステ
ンレス鋼の優れた耐熱性は鋼表面に形成さ九るCr、
0.の皮膜によってもたらされるものであるが、この皮
膜は大気酸化に対しては優れた保護性を発揮するが2本
発明鋼の用途である高温塩腐食環境下では十分な保5皮
膜とはなり得す著しく腐食される。これに対して(Si
十阿0)を3%以上添加することにより高温塩腐食環境
下で優れた保護性を発揮する皮膜を形成することが可能
になったと考える。
塩水中に供試材を5分間浸漬した後650℃で2時間加
熱し、5分間空冷する処理を1サイクルとし、これを1
0サイクル実施する方法で高温塩腐食試験を行った。試
験抜脱スケールし、腐食減量によって耐高混塩腐食性を
評価した。その結果を表1に合せて示す。この結果から
S[JS30/I、5US321の規格鋼と比較して、
高Siを含有する5US302B、SUSXM15Jl
は腐食減量が著しく低減し、 Siとト10を含有す
るE33〜E96はさらに腐食減量が著しく低減してい
ることがわかる。第1図に、第1表に示す鋼のうちのD
値が7以上11以下のものについての耐窩温塩腐食性に
及ぼす(Si + Mo)量の影響を示す。この結果か
ら(Si + Mo)量を3%以上含有すると腐食減量
が著しく低減しており、耐高混塩腐食性を付与するため
には3%以上の(Si+Mo)を添加することが非常に
有効であることがわかる。一般にオーステナイト系ステ
ンレス鋼の優れた耐熱性は鋼表面に形成さ九るCr、
0.の皮膜によってもたらされるものであるが、この皮
膜は大気酸化に対しては優れた保護性を発揮するが2本
発明鋼の用途である高温塩腐食環境下では十分な保5皮
膜とはなり得す著しく腐食される。これに対して(Si
十阿0)を3%以上添加することにより高温塩腐食環境
下で優れた保護性を発揮する皮膜を形成することが可能
になったと考える。
一方、SiとMoの含有量が増してくると熱間加工性、
溶接高温割れならびに靭性の劣化を招くので、むやみに
多量添加することはできない。第2図は800〜140
0°Cで熱間高速引張試験を行い破断絞りを求め、その
破断絞り値が0%となる温度、すなわち、nul1点を
求めたものである。この結果から、nul1点はSlと
Moの増加と共に低下し、特にSiはM。
溶接高温割れならびに靭性の劣化を招くので、むやみに
多量添加することはできない。第2図は800〜140
0°Cで熱間高速引張試験を行い破断絞りを求め、その
破断絞り値が0%となる温度、すなわち、nul1点を
求めたものである。この結果から、nul1点はSlと
Moの増加と共に低下し、特にSiはM。
の2.5倍できいてくるので大巾な増量は好ましくない
。これはSiとMoの含有量が増してくると高温加熱に
より粒界溶融による凝膜脆性が促進されるためである。
。これはSiとMoの含有量が増してくると高温加熱に
より粒界溶融による凝膜脆性が促進されるためである。
そのため熱間加工性の点からSlと肋の大巾な増量は望
めず、(2,5Si+Mo)で11%以下が好ましいと
考える。
めず、(2,5Si+Mo)で11%以下が好ましいと
考える。
また、図中にも示すように、Bを添加すると同レベルの
(Sj + Mo)の鋼に比へて大幅なnul1点の」
−Hがみられる。これはBは粒界強度を高めるためで、
難熱間加工材の改良に有効である。
(Sj + Mo)の鋼に比へて大幅なnul1点の」
−Hがみられる。これはBは粒界強度を高めるためで、
難熱間加工材の改良に有効である。
このような背景からSiとNoの添加は合計量でも規制
し、下限は耐高混塩腐食性の点から、上限は熱間加工性
、溶接高温割れおよびσ脆化の点から規制するが、Si
とMoの量の上限を厳しく規制しても、なおかつ熱間加
工性等に問題がある場合にはBを添加する。Bは粒界強
度を高めるため熱間加工性の改良に有効である。
し、下限は耐高混塩腐食性の点から、上限は熱間加工性
、溶接高温割れおよびσ脆化の点から規制するが、Si
とMoの量の上限を厳しく規制しても、なおかつ熱間加
工性等に問題がある場合にはBを添加する。Bは粒界強
度を高めるため熱間加工性の改良に有効である。
さらに高温塩腐食環境下では、前述したように、母材が
腐食される以前に溶接部が著しく腐食される場合がある
。第4図、第5図、第6図はそれぞれ表1に示す5US
304、SUSXM15J1およびE57(7)ill
常法で熱延し冷延焼鈍で0.3+nm以下の板とし、T
IG溶接した後、5%NaCQを含む溶液で60℃、1
時間湿潤し、60℃、3日間乾燥し、350℃で4時間
加熱を1サイクルとし、これを10サイクル行ったとき
の溶接部の断面の約70倍の顕微鏡写真である。5US
304では溶接部がδフェライト相に沿って腐食し、特
にボンド部の腐食が著しく、そのためボンド部に沿って
破断している。Siを含有するSUSXM15J1は5
US304のようにボンド部が破断するまでにはいたっ
ていないが、δフェライト相はかなり選択腐食されてい
る。これら二つの鋼に対して、(Si 十No)を含有
するE57はまったく腐食されていないことがねかる。
腐食される以前に溶接部が著しく腐食される場合がある
。第4図、第5図、第6図はそれぞれ表1に示す5US
304、SUSXM15J1およびE57(7)ill
常法で熱延し冷延焼鈍で0.3+nm以下の板とし、T
IG溶接した後、5%NaCQを含む溶液で60℃、1
時間湿潤し、60℃、3日間乾燥し、350℃で4時間
加熱を1サイクルとし、これを10サイクル行ったとき
の溶接部の断面の約70倍の顕微鏡写真である。5US
304では溶接部がδフェライト相に沿って腐食し、特
にボンド部の腐食が著しく、そのためボンド部に沿って
破断している。Siを含有するSUSXM15J1は5
US304のようにボンド部が破断するまでにはいたっ
ていないが、δフェライト相はかなり選択腐食されてい
る。これら二つの鋼に対して、(Si 十No)を含有
するE57はまったく腐食されていないことがねかる。
これは5US304ならびニSUSXM l 5J 1
テはマトリックスに対してδフェライト相が卑となり
電気化学的に著しく腐食されたためと思われる。これに
対し、E57の溶接部が腐食されにくいのは耐高混塩腐
食性に効果のあるSiおよびNoによってδフェライト
相そのものの耐食性が増しているためである。したがっ
て、SiおよびMoを添加することは母材のみでなく、
溶接部の耐高混塩腐食性の向上にも有効である。Si単
独添加ではなし得ながった上記のような厳しい腐食環境
下での使用にはしめて可能ならしめた点に本発明の1つ
の大きな特徴がある。
テはマトリックスに対してδフェライト相が卑となり
電気化学的に著しく腐食されたためと思われる。これに
対し、E57の溶接部が腐食されにくいのは耐高混塩腐
食性に効果のあるSiおよびNoによってδフェライト
相そのものの耐食性が増しているためである。したがっ
て、SiおよびMoを添加することは母材のみでなく、
溶接部の耐高混塩腐食性の向上にも有効である。Si単
独添加ではなし得ながった上記のような厳しい腐食環境
下での使用にはしめて可能ならしめた点に本発明の1つ
の大きな特徴がある。
自動車排ガス部材、加熱炉の部品、熱交換器の部品等溶
接施工される構造物の用途では溶接高温割れ感受性の高
いような材料は致命的である。特に高SiUJMo[は
溶接高温割れ感受性が高いので問題である。この溶接高
温割れに関しては凝固過程で生成するδフェライト相が
大きく影響している。
接施工される構造物の用途では溶接高温割れ感受性の高
いような材料は致命的である。特に高SiUJMo[は
溶接高温割れ感受性が高いので問題である。この溶接高
温割れに関しては凝固過程で生成するδフェライト相が
大きく影響している。
すなわち、オーステナイト単相の鋼では初品がオ−ステ
ナイト相のみであるので、そのオーステナイ1へ相とオ
ーステナイト相の一次粒界に不純物元素が濃縮するため
、その粒界強度を弱め、高温割れを起こすが、δフェラ
イトが存在する場合には初品のδフェライ1〜は凝固過
程でオーステナイトに変態し、その際に粒界移動を伴う
ので、オーステナイトr■相の鋼よりもオーステナイト
粒界の不純物元素が少ないため溶接高温割れが改良され
るといわれている。本発明者らは、このδフエライi〜
を利用し第2表に示す鋼を用いて?8接高温割れ試験に
より割れ感受性を詳細に検討し第3図に示すR1果を得
た。第2表に示す鋼は、真空溶製して鋼塊とし、鍛造で
30mm厚さのスラブにし、1200℃に加熱した後、
熱延で5mm厚の板にし、以降通常の冷延、焼鈍にて1
.5mmの板を作製し40 X 200mmの試験片に
加工した。溶接高温割れ試験は試験片の両i・、“tを
チャッキングして長平方向に引張荷重を加えた状態で■
■G+8接を行った。この方法で種々の引ツ1(荷重を
加えて行った溶接サンプルを5〜10枚作製した。溶接
後、試験前に入れていたケガキ線の位置からひずみ量を
測定し、凝固する際に発生した溶接部の割れの有無を観
察し、溶接割れを起こした最小ひずみ量を臨界ひずみと
し、その臨界ひずみ量とδフエライト量の指標であるD
値との関係を第3図にプロットした。この結果から、高
SJ高XOを含有する鋼においても溶接ビードに適当量
のδフェライトが存在すると高温割れが起こりにくく、
D値が7以上11以下の範囲内で改良されることが明ら
かとなった。また1図中に示すように、前記基本成分に
、さらにB添加ならびにREM添加すると割れ感受性が
鈍くなり、同じD値の鋼に比へて改善効果が認められ、
この場合にはD値6〜11の範囲が最適と考える。
ナイト相のみであるので、そのオーステナイ1へ相とオ
ーステナイト相の一次粒界に不純物元素が濃縮するため
、その粒界強度を弱め、高温割れを起こすが、δフェラ
イトが存在する場合には初品のδフェライ1〜は凝固過
程でオーステナイトに変態し、その際に粒界移動を伴う
ので、オーステナイトr■相の鋼よりもオーステナイト
粒界の不純物元素が少ないため溶接高温割れが改良され
るといわれている。本発明者らは、このδフエライi〜
を利用し第2表に示す鋼を用いて?8接高温割れ試験に
より割れ感受性を詳細に検討し第3図に示すR1果を得
た。第2表に示す鋼は、真空溶製して鋼塊とし、鍛造で
30mm厚さのスラブにし、1200℃に加熱した後、
熱延で5mm厚の板にし、以降通常の冷延、焼鈍にて1
.5mmの板を作製し40 X 200mmの試験片に
加工した。溶接高温割れ試験は試験片の両i・、“tを
チャッキングして長平方向に引張荷重を加えた状態で■
■G+8接を行った。この方法で種々の引ツ1(荷重を
加えて行った溶接サンプルを5〜10枚作製した。溶接
後、試験前に入れていたケガキ線の位置からひずみ量を
測定し、凝固する際に発生した溶接部の割れの有無を観
察し、溶接割れを起こした最小ひずみ量を臨界ひずみと
し、その臨界ひずみ量とδフエライト量の指標であるD
値との関係を第3図にプロットした。この結果から、高
SJ高XOを含有する鋼においても溶接ビードに適当量
のδフェライトが存在すると高温割れが起こりにくく、
D値が7以上11以下の範囲内で改良されることが明ら
かとなった。また1図中に示すように、前記基本成分に
、さらにB添加ならびにREM添加すると割れ感受性が
鈍くなり、同じD値の鋼に比へて改善効果が認められ、
この場合にはD値6〜11の範囲が最適と考える。
以上、耐高温塩腐食性、熱間加工性、耐溶接高温割れ性
の点から検討しここに高Sl高Mo含有の耐熱用オース
テナイト系ステンレス鋼の提供が可能になったものであ
る。
の点から検討しここに高Sl高Mo含有の耐熱用オース
テナイト系ステンレス鋼の提供が可能になったものであ
る。
つぎに、本発明を実施例について説明する。第3表に示
す組成の鋼を溶製し、前記と同様の試料に調製した。合
せて第3表に高温塩害腐食試験により得られた腐食減量
、溶接高温割れ試験により求めた臨界ひずみ、熱間引張
試験により求めたnul1点測定結果を示す。これらの
試験に用いた試料の製法および試験方法は前記1.2図
および第3図に関連して説明したものとまったく同じ方
法で行った。この表から、限定された組成に合わない比
較鋼のE74はSiが低くMoを含有しないため腐食減
量は多い。E75はMoを含有しないため腐食減量が多
く、Sl量が多いためnul1点が低く、また、D値を
8.8にして溶接部のδフェライトが適当量になるよう
に組成バランスを調整しているが5iftが多いために
臨界ひずみが非常に低い。E76はSiおよびMo量が
多いのでやはりnul1点が低く、臨界ひずみも非常に
低い。F6は本発明鋼の範囲内の成分であるが、D値が
4.5と非常に低く本発明の範囲より外れるので臨界ひ
ずみが極端に低い。E77も本発明の鋼の範囲内の成分
であるが、 D値が高すぎるのでデルタフェライトに沿
って腐食されるので腐食減量が多い。また、既存鋼の5
US304は腐食減量が多く、Siを含有するS[JS
302BおよびSUSXMI5J1は5US304より
も腐食減量は少ないが1本発明鋼のようにMoを含有し
ていないので、本発明鋼に比べ腐食減量は多い。
す組成の鋼を溶製し、前記と同様の試料に調製した。合
せて第3表に高温塩害腐食試験により得られた腐食減量
、溶接高温割れ試験により求めた臨界ひずみ、熱間引張
試験により求めたnul1点測定結果を示す。これらの
試験に用いた試料の製法および試験方法は前記1.2図
および第3図に関連して説明したものとまったく同じ方
法で行った。この表から、限定された組成に合わない比
較鋼のE74はSiが低くMoを含有しないため腐食減
量は多い。E75はMoを含有しないため腐食減量が多
く、Sl量が多いためnul1点が低く、また、D値を
8.8にして溶接部のδフェライトが適当量になるよう
に組成バランスを調整しているが5iftが多いために
臨界ひずみが非常に低い。E76はSiおよびMo量が
多いのでやはりnul1点が低く、臨界ひずみも非常に
低い。F6は本発明鋼の範囲内の成分であるが、D値が
4.5と非常に低く本発明の範囲より外れるので臨界ひ
ずみが極端に低い。E77も本発明の鋼の範囲内の成分
であるが、 D値が高すぎるのでデルタフェライトに沿
って腐食されるので腐食減量が多い。また、既存鋼の5
US304は腐食減量が多く、Siを含有するS[JS
302BおよびSUSXMI5J1は5US304より
も腐食減量は少ないが1本発明鋼のようにMoを含有し
ていないので、本発明鋼に比べ腐食減量は多い。
これらに対して、本発明鋼でFlおよびE57は耐高温
塩害腐食性に有効なSiおよび阿0を含有しているため
腐食減量が少なく、また、組成バランスであるD値を8
.5に調整しているので臨界ひずみが高く、nul1点
も高い。E60は耐高温塩害腐食性に有効なSi、 M
oを含有し、さらに耐応力腐食割れに有効なCuを含有
する鋼で、FlおよびE57と同様に腐食減量が少なく
、臨界ひずみおよびnul1点が高い。E61−E66
およびF9は前記同様Si、 Moを含有するため腐食
減量が少ない。また、これらの鋼のうち、E61はとり
わけクリープ強度の改善に有効なNb、Tiを、E62
は同様の考え方でVを、E64はCu、NbおよびVを
含有する鋼で、D値を6.2〜8.5と溶接高温割れを
起こしにくい範囲に組成調整しているので、いずれも臨
界ひずみは高い。F9、E63、E65およびE66は
CuあるいはNb、 TiあるいはVの他にさらに熱間
加工性の改善に有効なりを含有するためnul1点が高
い。
塩害腐食性に有効なSiおよび阿0を含有しているため
腐食減量が少なく、また、組成バランスであるD値を8
.5に調整しているので臨界ひずみが高く、nul1点
も高い。E60は耐高温塩害腐食性に有効なSi、 M
oを含有し、さらに耐応力腐食割れに有効なCuを含有
する鋼で、FlおよびE57と同様に腐食減量が少なく
、臨界ひずみおよびnul1点が高い。E61−E66
およびF9は前記同様Si、 Moを含有するため腐食
減量が少ない。また、これらの鋼のうち、E61はとり
わけクリープ強度の改善に有効なNb、Tiを、E62
は同様の考え方でVを、E64はCu、NbおよびVを
含有する鋼で、D値を6.2〜8.5と溶接高温割れを
起こしにくい範囲に組成調整しているので、いずれも臨
界ひずみは高い。F9、E63、E65およびE66は
CuあるいはNb、 TiあるいはVの他にさらに熱間
加工性の改善に有効なりを含有するためnul1点が高
い。
FIOおよび1E67〜IE73は前記同様耐高混塩腐
食性に有効なSi、 Moを含有するため腐食減量が少
なく。
食性に有効なSi、 Moを含有するため腐食減量が少
なく。
また、耐溶接高温割れの改善に有効なREMを含有する
ので1組成バランスであるD値が比較的低いにもかかわ
らず臨界ひずみが高い。これらの鋼のうち、さらに[E
67はCuを、E68はNbを、 E71はCuとNb
を含有するがnul1点は高い。E69、E70. E
72および[ニア3はこれらのREMあるいはNbの他
に、さらに13を含有しているのでnul1点は高い。
ので1組成バランスであるD値が比較的低いにもかかわ
らず臨界ひずみが高い。これらの鋼のうち、さらに[E
67はCuを、E68はNbを、 E71はCuとNb
を含有するがnul1点は高い。E69、E70. E
72および[ニア3はこれらのREMあるいはNbの他
に、さらに13を含有しているのでnul1点は高い。
以上述べてきた本発明鋼は耐応力腐食割と同時に耐溶接
高温割れ性および熱間加工性のいずれの特性も優れてい
ることがわかる。
高温割れ性および熱間加工性のいずれの特性も優れてい
ることがわかる。
本発明により、!’+9の組成を限定することによって
、優れた耐高混塩腐食性を有し、同時に優れた耐?8接
高温割れ性および熱間加工性を有する耐熱用オーステナ
イト系ステンレス鋼が得られたことにより、従来技術の
問題が克服され、優れた耐熱用オーステナイト系ステン
レス鋼材を提供される。
、優れた耐高混塩腐食性を有し、同時に優れた耐?8接
高温割れ性および熱間加工性を有する耐熱用オーステナ
イト系ステンレス鋼が得られたことにより、従来技術の
問題が克服され、優れた耐熱用オーステナイト系ステン
レス鋼材を提供される。
第1図は腐食域fk (mg/ csI )とSL +
Mo (%)との関係を示す図、第2図はnul1点
と加熱温度との関係を示す図、第3図は臨界ひずみE、
(%)とD値との関係を示す図である。第4〜6図はそ
れぞれUS304鋼、 SUSXM15J1fiおよび
本発明!(7)TIG溶接した部分をNaCQ存在下に
繰り返し加熱した場合の溶接部の腐食の状態を示す約7
0倍の顕微鏡写真である。
Mo (%)との関係を示す図、第2図はnul1点
と加熱温度との関係を示す図、第3図は臨界ひずみE、
(%)とD値との関係を示す図である。第4〜6図はそ
れぞれUS304鋼、 SUSXM15J1fiおよび
本発明!(7)TIG溶接した部分をNaCQ存在下に
繰り返し加熱した場合の溶接部の腐食の状態を示す約7
0倍の顕微鏡写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.06%以下 Si:1〜4% Mn:0.5〜4% P:0.035%以下 S:0.005%以下 Ni:10〜17% Cr:14〜20% Mo:1〜4% Al:0.01〜0.5% N:0.035%以下 を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、か
つ、SiおよびMoの含有合計量が下式を満足し、また
下式で表わすD値が7〜11である耐高温塩腐食性、溶
接性、溶接部の耐塩害腐食性および熱間加工性に優れた
耐熱用オーステナイト系ステンレス鋼。 (Si%+Mo%)≧3%・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・(1)(2.5Si%+
Mo%)≦11%・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・(2)D値=(Cr%+1.5Si%+
Mo%+3Al%+2.6Ti%+0.5Nb%+0.
5V%)−(Ni%+30C%+30N%+2Cu%+
0.5Mn%)・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・(3)2、さらに、 Cu:0.5〜2.5% を含有する請求項1に記載のオーステナイト系ステンレ
ス鋼。 3、さらに REMの1種または2種の含有合計量:0.005〜0
.1%を含有する請求項1または2に記載のオーステナ
イト系ステンレス鋼。ただし、この場合においてD値は
6〜11である。 4、C:0.06%以下 Si:1〜4% Mn:0.5〜4% P:0.035%以下 S:0.005%以下 Ni:10〜17% Cr:14〜20% Mo:1〜4% Al:0.01〜0.5% N:0.035%以下 Nb、Ti、Vの1種または2種以上の含有合計量:0
.05〜0.5% および/または B:0.0005〜0.02% を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、か
つ、SiおよびMoの含有合計量が下式を満足し、また
下式で表わすD値がBを含む場合は6〜11、含まない
場合は7〜11である耐高温塩腐食性、溶接性、溶接部
の耐塩害腐食性および熱間加工性に優れた耐熱用オース
テナイト系ステンレス鋼。 (Si%+Mo%)≧3%・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・(1)(2.5Si%+
Mo%)≦11%・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・(2)D値=(Cr%+1.5Si%+
Mo%+3Al%+2.6Ti%+0.5Nb%+0.
5V%)−(Ni%+30C%+30N%+2Cu%+
0.5Mn%)・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・(3)5、さらに、 Cu:0.5〜2.5% を含有する請求項4に記載のオーステナイト系ステンレ
ス鋼。 6、さらに REMの1種または2種の含有合計量: 0.005〜0.1% を含有する請求項4または5に記載のオーステナイト系
ステンレス鋼。ただし、この場合においてD値は6〜1
1である。
Priority Applications (5)
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---|---|---|---|
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DE69015140T DE69015140T2 (de) | 1989-12-20 | 1990-02-14 | Hitzebeständiger austenitischer rostfreier Stahl. |
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1989
- 1989-12-20 JP JP1330128A patent/JP2530231B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1990
- 1990-02-14 EP EP90102879A patent/EP0434887B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1990-02-14 DE DE69015140T patent/DE69015140T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1990-02-15 CA CA002010174A patent/CA2010174C/en not_active Expired - Fee Related
- 1990-12-18 KR KR1019900020876A patent/KR930005899B1/ko not_active IP Right Cessation
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DE69015140T2 (de) | 1995-05-04 |
CA2010174C (en) | 2000-09-12 |
EP0434887B1 (en) | 1994-12-14 |
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