JPH046216A - 耐海水性に優れ、溶接軟化の少ない高強度オーステナイトステンレス鋼の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は例えば高速船の水中翼等の溶接を必要とする船
体構造物に適用できる耐海水性に優れ、しかも溶接部の
軟化の少ない高強度オーステナイトステンレス鋼の製造
方法に関するものである。

（従来の技術） 従来、船体構造用には重防食を施した塗装鋼板か使用さ
れてきた。最近になって水中翼等を備えた高速船の需要
か増加しており、この用途では高速の海水流が接し塗装
か剥離するため、耐海水性の優れた材料か要求されてい
る。さらに船体重量を軽減するために高強度の材料か望
まれる。

オーステナイトステンレス鋼は耐蝕性に優れているが、
熱間圧延後に溶体化焼鈍を施すため、−船釣に耐力は低
く、Ｎ等を添加しても０，２％耐力はせいぜい４０ｋｇ
　ｆ　／−である。構造部材として使用するためには耐
力の高いオーステナイトステンレス鋼が望まれている。

オーステナイトステンレス鋼の耐力を上昇させるには加
工歪を製造工程で導入することが効果的で、そのために
例えば特開昭６０−２０８４５９号、特開昭６２−２６
７４１８号、特開昭６３−１９９８５１号の各公報では
、溶体化焼鈍を省略し、さらに熱延条件を工夫し耐力あ
るいは腐食疲労強度を上昇させる方法を提唱している。

このような制御圧延は鋼材の耐力を上昇させるには効果
を有するが、加工歪の導入により耐力を上昇させている
ため、溶接熱影響部は歪か回復し、耐力か低下する。こ
の溶接部の強度低下のために上記のような高強度オース
テナイトステンレス鋼は溶接構造物には一般に適用でき
なかった。

さらに直接、海水と接するために上記各公報で報告され
ているオーステナイトステンレス鋼よりさらに耐海水性
、つまり耐孔食性および腐食疲労特性の優れた材料か求
められている。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は海水環境中で溶接を必要とする構造部材が適用
できる溶接軟化の少ない高強度オーステナイトステンレ
ス鋼を製造するが、特に海水中での孔食発生温度か３０
℃以上で、母材部および溶接継手部か耐力が６０ｋｇ　
ｆ　／−以上、海水中の疲労強度が４０ｋｇｆ／ｉｊ以
上を満足する溶接熱影響部の軟化の少ない高強度オース
テナイトステンレス鋼の方法を提供する。

（課題を解決するための手段） 本発明は従来技術の問題点を克服し、耐海水性に優れ溶
接熱影響部の軟化の少ない高強度オーステナイトステン
レス鋼を製造するために、成分の限定を行い、その範囲
で有効な制御圧延・制御冷却方法を見出したものである
。

この製造方法によって高速船等の海水環境中の溶接構造
物に適した高強度オーステナイトステンレス鋼材を供給
できる。

つまり、重量％でＣ０，０１〜０．０８％、Ｓｉ２．０
０％以下、Ｍｎ　４．０％以下、Ｃｒ２１％超〜３０％
、Ｎｉ１０〜２０％、Ｍｏ　０．５〜３．０％、Ｎｂ　
０．０５〜１．００％、Ｎ０１３％超〜０，５％含有し
、またはＣｕ　２．０％以下、Ｔｉ　０．５％以下、Ｚ
ｒ０．５％以下、Ｖｏ、５％以下のうち１種ないし２種
以上、および／またはＡ、＆　０．旧〜０．２０％、Ｃ
ａ　０．００１〜０．０２０％、Ｍｇ　０．００１〜０
．０２０％、ランタノイド系希土類元素０．００２〜０
．０５０％のうち１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆ
ｅならびに不純物元素からなるオーステナイトステンレ
ス鋼を、１１００℃〜１３００℃に加熱し、１０５０℃
以上で全圧下量が５０％以上となるように圧延し、つい
で８００℃〜１０５０℃で全圧下量が１０％以上となる
よう仕上げ圧延を行い、さらに圧延後８００℃〜５００
℃の平均冷却速度か５圓”Ｃ／ｗｉｎ以上とすることで
ある。

この成分の限定と制御圧延・制御冷却方法によって耐海
水性に優れ、溶接熱影響部の軟化の少ない高強度オース
テナイトステンレス鋼を製造することができる。

（作　　用） まず、本発明において成分を限定した理由を説明する。

Ｃは強度を増加させる一般的な元素であり、また本発明
で提唱している制御圧延中にＮｂ炭窒化物として析出し
溶接熱影響部の軟化を抑制する効果を有する。Ｎｂ炭窒
化物とはＮｂ（Ｃ，Ｎ）で表される炭素と窒素の複合Ｎ
ｂ化合物で、これを制御圧延中に析出させ溶接軟化を抑
制するためには０．０１％以上のＣ含有量が必要である
。

しかしＣ３有量が増大すると熱間圧延時に粗大なＣ「炭
化物か形成し耐蝕性を劣化させるため、０．０８％以下
とした。

Ｓｔは通常脱酸元素として添加されるか、２．００％を
超えると熱間加圧性か低下するため、２．００％以下に
限定した。

Ｍｎは不可避的な不純物元素であるが、４．０％を超え
ると耐蝕性か低下するため、４．０％以下に限定した。

Ｃｒは海水中での耐蝕性を維持するのに必須の元素であ
り、海水中で十分な耐蝕性を保ち、さらに海水中ての疲
労強度の低下を防止するためにはＣｒを２１％を超えて
添加する必要かある。しかしＣｒ含有量が３０％を超え
ると熱間加工性が低下し、製造が難しくなるためＣ，３
自゛二を２１％超〜３０％に限定した。

Ｎｉは組織をオーステナイトに保つ基本的な元素で、そ
の含有量が１０％未満であるとオーステナイトが不安定
となり、フェライトが晶出し熱間加工性が低下する。し
かし２０％を超えて添加しても効果がなく、価格的に不
利になるたけである。

従ってＮｉ含有量を１０〜２０％に限定した。

Ｎｂは溶接部の軟化を抑制する重要な元素である。溶接
熱影響部の軟化を抑制するＮｂ炭窒化物を本発明で提唱
している制御圧延中に効果的に析出させるためには、Ｎ
ｂ含有量が０．０５％以上必要である。しかし１．００
％を超えて添加すると製造性が低下するため、その上限
を１．００％とした。

Ｍｏは耐蝕性、特に耐孔食性を向上させる有効な元素で
、海水中での耐孔食性および疲労強度を確保するために
は０．５％以上添加しなければならない。しかし３．０
％を超えて添加すると熱間加工性が低下するため、Ｍｏ
含有量は０．５〜３．０％に限定した。

Ｎは鋼中に固溶し、強度を上昇させるとともに、本発明
で提唱している制御圧延中にＮｂ炭窒化物としてその含
有量の一部が析出し、溶接熱影響部の軟化を抑制する効
果を有する重要な元素である。

ざらにＮは海水中での耐孔食性にも効果を有する。

本発明で十分な耐力および腐食疲労強度を確保し、溶接
熱影響部の軟化を抑制するには、Ｎ含有量か０．３％超
必要である。しかし０．５％を超えると製造性か著しく
低下するためＮの含有量は０，３％超〜０．５％に限定
した。

本発明の製造方法で溶接軟化の少ない高強度オーステナ
イトステンレス鋼を得るには上記成分たけでもよいか、
その他の添加元素として、Ｃｕは耐孔食性、Ｔｉ、Ｚｒ
およびＶは耐粒界腐食性、さらにＡＩＤ、Ｃａ、Ｍｇ、
　　ランタノイド系希土類元素は製造性を改善する効果
を有する。

以下に上記添加元素の成分範囲についで述べる。

Ｃｕは耐蝕性、特に耐孔食性の向上に効果があるが、過
度の添加は熱間加工性の低下とコストの上昇を招くため
２．０％以下に限定した。

Ｔｉ、ＺｒおよびＶはＣｒ炭化物の形成を抑制し耐粒界
腐食性を向上させる他に、溶接熱影響部の軟化防止にも
補助的な効果を有する。しかし多量の添加は製造性の低
下を招くため０．５％以下に限定した。

さらにＡｌ、Ｃａ、Ｍｇ、　　ランタノイド系希土類元
素の適量添加はＳおよびＯによる熱間加工性の低下、地
底の発生を抑制する。しかし過剰に添加すると、逆に地
底か多くなるため、その含育量は、ＡＲ０，０１−０，
２０％、Ｃａ　０．００１〜０．０２０％、Ｍｇ　０．
００１〜０．０２０％、ランタノイド系希土類元素０．
００２〜０．０５０％に限定した。ここてのランタノイ
ド系希土類元素とはＬａ、Ｃｅ等のランタン系元素の単
独あるいは混合物を示す。

次に製造条件の限定理由を説明する。

本発明の制御圧延は、鋼塊を１１００℃〜１３００’ｃ
に加熱し、１０５０℃以上で全圧下量か５０％以上とす
る粗圧延段階と、続いて８００℃〜１０５０℃で全圧下
量が１０％以上とする仕上げ圧延段階から成る。

前者は生に凝ｌｉ！ｉ′Ｉ組織を壊し、均一な再結晶組
織を得るための段階で、後者は圧延により加工歪を導入
し、鋼材の強度を向上させるとともに溶接熱影響部の軟
化抑制に必要である微細なＮｂ炭窒化物を析出させる段
階である。

そして圧延後８００℃〜５００℃までを５００℃／＋＋
ｉｎ以上の平均冷却速度で制御冷却し、加工歪が回復す
るのを抑制し、仕上げ圧延で析出したＮｂ炭窒化物の凝
集・粗大化を防止する。

さらに詳細な条件限定理由を述べる。

仕上げ圧延時にＮｂ炭窒化物を析出させるためには鋼塊
加熱時に十分Ｎｂを固溶させておくことか必要であり、
またｌ０５０℃以上で全圧下量が５０％以上となる圧延
を可能にするために、圧延前１１００℃以上の加熱が必
要である。

しかし１３００℃を超えて加熱すると粒界部が溶融し、
圧延時に割れを生しるため加熱温度は１１００℃〜１３
００℃に限定した。

粗圧延段階では、凝固組織を壊し均一な再結晶組織を得
るため１０５０℃以上で全圧下量を５０％以上としなけ
ればならない。圧延温度が１０５０℃以下あるいは全圧
下量か５０％以下であると、均一な再結晶組織を得られ
ないため板厚方向の強度のばらつきが生じ、また凝固時
の成分偏析が残るため耐蝕性も劣化する。

仕上げ圧延段階は耐海水性に優れ、溶接軟化の少ない高
強度オーステナイトステンレス鋼を製造するのに最も重
要な段階である。この段階で耐力および腐食疲労強度を
向上させるとともに、溶接熱影響部の軟化を抑制する微
細なＮｂ炭窒化物を析出させる。つまり仕上げ圧延時に
加工歪、即ち転位を密に導入し、その転位上に微細なＮ
ｂ炭窒化物を析出させるのである。その析出に最も重要
であるのは仕上げ圧延ａ度と圧下量である。

仕上げ圧延温度か１０５０℃を超えると導入された転位
か回復、消滅し、圧延後の耐力および疲労強度か低ドす
る。さらにＮｂ炭窒化物を密に析出させることかできす
、また析出したＮｂ炭窒化物の凝集・粗大化か進行し、
軟化抑制に対する効果も減じる。また仕上げ圧延温度か
８００℃未満であるとＮｂおよびＣの拡散が遅くなるた
め、仕上げ圧延時に軟化抑制に十分な量のＮｂ炭窒化物
を析出させることができない。従って仕上げ圧延温度は
８００℃〜ｌ０５０℃で行わなければらない。

またこの温度域での圧下；が１０％未満であると導入さ
れる転位の密度が不十分て、圧延後の耐力および疲労強
度の上昇が小さく、またＮｂ炭窒化物を微細かつ高密度
に析出させることができず、軟化抑制に対する効果も減
じる。従って８００’Ｃ〜１０５０℃での全圧下量を１
０％以上とした。

第１図に８００℃〜１０５０℃での全圧下量と母材部の
０．２％耐力、海水中での腐食疲労強度および溶接熱サ
イクル再現試験における軟化温度の関係を示す。

図中のＡは第１表に示すように本発明で限定した成分範
囲内にあり、ＫおよびＬは比較鋼種である。

第２図ａに溶接熱サイクル再現試験のヒートパターンを
示す。また軟化温度は第２図すに示すように試験前の硬
さと試験後の硬さの差が半分になる最高到達温度とする
。

第１図より０．２％耐力および海水中での腐食疲労強度
が高く、さらに軟化温度の高い鋼を得るためには、本発
明で限定した成分範囲において８００℃〜１０５０℃で
の全圧下量が１０％以上となる仕上げ圧延か必要である
ことが見出される。

制御圧延後の制御冷却は仕上げ圧延時に析出した微細な
Ｎｂ炭窒化物の凝集・粗大化を防止し、さらに耐海水性
を劣化させる粗大なＣ「炭化物の粒界析出を抑制するこ
とか目的である。そのためには仕上げ圧延後８００℃〜
５００℃までを５００℃／１ｎ以上の平均冷却速度で制
御冷却する必要かある。

５００℃／１ｎ未満の平均冷却速度ではＮｂ炭窒化物か
冷却中に凝集・粗大化し、溶接熱影響部における加工歪
の回復、再結晶の障害に有効に働かず、軟化を生しる。

第３図に８００℃〜５００℃までの平均冷却速度と軟化
温度の関係を示す。

この図より平均冷却速度を５００℃／１ｎ以上とした。

上述のように、本発明で限定している成分範囲と製造方
法の両方を満足したとき、耐海水性に優れ、十分な耐力
と腐食疲労強度を有し、さらに溶接熱影響部の軟化の少
ない高強度オーステナイトステンレス鋼を製造すること
か可能となる。

（実　施　例） 第１表に供試鋼の化学成分を示す。

なお表中に記載されている成分以外の不可避的な不純物
元素の含有：は通常のステンレス鋼と同じ程度である。

つまり重量％て硫黄含有量は０．０１％以下、燐含有量
は０　、０５９６以下、酸素含有量は０．０１％以下で
ある。

また表中のＲＥＭはランタノイド系希土類元素を意味し
、含有量はそれら元素の合計を示している。

上記の供試鋼を各種条件で熱間圧延を実施した。

第２表に製品板厚、圧延終了温度、１０５０℃以上での
全圧下量、８００℃〜１０５０℃での全圧下量と８００
℃〜５００℃までの平均冷却速度を示す。

なお熱延前の加熱は１１８０℃〜１２５０℃とした。表
中の１〜１５番が本発明での製造条件範囲であり、１６
〜２３番が比較条件である。

以上の製造条件で得られた熱延鋼板についで、海水中で
の耐孔食性、上述の溶接熱サイクル再現試験による軟化
温度、母材および実際の溶接継手の機械的性質ならびに
腐食疲労強度を調査した。

それらの結果を第３表に示す。

耐孔食性は３０℃の人工海水中に１０００時間浸漬し、
孔食発生の有無を調べた。溶接継手の機械的性質ならび
に腐食疲労試験は、所定の開先形状に加工した鋼板を被
覆アーク溶接で突合せ溶接を行い、標点間中央に溶接部
が配置されるように試験片を切り出し調査した。

なお開先形状を第４図ａに、引張試験片の形状を第４図
すに、腐食疲労試験片の形状を第４図Ｃに示す。

溶接は第１表のＯに示す成分の４１径の溶接棒を使用し
、通常のオーステナイトステンレス鋼と同様の条件で、
１５ｍｍ厚さの試験片で９層、３０ｍ１１厚さの試験片
で２２層の溶接を行った。腐食疲労試験は人工海水中で
の片振袖力疲労試験で、腐食疲労強度は１０６回での振
幅応力範囲で示す。

さらに第２表の２番、２１番についで溶接継手部の硬さ
分布を調べた。

その結果を第５図に示す。

第３表の結果から知られるように、本発明の範囲である
１〜１５番は、溶接熱サイクル再現時における軟化温度
か高く、溶接継手部の耐力の低下も少ない。また第５図
の溶接熱影響部の硬さ分布から本発明の範囲にある２番
の溶接軟化か少ないことが知られる。

上記の如く本発明の製造方法により、溶接軟化の少ない
高強度オーステナイトステンレス鋼か実現された。

（発明の効果） 本発明は、最適な成分を限定し、その成分に適した条件
での制御圧延・制御冷却を実施することによって耐海水
性に優れ、十分な耐力と腐食強度を有し、さらに溶接軟
化の少ない高強度オーステナイトステンレス鋼を製造可
能にした。

本発明は海水環境中の溶接構造物、例えば高速船の水中
翼等の構造物に適した高強度オーステナイトステンレス
鋼を実現し、産業上寄与するところは極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、第１表に示す供試鋼Ａ、に、Ｌにおける８０
０℃〜１０５０℃での全圧下量と０．２％耐力、海水中
での腐食疲労強度および溶接熱サイクル再現試験におけ
る軟化温度の関係を示すグラフ、第２図ａは溶接熱サイ
クル再現試験のヒートパターンを示すグラフ、第２図す
は溶接熱サイクル再現試験での最高到達温度と硬さの関
係および軟化温度の決め方を示す概略図、第３図は、第
１表中の供試鋼Ａにおける８００℃〜５００℃までの平
均冷却速度と軟化温度の関係を示すグラフ、第４図ａ−
１ａ−２は溶接試験体の開先形状を示す正面断面図、第
４図すは溶接継手引張試験片の形状を示す正面図、第４
図Ｃは腐食疲労試験片の形状を示す正面図、第５図は本
発明鋼である第２表中の２番と比較鋼である２１番の溶
接継手部の硬さ分布を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ０．０１〜０．０８％、 Ｓｉ２．００％以下、 Ｍｎ４．０％以下、 Ｃｒ２１％超〜３０％、 Ｎｉ１０〜２０％、 Ｍｏ０．５％〜３．０％、 Ｎｂ０．０５〜１．００％、 Ｎ０．３％超〜０．５％ 残部Ｆｅならびに不純物元素からなる鋼を、１１００℃
   〜１３００℃に加熱し、１０５０℃以上で全圧下量が５
   ０％以上となるように圧延し、ついで８００℃〜１０５
   ０℃で全圧下量が１０％以上となるよう仕上げ圧延を行
   い、さらに圧延後８００℃〜５００℃の平均冷却速度が
   ５００℃／ｍｉｎ以上とすることを特徴とする耐海水性
   に優れ、溶接軟化の少ない高強度オーステナイトステン
   レス鋼の製造方法。 ２、重量％で Ｃｕ２．０％以下、 Ｔｉ０．５％以下、 Ｚｒ０．５％以下、 Ｖ０．５％以下のうち１種ないし２種以上 を含有することを特徴とする請求項１記載の耐海水性に
   優れ、溶接軟化の少ない高強度オーステナイトステンレ
   ス鋼の製造方法。 ３、重量％で Ａｌ０．０１〜０．２０％、 Ｃａ０．００１〜０．０２０％、 Ｍｇ０．００１〜０．０２０％、 ランタノイド系希土類元素０．００２〜０．０５０％の
   うち１種ないし２種以上 を含有することを特徴とする請求項１記載の耐海水性に
   優れ、溶接軟化の少ない高強度オーステナイトステンレ
   ス鋼の製造方法。 ４、重量％で Ｃｕ２．０％以下、 Ｔｉ０．５％以下、 Ｚｒ０．５％以下、 Ｖ０．５％以下のうち１種ないし２種以上 Ａｌ０．０１〜０．２０％、 Ｃａ０．００１〜０．０２０％、 Ｍｇ０．００１〜０．０２０％、 ランタノイド系希土類元素０．００２〜０．０５０％の
   うち１種ないし２種以上 を含有することを特徴とする請求項１記載の耐海水性に
   優れ、溶接軟化の少ない高強度オーステナイトステンレ
   ス鋼の製造方法。