JPH0593246A - 高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法 - Google Patents
高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法Info
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- JPH0593246A JPH0593246A JP3251858A JP25185891A JPH0593246A JP H0593246 A JPH0593246 A JP H0593246A JP 3251858 A JP3251858 A JP 3251858A JP 25185891 A JP25185891 A JP 25185891A JP H0593246 A JPH0593246 A JP H0593246A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 粉末法による高Cr、Mo二相ステンレス鋼の粉
末中酸素量増加に伴う加工性と耐食性低下を防止し、さ
らに成形後の緩冷却による金属間化合物析出に伴う脆化
を防止する。 【構成】 高Cr−Mo−Ni−N 系において、Si: 0.4 ％以
下に制限し、Al:0.01 〜0.04％配合する。
末中酸素量増加に伴う加工性と耐食性低下を防止し、さ
らに成形後の緩冷却による金属間化合物析出に伴う脆化
を防止する。 【構成】 高Cr−Mo−Ni−N 系において、Si: 0.4 ％以
下に制限し、Al:0.01 〜0.04％配合する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、塩化物含有水溶液中で
優れた耐食性を有し、靱性に優れ、かつ加工性に優れた
二相ステンレス鋼とその製造方法に関する。
優れた耐食性を有し、靱性に優れ、かつ加工性に優れた
二相ステンレス鋼とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、ガスアトマイズ法によるステンレ
ス鋼粉の製造、および粉末成形法によるステンレス鋼の
製造加工技術の進歩により、従来の鋳造および鍛伸工程
を含む溶製法ではその製造が困難であったステンレス鋼
が製造可能となっている。ところで、二相ステンレス鋼
は、強度が高く、耐孔食隙間腐食性および耐応力腐食割
れ性に優れ、かつオーステナイトステンレス鋼に比し安
価であることが知られているが、その適用範囲が拡大す
るにつれ、更なる特性の改善が求められている。
ス鋼粉の製造、および粉末成形法によるステンレス鋼の
製造加工技術の進歩により、従来の鋳造および鍛伸工程
を含む溶製法ではその製造が困難であったステンレス鋼
が製造可能となっている。ところで、二相ステンレス鋼
は、強度が高く、耐孔食隙間腐食性および耐応力腐食割
れ性に優れ、かつオーステナイトステンレス鋼に比し安
価であることが知られているが、その適用範囲が拡大す
るにつれ、更なる特性の改善が求められている。
【０００３】その１手段として、高Cr、Mo化を図ること
によって耐食性の一層の改善が考えられるが、従来の溶
製法では金属間化合物の生成が避けられず靱性の劣化が
見られる。特開昭61−243149号公報および特開昭62−22
2043号公報には、粉末法、つまり上記ガスアトマイズ法
と粉末成形法との組合わせにより、溶製法の製造工程
上、不可避と考えられてきた金属間化合物析出による脆
化を回避した、高Cr、Mo系の二相ステンレス鋼の製造方
法が提示されている。これは、二相ステンレス鋼の課題
であった更なる高Cr、Mo化を、粉末法の適用により実現
したものである。
によって耐食性の一層の改善が考えられるが、従来の溶
製法では金属間化合物の生成が避けられず靱性の劣化が
見られる。特開昭61−243149号公報および特開昭62−22
2043号公報には、粉末法、つまり上記ガスアトマイズ法
と粉末成形法との組合わせにより、溶製法の製造工程
上、不可避と考えられてきた金属間化合物析出による脆
化を回避した、高Cr、Mo系の二相ステンレス鋼の製造方
法が提示されている。これは、二相ステンレス鋼の課題
であった更なる高Cr、Mo化を、粉末法の適用により実現
したものである。
【０００４】なお、特開昭62−56556 号公報には、溶製
法による二相ステンレス鋼として、高Cr、Mo化(Cr: 23
〜27％、Mo: 3.5 〜4.9 ％) を図った例が開示されてい
るが、窒化クロムや金属間化合物の生成を防止するため
に、Crの量が事実上25％以下に制限されるとともに、耐
食性の点でも十分ということはできない。ところで、ガ
スアトマイズ法による粉末製造は、通常、単に母合金を
誘導加熱炉中で再溶解して得た溶湯を細径ノズルから不
活性ガスにより噴霧するか、あるいは各合金成分量を調
整して得た溶湯を同様に噴霧することによって行う。こ
こで、前記高Cr、Mo二相ステンレス鋼の場合、前述した
ように、脆弱であるから鍛造等の加工ができず、所定形
状の再溶解用の母合金を得るのが困難なため、専ら後者
の方法によって製造される。
法による二相ステンレス鋼として、高Cr、Mo化(Cr: 23
〜27％、Mo: 3.5 〜4.9 ％) を図った例が開示されてい
るが、窒化クロムや金属間化合物の生成を防止するため
に、Crの量が事実上25％以下に制限されるとともに、耐
食性の点でも十分ということはできない。ところで、ガ
スアトマイズ法による粉末製造は、通常、単に母合金を
誘導加熱炉中で再溶解して得た溶湯を細径ノズルから不
活性ガスにより噴霧するか、あるいは各合金成分量を調
整して得た溶湯を同様に噴霧することによって行う。こ
こで、前記高Cr、Mo二相ステンレス鋼の場合、前述した
ように、脆弱であるから鍛造等の加工ができず、所定形
状の再溶解用の母合金を得るのが困難なため、専ら後者
の方法によって製造される。
【０００５】しかしながら、誘導加熱炉中の溶解では通
常、脱酸、脱硫等の精錬操作ができないため、特に上記
高Crステンレス鋼の場合には、鋼粉中の酸素含有量が増
加し、後に粉末を熱間加工によって成形する際、熱間加
工性が低下し成形が困難となるとともに、鋼中介在物の
増加により清浄度が低下し耐食性も劣化するという問題
があった。実験室での試験と異なり、工業的規模での生
産の場合、鋼粉中の酸素含有量を低減させるには、雰囲
気調整ばかりでなく、配合原料の選択にも留意しなけれ
ばならず、実際上はそのような手段では困難である。
常、脱酸、脱硫等の精錬操作ができないため、特に上記
高Crステンレス鋼の場合には、鋼粉中の酸素含有量が増
加し、後に粉末を熱間加工によって成形する際、熱間加
工性が低下し成形が困難となるとともに、鋼中介在物の
増加により清浄度が低下し耐食性も劣化するという問題
があった。実験室での試験と異なり、工業的規模での生
産の場合、鋼粉中の酸素含有量を低減させるには、雰囲
気調整ばかりでなく、配合原料の選択にも留意しなけれ
ばならず、実際上はそのような手段では困難である。
【０００６】さらに、上記Cr、Mo二相ステンレス鋼は、
前述したように、粉末法の適用により、金属間化合物析
出による脆化なしに成形体が得られるものの、成形後の
冷却時には、やはり金属間化合物が析出して脆化し、そ
の後の搬送および冷間加工が困難となるという問題があ
った。
前述したように、粉末法の適用により、金属間化合物析
出による脆化なしに成形体が得られるものの、成形後の
冷却時には、やはり金属間化合物が析出して脆化し、そ
の後の搬送および冷間加工が困難となるという問題があ
った。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】ここで、本発明の目的
は、粉末法によって得られる高Cr、Mo二相ステンレス鋼
において、粉末中酸素量増加に伴う加工性と耐食性低下
を防止し、さらに成形後の冷却時の金属間化合物析出に
伴う脆化を防止した、靱性と加工性とに優れた高耐食性
二相ステンレス鋼とその製造方法を提供することであ
る。
は、粉末法によって得られる高Cr、Mo二相ステンレス鋼
において、粉末中酸素量増加に伴う加工性と耐食性低下
を防止し、さらに成形後の冷却時の金属間化合物析出に
伴う脆化を防止した、靱性と加工性とに優れた高耐食性
二相ステンレス鋼とその製造方法を提供することであ
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上述の高
Cr、Mo二相ステンレス鋼の微量成分を調整することによ
って、上記課題を解決すべく、種々検討を行った。ま
ず、粉末の酸素量増加に対しては、溶湯中すなわち鋼中
の脱酸成分であるSi、Alが影響し、これらを増加すれば
酸素量低下につながると考えられるが、Si量の過剰量の
増加は脆化の原因である金属間化合物析出を促進し、ま
たAl量増加は本発明が対象とするような高窒素鋼では、
鋼中の窒化アルミニウム析出の原因となる。窒化アルミ
ニウムは鋼の清浄度を低下させるのみならず、耐食性向
上に効果のある固溶窒素量を低下させるため好ましくな
い。従って、従来は固溶窒素の低下を抑制する等の理由
から、Alは配合されていないが、配合するとしても0.01
％未満が配合されるに過ぎなかった。
Cr、Mo二相ステンレス鋼の微量成分を調整することによ
って、上記課題を解決すべく、種々検討を行った。ま
ず、粉末の酸素量増加に対しては、溶湯中すなわち鋼中
の脱酸成分であるSi、Alが影響し、これらを増加すれば
酸素量低下につながると考えられるが、Si量の過剰量の
増加は脆化の原因である金属間化合物析出を促進し、ま
たAl量増加は本発明が対象とするような高窒素鋼では、
鋼中の窒化アルミニウム析出の原因となる。窒化アルミ
ニウムは鋼の清浄度を低下させるのみならず、耐食性向
上に効果のある固溶窒素量を低下させるため好ましくな
い。従って、従来は固溶窒素の低下を抑制する等の理由
から、Alは配合されていないが、配合するとしても0.01
％未満が配合されるに過ぎなかった。
【０００９】一方、成形後の冷却時の金属間化合物析出
は、冷却がゆっくりと行われるためであって、かかる緩
冷却による金属化合物析出は主としてCr、MoおよびSiが
影響し、その析出防止にはそれらの配合量の低減が効果
あると考えられるが、Cr、Moは耐食性に必須の元素であ
り減じることは好ましくない。Si減少も酸素量の低減効
果を確保するには好ましくない。
は、冷却がゆっくりと行われるためであって、かかる緩
冷却による金属化合物析出は主としてCr、MoおよびSiが
影響し、その析出防止にはそれらの配合量の低減が効果
あると考えられるが、Cr、Moは耐食性に必須の元素であ
り減じることは好ましくない。Si減少も酸素量の低減効
果を確保するには好ましくない。
【００１０】そこで、Siが酸素量低減そして金属間化合
物析出減少のいずれにも関係することに着目し、そのど
ちらへの影響が強いかを検討したところ、金属間化合物
析出抑制効果へのSi低減効果が大きいことを知り、また
Al配合の不都合もこのSi低減効果によって粉末法では問
題にならないことを知り、SiとAlとの適正配合範囲の存
在の可能性に着目した。
物析出減少のいずれにも関係することに着目し、そのど
ちらへの影響が強いかを検討したところ、金属間化合物
析出抑制効果へのSi低減効果が大きいことを知り、また
Al配合の不都合もこのSi低減効果によって粉末法では問
題にならないことを知り、SiとAlとの適正配合範囲の存
在の可能性に着目した。
【００１１】以上のような知見をもとに、本発明者ら
は、鋼中SiおよびAl量を種々変化させ酸素量増加、窒化
アルミニウム析出に伴う耐食性低下、金属間化合物析出
に伴う脆化挙動について検討し、その結果、従来脱酸
材として添加されてきたSiに代えて、Alを脱酸材として
用いることでSi量を大幅に減少させることができ、その
結果、成形加工後の冷却時の金属間化合物析出を防止で
きること、Al添加による窒化アルミニウムの析出はAl
量を適正量に制限することによって防止できること、そ
してそれらの相乗的効果として緩冷却時の金属間化合
物生成がより一層効果的に抑制されること知り、本発明
を完成した。つまり、本発明者は、SiおよびAl量を最適
な値に調整することにより、前述の課題が解決されるこ
とを見い出し、本発明を完成した。
は、鋼中SiおよびAl量を種々変化させ酸素量増加、窒化
アルミニウム析出に伴う耐食性低下、金属間化合物析出
に伴う脆化挙動について検討し、その結果、従来脱酸
材として添加されてきたSiに代えて、Alを脱酸材として
用いることでSi量を大幅に減少させることができ、その
結果、成形加工後の冷却時の金属間化合物析出を防止で
きること、Al添加による窒化アルミニウムの析出はAl
量を適正量に制限することによって防止できること、そ
してそれらの相乗的効果として緩冷却時の金属間化合
物生成がより一層効果的に抑制されること知り、本発明
を完成した。つまり、本発明者は、SiおよびAl量を最適
な値に調整することにより、前述の課題が解決されるこ
とを見い出し、本発明を完成した。
【００１２】ここに、本発明の要旨とするところは、重
量％で、 Ｃ:0.03 ％以下、Si:0.4％以下、Mg:2％以下、Cr:26 〜
30％、Ni:5.0〜9.0 ％、 Mo:3.0〜4.5 ％、Ｎ:0.10 〜
0.35％、Al:0.01 〜0.04％を含有し、必要に応じ、さら
に、Cu、Ｗの１種あるいは２種を合計で0.05〜3.0 ％お
よび／またはCa、Ｂ、Ceの１種あるいは２種以上を合計
で0.001 〜0.01％を含有し、残部Feおよび不可避的不純
物より成り、不純物中Ｐ:0.03 ％以下、Ｓ:0.004％以
下、酸素:0.015％以下であり、下記(1) 式を満足する鋼
組成を有する靱性と加工性に優れた高耐食二相ステンレ
ス鋼である。
量％で、 Ｃ:0.03 ％以下、Si:0.4％以下、Mg:2％以下、Cr:26 〜
30％、Ni:5.0〜9.0 ％、 Mo:3.0〜4.5 ％、Ｎ:0.10 〜
0.35％、Al:0.01 〜0.04％を含有し、必要に応じ、さら
に、Cu、Ｗの１種あるいは２種を合計で0.05〜3.0 ％お
よび／またはCa、Ｂ、Ceの１種あるいは２種以上を合計
で0.001 〜0.01％を含有し、残部Feおよび不可避的不純
物より成り、不純物中Ｐ:0.03 ％以下、Ｓ:0.004％以
下、酸素:0.015％以下であり、下記(1) 式を満足する鋼
組成を有する靱性と加工性に優れた高耐食二相ステンレ
ス鋼である。
【００１３】 −1.5 ≦PBI ≦1.5 ・・・(1) ここで、PBI ＝14× (Nieq−0.61×Creq＋2.8)／( Creq−6) Nieq＝Ni＋0.5 ×Mn＋30×(C+N)(％) Creq＝Cr＋1.5 ×Si＋Mo (％) さらに、別の面からは、本発明は、上記のいずれかの鋼
組成を有する鋼粉を金属製容器内に充填した後、密封
し、該鋼粉を中に入れたまま、前記金属製容器を熱間加
工により、または熱間および冷間での加工の組合わせに
より高密度化することを特徴とする靱性と加工性に優れ
た高耐食二相ステンレス鋼の製造方法である。
組成を有する鋼粉を金属製容器内に充填した後、密封
し、該鋼粉を中に入れたまま、前記金属製容器を熱間加
工により、または熱間および冷間での加工の組合わせに
より高密度化することを特徴とする靱性と加工性に優れ
た高耐食二相ステンレス鋼の製造方法である。
【００１４】
【作用】次に、本発明において上述のようにその鋼組成
範囲を限定した理由について説明する。
範囲を限定した理由について説明する。
【００１５】Ｃ:Ｃは、通常、固溶化状態では性能に影
響しないが、溶接部で主としてCr炭化物として析出し、
耐食性および靱性を劣化させるので、その配合量は低減
する必要があり、0.03重量％以下とした。
響しないが、溶接部で主としてCr炭化物として析出し、
耐食性および靱性を劣化させるので、その配合量は低減
する必要があり、0.03重量％以下とした。
【００１６】Si:Siは、脱酸用元素として必要である
が、前述したように金属間化合物析出脆化を加速する元
素である。本発明では脆化促進の観点からSiは0.4 重量
％以下とする。0.4 重量％超では成形後の加工工程で金
属間化合物析出により脆化するからである。好ましく
は、0.3％以下である。
が、前述したように金属間化合物析出脆化を加速する元
素である。本発明では脆化促進の観点からSiは0.4 重量
％以下とする。0.4 重量％超では成形後の加工工程で金
属間化合物析出により脆化するからである。好ましく
は、0.3％以下である。
【００１７】Mn:Mnは、脱酸用元素として必要である
が、過剰に添加するとMnS となり耐食性を劣化させるた
め２重量％以下とした。
が、過剰に添加するとMnS となり耐食性を劣化させるた
め２重量％以下とした。
【００１８】Cr:Cr濃度は高いほど耐食性は改善される
が、30.0重量％を越えると経済的であるという二相ステ
ンレス鋼としての良さが失われるだけでなく、本発明に
よっても金属間化合物析出脆化により製造が困難とな
る。また溶接部の靱性も著しく劣化する。他方、Cr濃度
が26.0重量％未満では従来の溶製法での製造が可能とな
り、かつ耐食性において既存の25％Cr系二相ステンレス
鋼とかわらない。よって、Cr濃度の下限を26.0重量％と
した。好ましくは27.5〜29.0重量％である。
が、30.0重量％を越えると経済的であるという二相ステ
ンレス鋼としての良さが失われるだけでなく、本発明に
よっても金属間化合物析出脆化により製造が困難とな
る。また溶接部の靱性も著しく劣化する。他方、Cr濃度
が26.0重量％未満では従来の溶製法での製造が可能とな
り、かつ耐食性において既存の25％Cr系二相ステンレス
鋼とかわらない。よって、Cr濃度の下限を26.0重量％と
した。好ましくは27.5〜29.0重量％である。
【００１９】Ni:Niは耐食性を向上させる上で有効であ
り、また、オーステナイト形成能力が大きいため、本発
明により製造される鋼を二相組織とする上からも適正量
添加する必要がある。Niが５重量％未満では良好な組
織、性能が得られず、またNiが9.0重量％超では溶接部
で金属間化合物析出が脆化し良好な靱性が得られない。
好ましくは6.0 〜8.0 重量％である。
り、また、オーステナイト形成能力が大きいため、本発
明により製造される鋼を二相組織とする上からも適正量
添加する必要がある。Niが５重量％未満では良好な組
織、性能が得られず、またNiが9.0重量％超では溶接部
で金属間化合物析出が脆化し良好な靱性が得られない。
好ましくは6.0 〜8.0 重量％である。
【００２０】Mo:MoはCr、Niと並んで耐食性を改善する
重要な元素である。本発明における目的である耐食性を
確保するためには、3.0 重量％以上必要である。Mo濃度
が高いほど耐食性は改善されるが、Moが4.5 重量％超で
は、金属間化合物析出脆化により本発明によっても製造
が困難となるため、上限を4.5 重量％と定めた。好まし
くは3.5 〜4.5 重量％である。
重要な元素である。本発明における目的である耐食性を
確保するためには、3.0 重量％以上必要である。Mo濃度
が高いほど耐食性は改善されるが、Moが4.5 重量％超で
は、金属間化合物析出脆化により本発明によっても製造
が困難となるため、上限を4.5 重量％と定めた。好まし
くは3.5 〜4.5 重量％である。
【００２１】Ｎ：ＮはNiとならんで有効なオーステナイ
ト形成元素、かつ耐食性を改善する元素であり、本発明
においてはＮを積極的に含有させる。Ｎを含有させるこ
とによって高温でのオーステナイト相の生成が促進さ
れ、溶接部の耐食性が向上する。Ｎ含有量が0.10重量％
未満ではＮ添加の効果が顕著とならず、一方、0.35重量
％超では過剰のＮ添加により溶接部でクロム窒化物が析
出し、逆に耐食性が劣化する。
ト形成元素、かつ耐食性を改善する元素であり、本発明
においてはＮを積極的に含有させる。Ｎを含有させるこ
とによって高温でのオーステナイト相の生成が促進さ
れ、溶接部の耐食性が向上する。Ｎ含有量が0.10重量％
未満ではＮ添加の効果が顕著とならず、一方、0.35重量
％超では過剰のＮ添加により溶接部でクロム窒化物が析
出し、逆に耐食性が劣化する。
【００２２】Al:Alは前述したように脱酸作用を有する
一方で、過剰に添加すると窒化アルミニウムが鋼中に析
出し組織上好ましくないと同時に固溶Ｎが減少すること
により耐食性が劣化する。本発明ではAl量としては0.01
〜0.04重量％とする。0.01重量％未満では酸素量の増加
により性能が劣化し、また0.04重量％超では窒化アルミ
ニウムが析出するからである。好ましくは0.02〜0.03重
量％である。
一方で、過剰に添加すると窒化アルミニウムが鋼中に析
出し組織上好ましくないと同時に固溶Ｎが減少すること
により耐食性が劣化する。本発明ではAl量としては0.01
〜0.04重量％とする。0.01重量％未満では酸素量の増加
により性能が劣化し、また0.04重量％超では窒化アルミ
ニウムが析出するからである。好ましくは0.02〜0.03重
量％である。
【００２３】Ｐ、Ｓ、Ｏ：不純物中Ｐは0.03重量％超で
は溶接高温割れ性が劣化するため0.03重量％以下とす
る。ＳはMnS を形成し、さらに熱間加工性を低下させ
る。この作用は0.004重量％以下で顕著となるため0.004
重量％以下とする。Ｏ（酸素）は酸化物系介在物とし
て鋼の清浄度を低下させる。0.015 重量％超で清浄度劣
化が著しいため0.015 重量％以下とする。
は溶接高温割れ性が劣化するため0.03重量％以下とす
る。ＳはMnS を形成し、さらに熱間加工性を低下させ
る。この作用は0.004重量％以下で顕著となるため0.004
重量％以下とする。Ｏ（酸素）は酸化物系介在物とし
て鋼の清浄度を低下させる。0.015 重量％超で清浄度劣
化が著しいため0.015 重量％以下とする。
【００２４】Cu、Ｗ：Cu、Ｗは任意添加成分であって、
必要によって一種または二種添加されるが、非酸化性酸
中での耐食性向上効果があり、合計添加量0.05重量％以
上で効果が表れ、合計添加量3.0 重量％超ではその効果
が飽和する傾向があるため、その１種あるいは２種を合
計で0.05〜3.0 重量％添加する。
必要によって一種または二種添加されるが、非酸化性酸
中での耐食性向上効果があり、合計添加量0.05重量％以
上で効果が表れ、合計添加量3.0 重量％超ではその効果
が飽和する傾向があるため、その１種あるいは２種を合
計で0.05〜3.0 重量％添加する。
【００２５】Ca、Ｂ、Ce：Ca、Ｂ、Ceは鋼の熱間加工性
を向上させる元素であり、所望により一種または二種以
上添加される。しかし、合計添加量0.001 重量％未満で
は効果がなく、0.01重量％超では逆に耐食性を劣化させ
るため、必要に応じ、その１種あるいは２種以上を合計
で0.001 〜0.01重量％添加させる。
を向上させる元素であり、所望により一種または二種以
上添加される。しかし、合計添加量0.001 重量％未満で
は効果がなく、0.01重量％超では逆に耐食性を劣化させ
るため、必要に応じ、その１種あるいは２種以上を合計
で0.001 〜0.01重量％添加させる。
【００２６】また、本発明にかかる二相ステンレス鋼に
おいては、フェライト相に対するオーステナイト相の割
合を40〜60％ (体積％) の適正値に保つうえから、(1)
式を満足するように鋼中のＣ、Ｎ、Cr、Ni、Mo、Si、M
n、Cu、Ｗの各含有量を規制する。
おいては、フェライト相に対するオーステナイト相の割
合を40〜60％ (体積％) の適正値に保つうえから、(1)
式を満足するように鋼中のＣ、Ｎ、Cr、Ni、Mo、Si、M
n、Cu、Ｗの各含有量を規制する。
【００２７】 −1.5 ≦PBI ≦1.5 ・・・ (1) ここで、PBI ＝14× (Nieq−0.61×Creq＋2.8)／( Creq−6) Nieq＝Ni＋0.5 ×Mn＋30×(C+N)(重量％) Creq＝Cr＋1.5 ×Si＋Mo (重量％) これは、−1.5 未満ではフェライト相が過剰、1.5 超で
はオーステナイト相が過剰となり目的とする耐食性、靱
性が得られないからである。望ましくは−１〜１であ
る。
はオーステナイト相が過剰となり目的とする耐食性、靱
性が得られないからである。望ましくは−１〜１であ
る。
【００２８】本発明にかかる上述の二相ステンレス鋼の
製造に当たっては、いわゆる粉末法によるのであって、
所定の合金組成に各配合元素を調整するか、従来法で製
造可能な低Cr、Mo二相ステンレス鋼を再溶解用母合金と
してこれに所定量のCr、Mo等を添加することにより、溶
解法によって溶湯を得る。これをアトマイズ法によって
粉末化するのである。このようにして得られた鋼粉末
は、金属製容器内に充填した後、密封し、該鋼粉を中に
入れたまま、前記金属製容器を熱間加工により、または
熱間および冷間での加工の組合わせにより高密度化する
のである。かかる加工法自体すでに公知であって、本発
明にあってもそれら公知の方法をそのまま採用すればよ
いのであって、特に制限はない。
製造に当たっては、いわゆる粉末法によるのであって、
所定の合金組成に各配合元素を調整するか、従来法で製
造可能な低Cr、Mo二相ステンレス鋼を再溶解用母合金と
してこれに所定量のCr、Mo等を添加することにより、溶
解法によって溶湯を得る。これをアトマイズ法によって
粉末化するのである。このようにして得られた鋼粉末
は、金属製容器内に充填した後、密封し、該鋼粉を中に
入れたまま、前記金属製容器を熱間加工により、または
熱間および冷間での加工の組合わせにより高密度化する
のである。かかる加工法自体すでに公知であって、本発
明にあってもそれら公知の方法をそのまま採用すればよ
いのであって、特に制限はない。
【００２９】熱間および冷間での具体的な加工方法とし
ては、熱間静水圧法、冷間静水圧法、熱間押出し、熱間
鍛造、熱間圧延、冷間抽伸、冷間圧延などがある。熱間
および冷間での加工方法の具体的な組合せとしては、熱
間静水圧法＋熱間押出し、熱間静水圧法＋熱間圧延、冷
間静水圧法＋熱間押出し、冷間静水圧法＋熱間鍛造＋熱
間圧延法およびその後に、それぞれ冷間圧延を実施する
方法がある。要するに、焼結のみによって製造される以
上の高密度化が図られている以上、いずれの熱間および
／または冷間での加工も、本発明に含まれる。
ては、熱間静水圧法、冷間静水圧法、熱間押出し、熱間
鍛造、熱間圧延、冷間抽伸、冷間圧延などがある。熱間
および冷間での加工方法の具体的な組合せとしては、熱
間静水圧法＋熱間押出し、熱間静水圧法＋熱間圧延、冷
間静水圧法＋熱間押出し、冷間静水圧法＋熱間鍛造＋熱
間圧延法およびその後に、それぞれ冷間圧延を実施する
方法がある。要するに、焼結のみによって製造される以
上の高密度化が図られている以上、いずれの熱間および
／または冷間での加工も、本発明に含まれる。
【００３０】
【実施例】実施例１ 種々の化学組成を含有する平均粒径150 〜500 μm の鋼
粉を直径80mm高さ200mmの円筒状の軟鋼製容器（カプセ
ル）に充填し、常温でこの容器内を真空脱気した後、冷
間静水圧プレスにより高密度化した。この容器を1200℃
に加熱し熱間押出し法により、直径25mmの棒に成形し
た。この棒を熱間圧延により厚さ７mmの板材とし、1100
℃に30分保持後水冷の固溶化熱処理を施した。
粉を直径80mm高さ200mmの円筒状の軟鋼製容器（カプセ
ル）に充填し、常温でこの容器内を真空脱気した後、冷
間静水圧プレスにより高密度化した。この容器を1200℃
に加熱し熱間押出し法により、直径25mmの棒に成形し
た。この棒を熱間圧延により厚さ７mmの板材とし、1100
℃に30分保持後水冷の固溶化熱処理を施した。
【００３１】このようにして得た板材の化学分析を行う
とともに、その性能を以下の試験により評価した。塩化
物含有環境下での耐孔食性は、100 ℃の表３に示す組成
でpH８の人工海水(ASTM-D1141-52)中での孔食電位によ
り評価した。靱性は、厚さ５mmのＶ型切欠き付試験片(J
IS-Z2202 4号相当) を用い、０℃でのシャルピー衝撃値
により評価した。
とともに、その性能を以下の試験により評価した。塩化
物含有環境下での耐孔食性は、100 ℃の表３に示す組成
でpH８の人工海水(ASTM-D1141-52)中での孔食電位によ
り評価した。靱性は、厚さ５mmのＶ型切欠き付試験片(J
IS-Z2202 4号相当) を用い、０℃でのシャルピー衝撃値
により評価した。
【００３２】また、金属間化合物析出に伴う脆化特性
は、供試材に熱間加工後の緩冷却を模擬した図１の熱処
理 (金属間化合物析出促進熱処理) を施した後、上記と
同様のシャルピー衝撃値により評価した。さらに、非酸
化性酸中での耐食性は、80℃の２％塩酸中での浸漬試験
における腐食速度より、また熱間加工性は1100℃での引
張試験における絞り値により評価した。これらの結果を
表１、表２に示す。
は、供試材に熱間加工後の緩冷却を模擬した図１の熱処
理 (金属間化合物析出促進熱処理) を施した後、上記と
同様のシャルピー衝撃値により評価した。さらに、非酸
化性酸中での耐食性は、80℃の２％塩酸中での浸漬試験
における腐食速度より、また熱間加工性は1100℃での引
張試験における絞り値により評価した。これらの結果を
表１、表２に示す。
【００３３】本発明による鋼 (No.1、2)は、良好な靱
性、耐孔食性を有しており、さらにCu、Ｗ添加鋼 (No.3
〜5 、11、12) においては非酸化性酸中での耐食性が、
Ca、Ｂ、Ce添加鋼 (No.6〜12) においては熱間加工性が
それぞれ向上した。これに対し、Si、Al含有量が不適切
な鋼(No.13〜16) およびPBI 値が不適切な鋼(No.17、1
8) では、良好な靱性、耐孔食性は得られなかった。
性、耐孔食性を有しており、さらにCu、Ｗ添加鋼 (No.3
〜5 、11、12) においては非酸化性酸中での耐食性が、
Ca、Ｂ、Ce添加鋼 (No.6〜12) においては熱間加工性が
それぞれ向上した。これに対し、Si、Al含有量が不適切
な鋼(No.13〜16) およびPBI 値が不適切な鋼(No.17、1
8) では、良好な靱性、耐孔食性は得られなかった。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】実施例２ 本例では、表１のNo.1の鋼を基本組成として、Si量およ
びAl量を種々変えたときの耐食性への影響および脆化発
生の傾向を評価した。試験操作自体は実施例１を繰り返
した。結果は、図２および図３にグラフで示す。なお、
各点の上下方向線は試験数３のmax 、min で所謂バラツ
キ範囲を示し、本発明範囲外のものが下方バラツキの大
きいことを示している。これらの結果からも分かるよう
に、Si量の減少とAl量配合によって予想外の相乗効果が
得られる。
びAl量を種々変えたときの耐食性への影響および脆化発
生の傾向を評価した。試験操作自体は実施例１を繰り返
した。結果は、図２および図３にグラフで示す。なお、
各点の上下方向線は試験数３のmax 、min で所謂バラツ
キ範囲を示し、本発明範囲外のものが下方バラツキの大
きいことを示している。これらの結果からも分かるよう
に、Si量の減少とAl量配合によって予想外の相乗効果が
得られる。
【００３８】
【発明の効果】以上述べたように、本発明により靱性と
加工性に優れた高耐食二相ステンレス鋼が実現でき、そ
の工業的価値は極めて大きい。
加工性に優れた高耐食二相ステンレス鋼が実現でき、そ
の工業的価値は極めて大きい。
【図１】金属間化合物析出による脆化挙動を調査するた
めに行った熱処理パターンである。
めに行った熱処理パターンである。
【図２】実施例の結果をまとめて示すグラフである。
【図３】実施例の結果をまとめて示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ:0.03 ％以下、Si:0.4％以下、Mn:2％以下、Cr:26 〜
30％、Ni:5.0〜9.0 ％、 Mo:3.0〜4.5 ％、Ｎ:0.10 〜
0.35％、Al:0.01 〜0.04％、 残部Feおよび不可避的不純物より成り、上記不可避不純
物中、Ｐ:0.03 ％以下、Ｓ:0.004％以下、酸素:0.015％
以下であり、下記(1) 式を満足する鋼組成を有する、靱
性と加工性に優れた高耐食二相ステンレス鋼。 −1.5 ≦PBI ≦1.5 ・・・(1) ここで、PBI ＝14× (Nieq−0.61×Creq＋2.8)／( Creq−6) Nieq＝Ni＋0.5 ×Mn＋30×(C+N)(％) Creq＝Cr＋1.5 ×Si＋Mo (％) - 【請求項２】 さらに、CuおよびＷの１種あるいは２種
を合計で0.05〜3.0重量％を含有する請求項１記載の二
相ステンレス鋼。 - 【請求項３】 さらに、Ca、Ｂ、およびCeの１種あるい
は２種以上を合計で0.001 〜0.01重量％を含有する請求
項１または２記載の二相ステンレス鋼。 - 【請求項４】 請求項１から３に記載のいずれかの鋼組
成を有する鋼粉を金属製容器内に充填した後、密封し、
該鋼粉を中に入れたまま、前記金属製容器を熱間加工に
より、または熱間および冷間での加工の組合わせにより
高密度化することを特徴とする靱性と加工性に優れた高
耐食二相ステンレス鋼の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP25185891A JP3227734B2 (ja) | 1991-09-30 | 1991-09-30 | 高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法 |
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| EP92402664A EP0534864B1 (en) | 1991-09-30 | 1992-09-29 | Duplex stainless steel having improved corrosion resistance and process for the production thereof |
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|---|---|---|---|
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0593246A true JPH0593246A (ja) | 1993-04-16 |
| JP3227734B2 JP3227734B2 (ja) | 2001-11-12 |
Family
ID=17228972
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25185891A Expired - Fee Related JP3227734B2 (ja) | 1991-09-30 | 1991-09-30 | 高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5284530A (ja) |
| EP (1) | EP0534864B1 (ja) |
| JP (1) | JP3227734B2 (ja) |
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| JP2006519314A (ja) * | 2003-03-02 | 2006-08-24 | サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ | 海水装置に使用する２相ステンレス鋼 |
| JP2006519313A (ja) * | 2003-03-02 | 2006-08-24 | サンドビック インテレクチュアル プロパティー ハンデルスボラーグ | 海水装置に使用する２相ステンレス鋼 |
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