JPH10317104A - 耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPH10317104A JPH10317104A JP12765697A JP12765697A JPH10317104A JP H10317104 A JPH10317104 A JP H10317104A JP 12765697 A JP12765697 A JP 12765697A JP 12765697 A JP12765697 A JP 12765697A JP H10317104 A JPH10317104 A JP H10317104A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、耐応力腐食割れ性の優れたオース
テナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 結晶粒界近傍のＣｒ欠乏層形成の抑制を
目的として、あらかじめ粒界近傍に鋼材全体平均の１．
３倍以上のＣｒ濃化層を形成させることにより、耐粒界
応力腐食割れ性に優れたステンレス鋼を提供する。ま
た、この鋼の製造方法として、９５０℃以上で１０％以
上圧下した鋼片を１１００℃から１３００℃の温度範囲
で加熱し、Ｃｒを均質化し、鍛造あるいは圧延により鋼
板とした後、炭化物析出処理時間と溶体化処理時間を制
御することにより粒界近傍のＣｒ濃度を高める方法を提
供する。
テナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 結晶粒界近傍のＣｒ欠乏層形成の抑制を
目的として、あらかじめ粒界近傍に鋼材全体平均の１．
３倍以上のＣｒ濃化層を形成させることにより、耐粒界
応力腐食割れ性に優れたステンレス鋼を提供する。ま
た、この鋼の製造方法として、９５０℃以上で１０％以
上圧下した鋼片を１１００℃から１３００℃の温度範囲
で加熱し、Ｃｒを均質化し、鍛造あるいは圧延により鋼
板とした後、炭化物析出処理時間と溶体化処理時間を制
御することにより粒界近傍のＣｒ濃度を高める方法を提
供する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は耐粒界応力腐食割れ
性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製
造方法に関するものである。
性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高温高圧水中環境等で使用されるオース
テナイト系ステンレス鋼においては、耐粒界応力腐食割
れ性が重要視される。この粒界腐食は、粒界へのＣｒ系
炭化物析出にともなうＣｒの欠乏層により生じることが
知られている。このため、この炭化物の析出を防止する
には、例えばステンレス鋼便覧（平成７年１月２４日発
行）の２６９ページ「４）高温水」の部分に示されてい
るように、炭素（Ｃ）量を低減することが有効とされて
いる。
テナイト系ステンレス鋼においては、耐粒界応力腐食割
れ性が重要視される。この粒界腐食は、粒界へのＣｒ系
炭化物析出にともなうＣｒの欠乏層により生じることが
知られている。このため、この炭化物の析出を防止する
には、例えばステンレス鋼便覧（平成７年１月２４日発
行）の２６９ページ「４）高温水」の部分に示されてい
るように、炭素（Ｃ）量を低減することが有効とされて
いる。
【０００３】しかしながら、Ｃのオーステナイト系ステ
ンレス鋼中への固溶度は極めて小さく、例えば６００℃
では数ppm にすぎない。現行の工業規模での精錬技術で
はＣ量を０．０１％以下にすることは困難であるため、
わずかではあるが６００℃においても過飽和なＣが存在
することになる。したがって、熱処理後の冷却中あるい
は溶接時に粒界にＣｒ系炭化物の析出が生じる可能性が
残る。これは粒界近傍にＣｒの欠乏層を形成することに
つながるものであり、材料の寿命に制限を加える要因と
なる。
ンレス鋼中への固溶度は極めて小さく、例えば６００℃
では数ppm にすぎない。現行の工業規模での精錬技術で
はＣ量を０．０１％以下にすることは困難であるため、
わずかではあるが６００℃においても過飽和なＣが存在
することになる。したがって、熱処理後の冷却中あるい
は溶接時に粒界にＣｒ系炭化物の析出が生じる可能性が
残る。これは粒界近傍にＣｒの欠乏層を形成することに
つながるものであり、材料の寿命に制限を加える要因と
なる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】このように従来鋼は、
熱処理後の冷却中あるいは溶接時に粒界にＣｒ系炭化物
の析出を生じ、Ｃｒ欠乏による粒界応力腐食割れの可能
性を残すものである。本発明はこのような従来の問題点
を解消するものであり、溶接等による加熱にともなうＣ
ｒ欠乏の形成を抑制できる耐粒界応力腐食割れ性に優れ
たオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を
提供することにある。
熱処理後の冷却中あるいは溶接時に粒界にＣｒ系炭化物
の析出を生じ、Ｃｒ欠乏による粒界応力腐食割れの可能
性を残すものである。本発明はこのような従来の問題点
を解消するものであり、溶接等による加熱にともなうＣ
ｒ欠乏の形成を抑制できる耐粒界応力腐食割れ性に優れ
たオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を
提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の原因は、鋼中に存
在するＣが熱処理後の冷却中あるいは溶接時に結晶粒界
にＣｒ系炭化物として析出することに関係している。す
なわち、粒界に析出するＣｒ系炭化物は粒界近傍にＣｒ
欠乏層を形成し、粒界応力腐食の原因となることが知ら
れている。このためＣ量を低減し析出を抑制することが
行われている。しかしながら、ステンレス鋼の低Ｃ化に
は限界があり、ＶＯＤ等の真空精錬技術の発達によりＣ
量は大幅に低減されてきたものの、数ppm と言われてい
る。ＥＢ溶解等の手段により極低Ｃ化することは可能で
あるが、著しく高い費用を要するので通常の製造工程に
おいて６００℃におけるＣの溶解度以下にすることは不
可能である。
在するＣが熱処理後の冷却中あるいは溶接時に結晶粒界
にＣｒ系炭化物として析出することに関係している。す
なわち、粒界に析出するＣｒ系炭化物は粒界近傍にＣｒ
欠乏層を形成し、粒界応力腐食の原因となることが知ら
れている。このためＣ量を低減し析出を抑制することが
行われている。しかしながら、ステンレス鋼の低Ｃ化に
は限界があり、ＶＯＤ等の真空精錬技術の発達によりＣ
量は大幅に低減されてきたものの、数ppm と言われてい
る。ＥＢ溶解等の手段により極低Ｃ化することは可能で
あるが、著しく高い費用を要するので通常の製造工程に
おいて６００℃におけるＣの溶解度以下にすることは不
可能である。
【０００６】本発明者等は粒界に析出したＣｒ炭化物の
固溶過程を調査した。その結果、溶体化温度での加熱に
よりＣｒ炭化物が消滅するが保持時間が短い場合には粒
界および粒界近傍のＣｒ濃度が高いことを見出した。こ
の理由は、Ｃに比べＣｒの拡散が遅いためＣｒ炭化物の
固溶後もその近傍にＣｒが残留するためであると考えら
れる。このような粒界および粒界近傍にＣｒが濃化した
材料の炭化物析出温度域への加熱による粒界応力腐食割
れ性を調査した。すなわち、０．０４５％Ｃ−０．６％
Ｓｉ−０．９％Ｍｎ−０．０１５％Ｐ−０．００１％Ｓ
−９．２％Ｎｉ−１８．５％Ｃｒ−０．０４１％Ｎ系の
粒界近傍のＣｒ濃度を変化させた試料を用い、６００
℃、１時間の加熱処理によりＣｒ炭化物を粒界に析出さ
せた後、その粒界応力腐食割れ性を調査した。図１は粒
界近傍のＣｒ濃度と３００℃高温水中における粒界応力
腐食割れ性の関係を示したもので、粒界近傍のＣｒ濃度
が２４％以上で粒界応力腐食割れが生じないことがわか
る。これは、粒界近傍にＣｒが濃化している場合にはそ
の後の加熱によるＣｒ炭化物析出によるＣｒ欠乏層の形
成が抑制されるためと考えられる。
固溶過程を調査した。その結果、溶体化温度での加熱に
よりＣｒ炭化物が消滅するが保持時間が短い場合には粒
界および粒界近傍のＣｒ濃度が高いことを見出した。こ
の理由は、Ｃに比べＣｒの拡散が遅いためＣｒ炭化物の
固溶後もその近傍にＣｒが残留するためであると考えら
れる。このような粒界および粒界近傍にＣｒが濃化した
材料の炭化物析出温度域への加熱による粒界応力腐食割
れ性を調査した。すなわち、０．０４５％Ｃ−０．６％
Ｓｉ−０．９％Ｍｎ−０．０１５％Ｐ−０．００１％Ｓ
−９．２％Ｎｉ−１８．５％Ｃｒ−０．０４１％Ｎ系の
粒界近傍のＣｒ濃度を変化させた試料を用い、６００
℃、１時間の加熱処理によりＣｒ炭化物を粒界に析出さ
せた後、その粒界応力腐食割れ性を調査した。図１は粒
界近傍のＣｒ濃度と３００℃高温水中における粒界応力
腐食割れ性の関係を示したもので、粒界近傍のＣｒ濃度
が２４％以上で粒界応力腐食割れが生じないことがわか
る。これは、粒界近傍にＣｒが濃化している場合にはそ
の後の加熱によるＣｒ炭化物析出によるＣｒ欠乏層の形
成が抑制されるためと考えられる。
【０００７】このような粒界近傍へのＣｒ濃化層の形成
はＣｒ炭化物の粒界析出処理とその後の溶体化熱処理を
調整することにより制御することができることを見出し
た。すなわち、十分な量のＣｒ炭化物を粒界に先ず析出
させ、その後、溶体化熱処理条件をＣｒ炭化物は固溶さ
せるがＣｒ濃化域が残留する範囲に制御することであ
る。さらに、全粒界にわたり均一にＣｒ農化部を形成す
るためにはＣｒ濃度の変動を小さくしておく必要がある
が、これは凝固組織の破壊と鋼片の均質化熱処理の組み
合わせにより達成できる。
はＣｒ炭化物の粒界析出処理とその後の溶体化熱処理を
調整することにより制御することができることを見出し
た。すなわち、十分な量のＣｒ炭化物を粒界に先ず析出
させ、その後、溶体化熱処理条件をＣｒ炭化物は固溶さ
せるがＣｒ濃化域が残留する範囲に制御することであ
る。さらに、全粒界にわたり均一にＣｒ農化部を形成す
るためにはＣｒ濃度の変動を小さくしておく必要がある
が、これは凝固組織の破壊と鋼片の均質化熱処理の組み
合わせにより達成できる。
【０００８】本発明は、以上のような知見に基づいてな
されたものであって、その要旨とするところは、以下の
通りである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０３０〜０．０８０％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：３．０％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｎ ：０．１５％以下、 Ｎｉ：６〜１６％、 Ｃｒ：１５〜２２％、 必要に応じて、 Ｍｏ：３．０％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、粒
界および粒界の両側０．０１μｍ以内におけるＣｒの濃
度が平均値の１．３倍以上であることを特徴とする、耐
粒界応力腐食割れ腐食性に優れたオーステナイト系ステ
ンレス鋼。 （２）重量％で、 Ｃ ：０．０３０〜０．０８０％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：３．０％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｎ ：０．１５％以下、 Ｎｉ：６〜１６％、 Ｃｒ：１５〜２２％、 必要に応じて、 Ｍｏ：３．０％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるステ
ンレス鋼の鋼塊あるいは連続鋳造鋳片を、仕上げ温度９
５０℃以上で１０％以上の圧下を加えることにより製造
した鋼片を１１００〜１３００℃の範囲で２時間以上加
熱した後、圧延あるいは鍛造し、溶体化熱処理を施した
後、５５０〜８００℃の範囲において式１に規定される
時間・ｔ1 以上加熱した後、１０００〜１１００℃の範
囲で式２に規定される時間・ｔ2 の８０〜１００％の時
間加熱した後、３℃/sec以上の冷却速度にて冷却するこ
とを特徴とする耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法。 式１：ｔ1 ＝−０．０４Ｔ＋３２．２ 式２：ｔ2 ＝−０．００９Ｔ＋１０ ただし、ｔ1 ，ｔ2 ：時間（ｈｒ）、Ｔ：温度（℃）
されたものであって、その要旨とするところは、以下の
通りである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０３０〜０．０８０％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：３．０％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｎ ：０．１５％以下、 Ｎｉ：６〜１６％、 Ｃｒ：１５〜２２％、 必要に応じて、 Ｍｏ：３．０％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、粒
界および粒界の両側０．０１μｍ以内におけるＣｒの濃
度が平均値の１．３倍以上であることを特徴とする、耐
粒界応力腐食割れ腐食性に優れたオーステナイト系ステ
ンレス鋼。 （２）重量％で、 Ｃ ：０．０３０〜０．０８０％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：３．０％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｎ ：０．１５％以下、 Ｎｉ：６〜１６％、 Ｃｒ：１５〜２２％、 必要に応じて、 Ｍｏ：３．０％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるステ
ンレス鋼の鋼塊あるいは連続鋳造鋳片を、仕上げ温度９
５０℃以上で１０％以上の圧下を加えることにより製造
した鋼片を１１００〜１３００℃の範囲で２時間以上加
熱した後、圧延あるいは鍛造し、溶体化熱処理を施した
後、５５０〜８００℃の範囲において式１に規定される
時間・ｔ1 以上加熱した後、１０００〜１１００℃の範
囲で式２に規定される時間・ｔ2 の８０〜１００％の時
間加熱した後、３℃/sec以上の冷却速度にて冷却するこ
とを特徴とする耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法。 式１：ｔ1 ＝−０．０４Ｔ＋３２．２ 式２：ｔ2 ＝−０．００９Ｔ＋１０ ただし、ｔ1 ，ｔ2 ：時間（ｈｒ）、Ｔ：温度（℃）
【０００９】
【発明の実施の形態】先ず本発明の成分系において、Ｃ
は析出熱処理により結晶粒界にＣｒ炭化物として析出
し、その後の溶体化処理により粒界およびその近傍にＣ
ｒ濃度の高い領域を形成するために必要な元素であり、
そのためには０．０３０％以上必要である。一方、多量
の添加は炭化物の固溶を困難にするため望ましくないた
め上限を０．０８０％とした。
は析出熱処理により結晶粒界にＣｒ炭化物として析出
し、その後の溶体化処理により粒界およびその近傍にＣ
ｒ濃度の高い領域を形成するために必要な元素であり、
そのためには０．０３０％以上必要である。一方、多量
の添加は炭化物の固溶を困難にするため望ましくないた
め上限を０．０８０％とした。
【００１０】次に、ＳｉおよびＭｎはいずれも脱酸材と
して必要であるが、Ｓｉは２．０％を越えて過剰に存在
すると、また、Ｍｎは３．０％を越えて過剰に存在する
と熱間加工性を損なうことから前者は２．０％以下、後
者は３．０％以下とした。
して必要であるが、Ｓｉは２．０％を越えて過剰に存在
すると、また、Ｍｎは３．０％を越えて過剰に存在する
と熱間加工性を損なうことから前者は２．０％以下、後
者は３．０％以下とした。
【００１１】Ｐは粒界に偏析する傾向のある元素であ
り、粒界の耐食性を損なう可能性があるため、その上限
を０．０３％とした。
り、粒界の耐食性を損なう可能性があるため、その上限
を０．０３％とした。
【００１２】Ｎｉはオーステナイト生成元素として必須
の元素であり、フェライト形成元素であるＣｒ量に対し
成分平衡上オーステナイト組織にするための必要量は６
％から１６％の範囲である。
の元素であり、フェライト形成元素であるＣｒ量に対し
成分平衡上オーステナイト組織にするための必要量は６
％から１６％の範囲である。
【００１３】またＣｒは耐食性を向上させる元素であ
り、そのためには１５％以上を必要とするが、２２％を
越えると繰り返し溶接等の高温加熱による脆化が生じる
ため上限を２２％とした。
り、そのためには１５％以上を必要とするが、２２％を
越えると繰り返し溶接等の高温加熱による脆化が生じる
ため上限を２２％とした。
【００１４】ＮはＣと共にオーステナイト系ステンレス
鋼の強化元素である。ＮはＣに比べ溶解度が大きいこと
から、熱処理後の冷却中あるいは溶接時にも固溶状態で
安定して存在できる。したがって、Ｎを溶解度の範囲内
で使用すれば強化作用が期待でき、かつ窒化物による粒
界脆化等も生じないことになる。このような観点からＮ
量の上限を０．１５％とした。なお、下限を設けない理
由は、用途に応じてＮ量を変化させて強度を制御するた
めであるが、通常の工業規模溶製でのレベル０．０１％
が強いて言えば下限となる。
鋼の強化元素である。ＮはＣに比べ溶解度が大きいこと
から、熱処理後の冷却中あるいは溶接時にも固溶状態で
安定して存在できる。したがって、Ｎを溶解度の範囲内
で使用すれば強化作用が期待でき、かつ窒化物による粒
界脆化等も生じないことになる。このような観点からＮ
量の上限を０．１５％とした。なお、下限を設けない理
由は、用途に応じてＮ量を変化させて強度を制御するた
めであるが、通常の工業規模溶製でのレベル０．０１％
が強いて言えば下限となる。
【００１５】Ｍｏは耐食性を高める作用のある元素であ
り、必要に応じて添加する。その際３．０％を越えて添
加すると熱間変形抵抗を高めるため圧延あるいは鍛造が
困難になる。したがって、含有差せる場合は３．０％以
下とした。
り、必要に応じて添加する。その際３．０％を越えて添
加すると熱間変形抵抗を高めるため圧延あるいは鍛造が
困難になる。したがって、含有差せる場合は３．０％以
下とした。
【００１６】溶接等の再加熱によりＣｒ炭化物が析出し
た状態においても耐粒界応力腐食割れ性を確保するため
にはＣｒ欠乏層の形成を防止する必要がある。そのため
にはあらかじめ粒界およびその近傍のＣｒの濃度を高く
する必要がある。その量はＣｒ濃度の平均値の１．３倍
以上であれば炭化物の再析出によるＣｒ欠乏層の形成を
防止できる。なお、Ｃｒ濃度は薄膜試料を用い電子顕微
鏡・ＥＤＳ(Energy Dispersive Spectroscopy)により測
定した値である。
た状態においても耐粒界応力腐食割れ性を確保するため
にはＣｒ欠乏層の形成を防止する必要がある。そのため
にはあらかじめ粒界およびその近傍のＣｒの濃度を高く
する必要がある。その量はＣｒ濃度の平均値の１．３倍
以上であれば炭化物の再析出によるＣｒ欠乏層の形成を
防止できる。なお、Ｃｒ濃度は薄膜試料を用い電子顕微
鏡・ＥＤＳ(Energy Dispersive Spectroscopy)により測
定した値である。
【００１７】以上の化学成分範囲の鋼の凝固偏析を軽減
するため、先ず鋼塊あるいは連続鋳造鋳片の凝固組織破
壊を目的とする仕上げ温度９５０℃以上で１０％以上の
圧下により鋼片を製造する必要がある。この熱間加工は
後工程の均質化熱処理を効果的なものとするために不可
欠なものである。このようにして製造された鋼片を圧延
あるいは鍛造する前に、高温で加熱することによりＣｒ
の成分偏析を軽減する必要がある。このために必要な熱
処理は１１００℃以下では十分な拡散効果がえられない
ため１１００℃を下限とし、一方、１３００℃を越える
温度での加熱はデルタフェライト相の増加をまねき、か
えって成分変動を拡大させることになるため１３００℃
を上限とした。また、加熱時間については２時間未満で
は十分な均質化が行えないため、２時間以上とした。
するため、先ず鋼塊あるいは連続鋳造鋳片の凝固組織破
壊を目的とする仕上げ温度９５０℃以上で１０％以上の
圧下により鋼片を製造する必要がある。この熱間加工は
後工程の均質化熱処理を効果的なものとするために不可
欠なものである。このようにして製造された鋼片を圧延
あるいは鍛造する前に、高温で加熱することによりＣｒ
の成分偏析を軽減する必要がある。このために必要な熱
処理は１１００℃以下では十分な拡散効果がえられない
ため１１００℃を下限とし、一方、１３００℃を越える
温度での加熱はデルタフェライト相の増加をまねき、か
えって成分変動を拡大させることになるため１３００℃
を上限とした。また、加熱時間については２時間未満で
は十分な均質化が行えないため、２時間以上とした。
【００１８】粒界および粒界近傍のＣｒ濃度を高めるた
めの処理として、先ずＣｒ炭化物の析出のために５５０
〜８００℃の範囲で式１に示す時間以上の加熱が必要で
ある。なお、５５０℃以下では拡散が遅いため、また、
８００℃以上でもＣの過飽和度が小さくなるため、十分
な量の析出が得られない。次ぎに、Ｃｒ炭化物の固溶処
理として１００〜１１００℃で式２に示す時間の８０〜
１００％の時間での加熱が必要である。すなわち、１０
００℃以下では未固溶の炭化物が残留し、１１００℃以
上ではＣｒの拡散が活発となりＣｒ濃化層が消滅するた
め、また、保持時間が短いと炭化物が残留し、長いとＣ
ｒ濃化層が消滅するため、この温度範囲に制限する必要
がある。
めの処理として、先ずＣｒ炭化物の析出のために５５０
〜８００℃の範囲で式１に示す時間以上の加熱が必要で
ある。なお、５５０℃以下では拡散が遅いため、また、
８００℃以上でもＣの過飽和度が小さくなるため、十分
な量の析出が得られない。次ぎに、Ｃｒ炭化物の固溶処
理として１００〜１１００℃で式２に示す時間の８０〜
１００％の時間での加熱が必要である。すなわち、１０
００℃以下では未固溶の炭化物が残留し、１１００℃以
上ではＣｒの拡散が活発となりＣｒ濃化層が消滅するた
め、また、保持時間が短いと炭化物が残留し、長いとＣ
ｒ濃化層が消滅するため、この温度範囲に制限する必要
がある。
【００１９】以上説明したような化学組成範囲ならびに
製造方法に基づく本発明鋼は、各種電気炉等による製鋼
を行った後、通常の造塊あるいは連続鋳造により鋼塊あ
るいは鋳片とし、圧延あるいは鍛造することにより鋼片
とした後に、均質化熱処理を行い、圧延あるいは鍛造し
各種形状の鋼材として使用に供されるものである。以下
に本発明の効果を実施例に基づいてさらに具体的に示
す。
製造方法に基づく本発明鋼は、各種電気炉等による製鋼
を行った後、通常の造塊あるいは連続鋳造により鋼塊あ
るいは鋳片とし、圧延あるいは鍛造することにより鋼片
とした後に、均質化熱処理を行い、圧延あるいは鍛造し
各種形状の鋼材として使用に供されるものである。以下
に本発明の効果を実施例に基づいてさらに具体的に示
す。
【００２０】
【実施例】表１に供試材鋼の化学成分を示す。また、表
２に鋼片製造時の圧下率、鋼片の均質化熱処理条件、炭
化物析出熱処理、溶体化熱処理条件、粒界近傍のＣｒ濃
度、および、これらの試料に６００℃、１時間の熱処理
を施した後、平行部直径：３mm、標点間距離：２０mmの
低速度引張試験片を採取し、３００℃の高温水中で試験
した結果を示す。
２に鋼片製造時の圧下率、鋼片の均質化熱処理条件、炭
化物析出熱処理、溶体化熱処理条件、粒界近傍のＣｒ濃
度、および、これらの試料に６００℃、１時間の熱処理
を施した後、平行部直径：３mm、標点間距離：２０mmの
低速度引張試験片を採取し、３００℃の高温水中で試験
した結果を示す。
【００２１】これらの特性調査結果から明かなように、
本発明例は比較鋼に比べ耐粒界応力腐食割れ性が優れた
ものである。これに対し、比較例においては、例えば合
金番号８は炭化物析出処理温度が低いため、また、合金
番号１１は析出処理温度が高いため、いずれも十分な粒
界近傍のＣｒ濃化が達成できず粒界割れが発生してい
る。合金番号９は溶体化処理温度が低いため、また、合
金番号１０は高いため、粒界近傍のＣｒ濃化が不十分と
なりやはり粒界割れを生じている。
本発明例は比較鋼に比べ耐粒界応力腐食割れ性が優れた
ものである。これに対し、比較例においては、例えば合
金番号８は炭化物析出処理温度が低いため、また、合金
番号１１は析出処理温度が高いため、いずれも十分な粒
界近傍のＣｒ濃化が達成できず粒界割れが発生してい
る。合金番号９は溶体化処理温度が低いため、また、合
金番号１０は高いため、粒界近傍のＣｒ濃化が不十分と
なりやはり粒界割れを生じている。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【発明の効果】以上述べた如く、本発明鋼は鋼片の加熱
処理および炭化物の析出・固溶処理により優れた耐粒界
応力腐食割れ性を有する材料となっており、高温水中等
で使用される耐食材料として工業的に極めて有効なもの
である。
処理および炭化物の析出・固溶処理により優れた耐粒界
応力腐食割れ性を有する材料となっており、高温水中等
で使用される耐食材料として工業的に極めて有効なもの
である。
【図１】粒界応力腐食割れに及ぼす粒界近傍Ｃｒ濃度の
影響を示す図である。
影響を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０３０〜０．０８０％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：３．０％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｎ ：０．１５％以下、 Ｎｉ：６〜１６％、 Ｃｒ：１５〜２２％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、粒
界および粒界の両側０．０１μｍ以内におけるＣｒの濃
度が平均値の１．３倍以上であることを特徴とする、耐
粒界応力腐食割れ腐食性に優れたオーステナイト系ステ
ンレス鋼。 - 【請求項２】 請求項１記載のステンレス鋼にさらに、
重量％でＭｏ：３．０％以下を含有することを特徴とす
る請求項１記載の耐粒界応力腐食割れ性に優れたオース
テナイト系ステンレス鋼。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．０３０〜０．０８０％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：３．０％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｎ ：０．１５％以下、 Ｎｉ：６〜１６％、 Ｃｒ：１５〜２２％ を含有する鋼塊あるいは連続鋳造鋳片を、仕上げ温度９
５０℃以上で１０％以上の圧下を加えることにより製造
した鋼片を１１００〜１３００℃の範囲で２時間以上加
熱した後、圧延あるいは鍛造し、溶体化熱処理を施した
後、５５０〜８００℃の範囲において式１に規定される
時間・ｔ1 以上加熱した後、１０００〜１１００℃の範
囲で式２に規定される時間・ｔ2 の８０〜１００％の時
間加熱した後、３℃/sec以上の冷却速度にて冷却するこ
とを特徴とする耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法。 式１：ｔ1 ＝−０．０４Ｔ＋３２．２ 式２：ｔ2 ＝−０．００９Ｔ＋１０ ただし、ｔ1 ，ｔ2 ：時間（ｈｒ）、Ｔ：温度（℃） - 【請求項４】 請求項３記載の鋼塊あるいは鋳片に、さ
らに重量％でＭｏ：３．０％以下を含有することを特徴
とする請求項３記載の耐応力腐食割れ性に優れたオース
テナイト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12765697A JPH10317104A (ja) | 1997-05-16 | 1997-05-16 | 耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12765697A JPH10317104A (ja) | 1997-05-16 | 1997-05-16 | 耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10317104A true JPH10317104A (ja) | 1998-12-02 |
Family
ID=14965493
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12765697A Withdrawn JPH10317104A (ja) | 1997-05-16 | 1997-05-16 | 耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10317104A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011067979A1 (ja) | 2009-12-01 | 2011-06-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐応力腐食割れ性と加工性に優れた微細粒オーステナイト系ステンレス鋼板 |
| US8172959B2 (en) | 2004-01-13 | 2012-05-08 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Austenitic stainless steel, manufacturing method for the same, and structure using the same |
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| CN114774656A (zh) * | 2022-04-19 | 2022-07-22 | 江苏珀然股份有限公司 | 一种利用反向轧制调控轮毂材料晶界特征分布的工艺 |
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| CN115386700A (zh) * | 2022-09-06 | 2022-11-25 | 太原理工大学 | 一种抑制超级奥氏体不锈钢形变孪晶界析出相析出且利于再结晶的方法 |
| CN115612917A (zh) * | 2021-07-15 | 2023-01-17 | 振石集团东方特钢有限公司 | 一种不锈钢及其制备方法和应用 |
-
1997
- 1997-05-16 JP JP12765697A patent/JPH10317104A/ja not_active Withdrawn
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| CN115386700B (zh) * | 2022-09-06 | 2023-09-26 | 太原理工大学 | 一种抑制超级奥氏体不锈钢形变孪晶界析出相析出且利于再结晶的方法 |
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