JPS5928621B2 - 熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼 - Google Patents
熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼Info
- Publication number
- JPS5928621B2 JPS5928621B2 JP6039176A JP6039176A JPS5928621B2 JP S5928621 B2 JPS5928621 B2 JP S5928621B2 JP 6039176 A JP6039176 A JP 6039176A JP 6039176 A JP6039176 A JP 6039176A JP S5928621 B2 JPS5928621 B2 JP S5928621B2
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- Japan
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- ferrite
- hot workability
- stainless steel
- steel
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明はフェライト量を10〜75%含有し残りがオー
ステナイトからなる熱間加工性が著しくすぐれた二相ス
テンレス鋼に関するものである。
ステナイトからなる熱間加工性が著しくすぐれた二相ス
テンレス鋼に関するものである。
二相ステンレス鋼は耐食性(とくに耐応力腐食割れ性)
、溶接割れ性がすぐれているため近年多く用いられるよ
うになってきた。しかしながら二相ステンレス鋼は機械
的性質のことなるフェライト相、オーステナイト相が同
時に含まれているため分塊圧延、熱間圧延等の熱間加工
の際、フェライト相とオーステナイト相との界面から割
れが発生しやすく、フェライト相の増加とともに加工性
が著しく悪くなることは周知の事実である。そのため二
相ステンレス鋼は分塊圧延、熱間圧延工程で歩留が非常
に悪い。又鍛造分塊では歩留が向上しても作業性、経済
性から著しく不利であった。本発明は分塊圧延、熱間圧
延工程での割れ発生を低減させて歩留を向上させた二相
ステンレス鋼に関するもので、その要旨とするところは
重量でC ■ 0005〜0.2%、SiO、01〜3
%、Mn15%以下、Cr15〜35%、Ni10〜3
0係、N:0.01〜004%を主成分とし、Nb■
2%以下、Mo■ 6 %以下、Ti:1%以下、Cu
:3係以下の一種または二種以上を含み、さらにA6、
Ga、Inのうち一種または二種以上を0501〜6%
含み、P:0.08%以下、S:0003%以下として
残部がFeおよび不可避的不純物とからなり、かつフェ
ライト量を10〜75ヂとしたことを特徴とする熱間加
工性のすぐれた二相ステンレス鋼にある。従来ステンレ
ス鋼に不純物として含有されるSおよびPはこれらに対
して特殊な溶解法、精錬法を施をか原料の吟味をしない
限りそれぞれ0.006〜0.02010、001〜0
03%程度含まれるのが普通である。
、溶接割れ性がすぐれているため近年多く用いられるよ
うになってきた。しかしながら二相ステンレス鋼は機械
的性質のことなるフェライト相、オーステナイト相が同
時に含まれているため分塊圧延、熱間圧延等の熱間加工
の際、フェライト相とオーステナイト相との界面から割
れが発生しやすく、フェライト相の増加とともに加工性
が著しく悪くなることは周知の事実である。そのため二
相ステンレス鋼は分塊圧延、熱間圧延工程で歩留が非常
に悪い。又鍛造分塊では歩留が向上しても作業性、経済
性から著しく不利であった。本発明は分塊圧延、熱間圧
延工程での割れ発生を低減させて歩留を向上させた二相
ステンレス鋼に関するもので、その要旨とするところは
重量でC ■ 0005〜0.2%、SiO、01〜3
%、Mn15%以下、Cr15〜35%、Ni10〜3
0係、N:0.01〜004%を主成分とし、Nb■
2%以下、Mo■ 6 %以下、Ti:1%以下、Cu
:3係以下の一種または二種以上を含み、さらにA6、
Ga、Inのうち一種または二種以上を0501〜6%
含み、P:0.08%以下、S:0003%以下として
残部がFeおよび不可避的不純物とからなり、かつフェ
ライト量を10〜75ヂとしたことを特徴とする熱間加
工性のすぐれた二相ステンレス鋼にある。従来ステンレ
ス鋼に不純物として含有されるSおよびPはこれらに対
して特殊な溶解法、精錬法を施をか原料の吟味をしない
限りそれぞれ0.006〜0.02010、001〜0
03%程度含まれるのが普通である。
この量程度の不純物P、Sが含まれていても熱間加工性
におよぼす悪影響はフェライトステンレス鋼の場合はほ
とんどなく、オーステナイトステンレス鋼の場合でもそ
れほど大きくない場合が多い。しかしながら二相ステン
レス鋼ではこの量程度のP、Sが含まれていても熱間で
の加工性は著しく悪くなる。
におよぼす悪影響はフェライトステンレス鋼の場合はほ
とんどなく、オーステナイトステンレス鋼の場合でもそ
れほど大きくない場合が多い。しかしながら二相ステン
レス鋼ではこの量程度のP、Sが含まれていても熱間で
の加工性は著しく悪くなる。
Sは特殊溶解法、精錬法等により低減することは可能で
ある。Pは鋼溶製時の精錬で低くすることは困難であり
、通常低P原料を使用している。しかし低P原料使用は
原料自体が非常に高価なため製品は非常に高くなり工業
的、経済的に著しく不利であった。本発明者はPがO、
Ol%以上含まね,ていてもPを固定しておけばよいと
いう思想のもとに種々の元素を添加し二相ステンレス鋼
の熱間加工性の試験結果を検討したところMB族元素が
Pを固定し、Pの熱間加工性への悪影響をとりのぞくと
いうことを発見したのである。
ある。Pは鋼溶製時の精錬で低くすることは困難であり
、通常低P原料を使用している。しかし低P原料使用は
原料自体が非常に高価なため製品は非常に高くなり工業
的、経済的に著しく不利であった。本発明者はPがO、
Ol%以上含まね,ていてもPを固定しておけばよいと
いう思想のもとに種々の元素を添加し二相ステンレス鋼
の熱間加工性の試験結果を検討したところMB族元素が
Pを固定し、Pの熱間加工性への悪影響をとりのぞくと
いうことを発見したのである。
すなわちIIIB族元素VB族元素とGaAs,InSb
等のm−v族化合物半導体を作ることは良く知られてい
るが、本発明者は鋼中でもMB族元素がVB族元素に対
して強い相互作用をもつことを発見したのである。この
際Pの悪影響を取除くだけでは不十分でありSの悪影響
も同時にとりのぞく必要がある。二相ステンレス鋼の割
れを組織観察してみるとフエライト結晶粒とオーステナ
イト結晶粒とが混在しており熱間加工時の割れはこれら
オーステナイト粒とフエライト粒との二相界面から発生
して粒界を伝播している。
等のm−v族化合物半導体を作ることは良く知られてい
るが、本発明者は鋼中でもMB族元素がVB族元素に対
して強い相互作用をもつことを発見したのである。この
際Pの悪影響を取除くだけでは不十分でありSの悪影響
も同時にとりのぞく必要がある。二相ステンレス鋼の割
れを組織観察してみるとフエライト結晶粒とオーステナ
イト結晶粒とが混在しており熱間加工時の割れはこれら
オーステナイト粒とフエライト粒との二相界面から発生
して粒界を伝播している。
ここでPをAA,Ga,InなどのIIIB族元素で固定
すると加工性があがる理由は固溶Pが低減された結果、
粒界での固溶Pも低減し、オーステナイト粒界、フエラ
イト粒界およびフエライト粒とオーステナイト粒との粒
界の結合力がそれぞれ著しく高められるためである。
すると加工性があがる理由は固溶Pが低減された結果、
粒界での固溶Pも低減し、オーステナイト粒界、フエラ
イト粒界およびフエライト粒とオーステナイト粒との粒
界の結合力がそれぞれ著しく高められるためである。
もう一つの理由はフエライト相とオーステナイト相とへ
のPの固溶度の差による両相の熱間変形能の違いである
。
のPの固溶度の差による両相の熱間変形能の違いである
。
すなわちもし固溶Pが多く存在するとPはオーステナイ
ト粒よりもフエライト粒中に多く固溶してフエライト粒
を著しく硬くし、フエライト相の高温での変形能を著し
く劣化させる。したがってフエライト粒とオーステナイ
ト粒との界面は固溶Pが増加するにしたがい割れやすく
なる。さらにSを低減すれば熱間加工性があがる理由は
Pの場合と同じようにSを少なくすることにより粒界S
が低減され結晶粒界の結合力が著しく高められるためで
ある。
ト粒よりもフエライト粒中に多く固溶してフエライト粒
を著しく硬くし、フエライト相の高温での変形能を著し
く劣化させる。したがってフエライト粒とオーステナイ
ト粒との界面は固溶Pが増加するにしたがい割れやすく
なる。さらにSを低減すれば熱間加工性があがる理由は
Pの場合と同じようにSを少なくすることにより粒界S
が低減され結晶粒界の結合力が著しく高められるためで
ある。
Sを下げるためには鋼中Sを特殊な溶解法、精錬法によ
り下げればよい。勿論、二相鋼を構成する変形能の異な
る両相の量的割合に応じて、第二相の結晶粒形状、およ
び分布を適当に制御して二相鋼の熱間加工性を向上させ
ることも可能であるがPを多量に固溶したフエライト粒
は非常に強固であって熱加工処理によってもその形状分
布を変えることは極めて困難でありその効果の程度も僅
少である。したがって熱間加工性をあげるためには固溶
P,Sの量を同時に低くしてやることが必須である。次
に本発明における化学組成の限定理由について説明する
。
り下げればよい。勿論、二相鋼を構成する変形能の異な
る両相の量的割合に応じて、第二相の結晶粒形状、およ
び分布を適当に制御して二相鋼の熱間加工性を向上させ
ることも可能であるがPを多量に固溶したフエライト粒
は非常に強固であって熱加工処理によってもその形状分
布を変えることは極めて困難でありその効果の程度も僅
少である。したがって熱間加工性をあげるためには固溶
P,Sの量を同時に低くしてやることが必須である。次
に本発明における化学組成の限定理由について説明する
。
Cは強度を増大させるに必要な元素であり、最低000
5%以上必要である。
5%以上必要である。
またあまり多く入れるとカーバイトとして結晶粒界に析
出し、熱間加工性を劣化させるのでその上限を0.2%
とする。のぞましい範囲は0.01〜008%である。
Siは製鋼の際に脱酸のため加えられこの目的のために
は0.01%以上が必要である。Siはまた高温で使用
中の耐酸化性を高めるがその量が3係をこえると加工性
、溶接性が阻害されるのでSiの上限は3%とする。M
nは脱酸および熱間脆性防止のために加えら,?17る
がオーステナイトを安定にする効果が強く高価なNiの
代替元素として使用することもできる。
出し、熱間加工性を劣化させるのでその上限を0.2%
とする。のぞましい範囲は0.01〜008%である。
Siは製鋼の際に脱酸のため加えられこの目的のために
は0.01%以上が必要である。Siはまた高温で使用
中の耐酸化性を高めるがその量が3係をこえると加工性
、溶接性が阻害されるのでSiの上限は3%とする。M
nは脱酸および熱間脆性防止のために加えら,?17る
がオーステナイトを安定にする効果が強く高価なNiの
代替元素として使用することもできる。
しかしながらMnが多すぎると耐酸化性が劣化するので
その量は15%以下とする。Crは耐酸化性を向上させ
るために15%以上必要であるがあまり多くなるとシグ
マ脆化が生じやすくなるので35%以下とした。
その量は15%以下とする。Crは耐酸化性を向上させ
るために15%以上必要であるがあまり多くなるとシグ
マ脆化が生じやすくなるので35%以下とした。
Niはシグマ脆化や浸炭、窒化を防止する効果があるが
あまり多く加えすぎるとその効果はほぼ飽和に達し、か
えって材料費を高めることになるのでlθ〜30%とし
た。
あまり多く加えすぎるとその効果はほぼ飽和に達し、か
えって材料費を高めることになるのでlθ〜30%とし
た。
NbはTaと同様強力な炭化物生成元素でありC重量%
の約10倍程度添加することにより耐粒界腐食性を改善
する。
の約10倍程度添加することにより耐粒界腐食性を改善
する。
(TaはNbの1/2の効果を示す)。またNbは徽細
な炭化物、窒化物となって転位上に優先析出し、高温強
さ、クリープ特性を向上させる。しかし過剰に添加する
と熱間加工性が劣化するのでその上限を2係とする。M
Oを0.5%以上添加すると非酸化性の酸に対して著し
くすぐれた耐食効果を発揮する。またMOは基地を強化
し高温強度、クリープ破断強度を高める。しかしながら
6%を超えての合金化は異常酸化を起し耐高温酸化性の
著しい劣化を示す。又前述の効果も飽和に達するのでそ
の上限を6%とする。Tiは強い脱酸、脱窒、脱硫効果
を示す。
な炭化物、窒化物となって転位上に優先析出し、高温強
さ、クリープ特性を向上させる。しかし過剰に添加する
と熱間加工性が劣化するのでその上限を2係とする。M
Oを0.5%以上添加すると非酸化性の酸に対して著し
くすぐれた耐食効果を発揮する。またMOは基地を強化
し高温強度、クリープ破断強度を高める。しかしながら
6%を超えての合金化は異常酸化を起し耐高温酸化性の
著しい劣化を示す。又前述の効果も飽和に達するのでそ
の上限を6%とする。Tiは強い脱酸、脱窒、脱硫効果
を示す。
また強力なフエライト生成元素であり、C重量係の4〜
6倍のTiで粒界腐食を防止する。耐孔食性はTiが析
出物、介在物として存在すると著しく劣化するのでその
上限を1%とする。Cuはオーステナイト中に約3%ま
で均一に固溶し、基地を強化するとともに非酸化性酸に
対する耐食性を増す。
6倍のTiで粒界腐食を防止する。耐孔食性はTiが析
出物、介在物として存在すると著しく劣化するのでその
上限を1%とする。Cuはオーステナイト中に約3%ま
で均一に固溶し、基地を強化するとともに非酸化性酸に
対する耐食性を増す。
また浸炭、窒化に対する抵抗、耐酸化性を示す。しかし
ながら3%をこえると熱間加工性が劣化するのでその上
限を3%とする。Nは普通、ステンレス鋼中に(,.0
1%程度含まれているが、強力なオーステナイト生成元
素であり、Niの代用として用いられる。大気中添加で
は04%が限界であり、この程度のNで変形抵抗は著し
く高くなり熱間加工は著しく困難となるので0.4%を
上限とする。Sは鋼中に含まれている不純物元素である
が熱間加工性を向上さすために取除く必要のある元素で
あり0003%以下にしてはじめて熱間加工性は向上す
る。
ながら3%をこえると熱間加工性が劣化するのでその上
限を3%とする。Nは普通、ステンレス鋼中に(,.0
1%程度含まれているが、強力なオーステナイト生成元
素であり、Niの代用として用いられる。大気中添加で
は04%が限界であり、この程度のNで変形抵抗は著し
く高くなり熱間加工は著しく困難となるので0.4%を
上限とする。Sは鋼中に含まれている不純物元素である
が熱間加工性を向上さすために取除く必要のある元素で
あり0003%以下にしてはじめて熱間加工性は向上す
る。
Pは鋼中に含まれている不純物元素であり通常003%
以下であるがIIIB族の効果が発揮されるのは008%
までである。
以下であるがIIIB族の効果が発揮されるのは008%
までである。
したがって上限を0.08係とする。Al(Ga,In
等のIIIB族元素を含む)はPを固足して熱間加工性を
向上させるに必要な元素であり0旧係未満ではその効果
は認められずまた一力2%位で効果は飽和に達するが6
%までは効果はそのまま保たれるので6%を上限とする
。
等のIIIB族元素を含む)はPを固足して熱間加工性を
向上させるに必要な元素であり0旧係未満ではその効果
は認められずまた一力2%位で効果は飽和に達するが6
%までは効果はそのまま保たれるので6%を上限とする
。
好ましい範囲は006〜5.5%である。フエライト量
を10〜75%に限定した理由は通常の生産材では経済
性から添加合金量を規格を下限にするため2〜3%のフ
エライト相が含まれているのが普通であり、ここではこ
の範囲を除いて意識的にフエライト相をふやし、しかも
熱間加工性の悪くなる10%を下限とした。
を10〜75%に限定した理由は通常の生産材では経済
性から添加合金量を規格を下限にするため2〜3%のフ
エライト相が含まれているのが普通であり、ここではこ
の範囲を除いて意識的にフエライト相をふやし、しかも
熱間加工性の悪くなる10%を下限とした。
10〜75係までは通常加工性が著しく悪いといわれて
いるので75%を上限とする。
いるので75%を上限とする。
次に本発明の実施例についてのべる。
実施例
表1に示す組成の試料を真空溶解してそれらから試験片
を作成しグリーブル試験(高淵高速引張試験)および小
型プロック試験片( 120(履)X(SO) (M)
Xl9O(FJ) )を用いた連続8パス圧延試験に
より熱間加工性を調べた。
を作成しグリーブル試験(高淵高速引張試験)および小
型プロック試験片( 120(履)X(SO) (M)
Xl9O(FJ) )を用いた連続8パス圧延試験に
より熱間加工性を調べた。
表1中のフエライト量はフエライトメータ一により測定
しjラ30視野の組織写真を観察しそれからフエライト
面積率を測定し体積率に換算した平均フエライト量とフ
エライトメータ一により測定したフエライト量は1%程
度の差で計算値と一致した。第1図は/F;.1鋼の組
織写真の一部である。組織写真より計算したフエライト
量は12、1%であり、フエライトメータ一で測定した
フエライト量は11.3%であった。第2図、第3図、
第4図および第5図はグリーブル試験によりSおよびA
l等のIIIB族元素の熱間加工性におよほす影響を調べ
たものである。
しjラ30視野の組織写真を観察しそれからフエライト
面積率を測定し体積率に換算した平均フエライト量とフ
エライトメータ一により測定したフエライト量は1%程
度の差で計算値と一致した。第1図は/F;.1鋼の組
織写真の一部である。組織写真より計算したフエライト
量は12、1%であり、フエライトメータ一で測定した
フエライト量は11.3%であった。第2図、第3図、
第4図および第5図はグリーブル試験によりSおよびA
l等のIIIB族元素の熱間加工性におよほす影響を調べ
たものである。
扁1乃至五9鋼は鋼中に多量のPとSまたはどちらか一
力を多く含有している比較鋼であり、五10乃至庸15
鋼は本発明鋼である。Sが低く、Pを八l等のIB族元
素で固定した本発明鋼(五10,五11,五12,五1
3,煮14および415鋼)は比較鋼にくらべて延性(
絞り率)が著しく向上しているのがわかる。グリーブル
試験で五10,五11,溜12,K13,五14および
五15鋼程度の絞り率があれは経験的に分塊圧延司能で
あることがわかっている。
力を多く含有している比較鋼であり、五10乃至庸15
鋼は本発明鋼である。Sが低く、Pを八l等のIB族元
素で固定した本発明鋼(五10,五11,五12,五1
3,煮14および415鋼)は比較鋼にくらべて延性(
絞り率)が著しく向上しているのがわかる。グリーブル
試験で五10,五11,溜12,K13,五14および
五15鋼程度の絞り率があれは経験的に分塊圧延司能で
あることがわかっている。
したがってSが低く、PをAl等のIII8族元素で固定
した本発明鋼は分塊圧延することが可能である。一力比
較鋼は分塊圧延監度範囲が狭く実際上、工業的な規模で
分塊圧延することは困難である。参考図は41鋼、AI
O鋼から切り出した小型プロック材を連続8パス(12
0m→20層)圧延後の圧延材の耳割れの様子を示す写
真図である。
した本発明鋼は分塊圧延することが可能である。一力比
較鋼は分塊圧延監度範囲が狭く実際上、工業的な規模で
分塊圧延することは困難である。参考図は41鋼、AI
O鋼から切り出した小型プロック材を連続8パス(12
0m→20層)圧延後の圧延材の耳割れの様子を示す写
真図である。
& 10鋼はグリーブル試験から予想されるように耳割
れは全然みられないが&1鋼には著しい耳割れがみられ
た。以上説明したように本発明鋼は熱間加工性が著しく
改善され従って従来困難であった分坊圧延を行なうこと
ができ、その効果は極めて大きい。
れは全然みられないが&1鋼には著しい耳割れがみられ
た。以上説明したように本発明鋼は熱間加工性が著しく
改善され従って従来困難であった分坊圧延を行なうこと
ができ、その効果は極めて大きい。
第1図は扁1鋼の組織写真図、第2図、第3図、第4図
および第5図はグリーブル試験(高温高速引張試験)結
果を示す図である。
および第5図はグリーブル試験(高温高速引張試験)結
果を示す図である。
Claims (1)
- 1 重量でC:0.005〜0.2%、Si:0.01
〜3%、Mn:15%以下、Cr:15〜35%、Ni
:10〜30%、N:0.1〜0.4%を主成分とし、
Nb:2%以下、Mo:6%以下、Ti:1%以下、C
u:3%以下の一種または二種以上に加えてAl、Ga
、Inのうちの一種または二種以上を0.01〜6%含
み、P:0.08%以下、S:0.003%以下として
残部がFeおよび不可避的不純物とからなり、かつフェ
ライト量を10〜75%としたことを特徴とする熱間加
工性のすぐれた二相ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6039176A JPS5928621B2 (ja) | 1976-05-25 | 1976-05-25 | 熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6039176A JPS5928621B2 (ja) | 1976-05-25 | 1976-05-25 | 熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS52143912A JPS52143912A (en) | 1977-11-30 |
JPS5928621B2 true JPS5928621B2 (ja) | 1984-07-14 |
Family
ID=13140794
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6039176A Expired JPS5928621B2 (ja) | 1976-05-25 | 1976-05-25 | 熱間加工性のすぐれた二相ステンレス鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5928621B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5456018A (en) * | 1977-10-12 | 1979-05-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenitic steel with superior oxidation resistance for high temperature use |
JPH0772317B2 (ja) * | 1985-11-26 | 1995-08-02 | 株式会社東芝 | ガラス溶融炉用電極合金 |
US5393487A (en) * | 1993-08-17 | 1995-02-28 | J & L Specialty Products Corporation | Steel alloy having improved creep strength |
-
1976
- 1976-05-25 JP JP6039176A patent/JPS5928621B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS52143912A (en) | 1977-11-30 |
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