JP4943219B2 - 高強度で熱間加工性が良好なＭｏ、Ｔｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents

Description

本発明は、特に熱交換器、化学工業プラント配管等に用いられる高強度で熱間加工性が良好なＭｏ、Ｔｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼に関するものである。

従来、高耐食性用途には、溶接部の耐食性を母材なみに維持するために、ＳＵＳ３１６ＬやＳＵＳ３１６Ｔｉが用いられている。ＳＵＳ３１６Ｌは、Ｃを０．０３％以下に抑制し、溶接における鋭敏化を抑制している。一方、ＳＵＳ３１６ＴｉではＣに対し量論比以上のＴｉを添加してマトリックス中のフリーのＣを減らし、溶接における鋭敏化を抑制している。ＳＵＳ３１６ＬはＣを低減していることから、他材料よりも強度が低く、より高い強度を得ようとすれば他の高級な高耐食を選択する必要がある。

一方、ＳＵＳ３１６ＴｉはＳＵＳ３１６Ｌよりも強度は高いが、Ｃに対して量論比以上のＴｉを添加しているので、より高強度を望む場合、ＣとＴｉを多く添加しなければならず、どうしても加工性が劣化して高コストになってしまう。また、ある条件では粗大なＴｉＣが生成し、材料の強化に殆ど寄与せず、ただ、加工性の悪い材料になってしまうケースもある。

上述したような問題を解決するために、例えば特開昭６２−２４３７４４号公報（特許文献１）に開示されているように、鋼中のＰの添加量を適正範囲に制限し、且つＴｉ、Ｎｂ量との対比で調整することにより、１２００℃以下の溶体化処理においても現用鋼のＳＵＳ３２１Ｈ、ＳＵＳ３４７Ｈより格段に優れたクリープ破断強度、良好な延性に有し、その他特性が１８−８系オーステナイトステンレス鋼と同等である鋼を提供するものである。

また、特開平９−１６５６５５号公報（特許文献２）に開示されているように、炭窒化物析出型ステンレス鋼では、Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを母相中に十分固溶させるために高温溶体化処理を行う必要があり、その場合、多量のスケール発生で問題があり、低温でも高い高温強度を得るため、析出強化元素の溶解度積を検討し、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ量に対するＣ＋Ｎ量の原子分率の比が１≦（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）／（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１）≦２を満たす場合に、低温溶体化処理でも高い高温強度が得られるというものである。

さらに、特開２００５−８９２５号公報（特許文献３）に開示されているように、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼を、Ｃｕ：０．２０〜０．６０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を必須成分とする特定組成とすることで、Ｎｉ−ｂａｌにより僅かなδフェライト量により熱間加工を改善するというものである。
特開昭６２−２４３７４４号公報 特開平９−１６５６５５号公報 特開２００５−８９２５号公報

上述したように、特許文献１は、Ｐを添加し、Ｔｉ、ＮｂとＣをある一定の関係に適正に制御することで優れた高温強度を得ている。ただ、Ｔｉによる強度向上は単にＴｉ、Ｃ添加をある量論比範囲で添加するというだけのもので、高強度化に対して問題があった。また、特許文献２は、析出強化元素の溶解度積を検討し、適正な配合により高強度化を図るものであるが、析出強化元素の固溶限を利用して高強度化を図ったものではなく、高強度化に対して改善の余地がある。

さらに、特許文献３は、鋼材の混粒組織を防止して鋼材を曲げ加工する際のしわ模様を防止するものである。１０５０℃以上の累積圧下率５０％以上の圧下を施した後、８００〜９５０℃の間で仕上げる手段が取られている。しかし、熱間加工性を改善するために、Ｎｉ−ｂａｌによりδフェライト量を調整しているものであるが、高強度化の観点で調整されているものではない。

上述のような問題を解消するために、発明者らは鋭意研究を重ねた結果、適切な成分設計として、溶製した鋼塊中のδフェライト量を０．５〜２．５％に調整し、製造工程においては、鋼塊の圧延開始温度を１１８０〜１２５０℃とすることで、この適切な成分設計と製造工程を選択することで、熱間加工性、引張強度および鋭敏化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。

その発明の要旨とするところは、
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｎｉ：１０〜１４％、Ｃｒ：１６〜１８％、Ｍｏ：２〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：≦０．０２５％、Ｔｉ：５×Ｃ％〜９×Ｃ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記の式１で表されるＮｉ−ｂａｌが−５以上かつ−１以下であって、δフェライト量が０．５〜２．５％であることを特徴とする高強度で熱間加工性が良好なＭｏ、Ｔｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼である。
Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋２１Ｃ＋１１．５Ｎ−１．０９［Ｃｒ＋３Ｓｉ＋Ｍｏ＋１０［Ｔｉ−４｛（Ｃ−０．０３）＋Ｎ｝］］＋７．４ … （式１）

以上述べたように、本発明により熱間加工性を向上させることによってコストの低減を図り、さらに優れた耐食性を維持しつつ高強度化をはかることによって鋼材使用量を削減することが可能となる極めて優れた効果を奏するものである。

以下、本発明に係る成分組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、強度向上を図るために必須の元素である。しかし、０．０３％未満ではその効果が十分でなく、また、０．０８％を超えると多量のＴｉＣが生成し易くなり、熱間加工性および強度が悪化することから、その範囲を０．０３〜０．０８％とした。

Ｓｉ：０．３〜１．０％
Ｓｉは、脱酸のための元素である。しかし、０．３％未満ではその効果が十分でなく、また、１．０％を超えると靱性が悪化するため、その範囲を０．３〜１．０％とした。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸のための元素である。しかし、１．０％未満ではその効果が十分でなく、また、２．０％を超えるとコスト高となるため、その範囲を１．０〜２．０％とした。

Ｐ：≦０．０４０％
Ｐは、溶接性を悪化させるため、その含有量はなるべく低く押さえるのが好ましく、その上限を０．０４０％とした。
Ｓ：≦０．０１０％
Ｓは、熱間加工性を悪化させるため、Ｐと同様に、その含有量はなるべく低く押さえるのが好ましく、その上限を０．０１０％とした。

Ｎｉ：１０〜１４％
Ｎｉは、オーステナイト安定化のため必要な元素である。しかし、１０％未満ではその効果が十分でなく、また、１４％を超えるとオーステナイト安定化の効果が飽和しコスト高になる。したがって、その範囲を１０〜１４％とした。

Ｃｒ：１６〜１８％
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。しかし、１６％未満ではその効果が十分でなく、１８％を超えると加工性が悪化し、コスト高になることから、その範囲を１６〜１８％とした。

Ｍｏ：２〜３％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、耐食性を確保するために必要な元素である。しかし、２％未満ではその効果が十分でなく、３％を超えると加工性が悪化し、コスト高になることから、その範囲を２〜３％とした。

Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸のための元素である。しかし、０．０１％未満ではその効果が十分でなく、また、０．０５％を超えると脱酸効果は飽和することから、その範囲を０．０１〜０．０５％とした。

Ｎ：≦０．０２５％
Ｎは、ＴｉＮが多量に析出して熱間加工性および強度を悪化させることから、その含有量はなるべく低く押さえるのが好ましく、その上限を０．０２５％とした。
Ｔｉ：５×Ｃ％〜９×Ｃ％
Ｔｉは、鋭敏化による耐食性の劣化抑制のために必要な元素である。しかし、ＴｉはＣとの関係から、５×Ｃ％未満では効果が十分でなく、また、９×Ｃ％を超えると粗大な炭化物を生成し易くなり熱間加工性および強度が悪化する。従って、その範囲を５×Ｃ％〜９×Ｃ％とした。

Ｎｉ−ｂａｌ：−５〜−１
Ｎｉ−ｂａｌ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋２１Ｃ＋１１．５Ｎ−１．０９［Ｃｒ＋３Ｓｉ＋Ｍｏ＋１０［Ｔｉ−４｛（Ｃ−０．０３）＋Ｎ｝］］＋７．４については、本発明に係る成分系のＭｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼では適量のδフェライトの生成が強度向上および熱間加工性の改善に関して有利に働くものである。しかし、Ｎｉ−ｂａｌが−５未満では製品にδフェライト量が多く残留し、強度が向上しない。一方、Ｎｉ−ｂａｌが−１を超えると粗大なＴｉＣやＴｉＮが析出し、熱間加工性が著しく低下する。従って、その範囲を−５〜−１とした。

δフェライト量：０．５〜２．５％
δフェライト量は、強度および熱間加工性向上のために設定するものである。しかし、０．５未満ではその効果が十分でなく、また、２．５％を超えると製品にフェライトが残留し、強度向上に寄与しなくなることから、その範囲を０．５〜２．５％とした。

上述したように、材料の成分設計については、溶製した鋼塊中のδフェライト量を０．５〜２．５％に調整することである。安定化元素を用いて高強度を図るには、粗大な炭化物の生成を抑制して微細な炭化物を優先させて析出させることが必要である。しかし、鋼塊の組織がオーステナイトの場合、強化に寄与しない粗大なＴｉＣが生成してしまい、高強度化することができない。

一方、組織内にδフェライトが適量で存在する場合、粗大なＴｉＣの生成が抑制され、高強度な材料が得られる。これはオーステナイトとδフェライトとのＣとＴｉの固溶限の違いが原因で起こる。Ｃの固溶限はδフェライトの方がオーステナイトよりも低い一方でＴｉの固溶限はδフェライトの方が高いので、粗大なＴｉＣの生成が抑制されるのである。また、δフェライトは、熱間加工性の改善にも寄与する。δフェライトはＳの固溶限が高いうえに、ＴｉによってＴｉＳやＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ を生成しやすい場所となるので、フリーのＳが減少して熱間加工性が向上する。

一方、製造工程においては、先ず鋼塊の圧延開始温度を１１８０〜１２５０℃とすることである。δフェライト中のＴｉの固溶限は、１２５０℃で最大となるので、この温度範囲に保持してＴｉを固溶させた後、圧延中にＴｉＣを微細析出させて析出強化をはかりながら、同時にγ粒の結晶粒微細化をはかって強化させる。

以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１に示すような成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、１００ｋｇの鋼塊とした後１１８０〜１２５０℃で径２０ｍｍまで鍛伸した後１０５０℃、２０分間保持後水冷し鋼材を得る。なお、より安定化させたい場合は８５０〜９３０℃に数時間保持する。この鋼材を表１に示すδフェライト量、熱間加工性、引張強度および、鋭敏化特性を評価した。

評価としてのδフェライト量は、溶製した鋼塊の横断面の任意５０点の部位をμメーターで測定し平均化したものとした。また、熱間加工性は、１１８０〜１２５０℃×３時間保持後水冷した鋼塊から径８ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を採取し、グリーブル試験を行って評価した。８００〜１２５０℃までの絞り値が全て６０％以上の場合を○、６０％未満を×とした。引張強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１，１４号試験片（径６ｍｍ、標点距離２５ｍｍ）で引張試験を行い、６３０ＭＰａ以上のものを○、６３０ＭＰａ未満を×として評価した。さらに鋭敏化特性は、鋭敏化熱処理（７００℃×３０分水冷）を行って研磨した試料を、ＪＩＳ Ｇ ０５７１に準じてエッチングし、光学顕微鏡にて鋭敏化の有無を評価した。段状組織は○、混合組織及び溝状組織は×とした。

表１に示すように、Ｎｏ．１〜１１は本発明例であり、Ｎｏ．１２〜２０は比較例である。比較例Ｎｏ．１２はＮｉ−ｂａｌが大きく、かつδフェライト量が低いために、引張強度が低い。比較例Ｎｏ．１３はＮｉ−ｂａｌが小さく、かつδフェライト量が高いために、比較例Ｎｏ．１２と同じく引張強度が低い。

比較例Ｎｏ．１４はＴｉ／Ｃが低いために、引張強度および鋭敏化が悪い。比較例Ｎｏ．１５はＴｉ／Ｃが高いために、熱間加工性および引張強度が悪い。比較例Ｎｏ．１６は成分組成であるＮ含有量が高いために、熱間加工性および引張強度が悪い。比較例Ｎｏ．１７は成分組成であるＳ含有量が高いために、熱間加工性が悪い。比較例Ｎｏ．１８は成分組成であるＣ含有量が低いために、引張強度が悪い。

比較例Ｎｏ．１９は成分組成であるＣ含有量が高いために、熱間加工性および引張強度が悪い。比較例Ｎｏ．２０はＮｉ−ｂａｌが大きく、かつδフェライト量が低いために、引張強度が低い。これに対し、本発明例であるＮｏ．１〜１１はいずれも本発明の条件を満たしていることで熱間加工性、引張強度および鋭敏化のいずれにおいても優れていることが分かる。

上述したように、本発明は、溶製した鋼塊中のδフェライト量を０．５〜２．５％に調整し、さらに鋼塊の圧延開始温度を１１８０〜１２５０℃に設定することで、熱間加工性、引張強度および鋭敏化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。


特許出願人 山陽特殊製鋼株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊

Claims (1)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．０８％、
   Ｓｉ：０．３〜１．０％、
   Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   Ｐ：≦０．０４０％、
   Ｓ：≦０．０１０％、
   Ｎｉ：１０〜１４％、
   Ｃｒ：１６〜１８％、
   Ｍｏ：２〜３％、
   Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
   Ｎ：≦０．０２５％、
   Ｔｉ：５×Ｃ％〜９×Ｃ％、
   を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記の式１で表されるＮｉ−ｂａｌが−５以上かつ−１以下であって、δフェライト量が０．５〜２．５％であることを特徴とする高強度で熱間加工性が良好なＭｏ、Ｔｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼。 Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋２１Ｃ＋１１．５Ｎ−１．０９［Ｃｒ＋３Ｓｉ＋Ｍｏ＋１０［Ｔｉ−４｛（Ｃ−０．０３）＋Ｎ｝］］＋７．４ … （式１）