(57)【要約】【課題】耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、冷間鍛造性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０６質量％以下のＣ、１．０質量％以下のＳｉ、０．５質量％以上２．５質量％以下のＭｎ、１１．０質量％以上１３．０質量％以下のＮｉ、１５．０質量％以上１７．０質量％以下のＣｒ、３．０質量％以上４．０質量％以下のＣｕ、０．１５質量％以下のＭｏ、および、０．０５質量％以下のＮを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成されている。また、Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏで示すＭｄ３０の値が−１５０以下である。さらに、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２で示すＳＦＥの値が５０以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０６質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．５質量％以上２．５質量％以下、Ｎｉ：１１．０質量％以上１３．０質量％以下、Ｃｒ：１５．０質量％以上１７．０質量％以下、Ｃｕ：３．０質量％以上４．０質量％以下、Ｍｏ：０．１５質量％以下およびＮ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成され、
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏで示すＭｄ３０の値が−１５０以下で、
ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２で示す積層欠陥難易度指数であるＳＦＥの値が５０以上である
ことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項２】
Ａｌ：０．００２質量％以上０．１質量％以下、Ｍｇ：０．０００３質量％以上０．０１質量％以下、Ｃａ：０．０００３質量％以上０．０１質量％以下、Ｂ：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下、Ｎｂ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上０．５質量％以下、Ｖ：０．０１質量％以上１．０質量％以下およびＺｒ：０．０１質量％以上１．０質量％以下のうちの少なくとも１種を含有する
ことを特徴とする請求項１記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、給湯器等で用いられる冷間鍛造配管継ぎ手には、ＳＵＳ３０４およびＳＵＳ３１６等のオーステナイト系ステンレス鋼が用いられてきた。
【０００３】
このような冷間鍛造により製造された配管継ぎ手は、高い残留応力が生じているため、腐食性の強い塩化物環境に晒されることにより応力腐食割れが発生しやすい。そのため、冷間鍛造配管継ぎ手は、定期的なメンテナンスや部品交換が必要となる。
【０００４】
そこで、冷間鍛造配管継ぎ手の材料としては、特許文献１ないし４に示されているように、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が知られている。その中でも特許文献２ないし４は、ＳｉおよびＣｕを多く含有させることで耐応力腐食割れ性の改善を図っている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第４７５７５６１号公報
【特許文献２】特許第４８２３５３４号公報
【特許文献３】特許第５５００９６０号公報
【特許文献４】特開平８−２６９６４１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上述のようにＳｉを多く含有するオーステナイト系ステンレス鋼は、塑性変形抵抗が高く、冷間鍛造による成形性が不十分である。
【０００７】
したがって、耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、冷間鍛造性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼が求められていた。
【０００８】
本発明はこのような点に鑑みなされたもので、耐応力腐食割れ性に優れ、かつ、冷間鍛造性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
請求項１に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｃ：０．０６質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．５質量％以上２．５質量％以下、Ｎｉ：１１．０質量％以上１３．０質量％以下、Ｃｒ：１５．０質量％以上１７．０質量％以下、Ｃｕ：３．０質量％以上４．０質量％以下、Ｍｏ：０．１５質量％以下およびＮ：０．０５質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成され、Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏで示すＭｄ３０の値が−１５０以下で、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２で示す積層欠陥難易度指数であるＳＦＥの値が５０以上であるものである。
【００１０】
請求項２に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼は、請求項１記載のオーステナイト系ステンレス鋼において、Ａｌ：０．００２質量％以上０．１質量％以下、Ｍｇ：０．０００３質量％以上０．０１質量％以下、Ｃａ：０．０００３質量％以上０．０１質量％以下、Ｂ：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下、Ｎｂ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上０．５質量％以下、Ｖ：０．０１質量％以上１．０質量％以下およびＺｒ：０．０１質量％以上１．０質量％以下のうちの少なくとも１種を含有するものである。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、所定の範囲に規定された合金組成において、Ｍｄ３０の値が−１５０以下で、ＳＦＥの値が５０以上であるため、耐応力腐食割れ性を向上でき、かつ、冷間鍛造性を向上できる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】応力腐食割れ試験の試験片を説明するための構成図である。
【図２】本実施例における応力腐食割れ試験後の試験片表面の写真である。
【図３】比較例における応力腐食割れ試験後の試験片表面の写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下、本発明の一実施の形態の構成について詳細に説明する。
【００１４】
本発明の一実施の形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、例えば給湯装置の配管継ぎ手のような冷間鍛造継ぎ手等の材料として用いられる。
【００１５】
このオーステナイト系ステンレス鋼は、０．０６質量％以下のＣ（炭素）、１．０質量％以下のＳｉ（ケイ素）、０．５質量％以上２．５質量％以下のＭｎ（マンガン）、１１．０質量％以上１３．０質量％以下のＮｉ（ニッケル）、１５．０質量％以上１７．０質量％以下のＣｒ（クロム）、３．０質量％以上４．０質量％以下のＣｕ（銅）、０．１５質量％以下のＭｏ（モリブデン）、および、０．０５質量％以下のＮ（窒素）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成されている。
【００１６】
また、０．００２質量％以上０．１質量％以下のＡｌ（アルミニウム）、０．０００３質量％以上０．０１質量％以下のＭｇ（マグネシウム）、０．０００３質量％以上０．０１質量％以下のＣａ（カルシウム）、０．０００５質量％以上０．０１質量％以下のＢ（ホウ素）、０．０１質量％以上１．０質量％以下のＮｂ（ニオブ）、０．０１質量％以上０．５質量％以下のＴｉ（チタン）、０．０１質量％以上１．０質量％以下のＶ（バナジウム）および０．０１質量％以上１．０質量％以下のＺｒ（ジルコニウム）のうちの少なくとも１種を必要に応じて含有してもよい。
【００１７】
ＣおよびＮは鋼中に不可避に含まれる元素である。これらＣおよびＮの含有量を低減すると、鋼は、軟質になって加工性が向上するとともに、炭化物や窒化物の生成量が少なくって母材の耐食性が向上する。しかしながら、ＣおよびＮは、強力なオーステナイト生成元素であるため、母材の耐食性を阻害しないように、Ｃの含有量を０．０６質量％以下とし、Ｎの含有量を０．０５質量％以下とする。
【００１８】
Ｓｉは、塩化物環境における応力腐食割れに対して有効であり、０．２質量％以上含有することでその作用を奏しやすい。一方、Ｓｉの含有量が１．０質量％より多くなると鋼が硬化して加工性を損なう可能性がある。そのため、Ｓｉ含有量は、１．０質量％以下（不添加を含まず）とし、好ましくは、０．２質量％以上１．０質量％以下とする。
【００１９】
Ｍｎは、Ｎｉに比べて安価で、Ｎｉの機能を代替できる有用なオーステナイト形成元素であり、その作用を奏するには０．５質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎの含有量が２．５質量％をより多く過剰になると、塑性変形に伴う加工硬化が著しく上昇するため、冷間鍛造性を低下させる。また、製鋼工程における環境保全の問題も生じやすくなる。そのため、Ｍｎの含有量は、０．５質量％以上２．５質量％以下とする。
【００２０】
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、耐食性についても腐食の進行を抑制する作用を奏する。そこで、オーステナイト組織の維持、加工性の向上、および、ＳＦＥ（積層欠陥難易度指数）の制御による耐応力腐食割れ性の向上の観点から、Ｎｉの含有量は、１１．０質量％以上１３．０質量％以下とする。
【００２１】
Ｃｒは、ステンレス鋼においては耐食性を付与するために必要不可欠な元素であり、耐食性の観点から１５．０質量％以上含有する必要がある。一方、Ｃｒの含有量が１７．０質量％より多いと、製造性や加工性が損なわれる可能性がある。そこで、Ｃｒの含有量は、１５．０質量％以上１７．０質量％以下とする。
【００２２】
Ｃｕは、加工誘起マルテンサイトの生成に起因する加工硬化を抑制し、オーステナイト系ステンレス鋼の軟質化に寄与する元素である。またＣｕは、ＳＦＥを高める上で非常に有効な元素であり、積層欠陥の生成を抑制することにより耐応力腐食割れ性の改善に大きく寄与する。これらの作用を十分に得るためには、Ｃｕを３．０質量％以上含有する必要がある。一方、Ｃｕの含有量が４．０質量％より多くなると、製造上の熱間加工性を阻害する可能性がある。そのため、Ｃｕの含有量は、３．０質量％以上４．０質量％以下とする。
【００２３】
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であるが、０．１５質量％より多く過度に含有すると、冷間鍛造性を低下させる可能性がある。また、添加に伴う製造コストおよび製造性も考慮する必要がある。そこで、Ｍｏの含有量は、０．１５質量％以下とする。
【００２４】
Ａｌ、ＭｇおよびＣａは、鋼の脱酸に有効であり、必要に応じて添加してもよい。また、その作用を奏するには、Ａｌを０．００２質量％以上、Ｍｇを０．０００３質量％以上、または、Ｃａを０．０００３質量％以上含有する必要がある。一方、０．１質量％より多いＡｌ、０．０１質量％より多いＭｇ、または、０．０１質量％より多いＣａを含有すると、脱酸作用が飽和し、逆に粗大酸化物（介在物）が発生して、冷間鍛造性および耐応力腐食割れ性が劣化する可能性がある。そのため、Ａｌ、ＭｇおよびＣａのいずれかを含有する場合には、Ａｌの含有量は０．００２質量％以上０．１質量％以下とし、Ｍｇの含有量は０．０００３質量％以上０．０１質量％以下とし、Ｃａの含有量は０．０００３質量％以上０．０１質量％以下とする。また、より好ましいＡｌの含有量は０．００５質量％以上０．０６質量％以下で、より好ましいＭｇの含有量は０．００１質量％以上０．００６質量％以下で、より好ましいＣａの含有量は０．００１質量％以上０．００５質量％以下である。
【００２５】
Ｂは、熱間鍛造性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。また、その作用を安定的に奏するには、Ｂを０．０００５質量％以上含有する必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０１質量％より多いと、ボライドが生成され、冷間鍛造性および耐応力腐食割れ性が劣化する可能性がある。そのため、Ｂを含有する場合のＢの含有量は、０．０００５質量％以上０．０１質量％以下とする。また、より好ましいＢの含有量は０．００２質量％以上０．００６質量％以下である。
【００２６】
Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒは、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制して耐食性を向上させるのに有効であり、必要に応じて添加してもよい。また、その作用を奏するには、Ｎｂを０．０１質量％以上、Ｔｉを０．０１質量％以上、Ｖを０．０１質量％以上、または、Ｚｒを０．０１質量％以上含有する必要がある。一方、１．０質量％より多いＮｂ、０．５質量％より多いＴｉ、１．０質量％より多いＶ、または、１．０質量％より多いＺｒを含有すると、上述の作用が飽和し、逆に粗大析出物が発生して、耐食性および耐応力腐食割れ性が劣化する可能性がある。そのため、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒのいずれかを含有する場合には、Ｎｂの含有量は０．０１質量％以上１．０質量％以下とし、Ｔｉの含有量は０．０１質量％以上０．５質量％以下とし、Ｖの含有量は０．０１質量％以上１．０質量％以下とし、Ｚｒの含有量は、０．０１質量％以上１．０質量％以下とする。また、より好ましいＮｂの含有量は０．０５質量％以上０．６質量％以下で、より好ましいＴｉの含有量は０．０５質量％以上０．３質量％以下で、より好ましいＶの含有量は０．１質量％以上０．６質量％以下で、より好ましいＺｒの含有量は０．０５質量％以上０．６質量％以下である。
【００２７】
ここで、オーステナイト系ステンレス鋼では、引張による塑性変形時には、鋼表面にすべりステップが形成されて不動態皮膜が形成されていない新生面が露出する。また、その新生面が塩化物腐食環境に晒されることによって腐食が発生しやすく、腐食された箇所が応力腐食割れの基点になる。
【００２８】
そして、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２とする式で示すＳＦＥ（積層欠陥難易度指数）の値が高いほど、塑性変形時のすべりステップの幅が細かくなるため、塩化物腐食環境に晒される新生面が少なくなって、応力腐食割れの発生を抑制できる。また、冷間鍛造性の観点では、ＳＦＥの値が低いほど、加工硬化が著しくなるため加工性が低下する。したがって、すべりステップの新生面の形成による耐応力腐食割れ性の観点、および、加工硬化による加工性の観点から、前記式で示すＳＦＥの値が５０以上となるように、合金組成を調整する。
【００２９】
また、オーステナイト相が不安定なオーステナイト系ステンレス鋼は、加工を受けるとマルテンサイト変態が生じるため、腐食環境で発生する水素による脆化が懸念される。そして、Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏの式で示すＭｄ３０値が−１５０を超えると、冷間鍛造を行った場合、非常に大きな歪みが局所的に生じるため、マルテンサイト相が生成してオーステナイト相が不安定になる可能性がある。そこで、Ｍｄ３０の値が−１５０以下となるように合金組成を調整する。
【００３０】
次に、上記一実施の形態の効果等を説明する。
【００３１】
上記オーステナイト系ステンレス鋼によれば、所定の範囲に規定された合金組成において、Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏの式で示すＭｄ３０の値が−１５０以下となるように、各元素の含有量を調整することにより、オーステナイト相が安定化できるため、マルテンサイト変態を防止できる。また、所定の範囲に規定された合金組成において、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２の式で示すＳＦＥの値が５０以上となるように各元素の含有量を調整することにより、塑性変形時のすべりステップの幅が細かくして腐食環境に晒される新生面が少なくできるとともに、加工硬化による加工性の低下を抑制できる。したがって、耐応力腐食割れ性を向上でき、かつ、冷間鍛造性を向上できる。
【００３２】
上記オーステナイト系ステンレス鋼は、塩化物環境においても応力腐食割れが発生しにくく、例えば給湯装置等の配管継ぎ手用材料として利用しても、応力腐食割れが発生しにくいため、メンテナンスの頻度を低減できる。
【００３３】
また、冷間鍛造によって配管継ぎ手等に加工する際の成形性が良好であるため、製造コストを低減できる。
【実施例】
【００３４】
表１に示す化学成分を有するステンレス鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚４ｍｍの熱延板を作成した。
【００３５】
その後、板厚１ｍｍにまで冷間圧延し、１０００〜１１５０℃で仕上げ焼鈍し、酸洗して、供試材とした。
【００３６】
各供試材について、ＪＩＳ  Ｇ  ０５７６に準拠して応力腐食割れ試験を実施した。
【００３７】
すなわち、応力腐食割れ試験では、試験液は、沸騰４２％塩化マグネシウム溶液を用い、試験片はＵ字形片とした。
【００３８】
また、応力腐食割れ試験では、試験片を試験液に浸漬し、一定時間（浸漬時間計２４時間）経過後に試験片を取り出し、図１に示すように、試験片肩部をマイクロスコープにより１７５倍の倍率で観察して、試験片の長手方向（Ｌ方向）に対して交差方向の亀裂の個数に基づいて、亀裂密度（個／ｍｍ）を測定した。なお、亀裂密度は、試験片の観察視野において、試験片の長手方向に引いた任意の線に対して交差する亀裂の数に基づいて測定した。
【００３９】
そして、配管継ぎ手のメンテナンス頻度を考慮して、２４時間の浸漬後の亀裂密度が１０個／ｍｍ未満であれば耐応力腐食割れ性が良好（○）と評価し、亀裂密度が１０個／ｍｍ以上であれば耐応力腐食割れ性が不十分（×）と評価した。
【００４０】
各鋼種の化学成分、ＳＦＥの値、Ｍｄ３０の値、耐応力腐食割れ性（亀裂密度）の評価結果を表１に示す。また、図２には、本実施例である鋼種Ａにおける応力腐食割れ試験後のＵ字形試験片の肩部表面に観察される亀裂を示し、図３には、比較例である鋼種ＡＡにおける応力腐食割れ試験後のＵ字形試験片の肩部表面に観察される亀裂を示す。
【００４１】
【表１】
2017160520.tif 000002
【００４２】
表１に示すように、規定の合金組成の範囲において、Ｍｄ３０の値が−１５０以下でかつＳＦＥの値が５０以上である本実施例としての鋼種ＡないしＴは、亀裂密度が１０個／ｍｍ未満であり、耐応力腐食割れ性が良好であった。
【００４３】
また、Ｍｄ３０が−１５０以下であるがＳＦＥが５０未満である比較例としての鋼種ＡＢは、亀裂密度が１０個／ｍｍ未満であり、耐応力腐食割れ性が良好であった。なお、ＳＦＥが５０未満であるのに耐応力腐食割れ性が良好であるのは、Ｓｉが多く添加されている影響であると考えられる。
【００４４】
一方、規定の合金組成の範囲において、Ｍｄ３０の値が−１５０より高く、ＳＦＥの値が５０未満である比較例としての鋼種ＡＡは、亀裂密度が１０個／ｍｍ以上であり、耐応力腐食割れ性が不十分であった。
【００４５】
また、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒを添加した場合において、これら元素の含有量が規定の範囲外である比較例としての鋼種ＡＪ、ＡＫ、ＡＬ、ＡＭ、ＡＮ、ＡＯ、ＡＰおよびＡＱは、亀裂密度が１０個／ｍｍ以上であり、耐応力腐食割れ性が不十分であった。
【００４６】
次に、応力腐食割れ試験の結果が良かった鋼種（本実施例である鋼種ＡないしＴと比較例である鋼種ＡＢおよびＡＲ）について、冷間鍛造性試験を行った。
【００４７】
冷間鍛造性試験では、まず、上記鋼種のインゴットを熱間圧延にて板厚１０ｍｍの熱延板として、その熱延板を１０００〜１１５０℃で５分間保持した後、水冷した。
【００４８】
水冷後の熱延板を、圧延方向と試験片の長手方向が一致するように、直径６ｍｍ×高さ１０ｍｍの円柱試験片に仕上げ、円柱の据込みを実施した。
【００４９】
そして、試験片の長手方向が５ｍｍ（圧縮率５０％）になるまで、室温においてストローク速度１０ｍｍ／秒で試験片を変形させた際の外観割れの有無を目視で確認して、冷間鍛造性を評価した。冷間鍛造性の評価結果を上記表１に示す。
【００５０】
規定の合金組成の範囲において、Ｍｄ３０の値が−１５０以下でかつＳＦＥの値が５０以上である本実施例としての鋼種ＡないしＴは、外観割れを目視で確認されず、冷間鍛造性が良好であった。
【００５１】
一方、耐応力腐食割れ性が良好であった比較例としての鋼種ＡＢおよびＡＲは、目視で確認できる外観割れが発生しており、冷間鍛造性が不十分であった。
【００５２】
鋼種ＡＢでは、ＳＦＥの値が５０未満であるがＳｉを多く添加することにより耐応力腐食割れ性を向上できた反面、ＳＦＥが５０未満であり、Ｓｉが過剰に添加されたことにより、加工性が低下したと考えられる。
【００５３】
鋼種ＡＲでは、ＳＦＥの値が５０以上であるため、耐応力腐食割れ性を向上できたが、Ｓｉが過剰に添加されたことにより、加工性が低下したと考えられる。
【産業上の利用可能性】
【００５４】
本発明は、給湯装置等の冷間鍛造配管継ぎ手用の材料として利用できる。
【図１】
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【図２】
2017160520.tif 000004
【図３】
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