(57)【要約】      （修正有）【課題】Ｗを積極的に含有させることなく、良好な耐食性を維持し、加工性、即ち、耐脆化性にも優れる二相ステンレス鋼を提供する。【解決手段】Ｃ：０．００１〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：６〜８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：２３〜２７ｍａｓｓ％、Ｍｏ：２〜４．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．２〜０．４ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５５ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、上記ＢはＭｎとの関係において、次式；［ｍａｓｓ％Ｂ］≧０．００１×［ｍａｓｓ％Ｍｎ］−０．００００５を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼。【選択図】図４
2014189825.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００１〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：６〜８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：２３〜２７ｍａｓｓ％、Ｍｏ：２〜４．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．２〜０．４ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５５ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、
上記ＢはＭｎとの関係において、次式；
［ｍａｓｓ％Ｂ］≧０．００１×［ｍａｓｓ％Ｍｎ］−０．００００５
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼。
【請求項２】
ＢとＭｎの含有量を、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に規定されている衝撃値の値が３０Ｊ／ｃｍ２以上となるよう調整してなることを特徴とする請求項１に記載の耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼。
【請求項３】
次式；
ＰＲＥ＝［ｍａｓｓ％Ｃｒ］＋３．３×［ｍａｓｓ％Ｍｏ］＋１６×［ｍａｓｓ％Ｎ］
で定義される耐孔食性指数ＰＲＥの値が４０以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
二相ステンレス鋼は、鉄をベースとして、ＣｒやＮｉ、Ｍｏ、Ｎなどを含有する鋼種である。この鋼の特徴は、海水等の塩化物環境に対する耐孔食性に優れること、および、重量に対する強度の比がオーステナイト系ステンレス鋼やフェライト系ステンレス鋼よりも高いことなどである。従って、この鋼の場合、必要な強度を確保するための板厚を薄くすることができるので、製品の軽量化や小型化が図れる。また、この二相ステンレス鋼は、Ｎｉ含有量が８ｍａｓｓ％程度以下と比較的低いことから、安価で、経済性に優れる。しかも、溶接性も良好であることから、海水環境施設や油井関連構造物、海水淡水化装置の熱交換器、油井用アンビリカルチューブ等、高い耐食性が求められる環境下で使用される材料として広く使用されている。
【０００３】
一方、この二相ステンレス鋼は、８００〜１０００℃程度の温度域に晒された場合、主にＦｅやＣｒ、Ｍｏなどからなる、硬くて脆い金属間化合物、いわゆる「σ相」が析出し易いという問題がある。これらの金属間化合物が鋼中に析出すると、鋼を脆化させる他、σ相周囲のＣｒやＭｏが欠乏するため、耐食性の低下を招く。このことは、耐食性を向上させるべく添加するＣｒやＭｏなどの添加量を必然的に多くせざるを得ないことを意味しており、製造コストの上昇を招く。
【０００４】
ところで、二相ステンレス鋼は、板材、帯材あるいは条材にする製造工程において、熱間鍛造や熱間圧延、さらには必要に応じて冷間圧延等の加工が施される。これらの製造工程においては、熱間加工後の冷却速度が緩やかだと、多くのσ相が析出し、後工程で、割れや破断が生じやすくなり、歩留りの低下や製造コストの上昇を招くという問題が指摘されている。また、これらの材料が、製品加工時の溶接や熱処理においてσ相が析出する９００℃近辺の温度域に長時間晒されたり徐冷されたりすると、主として粒界にσ相が析出して著しい硬化や脆化を招いて加工性を損ない、製品加工ができなくなったり、所定の耐食性が得られなくなったりするという問題も指摘されている。
【０００５】
従って、二相ステンレス鋼の製造工程や製品加工時、使用時においては、σ相の析出を極力抑制することが望ましく、従来から、そのための様々な成分組成、熱処理条件、冷却条件、溶接条件などが提案されている。例えば、特許文献１には、Ｍｏの含有量を低減し、０．５〜３．０ｍａｓｓ％のＣｕと２．０〜５．０ｍａｓｓ％のＷを含有させてσ相の生成を抑制することによって、加工性や耐食性に優れる二相ステンレス鋼を得る技術が提案されている。また、特許文献２には、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷの含有量で規定されるσ相感受性指数Ｘ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎの含有量で表わされる強度指数Ｙ、および耐孔食性指数ＰＲＥＷを、それぞれ所定の条件を満たすように制御することで、σ相の析出を抑制し、強度、耐食性、加工性に優れる二相ステンレス鋼を得る技術が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特表２００３−５０３５９６号公報
【特許文献２】ＷＯ／２０１２／１２１２３２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記の従来技術は、耐食性向上元素であるＭｏの一部をＷで置き換えることによって、σ相の生成を抑制し、耐食性を確保しているが、Ｗは高価なＭｏよりもさらに高価であり、原料コストが高くなるという問題がある。また、Ｗは希少金属であり、産出する地域が極めて限られているため、世情により安定した供給が望めないという懸念もある。さらに、Ｗを多く含む鋼種は、スクラップとして再利用する際に問題となることがある。
【０００８】
本発明は、従来技術における上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｗを積極的に含有させることなく、良好な耐食性を維持し、かつ、加工性、即ち、耐脆化性にも優れる二相ステンレス鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、従来技術が抱える上記問題点を解決するために、検討を重ねた。その結果、製造性や加工性を損なう脆化は、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏなどからなる金属間化合物であるσ相の析出に関係していること、そして、これを抑制するためには、Ｍｎの含有量を低下するとともに、Ｂを添加することが有効であることを見出し、本発明を開発するに至った。即ち、耐脆化性に及ぼすＭｎの悪影響を、Ｂを添加することによって抑制し、さらに、ＭｎとＢの関係を適正化することによって、一定の衝撃値（３０Ｊ／ｃｍ２以上）を確保できることを見出した。
【００１０】
前記のような考え方の下に開発した本発明は、Ｃ：０．００１〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：６〜８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：２３〜２７ｍａｓｓ％、Ｍｏ：２〜４．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．２〜０．４ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０１〜０．５５ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、上記ＢはＭｎとの関係において、次式；
［ｍａｓｓ％Ｂ］≧０．００１×［ｍａｓｓ％Ｍｎ］−０．００００５
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼である。
【００１１】
本発明の耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼は、上記ＢとＭｎの含有量を、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に規定されている衝撃値の値が３０Ｊ／ｃｍ２以上となるよう調整してなることを特徴とする。
【００１２】
また、本発明の耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼は、次式；
ＰＲＥ＝［ｍａｓｓ％Ｃｒ］＋３．３×［ｍａｓｓ％Ｍｏ］＋１６×［ｍａｓｓ％Ｎ］
で定義される耐孔食性指数ＰＲＥの値が４０以上であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１３】
上記のように構成される本発明によれば、σ相の生成を効果的に阻止することができるので、耐脆化性に優れるとともに、少ないＷ含有量でも良好な耐食性を示し、かつ安価な高耐食性二相ステンレス鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】Ｍｎ濃度と衝撃値との関係を示すグラフである。
【図２】Ｂ濃度と衝撃値との関係を示すグラフである。
【図３】Ｍｎ濃度と臨界孔食発生温度ＣＲＴとの関係を示すグラフである。
【図４】良好な耐脆化性と溶接性を確保するために必要なＭｎ濃度とＢ濃度の範囲を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
まず、本発明を開発するに際して行なった実験と、その結果について説明する。
２０ｋｇ容量の試験用高周波誘導炉で、Ｆｅ−２６ｍａｓｓ％Ｃｒ−６．５ｍａｓｓ％Ｎｉ−３．５ｍａｓｓ％Ｍｏ−０．３２ｍａｓｓ％Ｎを基本成分とする鋼を溶解した。なお、この溶解に当たっては、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌなどの成分を種々に変化させた。ただし、ＳｉとＡｌは脱酸元素として、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１５ｍａｓｓ％を添加した。溶解した鋼は、その後、鋳型に鋳込んで鋼塊とした後、鍛造して厚さ８ｍｍの鍛造板とし、これを素材として、下記に説明する衝撃試験と臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定する耐食試験に供した。
【００１６】
（１）衝撃試験
上記鍛造板に、１０８０℃×１５分の固溶化熱処理を施し、水冷した後、σ相が最も析出しやすい温度域である９００℃で１０分間保持するσ相析出熱処理を施した。その後、上記鍛造板から、試験片長さが鍛造板の伸展方向に対して平行になるようにして、２ｍｍＶノッチを有する幅５ｍｍのサブサイズ試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ２２４２（２００６）に準じて、室温で衝撃試験を行い、衝撃値（吸収エネルギー）を測定した。
【００１７】
なお、この衝撃試験とは別に、σ相が析出したときの加工性を評価するため、σ相析出熱処理を施した上記鍛造板から、厚み５ｍｍ×幅５０ｍｍ×長さ２２０ｍｍの試験片を採取し、曲げ半径５０ｍｍの押し冶具を用いて表裏交互に繰り返して曲げ加工を加え、試験片表面に割れが生ずるまでの繰り返し曲げ回数を測定した。
なお、発明者らの事前の調査結果によれば、鋼の製造工程の中で想定される最も厳しい加工条件において、鋼板に割れや破断を起こさせないためには、上記繰り返し曲げ回数が所定の回数、即ち、６回以上であることが必要であることが明らかとなっている。
【００１８】
上記繰り返し曲げ回数の測定結果と、前述した衝撃試験の結果とを対比した結果、繰り返し曲げ回数が６回以上である鋼は、いずれも、室温におけるシャルピー試験の衝撃値（吸収エネルギー）が３０Ｊ／ｃｍ２であることがわかった。このことは、上記衝撃値を満たせば、充分な加工性が得られ、製造時に鋼板の割れや破断を招くことなく安定して製造できることを意味している。そこで、本発明では、耐脆化性の可否判定基準値として、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に規定されたシャルピー衝撃試験における衝撃値３０Ｊ／ｃｍ２（室温）を用いることとした。
【００１９】
（２）耐食試験
上記の鍛造板に、１１７０℃×３０分の固溶化熱処理を施した後、冷間圧延して、厚み２ｍｍの冷延板とし、次いで、この冷延板に１０８０℃×２分の熱処理を施した。なお、熱処理後の冷却方法はいずれも水冷とした。このようにして得た冷延板に対して、ＡＳＴＭ  Ｇ４８（Ｍｅｔｈｏｄ  Ｅ）に規定される塩化第二鉄溶液浸漬試験を実施し、臨界孔食発生温度ＣＰＴを測定し、耐食性を評価した。
【００２０】
前記衝撃試験の結果を、表１に示した。また、図１には、Ｍｎ濃度と衝撃値との関係を示した。二相ステンレス鋼の靭性を悪化させる原因は、上述したように主としてσ相の析出によるものであるが、そのσ相の析出を如何にして抑えるかが重要である。表１および図１から、Ｍｎ濃度の低下に伴って、衝撃値が高くなる傾向があること、したがって、σ相の析出を抑制して耐脆化性を高めるためには、Ｍｎ濃度を低下させることが有効であることがわかる。特に、Ｍｎ濃度を０．０５ｍａｓｓ％以下まで低下させると、衝撃値を、前述した耐脆化性の可否判断基準値（３０Ｊ／ｃｍ２）以上とすることができることがわかる。
【００２１】
【表１】
2014189825.tif 000003
【００２２】
次に、耐食性試験の結果について検討する。表２および図２には、表１のＮｏ．１および６の鋼の臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）の測定結果を示した。これらの結果から、Ｍｎ濃度を低下させると、臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）が向上し、耐食性が良好になることがわかる。その詳しい機構は明確ではないが、発明者らは、ＭｎＳの生成が抑制されるためではないか考えている。
【００２３】
【表２】
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【００２４】
次に、Ｍｎ濃度がある程度高い成分系、具体的には０．３ｍａｓｓ％程度のＭｎを含有する成分系における、耐脆化性改善の可能性についても検討した。
前述した実験と同様にして２０ｋｇ高周波誘導炉で、Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｍｎ−２６ｍａｓｓ％Ｃｒ−６．５ｍａｓｓ％Ｎｉ−３．５ｍａｓｓ％Ｍｏ−０．３２ｍａｓｓ％Ｎを基本成分とする鋼を溶解し、鋼塊とし、鍛造板とした。この際、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａなどの微量元素の添加量を種々に変化させた。次いで、前述した実験と同様にして、シャルピー衝撃試験および耐食試験を実施し、その結果を表３に示した。また、図３には、Ｂ濃度と衝撃値の関係を示した。これらの結果から、Ｍｎを含有している鋼では、Ｂの添加量が多くなるに従って衝撃値が上昇すること、すなわち、耐脆化性が向上していることがわかる。このことは、Ｂの添加によってσ相の析出が抑制され、耐脆化性に及ぼすＭｎの悪影響が軽減されていることを意味している。
【００２５】
【表３】
2014189825.tif 000005
【００２６】
以上の結果から、Ｍｎ濃度が０．３ｍａｓｓ％程度の場合には、Ｂを０．０００４ｍａｓｓ％以上添加することによって、耐脆化性が良好なレベルの衝撃値である３０Ｊ／ｃｍ２以上を確保できることがわかった。なお、さらに実験を進めたところ、脱酸に必要なＡｌを過度に添加すると、析出したＡｌＮによって衝撃値が低下することもわかった。
【００２７】
以上の実験結果から、二相ステンレス鋼においては、特に、ＭｎとＢの含有量をそれぞれ以下に説明する適正範囲に制御することが有効であることがわかった。
Ｍｎ：０．０１〜０．５５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、オーステナイト形成元素であり、オーステナイト相とフェライト相の比率の調整をするのに有効な、本発明においては重要な役割を担う元素である。また、Ｍｎは、ＭｎＳを形成してＳを固着することで、熱間加工性の向上に寄与する元素でもある。これらの効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上の含有を必要とする。上記効果をより確実なものにするには、０．１ｍａｓｓ％以上含有させるのが好ましい。しかし、前述したように、Ｍｎ濃度が高くなると、σ相が析出し、衝撃値が低下することから、できるだけ少ないことが望ましい。また、Ｍｎを過剰に含有させると、耐食性の低下を招く。よって、Ｍｎ含有量の上限値は、σ相の析出を抑えて耐脆化性の低下を抑制し、かつ、耐孔食性の低下を防止するという観点から０．５５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．４２ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．３５ｍａｓｓ％以下である。
【００２８】
Ｂ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｂは、Ｍｎ含有によるσ相析出の弊害を抑制するという観点から、本発明においては重要な役割を担う成分である。即ち、表１および図１に示したように、Ｂはσ相の析出を抑制して、耐脆化性を向上させる作用がある。特に、Ｍｎをある程度、具体的には０．３ｍａｓｓ％以上含有する場合において、衝撃値３０Ｊ／ｃｍ２以上を確保するためには必須の添加成分である。また、Ｂは、熱間加工性を低下させるＳよりも優先的に粒界に偏析して、熱間加工性を改善する効果もある。これらの作用効果を得るためには、Ｂは０．０００１ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、過剰なＢの添加は、溶接時の高温割れ感受性を高めるため、上限値は０．００５ｍａｓｓ％とする。
【００２９】
なお、Ｂは、Ｍｎを含有することに伴う耐脆化性に及ぼす悪影響を抑制する作用効果を有するが、Ｂの上記効果を最大限に発現させるためには、前述したＢの範囲に加えて、Ｍｎ濃度との関係において適正範囲で添加することが重要となる。
ここで、図４は、ＢとＭｎの含有量を変化させた鋼に９００℃×１０分のσ相析出熱処理を施した後、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に規定されたシャルピー衝撃試験を行ったときに、衝撃値で３０Ｊ／ｃｍ２以上の優れた耐脆化性と優れた溶接性が得られるＭｎとＢの含有量の範囲を示したものである。この図から、本発明の二相ステンレス鋼は、少なくともＢとＭｎとを各々所定の範囲で含有すると共に、下記式；
［ｍａｓｓ％Ｂ］≧０．００１×［ｍａｓｓ％Ｍｎ］−０．００００５
の関係を満たして含有することが必要であることがわかる。
【００３０】
上記関係式を満たす本発明の二相ステンレス鋼は、９００℃×１０分のσ相析出熱処理を施した後でも、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に規定されたシャルピー衝撃試験の衝撃値で３０Ｊ／ｃｍ２以上の優れた耐脆化性を有するので、加工性に優れたものとなる。
【００３１】
次に、本発明の二相ステンレス鋼における、その他の主要成分組成について説明する。
Ｃ：０．００１〜０．０３０ｍａｓｓ％
Ｃは、炭化物を形成して析出し、耐孔食性を低下させる有害な元素であるので、含有量の上限値は０．０３０ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０２５ｍａｓｓ％以下である。一方、Ｃの下限値は、強度の低下を防止する観点から０．００１ｍａｓｓ％とする。
【００３２】
Ｓｉ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素である。また、Ｓｉは溶鋼の流動性を高め、溶接性を良好にする元素でもあるため、０．０５ｍａｓｓ％以上含有させる。Ｓｉによる脱酸効果をより確実とし、かつ、溶接時の溶湯の流動性を良好に保つためには、０．１５ｍａｓｓ％以上とするのが好ましい。しかし、Ｓｉを過剰に含有させると、σ相などの金属間化合物の析出を促進する。従って、Ｓｉの含有量の上限値は、σ相の析出を抑え、耐脆化性の低下を防止する観点から０．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．３５ｍａｓｓ％以下である。
【００３３】
Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に混入してする不純物元素であり、鋼の熱間加工性を劣化させ、靭性を低下させる。また、硫化物を形成して孔食の起点となるので、耐食性に有害な元素である。そのため、Ｓの含有量は少ないほど好ましく、上限値を０．００２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００１５ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｓの下限値は、特に限定しないが、Ｓは溶融時の湯の流動性を高め、溶接性を良好にする効果があるので０．０００１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
【００３４】
Ｎｉ：６〜８ｍａｓｓ％
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、二相ステンレス鋼のフェライト相とオーステナイト相のバランスを保つために不可欠な元素である。また、Ｎｉは、活性態域の溶解を抑制し、さらに窒素の溶解度を高めて耐食性の向上に有効に作用する。そのため、Ｎｉの含有量は、オーステナイト相、フェライト相とのバランスを保ち、所定の耐食性を得るため、６ｍａｓｓ％以上とする。しかし、Ｎｉを過剰に含有させると、σ相の析出を促進し、耐脆化性を低下させるとともに、オーステナイト相の比率が７０％を超えて、二相ステンレス鋼として良好な相バランスを保てなくなり、耐食性を劣化させる。従って、Ｎｉ含有量の上限値は８ｍａｓｓ％とする。好ましくは７ｍａｓｓ％以下である。
【００３５】
Ｃｒ：２３〜２７ｍａｓｓ％
Ｃｒは、フェライト生成元素であり、耐孔食性を向上させるための必須元素であり、所定の耐孔食性を得る観点から２３ｍａｓｓ％以上とする。しかし、Ｃｒの過剰な添加は、σ相の析出を促進して耐脆化性を低化させるため、上限値は２７ｍａｓｓ％とする。なお、フェライト相の過度の増加を防止して二相組織を維持する観点からは２６ｍａｓｓ％以下が好ましい。また、Ｃｒ添加による耐食性を維持し、かつフェライト相、オーステナイト相のバランスをより良好に保つ観点からは２４〜２６ｍａｓｓ％の範囲が好ましく、２５〜２６ｍａｓｓ％の範囲がより好ましい。
【００３６】
Ｍｏ：２〜４．５ｍａｓｓ％
Ｍｏは、ＣｒやＮと同様、耐孔食性を向上させる元素であるため、２ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。しかし、Ｍｏを過度に含有すると、σ相の析出を促進して耐脆化性を低化させる。よって、Ｍｏの含有量の上限値は４．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは２．５〜３．８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３７】
Ｎ：０．２〜０．４ｍａｓｓ％
Ｎは、オーステナイト生成元素であり、フェライト相とオーステナイト相とのバランスを適正化するのに必要な元素である。また、耐孔食性を大きく向上させる効果を有する。従って、Ｎは０．２ｍａｓｓ％以上とする。なお、所定の耐食性を得る観点からは０．２２ｍａｓｓ％以上とするのが好ましい。一方、Ｎの含有量が過剰になると、窒化物を生成して、靭性の低下や耐食性の低下が生じる。また、溶接時にブローホールを生じ易くするなど、溶接性を害する。よって、Ｎの上限値は、窒化物の生成を抑制する点から０．４ｍａｓｓ％とする。
【００３８】
Ａｌ：０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％
Ａｌは、Ｓｉと同様、脱酸剤として添加される元素であり、Ｂの歩留りを安定化させるための重要な元素であるので、０．００５ｍａｓｓ％以上の含有を必要とする。しかし、Ａｌを過剰に含有すると、ＡｌＮを形成して析出し、靭性の劣化を招く他、ＡｌＮ周囲のＮ含有量を欠乏させて耐食性の低下を招く。よって、Ａｌ含有量の上限値は、ＡｌＮの析出を抑え、靭性の低下を防止する観点から０．０５ｍａｓｓ％とする。
【００３９】
耐孔食指数ＰＲＥ：４０以上
次に、本発明の二相ステンレス鋼に求められるより優れた耐食性を有するための要件について説明する。
本発明の二相ステンレス鋼がより高い耐食性を有するためには、単に耐食性を向上するＣｒやＭｏ、Ｎを上述した所定の範囲で含有するだけでなく、下記式；
ＰＲＥ＝［ｍａｓｓ％Ｃｒ］＋３．３×［ｍａｓｓ％Ｍｏ］＋１６×［ｍａｓｓ％Ｎ］
で定義される耐孔食性指数ＰＲＥの値が４０以上となるよう含有することが必要である。これにより、特に海水などの塩化物環境中において、優れた耐食性が得られる。さらに良好な耐食性を得るためには、上記耐孔食性指数ＰＲＥを４１以上とするのが好ましく、４２以上とするのがより好ましい。
【００４０】
本発明の二相ステンレス鋼は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ここで、上記不可避的不純物とは、二相ステンレス鋼を工業的に製造する際、種々の要因によって不可避的に混入してくる成分であり、かつ、本発明の作用効果に悪影響を及ぼさない範囲で含有を許容されるものを意味する。
【００４１】
次に、本発明に係る二相ステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明の二相ステンレス鋼の製造方法は、特に限定されるものではないが、以下の方法で製造するのが好ましい。まず、鉄屑やステンレス屑、フェロクロム、フェロニッケル、純ニッケル、メタリッククロムなどの原料を電気炉で溶解する。その後、ＡＯＤ炉あるいはＶＯＤ炉において、酸素ガスおよびアルゴンガスを吹精して脱炭精錬すると共に、生石灰、蛍石、Ａｌ、Ｓｉ等を投入して脱硫、脱酸処理する。この処理におけるスラグ組成は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｇＯ−Ｆ系に調整するのが好ましい。また、同時に、脱硫を効率的よく進行させるために、該スラグはＣａＯ／Ａｌ２Ｏ３≧２、ＣａＯ／ＳｉＯ２≧３を満たすものとするのが好ましい。また、ＡＯＤ炉やＶＯＤ炉の耐火物は、マグクロやドロマイトとするのが望ましい。上記ＡＯＤ炉等による精錬後、ＬＦ工程で成分調整、温度調整を行った後、連続鋳造してスラブを製造し、その後、熱間圧延し、必要に応じて冷間圧延し、厚板や熱延鋼板、冷延鋼板等の薄板とする。
【実施例】
【００４２】
鉄屑、ステンレス屑、フェロクロム、フェロニッケル、純ニッケル、メタリッククロムなどの原料を、６０トン電気炉で溶解した後、ＡＯＤ炉において、酸素ガスおよびアルゴンガスを吹精して脱炭精錬した後、生石灰、蛍石、Ａｌ、Ｓｉ等を投入して脱硫、脱酸した。この時のスラグ組成は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｇＯ−Ｆ系とした。上記精錬終了後、ＬＦで成分調整して表４に示す成分組成を有するＮｏ．１３〜３８の鋼を溶製した後、連続鋳造してスラブとした。た。なお、表４に示した成分組成のうち、Ｃ、Ｓは酸素気流中燃焼−赤外線吸収法で、Ｎは不活性ガス−インパルス加熱溶融法で分析した値であり、それら以外の成分は、蛍光Ｘ線分析法で分析した値である。
なお、表４には、ＭｎとＢとの関係式（［ｍａｓｓ％Ｂ］≧０．００１×［ｍａｓｓ％Ｍｎ］−０．００００５）の右辺の値を併記した。
【００４３】
【表４】
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【００４４】
その後、上記スラブを、常法に従って熱間圧延し、板厚５．５〜８．０ｍｍの熱延板とし、上記熱延板に１０８０℃×１５分の固溶化熱処理を施し、水冷した後、さらに、９００℃×１０分のσ相析出熱処理を施した。次いで、上記熱延板から、試験片の長さが圧延方向に対し平行になるようにして、２ｍｍＶノッチを設けた幅５ｍｍのサブサイズ試験片を作製した。次いで、この試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４２（２００６）に規定されたシャルピー衝撃試験を実施して室温における衝撃値（吸収エネルギー）を測定し、このときの衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上となるものは耐脆化性が良好（○印）、３０Ｊ／ｃｍ２を下回るものは耐脆化性が不良（×印）と評価した。
【００４５】
次いで、上記熱延板を固溶化熱処理した後、冷間圧延し、仕上焼鈍し、酸洗して、板厚２．０ｍｍの二相ステンレス鋼の冷延焼鈍板とし、該冷延焼鈍板を用いて、下記に説明する耐食性評価試験（臨界孔食発生温度ＣＰＴ）および溶接性評価試験を実施した。
＜耐食性評価試験＞
上記冷延焼鈍板に対して、ＡＳＴＭ  Ｇ４８（Ｍｅｔｈｏｄ  Ｅ）に規定された塩化第二鉄溶液浸漬試験を下記の条件で実施し、臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定して、耐食性を評価した。
・試験片：×幅２５ｍｍ×長さ５０ｍｍ×厚さ２ｍｍ
・試験溶液：６ｍａｓｓ％ＦｅＣｌ３＋１ｍａｓｓ％ＨＣｌ水溶液
・表面研磨：＃１２０のＳｉＣ研磨紙で全面湿式研磨
・試験温度：６５〜８５℃間を５℃間隔で変化
・浸漬時間：２４時間
・試験片数（ｎ数）：各条件２個
・評価基準：上記試験片の孔食深さを測定し、孔食深さが２５μｍ以上となる臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）を求め、このＣＰＴが８０℃以上のものを耐食性優（○）、７５℃のものを耐食性良（△）、７５℃未満のものを耐食性劣（×）と評価した。
【００４６】
＜溶接性評価試験＞
上記冷延焼鈍板から、幅１５０ｍｍ×長さ５００ｍｍの試験片を採取し、溶加材を用いずに、ＴＩＧ溶接でビードオンプレート溶接を行った。なお、溶接時のシールドガスはＡｒベースのガスを使用し、溶接電流は９０〜１００Ａ、溶接電圧は１８〜２１Ｖ、溶接速度は９５０〜１０２０ｍｍ／ｍｉｎとした。斯くして得た溶接部の溶接ビード部について、外観チェックと高温割れの有無を下記の要領で調査し、溶接性を評価した。
溶接部の外観は、アンダーカット、オーバーラップ等が無く、溶接ビードの幅、形が安定しており、溶接品質上、問題ないものを良好とした。また、高温割れは、溶接ビードを浸透探傷試験して高温割れの有無を調査した。その結果、溶接部の外観が良好、かつ、高温割れが見られなかったものを溶接性良好（○）、外観不良、高温割れのいずれかでも生じたものを溶接性不良（×）と評価した。
【００４７】
上記の評価結果を表５に示した。なお、表５には、最終的な耐脆化性の良否判定には直接影響しないが、表４に示したＭｎとＢが、下記関係式；
［ｍａｓｓ％Ｂ］≧０．００１×［ｍａｓｓ％Ｍｎ］−０．００００５）
を満たす鋼には○印、満たさない鋼には×印を記した。
【００４８】
【表５】
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【００４９】
表５に示すように、ＢとＭｎの関係式を満たし、かつ、表４に示した各成分の含有量が本発明範囲を満たすＮｏ．１３〜２５の鋼は、いずれも９００℃×１０分のσ相析出熱処理後の衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上で、良好な耐脆化性を示している。また、Ｎｏ．１３〜２３の鋼は、臨界孔食発生温度ＣＰＴが８０℃以上と良好であったが、ＰＲＥが各々４１．３と４０．５であるＮｏ．２４、２５の鋼のＣＰＴは７５℃であった。また、Ｎｏ．１３〜２５の鋼は、いずれもビード外観は良好で、高温割れの発生も認められず、良好な溶接性を示した。
【００５０】
これに対し、ＢとＭｎの関係式を満たしていないＮｏ．２６〜２９の鋼は、σ相析出熱処理後の衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２を下回っている。また、ＢとＭｎの関係式は満たすが、Ｍｎの含有量が本発明の範囲より多いＮｏ．３０、３１および３５の鋼は、σ相析出熱処理後の衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２を下回っている。また、Ａｌを０．１ｍａｓｓ％と本発明の範囲を超えて多く含むＮｏ．３２の鋼は、ＡｌＮが大量に析出したことによって靭性が低下している。さらに、Ｗを２ｍａｓｓ％含むＮｏ．３８の鋼は、σ相析出熱処理後に多量のσ相が析出したため、衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２を下回っている。
【００５１】
また、Ｎｉを過度に多く含むＮｏ．２８の鋼は、ＣＰＴが７０℃であり、充分な耐食性が得られていない。これは、Ｎｉの過度の含有によってオーステナイト相が多くなり過ぎ、二相ステンレス鋼としての相比のバランスに欠けていたためと考えられる。また、Ｍｎを過度に多く含むＮｏ．２９の鋼も、ＣＰＴが７０℃であり、充分な耐食性が得られていない。これは、Ｍｎの過度の含有によってＭｎＳが生成したためと考えられる。また、ＰＲＥが３９．４と４０を下回るＮｏ．３７の鋼は、ＣＰＴが７０℃で、この場合も、耐食性が充分ではない。
【００５２】
また、本発明の範囲を超えて多量のＢを含むＮｏ．３３〜３６の鋼は、冷延板の溶接において高温割れが生じ、溶接性が低下している。
【産業上の利用可能性】
【００５３】
本発明の二相ステンレス鋼は、製造工程や製品加工時、溶接時、熱処理時におけるσ相の析出を抑制することで優れた耐脆化性特性を有するので、加工性に優れる。また、本発明の二相ステンレス鋼は、優れた耐食性を有するので、アンビリカルチューブや熱交換器用の溶接小径管をはじめとして、ラインパイプや石油化学、油井関連等の部材として好適に用いることができる。
なお、本発明は、上記の実施例において説明した範囲に限定されるものではない。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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