(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：≦０．１０％、
Ｓｉ：≦２．０％、
Ｍｎ：０．１〜７．０％、
Ｐ：≦０．０４％、
Ｓ：≦０．００２％、
Ｃｒ：２０〜３０％、
Ｎｉ：≦７．５％、
Ｍｏ：≦４％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｎ：０．１〜０．３５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％（但し、０．０１０％を除く）、
Ｃｅ：０．００３〜０．０１０％
を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ下記（１）式で表わされるＤＦ値が３０以上７０以下であることを特徴とする溶接性に優れた二相ステンレス鋼。
ＤＦ値＝７．２×（［Ｃｒ］＋０．８８［Ｍｏ］＋０．７８［Ｓｉ］＋２．２［Ｔｉ］＋２．３［Ｖ］）−８．９×（［Ｎｉ］＋０．０３［Ｍｎ］＋０．７２［Ｃｕ］＋２２［Ｃ］＋２１［Ｎ］）−４４．９  ・・・（１）
但し、式中の［元素名］は、当該元素の含有質量％を意味する。
【請求項２】
更に、質量％でＣａ：≦０．００５％、Ｍｇ：≦０．００５％、Ｂ：≦０．００５％の
１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接性に優れた二相ス
テンレス鋼。
【請求項３】
更に、質量％でＣｕ：≦３％含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の
溶接性に優れた二相ステンレス鋼。
【請求項４】
更に、質量％でＶ：０．０５〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜請求項３
の何れかに記載の溶接性に優れた二相ステンレス鋼。
【請求項５】
更に、質量％でＷ：≦１．５％含有することを特徴とする請求項１〜請求項４の何れか
に記載の溶接性に優れた二相ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接時の耐食性劣化や靭性劣化を防止した優れた溶接性を有する二相ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
二相ステンレス鋼は、フェライトとオーステナイトの両相を合せ持ち、オーステナイト系に比べて低コストかつ高強度・高耐食性を有する特徴を持つため、現在数多くの用途に用いられている。母材の特性に優れる二相ステンレス鋼ではあるが、実際に各種用途に適用する際に問題となることの１つに溶接部（溶接金属部、及び溶接熱影響部）の特性劣化がある。これは、二相ステンレス鋼においては、溶接部でＮ固溶限の大きいγ相の生成が遅延するため、フェライト相中の窒素濃度が高まり、窒化物の析出が起こりやすい。そのため、溶接金属部および溶接熱影響部では、析出した窒化物に起因する耐食性と靭性の劣化が発生するというものである。
【０００３】
このような二相ステンレス鋼の溶接時の耐食性や靭性を向上させる試みは従来から行われており、例えば特許文献１〜３が挙げられる。これら従来の技術では、ステンレス鋼の代表的元素の成分範囲を調整することで溶接部のγ相を増加させる対策を行っている。これらの技術は、比較的溶接後の冷却速度が低い場合においては、γ相が適正に再析出し、溶接部の特性に優れるものであった。
【０００４】
しかしながら、従来の技術では溶接時の冷却速度が速い場合において、γ相の生成が遅延するために、窒化物の析出が促進し、耐食性および靭性が劣化するという問題があった。二相ステンレス鋼の用途である船舶その他の溶接構造物の製造においては、大規模な装置による大入熱溶接と、細かな部位を人手で溶接する際の小入熱溶接とが両方行われる。上述したように、従来の技術では冷却速度の速い小入熱溶接時の溶接部特性劣化が避けられなかったため、溶接構造物の製造に際して溶接性が十分に優れているものとは言えないものであった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第４９４０５３６号公報
【特許文献２】特許第４２６５６０５号公報
【特許文献３】特許第２５００１６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記従来の事情に鑑み、幅広い溶接条件においてγ相の析出遅延を起こさず、溶接部の耐食性と靭性の良好な二相ステンレスを提供する事を本発明の課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記課題を解決するため、γ相生成の核と成り得る元素に着目し、種々元素のγ相生成に及ぼす影響を調査した。つまり、従来技術のようなステンレス鋼の代表的元素を一定範囲にすることでγ相が多くなる成分系にする思想とは異なり、γ相の核となる要素を組み込むことによって幅広い組成範囲の二相ステンレス鋼においてγ相生成を促進させようとする試みである。この検討の結果、ＣｅとＴｉを複合添加した場合に、溶接時のγ相析出挙動が早まるという新たな知見を得た。また、この知見を元にして更に最適な添加量を求める検討を進めた結果、ＣｅとＴｉを一定範囲で含有させることにより、前記課題を解決出来ることを見出し、本発明を成すに至った。
【０００８】
即ち、本発明の二相ステンレス鋼は、下記の構成を要旨とする。
（１）質量％で、Ｃ：≦０．１０％、Ｓｉ：≦２．０％、Ｍｎ：０．１〜７．０％、Ｐ：≦０．０４％、Ｓ：≦０．００２％、Ｃｒ：２０〜３０％、Ｎｉ：≦７．５％、Ｍｏ：≦４％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．１〜０．３５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％（但し、０．０１０％を除く）、Ｃｅ：０．００３〜０．０１０％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ下記（１）式で表わされるＤＦ値が３０以上７０以下であることを特徴とする溶接性に優れた二相ステンレス鋼である。
ＤＦ値＝７．２×（［Ｃｒ］＋０．８８［Ｍｏ］＋０．７８［Ｓｉ］＋２．２［Ｔｉ］＋２．３［Ｖ］）−８．９×（［Ｎｉ］＋０．０３［Ｍｎ］＋０．７２［Ｃｕ］＋２２［Ｃ］＋２１［Ｎ］）−４４．９  ・・・（１）
但し、式中の［元素名］は、当該元素の含有質量％を意味する。
【０００９】
（２）更に、質量％でＣａ：≦０．００５％、Ｍｇ：≦０．００５％、Ｂ：≦０．００５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の溶接性に優れた二相ステンレス鋼。
【００１０】
（３）更に、質量％でＣｕ：≦３％含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の溶接性に優れた二相ステンレス鋼。
【００１１】
（４）更に、質量％でＶ：０．０５〜０．５％含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の溶接性に優れた二相ステンレス鋼。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の二相ステンレス鋼によれば、幅広い入熱の溶接に対応することが出来るため、従来よりも溶接構造物製造に適した素材を提供することが可能となる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明の実施形態を説明する。なお、本発明において成分含有量は、特に注記しない限り質量％を意味する。
【００１５】
本発明では上述したように、γ相生成の核となるＣｅおよびＴｉの複合添加が重要となる。溶接時のγ相析出挙動が早まるという本発明の効果を得るためには、Ｃｅを０．００１％以上かつＴｉを０．００３％以上複合添加することが必要である。また、Ｃｅは添加量を０．０１％を超えて添加すると耐食性が低下する。そのため、Ｃｅの添加量は０．０１％以下とする。またＴｉは０．０２％を超えて添加すると、靭性が劣化したため、Ｔｉの添加量は０．０２％以下とする。それぞれ好ましい範囲は、Ｃｅ：０．００２〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％である。
【００１６】
なお、上述した本発明の効果が何故生じるのかについて、その詳細なメカニズムは不明である。しかし、本発明者らが実際に製造した鋼を観察したところ、鋼中に存在する介在物を起点としてオーステナイト相が生成していた。また、それら介在物の多くはＴｉやＣｅを含有するものであった。これらのことから、添加したＴｉやＣｅを含む介在物がオーステナイト相の起点となって、その生成を促進した結果であると推測している
【００１７】
以下に本発明で規定される化学組成についてさらに詳しく説明する。
【００１８】
Ｃは鋼中に存在する不可避的な元素であり、その含有量が０．１０％を超えると、溶接時および溶接再熱時にＣｒと結合し炭化物を形成するため、靭性及び耐食性が劣化する。そのため、Ｃの含有量を０．１０％以下に限定した。望ましくは０．０２５％以下である。また、過度に低減しようとすると逆に製造コストが増加するため、下限は０．００５％とすることが好ましい。更に好ましい下限は０．０１０％である。
【００１９】
Ｓｉは脱酸のために必要な元素であるが、２．０％を超えて添加すると靭性が劣化する。そのため、上限を２．０％とする。好ましくは、０．２０〜０．８０％であり、更に好ましくは０．３０〜０．８０％である。
【００２０】
ＭｎはＮｉと同様、γ相の化学的安定性を高め、γの生成を促進する事で窒化物の生成を抑制する元素であるため、０．１％以上添加する。一方、７．０％を超えて添加すると耐食性が劣化する。そのため、上限を７．０％とする。好ましくは、０．１〜５．５％である。
【００２１】
Ｐは鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の熱間加工性を劣化させるため、０．０４％以下に限定する。望ましくは０．０３％以下である。
【００２２】
Ｓは鋼中に不可避的に含有される元素であって、熱間加工性を劣化させるため、その含有量を０．００２％以下に限定する。望ましくは０．００１％以下である。
【００２３】
Ｃｒは耐食性を確保するために必要な元素であり２０％以上含有させる。一方で、Ｃｒは溶接部でのσ相の生成を促進し、溶接部の靭性低下に繋がるため、添加量を３０％以下とする。好ましくは、２１〜２６％である。
【００２４】
Ｎｉはγ相を増加させる元素であり、さらに耐食性および靭性を改善する。この効果を得るために１．０％以上添加することが望ましい。一方高価な元素であり、過剰に添加することはコストアップにつながるため、上限を７．５％とする。好ましくは、１．４〜７．０％である。
【００２５】
Ｍｏは耐食性の向上に有効な元素であるが、高価である事とσ相の生成を早めて靭性劣化に繋がる事から、上限を４％以下とする。好ましくは、０．０５〜３．８％である。
【００２６】
ＣｕはＮｉと同様、γ相の化学的安定性を高め、γの生成を促進する事で窒化物の生成の抑制に有効な元素であり、必要に応じて０．１０％以上添加する。しかし、３．０％を超えて添加すると熱間加工性が劣化する。そのため、上限を３．０％とする。望ましくは０．２０〜２．０％以下である。
【００２７】
Ａｌは脱酸のために重要な元素であり、鋼中の酸素を低減し、脱硫を促進するために０．００５％以上の添加が必要である。一方、ＡｌはＮと結合しやすく、過剰な添加でＡｌＮを生成し、靭性劣化の原因となる。そのため、含有量の上限は０．０５％とする。好ましくは、０．０１５〜０．０４０％である。
【００２８】
Ｖは耐硫酸性を向上させる元素であるため、必要に応じて添加する。しかし、フェライト相の化学的安定性を高める元素であり、過剰添加はフェライト相を増大させ、γ相の生成遅延に繋がる。そのため、上限を０．５％とする。望ましくは０．０５〜０．３％である。
【００２９】
Ｎは強度、耐食性を向上させると伴に、γ相を増加させる有効な元素である。このために、０．１００％以上添加させる。一方で、Ｎは過剰な添加でγ相生成能力を上回って窒化物生成を助長してしまう。そのため、含有量の上限を０．３５０％とする。好ましくは、０．１００〜０．３００％であり、更に好ましくは０．１３０〜０．２８０％である。
【００３０】
Ｂは熱間加工性を改善させる元素であり、必要に応じて０．０００５％以上添加する。一方で、０．００５％超の添加では耐食性が劣化するため、上限を０．００５％とする。望ましくは０．００１５〜０．００２５％である。
【００３１】
Ｃａは熱間加工性を改善する元素であり、必要に応じて０．０００５％以上添加する。一方で、０．００５％超の添加では逆に熱間加工性を低下させるので上限を０．００５％とする。
【００３２】
Ｍｇは熱間加工性を改善させる元素であり、必要に応じて０．００１％以上添加する。一方で、０．００５％超の添加は逆に熱間加工性を低下させるため、上限を０．００５％とする。
【００３３】
Ｗは耐食性を改善する元素であり、必要に応じて０．１％以上添加する。但し過剰に添加するとσ相が出やすくなり、靭性と耐食性が劣化するため、上限を１．５％とする。
好ましくは０．１〜１．０％である。
【００３４】
また、上述してきた鋼の成分含有量は、下記（１）式で表されるＤＦ値で３０〜７０の
範囲となるように調整する必要がある。ＤＦ値とは、鋼中のフェライト相量を推測する数
値であり、（１）式は、種々成分量を変更して製造した本発明二相ステンレス鋼とそのフ
ェライト相量との関係を回帰して求めたものである。ＤＦ値が３０を下回ると熱間加工性
が劣化するため、下限を３０とする。一方ＤＦ値が７０を超えるとオーステナイト相の化
学的安定性が低下しすぎ、本発明の効果が得られない。好ましくは、４５〜６５の範囲で
ある。
ＤＦ値＝７．２×（［Ｃｒ］＋０．８８［Ｍｏ］＋０．７８［Ｓｉ］＋２．２［Ｔｉ］
＋２．３［Ｖ］）−８．９×（［Ｎｉ］＋０．０３［Ｍｎ］＋０．７２［Ｃｕ］＋２２［
Ｃ］＋２１［Ｎ］）−４４．９  ・・・（１）
但し、式中の［元素名］は、当該元素の含有質量％を意味する。
【実施例１】
【００３５】
詳細に本発明の効果を確認するため、以下のような効果確認実験を行った。なお、本実施例は本発明の一実施形態を示すものであり、以下の構成に限定されるものではない。
【００３６】
ラボの５０ｋｇ真空炉にて表１の組成を有する各種ステンレス鋼を溶製し、厚さが約１００ｍｍの扁平鋼塊に鋳造した。この鋼塊の本体部より熱間圧延用素材を加工し、１１８０℃加熱後、仕上げ温度９５０℃狙いの条件にて圧延し、１２ｍｍ厚の熱間圧延鋼板を得た。最終の溶体化熱処理は、１０５０℃均熱後、水冷の条件で実施した。なお、熱延時に深さ１．５ｃｍを超える耳割れが生じた場合は、熱間加工性が悪いものと判定した。表１において空欄となっている部分は、意図的に添加を行っていないことを示す。また、表１に記載の元素以外はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００３７】
更に、上記にて製造した熱間圧延鋼板を母材として溶接実験を行った。該鋼板にベベル角度３５°、ルート面１ｍｍのレ型開先を形成し、ワイヤ径４．０ｍｍφのＪＩＳＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌの共金系の市販溶接ワイヤを使用し、溶接電流：５２０〜５７０Ａ、アーク電圧：３０〜３３Ｖ、溶接速度：３０〜３３ｃｍ／ｍｉｎの溶接条件でサブマージアーク溶接により溶接継手を製作した。
【００３８】
また、上記にて製造した熱間圧延鋼板を素材として小入熱の溶接シミュレーション実験を行った。熱間圧延鋼板をφ１０×６０ｍｍに円柱状に加工し、この加工片に溶接ＨＡＺを模擬した熱処理を行った。具体的には、１）室温から１３００℃まで１５秒で昇温し、２）１３００℃に５秒間保持、３）１３００℃から９００℃まで８秒で等温冷却、４）９００℃から４００℃まで１３５秒で等温冷却、５）４００℃から窒素吹き付けにより室温まで急冷の熱履歴を加工片に与え、溶接シミュレーション材とした。
【００３９】
母材および上記の溶接材、溶接シミュレーション材を用いて溶接材の衝撃特性、母材と溶接シミュレーション材の耐食性の評価を行った。ＨＡＺ部の衝撃特性については、溶接継手のボンド部から１ｍｍ離れた位置が切欠となるようＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー試験片を採取し、−２０℃における衝撃値を測定した。衝撃値は５８．７５Ｊ／ｃｍ２以上を良好（表中○で示す）とし、それ未満を不良（表中×で示す）とした。耐食性については、母材と溶接シミュレーション材の試験片表面を＃６００研磨し、ＪＩＳ  Ｇ  ０５７８に規定された６％塩化第二鉄溶液中における孔食発生臨界温度(以下、ＣＰＴという)を測定した。この際、測定開始温度は０℃近傍とし、５℃刻みで測定を行った。母材と溶接シミュレーション材のＣＰＴの差が小さい程、溶接性が良好であることを意味し、差が１０℃以下を良好（表中○で示す）、１０℃超を不良（表中×で示す）とした。
なお、測定開始温度である０℃近傍において孔食が発生した場合は、０℃未満と表中に記載した。
【００４０】
評価結果を表１に示す。本発明鋼では、溶接部の衝撃特性、母材と溶接シミュレーション材のＣＰＴ温度差で良好な値を示した。一方、本発明の範囲を外れる比較例鋼においては、熱間加工性、衝撃靭性、ＣＰＴ温度差の何れかが劣化していた。
【００４１】
【表１】
0005903307.tif 000002