(57)【要約】  本発明は、良好な成形性、良好な溶接性および高い伸び性を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に関する。溶接時の鋭敏化を回避するための低炭素含有量が成形性を維持するための高窒素含有量で補償されており、重量％で0.17〜0.295の範囲内にある炭素および窒素の合計量C+Nを含有するステンレス鋼を熱処理して、このステンレス鋼の微細構造が熱処理条件によって45〜75％のオーステナイトを含有し、残留する微細構造がフェライトであるようにし、このステンレス鋼の測定されたＭｄ３０温度を０℃と50℃の間に調整して変態誘起塑性（TRIP）を利用し、このステンレス鋼の成形性を改善する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
良好な成形性、良好な溶接性および高い伸び性を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、溶接時の鋭敏化を回避するための低炭素含有量が成形性を維持するための高窒素含有量で補償されており、重量％で0.17〜0.295の範囲内にある炭素および窒素の合計量C+Nを含有するステンレス鋼を熱処理して、該ステンレス鋼の微細構造が熱処理条件によって45〜75％のオーステナイトを含有し、残留する微細構造がフェライトであるようにし、該ステンレス鋼の測定されたＭｄ３０温度を０℃と50℃の間に調整して変態誘起塑性（TRIP）を利用し、該ステンレス鋼の成形性を改善することを特徴とするフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の方法において、前記ステンレス鋼のＭｄ３０温度は、該ステンレス鋼にひずみを与えて変態マルテンサイトの比率を計測することにより測定することを特徴とする方法。
【請求項３】
請求項１または２に記載の方法において、前記熱処理を溶体化焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項４】
請求項１または２に記載の方法において、前記熱処理を高周波誘導焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項５】
請求項１または２に記載の方法において、前記熱処理を局部焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項６】
前記請求項のいずれかに記載の方法において、前記焼鈍は900〜1200℃、好ましくは1000〜1150℃の温度範囲で行うことを特徴とする方法。
【請求項７】
前記請求項のいずれかに記載の方法において、測定されたＭｄ３０温度を10℃と45℃の間、好ましくは20℃と35℃の間に調整することを特徴とする方法。
【請求項８】
前記請求項のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、0.2〜0.29重量％の合計量C+Nを含有することを特徴とする方法。
【請求項９】
前記請求項のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、0.23〜0.27重量％の合計量C+Nを含有することを特徴とする方法。
【請求項１０】
前記請求項のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量％で、0.05％未満のC、0.2〜0.7％のSi、2〜5％のMn、19〜20.5％のCr、0.8〜1.5％のNi、0.6％未満のMo、１％未満のCu、0.16〜0.26％のN、残量となるFeおよび不可避不純物を含有することを特徴とする方法。
【請求項１１】
請求項10に記載の方法において、前記ステンレス鋼は、必要に応じて１種類以上の添加元素である0〜0.5重量％のW、0〜0.2重量％のNb、0〜0.1重量％のTi、0〜0.2重量％のV、0〜0.5重量％のCo、0〜50ppmのBおよび0〜0.04重量％のAlを含有することを特徴とする方法。
【請求項１２】
請求項10または11に記載の方法において、前記ステンレス鋼は、不可避不純物として、0.010重量％未満、好ましくは0.005重量％未満のSと、0.040重量％未満のPを含有し、合計量（S+P）を0.04重量％未満とし、総酸素含有量を100ppm未満とすることを特徴とする方法。
【請求項１３】
請求項10ないし12のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量％で0.035％未満のCを含有することを特徴とする方法。
【請求項１４】
請求項10ないし13のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量％で1.0〜1.35％のNiを含有することを特徴とする方法。
【請求項１５】
請求項10ないし13のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量％で0.18〜0.24％のNを含有することを特徴とする方法。
【請求項１６】
良好な成形性、良好な溶接性および高い伸び性を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を解決用途に利用する方法であって、溶接時の鋭敏化を回避するための低炭素含有量が成形性を維持するための高窒素含有量で補償されており、重量％で0.17〜0.295の範囲内にある炭素および窒素の合計量C+Nを含有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を、測定されたＭｄ３０温度およびオーステナイト比率に基づいて熱処理し、所望の解決用途に向けて変態誘起塑性（TRIP）効果を調整することを特徴とするフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の利用方法。
【請求項１７】
請求項16に記載の方法において、前記熱処理を溶体化焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項１８】
請求項16に記載の方法において、前記熱処理を高周波誘導焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項１９】
請求項16に記載の方法において、前記熱処理を局部焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項２０】
前記請求項のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼を、鋳物、インゴット、スラブ、ブルーム、ビレット、プレート、シート、細片、コイル、棒状体、ロッド、ワイヤ、種々の輪郭および形状を有する製品、継ぎ目なしや溶接された管および／またはパイプ、金属粉体、成形した形状物および金型として生産することを特徴とする方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度、優れた成形性、良好な耐食性および良好な溶接性を有するリーンフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造および利用方法に関する。成形性はオーステナイト相のマルテンサイト変態の制御で達成され、いわゆる変態誘起塑性（TRIP）が引き起こされる。さらに、炭素含有量を少なくすることによって成形性とともに製造鋼の溶接性が向上する。
【背景技術】
【０００２】
非常に多くのリーンフェライト・オーステナイト系合金、すなわち二相合金が提案され、十分な強度および腐食性能を獲得するためのニッケルやモリブデンといった原材料における高コストへの対処がなされている。とくに断りのない限り、以下の刊行物を参照する際、元素含有量は重量％である。
【０００３】
米国特許第3,736,131号は、4〜11％のMn、19〜24％のCr、3.0％までのNiおよび0.12〜0.26％のNを含有し、10％から50％までのオーステナイトを含む、安定であって高靭性を示すオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼を記載している。高靭性はオーステナイトのマルテンサイトへの変態を回避することによって得られる。
【０００４】
米国特許第4,828,630号は、17〜21.5％のCr、1％から4％未満までのNi、4〜8％のMnおよび0.05〜0.15％のNを含有し、マルテンサイトへの変態に対し熱的に安定な二相スレンレス鋼を開示している。フェライト含有量は、良好な延性を達成するために60％未満に維持しなければならない。
【０００５】
欧州特許第1327008号は、高強度、良好な延性および高構造安定性を有する、20〜23％のCr、3〜8％のMn、1.1〜1.7％のNiおよび0.15〜0.30％のNを含有するリーン二相合金を記載している。
【０００６】
国際特許出願公開第2006/071027号は、19.5〜22.5％のCr、0.5〜2.5％のMo、1.0〜3.0％のNi、1.5〜4.5％のMnおよび0.15〜0.25％のNを含有し、同様の鋼と比較して改善された高温延性を有する低ニッケル二相鋼を記載している。
【０００７】
欧州特許第1352982号は、一定量のフェライト相を導入することによって、オーステナイト系Cr-Mn鋼の遅れ割れを回避する手段を開示している。
【０００８】
近年、リーン二相鋼は非常によく使用され、米国特許第4,848,630号、欧州特許第1327008号、欧州特許出願第1867748号および米国特許第6,623,569号に係る鋼が多くの用途で商業的に使用されている。欧州特許第1327008号に係るOutokumpu LDX 2101（登録商標）二相鋼は、貯蔵タンク、輸送車等に広く使用されている。これらのリーン二相鋼は、他の二相鋼と同じ問題である乏しい成形性を有するので、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて高成形部品に適用されにくい。したがって、二相鋼の用途は、板式熱交換器等の構成材に限定される。しかし、リーン二相鋼は、延性の改善について独自の可能性を有しており、オーステナイト相を準安定化するのに合金含有量を十分に少なくして後記のメカニズムにより可塑性を増大させることができる。
【０００９】
強度および延性を改善するため、二相鋼の準安定オーステナイト相を利用する参考文献がいくつか存在する。米国特許第6,096,441号は、基本的には18〜22％のCr、2〜4％のMn、1％未満のNiおよび0.1〜0.3％のNを含有した、高引張伸びを有するオーステナイト・フェライト系鋼に関するものである。マルテンサイト生成における安定性に関するパラメータを一定範囲内とすることによって、引張伸びが改善される。米国特許出願第2007/0163679号は、主にオーステナイト相でのC+Nの含有量の調整によって高成形性を付された極めて広範囲にわたるオーステナイト・フェライト系合金を記載している。
【００１０】
変態誘起塑性（TRIP）は、準安定オーステナイト鋼にとって公知の効果である。たとえば、引張試験試料での局所くびれは、軟らかいオーステナイトから硬いマルテンサイトへのひずみ誘起変態によって阻止され、変形が試料の他の位置に伝達されて高均一変形となる。TRIPは、オーステナイト相を適切に設計すれば、フェライト・オーステナイト系（二相）鋼にも使用できる。オーステナイト相を設計して一定のTRIP効果を得る古典的手法は、その化学組成に基づいたオーステナイト安定性のための確立または修正した経験式を使用することであり、そのうちの１つがＭｄ３０温度である。Ｍｄ３０温度は、真ひずみ値0.3によってオーステナイトからマルテンサイトへの変態が50％生じる温度と定義される。しかし、このような経験式はオーステナイト系鋼で確立したもので、二相スレンレス鋼に適用するにはリスクがある。
【００１１】
二相鋼のオーステナイト安定性の設計は、オーステナイト相の組成が鋼の化学的性質と熱的履歴の両方に依存するので、より複雑である。さらに、相形態およびサイズが変態挙動に影響を及ぼす。米国特許第6,096,441号は、バルク組成用の式を使用し、所望の効果を得るのに必要な一定範囲（40〜115）を特許請求している。しかし、この情報は、オーステナイト組成が焼鈍温度で変動するため、この特定の研究において鋼に使用された熱履歴に対してのみ有効である。米国特許出願第2007/0163679号では、オーステナイトの組成を測定し、オーステナイト相の一般Ｍd式の仕様を鋼について-30から90までの範囲に特定して、所望の性質を提示した。
【００１２】
オーステナイト安定性の経験式は、標準オーステナイト系鋼の研究に基づいており、安定性の条件が組成だけではなく残留応力や相または結晶粒パラメータにも制約されるので、二相鋼のオーステナイト相に対する有用性には限りがある。米国特許出願第2007/0163679号に開示されているように、さらに直接的な手法では、オーステナイト相の組成を測定することによってマルテンサイトの安定性を評価した後、冷間加工時のマルテンサイト生成量を計算する。しかし、これは大変面倒でコストのかさむ手法であり、ハイクラスな冶金研究所を必要とする。他の手法は、熱機械的データベースを用いて平衡相バランスおよび各相の組成を予測することである。しかし、このようなデータベースは、熱機械的処理後にほとんどの実用的な場面で優位となる非平衡条件を記述することができない。部分的に準安定なオーステナイト相を有する種々の二相組成についての多くの研究によって、焼鈍温度および冷却速度はオーステナイト含有量および組成に多大な影響を及ぼし、経験式に基づくマルテンサイト生成の予測を困難にすることが示された。二相鋼でのマルテンサイト生成を完全に制御可能とするためには、微細構造パラメータとともにオーステナイト組成の知見が必要であるようだが、十分ではない。
【発明の開示】
【００１３】
本発明の適切な手法は、従来技術の問題を鑑み、代替として種々の鋼のＭｄ３０温度を測定し、この情報を用いて高延性二相鋼を得るための最適な組成および製造工程を設計するものである。さらなる情報として、Ｍｄ３０温度の測定から種々の鋼における温度依存性が取得される。成形プロセスは様々な温度で生じるため、この依存性を知得して成形挙動のモデリングに使用することが重要である。
【００１４】
本発明の主目的は、リーン二相ステンレス鋼におけるひずみ誘起マルテンサイト変態の制御された製法を提供し、優れた成形性および良好な耐食性とともに良好な溶接性を得ることである。所望の効果を達成するには、主に、（重量％で）0.05％未満の炭素（C）、0.2〜0.7％のケイ素（Si）、2〜5％のマンガン（Mn）、19〜20.5％のクロム（Cr）、0.8〜1.5％のニッケル（Ni）、0.6％未満のモリブデン（Mo）、１％未満の銅（Cu）、0.16〜0.26％の窒素（N）、残量となる鉄（Fe）およびステンレス鋼で不可避的に生じる不純物を含有する合金を用いる。合計量C+Nは0.17〜0.295％の範囲内であるが、この範囲内の合計量C+Nでは、溶接時の鋭敏化を回避するための低炭素含有量が成形性を維持するための高窒素含有量で補償されている。必要に応じて、上記合金はさらに、１種類以上の意図的な添加元素である0〜0.5％のタングステン（W）、0〜0.2％のニオブ（Nb）、0〜0.1％のチタン（Ti）、0〜0.2％のバナジウム（V）、0〜0.5％のコバルト（Co）、0〜50ppmのボロン（B）および0〜0.04％のアルミニウム（Al）を含有することができる。この鋼は、不純物と同じく不可避な微量元素である0.010重量％未満、好ましくは0.005重量％未満の硫黄（S）と、0.040重量％未満のリン（P）を含有することができ、硫黄およびリンの合計量（S+P）は0.04重量％未満となり、総酸素（O）含有量は100ppmを下回る。金属微粉の場合、最大酸素含有量は250ppmまでとすることができる。
【００１５】
本発明による二相鋼は、熱処理条件によって45％から75％までのオーステナイトを含有し、残留相はフェライトであって熱によるマルテンサイトを含まない。熱処理は、溶体化焼鈍、高周波誘導焼鈍または局部焼鈍といった種々の熱処理方法を用い、900℃から1200℃まで、より良くは1000℃から1150℃までの温度範囲で実施される。所望の延性改善を得るため、測定されたＭｄ３０温度は0℃と+50℃の間とする。鋼組成と熱機械的処理との相関を記述する経験式を、この鋼の最適な成形性を設計するのに使用すべきである。本発明の本質的特徴を添付の特許請求の範囲に加えた。
【００１６】
本発明の重要な特徴は、二相微細構造でのオーステナイト相の挙動である。種々の合金に取り組んでみるに、所望の性質は狭い組成範囲内でのみ得られることが示された。しかし、本発明の主要な思想は、ある種の二相合金において強化された溶接性とともに最適な延性を得る手法を開示することにあり、提案する鋼がこの効果を例示する。それでもなお、合金元素間のバランスはきわめて重要であるが、これは、すべての元素がオーステナイト含有量に影響を及ぼし、オーステナイト安定性を増大させ、強度および耐食性を左右することによる。さらに、微細構造のサイズおよび形態は、相安定性とともに材料強度に影響するのであり、制御されたプロセスとなるように制限されなければならない。
【００１７】
準安定なフェライト・オーステナイト系鋼の成形性挙動の予測が失敗に終わっているため、新たな概念またはモデルを提示する。このモデルは、経験的記述を伴う金属組織学的および機械的測定値に基づいており、個々の必要に応じた性質を有する製品用として適切な熱機械的処理を選定する。
【００１８】
微細構造内の種々の元素の効果を以下に記載するが、元素含有量は重量％で示す。
【００１９】
炭素（C）はオーステナイト相を仕切り、オーステナイト安定性に強い効果を奏する。熱処理温度を低下させたときだけカーバイドが析出するステンレス鋼での通常の挙動とは異なり、本発明では熱処理温度が増大して臨界値を超えたときにもカーバイドが析出し得ることが分かってきた。このような挙動は自生溶接およびほぼすべての種類の溶接での熱影響域で得られる機械的性質および腐食特性にとって有害である。この意外な結果は、オーステナイト相領域の形状が温度の関数となることから理解可能であるが、ここで、オーステナイト、フェライトおよびカーバイドの三相平衡を表す三重点は、高温で高炭素含有量および低クロム含有量側に引き返す。この結果により、いく分高い炭素含有量を有する合金組成は三相領域内に移行し、所望のオーステナイト・フェライト二相領域内に留まらずにカーバイドが析出する。この結果を回避するため、炭素含有量は0.05％未満の範囲、好ましくは0.035％未満の範囲に限定される。
【００２０】
窒素（N）は二相合金における重要なオーステナイト安定化元素であり、炭素と同様にオーステナイト安定性を増大させる。また、窒素は強度、ひずみ硬化および耐食性を増大させる。Ｍｄ３０温度についての公開された一般経験式は、窒素および炭素がオーステナイト安定性に関して同様の強い影響力を有することを示すが、本研究は窒素が二相合金においてあまり影響しないことを示す。窒素は、耐食性に悪影響を及ぼすことなく炭素よりも多量にステンレス鋼に添加することができる。さらに、オーステナイト領域をできる限り広く維持し、カーバイドが析出するという溶接による有害な結果を回避することが重要であるが、炭素、窒素およびニッケルのさらなる添加がオーステナイト安定性にとって有益となる。上記の炭素の制限により、炭素レベルの低下の中でオーステナイトを別の方法によって安定化する必要が生じる。炭素合金化の可能性を制限するとともに、窒素およびニッケルの両方を若干量増加させることが好ましい。窒素および炭素はともにTRIP効果に強い影響を及ぼし、過剰になると所望のTRIP最適条件を減縮させる可能性がある。0.16％から0.26％までの窒素が許容され、炭素および窒素の合計量C+Nは0.17〜0.295％、好ましくは0.2〜0.29％、より好ましくは0.23〜0.27％の範囲内にすべきであり、これによりオーステナイト安定性が維持され、または変形時でのオーステナイトの挙動が改善しさえする。
【００２１】
ケイ素（Si）は通常、溶解工場において、脱酸目的でステンレス鋼に添加され、0.2％未満にすべきではない。ケイ素は二相鋼のフェライト相を安定化させるが、現行の式で示されるのに比べ、マルテンサイト生成に対抗するオーステナイト安定性についてより強い安定化効果を示す。このため、ケイ素は、0.7％、好ましくは0.6％、最も好ましくは0.4％を最大量とする。
【００２２】
マンガン（Mn）は、オーステナイト相を安定化させ、鋼中の窒素の溶解度を増大させるのに重要な添加元素である。これにより、マンガンは、高価なニッケルと部分的に置きかわることができ、鋼に適当な相バランスをもたらす。過剰になると耐食性を低下させる。マンガンは、刊行文献に示されるのに比べると変形マルテンサイトに対するオーステナイト安定性についてより強い効果を示し、マンガン含有量は注意深く設定されなければならない。マンガン量の範囲は2.0％から5.0％までである。
【００２３】
クロム（Cr）は鋼に耐食性を付与する主添加元素である。フェライト安定化元素であるクロムは、オーステナイトとフェライトとの適当な相バランスを生み出す主添加元素でもある。これらの機能をもたらすため、クロム量は少なくとも19％とすべきであり、また、フェライト相を実際の目的のための適当なレベルに制限するため、最大含有量は20.5％でなくてはならない。
【００２４】
ニッケル（Ni）は、オーステナイト相を安定化させ良好な延性をもたらす必須の合金元素であり、鋼には少なくとも0.8％を添加すべきである。マルテンサイト生成に対抗するオーステナイト安定性に大きな影響を及ぼすため、ニッケルの存在範囲は狭小でなければならない。ニッケルは、高コストであって価格が変動するので、実際の鋼では1.5％、好ましくは1.35％を最大量とすべきである。
【００２５】
銅（Cu）は通常、ほとんどのステンレス鋼で0.1〜0.5％の残留物として存在し、原材料の多くがこの元素を含むステンレススクラップ状である。銅はオーステナイト相をあまり安定化させはしないが、耐マルテンサイト生成に強い効果を奏し、実際の合金における成形性の評価を勘案しなければならない。意図的には1.0％まで添加できる。
【００２６】
モリブデン（Mo）は、耐食性を増大させるために添加可能なフェライト安定化元素である。モリブデンは、オーステナイト安定性を増大させ、他の添加元素と一緒だと0.6％を超えて添加することはできない。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
図面を参照して本発明をさらに詳細に説明する。
【図１】サトマガン装置を用いたＭｄ３０温度測定結果を示す図である。
【図２】Ｍｄ３０温度およびマルテンサイト含有量が、1050℃で焼鈍された本発明の鋼のひずみ硬化および均一伸びに及ぼす影響を示す。
【図３ａ】測定されたＭｄ３０温度の伸びに対する影響を示す。
【図３ｂ】計算されたＭｄ３０温度の伸びに対する影響を示す。
【図４】オーステナイト含有量の伸びに及ぼす効果を示す。
【図５】後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）評価法を用いた、1050℃で焼鈍した際の本発明による合金Ａの微細構造を示す。
【図６】1050℃で焼鈍した際の本発明による合金Ｂの微細構造を示す。
【図７】ツールボックスモデルの模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
いくつかのリーン二相合金についてマルテンサイト生成の詳細な研究を行った。とくに、オーステナイト安定性、マルテンサイト生成およびＭｄ３０温度の機械的性質に及ぼす効果に注目した。この知見は、最適な特性の鋼品質を設計するのに不可欠であるが、従来技術の特許にはない。表１に示すようにいくつかの選択された合金を試験した。
【００２９】
【表１】
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【００３０】
合金Ａ、合金Ｂ、合金Ｃ、合金Ｄおよび合金Ｅは本発明の実施例である。合金Ref1は米国特許出願第2007/0163679号に係るものであり、LDX2101は、欧州特許第1327008号の商業的製造例であって、変形マルテンサイト生成に対して良好な安定性を有するオーステナイト相を含むリーン二相鋼である。
【００３１】
合金Ａ〜Ｃは、真空誘導炉において60kgの規模で製造して小さいスラブとし、これを熱間圧延および冷間圧延して厚さ1.5mmとした。合金Ｄおよび合金Ｅは、100トンの規模で製造して、これを熱間圧延および冷間圧延し、最終寸法を様々に変えてコイル状とした。合金2101は、100トンの規模で商業的に製造し、熱間圧延および冷間圧延してコイル状とした。すべての供試合金において溶体化焼鈍を用いて1000℃から1150℃までの異なる温度で熱処理を行った後、急空冷または水焼き入れを行った。
【００３２】
オーステナイト相の化学組成を、走査型電子顕微鏡（SEM）を用いたエネルギー分散型および波長分散型分光解析によって測定した。含有量を表２に示す。エッチングした試料におけるオーステナイト相の比率（％γ）を、光学顕微鏡を用いた画像解析により測定した。
【００３３】
【表２】
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【００３４】
実際のＭｄ３０温度（Ｍｄ３０試験温度）は、種々の温度で引張用試料に真ひずみ0.30を与え、サトマガン装置を用いて変態マルテンサイトの比率（マルテンサイト％）を測定することにより決定された。サトマガンは磁気天秤であり、試料を飽和磁場中に置き、試料によって誘起された磁力および重力を比較することによって強磁性相の割合を決定する。測定されたマルテンサイト含有量および得られた実際のＭｄ３０温度（測定されたＭｄ３０）を、オーステナイト組成に対するNoharaの式：Ｍｄ３０＝551-462（C+N）-9.2Si-8.1Mn−13.7Cr−29（Ni+Cu）−18.5Mo-68Nbを用いて予測した温度（Ｍｄ３０ Nohara）とともに表３に示す。真ひずみ0.3でマルテンサイトに変態したオーステナイトの測定比率と試験温度との関係を図１に示す。
【００３５】
【表３】
2014511944.tif 000005
【００３６】
Berahaのエッチング液でエッチングした後、光学画像解析を用いてフェライトおよびオーステナイト含有量を測定した結果を表４に示す。また、オーステナイト幅（γ−幅）およびオーステナイトスペーシング（γ−スペーシング）として表した構造微細度について微細構造を評価した。これらのデータは、縦（long）方向および横（trans）方向での均一伸び（Ag）結果および破断延び（Ａ５０／Ａ８０）結果とともに表４に示す。
【００３７】
【表４】
2014511944.tif 000006
【００３８】
得られた微細構造の例を図５および図６に示す。引張試験（標準ひずみ速度0.001（1/秒）/0.008（1/秒））の結果を表５に示す。
【００３９】
【表５】
2014511944.tif 000007
【００４０】
耐食性を調査するため、電圧走査10mV／分の標準カロメル電極を用い、25℃の1M NaCl溶液中で320メッシュまでの湿式粉砕を行って表面仕上げした試料において合金の孔食電位を測定した。各グレードについて３回の個別測定が行われた。結果を表６に示す。
【００４１】
【表６】
2014511944.tif 000008
【００４２】
ASTM G150に従って0.1M NaCl溶液中で未処理の表面における合金の臨界孔食温度（CPT）を測定した。結果を表７に示す。
【００４３】
【表７】
2014511944.tif 000009
【００４４】
この結果によると、本発明による合金における臨界孔食温度値の大部分は、参照合金における臨界孔食温度の典型値の間の値となっている。
【００４５】
プレート上で自生TIG溶接塊となった合金Ｄおよび合金Ｅについても臨界孔食温度を測定した。結果を表８に示す。
【００４６】
【表８】
2014511944.tif 000010
【００４７】
さらに、ASTM A262 practice Aに従い、エッチングされた微細構造を観察し分類することによってプレート上の塊材の粒界腐食感受性を評価した。結果を表９に示す。
【００４８】
【表９】
2014511944.tif 000011
【００４９】
表９の溝構造とは、微細構造において１つ以上の結晶粒が完全に溝で囲まれていることを意味する。二重構造では、いく分の溝を含んではいるが完全に囲まれている結晶粒は存在しない。したがって、溶接された1.0mmの材質Ｄにおける低CPTは、この微細構造が若干鋭敏化しているとの観察結果と関連している。しかし、良好なCPT値は、表８に示すように溶接された0.8mmの材質Ｄで得られた。
【００５０】
表２は、相バランスおよびオーステナイト相の組成が溶体化焼鈍温度によって変化することを示す。オーステナイト含有量は温度上昇とともに減少する。置換型元素の組成変化は小さいが、侵入型元素である炭素および窒素は大きな変化を示す。利用できる製法に従った炭素および窒素元素はマルテンサイト生成に対抗するオーステナイト安定性に強い効果を奏するので、オーステナイトでの炭素および窒素元素のレベルを制御することは不可欠であろう。表３に示すように、計算されたＭｄ３０温度は高温での熱処理では明らかに低く、高い安定性を示す。しかし、測定されたＭｄ３０温度はこのような依存性を示さない。合金Ａ、合金Ｂおよび合金Ｃについて、Ｍｄ３０温度は、溶体化温度が100℃上昇してもわずかに3〜4℃減少するにすぎない。この差はいくつかの効果に起因している。例えば、焼鈍温度が高いほど微細構造が粗くなるが、これはマルテンサイト生成に影響を及ぼすことが知られている。試験例ではオーステナイト幅またはオーステナイトスペーシングは約2μｍから6μｍまでのオーダーである。粗い微細構造を有する製品はそれぞれ安定性が異なり逸脱した性質を示す。この結果から、現行の確立した式を用いるマルテンサイト生成の予測は、先端の金属組織学的方法を採用したとしても役に立たないことが分かる。
【００５１】
図１では、表３の結果がプロットされており、この曲線によってマルテンサイト生成に及ぼす温度の影響が供試合金と同様であることが示される。このような依存性は、温度が工業的成形プロセスでは相当に変化しうるため、設計された成形性のための経験的記述における重要な部分となる。
【００５２】
図２は、（測定された）オーステナイトのＭｄ３０温度および変態ひずみ誘起マルテンサイト（Ｃα’）量が機械的性質に及ぼす強い影響を示す。図２では、供試鋼の真応力ひずみ曲線を細線で示している。太線は、応力ひずみ曲線を微分して得られる鋼のひずみ硬化速度に相当する。Considereの判定基準によれば、均一伸びに付随するくびれは応力ひずみ曲線とひずみ硬化曲線との交点で生じ始め、その後は、ひずみ硬化によっても、薄型化により引き起こされる材料の荷重負担能力の低下を補うことはできない。
【００５３】
また、供試鋼の均一伸びでのＭｄ３０温度およびマルテンサイト含有量も図２に示す。鋼のひずみ硬化速度は明らかに、マルテンサイト生成の程度に本質的に依存する。マルテンサイトが生成されるほど、ひずみ硬化速度がより大きくなる。このように、Ｍｄ３０温度を慎重に調整することにより、機械的性質、すなわち引張強さおよび均一伸びの組合せが最適化できる。
【００５４】
明らかに、本試験結果に基づくと、最適なＭｄ３０温度の範囲は従来技術の特許で提示された範囲よりも大幅に狭い。Ｍｄ３０温度が高すぎると、ひずみ硬化速度が急速にピークに到達する。ピークに到達した後、ひずみ硬化速度は急低下し、その結果、くびれが早く生じ始めて低均一伸びとなる。実験結果によれば、鋼ＣのＭｄ３０温度は上限近くに認められる。Ｍｄ３０温度がさらに高くなれば均一伸びは大幅に低下するであろう。
【００５５】
一方、Ｍｄ３０温度が低すぎると、変形中にマルテンサイトが十分に生成されない。そのため、ひずみ硬化速度は低いままなので、結果的にくびれは低ひずみレベルで生じ始める。図２において、LDX 2101は、低均一伸びを有する安定した二相鋼のグレードにおける典型的挙動を示す。鋼ＢのＭｄ３０温度は17℃であって十分に高く、高い伸びを確保するだけのマルテンサイトが生成可能である。しかし、Ｍｄ３０温度がさらに低くなれば、わずかなマルテンサイトしか生成せず、伸びも明らかに低下するであろう。
【００５６】
実験に基づいて化学組成および熱機械的処理を設計し、得られる鋼のＭｄ３０温度が0℃と50℃の間、好ましくは10℃と45℃の間、さらに好ましくは20℃と35℃の間となるようにする。
【００５７】
表５の引張試験データによれば、本発明によるいずれの鋼も破断伸びが大きく、一方でより安定なオーステナイトを有する市販のリーン二相鋼（LDX 2101）は、標準二相鋼の典型である低伸び値を示す。図３ａは、オーステナイトの測定されたＭｄ３０温度が延性に及ぼす影響を示す。この実例では、最適な延性は１０℃と３０℃の間のＭｄ３０温度で得られる。図３ｂに、計算されたＭｄ３０温度の延性に及ぼす影響がプロットされている。
【００５８】
図３ａおよび図３ｂの両図によれば、Ｍｄ３０温度をどのように得たかによらず、Ｍｄ３０温度値および伸びにはほぼ放物線状の関係が存在することが明らかである。とくに、合金Ｃでは、測定Ｍｄ３０値と計算Ｍｄ３０値の間に明らかな相違が存在する。図によれば、Ｍｄ３０温度の望ましい範囲は計算による予測と比較するとかなり狭く、これは、所望のTRIP効果を得るためにはプロセス制御をより適切に最適化する必要があることを意味する。図４は、使用例において最適延性のためのオーステナイト含有量は約50％から70％までの範囲内にあることを示す。図５では、合金ＡのＭｄ３０温度を40℃で試験しているが、18％のマルテンサイト（画像中の灰色）および約30％のオーステナイト（画像中の黒色）が微細構造に存在し、残りがフェライト（画像中の白色）となっている。
【００５９】
図６は、1050℃での焼鈍後の本発明による合金Ｂの微細構造を示す。図６の相は、フェライト（灰色）、オーステナイト（白色）およびマルテンサイト（オーステナイト（白色）帯内の暗灰色）である。図６において、部分ａ）は参考材料に関し、部分ｂ）は室温で行ったＭｄ３０温度試験に関し、部分ｃ）は４０℃で行ったＭｄ３０温度試験に関し、部分ｄ）は60℃で行ったＭｄ３０温度試験に関する。
【００６０】
Ｍｄ３０温度の制御は、高変形伸びを達成するのに必須である。また、変形中の材料温度も、生成可能なマルテンサイト量に大きく影響するので考慮することが重要となる。表５ならびに図３ａおよび図３ｂのデータは常温試験に関するものであるが、若干の温度上昇は断熱加熱であるが故に回避できない。したがって、低いＭｄ３０温度を有する鋼は、高温で変形されるとTRIP効果を示さないことがあり、一方で、最適な延性にとって明らかに高すぎるＭｄ３０温度を室温で有する鋼は、高温で優れた伸びを示す。種々の温度での合金Ａおよび合金Ｃの引張試験（表１０）は、下記の相対伸び変化を示した。
【００６１】
【表１０】
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【００６２】
この結果によれば、低いＭｄ３０温度を有する合金Ａは高温で伸びが低減し、一方で高いＭｄ３０温度を有する合金Ｃは、温度が上昇すると伸びが増大した。
【００６３】
表６は、1M NaClでの孔食電位として表される耐孔食性が、オーステナイト標準鋼304Lの耐孔食性と少なくとも同等に良好であることを示す。
【００６４】
従来技術では、確立した式を用いた鋼挙動の予測が不確実であって組成や他の仕様が広範囲にすぎるので、TRIP効果を有する二相鋼を適切に設計するのに十分な可能性が開示されるに至っていない。本発明によれば、ある種の組成範囲を選択し、実際のＭｄ３０温度の測定に関わる特殊な手順を用い、さらに特殊な経験的知識を採用して製造プロセスを制御することによって、良好な溶接特性とともに最適な延性を有するリーン二相鋼をより安全に設計し製造することができる。この新たな革新的アプローチは、高成形製品の設計において実際のTRIP効果を利用可能とするのに必要となる。図７に示すように、ツールボックスの概念を使用し、測定に基づく相バランスおよびオーステナイト安定性の経験的モデルを用いて、設計された成形性に向けて特殊な熱機械的処理（オーステナイト比率およびＭｄ３０温度）を施すことになる合金組成を選択する。このモデルによれば、TRIP効果を示すオーステナイト系ステンレス鋼の場合よりも高い柔軟性をもって、ある特定の顧客または解決用途に最適な成形性を付与するオーステナイト安定性を設計することができる。このようなオーステナイト系ステンレス鋼に対し、TRIP効果を調整する唯一の手法は他の融体組成を選択することであるが、二相合金でのTRIP効果を利用する本発明によれば、溶体化焼鈍温度等の熱処理によって、新たな融体の導入を必要とせずにTRIP効果を微調整する機会が与えられる。しかし、炭素および窒素に関する段落で説明したように、炭素および窒素のレベルには特別の配慮がなされなければならない。炭素含有量は、高温カーバイドの生成を回避して溶接性を向上させるように選定されなければならない。
【００６５】
本発明によって製造される二相フェライト・オーステナイト系鋼は、鋳物、インゴット、スラブ、ブルームおよびビレットや、プレート、シート、細片およびコイルといった平板製品、さらには棒状体、ロッドおよびワイヤといった長物製品や、種々の輪郭および形状を有する製品、継ぎ目なしや溶接された管および／またはパイプとして生産することができる。さらに、金属粉体、成形した形状物および金型といった付加的な製品も生産可能である。
【図１】
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【図２】
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【図３ａ】
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【図３ｂ】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【手続補正書】
【提出日】平成25年11月11日(2013.11.11)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
良好な成形性、良好な溶接性および高い伸び性を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、溶接時の鋭敏化を回避するための低炭素含有量が成形性を維持するための高窒素含有量で補償されており、重量％で0.17〜0.295の範囲内にある炭素および窒素の合計量C+Nを含有するステンレス鋼を熱処理して、該ステンレス鋼の微細構造が熱処理条件によって45〜75％のオーステナイトを含有し、残留する微細構造がフェライトであるようにし、該ステンレス鋼の測定されたＭｄ３０温度を０℃と50℃の間に調整して変態誘起塑性（TRIP）を利用し、該ステンレス鋼の成形性を改善することを特徴とするフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の方法において、前記ステンレス鋼のＭｄ３０温度は、該ステンレス鋼にひずみを与えて変態マルテンサイトの比率を計測することにより測定することを特徴とする方法。
【請求項３】
請求項１または２に記載の方法において、前記熱処理を溶体化焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項４】
請求項１または２に記載の方法において、前記熱処理を高周波誘導焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項５】
請求項１または２に記載の方法において、前記熱処理を局部焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項６】
請求項１ないし５のいずれかに記載の方法において、前記焼鈍は900〜1200℃、好ましくは1000〜1150℃の温度範囲で行うことを特徴とする方法。
【請求項７】
請求項１ないし６のいずれかに記載の方法において、測定されたＭｄ３０温度を10℃と45℃の間、好ましくは20℃と35℃の間に調整することを特徴とする方法。
【請求項８】
請求項１ないし７のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、0.2〜0.29重量％の合計量C+Nを含有することを特徴とする方法。
【請求項９】
請求項１ないし８のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、0.23〜0.27重量％の合計量C+Nを含有することを特徴とする方法。
【請求項１０】
請求項１ないし９のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量％で、0.05％未満のC、0.2〜0.7％のSi、2〜5％のMn、19〜20.5％のCr、0.8〜1.5％のNi、0.6％未満のMo、１％未満のCu、0.16〜0.26％のN、残量となるFeおよび不可避不純物を含有することを特徴とする方法。
【請求項１１】
請求項10に記載の方法において、前記ステンレス鋼は、必要に応じて１種類以上の添加元素である0〜0.5重量％のW、0〜0.2重量％のNb、0〜0.1重量％のTi、0〜0.2重量％のV、0〜0.5重量％のCo、0〜50ppmのBおよび0〜0.04重量％のAlを含有することを特徴とする方法。
【請求項１２】
請求項10または11に記載の方法において、前記ステンレス鋼は、不可避不純物として、0.010重量％未満、好ましくは0.005重量％未満のSと、0.040重量％未満のPを含有し、合計量（S+P）を0.04重量％未満とし、総酸素含有量を100ppm未満とすることを特徴とする方法。
【請求項１３】
請求項10ないし12のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量％で0.035％未満のCを含有することを特徴とする方法。
【請求項１４】
請求項10ないし13のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量％で1.0〜1.35％のNiを含有することを特徴とする方法。
【請求項１５】
請求項10ないし13のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量％で0.18〜0.24％のNを含有することを特徴とする方法。
【請求項１６】
良好な成形性、良好な溶接性および高い伸び性を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を解決用途に利用する方法であって、溶接時の鋭敏化を回避するための低炭素含有量が成形性を維持するための高窒素含有量で補償されており、重量％で0.17〜0.295の範囲内にある炭素および窒素の合計量C+Nを含有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を、測定されたＭｄ３０温度およびオーステナイト比率に基づいて熱処理し、所望の解決用途に向けて変態誘起塑性（TRIP）効果を調整することを特徴とするフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の利用方法。
【請求項１７】
請求項16に記載の方法において、前記熱処理を溶体化焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項１８】
請求項16に記載の方法において、前記熱処理を高周波誘導焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項１９】
請求項16に記載の方法において、前記熱処理を局部焼鈍で行うことを特徴とする方法。
【請求項２０】
請求項１ないし19のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼を、鋳物、インゴット、スラブ、ブルーム、ビレット、プレート、シート、細片、コイル、棒状体、ロッド、ワイヤ、種々の輪郭および形状を有する製品、継ぎ目なしや溶接された管および／またはパイプ、金属粉体、成形した形状物および金型として生産することを特徴とする方法。
【国際調査報告】
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