(57)【要約】【課題】  耐食性と靭性に優れた二相ステンレス鋼の製造方法を提供する。本発明によって製造される二相ステンレス鋼は、機器の性能発揮や耐久性に対する信頼性を大きく向上させる効果がある。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：２０〜２７％、Ｎｉ：４．０〜１０％、Ｍｏ：２．５〜５．５％、Ｎ：０．１５〜０．３５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％を含有する二相ステンレス鋼を連続鋳造し、スラブを１１００℃〜１３００℃の範囲で２時間以上加熱した後、熱間圧延して所定のサイズに仕上げ、１０５０℃以上１３００℃未満の固溶化熱処理を施し、直ちに３Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却する。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｐ  ：０．０４％以下、
Ｓ  ：０．００８％以下、
Ｃｒ：２０〜２７％、
Ｎｉ：４．０〜１０％、
Ｍｏ：２．５〜５．５％、
Ｎ  ：０．１５〜０．３５％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｂ  ：０．００１〜０．０１％
を含有する二相ステンレス鋼を連続鋳造し、スラブを１１００℃〜１３００℃の範囲で２時間以上加熱した後、熱間圧延し、１０５０℃以上１３００℃未満の固溶化熱処理を施し、直ちに３Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却することを特徴とする二相ステンレス鋼の製造方法。
【請求項２】
熱間圧延における仕上げ圧延温度が９００℃以上で、圧減比（圧延前の板厚／圧延後の板厚）を１．２以上とすることを特徴とする請求項１記載の二相ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、靭性に優れた二相ステンレス鋼の連続鋳造鋳片より厚鋼板を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
二相ステンレス鋼は、優れた耐食性（特に耐応力腐食割れ性）と強度を備えていることから、海水機器や化学プラント機器用材料として広く使用されている。二相ステンレス鋼板の耐食性は、Ｃｒ，Ｍｏ等の合金元素によってもたらされている。しかし、これらの元素はσ相などの脆い金属間化合物を形成しやすく、製造条件によっては厚鋼板の著しい靭性低下をもたらす。
【０００３】
特許文献１には、ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０２ｗｔ％以下とした衝撃特性に優れた二相ステンレス鋼が開示されているが、当該文献の技術はＡｌＮ生成による衝撃特性低下を防止するものであるから、Ａｌを積極添加しない場合には効果が得られない。また継ぎ目無し鋼管を対象としており、厚鋼板の製造方法に関しては開示されていない。
【０００４】
特許文献２には、表面疵を防止するために化学成分と圧延方法を規定した二相ステンレス厚鋼板の製造方法が開示されており、σ相生成に関しては８５０℃以上に圧延仕上温度を制御すればσ相の発生する時間内に圧延が終了できるとしている。しかし、圧延温度の制御のみでは凝固時の偏析に基づいたσ相生成防止、特に板厚中心のσ相生成防止は難しいのが現状である。
【０００５】
一方、熱処理に関しては、例えば特許文献３に、オーステナイト系ステンレス鋼において、厚肉材の凝固偏析を解決するために鋼片を１１００〜１３００℃の範囲で２時間以上加熱することで、Ｃｒ，Ｍｏ等の成分偏析を軽減し、高温クリープ破断特性が向上することがが開示されている。
【０００６】
また特許文献４には、二相ステンレス鋼の鋳造、熱間圧延、焼鈍のそれぞれにおいて急冷する方法が開示されているが、耐硫酸腐食性の向上を目的としたものであるため、ＭｏやＡｌなどの組成が異なり、また焼鈍温度も低い範囲に止まっている。
【特許文献１】特開昭６１−５６４号公報
【特許文献２】特開昭６２−１７９８０２号公報
【特許文献３】特開平５−３２０７５５号公報
【特許文献４】特開平４−７２０１３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、従来の製造方法では板厚断面全面において解消するのが困難であったσ相生成を抑制し、靭性の優れた二相ステンレス鋼製品を得ることを課題とした。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、二相ステンレス鋼の靭性について鋭意検討の結果、特許文献３に開示された高温長時間熱処理が、二相ステンレス鋼においても有効であることを見出した。しかしσ相の析出は早いので、後の熱間圧延や固溶化熱処理温度、冷却速度を最適に制御し組合さなければσ相の析出を抑制し靭性の向上が図れないことが明らかとなった。
【０００９】
本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものであって、以下の手段によって解決を図るものである。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０３％以下、        Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、          Ｐ  ：０．０４％以下、
Ｓ  ：０．００８％以下、      Ｃｒ：２０〜２７％、
Ｎｉ：４．０〜１０％、        Ｍｏ：２．５〜５．５％、
Ｎ  ：０．１５〜０．３５％、  Ｃｕ：１．０％以下、
Ｂ  ：０．００１〜０．０１％
を含有する二相ステンレス鋼を連続鋳造し、スラブを１１００℃〜１３００℃の範囲で２時間以上加熱した後、熱間圧延し、１０５０℃以上１３００℃未満の固溶化熱処理を施し、直ちに３Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却することを特徴とする二相ステンレス鋼の製造方法。
（２）熱間圧延における仕上げ圧延温度が９００℃以上で、圧減比（圧延前の板厚／圧延後の板厚）を１．２以上とすることを特徴とする（１）の二相ステンレス鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によってσ相等の金属間化合物の生成を抑制し、耐食性と靭性に優れた二相ステンレス厚鋼板の製造が可能となった。本発明によって製造される二相ステンレス鋼は、機器の性能発揮や耐久性に対する信頼性を大きく向上させる効果がある。本発明によってもたらされる産業上の意義は極めて多大なものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下に本発明を詳細に説明する。
始めに、各成分範囲を限定した理由について説明する。なお単位は質量％である。
【００１２】
Ｃ：α／γ粒界に炭化物が析出し耐食性が劣化するため、０．０３％以下が望ましい。
【００１３】
Ｓｉは２．０％を超えるとσ相析出等により脆化するため、２．０％以下とする必要がある。
【００１４】
Ｍｎ：１．５％を超えるとσ相析出を促進するため、１．５％以下とする。
【００１５】
Ｐ：０．０４％を超えると溶接などの熱衝撃割れ感受性が高まるため、０．０４％以下とする。
【００１６】
Ｓ：０．００８％を超えると溶接などの熱衝撃割れ感受性が高まるため、０．００８％以下とする。
【００１７】
Ｃｒ：フェライト生成元素であり、２０％より少ないと耐食性が劣化し、２７％を超えるとσ相が析出しやすく脆化するため、２０〜２７％とする。
【００１８】
Ｎｉ：オーステナィト生成元素であり、４．０％以上必要とする一方、１０％を超えるとγ相が必要以上に生成するため、４．０〜１０％とする。
【００１９】
Ｍｏ：フェライト生成元素であり、２．５％より少ないと耐食性が劣化する一方、５．５％を超えるとσ相が析出しやすく脆化しかつ耐食性が劣化するので、２．５〜５．５％とする。
【００２０】
Ｎ：Ｃと同様強力なオーステナィト生成元素であり、γ相の相安定性や耐食性を向上させる。０．１５％を下回ると効果は小さくなり、０．３５％を超えるとブローホールなど製造上の問題が発生するため、０．１５〜０．３５％とする。
【００２１】
Ｃｕ：耐食性を向上させる元素であり、１．０％を超えると効果が小さくなるため、１．０％以下とする。
【００２２】
Ｂ：粒界へのＳやＣの偏析を防止し熱間加工性や耐粒界腐食性を向上させる。０．００１％未満では効果がなく、０．０１％を超えると耐食性が劣化するので、０．００１〜０．０１％とする。
【００２３】
また、連続鋳造により製造したスラブを１１００℃〜１３００℃の範囲で２時間以上加熱する理由は、ＭｏやＮｉ等を相内で均一分散するためであり、１１００℃で２時間未満の加熱では効果が無く、１３００℃を超える温度では結晶粒が著しく粗大化して製品強度の低下を招く。また加熱時間を２時間以上としたのは、連続鋳造鋳片の偏析の解消に２時間以上の加熱が必要であるためである。したがって、１１００℃〜１３００℃の範囲で２時間以上加熱することとした。
【００２４】
また、熱間圧延における仕上げ圧延温度が９００℃以上で、圧減比（圧延前の板厚／圧延後の板厚）を１．２以上とした理由について説明する。熱間圧延における仕上げ圧延温度が９００℃より低い場合σ相が生成し圧延中に割れが発生する。したがって仕上げ圧延温度は９００℃以上とする必要がある。
【００２５】
また、上記スラブ加熱処理により鋼片の結晶粒が粗大化するため、結晶粒を微細化する必要があり、熱間圧延の仕上げ圧延の段階において大圧下圧延を行うことが有効である。その理由は、大圧下圧延による歪は板厚中心部にまで達し、再結晶の核を増大させるためと推定される。圧減比（圧延前の板厚／圧延後の板厚）が１．２未満では効果が無い。
以上の理由により、熱間圧延における仕上げ圧延温度が９００℃以上で、圧減比（圧延前の板厚／圧延後の板厚）を１．２以上とした。
【００２６】
また、固溶化熱処理条件を１０５０℃以上１３００℃以下で熱処理後直ちに３Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却することと限定した理由について説明する。σ相は熱間圧延時に析出し圧延終了後も残留する場合があるため、固溶化熱処理温度が１０５０℃より低いとσ相が消滅しない場合がある。また固溶化熱処理温度が高くなると製品中にα相の占める割合が多くなり、１３００℃を超えると靭性の低下を招く。
【００２７】
また、σ相の生成は固溶化熱処理後の冷却速度にも依存する。３Ｋ／ｓｅｃより低い冷却速度では、冷却中に板厚中心部においてσ相が生成する。したがって、１０５０℃以上１３００℃以下で固溶化熱処理後直ちに３Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却することとした。
【実施例】
【００２８】
表１に示す化学組成を有する二相ステンレス鋼を電気炉にて溶製した後、鋳型厚みが１４０ｍｍの垂直型連続鋳造機にて連続鋳造スラブを鋳造した。このスラブを表２に示す条件で加熱、熱間圧延、固溶化熱処理を施して厚鋼板を作製した後、シャルピー衝撃試験を実施し吸収エネルギー値で靭性を評価した。また、塩化第２鉄溶液中での孔食開始温度は、耐孔食性（耐食性）を示す指標であり、開始温度が低いほど耐孔食性に劣ることを示す。
【００２９】
その結果、表２に見られるように、本発明法で製造されたＮｏ．１〜６の厚鋼板は、高い吸収エネルギーを示し靭性に優れていることを示している。
以上のように、熱間圧延の温度条件、圧下量などが密接に関連し極めて効果的に作用し、靭性の優れた二相ステンレス厚鋼板の製造が可能であることが明らかである。
【００３０】
【表１】
2005105346.tif 000002
【００３１】
【表２】
2005105346.tif 000003