(57)【要約】優れた耐孔食性と溶接性を有する二相ステンレス鋼、特に溶接熱影響部においても微細な金属間化合物が生成しない、二相ステンレス鋼を提供する。Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：２３．０〜２７．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｎｉ：５．０〜９．０％、Ｗ：１．５％を超え５．０％まで、Ｎ：０．２４〜０．３５％、Ｆｅおよび不純物：残部なる化学組成を有し、ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎが４０以上で  Ｍｏ＋１．１Ｎｉ≦１２．５  Ｍｏ−０．８Ｎｉ≦−１．６  なる関係を満たし、下記に定義される粗大介在物が断面観察で１平方ｍｍ当たり１０個以下である。ここで、粗大介在物は、Ａｌを２０質量％以上含み長径が５μｍ以上の介在物と定義とする。
2005001151.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：２３．０〜２７．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｎｉ：５．０〜９．０％、Ｗ：１．５％超５．０％以下、Ｎ：０．２４〜０．３５％、Ｆｅおよび不純物：残部
かつ、ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎが４０以上で
Ｍｏ＋１．１Ｎｉ≦１２．５
Ｍｏ−０．８Ｎｉ≦−１．６
なる関係を満たす化学組成を有し、Ａｌを２０質量％以上含み長い側の径が５μｍ以上の介在物と定義される粗大介在物が断面観察で１平方ｍｍ当たり１０個以下であることを特徴とする二相ステンレス鋼。
【請求項２】
前記化学組成が、更に、質量％で、０．２〜２．０％のＣｕと０．０５〜１．５％のＶの一方または両方を含む、請求項１に記載の二相ステンレス鋼。
【請求項３】
前記化学組成が、更に、質量％で、０．０００５〜０．００５％のＢおよび／または０．０００５〜０．２％の希土類元素の中の１種または２種以上を含む請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼。
【請求項４】
前記化学組成が、更に、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下を含む請求項１〜３のいずれかに記載の二相ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】  この発明は、二相ステンレス鋼、特に優れた溶接性および耐孔食性を有する二相ステンレス鋼に関する。
【背景技術】  二相ステンレス鋼は、強度および耐食性、特に耐海水腐食性に優れているため熱交換器用鋼管等として古くから広範囲の技術分野で使用されている。従来にあっても、耐食性、強度、加工性等を改善した二相ステンレス鋼についてはすでに多くの組成例が提案されている。
例えば、特開平５−１３２７４１号公報には、Ｗを１．５質量％〜５質量％を含みＰＲＥＷ［ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ］が４０以上である高強度二相ステンレス鋼が開示されており、これにはＷの多量添加により耐食性が飛躍的に向上し、しかも金属間化合物（シグマ相等）の析出による機械的性質、耐食性の劣化が小さいことが示されている。
【発明の開示】
しかしながら、今日のように、各種溶接構造物が広く利用されるようになり、例えば、温度の高い海水環境で使用される熱交換器、ポンプ等へ溶接施行で二相ステンレス鋼が用いられる場合、耐食性、特に耐孔食性が問題となってきた。溶接熱影響部に生成する微細なシグマ相が孔食の起点や金属疲労の起点となることがわかってきたことから、二相ステンレス鋼においてそのようなシグマ相の生成防止の必要性が認識されてきた。
このような微細なシグマ相の生成抑制には、まず、溶接入熱量を低減するなど溶接施工法を改善することが考えられる。しかし、溶接入熱量の低減は確かに有効であるが、入熱量を低減すると、溶接施工能率を低下させるため、今日のようにコスト低減が強く求められる状況下からは、好ましい解決手段とは言えない。
したがって、二相ステンレス鋼それ自体を改善することが求められる。
ここに、本発明の課題は、優れた耐孔食性および溶接性を有する二相ステンレス鋼、特に溶接熱影響部においても微細なシグマ相などの金属間化合物が生成しない、優れた耐孔食性および溶接性を有する二相ステンレス鋼を提供することにある。
本発明者は、上述のような課題を達成すべく、種々検討を重ねた結果、次のような知見を得た。
すなわち、溶接熱影響部においても優れた耐食性、特に耐孔食性を得るポイントは、次の２点にある。
１）溶接熱影響部でのシグマ相と呼ばれる金属間化合物の生成抑制、および２）溶接熱影響部での粗大な析出物である窒化物の生成抑制である。
ここに、溶接のような短時間での急速加熱・急速冷却を行って得た組織（以下、単に「急熱急冷組織」という）では、シグマ相の生成は、シグマ相の核生成と核の成長とにより左右される。本発明者らはシグマ相の核生成はＷを２％程度添加することにより抑えられること、またその条件下ではＮｉ、Ｍｏ量にも依存することを知見した。一方では、Ｎｉ、Ｍｏは、耐隙間腐食性、耐孔食性等の一般的な耐食性を確保するのに必須の元素である。
さらに本発明者らは下記（１）式に示すように各元素の影響度を考慮したシグマ相の核生成抑制条件を定量的に明らかにした。
Ｍｏ＋１．１Ｎｉ≦１２．５      （１）
上記式（１）の冶金学的意味は以下の通りである。
すなわち、シグマ相はＣｒとＦｅがほぼ１：１の組成の金属間化合物であるため、溶接等の加熱でシグマ相の核が生じるには、Ｃｒの濃化が必要となる。Ｍｏは必ずしもシグマ相の主要構成元素ではない。しかし、Ｍｏが存在することで核生成のための活性化エネルギーが低くなり、より小さなエンブリオ（核の萌芽）であっても消滅することなく、安定な核となる。一方、Ｎｉはシグマ相析出温度では、フェライト相を不安定にするため、その結果として、フェライト相がシグマ相とオーステナイト相に分解する反応の駆動力を高める。
このように、Ｍｏ、Ｎｉはシグマ相の核生成ポテンシャルを高め、その寄与度は本発明者らの研究により、ＮｉはＭｏの１．１倍である。かかる知見により、（１）式の左辺を求めた。（１）式の左辺は、核生成頻度の相対的な大きさを記述するパラメータとなっている。
本発明によれば、このパラメータを１２．５以下となるようにＮｉ、Ｍｏ含有量を規定することで、シグマ相の生成を耐孔食性に影響しない程度にまで抑えることができる。
ところで、一方、シグマ相の核生成は、母材における酸化物系介在物の存在によっても影響を大きく受ける。シグマ相は、鋼の融点より４００℃以上低い温度範囲の７００℃〜１０００℃に加熱された低温ＨＡＺで析出しやすい。ここに、鋼の融点直下まで加熱される部分を高温ＨＡＺと呼ぶことに対して相対的に低温に加熱されたＨＡＺを低温ＨＡＺという。低温ＨＡＺの温度域では、オーステナイト相の形態そのものは変化しないため、シグマ相の核生成は母材における介在物の存在の影響を大きく受ける。すなわち、介在物と鋼マトリックスとの境界では自由エネルギーが高いため、析出によってエネルギーが下がる核生成は生じやすい。
これらを総合的に検討した結果、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａを含む酸化物系介在物、特にＡｌ含有介在物が特に界面エネルギーが高く、ある大きさ以上のそれらの粗大介在物がシグマ相析出を促す有害介在物であり、その密度を低減することがＨＡＺでのシグマ相の析出抑制に有効であることを知見した。
図１は、ＨＡＺにおけるＡｌを２０質量％以上含み長径が５μｍ以上の粗大介在物の密度と孔食発生温度との関係を示したものである。ここで、孔食発生温度が高いものほど、通常の使用環境下の温度（すなわち常温）との温度差があることを意味するため、高い孔食発生温度を有する鋼は耐孔食性が高いといえる。従来の二相ステンレス鋼では、このようなアルミナ系粗大介在物は１平方ｍｍ当たり２０個以上存在した。
図１に示す結果より、アルミナ系粗大介在物の密度が１０個／ｍｍ２以下の鋼は高い耐食性を示すが、１０個／ｍｍ２超えると孔食発生温度は急激に低下する。
一方、（１）式からはＭｏ、Ｎｉ量を低減すれば、ＨＡＺでのシグマ相の核生成が抑えられ、シグマ相の不存在による良好な耐孔食性が得られるはずであるが、過度のＮｉ量の低減は、融点直下まで加熱される高温ＨＡＺにおいて窒化物の生成を助長する。そのような窒化物の生成はシグマ相の生成と同様に孔食の発生をもたらす。
本発明によれば、これを抑える要件は（２）式に示す定量式で示される。
Ｍｏ−０．８Ｎｉ≦−１．６      （２）
窒化物の析出駆動力は、Ｎが短時間で拡散しうる５００℃以上の温度域での母材におけるＮの固溶度と拡散速度とに左右される。Ｎｉの添加は、フェライト相のみとなる融点直下に加熱された状態から冷却される過程で析出するオーステナイト相の析出開始温度を高める。高温でオーステナイト相が析出することは、過飽和に存在するフェライト相中のＮが、より短時間でＮの固溶度の高いオーステナイト相側に移動することを意味する。このことはさらに、オーステナイト相の成長を促し、冷却の進行とともに高まるフェライト相中のＮの過飽和度の緩和に、有効に寄与する。その結果として、窒化物の析出を抑制するのである。
ただし、Ｍｏが存在すると逆に、Ｍｏがオーステナイト相の析出開始温度を低下させる。本発明者らの研究の結果によれば、それに対するＭｏの寄与度は、Ｎｉの０．８倍であり、かかる知見により（２）式の左辺を求めた。（２）式の左辺は、オーステナイト相生成温度の変化によるフェライト相中のＮ過飽和度の相対的な大きさを記述するパラメータとなっている。
本発明によれば、このパラメータを−１．６以下とすることで、窒化物の生成を抑制すれば、それに起因する孔食の発生をほぼ完全に抑えることができる。
以上のような各知見に基づいて、上記（１）、（２）式を満たすように成分設計し、酸化物系介在物の制御をすることで、溶接能率を落とすことなくＨＡＺで微細シグマ相、窒化物が生じない、ＨＡＺでも耐食性、特に耐孔食性の優れた二相ステンレス鋼が得られることを見出した。
このような母材における酸化物系介在物の制御には、従来とは異なる新しい方法が必要で、溶製の際のスラグの塩基度および脱硫回数、取鍋でのキリング温度と時間、鋳造後のトータルの加工度を最適に組み合わせることによりその制御が可能となる。
なお、本発明においてもＰＲＥＷは４０以上とする。
ここに本発明は次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：２３．０〜２７．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｎｉ：５．０〜９．０％、
Ｗ：１．５％超５．０％以下、Ｎ：０．２４〜０．３５％、Ｆｅおよび不純物：残部
かつ、ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎが４０以上で
Ｍｏ＋１．１Ｎｉ≦１２．５
Ｍｏ−０．８Ｎｉ≦−１．６
なる関係を満たす化学組成を有し、Ａｌを２０％以上含み長径が５μｍ以上の介在物と定義される粗大介在物が断面観察で１平方ｍｍ当たり１０個以下であることを特徴とする二相ステンレス鋼。
（２）前記化学組成が、更に０．２〜２．０質量％のＣｕと０．０５〜１．５質量％のＶの一方または両方を含む、上記（１）に記載の二相ステンレス鋼。
（３）前記化学組成が、更に０．０００５〜０．００５質量％のＢおよび０．０００５〜０．２質量％の希土類元素の中の１種または２種以上を含む、上記（１）または（２）に記載の二相ステンレス鋼。
（４）前記化学組成が、さらにｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下を含む上記（１）〜（３）のいずれかに記載の二相ステンレス鋼。
【図面の簡単な説明】  図１は、Ａｌ２０％以上含む長径５μｍ以上の酸化物系介在物の密度と孔食発生温度との関係を示すグラフである。
図２は、酸化物系介在物の長径および組成の測定箇所を定義する酸化物系介在物の模式図である。
【発明を実施するための最良の形態】  次に、本発明において二相ステンレス鋼の化学組成を上述のように限定した理由について説明するが、本明細書において、鋼および介在物の化学組成を示す「％」は、とくにことわりがない限り、「質量％」を意味する。
本発明にかかる二相ステンレス鋼は、上記の多種類の合金成分の総合的な効果と組織形態の制御によって優れた溶接性（溶接能率を低下させずに耐孔食性確保）、その他の特性を発揮するが、最も大きな特徴は、Ｎｉ、Ｍｏ量の組み合わせの適正化と、アルミナ系粗大介在物の制御にある。
Ｃ：Ｃは、後述するＮと同様にオーステナイト相を安定化するのに有効であるが、その含有量が０．０３％を超えると炭化物が析出しやすくなり、耐食性が劣化するため０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。本発明においてＣは不純物として含有する場合も包含する。
Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸成分として有効であるが、金属間化合物（シグマ相等）の生成を促進する元素であるから本発明では１．０％以下に限定する。好ましくは０．５％以下である。本発明においてＳｉは不純物として含有する場合も包含する。
Ｍｎ：Ｍｎは二相ステンレス鋼の溶製時の脱硫および脱酸効果によって熱間加工性を向上させる。また、Ｎの溶解度を大きくする作用もある。これらの効果を狙って通常はその含有量を２．０％までとすることが多い。しかし、Ｍｎは耐食性を劣化させる元素でもあるため、本発明では１．５％以下と定めた。好ましくは１．０％以下である。本発明においてＭｎは不純物として含有する場合も包含する。
Ｐ：Ｐは鋼中に不可避的に混入する不純物元素であるが、その含有量が０．０４０％を超えると耐食性、靱性の劣化が著しくなるから０．０４０％を上限とする。
Ｓ：Ｓも鋼中に不可避的に混入する不純物元素で、鋼の熱間加工性を劣化させる。また、硫化物は孔食の発生起点となり耐孔食性を損なう。これらの悪影響を避けるため、その含有量を０．００８％以下に抑える。これ以下でできるだけ少ない方がよく、特に０．００５％以下が望ましい。
Ｃｒ：Ｃｒは耐食性を維持するために有効な基本成分である。その含有量が２３．０％未満では、いわゆるスーパ二相ステンレス鋼と言えるだけの耐食性が母材で得られない。一方、Ｃｒの含有量が２７．０％を超えると金属間化合物（シグマ相等）の析出が顕著になり、熱間加工性の低下および溶接性の劣化を招く。
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様にＰＲＥＷの向上に寄与し、耐食性を向上させるのに非常に有効な成分である。特に耐孔食性および耐隙間腐食性を高めるため、本発明ではその含有量を２．０％以上とする。一方、Ｍｏの過剰添加は製造中の素材の脆化の原因になり、Ｃｒと同様に金属間化合物の析出を容易にする作用が強い。従って、Ｍｏの含有量は４．０％までにとどめる。
Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイトを安定化するために必須の成分であるが、その含有量が９．０％を超えるとフェライト量の減少により二相ステンレス鋼の基本的な性質が確保しにくくなり、またシグマ相等の析出が容易になる。一方、Ｎｉの含有量が５．０％より少ないとフェライト量が多くなり過ぎて同じく二相ステンレス鋼の特徴が失われる。また、フェライト中へのＮの固溶度が小さいため窒化物が析出して耐食性が劣化する。
ただし、Ｎｉ、Ｍｏの範囲についてはこれらのみの規定では不十分で、前述の通り本発明の特徴である下記式（１）、（２）を満足するように制限される。
Ｍｏ＋１．１Ｎｉ≦１２．５      （１）
Ｍｏ−０．８Ｎｉ≦−１．６      （２）
ここに上記式における「Ｍｏ」および「Ｎｉ」はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。
（Ｍｏ＋１．１Ｎｉ）の値が１２．５を超えると、低温ＨＡＺでの微量シグマ相析出が、そして（Ｍｏ−０．８Ｎｉ）の値が−１．６を超えると高温ＨＡＺでの窒化物析出が、それぞれ生じるため、上記範囲内に抑えるのである。
二相ステンレス鋼の耐食性、特に耐海水腐食性を表すパラメーターとして下記の耐孔食性指数（ＰＲＥＷ）を４０以上とする。
ＰＲＥＷ（Ｐｉｔｔｉｎｇ  Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ  Ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ  Ａｆｔｅｒ  Ｗｅｌｄｉｎｇ）＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ
一般には、このＰＲＥＷが３５以上となるようにＣｒ、Ｍｏ、Ｎの含有量を調整するのであるが、本発明にかかるスーパ二相ステンレス鋼では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎをさらに高めてＰＲＥＷを４０以上としたもので、著しく優れた耐海水腐食性を示す。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎの増加は鋼の高強度化にも寄与するから、元来、フェライトあるいはオーステナイト単相の鋼に比較して高強度である二相ステンレス鋼が、さらに高強度化されたスーパ二相ステンレス鋼が得られる。
ＷはＭｏと同様に耐食性、特に孔食および隙間腐食への抵抗性を向上させる元素であり、就中、ｐＨの低い環境で耐食性を向上させる安定な酸化物を形成する元素である。したがって、１．５％を超えるＷを含有させる。１．５％以下では、ＰＲＥＷを４０以上とするのに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ等の添加を増さなければならず、Ｗを利用する効果が小さくなる。Ｗ含有量を増すほどＰＲＥＷを４０以上とするためのＣｒ、Ｍｏの含有量を少なくすることができ、これらの元素のシグマ相等の生成促進の害を小さくできる。望ましいＷの含有量は、２．０％を超える量である。しかし、５．０％を超える量のＷを添加してもそれに見合うだけの効果の増大はなく、徒にコストが嵩むだけであるから上限は５．０％とする。
Ｎ（窒素）：Ｎは強力なオーステナイト生成元素で、二相ステンレス鋼の熱的安定性と耐食性の向上に有効である。本発明鋼のようにフェライト生成元素であるＣｒ、Ｍｏが多量に添加される場合には、フェライトとオーステナイトの二相のバランスを適正なものにするためにも０．２４％以上のＮを含有させる。
さらにＮは、ＰＲＥＷの向上に寄与してＣｒ、ＭｏおよびＷと同様に合金の耐食性を向上させる。しかし、本発明鋼のような２５％Ｃｒ系の二相ステンレス鋼では、Ｎを０．３５％を超えて含有させようとするとブローホールの発生による欠陥、あるいは溶接の際の熱影響による窒化物生成等により鋼の靱性、耐食性を劣化させる。そのためＮの上限は０．３５％とする。
ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸剤として有効であるが、鋼中のＮ量が高い場合にはＡｌＮ（窒化アルミニウム）として析出し、靱性および耐食性を劣化させる。さらには、酸化物を形成し、シグマ相の核生成サイトとなる。従って、本発明ではＡｌ含有量をｓｏｌ．Ａｌとして０．０４０％以下に抑える。本発明鋼ではＳｉの多量添加は避けているので、脱酸剤としてＡｌを用いることが多いが、真空溶解を行う場合には必ずしもＡｌの添加を要しない。
本発明の二相ステンレス鋼は、以上のような成分に加えて、さらに下記の第１群および第２群の元素のうちの１種以上を必要に応じて含むことができる。
第１群元素（Ｃｕ、Ｖ）：ＣｕとＶは、本発明の二相ステンレス鋼においては少なくとも１種含有され、耐食性、特に硫酸等の酸に対する耐酸性を向上させるという点で均等な作用効果をもつ。
Ｃｕは、還元性の低ｐＨ環境、例えばＨ２ＳＯ４あるいは硫化水素環境での耐酸性向上に特に有効で、その効果を得るためには０．２％以上の含有量とする。しかし、Ｃｕの多量添加は鋼の熱間加工性を劣化させるから上限を２．０％とする。
Ｖは、０．０５％以上添加することで硫酸等の酸に対する耐酸性を向上させ、特にＷと複合添加した場合、耐隙間腐食性をも向上させる。しかし、Ｖの添加が過多になるとフェライト量が過度に増加し、靱性および耐食性の低下が生じるからその上限を１．５％とする。
第２群元素（Ｂおよび希土類元素）：いずれもＳあるいはＯ（酸素）を固定し熱間加工性を向上させる元素である。
本発明鋼ではＳを低く抑えており、Ｗを多量添加しているとはいえ、これはシグマ相等の生成を促進しないから、元来熱間加工性は良好である。
また、本発明の二相ステンレス鋼は、鋳物として使用することが可能であり、更に、粉末にしてプレス、焼結等の粉末冶金法で管等の製品にすることも可能である。
このような製造方法をとる場合には、熱間加工性はさして問題にならない。従って、第２群元素の添加は必ずしも必要でない。しかし、鍛造、圧延、押出し等の工程を経て製品にする場合に熱間加工性が優れていることは望ましいので、このような場合、必要に応じて、Ｂ：０．０００５％以上、Ｌａ、Ｃｅ等の希土類：それぞれ０．０００５％以上１種または２種以上の添加を行えばよい。ただし、これらの元素も多量に添加されるとそれらの酸化物、硫化物の非金属介在物が増加し、シグマ相の析出核生成サイトとなったり、孔食の起点となり耐食性の劣化を招く。従って、含有量としてＢは０．００５％以下、希土類（主に、Ｌａ、Ｃｅ）はそれぞれ０．２％以下とするのがよい。
なお、これらＢおよび希土類元素の下限値の合計量はいずれも不純物元素であるＳとＯの算術和（Ｓ＋１／２・Ｏ）の値以上とすることが推奨される。
次に、本発明にあっては、下記に定義される粗大介在物、特にアルミナ系粗大介在物が断面観察で１平方ｍｍ当たり１０個以下に制限される。
ここで粗大介在物は、「当該介在物にもしＡｌとともにＣａおよび／またはＭｇが不純物として含まれるときは、ＣａとＭｇを含めて質量％の和で２０％以上含み長径が５μｍ以上の介在物」と定義とする。その理由は、ＡｌとＣａとＭｇを質量％の和で２０％以上含む介在物は、結晶格子の母相（フェライト相）とのずれが大きくなり界面エネルギーを高めるためである。なお、本明細書ではこのような粗大介在物を便宜上「Ａｌを２０質量％以上含み長径が５μｍ以上の介在物」と記述する。
本発明にかかる二相ステンレス鋼における粗大介在物は酸化物系介在物、特にアルミナ系介在物が主要なもので、本明細書においては粗大介在物を便宜上アルミナ系粗大介在物とも云う。
長径が５μｍ未満では、母相と介在物との界面の面積そのものが十分大きいため、界面がシグマ相の析出サイトとなる確率が小さくなる。
介在物の長径とは、図２（ａ）、（ｂ）に示すように、母材と介在物１との界面上の異なる二点を結んだ直線のうち、最も長くなる直線の長さを意味する。図２（ａ）、（ｂ）ではそれぞれａ１またはａ２となる。また、酸化物系介在物の組成は、介在物１の中心部近傍（図２（ａ）、（ｂ）に示す例ではそれぞれｂ１およびｂ２）、即ち、介在物１の断面形状の重心部近傍をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）を用いて、Ｏ（酸素）以外の合金元素の含有量を求め、これにより決定する。よって、本明細書において、「Ａｌを２０質量％以上含み」とは、Ｏ以外の合金元素に占めるＡｌ（＋Ｃａ＋Ｍｇ）含有率を意味する。
実用上はこれらのアルミナ系粗大介在物の密度の影響が大きく、断面観察で１平方ｍｍ当たり１０個超あると粗大介在物と母相との界面においてばかりでなく、自由エネルギーの高いフェライト／オーステナイト界面上にも粗大介在物が存在してシグマ相の析出を助長する確率が高くなる。そのためそのような粗大介在物の存在はＨＡＺ部でのシグマ相析出に有害であり、密度をこれ以下にすることがＨＡＺ部でのシグマ相析出抑制に有効となる。
本発明においてアルミナ系粗大介在物の密度を上述のように１平方ｍｍ当たり１０個以下に限定する。
本発明にしたがってそのような二相ステンレス鋼を製造するには、例えば真空精錬による二次精錬を行い、その際のスラグ塩基度を例えば０．３〜３．０に調整し、十分な溶鋼撹拌およびスラグ改質を行えばよい。
本発明にかかる鋼組成においては介在物としては主としてアルミナ系介在物が生成し、一部Ｃａ、Ｍｇ等が不純物として混合しているときにはＣａおよびＭｇを含む介在物が存在する可能性がある。
ここに、本発明においてアルミナ系粗大介在物のＡｌ含有量を２０％以上、Ｃａ、Ｍｇ系介在物が混入しているときには、アルミナ系粗大介在物に加え、Ｃａ系粗大介在物およびＭｇ系粗大介在物の（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｍｇ）の合計量を２０％以上に限定した理由は腐食環境での溶出を生じにくくすることで耐孔食性を確保するためである。なお、そのようなＭｇ系、Ｃａ系介在物も形態的には酸化物であって、アルミナ系介在物と複合化している。
次に実施例によって本発明の作用効果についてさらに具体的に説明する。
【実施例】  表１に示す化学組成の鋼を電気炉にて溶解し、ＡＯＤ炉に移して二次精錬を実施した。ただし、代符Ｂ６の場合は、二次精練を行わなかった。二次精練においては、スラグ中の（ＣａＯ＋ＭｇＯ）重量／スラグ中の（Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２）重量で定義されるスラグ塩基度を−１から３の範囲の異なる値とすることで、介在物の組成、形態、密度の異なる溶鋼を作製した。鋳造後、１２００℃に加熱して鍛造により厚さ４０ｍｍの板材とした。
得られた板材を、１２５０℃に加熱し、圧延により、厚さ１０ｍｍとした。得られた鋼板の一部を切り出し、圧延面と直交する断面を上にして樹脂中に埋め込んだ後、この断面を鏡面研磨した。その後、粗大介在物を２００倍の倍率で５視野、ＳＥＭ観察を行って、そのサイズを評価した。
アルミナ系粗大介在物の長径は、図２の定義に従って測定し、粗大介在物の中心部近傍（図２のｂ１およびｂ２）をＥＰＭＡにより組成分析して、前述の粗大介在物を同定し、その密度を測定した。密度は１ｍｍ２当たりの粗大介在物の個数の５視野の平均値をもって評価した。
供試鋼板を機械加工により、厚さ８ｍｍ×幅１００ｍｍ×長さ２００ｍｍ、長辺の端部に開先角度３０度のＶ開先を設け試験材とした。代符Ａｌの鋼から作成した外径２ｍｍの溶接棒材を共通に用いて、供試材同志を突き合わせて、一般のステンレス鋼よりも高グレードの高耐食ステンレス鋼で用いられる入熱量１０ｋＪ／ｃｍ（溶接条件１）および一般的なステンレス鋼の溶接施工としては特に能率に問題が生じない入熱量である２０ｋＪ／ｃｍ（溶接条件２）の二つの条件にて片側からＴＩＧ溶接にて多層溶接して二種類の溶接継手を作製した。
得られた溶接継手から、溶接線に直交方向が４０ｍｍの辺で３×１０ｍｍの面が圧延面と平行となるように厚さ３ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ４０ｍｍの腐食試験片を採取し、１０％ＦｅＣｌ３・６Ｈ２Ｏ（６５℃）の溶液に２４時間浸漬し、５００倍の視野にてＨＡＺ部での孔食発生の有無を評価した。
また、溶接線と圧延面に直交する断面を検鏡エッチングして、５００倍の視野で、画像解析を行いＨＡＺ部での微細シグマ相の面積率を測定した。シグマ相の面積率が１％あれば微量のシグマ相あり、と判定した。
これらの結果を表２にまとめて示す。表２に示す結果から明らかなように、化学組成と粗大介在物の密度が本発明の範囲を満足している試験体では、一般的なステンレス鋼の溶接施工としては特に能率に問題が生じない高入熱量での評価にもかかわらず、微量のシグマ相の析出も認められず、優れた耐孔食性を示している。一方、代符Ｂ１、Ｂ２のように、ここの元素が化学組成範囲を満たしてもＮｉ、Ｍｏの組み合わせ範囲が本発明要件を満たさなければ、代符Ｂ１のように微量のシグマ相が生じたり、代符Ｂ２のようにシグマ相が生じなくて窒化物が生じ、耐孔食性が劣化していた。また、代符Ｂ３〜Ｂ５のように鋼組成そのものはそれぞれ代符Ａ１、Ａ３と同一であっても、粗大介在物の密度が本発明の範囲内のものでないものでは、微量のシグマ相が生じたり、耐孔食性が劣化していた。
2005001151.tif 000003
2005001151.tif 000004
【発明の効果】
本発明によれば、溶接熱影響部におけるシグマ相の生成が防止できることから、また粗大介在物が生成量を大幅に低減できることから、得られる二相ステンレス鋼は、優れた耐孔食性を示すことになり、例えば今日その用途への適用が求められている優れた二相ステンレス鋼が提供される。
【図１】
2005001151.tif 000005
2005001151.tif 000006
【国際調査報告】
2005001151.tif 000007
2005001151.tif 000008
2005001151.tif 000009
2005001151.tif 000010