(57)【要約】【課題】  耐海水用途向けに使用される部材、特にシャフト類、バルブ、フランジ、配管類、計測機器等に使用される靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法を提供する。【解決手段】  １０００〜１３００℃の温度域で鍛造または圧延後、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下で徐冷した後、固溶化熱処理温度９５０〜１１２５℃で均熱後、急冷することを特徴とする靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
１０００〜１３００℃の温度域で鍛造または圧延後、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下で徐冷した後、固溶化熱処理温度９５０〜１１２５℃で均熱後、急冷することを特徴とする靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：３．０〜８．０％、Ｃｒ：２１〜２６％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｎ：０．１０〜０．３５％、残部を不可避不純物からなる二相系ステンレス鋼において、１０００〜１３００℃の温度域で鍛造または圧延後、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下で徐冷した後、固溶化熱処理温度９５０〜１１２５℃に均熱後、急冷することを特徴とする靭性、耐食性に優れた二相系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、耐海水用途向けに使用される部材、特にシャフト類、バルブ、フランジ、配管類、計測機器等に使用される靭性および耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、二相系ステンレス鋼は優れた耐食性と強度を備えていることから、耐海水用途や化学プラント機器材料として広く使用されている。この二相系ステンレス鋼の耐食性は、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相等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、著しい靭性低下をもたらす。
【０００３】
そこで、従来、二相系ステンレス鋼の製造方法として、多くがσ相析出や４７５℃脆性を防止するため、固溶化熱処理温度の冷却速度を規定しているものが多く、それ以外として固溶化熱処理をインライン化することで製造コストを低減するもので占められている。その代表する例として、特開平１−１６５７２０号公報（特許文献１）に開示されているように、二相系ステンレス鋼素材を熱間圧延した後に急冷する二相系ステンレス鋼の製造方法において、９５０℃以上の仕上げ温度で熱間圧延した直後に圧延ラインにて素材を水冷し、その表面温度を６００℃以下に、一旦低下させた後に放冷する方法が提案されている。
【０００４】
また、特開２００８−２３１４６４号公報（特許文献２）に開示されているように、熱間鍛造または熱間圧延により製造され、または鋳造ままの二相系ステンレス鋼片の固溶化熱処理において、１０５０℃以上の温度で均熱した後、鋼片の外表面温度で９２０〜１０００℃までを１５０℃／ｈｒ以下の冷却速度で冷却し、さらにその温度から少なくとも３００℃までを３０〜４０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却することで、σ相析出や４７５℃脆性を防止しつつ、残留応力の発生を抑制し、内部割れを防止する製造方法が提案されている。
【０００５】
また、特開平９−２１７１４９号公報（特許文献３）に開示されているように、フェライト相の平均結晶粒径が５０μｍ以上で製品中の残留応力が３００Ｎ／ｍｍ2以下である二相系ステンレス鋼の大型鋳造品、鍛造品として、固溶化熱処理において、１０００〜１１００℃の温度に加熱し、９８０〜７００℃の温度範囲を１０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却し、ついで５００℃までは冷却速度５〜１２．５℃／ｍｉｎの速度で徐冷し、その後少なくとも３００℃までを１０℃／ｍｉｎ以上の速度で急冷する方法が提案されている。    
【０００６】
さらに、特開２００９−２５６７９１号公報（特許文献４）に開示されているように、１１００℃以上の温度で鍛造または圧延後、直ちに冷却速度１００℃／ｍｉｎ以上で８００℃以下まで急冷してフェライト相内に炭窒化物を析出させた後、固溶化熱処理温度９５０〜１１００℃に加熱し、急冷することにより、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼を製造する方法が提案されている。
【特許文献１】特開平１−１６５７２０号公報
【特許文献２】特開２００８−２３１４６４号公報
【特許文献３】特開平９−２１７１４９号公報
【特許文献４】特開２００９−２５６７９１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述した特許文献１は、固溶化熱処理をインライン化することで製造コストを低減するものである。また特許文献２〜３は、σ相析出や４７５℃脆性を防止するため固溶化熱処理時の冷却速度を規定しているものである。しかしながら、発明者は、これらの熱処理によっても脆化が十分に防止されないことを経験しており、靱性は固溶化熱処理の前組織によって大きく変化することを知見した。
【０００８】
一方、特許文献４は、鍛造または圧延後は急冷し、その後固溶化熱処理を行うことで、フェライト相内や粒界の炭窒化物を少なくして、耐食性を改善するものである。しかし、炭窒化物を核として生成したオーステナイト相は微細で、亀裂伝播抑制効果が小さいため、十分な靭性が得られない。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
靭性の向上には、固溶化熱処理後の組織において、σ相析出や４７５℃脆性が生じていないことに加え、亀裂伝播抑制に寄与するオーステナイト相の形状が重要である。そこで発明者らは、上述した問題を解消するために鋭意開発を進めた結果、鍛造または圧延後の冷却速度により、固溶化熱処理後の靭性が異なることを新たに知見した。すなわち、本発明は鍛造または圧延時の冷却速度に着目したもので、鍛造または圧延後の冷却速度を５℃／ｍｉｎ以下で徐冷し、ついで固溶化熱処理を行うことにより、靭性と耐食性に優れた二相系ステンレス鋼を提供するものである。
【００１０】
その発明の要旨とするところは、
（１）１０００〜１３００℃の温度域で鍛造または圧延後、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下で徐冷した後、固溶化熱処理温度９５０〜１１２５℃で均熱後、急冷することを特徴とする靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法。
（２）質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：３．０〜８．０％、Ｃｒ：２１〜２６％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｎ：０．１０〜０．３５％、残部を不可避不純物からなる二相系ステンレス鋼において、１０００〜１３００℃の温度域で鍛造または圧延後、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下で徐冷した後、固溶化熱処理温度９５０〜１１２５℃に均熱後、急冷することを特徴とする靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法にある。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の鍛造または圧延後は徐冷し、ついで固溶化熱処理を行う二相系ステンレス鋼の製造方法によれば、σ相析出や４７５℃脆性を防止することができ、またフェライト相中の炭窒化物を核とした微細オーステナイト相が生成しにくいため、例え同鋼種であっても、靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下、本発明について詳細に説明する。
二相系ステンレス鋼とは、主にＪＩＳＧ４３０３のステンレス鋼棒やＪＩＳＧ３４５９の配管用ステンレス鋼管およびＪＩＳＧ３４６３のボイラ・熱交換器用ステンレス鋼鋼管、或いはＡＳＴＭではＡ３２１やＡ４７９、Ａ７８９、Ａ７９０で規定されているオーステナイト・フェライト系に分類されるもので、代表的な鋼種としてＳＵＳ３２９Ｊ１、ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、Ｓ３１８０３、Ｓ３２７５０等が挙げられる。
【００１３】
二相系ステンレス鋼は、オーステナイト相とフェライト相がほぼ等分に含有し、熱履歴によりこの相の分配率が大きく変化する。１１００℃を超えるとフェライト相が増加し、逆にオーステナイト相が減少するため、ＣやＮの固溶度が高いオーステナイト相の減少により固溶できなかったＣやＮがフェライト相内で炭窒化物として析出する。この現象は二相系ステンレス鋼特有の現象であり、オーステナイト系ステンレス鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼ではみられない。
【００１４】
以下、本発明の成分組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０８％以下
Ｃは、オーステナイト相の体積分率を高めると共にオーステナイト相中に濃化して、オーステナイト相の安定度を高める元素である。しかし、０．０８％を超えて含有させるとＣｒ炭化物が生成して耐食性、靱性が劣化することから、その上限を０．０８％とした。
【００１５】
Ｓｉ：１．００％以下
Ｓｉは、脱酸のための元素である。しかし、１．００％を超えて添加すると耐食性、靱性が劣化することから、その上限を１．００％とした。
Ｍｎ：２．００％以下
Ｍｎは、脱酸のための元素である。しかし、２．００％を超えて添加すると耐食性、靱性が劣化することから、その上限を２．００％とした。
【００１６】
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、耐食性および靱性が劣化することから、その上限を０．０４０％とした。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、耐食性および靱性が劣化することから、その上限を０．０３０％とした。
【００１７】
Ｎｉ：３．０〜８．０％
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素として用いられ、二相系ステンレス鋼を得るための重要な元素である。オーステナイト・フェライト相比を望ましい値とするため、Ｎｉ含有量は、３．０〜８．０％とする。
【００１８】
Ｃｒ：２１〜２６％
Ｃｒは、耐食性を確保する必須元素であり、その効果を十分に得るためには２１％を必要とする。しかし、２６％を超えると、金属間化合物が析出しやすくなり靱性を阻害し、鋼中にオーステナイト相を生成させることが困難になる。したがって、その範囲を２１〜２６％とした。
【００１９】
Ｍｏ：１．０〜５．０％
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める有効な元素であり、その効果を得るためには、１．０％必要である。しかし、５．０％を超えるとＣｒと共に金属間化合物の析出を促進する元素であるため、その上限を５．０％とした。
【００２０】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める有効な元素である。しかし、１．０％を超えると熱間加工性を劣化させることから、その上限を１．０％とした。
Ｗ：２．０％以下
Ｗは、Ｍｏと同様に、ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める有効な元素である。しかし、２．０％を超えて含有させると金属間化合物が析出し靱性が低下することから、その上限を２．０％とした。
【００２１】
Ｎ：０．１０〜０．３５％
Ｎは、Ｎｉと同様に、オーステナイト相を安定化させる作用を持つ元素である。また、Ｎは、ＣｒとＭｏと同様に、耐食性を高める効果を有する元素である。しかし、その含有量が０．１０％未満では、これらの効果が十分でない。また、０．３５％を超えて含有させるとＣｒ窒化物析出を促進することから、その範囲を０．１０〜０．３５％とした。
【００２２】
１０００℃〜１３００℃の温度域で鍛造または圧延する理由は、熱間での延性を確保するためであり、１０００℃未満になると高Ｃｒ，Ｍｏの鋼種ではσ相析出温度域となるため、熱間加工性が顕著に悪化するためである。鍛造または圧延後、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下で徐冷し、フェライト相内における析出炭窒化物の微細化を抑制し、後の固溶化熱処理時にこれらを核として析出するオーステナイト相の微細化を防止する。
【００２３】
また、固溶化熱処理温度９５０〜１１２５℃で均熱後、急冷することに限定した理由は、この温度域はオーステナイト相が元々あるオーステナイト相を核として成長しやすく、かつσ相や炭窒化物の析出温度以上であるためであり、急冷することで、σ相析出や４７５℃脆性を防止すると共に、炭窒化物の析出を軽減するためである。
【実施例】
【００２４】
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１に示す各種化学成分１００ｋｇ鋼塊を真空溶解炉にて溶解し、１２００℃に加熱し、径６０ｍｍに鍛延したものを試験に供した。これらの鋼材を鍛造或いは圧延終止温度である加熱温度１０００〜１２５０℃で３０ｍｉｎ加熱し、冷却速度５℃／ｍｉｎ以下、または６〜２０℃／ｍｉｎで冷却した後、９５０〜１１２５℃で３０ｍｉｎの固溶化熱処理をした後、冷却速度２０℃／ｍｉｎ以上で冷却した結果を表２に示す。
【００２５】
靭性はシャルピー衝撃試験で評価した。試験片はＴ方向採取−Ｌ方向ノッチとし、鋼種Ａは２ｍｍ−Ｕノッチ、鋼種Ｂ〜Ｃは２ｍｍ−Ｖノッチで作製した。また試験条件は、試験温度２３℃、各条件につきＮ＝２である。
ミクロ組織観察は、供試材のＬ面中周部近傍を鏡面仕上げし、１０％シュウ酸電解腐食（１Ａ／ｃｍ2、３０ｓｅｃ）の腐食試験を行い、光学顕微鏡にて組織観察を行った。
【００２６】
【表１】
2012140690.tif 000003
【００２７】
【表２】
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【００２８】
表２に示すように、Ｎｏ．１〜６は鋼種Ａ、Ｎｏ．７〜１０は鋼種Ｂ、Ｎｏ．１１〜１４は鋼種Ｃである。また、冷却速度は加熱温度からのは冷却速度が５℃／ｍｉｎ以下である本発明例と、加熱温度からの冷却速度が６〜２０℃／ｍｉｎの比較例を示す。
【００２９】
加熱温度からの冷却速度を５℃／ｍｉｎ以下と６〜２０℃／ｍｉｎとした場合のミクロ組織の代表例として、鋼種Ａのミクロ組織を図１に示す。比較例である、図１（ａ）の１１００℃での急冷材はフェライト相内に炭窒化物が多数析出しているが、本発明例である、図１（ｂ）の１１００℃での徐冷材には炭窒化物の析出は認められない。
【００３０】
また、図１に示すミクロ組織となった鋼材の固溶化熱処理後のミクロ組織を図２に示す。図２（ａ）と図２（ｂ）は、同条件で固溶化熱処理を実施しているため、フェライト相量は同等となっている。しかしながら、固溶化熱処理を同条件で行った場合、いずれの鋼種においても、本発明例である冷却速度が５℃／ｍｉｎ以下での鋼材は、比較例である６〜２０℃／ｍｉｎの比較例鋼材よりも靭性が優れていた。
【００３１】
これは、比較例である加熱温度から急冷した鋼材は、フェライト相内に炭窒化物が多数析出していたため、固溶化熱処理時にこれらの炭窒化物を核とした、亀裂伝播抑制効果の小さい微細なオーステナイト相が生成しやすかったためと考えられる。
すなわち、圧延後の冷却速度を５℃／ｍｉｎ以下の徐冷とすることで、ミクロ組織のオーステナイト・フェライト相比は同等であっても、オーステナイト相の亀裂伝播抑制効果が向上した。
【産業上の利用可能性】
【００３２】
本発明は、二相系ステンレス鋼が熱履歴によりフェライト相内に炭窒化物を析出することに着目したものであり、二相系ステンレス鋼全般に共通する現象である。
したがって、本発明は、靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼全般に適用可能な製造方法であり、工業的に極めて優れた効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】鋼種Ａを加熱温度から急冷または徐冷した場合のミクロ組織である。
【図２】図１に示す鋼種Ａを加熱温度から急冷または徐冷した鋼材を１０５０℃で３０ｍｉｎの固溶化熱処理後のミクロ組織である。
【図１】
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【図２】
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