JPH0379742A - 耐孔食性に優れた２相ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、従来よりも一層優れた耐食性を有するフェ
ライト相およびオーステナイト相の２相混合組織を有す
る高Ｃ「２）目ステンレス鋼（以下、２相ステンレス鋼
という）およびその鋼板の製造方法に関するものである
。

〔従来の技術〕

一般に、２相ステンレス鋼は耐食性および機械的性質に
優れているところから化学プラントなどに用いられてお
り、また５ＵＳ３２９Ｊ、および５Ｏ３３２９Ｊ２Ｌと
してＪＩＳ化もされている。

この２相ステンレス鋼の特性をさらに改善するために、
今までは主として成分組成の面から種々検討がなされ、
特公昭５１−４３８０７号公報、特開昭５２−７１８号
公報、特開昭５１−１１７９１８号公報などに示される
２相ステンレス鋼が提案され、本発明者も、特公昭５９
−１４０９９号公報で提案している。

一方、従来、２相ステンレス鋼の製造法として、精錬一
連続鋳造一熱間圧延一熱処理一冷間圧延一熱処理という
工程がとられ、材料の特性が成分のみならずその製造方
法にも大きく影響されることもまた周知である。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、従来、２相ステンレス鋼の耐食性を成分
組成の３！＃整により改善しようとする提案は多数なさ
れているが、上記２相ステンレス鋼の耐食性を組織制御
により改善しようとする提案はなされておらず、上記成
分組成の調整のみによる２相ステンレス鋼の耐食性の向
上には限界があった。

〔課題を解決するための手段〕

そこで、本発明者は、２相ステンレス鋼の組織と耐食性
についての研究を行っていたところ、下記の知見を得た
のである。

（１）従来、２相ステンレス鋼はフェライト基地中にオ
ーステナイト相が分散した微細組織を有しており、上記
オーステナイト相の平均結晶粒径は通常ｌＯ〜５Ｇ−程
度であるが、上記オーステナイト相を、これよりも−層
微細な平均粒径：５μｓ以下にすると、通常の成分組成
から予想される耐食性よりもはるかに優れた耐食性をも
つ、 （２）冷間あるいは温間で総圧下率４０％以上の圧延を
行った２相ステンレス調圧延材を、７５０℃〜９５０℃
の温度域を全熱処理時間の１／３以下の時間をかけて連
続的に昇温しながら通過し、ついで９８０℃〜１１００
℃の範囲内の所定の温度で全熱処理時間の１／６以下の
時間をかけて均熱処理したのち、急冷するとフェライト
基地中に分散するオーステナイト相の平均粒径は５ｍ以
下となる、という知見を得たのである。

この発明は、かかる知見にもとづいてなされたものであ
って、 フェライト基地中に、平均粒径二５−以下のオーステナ
イト相が分散してなる耐食性に優れた２相ステンレス鋼
、および、 総圧下率＝４０％以上の冷間圧延あるいは温間圧延した
２相ステンレス調圧延材を７５０〜９５０℃の温度域を
全熱処理時間の１／３以下の時間をかけて連続的に昇温
しながら通過せしめ、９８０℃〜１１００℃の範囲内の
所定の温度で全熱処理時間の１７６以下の時間をかけて
均熱処理し、ついで、急冷する耐食性に優れた２相ステ
ンレス鋼の製造方法、 に特徴を有するものである。

この発明の耐食性に優れた２相ステンレス鋼の製造方法
で用いる素材としては、ＪＩＳで規定される５ＵＳ３２
９Ｊ　　　５ＵＳ３２９Ｊ２Ｌなどでよ１　゛ く、特に限定されるものではないが、特公昭５９−１４
０９９号公報に記載の、重量％で、Ｃ：０．０２％以下
、　　Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、　　
Ｎ１：３〜ｌＯ％、Ｃｒ　：　２（１〜３５％、Ｍｏ　
：０．５〜６．０％、Ｎ　　：０．０８〜０．３％、 Ｗ、Ｖの何れか少なくとも１種：　０．０３〜２．０％
、Ｂ　　：　０．０００５〜［１，０１％、Ｓ　：　０
．００５９６以下、を含有し、さらに必要に応じて Ｃｕ：２．０％以下、 を含有し、残部実質的にＦｅよりなる２相ステンレス鋼
を用いると、成分組成の効果と微細なオーステナイト相
とが相乗的に作用し、最も好ましい効果が得られる。

さらに、この発明においては、上記素材を１２５０℃以
下の温度で熱間圧延し、フェライト基地中に圧延方向に
延伸したオーステナイト相を有する組織の２相ステンレ
ス鋼を出発材とするが、上記２相にさらにσ相が３〜２
０容量％含有した３相混在のステンレス鋼を出発材とし
て用いる方が好ましい。上記σ相を含む３相混在のステ
ンレス鋼を出発材として用いると、σ相はビッカース硬
度が３００以上と非常に硬いため、フェライト相および
オーステナイト相のマトリックスとの硬度差が大きく、
またすべり系が異なるのでその後の圧延時にσ相の周囲
に多量の歪が導入され、σ相の存在しない出発材よりも
多くエネルギーを導入することができる。しかし、この
σ相は、その後の熱処理時に大きな歪量によって促進さ
れる拡散によって急速に消滅し、温度：９８０〜１１０
０℃で均熱処理することにより完全にフェライト相およ
びオーステナイト相からなる微細２相組織となるのでσ
相が残留することはない。上記３相混在組織に含まれる
σ相を３〜２０容量％に規定した理由は、３容量％未満
ではσ相の存在による歪の導入が十分ではなく、２０容
量％を越えるとσ相脆化が著しくなり、圧延そのものが
不可能になるからである。上記出発材の組織をフェライ
ト相、オーステナイト相およびσ相の３相混在組織とす
るためには、熱間圧延コイルの冷却を制御することで可
能となる。

上記フェライト相およびオーステナイト相の２相ステン
レス鋼の出発材、またはフェライト相、オーステナイト
・相およびσ相の３相混在組織を有するステンレス鋼の
出発材を、まず、圧下率：４０％以上、好ましくは６０
％以上で冷間または温間圧延して厚さ：ｔ＋ａｍの圧延
材を製造する。ここで温間圧延とは、温度：５０〜３５
０℃で圧延を施すことをいう。上記圧下率を４０％以上
とした理由は、圧下率が４０％未満であると上記圧延材
に導入される歪量が十分でなく、その後の熱処理におい
て微細組織を得ることが不可能となるためである。

上記厚さ：を關の圧延材は、その後、熱処理されるが、
上記熱処理は、上記圧延材を、常温から７５０〜９５０
℃の温度域に加熱する工程、上記７５０〜９５０℃の温
度域を連続的に昇温せしめる工程、 ９８０〜１１００℃の温度域で均熱処理する工程、およ
び 上記均熱処理後、冷却速度＝１００℃／秒以上で急冷す
る工程、 から構成され、上記熱処理するに必要な全熱処理時間を
Ｔ秒とすると、Ｔは、１００　を秒を越え２００を秒未
満、すなわち１００ｔ＜Ｔ＜２００ｔ　（但し、ｔは圧
延材の厚さ）に制限される。全熱処理時間Ｔがｉｏｏ　
を秒以下であると回復および再結晶が十分でなく、一方
、２００　を秒以上であると結晶粒が粗大化するために
好ましくない。

上記７５０〜９５０℃の温度域は、σ相析出温度域に相
当し、この温度域を連続的に昇温させながら上記圧延材
を通過せしめることが必要であり、上記温度域のある所
定の温度に保持しながら通過せしめることは好ましくな
い。上記圧延材を上記７５０〜９５０℃の温度域に全熱
処理時間Ｔの１／３を越えて長時間存在すると、σ相の
析出あるいはσ相が析出しない場合でもσ相析出の前段
階として粗な変調構造をとることが考えられ、このとき
圧延によって導入された歪エネルギーがこれらの作用の
ために一部あるいはすべて解放されてしまい、目的であ
る平均結晶粒径：５μ以下の微細なオーステナイト相が
フェライト基地中に均一に再結晶することができなくな
る。したがって、上記７５０〜９５０℃の温度域の滞留
時間は、全熱処理時間Ｔの１／３以下、好ましくは１／
２０以上１／３以下に定めた。

さらに、上記９８０〜１１００℃の温度域は、２相ステ
ンレス鋼の通常の焼鈍温度域であり、この温度域を全熱
処理時間Ｔの１／６以下の時間で均熱処理すると再結晶
終了後、結晶粒成長を生ずる前に熱処理を終了させるこ
とができ、全熱処理時間Ｔの１／８を越える時間で均熱
処理すると再結晶後、結晶粒の粗大化が生じるので好ま
しくない。

したがって、上記９８０〜１１００℃の温度域における
均熱処理時間は、全熱処理時間の１／６以下、好ましく
は１／２０以上１／８以下に定めた。

上記９８０〜１１００℃の温度域で均熱処理したのち、
１００℃／秒以上の冷却速度で急冷する。この急冷は具
体的には水冷が好ましく、上記冷却速度が１００℃／秒
未満では再結晶後の結晶粒の粗大化を短時間で阻止する
ことができないので好ましくない。

このようにして製造された２ＦＩ’ｌステンレス鋼のフ
ェライト基地中に分散する微細なオーステナイト相結晶
粒の平均結晶粒径は、５−以下となり、この２相ステン
レス鋼は、通常の成分組成から予想される耐食性よりも
はるかに優れた耐食性を有する。その理由として、 （１）微細で均一にオーステナイト相が分散した２相組
織であるために、２相ステンレス鋼特有の相間の電気化
学的作用が有効に働く。

（２）フェライト相およびオーステナイト相の成分バラ
ンスが耐食性向上に都合のよいように、すなわち巨視的
に平均化された成分偏析が寄与している。

の２点が考えられる。

しかし、２相ステンレス鋼をこの発明の製造方法で製造
しても、微細なオーステナイト相の平均結晶粒径を０．
１μ未満とすることは極めて正確な制御を必要とするた
めにまた、このような組織を安定して再現することは非
常に困難であるために工場生産には適さず経済的ではな
い。したがって、この発明の耐食性に優れた２相ステン
レス鋼の微細なオーステナイト相の平均結晶粒径は、実
用的には０．１ｍ以上５即以下とするのが好ましい。

〔実　施　例〕

つぎに、この発明を実施例にもとづいて具体的に説明す
る。

原料を６０トン電気炉にて溶解し、真空脱ガス処理した
のち、連続鋳造し、第１表に示される成分組成を有する
供試材のスラブを製造した。

上記供試材のスラブを第２表に示される履歴で圧延し、
第２表に示される板厚を有する２相ステンレス鋼出発材
を製造し、この２相ステンレス鋼出発材のσ相の割合を
画像処理により測定してその結果を第２表に示した。か
かる２相ステンレス鋼出発材を第２表に示される条件で
圧延して板厚、ｔｍｍの圧延材を製造し、この圧延材を
第２表に示される熱処理条件にて熱処理し、第２表に示
される本発明２相ステンレス鋼板１〜１１および比較２
相ステンレス鋼板１〜６を製造した。

さらに、第１表の供試材Ａを通常の熱間圧延し、その後
圧延および熱処理を施さない出発材を従来２相ステンレ
ス鋼板として用意した。

上記本発明２相ステンレス鋼板１〜１１．比較２相ステ
ンレス鋼板１〜６および従来２相ステンレス鋼板を金属
顕微鏡により組織観察し、フェライト基地中に分散して
いるオーステナイト相の平均結晶粒径を画像処理により
＃１定してその結果を第２表に示し、ついで、これら２
相ステンレス鋼板の耐食性を評価するために、温度ニア
０℃、濃度：３．５％のＮａＣｊ７溶液における孔食電
位を測定し、それらの結果を第２表に示した。

また、第２表の本発明２相ステンレス鋼板１および比較
２相ステンレス鋼板１の金属組織を４００倍の顕微鏡写
真に撮り、これら写真をそれぞれ第１図および第２図に
示した。

上記第２表に示される結果並びに第１図および第２図の
金属顕微鏡組織写真から、この発明の条件をみたす圧延
および熱処理した本発明２相ステンレス鋼板１〜１１は
、いずれも圧延および熱処理を施さない従来２相ステン
レス鋼板よりも、フェライト基地中に分散するオーステ
ナイト相の平均結晶粒径が小さく、孔食電位も高いこと
から耐食性が優れていることがわかる。また、この発明
の条件から外れた条件（第２表において、この発明の条
件から外れた値に※印を付して区別した）で圧延および
熱処理しても、平均結晶粒径：５−以下の微細なオース
テナイト相は得られないこともわかり、平均結晶粒径：
５−を越えるオーステナイト相を有する比較２相ステン
レス鋼板１〜６は、いずれも孔食電位が相対的に低く耐
食性が劣ることがわかる。

〔発明の効果〕

この発明の２相ステンレス鋼板は、従来よりも一層優れ
た耐食性を示すことから、各種プラントおよび各種機器
の材料に使用されて、長期にわたって優れた効果を奏し
、産業の発展に大いに貢献しうるちのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明２相ステンレス鋼板１の金属顕微鏡組
織写真、 第２図は、比較２相ステンレス鋼板１の金属顕微鏡組織
写真。 出 願 人 日本冶金工業株式会社 代 理 人 晶 田 和 夫 外１名 第 １ 図 第 図

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）微細なオーステナイト相がフェライト基地中に分
   散した組織を有する２相ステンレス鋼において、 上記微細なオーステナイト相は、平均結晶粒径：５μｍ
   以下であることを特徴とする耐食性に優れた２相ステン
   レス鋼。
2. （２）２相ステンレス鋼の出発材を総圧下率：４０％以
   上の冷間または温間圧延して板厚：ｔｍｍの圧延材を製
   造し、この板厚：ｔｍｍの圧延材を、１００ｔ秒を越え
   ２００ｔ秒未満の全熱処理時間で熱処理する耐食性に優
   れた２相ステンレス鋼板の製造方法であって、上記熱処
   理は、 ７５０〜９５０℃の温度域を連続的に昇温しながら上記
   全熱処理時間の１／３以下の時間で通過せしめる工程、 ９８０〜１１００℃の温度域で上記全熱処理時間の１／
   ６以下の時間をかけて均熱処理する工程、および、１０
   ０℃／秒以上の冷却速度で急冷する工程、 を含むことを特徴とする耐食性に優れた２相ステンレス
   鋼板の製造方法。
3. （３）上記請求項（２）の耐食性に優れた２相ステンレ
   ス鋼板の製造方法で用いる出発材は、３〜２０容量％の
   σ相を含むことを特徴とする耐食性に優れた２相ステン
   レス鋼板の製造方法。