JPH08170153A

JPH08170153A - 高耐食性２相ステンレス鋼

Info

Publication number: JPH08170153A
Application number: JP31441194A
Authority: JP
Inventors: Yoshiori Miyata; 佳織宮田; Kunio Kondo; 邦夫近藤; Masaaki Igarashi; 正晃五十嵐
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1994-12-19
Filing date: 1994-12-19
Publication date: 1996-07-02

Abstract

(57)【要約】（修正有）【目的】良好な耐食性、熱間加工性および熱的に安定な
組織を有し、さらには高強度および高靱性を容易に具備
させることのできる２相ステンレス鋼。【構成】重量％で、Ｎｉ：５．０〜９．０、Ｃｒ：２
３．０〜２７．０、Ｗ：５．０〜１０．０、Ｎ：０．２
４〜０．３２、Ｂ：０．０００５〜０．０１を含有し、
以下いずれもＣ：０．０３、Ｓｉ：１．０、Ｍｎ：１．
５、Ｐ：０．０４０、Ｓ：０．０１０、ｓｏｌ−Ａｌ：
０．０４０、Ｍｏ：２．０以下で、残部はＦｅおよび不
可避不純物からなる成分組成を有し、かつ、４０≦ＰＲ
ＥＷ＝Ｃｒ＋１．６５Ｗ＋１６Ｎ、または、４０≦ＰＲ
ＥＷ＝Ｃｒ＋１．６５Ｗ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ、（ただ
し、各元素記号は各元素の重量％を表す。）である、高
耐食性２相ステンレス鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、２相ステンレス鋼に関
し、より詳しくは、良好な耐食性、熱間加工性および熱
的に安定な組織を有し、さらには高強度および高靭性を
容易に具備させることのできる２相ステンレス鋼であっ
て、特に化学工業用配管類や油井用ラインパイプ等とし
て用いる場合に腐食が問題となる用途、および溶接施工
等による熱影響を余儀なく受ける用途、さらには高強度
材が必要な用途に使用して好適な高耐食性を備える２相
ステンレス鋼に関する。

【０００２】

【従来の技術】Ｃｒを多量に含有する２相ステンレス鋼
は、塩化物による孔食、隙間腐食ならびに応力腐食等に
対して優れた抵抗性を備えているため、海水を用いる熱
交換器をはじめ、化学工業用や油井用の配管用材料等と
して、古くから広い範囲で使用されている。

【０００３】近年、使用環境が苛酷になるのに伴って、
さらに良好な耐食性や機械的性質等を有する２相ステン
レス鋼が要求されており、この要求に答えるためになさ
れた発明としては、例えば特開昭５６−１４２８５５号
公報、同６２−５０４４４号公報、同６２−１８００４
３号公報、同６２−５６５５６号公報、特開平２−２５
８９５６号公報、同５−１３２７４１号公報等に開示さ
れるものがある。

【０００４】２相ステンレス鋼の耐孔食性を示す指標と
して、下記のまたは式で表される耐孔食性指数（Ｐ
ＲＥあるいはＰＲＥＷ）が知られている。

【０００５】ＰＲＥ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・・・・・・・・・・・・・・・・ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ・・・・・・・・最近では、このまたは式で表されるＰＲＥ値あるい
はＰＲＥＷ値が４０以上になるように、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ
およびＷを高めたスーパー２相ステンレス鋼と呼ばれる
ものが提案されており（特開昭６２−５６５５６号公報
および同５−１３２７４１号公報）、従来の２相ステン
レス鋼よりも耐海水性に優れた材料として注目されてい
る。

【０００６】このＣｒ、Ｍｏ、ＮおよびＷの増量は、高
強度化の観点からも固溶強化の点で有効である。しか
し、これらの元素の増加は、次のような問題点を有して
いる。

【０００７】鋼のＣｒ、ＭｏおよびＷの含有量を増加さ
せると、σ相、χ相、ラーベス相等の硬くて脆い金属間
化合物の析出が起こりやすく、特に８００℃以上の高温
で前記σ相の析出が起こりやすくなり、熱間加工時の冷
却過程でσ脆化と呼ばれる脆化機構によって、鋼片の表
面割れを誘起しやすくなり、熱間加工性が著しく劣化す
るという問題が生ずる。

【０００８】また、Ｃｒ、ＭｏおよびＷを高めた鋼で
は、σ相の析出がフェライト／オーステナイト界面（以
下、δ／γ界面という）でのδ→γ＋σの共析反応によ
って生じ、特に溶接施工時の熱影響や応力除去（ＳＲ）
のための熱処理に際してσ相の析出が促進されるため、
δ／γ相バランスが不安定になって崩れるとともに、σ
相の凝集粗大化が生じ、耐食性のみならず靭性、延性等
の機械的性質の劣化が生じて２相ステンレス鋼本来の性
能が損なわれる。すなわち、鋼組織の熱的安定性が損な
われるから、熱間加工時の条件や、溶接時の条件および
その他の熱処理条件に関して厳しい管理が必要となるた
め製品製造や配管施工等の作業能率が低下するという問
題も生じる。

【０００９】なお、２相ステンレス鋼の熱間加工性を改
善する手段としては、上記δ／γ相バランスの規定、鋼
溶製時の脱酸および脱硫の強化、熱間加工性改善元素の
積極添加等が考えられ、これらのうち熱間加工性改善元
素としてＢを含有させて粒界強化を図ることによって熱
間加工性を改善した鋼が前記特開平２−２５８９５６号
公報に提案されているが、σ相そのものの析出を抑える
手段については何等示されていない。また、鋼の強化手
段としては、一般に、微細な金属間化合物、炭化物や窒
化物等を分散析出させる析出強化法が広く用いられる
が、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮおよびＷを高めたスーパー２相ステ
ンレス鋼、特にＷを従来鋼に比べてより高めた２相ステ
ンレス鋼を対象にして前記析出強化法を適用した２相ス
テンレス鋼は未だ見当たらない。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
の実状に鑑みてなされたもので、σ相の析出を完全に抑
制することによって熱間加工性を飛躍的に改善させると
ともに、組織の熱的安定性に優れ、しかも金属間化合物
を微細析出させた場合に耐食性を保持した状態で高強度
と高靭性の得られる優れた耐食性を有する２相ステンレ
ス鋼を提供することにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明は、下記（１）〜
（４）の高耐食性２相ステンレス鋼にある。

【００１２】（１）重量％で、Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０
４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ−Ａｌ：０．
０４０％以下、Ｎｉ：５．０〜９．０％、Ｃｒ：２３．
０〜２７．０％、Ｗ：５．０〜１０．０％、Ｎ：０．２
４〜０．３２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｍ
ｏ：０〜２％未満を含有し、残部はＦｅおよび不可避不
純物からなる成分組成を有し、かつ下記または式で
表されるＰＲＥＷが４０以上である高耐食性２相ステン
レス鋼。

【００１３】ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋１．６５Ｗ＋１６Ｎ・・・・・・・・・・・・・・・・・・ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋１．６５Ｗ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・・・・だだし、、式中の元素記号は各元素の含有量（重量
％）を表す。

【００１４】（２）上記（１）に記載の成分の外に、
さらに下記の第１群〜第３群の元素のうちから選んだ１
種または２種以上の成分を含有し、かつ上記または
式で表されるＰＲＥＷが４０以上である高耐食性２相ス
テンレス鋼。

【００１５】（３）その金属組織が、δ相中に金属間化
合物が微細分散析出した組織である上記（１）〜（２）
に記載のいずれかの高耐食性２相ステンレス鋼。

【００１６】（４）上記（１）〜（２）に記載のいずれ
かの２相ステンレス鋼を、８００〜９００℃の温度域に
５〜３０分間保持する時効熱処理を施す上記（３）に記
載の高耐食性２相ステンレス鋼の製造方法。

【００１７】［第１群元素］０．０５〜０．１重量％の
Ｔａ、および０．０５〜０．１重量％のＨｆ。

【００１８】［第２群元素］０．１〜１．０重量％の
Ｖ。

【００１９】［第３群元素］０．００１〜０．０１重量
％のＣａ、および０．００１〜０．０１重量％のＭｇ。

【００２０】上記（１）〜（４）に記載の本発明におい
て、その鋼はＭｏ無添加鋼であってもよく、Ｍｏを添加
含有させる場合には０．０５重量％以上、２．０重量％
未満の範囲で含有させることができる。

【００２１】従来の２相ステンレス鋼がＦｅ、Ｃｒ、Ｎ
およびＭｏを主成分とする鋼であるのに対し、本開発の
２相ステンレス鋼は従来鋼で多量に添加含有されていた
Ｍｏを基本的に添加含有させないＦｅ、Ｃｒ、Ｎおよび
Ｗを主成分とした鋼であり、最も大きな相違点はＷを従
来鋼に増して多量添加含有させた鋼である。

【００２２】一般に、Ｗは合金元素としてＭｏと同等の
作用効果を有するものとされ、重量比で、Ｍｏと１／２
Ｗが等量として取り扱われている。しかし、ＷはＭｏに
比べて極めて高価な元素であり、このＷの多量添加は鋼
のコスト上昇を招いて経済的に不利であるという理由か
ら、高々５重量％までの添加に留まり、より以上の積極
添加はなされていなかった。

【００２３】そこで、本発明者等は、スーパー２相ステ
ンレス鋼のσ相等の金属間化合物の析出に及ぼすＭｏと
Ｗの作用効果、ならびに熱間加工性に及ぼす種々の合金
元素の作用効果について詳細に検討した結果、以下の
（Ａ）〜（Ｄ）に述べる新たな事実を知見し、本発明を
なした。

【００２４】（Ａ）Ｍｏ単独添加およびＭｏとＷとの複
合添加でも、Ｍｏ含有量が多い場合には、８００〜１０
００℃での短時間保持によりδ／γ界面でσ相が優先的
に析出し、同時にフェライト分率が著しく減少する。ま
た、Ｍｏ単独添加およびＭｏとＷとの複合添加鋼では、
８００℃以上の温度域においてσ相の析出に先行してＣ
ｒを主成分とするＣｒ窒化物が多量に析出するため、熱
間加工性、強度および靭性等の機械的性質並びに耐食性
が著しく劣ること。

【００２５】（Ｂ）これに対し、Ｗ単独添加のスーパー
２相ステンレス鋼の場合には、σ相の析出が大幅に抑制
され、特に８００℃〜１０００℃の温度域においてもσ
相の析出が抑制され、熱間加工性や溶接施工時のσ脆化
の問題が軽減されること。

【００２６】（Ｃ）また、Ｗ単独添加鋼の場合には、８
００℃〜９００℃の温度域ではフェライト相中にσ相以
外の金属間化合物（χ相、μ相等。以下、ＴＣＰ相とい
う）が析出する場合があるが、このＴＣＰ相は極めて微
細に分散析出するため、靭性や延性を低下させることは
なく、逆に８００℃〜９００℃の温度域で短時間時効を
施すと、フェライト相中にσ相以外の前記ＴＣＰ相が均
一に微細分散析出した組織となって高強度化に寄与し、
この場合に適量のＭｏを添加含有さても、ＴＣＰ相の析
出形態に何等の変化を与えず、逆にフェライト相中のＷ
＋Ｍｏ原子の過飽和によってＴＣＰ相の微細析出を促進
し、より一層の高強度化が図れること。

【００２７】（Ｄ）さらに、Ｗ単独添加の場合には、Ｍ
ｏ単独添加あるいはＭｏとＷとの複合添加の場合に比べ
て金属組織の熱的安定性が優れていること。すなわち、
Ｗ単独添加鋼ではδ／γ界面の移動が抑制され、δ／γ
相バランスが保持されるとともに、８００〜９００℃の
温度域で析出するＴＣＰ相も凝集粗大化せず、微細なＴ
ＣＰ相のピンニング作用によりδ／γ界面の移動が阻止
されてδ／γ相バランスがより安定化し、靭性劣化がな
いこと。

【００２８】（Ｅ）Ｗ単独添加鋼であっても、腐食環境
中での均一皮膜形成性については何等の問題もなく、逆
に従来鋼のＷ添加量を超える多量のＷを添加した方が耐
食性がより向上すること。

【００２９】（Ｆ）Ｗ単独添加鋼では、８００℃以上の
温度域においても、熱間加工性を劣化させるＣｒを主成
分とするＣｒ窒化物の析出が抑制されること。

【００３０】（Ｇ）またさらに、Ｗを従来鋼に増して多
量に単独添加したスーパー２相ステンレス鋼の熱間加工
性は、Ｂ添加の有無によって大きく異なり、所定量のＢ
を必須成分として含有させると、Ｗ多量添加鋼であるに
もかかわらず、熱間加工性が飛躍的に向上すること。す
なわち、Ｂは脱酸効果を有するとともに、粒界もしくは
δ／γ界面に偏析し、粒界強化による熱間加工性の向上
に寄与するが、Ｍｏ添加鋼においては、Ｂ添加の有無に
かかわらずδ／γ界面からσ相が析出するため、一旦σ
相が析出するとＢの効果は半減もしくはなくなるのに対
し、Ｗ単独添加鋼においては、σ相の粒界析出が抑制さ
れるためＢの粒界偏析が有効に作用し、熱間加工性が飛
躍的に向上すること。

【００３１】なお、上記（Ａ）〜（Ｆ）に記載のＷ単独
多量添加による効果の得られる理由は、詳細には不明で
あるが、(a) Ｍｏに比べ拡散速度が遅いことによるδ→
γ＋σ反応の遅延、(b) Ｗの方がＭｏに比べて原子半径
が大きいため、σ相の安定析出を抑制する、の(a) およ
び(b) の作用によるものと推定される。

【００３２】

【作用】以下、本発明の２相ステンレス鋼の各成分につ
いて、その作用効果と含有量の限定理由を詳しく説明す
る。なお、各成分の含有量についての％は、全て重量％
を意味する。

【００３３】Ｃ：０．０３％以下Ｃは、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。このため、その含有量
を０．０３％以下と定めた。

【００３４】Ｓｉ：１．０％以下Ｓｉは、鋼の脱酸成分として有効であるが、金属間化合
物の生成析出を促進し、かつその凝集粗大化を助長する
元素である。このため、本発明ではその含有量を１．０
％以下に限定する。好ましくは、０．５％以下である。

【００３５】Ｍｎ：１．５％以下Ｍｎは、２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
を増加する作用もあるが、その含有量が１．５％を超え
ると耐食性が劣化する。このため、その含有量の上限を
１．５％と定めた。

【００３６】Ｐ：０．０４０％以下不可避不純物であるＰは、粒界偏析により熱間加工性を
低下させ、その含有量が０．０４０％を超えると耐食
性、靭性も劣化するようになる。このため、その含有量
の上限を０．０４０％と定めた。

【００３７】Ｓ：０．０１０％以下Ｓも不可避不純物であり、鋼の熱間加工性および耐食性
を劣化させる。このため、本発明ではその含有量を０．
０１０％以下に制限する。好ましくは、０．００５％以
下である。

【００３８】ｓｏｌ−Ａｌ：０．０４０％以下Ａｌは、鋼の脱酸剤として最も有効であり、添加量の増
加とともに脱酸効果は向上する。しかし、鋼中のＮ量が
高い場合にはＡｌＮとして析出し、靭性および耐食性を
劣化させる。従って、本発明ではＡｌ含有量をｓｏｌ−
Ａｌで０．０４０％以下に抑えた。

【００３９】Ｎｉ：５．０〜９．０％Ｎｉは、オーステナイト安定化元素である。しかし、そ
の含有量が９．０％を超えるとフェライト量が減少し、
一方、５．０％未満であるとフェライト量が多くなりす
ぎて２相ステンレス鋼の基本的な特徴が失われる。

【００４０】Ｃｒ：２３．０〜２７．０％Ｃｒは、耐食性の向上に有効な基本成分である。その含
有量が２３．０％未満では耐孔食性が不十分であり、一
方、２７．０％を超えるとσ相の析出およびその凝集粗
大化が顕著になり、組織の安定性の確保が困難となる。

【００４１】Ｗ：５．０〜１０．０％Ｗは、前述したとおり、本発明の２相ステンレス鋼を最
も特徴づける成分であって耐食性、特に耐孔食性および
耐隙間腐食性を向上させ、さらに安定な酸化物を形成さ
せてｐＨの低い環境での耐食性をも向上させる元素であ
る。

【００４２】また、Ｗは拡散速度が遅いため、δ→γ＋
σ共析反応に伴うδ／γ界面の移動を抑制する。さら
に、脆化の原因になるσ相の安定性は、σ相を構成する
原子（Ｆｅ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ）間の原子半径比で支配さ
れるが、Ｗは他の元素（Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ）に比べて原
子半径が大きいことから、σ相の安定析出を抑制する作
用も有する。すなわち、σ相の安定析出およびその凝集
粗大化を抑えるのに効果的に作用する。

【００４３】またさらに、Ｗはフェライト相中で前記σ
相以外のχ相、μ相等からなる微細なＴＣＰ相を優先的
に析出させる作用を有しており、特に、８００℃〜９０
０℃の温度域で短時間時効を施した場合には、フェライ
ト相中にＴＣＰ相が均一に微細分散析出した組織とし、
鋼の強度を高める作用を有している。

【００４４】しかし、その含有量が５．０％未満では上
記の効果、特に耐食性向上およびＴＣＰ相の均一微細分
散析出による強度向上の効果が得られず、逆に１０．０
％を超えるとσ相の析出を促進し、熱間加工性や靭性低
下の原因になるとともに、ＴＣＰ相の析出を促進し過ぎ
て靭性低下の原因となる。従って、Ｗ含有量は５．０〜
１０．０％と定めた。

【００４５】Ｎ：０．２４〜０．３２％Ｎは、強力なオーステナイト生成元素で、２相ステンレ
ス鋼の熱的安定性と耐食性を向上させるうえで有効な元
素である。本発明の２相ステンレス鋼のようにフェライ
ト生成元素である、Ｃｒ、Ｗが多量に添加された場合に
は、フェライトとオーステナイトの２相バランスを適正
なものにするためにも０．２４％以上のＮの含有が必要
である。しかし、その含有量が０．３２％を超えると窒
化物生成により鋼の靭性、耐食性が著しく劣化する。従
って、Ｎ含有量は０．２４〜０．３２％と定めた。

【００４６】Ｂ：０．０００５〜０．０１％Ｂは、Ｗと同様、本発明の２相ステンレス鋼を特徴づけ
る成分であって、鋼中の酸素を固定するとともに、粒界
に偏析して粒界を強化し、熱間加工性を向上させる元素
である。しかし、その含有量が０．０００５％未満では
熱間加工性の向上効果が得られない。逆に、その含有量
が０．０１％を超えると非金属介在物等の形成により熱
間加工性を低下させる。従って、Ｂ含有量は０．０００
５〜０．０１％と定めた。好ましくは、０．０００５〜
０．００８％である。

【００４７】以上に述べたＣｒ、ＮおよびＷは、前記
で表されるＰＲＥＷが４０以上と成るようにその含有量
を調整しなければならない。前記式で表されるＰＲＥ
Ｗ値、すなわち、Ｃｒ＋１．６５Ｗ＋１６Ｎは前記従来
の式からＭｏの項を削除したもので、それ自体は前掲
の特開平５−１３２７４１号公報にＰＲＥＷとして既に
開示されている。ただし、特開平５−１３２７４１号公
報では２．０〜４．０％のＭｏと、１．５％超え５．０
％以下のＷとの複合必須含有鋼を対象としているに過ぎ
ず、基本成分としてＷを５．０〜１０．０％という多量
に単独添加した鋼においてＰＲＥＷ値を４０以上にする
場合、従来と同様に耐孔食性が飛躍的に向上、保持でき
ることについては何等開示されていない。

【００４８】本発明の２相ステンレス鋼は、以上に述べ
た成分に加えてさらに、次のＭｏ、ならびに前述の第１
群〜第３群の元素の１種または２種以上を必要に応じて
含有させることができる。

【００４９】Ｍｏ：２．０％未満Ｍｏは、Ｗと同様に耐孔食性および耐隙間腐食性を向上
させる作用を有し、耐食性向上の観点からはＷと同等の
作用を有するが、金属間化合物の析出作用についてはＷ
と全く異なった作用を有する元素である。すなわち、Ｍ
ｏはσ相の安定成長を促進する元素であるため、粗大な
σ相を析出させ、靭性低下を招くのみならず、耐食性に
対しても悪影響を及ぼす。

【００５０】また、Ｍｏはδ／γ界面の移動を促進し、
δ／γ相バランスを不安定にする元素でもあるが、Ｗと
の複合添加の場合、Ｗ量が本発明で規定する上記の範囲
内で適量のＭｏを添加含有させると、Ｗ単独添加含有の
場合と同様のＴＣＰ相析出形態を示すのみならず、逆に
フェライト相中のＴＣＰ相生成元素であるＣｒ、Ｗ、お
よびＭｏが過飽和になることから、特に短時間時効処理
を施す場合にはＴＣＰ相の均一微細分散析出を促進して
鋼の強度を向上させる作用がある。

【００５１】従って、この効果を得たい場合には、Ｍｏ
を添加含有させることができるが、０．０５％未満では
その効果が得られず、逆にその含有量が２．０％を超え
るとσ相の析出やδ／γ相バランスの乱れを招き、組織
の熱的安定性が損なわれるようになるので、含有させる
場合のＭｏ含有量は、０．０５％以上、２．０％未満と
するのが望ましい。

【００５２】なお、この場合には高価なＷの一部をＭｏ
に置換することができるので、コスト低減が図れる。ま
た、Ｍｏを含有させた場合、ＰＲＥＷ値は前記式で表
され、これは前掲の特開平５−１３２７４１号公報に示
される前述の式と同じである。

【００５３】第１群元素（Ｔａ、Ｈｆ）：いずれの元素
も０．０５〜０．１％ＴａおよびＨｆは、σ相の析出抑制作用についてはＷと
同様の作用効果をもたらす元素であり、その効果を得た
い場合にＴａおよびＨｆのうちから１種または２種を選
んで含有させることができる。しかし、いずれの元素も
その含有量が０．０５％未満では上記の効果が得られな
いので、含有させる場合には、いずれの元素も０．０５
％以上とする必要がある。一方、いずれの元素もその含
有量が０．１％を超えると、Ｎの含有量が多い場合、こ
れら元素の窒化物として析出し、靭性低下を招く。従っ
て、含有させる場合のこれら元素の含有量は、いずれの
元素も０．０５〜０．１％とした。

【００５４】第２群元素（Ｖ）：０．１〜１．０％Ｖは、Ｗと複合添加した場合、耐隙間腐食性を向上させ
るのに有効な元素であり、この効果を得たい場合に添加
することができる。しかし、その含有量が０．１％未満
では上記の効果がえられないので、含有させる場合には
０．１％以上とする必要がある。一方、その含有量が
１．０％を超えるとＶ窒化物として析出し、熱間加工性
および靭性低下を招く。従って、含有させる場合のＶ含
有量は、０．１〜１．０％とした。

【００５５】第３群元素（Ｃａ、Ｍｇ）：いずれの元素
も０．００１〜０．０１％ＣａおよびＭｇは、いずれも鋼中の酸素を固定し、熱間
加工性を向上させるのに有効な元素であるが、その機構
はＢの場合とは異なるので、Ｂと共存させることによっ
てより広い温度域での熱間加工性の向上を図ることが可
能であり、この効果を得たい場合にＣａおよびＭｇのう
ちから１種または２種を選んで含有させることができ
る。しかし、その含有量がいずれの元素も０．００１％
未満では上記の効果が得られないので、含有させる場合
には、いずれの元素も０．００１％以上とする必要があ
る。一方、いずれの元素もその含有量が０．０１％を超
えると酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加し、耐食
性の劣化を招く。従って、含有させる場合のこれら元素
の含有量は、いずれの元素も０．００１〜０．０１％と
した。

【００５６】なお、上記のＭｏ、第１群元素、第２群元
素および第３群元素は、これらＭｏおよび各群中の各元
素のうちから１または２以上を選んで含有させることが
できることはいうまでもない。

【００５７】以上に述べた成分組成を有する本発明の２
相ステンレス鋼は、後述の実施例から明らかなように優
れた熱間加工性を有しており、常法によって何等問題な
く熱間加工を施すことができ、この熱間加工後に、例え
ば、１０５０〜１１５０℃に０．２〜１時間加熱保持
後、水冷手段等の適宜手段を用いて急冷する溶体化熱処
理を施したままで十分な強度、靭性、耐食性および優れ
た組織の熱的安定性を有するが、次に述べる時効処理を
施すことによってσ相以外の微細なＴＣＰ相がδ相中に
均一分散析出した組織、いわゆる析出強化組織となり、
組織の熱的安定性および強度、特に強度が一段と向上す
る。

【００５８】すなわち、上記本発明の２相ステンレス鋼
に、８００〜９００℃に５〜３０分間加熱保持する時効
処理を施すと、δ相中にＴＣＰ相が均一に微細分散析出
した析出強化組織となり、組織の熱的安定性および強
度、特に強度が一段と向上する。しかし、その時効処理
温度が８００℃未満、あるいは９００℃を超えると、本
発明の２相ステンレス鋼の微細なＴＣＰ相が析出する析
出ノーズが８００〜９００℃の温度域にあることから、
δ相中にＴＣＰ相が均一に微細分散析出しなくなる。ま
た、その時効時間が５分未満ではＴＣＰ相の析出が不十
分であり、３０分を超えて時効を施してもその効果は飽
和する。従って、時効処理を施す場合の時効熱処理条件
を上記のように定めた。

【００５９】なお、時効時間が１００分を超えると、σ
相等の靭性に悪影響を及ぼす金属間化合物の析出が開始
する場合があるので注意を要する。また、本発明の２相
ステンレス鋼は、その組織が熱的に安定であるため、上
記の時効処理を溶接やＳＲ処理と併用しても何等問題は
ない。

【００６０】

【実施例】

［実施例１］２０ｋｇの真空溶解炉で表１および表２に
示す化学成分を有する３６種類の２相ステンレス鋼を溶
製して１００ｍｍφのインゴットを作成し、これらイン
ゴットを１２８０℃に加熱して厚さ５０ｍｍの板材に鍛
造した後、この板材に１１００℃×３０分→水冷の溶体
化熱処理を実施して供試材を準備した。

【００６１】なお、表１および表２中、No. １〜２３は
本発明例の鋼、No. ２４〜３６は比較例の鋼である。

【００６２】

【表１】

【００６３】

【表２】

【００６４】次いで、これらの鋼板から各種の試験片を
切り出し採取し、以下に示す方法によってその熱間加工
性、組織の熱的安定性、引張特性、靭性および耐孔食性
を調査した。

【００６５】［熱間加工性試験］直径１０ｍｍ、長さ２
００ｍｍの試験片を準備し、グリーブル試験機を用いて
１３００℃で均一加熱保持の後、σ相の析出が顕著にな
る１０００℃および９００℃まで冷却してこれらの温度
に均一加熱保持の後、３５０ｍｍ／秒の引張速度で破断
させ、この時の破断部の絞り率を測定して評価した。

【００６６】なお、一部の供試材（No. ２、１９、２
０、３１および３６）については、９００〜１３００℃
の範囲での熱間加工性を調査し、その結果を図１に示し
た。

【００６７】［熱的組織安定性試験］９００℃の温度に
５分〜２００時間の範囲で加熱保持する時効処理を施
し、幅２０ｍｍ、厚さ３ｍｍ、長さ２０ｍｍで、その表
面をエメリー紙およびアルミナ粉末を用いて研磨して加
工層を除去した試験片を準備し、この試験片についてＸ
線回折実験を実施し、時効に伴うσ相の析出挙動（σ相
の回折強度の変化）を測定し、またＸ線回折実験で析出
相が判別できないものについては、電子顕微鏡観察で析
出物の観察および同定を実施し、９００℃に５〜３０分
の範囲で加熱保持した場合にσ相の析出が認められなか
ったものを組織の熱的安定性が良好として「○」印で示
し、この時間内でσ相の析出が認められたものを組織の
熱的安定性が不芳として「×」で印で示した。

【００６８】なお、一部の供試材（No. １、８、２６お
よび２７）については、５分〜２００時間の範囲内での
σ相の析出量の変化を調査し、その結果を図２に示し
た。

【００６９】［引張特性試験］直径６ｍｍ、ゲージ長さ
４０ｍｍの丸棒引張試験片を準備し、常温で引張試験を
行い、引張強さ（ＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）、伸び
（Ｅｌ）を測定した。

【００７０】［衝撃試験］厚さ５．０ｍｍ、幅１０ｍ
ｍ、長さ５５ｍｍで長さ方向の中央に幅方向への深さが
２．０ｍｍのノッチを形成した試験片を準備し、シャル
ピー衝撃試験機を用いて衝撃試験を行い、破断時の衝撃
値（吸収エネルギー）を測定した。なお、試験温度は０
℃とした。

【００７１】［孔食試験］ＡＳＴＭ規格−Ｇ４８に規定
の方法に基づいて、厚さ２ｍｍ、幅２５ｍｍ、長さ５０
ｍｍの試験片を準備し、この試験片を腐食試験液（液：
１０％ＦｅＣｌ₃−６Ｈ₂０、液温：３０℃）中に２４
時間浸漬し、孔食発生の有無を観察し、孔食が発生しな
かたものを「○］、孔食が発生したものを「×」として
評価した。

【００７２】これらの試験結果を、表３および表４に示
した。

【００７３】

【表３】

【００７４】

【表４】

【００７５】表３および表４に示した結果から明らかな
ように、本発明例の２相ステンレス鋼は、いずれも前記
または式で表されるＰＲＥＷが４０以上で、良好な
耐孔食性を示している。また、熱間加工性については、
従来のスーパー２相ステンレス鋼にあってはσ脆化が最
も問題となる９００℃においても７５％以上の高い絞り
率を示しており、熱間加工性が良好である。さらに、図
１に示したように、Ｂ添加との相乗効果により良好な熱
間加工性を示し、さらにＣａやＭｇを複合添加した場合
には、７８％以上の絞り率が得られており、優れた熱間
加工性を有している。これに対し、比較例の２相ステン
レス鋼は、No. ２４〜３０を除き、熱間加工性が劣って
おり、特に１０００℃未満の温度域での熱間加工性が著
しく劣っている。

【００７６】なお、No. ２４〜３０の熱間加工性が優れ
ているのは、次の理由による。すなわち、No. ２４につ
いてはＷの含有量が少なく、σ相の析出が生じないため
である。しかし、このNo. ２４は耐食性が劣っている。
また、No. ２４〜２７については保持時間が短く、この
熱間加工試験中にσ相の析出が生じなかったためである
が、例えば９００℃で５分以上保持するとσ相が凝集粗
大化して熱間加工性が劣化する。さらに、No. ２８〜３
０についてはδ／γ相バランスが崩れており、いわゆる
スーパー２相ステンレス鋼本来の性質から外れているた
めである。

【００７７】また、図２に示したように、本発明の２相
ステンレス鋼は、９００℃での時効時間が３０分以内で
はσ相の析出は認められず、良好な組織の熱的安定性を
示している。これに対し、比較例の２相ステンレス鋼
は、５〜３０分の保持時間でσ相が析出し、特にＭｏの
含有量が多いものは組織の熱的安定性が劣っている。

【００７８】さらに、本発明の２相ステンレス鋼の常温
強度は、０．２％耐力（ＹＳ）が５５０Ｎ／ｍｍ²以上
であり、靭性についてもシャルピー衝撃試験による０℃
での衝撃値が２０ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ²以上であって、従
来のスーパー２相ステンレス鋼に十分匹敵する強度と靭
性を備えている。

【００７９】これに対し、比較例の２相ステンレス鋼
は、いずれも熱間加工性、組織の熱的安定性、靭性およ
び耐孔食性のいずれかが劣っている。

【００８０】［実施例２］２０ｋｇの真空溶解炉で表５
〜表７に示す化学成分を有する５５種類の２相ステンレ
ス鋼を溶製して１００ｍｍφのインゴットを作成し、こ
れらインゴットを１２８０℃に加熱して厚さ５０ｍｍの
板材に鍛造した後、この板材に１１００℃×３０分→水
冷の溶体化熱処理を実施し、引き続いて表８〜表１０に
示す各条件で時効処理を施して供試材を準備した。

【００８１】なお、表５〜表７中、No. １〜３６は本発
明例の鋼、No. ３７〜５５は比較例の鋼である。また、
No. １〜４８のうち、No. １〜１４、No. ３０〜３１お
よびNo. ３７〜４８は、それぞれ実施例１で用いたNo.
１〜１４、No. ２２〜２３およびNo. ２４〜３５と同一
の組成を有する鋼である。

【００８２】

【表５】

【００８３】

【表６】

【００８４】

【表７】

【００８５】次いで、これらの鋼板から各種の試験片を
切り出し採取し、以下に示す方法によってそのＴＣＰ相
とσ相の析出挙動、組織の熱的安定性、引張特性、靭性
および耐孔食性を調査した。

【００８６】［ＴＣＰ相とσ相の析出挙動試験］幅２０
ｍｍ、厚さ３ｍｍ、長さ２０ｍｍで、その表面をエメリ
ー紙およびアルミナを用いて研磨して加工層を除去した
試験片を準備し、この試験片にＸ線回折実験を実施し、
Ｘ線回折強度を測定して下記および式に基づいてＴ
ＣＰ相とσ相の分率をγ相強度との比で表して評価し
た。

【００８７】ＴＣＰ相分率＝ＴＣＰ／｛（γ₂₀₀＋γ₂₂₀）／２｝・・・・・・・・ σ相分率＝｛（σ₁₁₂＋σ₂₁₂＋σ₄₁₁）／３｝／｛（γ₂₀₀＋γ₂₂₀）／２｝・・・・・・・・なお、ＴＣＰ相分率はその値が大きければ大きいほどＴ
ＣＰ相の微細分散析出が顕著であることを、σ相分率は
その値が小さければ小さいほどσ相の析出が少ないこと
を表している。

【００８８】また、一部の鋼（No. ２およびNo. ４０）
について、そのＸ線回折実験の測定結果を、図３および
図４に示した。この図３および図４は、所定の時効処理
を施した２相ステンレス鋼の典型的なＸ線回折パターン
を示す図であり、本発明の２相ステンレス鋼（No. ２）
ではＴＣＰ相が認められるが、比較例である２相ステン
レス鋼（No. ４０）ではσ相のみが析出し、Ｘ線のピー
クがシャープであることから、σ相が凝集粗大化してい
ることがわかる。

【００８９】［熱的組織安定性試験］所定の温度に所定
の時間加熱保持する時効処理を施した供試材から、幅２
０ｍｍ、厚さ３ｍｍ、長さ２０ｍｍで、その表面をエメ
リー紙およびアルミナ粉末を用いて研磨して加工層を除
去した試験片を準備し、この試験片について上記と同様
のＸ線回折実験を実施し、時効に伴うＴＣＰ相分率とσ
相分率の変化を測定し、時効時間が５〜３０分間の範囲
内でσ相の析出が認めらず、かつこの時効処理時間内で
のＴＣＰ相の変化率が５％以下であったものを組織の熱
的安定性が良好として「○」印で示し、この時間内でσ
相の析出が認められ、かつＴＣＰ相の変化率が５％を超
えたものを組織の熱的安定性が不芳として「×」で印で
示した。

【００９０】なお、一部の供試材（No. １、４、８およ
び３９）については、０〜６０００時間の範囲内でのＴ
ＣＰ相とσ相の上記および式で表されるＸ線回折強
度比の調査結果を、図５〜図８に示した。

【００９１】図５〜図８は、時効処理後の各合金の熱的
安定性を示しており、本発明で規定する範囲内の条件で
時効処理したNo. ８の２相ステンレス鋼ではＴＣＰ相が
安定に析出し、かつσ相が析出していない（図５参
照）。

【００９２】これに対し、鋼組成はNo. ４と同じで本発
明の範囲内であるが、時効温度が９５０℃と本発明の規
定範囲外の条件で時効処理したNo. ５０の２相ステンレ
ス鋼ではσ相が優先的析出し、ＴＣＰ相が析出していな
い（図６参照）。同様に、鋼組成はNo. １と同じで本発
明の範囲内であるが、時効温度が６００℃と本発明の規
定範囲外の条件で時効処理したNo. ４９の２相ステンレ
ス鋼では時効温度が低いためσ相の析出がない反面、Ｔ
ＣＰ相が析出しない（図７参照）。また、時効処理条件
は本発明の範囲内であるが、鋼組成が本発明の範囲外で
あるNo. ３９の２相ステンレス鋼ではＴＣＰ相の析出は
認められるもののσ相が優先的に析出するため組織の熱
的安定性が保証されない（図８参照）。

【００９３】なお、「引張特性試験」、「衝撃試験」お
よび「孔食試験」については、実施例１の場合と同じ方
法によって行ったので、その詳細説明を省略する。

【００９４】これらの試験結果を、表８〜表１０に併せ
て示した。

【００９５】なお、表１０中のNo. ４９〜５５は、表５
〜表７中のNo. １、No. ４、No. ８、No. ９、No. １
７、No. ２１およびNo. ２８の本発明例の鋼に本発明規
定の範囲外の条件で時効処理を施した比較例である。

【００９６】

【表８】

【００９７】

【表９】

【００９８】

【表１０】

【００９９】表７〜表１０に示した結果から明らかなよ
うに、上記または式で表されるＰＲＥＷ値が４０以
上で、かつ所定条件の時効処理を施すことによって、Ｔ
ＣＰ相の量がγ相とのＸ線回折強度比で０．１以上とδ
相中に均一に微細分散析出した組織、すなわち析出強化
組織とされた本発明の２相ステンレス鋼は、いずれも室
温での引張強度がＴＳで９００Ｎ／ｍｍ²以上、ＹＳで
６５０Ｎ／ｍｍ²以上という高強度を有し、かつ伸びが
３５％という高い延性を維持している。

【０１００】また、衝撃値も２０ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ²以
上で、靭性にも優れており、さらに耐食性についても良
好な耐孔食性を有しており、組織の熱的安定性にも優れ
ている。

【０１０１】これに対し、比較例の２相ステンレス鋼
は、いずれも強度、延性、靭性、耐孔食性および組織の
熱的安定性のいずれかが劣っている。

【０１０２】

【発明の効果】本発明の２相ステンレス鋼は、優れた熱
間加工性、組織の熱的安定性および耐食性を有してお
り、微細なＴＣＰ相がδ相中に均一分散析出した組織、
すなわち析出強化組織にした場合には、靭性、延性およ
び耐食性を維持した状態で高強度を有する鋼である。従
って、この鋼は、腐食が問題となる用途および溶接施工
等による熱影響を余儀なくされる用途、具体的には海洋
環境で使用される設備や器具類あるいは油井用のライン
パイプや配管用部材の材料として好適であり、かつ９０
０℃付近の低温域でも良好な熱間加工性を有するので、
鋼片の手入工数が削減できて製品歩留の向上にも寄与す
る。また、析出強化組織鋼とした場合には、従来よりも
苛酷な腐食環境への適用および製品の薄肉軽量化材料と
して好適であり、かつ熱的安定性にも優れることから析
出強化合金としての組織と性能を維持しつつ、溶接施工
や応力除去熱処理の併用も可能である。

【図面の簡単な説明】

【図１】代表的な本発明鋼と比較鋼の１３００〜９００
℃の範囲内での熱間加工性の変化の一例を示す図であ
る。

【図２】代表的な本発明鋼と比較鋼の９００℃での時効
処理によるσ相の析出挙動の一例を示す図である。

【図３】代表的な本発明の析出強化組織鋼の金属間化合
物の析出挙動を表す典型的なＸ線回折パターンの一例を
示す図である。

【図４】代表的な比較例の析出強化組織鋼の金属間化合
物の析出挙動を表す典型的なＸ線回折パターンの一例を
示す図である。

【図５】代表的な本発明の析出強化組織鋼の組織の熱的
安定性を表すＸ線回折強度比の一例を示す図である。

【図６】代表的な比較例の析出強化組織鋼の組織の熱的
安定性を表すＸ線回折強度比の一例を示す図である。

【図７】代表的な比較例の析出強化組織鋼の組織の熱的
安定性を表すＸ線回折強度比の一例を示す図である。

【図８】代表的な比較例の析出強化組織鋼の組織の熱的
安定性を表すＸ線回折強度比の一例を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ−Ａｌ：０．０４
０％以下、Ｎｉ：５．０〜９．０％、Ｃｒ：２３．０〜
２７．０％、Ｗ：５．０〜１０．０％、Ｎ：０．２４〜
０．３２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｏ：０
〜２．０％未満を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純
物からなる成分組成を有し、かつ下記または式で表
されるＰＲＥＷが４０以上であることを特徴とする高耐
食性２相ステンレス鋼。ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋１．６５Ｗ＋１６Ｎ・・・・・・・・・・・・・・・・・・ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋１．６５Ｗ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・・・・だだし、、式中の元素記号は各元素の含有量（重量
％）を表す。
【請求項２】請求項１に記載の成分の外に、さらに０．
０５〜０．１重量％のＴａと０．０５〜０．１重量％の
Ｈｆのいずれか一方または両方を含有し、かつ上記ま
たは式で表されるＰＲＥＷが４０以上であることを特
徴とする高耐食性２相ステンレス鋼。
【請求項３】請求項１に記載の成分の外に、さらに０．
１〜１．０重量％のＶを含有し、かつ上記または式
で表されるＰＲＥＷが４０以上であることを特徴とする
高耐食性２相ステンレス鋼。
【請求項４】請求項１に記載の成分の外に、さらに０．
００１〜０．０１重量％のＣａと０．００１〜０．０１
重量％のＭｇのいずれか一方または両方を含有し、かつ
上記または式で表されるＰＲＥＷが４０以上である
ことを特徴とする高耐食性２相ステンレス鋼。
【請求項５】請求項１に記載の成分の外に、さらに０．
０５〜０．１重量％のＴａと０．０５〜０．１重量％の
Ｈｆのいずれか一方または両方と、０．１〜１．０重量
％のＶを含有し、かつ上記または式で表されるＰＲ
ＥＷが４０以上であることを特徴とする高耐食性２相ス
テンレス鋼。
【請求項６】請求項１に記載の成分の外に、さらに０．
０５〜０．１重量％のＴａと０．０５〜０．１重量％の
Ｈｆのいずれか一方または両方と、０．００１〜０．０
１重量％のＣａと０．００１〜０．０１重量％のＭｇの
いずれか一方または両方を含有し、かつ上記または
式で表されるＰＲＥＷが４０以上であることを特徴とす
る高耐食性２相ステンレス鋼。
【請求項７】請求項１に記載の成分の外に、さらに０．
１〜１．０重量％のＶと、０．００１〜０．０１重量％
のＣａと０．００１〜０．０１重量％のＭｇのいずれか
一方または両方を含有し、かつ上記または式で表さ
れるＰＲＥＷが４０以上であることを特徴とする高耐食
性２相ステンレス鋼。
【請求項８】請求項１に記載の成分の外に、さらに０．
０５〜０．１重量％のＴａと０．０５〜０．１重量％の
Ｈｆのいずれか一方または両方と、０．１〜１．０重量
％のＶと、０．００１〜０．０１重量％のＣａと０．０
０１〜０．０１重量％のＭｇのいずれか一方または両方
を含有し、かつ上記または式で表されるＰＲＥＷが
４０以上であることを特徴とする高耐食性２相ステンレ
ス鋼。
【請求項９】その組織が、δ相中に金属間化合物が微細
分散析出した組織であることを特徴とする請求項１〜８
に記載のいずれかの高耐食性２相ステンレス鋼。
【請求項１０】請求項１〜８に記載のいずれかの２相ス
テンレス鋼を、８００〜９００℃の温度域に５〜３０分
間保持する時効熱処理を施すことを特徴とする請求項９
に記載の高耐食性２相ステンレス鋼の製造方法。