JP2006519313A - 海水装置に使用する２相ステンレス鋼 - Google Patents

海水装置に使用する２相ステンレス鋼 Download PDF

Info

Publication number
JP2006519313A
JP2006519313A JP2006507921A JP2006507921A JP2006519313A JP 2006519313 A JP2006519313 A JP 2006519313A JP 2006507921 A JP2006507921 A JP 2006507921A JP 2006507921 A JP2006507921 A JP 2006507921A JP 2006519313 A JP2006519313 A JP 2006519313A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
content
ferrite
steel according
austenite
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP2006507921A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2006519313A5 (ja
Inventor
スンドストローム，アン
カンガス，パシ
Original Assignee
サンドビック インテレクチュアル プロパティー ハンデルスボラーグ
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by サンドビック インテレクチュアル プロパティー ハンデルスボラーグ filed Critical サンドビック インテレクチュアル プロパティー ハンデルスボラーグ
Publication of JP2006519313A publication Critical patent/JP2006519313A/ja
Publication of JP2006519313A5 publication Critical patent/JP2006519313A5/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

本発明は、ステンレス鋼に関し、さらに具体的には良好な組織安定性と熱間加工性とが組み合わされたフェライト−オーステナイト母層と高耐食性を有する２相ステンレス鋼に関する。特に、２相ステンレス鋼は、容積で４０〜６５％のフェライト相と良くバランスした化学組成とを有し、このことが、以前可能であることが分かっていることよりもさらに、塩化物含有環境の用途に適切な材料耐食性を与える。本発明にしたがう材料は、それらの高合金含有量を考慮すると、特別に良好な加工性特に熱間加工性を有し、それによって棒、溶接管及び非溶接管のようなパイプ、溶接材、例えばフランジ及び継手のような構造部品の製造に用いるために非常に適切である。これらの目的は、本発明にしたがう２相ステンレス鋼に適合し、この２相ステンレス鋼は、Ｃを０以上最大０．０３、Ｓｉを最大０．５、Ｍｎを０〜３．０、Ｃｒを２４．０〜３０．０、Ｎｉを４．９〜１０．０、Ｍｏを３．０〜５．０、窒素を０．２８〜０．５、Ｂを０〜０．００３０、Ｓを最大０．０１０まで、Ｃｏを０〜３．５、Ｗを０〜３．０％、Ｃｕを０〜２．０、Ｒｕを０〜０．３、Ａｌを０〜０．０３、Ｃａを０〜０．０１０％、不可避的汚染物と残部Ｆｅを含有する。

Description

発明の技術分野
本発明はステンレス鋼に関し、さらに具体的にはフェライト−オーステナイト母相と高耐食性とを有し、良好な組織安定性と熱間加工性とが組み合わされた２相ステンレス鋼に関し、特に２相ステンレス鋼は、４０〜６５ｖｏｌ％のフェライト含有量と、以前から可能であることが分かっていたよりもさらに塩化物含有環境の用途にさらに適切な材料耐食性を与える良くバランスした化学組成と、を有する。
発明の背景
海での油生産においては、穴が海底から油層まで掘り下げられる。原油の流れの制御のため、さらにこの原油を使用可能な製品または半製品に処理して精製する装置への輸送のため、海底に装置が配備される。海底のこの装置には、その他のものの中で採掘、圧力及び流速などを制御する弁、及び化学物質を油田に注入可能にするパイプ継手がある。さらに、原油が凝固して製造パイプの中で望ましくない停止を避ける目的で、注入のためにメタノールが使用される。
海底での装置の弁及び継手は、水上または陸上のプラットホーム、製造船及び他の装置から流体制御及び電気制御される。供給コードパイプいわゆる供給パイプラインが、海底の装置で案内される装置に連結される。例えば種々の採掘位置の二つの冠水装置の間の、海底にある供給パイプラインの一部は、海の動きで比較的わずかな同じ程度の影響を受けるので、静止供給パイプラインと呼ばれる。海底と水上との間に配置される供給パイプラインの一部は、動的供給パイプラインと呼ばれ、水中及び陸上の動きによって大きく範囲まで影響される。このような動きの例は、水中の流れ、プラットホーム及び製造船の動きと同じの波の動きである。
供給パイプラインのパイプに科せられる要求は、腐食性質と機械的性質に最も関連する。このパイプ材料は、パイプの外側面を取り囲む海水に耐食性である必要がある。海水がステンレス鋼に非常に腐食影響を及ぼすので、この性質が最も重要ことであるとみなされる。さらにその上に、この材料は、油田に注入される可能性のある腐食溶液に対して高耐食性を有する必要がある。この材料は液体を汚染することなく圧力液体と共存できる。起こりうる汚染は、非常に悪い海底で制御装置のサービス機能に影響するだろう。
使用されるパイプ材料の機械的性質は、油田内に注入を意図する腐食溶液に対して高耐食性を有することが必要である。油製造の状況から考慮すると、深さは供給パイプラインの動的部分が一般的に長くなりそれによって重くなる。この重量はプラットホームまたは浮遊する製造船によって支えられる。実際に、所定形態を備える供給パイプラインの重量を減少させるために二つの方法がある。それは、より軽い材料を選択するか、または同一密度であるが高い引張強度減と極限引張強度を有する材料を選択することである。高い強度を有する材料を選択することによって、薄い壁を有するパイプを使用することができ、それによって供給パイプラインの全質量が減少される。より深い採掘現場での海では、供給パイプラインの装置長さ当たりの全重量が最も重要となる。
最近の数年間、耐食金属材料を使用される環境が激しい責務となる場合、その材料の耐食性質ならびにそれらの機械的性質についての要求が増加している。このような用途に以前から使用された例えばフェライト鋼のようなこれまで用いられてきた鋼の代わりとして確立された２相合金のような、ニッケル其合金、またはその他の高合金鋼はこの開発からは除かれる。
さらにその上、供給パイプラインのパイプ市場における最近の開発は、材料の性能についての要求がさらに増加している。強度及び耐食性に関してこれまでなされてきた要求は、合金を存在させることにより満足させることが可能であった。供給パイプラインとってこの構成材料でなされる新しい要求は、しかしながら耐食性についてかなり厳しい要求を意味し、温水器の水で予想されるプラントのためならびに供給パイプラインのプロセス溶液のために高温度となる。達成される新しい要求は、７０〜８０℃の海水中で隙間腐食に対する耐性を備える必要があることを含む。今日の構成材料は、腐食に対して十分な信頼性を備えるこれらの要求を満たさない。それは解決されなければ成らない課題である。しかしながら、これまでに評価されてきたすべての実行可能な合金は弱点を備えていた。強度の増加と良好な組織安定性のような別の要求も満足する塩化物誘起腐食に大きな耐性を有する合金は、一方で、供給パイプラインのパイプになされる新しい要求を備えることに大きな可能性を意味する。
塩化物含有環境における耐食性について認められている測定は、いわゆる孔食評価法（省略してＰＲＥ）であり、次のように定義される。
ＰＲＥ＝％Ｃｒ＋３．３％Ｍｏ＋１６％Ｎ
各元素のパーセント数字はｗｔ％を示す。
より大きな数値は、特に局部腐食に対して優れた耐食性を示す。この特性に影響する主要合金元素は、上式にしたがい、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮである。このような等級の鋼の例は、ＥＰ０２２０１４１号に示され、これはこの参照によってこの記載に含まれる。この鋼等級は、ＳＡＦ２５０７（ＵＮＳ Ｓ３２７５０）の商標登録を含み、実質的に高含有量のＣｒ、Ｍｏ及びＮで合金化される。すなわち、塩化物環境において上述するすべての良好な耐食性を備えるこの特性について開発される。最近、元素Ｃｕ及びＷについても塩化物環境中の鋼の耐食性の追加の最適化のための効果的な合金化添加物になることが分かった。この場合、元素ＷはＭｏ部分の代替物として使用され、例えば、それぞれ２．０％及び０．７％のＷを含有する市販合金ＤＰ３Ｗ（ＵＮＳ Ｓ３９２７４）またはＺｅｒｏｎ１００のようにする。後者は、０．７％のＣｕも含有し、酸性の環境における合金耐食性を増加させる目的を備える。
タングステンの追加は、耐食性についての更なる改良目安と、それによる合金の耐食性に及ぼすＭｏ及びＷの影響力の関係を明確にするＰＲＥ式によりＰＲＥＷ式とが、導かれる。すなわち、
ＰＲＥＷ＝％Ｃｒ＋３．３（％Ｍｏ＋０．５％Ｗ）＋１６％Ｎ
これは、ＥＰ０５４５７５３に記載するように、例えば、一般的に改良された腐食特性を有する２相ステンレス鋼に関する。
上記の鋼等級はＰＲＥ数を有し、計算方法に関りなく、それは４０以上であるが、ＰＲＥ数は約４３に制限されるには、高い値は合金が劣った組織安定性を備えるためである。高い程度の合金化は、金属間化合物相に析出の危険を増加させ、そのために、２相鋼の合金化レベルは、計算方法に関りなく、最大約４３付近のＰＲＥ値を達成するために制限するものと見なされる。
塩化物環境において良好な耐食性を有する合金ＳＡＦ２９０６は、ＥＰ０７０８８４５に示される組成を示すものである。例えば、この合金は、ＳＡＦ２５０７と比較すると高含有量のＣｒ及びＮによって特徴付けされ、粒間腐食及びカルバミン酸アンモニウム中の腐食に対する耐性が特に重要である環境においての使用に対して特に適切であることが判明したが、しかしこの合金は塩化物含有環境においても高い耐食性をも有する。
この合金は塩化物環境において合金ＵＮＳ Ｓ３２７５０に相当する耐食性を有し、しかし同時に引っ張りのＲｐ０．２においてさらに高い降伏点を有する。このことは、低重量の供給パイプラインを得ることができるので、この合金は、供給パイプレイン材料であるＵＮＳ Ｓ３２７５０と比較すると利点を有する。しかしながら、耐食性は、ＵＮＳ Ｓ３２７５０と比較すると改良されないが、このことは、将来のプラントにおいてさらに高温にさらされる供給パイプラインのパイプおいてはかなりの制限がされることを意味する。
合金１９Ｄ（ＵＮＳ Ｓ３２００１）は、１９．５〜２１．５％のＣｒと、０．０５〜０．１７％のＮと、最大０．６％のＭｏとの化学組成によって特徴付けられた２相合金である。この合金は約２２のＰＲＥ数を有するので、供給パイプラインのような海水適用においては不適切である。したがって、この合金においては充分な耐食性を達成するために、陰極性保護膜を供給パイプラインのパイプの外側表面に亜鉛層の形で添付する必要がある。この亜鉛層が消耗し或いは大きく表面が損傷したときは、腐食保護膜が損傷し最初の腐食進行が発生し、これは高価な修繕及び終結することを意味する。
上述した合金が抱える課題は、すべてが高いＰＲＥ数を有し、この鋼に硬くて脆い金属間化合物の析出物の出現であり、特に熱処理後例えば後加工工程の際の溶接時のシグマ相のようなものである。これは加工性の悪い材料となり、最終的に悪い耐食性となる。
良好な耐食性を有する他の群の合金はオーステナイト鋼であり、高Ｎｉ含有量と組み合わせ高含有量のＣｒ、Ｍｏ及びＮの添加によって可能となった５５以下のＰＲＥを有する。この合金は供給パイプラインの新しい厳しい腐食条件に非常に良好に作用する。同種の合金の欠点は、２相合金よりかなり低い降伏点を有し、さらにその上に、高価な合金化元素である高いパーセンテージのＮｉが理由で製造するためにはかなり高価となることである。塩化物環境で良好な耐性を有するオーステナイトの例は、約５５のＰＲＥ数を有するＵＮＳ Ｓ３２６５４と、約４５のＰＲＥ数を有するＵＮＳ Ｓ３４６５とである。しかしながら、これらはあまりにも低い強度を有し、且つ供給パイプラインのパイプの実際の代替品とするためには価格が高い。
さらに、その他のもの中で２相ステンレス鋼の局部耐食性を改良するために、材料の組織安定性と加工性を損なうことなく、ＰＲＥ値の増加が、フェライト相及びオーステナイト相の双方において必要である。この２相の化学組成が活性合金化成分に関して等価で無いならば、これらの相の１相が、孔食及び隙間腐食に対してさらに影響されやすくなる。すなわち、さらに影響されやすい相がこの合金の耐性を制御し、一方組織安定性は高い合金化層によって制御される。
供給パイプラインの将来のパイプに対する必要条件を満たす必要のある合金を製造するための要求を、この状況を含んで市場に存在する種々の最良の代替合金とともに、表１に要約する。存在するすべての合金は、少なくとも１点で供給パイプラインのパイプに備わる新しい厄介な要求に適合しない。
表１
性質 要求 UNS S32750 UNS S32906 UNS S32654 UNS S32001
本発明の合金
ＰＲＥ 最小４６ ４２．５ ４２ ５５ ２２
引張Ｒｐ０．２の ７２０ ５５０ ６５０ ４３０ ４５０
降伏点(N/mm2)
孔食CPT：℃ ＞９０℃ ５０ ５０ ＞９５ ＜２０
隙間腐食 ６０℃ ３５ ３５ ６０ ＜２０
CCT：℃
組織安定性 最大０．５％ 良 良 良 良
のσ相
製造 従来技術で 良 良 良 良
溶接可
発明の要約
したがって、本発明の目的は、改良された機械的性質と組み合わせされた高い耐食性を有するとともに、一般的な腐食及び例えば塩化物含有環境のような局部腐食に対して要求される高い耐性が要求される環境での使用が最も適していて、良好な機械的性質を有する２相ステンレス合金を提供することである。
さらに、本発明の目的は、９０℃好ましくは９５℃以上の臨界孔食温度（以後ＣＰＴと省略する）と、６％ＦｅＣｌ３の中で少なくとも６０℃の臨界隙間腐食温度（以後ＣＣＴと省略する）と、を有する２相ステンレス鋼を提供する。
さらに、本発明の目的は、室温で少なくとも１００ジュールの耐衝撃性と、少なくとも７２０Ｎ／ｍｍ２のＲｐ０．２引張りにおける降伏点と、室温で少なくとも２４％の引張試験の伸びを有する合金を提供する。
本発明にしたがう材料は、それらの高合金成分を考慮して、特別に良好な加工性特に熱間加工性を有し、それによって、例えば、棒、溶接及び継ぎ目なしのようなパイプ、溶接材料、例えばフランジ及び継手のような構造部品の製造に使用するのに非常に適している。
これらの目的は、本発明にしたう２相ステンレス鋼によって満足され、それらは重量％で、
Ｃ：０を越え最大０．０３％
Ｓｉ：最大０．５％
Ｍｎ：０〜３．０％
Ｃｒ：２４．０〜３０．０％
Ｎｉ：４．９〜１０．０％
Ｍｏ：３．０〜５．０％
Ｎ：０．２８〜０．５％
Ｂ：０〜０．００３０％
Ｓ：最大０．０１０％
Ｃｏ：０〜３．５％
Ｗ：０〜３．０％
Ｃｕ：０〜２．０％
Ｒｕ：０〜０．３％
Ａｌ：０〜０．０３％
Ｃａ：０〜０．０１０％
且つ不可避的不純物とＦｅからなる残部を有する。
本発明の詳細
系統的な改良作業が驚くべきことを示した。すなわち、良好に釣り合わされた元素Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｍｎ及びＣｏによって、フェライト及びオーステナイト中に最適に分布した元素を得ることができ、材料中に無視しうる程度のシグマ相のみを有する優れた耐食性材料を可能にする。またこの材料は、溶接無しのパイプ対して押し出し加工が可能である良好な加工性が得られる。良好な組織安定性とともに高耐食性との組み合わせを得るために、この材料においては非常に狭い組み合わせが必要である。したがって、本発明の合金は、重量％で次の組成を有する。
Ｃ：０を越え最大０．０３％
Ｓｉ：最大０．５％
Ｍｎ：０〜３．０％
Ｃｒ：２４．０〜３０．０％
Ｎｉ：４．９〜１０．０％
Ｍｏ：３．０〜５．０％
Ｎ：０．２８〜０．５％
Ｂ：０〜０．００３０％
Ｓ：最大０．０１０％
Ｃｏ：０〜３．５％
Ｗ：０〜３．０％
Ｃｕ：０〜２．０％
Ｒｕ：０〜０．３％
Ａｌ：０〜０．０３％
Ｃａ：０〜０．０１０％
且つ通常の不純物と添加物とＦｅとからなる残部を有し、フェライト含有量が４０〜６５Ｖｏｌ％である。
合金化元素の影響を次に記載する。
炭素（Ｃ）はフェライト及びオーステナイトの双方において溶解度が制限される。この制限された溶解度は、クロム炭化物の析出の危険を意味し、したがって、この含有量は０．０３ｗｔ％を越えるべきでなく、好ましくは０．０２ｗｔ％を越えるべきでない。
ケイ素（Ｓｉ）は、鋼の製造において脱酸材として用いられ、製造及び溶接の際に流動性を増加させる。しかしながらあまり高いＳｉ含有量は、好ましくない金属間化合物相の析出をもたらし、そのために、この含有量は、最大０．５ｗｔ％好ましくは最大０．３ｗｔ％に制限すべきである。
マンガン（Ｍｎ）は、材料中のＮ溶解度を増加させるために添加される。しかしながら、Ｍｎだけが、課題となっているこのタイプの合金中のＮ溶解度について制限された影響力を有する。代わりに、この溶解度に大きな影響力を有する他の元素がある。さらにその上に、高含有量の硫黄と組み合わされたＭｎは、孔食の初期スポットとして作用する硫化マンガンの形成をもたらすであろう。したがって、Ｍｎ含有量は、０〜３．０ｗｔ％好ましくは０．５〜１．２ｗｔ％に制限する必要がある。
クロム（Ｃｒ）は、主な腐食形式についての耐性を改良するために非常に効果的な元素である。さらにその上に、高クロム含有量は、非常に良好なＮ溶解度をこの材料に与えることが判明した。すなわち、耐食性を改良するために可能な限り多いＣｒ含有量を維持することが望ましい。非常に好ましい耐食性の値については、クロム含有量を少なくとも２４．０ｗｔ％好ましくは２７．０〜２９．０ｗｔ％にする必要がある。しかしながら、高Ｃｒ含有量は、金属間化合物の析出する危険を増加させ、そのためにクロム含有量は最大３０．０ｗｔ％までに制限しなければならない。
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト安定化元素として使用され、望ましいフェライト含有量を達成するために、適切な含有量で添加される。フェライトが４０〜６５ｖｏｌ％の間にあるオーステナイト相とフェライト相との望ましい関係を達成するために、４．９〜１０．０ｗｔ％のニッケル添加が必要であり、好ましくは４．９〜９．０ｗｔ％特に６．０〜９．０ｗｔ％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、塩化物環境において並びに好ましくは還元性の酸中での耐食性を改良する効果的な元素である。含有量の多いＣｒと組み合わせたあまりにも高含有量のＭｏは、金属間化合物の析出の危険が増加することを意味する。本発明にしたがうＭｏ含有量は、３．０〜５．０ｗｔ％好ましくは３．６〜４．９ｗｔ％具体的には４．４〜４．９ｗｔ％の間にすべきである。
窒素（Ｎ）は、材料の耐食性、組織安定性、並びに強度を増加させる非常に効果的な元素である。さらにその上に、高含有量のＮは、溶接後のオーステナイトの再形成を促進し、これが溶接接合部に良好な性質を与える。Ｎで良好な効果を得るために、少なくとも０．２８ｗｔ％のＮを添加する必要がある。高Ｎ含有量では、特にクロム含有量が同じくい高い場合には、窒化クロム析出の危険が増加する。さらにその上に、高Ｎ含有量は、ポロシティー（気孔）の危険が、限度を越えているチャージ中のＮの溶解度によって増加することを意味する。そのため、Ｎの含有量は、最大０．５ｗｔ％までに制限し、好ましくは添加されるＮの重量で０．３５〜０．４５にする。
あまり多いクロムならびに窒素の含有量は、Ｃｒ２Ｎの析出を生じるが、特に加熱処理例えば溶接時に材料の性質を劣化させるので、この析出は避けるべきである。
ボロン（Ｂ）は、材料の熱間加工性を増加させるために添加する。あまり多いボロン含有量では、溶接成及び耐食性が低下するであろう。したがって、ボロン含有量は０より多くて０．００３０ｗｔ％以下とする必要がある。
硫黄（Ｓ）は、容易に溶融する硫化物を形成することによって、耐食性をマイナスする。さらにその上に、熱間加工性を低下させるので、硫黄含有量は最大０．０１０ｗｔ％に制限する。
コバルト（Ｃｏ）は、主として組織安定性並びに耐食性を改良するために添加される。Ｃｏはオーステナイト安定化元素である。効果を持たすために、少なくとも０．５ｗｔ％好ましくは少なくとも１．０ｗｔ％を添加すべきである。コバルトは比較的高価な元素であるので、したがってコバルト添加は最大３．５ｗｔ％に制限する。
タングステン（Ｗ）は、孔食及び隙間腐食について耐性を増加する。しかし、多く含まれるＣｒ及びＭｏの含有量と組み合わせたタングステンのあまり多い添加は、金属間化合物の析出物の危険を増加することを意味する。本発明にしたがうタングステンの含有量は、０〜３．０ｗｔ％好ましくは０〜１．８ｗｔ％にする必要がある。
銅（Ｃｕ）は、硫酸のような酸性環境において耐食性を改良するために添加される。また銅は組織安定性に影響する。しかしながら、高含有量のＣｕは固溶体への溶解が過剰になることを意味する。このために、Ｃｕの含有量は、最大２．０ｗｔ％好ましくは０．１〜１．５ｗｔ％に制限する。
ルテニウム（ＲＵ）は、耐食性を増加させるために添加される。ルテニウムは非常に高価な元素であるので、含有量は最大０．３ｗｔ％好ましくは０より多くて１．５ｗｔ％以下に制限する。
アルミニウム（Ａｌ）並びにカルシウム（Ｃａ）は、鋼製造中に脱酸剤として利用される。Ａｌ含有量は、窒化物形成を制限するために最大０．０３ｗｔ％に制限する必要がある。Ｃａは熱間延性に好ましい効果を有するが、しかしながらＣａ含有量は、望ましくないスラグ量を回避するために０．０１０ｗｔ％に制限する必要がある。
フェライトの含有量は、良好な機械的性質と耐食性と良好な溶接性とを得るために重要である。腐食性及び溶接性の見地から、良好な性質を得るために４０〜６５％のフェライト含有量を有することが望ましい。フェライトの高含有量はさらに、低温度衝撃耐性並びに水素環境リスクに対する耐性が低下する。したがって、このフェライト含有量は、４０〜６５ｖｏｌ％好ましくは４２〜６０ｖｏｌ％具体的には４５〜５５ｖｏｌ％である。
以下の実施例には、多く実験的なチャージの組成が記載され、それらには種々の合金化元素が諸性質に及ぼす影響力を説明する。チャージ６０５１８２は比較例組成を示し、したがって本発明の範囲を含まない。その他のチャージが本発明を限定するものでないが、請求項にしたがう本発明を説明する実施例チャージを示す。
与えられたＰＲＥの数または値は、明白に定義されていなくても、ＰＲＥＷ式にしたがい計算された値である。
実施例１
この実施例にしたがう実験室的チャージは、丸棒に熱間鍛造された１７０ｋｇのインゴットである研究室的鋳物によって作られた。同じものが、棒状（丸棒ならびに平坦な棒）に熱間押し出し加工され、この試験材料は丸棒から採取された。さらに、平坦な棒は冷間圧延が行なわれる前に熱処理され、その後追加試験材料が採取された。この工程は、材料の技術的観点から、例えば、冷間加工が続けられる押出し加工法による継ぎ目なしパイプの製造のような、大規模な製造の代替と考える。表２は第１のバッチのこれらの実験室的なチャージの組成を示す。
表２
チャージ Mn Cr Ni Mo W Co V La Ti N
605193 1.03 27.90 8.80 4.00 0.01 0.02 0.04 0.01 0.01 0.36
605195 0.97 27.90 9.80 4.00 0.01 0.97 0.55 0.01 0.35 0.48
605197 1.07 28.40 8.00 4.00 1.00 1.01 0.04 0.01 0.01 0.44
605178 0.91 27.94 7.26 4.01 0.99 0.10 0.07 0.01 0.03 0.44
605183 1.02 28.71 6.49 4.03 0.01 1.00 0.04 0.01 0.04 0.28
605184 0.99 28.09 7.83 4.01 0.01 0.03 0.54 0.01 0.01 0.44
605187 2.94 27.74 4.93 3.98 0.01 0.98 0.06 0.01 0.01 0.44
605153 2.78 27.85 6.93 4.03 0.01 0.02 0.06 0.02 0.01 0.34
605182 0.17 23.48 7.88 5.75 0.01 0.05 0.04 0.01 0.10 0.26
組織安定性を試験する目的で、各チャージからの試料が、５０度のステップで９００〜１１５０℃の間で熱処理され、且つ大気及び水冷のそれぞれで急冷された。最も低温度で、金属間化合物相が形成された。金属間化合物相の量が無視され得る少ない最も低い温度は、光学顕微鏡の検査によって決定した。それぞれのチャージからの新しい試料は、先の温度で５分間焼鈍され、その後試料は、−１４０℃／分の冷却速度で室温まで冷却された。この材料中のシグマ相の面積割合は、その後、走査型電子顕微鏡の後方散乱電子によって記録された画像のデジタル画像処理法によって決定された。この結果を表３に示す。
Ｔｍａｘシグマは、種々のバリアントにおいて説明された全ての元素のガイド値をもとにするサーモ−Ｃａｌｃ（鋼ＴＣＦＥ９９のＴ−ＣバージョンＮサーモダイナミックデータベース）により計算された。Ｔｍａｘシグマはシグマ相の分解温度であり、より低い組織安定性を示す高分解温度を有する。
表３
チャージ 加熱温度 シグマの品質(vol%) Ｔｍａｘσ
605193 １１００℃、５分 ７．５％ １０１６
605195 １１５０℃、５分 ３２％ １０４７
605197 １１００℃、５分 １８％ １０６１
605178 １１００℃、５分 １４％ １０３８
605183 １０５０℃、５分 ０．４％ ９９７
605184 １１００℃、５分 ０．４％ ９９９
605187 １０５０℃、５分 ０．３％ ９６２
605153 １１００℃、５分 ３．５％ １０３２
605182 １１００℃、５分 ２．０％ １０２８
本発明の目的は、組織安定性に関する材料を位置付けすることを可能にすることであり、すなわち、それは、例えば腐食試験の前の熱処理及び急冷した試験片のシグマ相の活性な成分ではない。サーモ−Ｃａｌｅにより計算されたＴｍａｘシグマは、シグマ相の測定量に直接依存せず、しかしながら最も低い計算されたＴｍａｘシグマを有する実験室的チャージは最も少ないシグマ相を含有することが明らかであることが証拠である。
全てのチャージの孔食性質は、１％ＦｅＣｌ３、１％ＣｕＣｌ２、１１％Ｈ２ＳＯ４、１２％ＨＣｌからなるいわゆる「Green Death」溶液においてランク付けするために試験された。試験手順は、ＡＳＴＭ Ｇ４８Ｃにしたがう孔食試験相当するが、さらに活性な「Green Death」溶液において行なわれた。さらに、幾つかのチャージはＡＳＴＭ Ｇ４８Ｃ（チャージ当たり２個の実験）にしたがう試験を行なった。また、３％ＮａＣｌ（チャージ当たり６個の実験）における電気化学試験が行なわれた。全ての実験からの臨界孔食温度（ＣＰＴ）の形の結果が表４に、全合金組成ならびにフェライト及びオーステナイトのＰＲＥＷ数（Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ）ように示される。示されるアルファはフェライトに関し、且つガンマはオーステナイトに関する。
表４
チャージ PREα PREγ PREα／PREγ PRE CPT℃ CPT℃ CPT℃
改良ASTM G48C,6% NACL(600mv)
G48C Green FeCl3 SEC
605193 51.3 49.0 0.9552 46.9 90/90 64
605195 51.5 48.9 0.9495 48.7 90/90 95
605197 53.3 53.7 1.0075 50.3 90/90 >95 >95
605178 50.7 52.5 1.0355 49.8 75/80 94
605183 48.9 48.9 1.0000 46.5 85/85 90 93
605184 48.9 51.7 1.0573 48.3 80/80 72
605187 48.0 54.4 1.1333 48.0 70/75 77
605153 49.6 51.9 1.0464 48.3 80/85 85 90
605182 54.4 46.2 0.8493 46.6 75/70 85 62
SAF2507 39.4 42.4 1.0761 41.1 70/70 80 95
SAF2906 39.6 46.4 1.1717 41.0 60/50 75 75
オーステナイトまたはフェライト中の最も低いＰＲＥ値と２相鋼のＣＰＴ値との間には直線関係があることが認められるが、表４の結果はＰＲＥ数がＣＰＴ値をただ単に説明するのではないことを示す。
試験をした材料の全ては、ＳＡＦ２５０７及びＳＡＦ２９０６よりも改良したＡＳＴＭ Ｇ４８Ｃにおいて優れたＣＰＴを有することがこの結果から判明した。コバルトで合金化されたテストチャージ６０５１８３は、制御された冷却速度（−１４０℃／分）で良好な組織安定性を示し、クロムならびにモリブデンを多く含有するにもかかわらず、ＳＡＦ２５０７並びにＳＡＦ２９０６よりも優れた効果を有する。この検査において、高ＰＲＥはＣＰＴ値をただ単に説明するのでなく、しかしＰＲＥオーステナイトとＰＲＥフェライトの比率が高合金化２相鋼に対して最も重要であり、且つ各合金化元素の非常に狭くて正確な平準化がこの最適な割合を得るのに必要であり、それは０．９〜１．１５好ましくは０．９〜１．０５であり、同時に約４６のＰＲＥ値を達成できることが判明した。実験室的チャージについての改良されたＡＳＴＭ Ｇ４８ＣにおけるＰＲＥオーステナイト／ＰＲＥフェライト対ＣＰＴの割合が表４で説明される。
室温（ＲＴ）、１００℃及び２００℃での強度、及び室温での衝撃抵抗は、全てのチャージに対して決定され、且つ３個の実験の平均値として示す。
引張り試験片（ＤＲ−５Ｃ５０）は、φ２０ｍｍの押出し棒から作られ、それは表２にしたがう室温で２０分間熱処理され引き続き大気または水中で冷却することが続けられた（６０５１９５、６０５１９７、６０５１８４）。この検査の結果を表５及び６に示す。引張り強度試験の検査からの結果は、クロム、窒素及びタングステンの成分がこの材料の引張り強度に強く影響することが示された。６０５１５３を除き全てのチャージが、室温（ＲＴ）における引っ張り試験の２５％伸びの要求を満足する。
表５
チャージ 温度 Rp0.2 Rp0.1 Rm A5 Z
(Mpa) (Mpa) (Mpa) (%) (%)
605193 RT 652 791 916 29.7 38
100℃ 513 646 818 30.4 36
200℃ 511 583 756 29.8 36
605195 RT 671 773 910 38.0 66
100℃ 563 637 825 39.3 68
200℃ 504 563 769 38.1 64
605197 RT 701 799 939 38.4 66
100℃ 564 652 844 40.7 69
200℃ 502 577 802 35.0 65
605178 RT 712 828 925 27.0 37
100℃ 596 677 829 31.9 45
200℃ 535 608 763 27.1 36
605183 RT 677 775 882 32.4 67
100℃ 560 642 788 33.0 59
200℃ 499 578 737 29.9 52
605184 RT 702 793 915 32.5 60
100℃ 569 657 821 34.5 61
200℃ 526 581 774 31.6 56
605187 RT 679 777 893 35.7 61
100℃ 513 628 799 38.9 64
200℃ 505 558 743 35.8 58
605153 RT 715 845 917 20.7 24
100℃ 572 692 817 29.3 27
200℃ 532 611 749 23.7 31
605182 RT 627 754 903 28.4 43
100℃ 493 621 802 31.8 42
表６
チャージ 焼鈍 冷却 衝撃抵抗 焼鈍 冷却 衝撃抵抗
（℃／分） （ジュール） （℃／分） （ジュール）
605193 1100/20 大気 35 1100/20 水 35
605195 1150/20 水 223
605197 1100/20 水 254 1130/20 水 259
605178 1100/20 大気 62 1100/20 水 234
605183 1050/20 大気 79 1050/20 水 244
605184 1100/20 水 81 1100/20 水 78
605187 1050/20 大気 51 1100/20 大気 95
605153 1100/20 大気 50 1100/20 水 246
605182 1100/20 大気 22 1100/20 水 324
本発明は、自然な水冷が良好な組織と、したがって良好な衝撃抵抗値とを得るために必要であることが非常に明確に示される。この要求は室温で試験するときは100ジュールであり、これはチャージ６０５１９３、６０５１８４を除く全てのチャージで達成され、しかしながら最後に掲げるものが要求に非常に近かった。
表７は、チャージ６０５１９３、６０５１８３、６０５１８４、並びに熱影響帯域（ここからはＨＡＺと省略する）に安定な組織を有する６０５２５３とともに、タングステン不活性ガス試験（ここからはＴＩＧと省略する）からの結果を示す。Ｔｉ含有チャージはＨＡＺ内にＴｉＮを有する。
表７
チャージ 析出保護ガス、Ａｒ（９９．９９％）
605193 ＨＡＺ：良
605195 ＨＡＺ：大量のＴｉＮ及びσ相
605197 ＨＡＺ：小量のδ粒中のＣｒ２Ｎ、しかしながら多くない
605178 ＨＡＺ：δ粒中のＣｒ２Ｎ、その他は良
605183 ＨＡＺ：良
605184 ＨＡＺ：良
605187 ＨＡＺ：溶融する粒界に相当近いＣｒ２Ｎ、さらに遠く析出なし
605153 ＨＡＺ：良
605182 ＨＡＺ：ＴｉＮ並びに装飾された粒界δ／デルタ
実施例２
以下の実施例においては、この化学組成は、最適化学組成を見つける目的で製造さられたさらに追加の実験室的チャージを示す。上記のチャージは、実施例１に示された結果から、良好な組織安定性と並びに高い耐食性を有するこれらのチャージの性質を基に改良された。表８の全てのチャージは、本発明にしたがう化学組成を含み、チャージ１〜８は統計的な実験計画に含まれ、一方チャージｅからｎは、本発明範囲内の追加の実験室的チャージの化学組成を示す。
多くの実験室的なチャージは、２７０ｋｇの鋳物を鋳造することにより製造され、これは円形状の棒に熱間鍛造された。これらは棒に押出され、これから試験材料が採取された。その後この棒は平らな棒に冷間圧延をする前に加熱され、その後追加試験材料が採取された。表８は同一の実験室的チャージの化学組成を示す。
表８
チャージ Mn Cr Ni Mo W Co Cu Ru B N
1 605258 1.1 29.0 6.5 4.23 1.5 0.0018 0.46
2 605249 1.0 28.8 7.0 4.23 1.5 0.0026 0.38
3 605259 1.1 29.0 6.8 4.23 0.6 0.0019 0.45
4 605260 1.1 27.5 5.9 4.22 1.5 0.0020 0.44
5 605250 1.1 28.8 7.6 4.24 0.6 0.0019 0.40
6 605251 1.0 28.1 6.5 4.24 1.5 0.0021 0.38
7 605261 1.0 27.8 6.1 4.22 0.6 0.0021 0.43
8 605252 1.1 28.4 6.9 4.23 0.5 0.0018 0.37
e 605254 1.1 26.9 6.5 4.8 1.0 0.0021 0.38
f 605255 1.0 28.6 6.5 4.0 3.0 0.0020 0.31
g 605262 2.7 27.6 6.9 3.9 1.0 1.0 0.0019 0.36
h 605263 1.0 28.7 6.6 4.0 1.0 1.0 0.0020 0.40
i 605253 1.0 28.8 7.0 4.16 1.5 0.0019 0.37
j 605266 1.1 30.0 7.1 4.02 0.0018 0.38
k 605269 1.0 28.5 7.0 3.97 1.0 1.0 0.0020 0.45
l 605268 1.1 28.2 6.6 4.0 1.0 1.0 1.0 0.0021 0.43
m 605270 1.0 28.8 7.0 4.2 1.5 0.1 0.0021 0.41
n 605267 1.1 29.3 6.5 4.23 1.5 0.0019 0.38
フェライト相及びオーステナイト相中の合金化元素の分布は、マイクロプローブ分析法によって検査され、その結果を表９に示す。
表９
チャージ 相 Cr Mn Ni Mo W Co Cu N
605258 フェライト 29.8 1.3 4.8 5.0 1.4 0.11
オーステナイト 28.3 1.4 7.3 3.4 1.5 0.60
605249 フェライト 29.8 1.1 5.4 5.1 1.3 0.10
オーステナイト 27.3 1.2 7.9 3.3 1.6 0.53
605259 フェライト 29.7 1.3 5.3 5.3 0.5 0.10
オーステナイト 28.1 1.4 7.8 3.3 0.58 0.59
605260 フェライト 28.4 1.3 4.4 5.0 1.4 0.08
オーステナイト 26.5 1.4 6.3 3.6 1.5 0.54
605250 フェライト 30.1 1.3 5.6 5.1 0.46 0.07
オーステナイト 27.3 1.4 8.8 3.4 0.53 0.52
605251 フェライト 29.6 1.2 5.0 5.2 1.3 0.08
オーステナイト 26.9 1.3 7.6 3.5 1.5 0.53
605261 フェライト 28.0 1.2 4.5 4.9 0.45 0.07
オーステナイト 26.5 1.4 6.9 3.3 0.56 0.56
605252 フェライト 29.6 1.3 5.3 5.2 0.42 0.09
オーステナイト 27.1 1.4 8.2 3.3 0.51 0.48
605254 フェライト 28.1 1.3 4.9 5.8 0.89 0.08
オーステナイト 26.0 1.4 7.6 3.8 1.0 0.48
605255 フェライト 30.1 1.3 5.0 4.7 2.7 0.08
オーステナイト 27.0 1.3 7.7 3.0 3.3 0.45
605262 フェライト 28.8 3.0 5.3 4.8 1.4 0.9 0.08
オーステナイト 26.3 3.2 8.1 3.0 0.85 1.1 0.46
605263 フェライト 29.7 1.3 5.1 5.1 1.3 0.91 0.07
オーステナイト 27.8 1.4 7.7 3.2 0.79 1.1 0.51
605253 フェライト 30.2 1.3 5.4 5.0 1.3 0.09
オーステナイト 27.5 1.4 8.4 3.1 1.5 0.48
605266 フェライト 31.0 1.4 5.7 4.8 0.09
オーステナイト 29.0 1.5 8.4 3.1 0.52
605269 フェライト 28.7 1.3 5.2 5.1 1.4 0.9 0.11
オーステナイト 26.6 1.4 7.8 3.2 0.87 1.1 0.52
605268 フェライト 29.1 1.3 5.0 4.7 1.3 0.91 0.84 0.12
オーステナイト 26.7 1.4 7.5 3.2 0.97 1.0 1.2 0.51
605270 フェライト 30.2 1.2 5.3 5.0 1.3 0.11
オーステナイト 27.7 1.3 8.0 3.2 1.4 0.47
605267 フェライト 30.1 1.3 5.1 4.9 1.3 0.08
オーステナイト 27.8 1.4 7.6 3.1 1.8 0.46
全てのチャージの孔食性質を、「グリーンデス(green death)」溶液（１％ＦｅＣｌ３、１％ＣｕＣｌ２、１１％Ｈ２ＳＯ４、１．２％ＨＣｌ）により順位付けするために試験をした。この試験手順は、６％ＦｅＣｌ３のいわゆる「グリーンデス(green death)」溶液よりさらに活性溶液において試験が行われたのを除き、ＡＴＳＭ Ｇ４８Ｃにしたがう点食試験方法と同じであった。また、一般的な２％ＨＣｌ中の腐食試験（チャージ当たり２個の試験片）が、露点試験の前に順位付けのために行われた。すべての実験結果は、表１０、図２及び図３に示す。すべての試験をしたチャージは、「グリーンデス(green death)」溶液中でＳＡＦ２５０７より良好に機能する。すべてのチャージは、ＰＲＥオーステナイト及びＰＲＥフェライト比に関して、定義された間隔０．９〜１．１５好ましくは０．９〜１．０５の間隔内であり、且つ同時にオーステナイト及びフェライトの双方のＰＲＥは４４を越え、最も好ましいチャージに関しては本質的に４４を越える。この幾つかのチャージは、完全に限界値ＰＲＥ５０まで到達した。１．５ｗｔ％のコバルトで合金化されたチャージ６０５２５１が、低クロム含有量のチャージ６０５２５１を除き「グリーンデス(green death)」溶液中で０．６％コバルトで合金化されたチャージ６０５２５０とほとんど等しく機能することが興味深い。これが特に驚くべきことであり且つ興味があるのは、チャージ６０５２５１は、今日市販の超２相合金より高くてほぼ４８のＰＲＥ値を有し、かつ同時に１０１０℃以下のＴｍａｘシグマ値が実施例１の表２の値に基づき良好な組織安定性を示すことにある。
また、表１０にＰＲＥＷ数（％Ｃｒ＋３．３％（Ｍｏ＋０．５％Ｗ）＋１６％Ｎ）が、マイクロプローブにより測定した相化学組成に基づく前合金化学組成及びオーステナイト並びにフェライト（丸めた）中のＰＲＥを与えられる。このフェライト成分は、１１００℃で加熱処理引き続き水焼入れ後に想定された。
表１０
チャージ α含有量 合計PREW PREα PREγ PREα/REγ CPT℃、グリーン
デスの温度
605258 48.2 50.3 48.1 49.1 1.021 65/70
605249 59.8 48.9 48.3 46.6 0.976 75/80
605259 49.2 50.2 48.8 48.4 0.991 75/75
605260 53.4 48.5 46.1 47.0 1.019 75/80
605250 53.6 49.2 48.1 46.9 0.974 95/80
605251 54.2 48.2 48.1 46.9 0.976 90/80
605261 50.8 48.6 45.2 46.3 1.024 80/70
605252 56.6 48.2 48.2 45.6 0.946 80/75
605254 53.2 48.8 48.5 46.2 0.953 90/75
605255 57.4 46.9 46.9 44.1 0.940 90/80
605262 57.2 47.9 48.3 45.0 0.931 70/85
605263 53.6 49.7 49.8 47.8 0.959 80/75
605253 52.6 48.4 48.2 45.4 0.942 85/75
605266 62.6 49.4 48.3 47.6 0.986 70/65
605269 52.8 50.5 49.6 46.9 0.945 80/90
605268 52.0 49.9 48.7 47.0 0.965 85/75
605270 50.0 49.2 48.5 45.7 0.944 80/85
605267 59.8 49.3 47.6 45.4 0.953 60/65
表１１
チャージ CPT平均 CCT平均 RP0.12RT RmRT ART ZRT
605258 84 68 725 929 40 73
605249 74 78 706 922 38 74
605259 90 85 722 928 39 73
605260 93 70 709 917 40 73
605250 89 83 698 923 38 75
605251 95 65 700 909 37 74
605261 93 78 718 918 40 73
605252 87 70 704 909 38 74
605254 93 80 695 909 39 73
605255 84 65 698 896 37 74
605262 80 83 721 919 36 75
605263 83 75 731 924 37 73
605253 96 75 707 908 38 73
605266 63 78 742 916 34 71
605269 95 90 732 932 39 73
605268 75 85 708 926 38 73
605270 95 80 711 916 38 74
605267 58 73 759 943 34 71
組織安定性をさらに正確に検査するために、試料が２０分間１０８０℃、１１００℃及び１１５０℃で加熱され、その後それらは水焼入れされた。
金属間化合物相の量が無視し得る温度は、光学顕微鏡の検査によって決定された。１０８０℃での焼鈍後引き続く水焼入をしたチャージの組織比較が、望ましくないシグマ相を含む傾向があるチャージを明らかにする。その結果が表１１に示される。組織制御の結果は、チャージ６０５２４９、６０５２５１、６０５２５２、６０５２５３、６０５２５４、６０５２５５、６０５２５９、６０５２６０、６０５２６６並びに６０５２６７が、望ましくないシグマ相が無かった。さらに、コバルトで１．５ｗｔ％合金化されたチャージ６０５２４９はシグマ相が無くて、一方コバルトで０．６ｗｔ％合金化されたチャージ６０５２５０はシグマ相を少し含む。双方のチャージは、ほとんど２９．０ｗｔ％の高パーセンテージのクロム並びにほとんど４．２５ｗｔ％のモリブデン含有量で合金化された。チャージ６０５２４９、６０５２５０、６０５２５１及び６０５２５２の化学組成をシグマ相の含有量を考慮して比較した時、この場合組織安定性を除き最適材料の化学組成範囲はかなり狭いことは明確である。さらに、チャージ６０５２６８は、多くのシグマ相を含むチャージ６０５２６３と比較して時折シグマ相のみを含むことは明らかだ。これらのチャージが二つに分けられることは、チャージ６０５２６８に対する銅の添加である。チャージ６０５２６６並びに６０５２６７において、後者のチャージは銅で合金化される。さらに、タングステンを１．０ｗｔ％添加されるチャージ６０５２６２、６０５２６３は、多量のシグマ相を含む組織を有し、一方タングステンを１．０ｗｔ％含むが６０５２６２及び６０５２６３より多量の窒素含有量のチャージ６０５２６９は、かなり少量のシグマ相を含む。すなわち、種々の合金化元素間で非常にうまく調整した釣り合いが、良好な組織安定性を得るために、例えばクロム及びモリブデンのこれらの高合金含有量において必要である。
表１２は、１０８０℃で２０分の焼鈍後引き続く水焼入をした光学顕微鏡の検査よる結果を示す。シグマ相の量は１〜５の値で示され、１はシグマ相が調査で検出されないことに相当し、一方５は非常に高パーセンテージのシグマ相が調査で検出されたことに相当する。
表１２
チャージ シグマ相 Cr Mo W Co Cu N Ru
605249 1 28.8 4.23 1.5 0.38
605250 2 28.8 4.24 0.6 0.40
605251 1 28.1 4.24 1.5 0.38
605252 1 28.4 4.23 0.5 0.37
605253 1 28.8 4.16 1.5 0.37
605254 1 26.9 4.80 1.0 0.38
605255 1 28.6 4.04 3.0 0.31
605258 2 29.0 4.23 1.5 0.46
605259 1 29.0 4.23 0.6 0.45
605260 1 27.5 4.22 1.5 0.44
605261 2 27.8 4.22 0.6 0.43
605262 4 27.6 3.93 1.0 1.0 0.36
605263 5 28.7 3.96 1.0 1.0 0.40
605266 1 30.0 4.02 0.38
605267 1 29.3 4.23 1.5 0.38
605268 2 28.2 3.98 1.0 1.0 1.0 0.43
605269 3 28.5 3.97 1.0 1.0 0.45
605270 3 28.8 4.19 1.5 0.41 0.1
表１３に、幾つかのチャージの衝撃抵抗試験の結果を示す。この結果は、非常に良好であり、１１００℃の焼鈍と引き続く水焼き入れ後に微細な組織を示し、且つ１００Ｊの要求が全ての試験したチャージのほとんどで満足した。
表１３
チャージ 焼鈍 冷却 衝撃抵抗 衝撃抵抗 衝撃抵抗
（℃／分） （Ｊ） （Ｊ） （Ｊ）
605249 1100/20 水 >300 >300 >300
605250 1100/20 水 >300 >300 >300
605251 1100/20 水 >300 >300 >300
605252 1100/20 水 >300 >300 >300
605253 1100/20 水 258 267 257
605254 1100/20 水 >300 >300 >300
605255 1100/20 水 >300 >300 >300
図４は、ほとんどのチャージの熱間延性試験の結果を示す。パイプ及び棒、溶接パイプ及び継ぎ目なしパイプ、ネジ、溶接材料、例えばフランジ及び継手のような建造物のような製品形状に材料を製造可能にするために、良好な加工性が当然ながら重要である。０．３８ｗｔ％付近の窒素含有量を有するチャージ６０５２４９、６０５２５０、６０５２５１、６０５２５２、６０５２５５、６０５２６６並びに６０５２６７のほとんどが、幾分優れた熱間延性値を有する。
ひずみ制御疲労性質は如何に多くか及び如何に沢山の回数についての情報を与え、ひずみ制御疲労割れが材料に生じる前に材料は延びることが出来る。供給パイプラインのパイプは互いに長い長さに溶接されるので、パイプは供給パイプラインに曲げられる前にドラムに巻き取られ、多くの作業で供給パイプラインが機能する前に塑性変形が生じることは珍しくない。確立されたひずみ制御疲労資料は、供給パイプラインにおけるひずみ制御疲労の因果関係のような破壊の危険をゼロにすることに重点が置かれる。
要約
将来の供給パイプラインのパイプに求められ且つ上記に従う最適合金により満足される要求は、孔食と隙間との十分な腐食性質を得るために、オーステナイトまたはフェライトのＰＲＥが４５を越えることと組み合わせ、この合金に最小４６のＰＲＥが必要であることである。すなわち、次の値を必要とする。
６％のＦｅＣｌ３におけるＣＰＴ：＞９０℃
６％のＦｅＣｌ３におけるＣＣＴ：≧６０℃
供給パイプラインの重量を実質的に減量するために必要な強度を、次に示す。
引張Ｒｐ０．２における降伏点：最低７２０Ｎ／ｍｍ２
供給パイプラインのパイプを製造可能にするため、及び孔食と隙間との耐食性並びに維持される機械的性質を保障するために、次のものが組織安定性に関して必要である。
合金が従来の溶接方法で溶接可能である。
組織内のシグマ相が最大で０．５％
シグマ相の最高分解温度が１０１０℃である。
本発明にしたがう材料は、それらの高合金化成分の観点で、並外れた良好な加工性、特に熱間加工性を有し、それによって例えば、棒、溶接パイプ及び継ぎ目なしパイプようなパイプ、溶接材料、例えばフランジ及び継手のような建造物の製品に適している。
図１は、「Green Death」溶液中の改良ＡＳＴＭ Ｇ４８Ｃ試験における実験室的チャージ試験のＣＰＴ値を、２相鋼ＳＡＦ２５０７及びＳＡＦ２９０６と比較して示す。 図２は、実験室的チャージに対する「Green Death」溶液中の改良ＡＳＴＭ Ｇ４８Ｃ試験により得られたＣＰＴ値を、２相鋼ＳＡＦ２５０７ならびにＳＡＦ２９０６と比較して示す。 図３は、７５℃の２％ＨＣｌ中での腐食平均値（ｍｍ／年）を示す。 図４は、ほとんどのチャージの熱間延性試験の結果を示す。

Claims (14)

  1. 重量％で、
    Ｃ：０を越え最大０．０３％
    Ｓｉ：最大０．５％
    Ｍｎ：０〜３．０％
    Ｃｒ：２４．０〜３０．０％
    Ｎｉ：４．９〜１０．０％
    Ｍｏ：３．０〜５．０％
    Ｎ：０．２８〜０．５％
    Ｂ：０〜０．００３０％
    Ｓ：最大０．０１０％
    Ｃｏ：０〜３．５％
    Ｗ：０〜３．０％
    Ｃｕ：０〜２．０％
    Ｒｕ：０〜０．３％
    Ａｌ：０〜０．０３％
    Ｃａ：０〜０．０１０％
    の化学組成を有し、通常の不純物と添加物とＦｅからなる残部を有し、且つ
    フェライト含有量が４０〜６５ｖｏｌ％であり、式ＰＲＥ＝％Ｃｒ＋３．３％Ｍｏ＋１６％Ｎが前記鋼全体について４６より大であり、オーステナイト相とフェライト相中のＰＲＥが４５より大であり、前記鋼の引張りＲｐ０．２での降伏点が７２０Ｎ／ｍｍ２より大であり、且つＣＰＴ＞９０℃ならびにＣＣＴ≧６０℃である
    フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼。
  2. 前記クロムの含有量が２６．５〜２９．０ｗｔ％であることを特徴とする請求項１に記載の鋼。
  3. 前記マンガンの含有量が０．５〜１．２ｗｔ％であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼。
  4. 前記ニッケルの含有量が５．０〜８．０ｗｔ％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼。
  5. 前記モリブデンの含有量が３．６〜４．９ｗｔ％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼。
  6. 前記窒素の含有量が０．３５〜０．４５ｗｔ％であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼。
  7. 前記ルテニウムの含有量が０〜０．３ｗｔ％好ましくは０より多く０．１ｗｔ％までであることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼。
  8. 前記コバルトの含有量が、０．５〜３．５ｗｔ％好ましくは１．０〜３．０ｗｔ％であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼。
  9. 前記銅の含有量が、０．５〜２．０ｗｔ％好ましくは１．０〜１．５ｗｔ％であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の鋼。
  10. 前記フェライトの含有量が、４２〜４６ｖｏｌ％好ましくは４５〜５５ｖｏ％であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の鋼。
  11. ％がｗｔ％であり、ＰＲＥ＝％Ｃｒ＋３．３％Ｍｏ＋１６Ｎ及びＰＲＥＷ＝％Ｃｒ＋３．３（％Ｍｏ＋０．５％Ｗ）＋１６Ｎにおいて、前記鋼全体のＰＲＥ値またはＰＲＥＷ値が４６を超えることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の鋼。
  12. フェライト相及びオーステナイト相の双方の前記ＰＲＥ値及び前記ＰＲＥＷ値が、４５より大きく、且つ前記鋼全体の前記ＰＲＥ値及び前記ＰＲＥＷ値が、４６より大きいことを特徴とする請求項１１に記載の鋼。
  13. 塩化物を含有する環境特に海水環境において、供給コードパイプとする請求項１に記載の鋼の使用。
  14. 棒、溶接管及び非溶接管のようなパイプ、溶接材、例えばフランジ及び継手のような構造部品、の製造のための請求項１〜１３のいずれか１項に記載の鋼の使用。
JP2006507921A 2003-03-02 2004-02-19 海水装置に使用する２相ステンレス鋼 Pending JP2006519313A (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
SE0300574A SE527178C2 (sv) 2003-03-02 2003-03-02 Användning av en duplex rostfri stållegering
PCT/SE2004/000223 WO2004079027A1 (en) 2003-03-02 2004-02-19 Duplex stainless steel alloy for use in seawater applications

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2006519313A true JP2006519313A (ja) 2006-08-24
JP2006519313A5 JP2006519313A5 (ja) 2007-01-25

Family

ID=20290561

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2006507921A Pending JP2006519313A (ja) 2003-03-02 2004-02-19 海水装置に使用する２相ステンレス鋼

Country Status (11)

Country Link
US (1) US20070089810A1 (ja)
EP (1) EP1599612A1 (ja)
JP (1) JP2006519313A (ja)
KR (1) KR20060056886A (ja)
CN (1) CN100457953C (ja)
AU (1) AU2004217572A1 (ja)
CA (1) CA2519786A1 (ja)
EA (1) EA009108B1 (ja)
NO (1) NO20054105L (ja)
SE (1) SE527178C2 (ja)
WO (1) WO2004079027A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010508439A (ja) * 2006-10-30 2010-03-18 サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ ２相ステンレス鋼およびこの鋼の使用
JP2012148502A (ja) * 2011-01-20 2012-08-09 Jfe Steel Corp 耐海水孔食性に優れたステンレスクラッド鋼
JP2015507697A (ja) * 2011-12-20 2015-03-12 エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド 高強度の耐腐食性オーステナイト系合金
WO2018043214A1 (ja) * 2016-09-02 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 二相ステンレス鋼およびその製造方法

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008179844A (ja) * 2007-01-23 2008-08-07 Yamaha Marine Co Ltd 二相ステンレス鋼及び二相ステンレス鋼製鋳造品
US8535606B2 (en) * 2008-07-11 2013-09-17 Baker Hughes Incorporated Pitting corrosion resistant non-magnetic stainless steel
CN101704168B (zh) * 2009-09-24 2012-01-18 江苏大学 一种耐空泡腐蚀的表面堆焊焊接材料
SE534779C2 (sv) 2010-03-03 2011-12-20 Sandvik Intellectual Property Metod för att tillverka en trådprodukt av rostfritt stål
SG193359A1 (en) * 2011-03-10 2013-10-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Duplex stainless steel sheet
CN102191426B (zh) * 2011-04-14 2013-08-28 山西太钢不锈钢股份有限公司 焊接用不锈钢线材及其线材用钢的冶炼方法
BR112013030258B1 (pt) * 2011-05-26 2019-10-08 Upl, L.L.C. D/B/A United Pipelines Of America Llc Aço inoxidável austenítico de base metálica, aço forjado e aço fundido compreendendo o mesmo e método de preparação do referido aço inoxidável
FI125854B (fi) * 2011-11-04 2016-03-15 Outokumpu Oy Dupleksi ruostumaton teräs
UA111115C2 (uk) 2012-04-02 2016-03-25 Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. Рентабельна феритна нержавіюча сталь
WO2015109553A1 (zh) * 2014-01-25 2015-07-30 吴津宁 一种双相不锈钢无缝钢管
BR102014005015A8 (pt) * 2014-02-28 2017-12-26 Villares Metals S/A aço inoxidável martensítico-ferrítico, produto manufaturado, processo para a produção de peças ou barras forjadas ou laminadas de aço inoxidável martensítico-ferrítico e processo para a produção de tudo sem costura de aço inoxidável martensítico-ferrítico
CN104004971B (zh) * 2014-05-09 2016-02-03 无锡市华尔泰机械制造有限公司 一种合金材料法兰及其锻造工艺
US20190376156A1 (en) * 2016-12-21 2019-12-12 Sandvik Intellectual Property Ab Use of a duplex stainless steel object
LT3502293T (lt) * 2017-12-22 2020-07-10 Saipem S.P.A. Dupleksinio nerūdijančio plieno panaudojimas
CN108396257B (zh) * 2018-02-08 2020-01-21 中国兵器科学研究院宁波分院 一种控制析出法制备海洋平台用超级双相不锈钢阀门的方法
CN109187322B (zh) * 2018-08-31 2021-03-12 南京钢铁股份有限公司 一种极地海洋环境用低合金钢的耐蚀性评价方法
CN109266957A (zh) * 2018-09-18 2019-01-25 无锡市华尔泰机械制造有限公司 改进型z2cnd18-12n材料法兰及其锻造方法
CN111020368B (zh) * 2019-10-30 2021-07-20 鞍钢股份有限公司 一种海水淡化用双相不锈钢复合钢板及其制造方法
CN112410675A (zh) * 2020-11-20 2021-02-26 齐鲁工业大学 稀土双相耐蚀铸造不锈钢及其制造方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0593246A (ja) * 1991-09-30 1993-04-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法
JPH05132741A (ja) * 1991-11-11 1993-05-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた高強度二相ステンレス鋼
JPH0826435B2 (ja) * 1985-09-05 1996-03-13 サントレ−ド リミテイド 高耐食性と良好な組織安定性を有するデュプレックスステンレススチール
JPH0885820A (ja) * 1994-09-20 1996-04-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 高窒素含有ステンレス鋼の熱処理方法
JPH09209087A (ja) * 1996-02-01 1997-08-12 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 二相ステンレス鋼
JPH09279313A (ja) * 1996-04-15 1997-10-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 都市ゴミ焼却設備排ガス系用ステンレス鋼
WO2001064969A1 (en) * 2000-03-02 2001-09-07 Sandvik Ab; (Publ) Duplex stainless steel
JP2002241838A (ja) * 2001-02-13 2002-08-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 二相ステンレス鋼管の製造方法
JP2003503596A (ja) * 1999-06-29 2003-01-28 サンドビック アクティエボラーグ ２相ステンレス鋼
JP4234592B2 (ja) * 2001-09-02 2009-03-04 サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ ２相鋼

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA1242095A (en) * 1984-02-07 1988-09-20 Akira Yoshitake Ferritic-austenitic duplex stainless steel
AT397515B (de) * 1990-05-03 1994-04-25 Boehler Edelstahl Hochfeste korrosionsbeständige duplex-legierung
SE501321C2 (sv) * 1993-06-21 1995-01-16 Sandvik Ab Ferrit-austenitiskt rostfritt stål samt användning av stålet
EP0683241B1 (en) * 1994-05-21 2000-08-16 Yong Soo Park Duplex stainless steel with high corrosion resistance
WO1996039543A2 (en) * 1995-06-05 1996-12-12 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Duplex stainless steel, and its manufacturing method
CN1068385C (zh) * 1996-10-14 2001-07-11 冶金工业部钢铁研究总院 超低碳双相不锈钢及其制造方法
AT405297B (de) * 1997-08-13 1999-06-25 Boehler Edelstahl Duplexlegierung für komplex beanspruchte bauteile
SE524951C2 (sv) * 2001-09-02 2004-10-26 Sandvik Ab Användning av en duplex rostfri stållegering

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0826435B2 (ja) * 1985-09-05 1996-03-13 サントレ−ド リミテイド 高耐食性と良好な組織安定性を有するデュプレックスステンレススチール
JPH0593246A (ja) * 1991-09-30 1993-04-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法
JPH05132741A (ja) * 1991-11-11 1993-05-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた高強度二相ステンレス鋼
JPH0885820A (ja) * 1994-09-20 1996-04-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 高窒素含有ステンレス鋼の熱処理方法
JPH09209087A (ja) * 1996-02-01 1997-08-12 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 二相ステンレス鋼
JPH09279313A (ja) * 1996-04-15 1997-10-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 都市ゴミ焼却設備排ガス系用ステンレス鋼
JP2003503596A (ja) * 1999-06-29 2003-01-28 サンドビック アクティエボラーグ ２相ステンレス鋼
WO2001064969A1 (en) * 2000-03-02 2001-09-07 Sandvik Ab; (Publ) Duplex stainless steel
JP2002241838A (ja) * 2001-02-13 2002-08-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 二相ステンレス鋼管の製造方法
JP4234592B2 (ja) * 2001-09-02 2009-03-04 サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ ２相鋼

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010508439A (ja) * 2006-10-30 2010-03-18 サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ ２相ステンレス鋼およびこの鋼の使用
JP2012148502A (ja) * 2011-01-20 2012-08-09 Jfe Steel Corp 耐海水孔食性に優れたステンレスクラッド鋼
JP2015507697A (ja) * 2011-12-20 2015-03-12 エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド 高強度の耐腐食性オーステナイト系合金
JP2018080381A (ja) * 2011-12-20 2018-05-24 エイティーアイ・プロパティーズ・エルエルシー 高強度の耐腐食性オーステナイト系合金
WO2018043214A1 (ja) * 2016-09-02 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 二相ステンレス鋼およびその製造方法
JP6358411B1 (ja) * 2016-09-02 2018-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 二相ステンレス鋼およびその製造方法
US11566301B2 (en) 2016-09-02 2023-01-31 Jfe Steel Corporation Dual-phase stainless steel, and method of production thereof

Also Published As

Publication number Publication date
KR20060056886A (ko) 2006-05-25
EA200501409A1 (ru) 2006-04-28
CN100457953C (zh) 2009-02-04
SE527178C2 (sv) 2006-01-17
SE0300574L (sv) 2004-09-03
EA009108B1 (ru) 2007-10-26
EP1599612A1 (en) 2005-11-30
CN1768156A (zh) 2006-05-03
NO20054105D0 (no) 2005-09-02
CA2519786A1 (en) 2004-09-16
SE0300574D0 (sv) 2003-03-02
NO20054105L (no) 2005-09-27
AU2004217572A1 (en) 2004-09-16
WO2004079027A1 (en) 2004-09-16
US20070089810A1 (en) 2007-04-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP2006519313A (ja) 海水装置に使用する２相ステンレス鋼
AU2005301376B2 (en) Duplex stainless steel
US4119765A (en) Welded ferritic stainless steel articles
JP4234592B2 (ja) ２相鋼
JP4249419B2 (ja) ２相ステンレス鋼
KR20100092021A (ko) 가혹한 오일 및 가스 환경을 위한 초고강도 합금 및 제조방법
CA2522352C (en) Duplex stainless steel alloy and use thereof
US20100084121A1 (en) Plate
CA1336865C (en) Welded corrosion-resistant ferritic stainless steel tubing and a cathodically protected heat exchanger containing the same
KR20040029141A (ko) 이상 스테인레스강 합금의 용도
EP3626841B1 (en) High strength micro alloyed steel seamless pipe for sour service and high toughness applications
JP3470418B2 (ja) 耐海水腐食性と耐硫化水素腐食性に優れた高強度オーステナイト合金
JP2018135601A (ja) 二相ステンレス鋼材およびそれを用いた二相ステンレス鋼管
Sagara et al. New Duplex Stainless Steel for Line Pipe Material in Slightly Sour Environment
BR102019018917B1 (pt) Aço, tubo sem costura de aço e processo para fabricar um tubo sem costura
KR20140127843A (ko) 개선된 노치충격강도 및 가공성을 갖는 듀플렉스스틸

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20061121

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20061121

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20091013

A601 Written request for extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601

Effective date: 20100112

A602 Written permission of extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602

Effective date: 20100119

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20100720