JP2024029843A

JP2024029843A - オーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法

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Publication number: JP2024029843A
Application number: JP2022132253A
Authority: JP
Inventors: 哲嗣久世; Tetsutsugu Kuze; 蘇亜拉図; Yalatu Su; 官男樋口; Norio Higuchi; 仁史酒井; Hitoshi Sakai
Original assignee: Ntt Data Xam Technologies Corp
Current assignee: Ntt Data Xam Technologies Corp
Priority date: 2022-08-23
Filing date: 2022-08-23
Publication date: 2024-03-07
Anticipated expiration: 2042-08-23
Also published as: JP7191266B1

Abstract

【課題】付加製造法を利用して、耐水素脆性および機械的特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼造形物を製造する方法を提供する。
【解決手段】原料粉末を準備する工程と、前記原料粉末を用い、付加製造法によって所定の形状に造形して造形まま材を得る工程と、前記造形まま材を５００℃以上、６８０℃以下の温度で熱処理する工程とを有し、前記原料粉末は、フェライト相が混在するオーステナイト系ステンレス鋼からなり、前記原料粉末のオーステナイト安定度、［Ｎｉ］＋０．６５［Ｃｒ］＋０．９８［Ｍｏ］＋１．０５［Ｍｎ］＋０．３５［Ｓｉ］＋１２．６［Ｃ］（［Ｘ］は元素Ｘの質量％を表す）の値が２８．５以上、４０以下であるオーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法。
【選択図】図５

Description

本発明は、付加製造および熱処理によって、耐水素脆性および機械的特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼造形物を製造する方法に関する。

水素容器や水素ガス配管用の材料として、耐水素脆性を有するＳＵＳ３１６Ｌなどのオーステナイト系ステンレス鋼が用いられている。また、特許文献１および２には、耐水素脆性を有し、より優れた機械的特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼が記載されている。特許文献１では、所定の組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼に固溶化熱処理、冷間加工、二次熱処理を行うことにより微細な炭窒化物を析出させ、そのピニング効果によって結晶粒の成長を抑制することで、当該ステンレス鋼の水素環境脆化に対する抵抗性を高めることができるとされる。特許文献２でも同様に、所定の組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼に固溶化熱処理、冷間加工、二次熱処理を行うことにより微細な炭窒化物を析出させ、そのピニング効果によって結晶粒の変形を抑制することで、良好な耐水素脆性及び耐水素疲労特性が得られるとされる。

国際公開第２０１２－１３２９９２号国際公開第２０１６－０６８００９号

中村潤ら、まてりあ、公益社団法人日本金属学会、２０１８年２月、第５７巻、第２号、頁６９～７１中尾嘉邦ら、溶接学会論文集、一般社団法人溶接学会、１９９１年２月、第９巻、第１号、頁１１１～１１６

しかし、付加製造の分野では、特許文献１および２に記載されたような耐水素脆性と機械的特性に優れる造形物は従来存在しなかった。本発明は、このような状況を考慮してなされたものであり、付加製造法を利用して、耐水素脆性および機械的特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼造形物を製造する方法を提供することを目的とする。

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法は、原料粉末を準備する工程と、前記原料粉末を用い、付加製造法によって所定の形状に造形して造形まま材を得る工程と、前記造形まま材を５００℃以上、６８０℃以下の温度で熱処理する工程とを有する。そして、前記原料粉末は、フェライト相が混在するオーステナイト系ステンレス鋼からなり、前記原料粉末のオーステナイト安定度、［Ｎｉ］＋０．６５［Ｃｒ］＋０．９８［Ｍｏ］＋１．０５［Ｍｎ］＋０．３５［Ｓｉ］＋１２．６［Ｃ］、の値が２８．５以上、４０以下である。ここで、オーステナイト安定度における［Ｘ］は元素Ｘの質量％を表す。

上記オーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法において、好ましくは、前記原料粉末のＮｉ当量を［Ｎｉ］＋０．５［Ｍｎ］＋３０［Ｃ］、Ｃｒ当量を［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５［Ｓｉ］＋０．５［Ｎｂ］、としたときに、Ｎｉ当量≦－７．５７１＋０．９３７×Ｃｒ当量、かつ、Ｎｉ当量≧－８．４０８＋０．８８８×Ｃｒ当量である。ここで、Ｎｉ当量およびＣｒ当量における［Ｘ］は元素Ｘの質量％を表す。

上記いずれかのオーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法において、好ましくは、前記原料粉末が、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１０％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：３．０～７．０％、Ｎｉ：１０～１７％、Ｃｒ：２０～２５％、Ｍｏ：２．０～６．０％、Ｎ：０．１０～０．４０％、Ｎｂ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０～０．５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。各元素の組成範囲はその両端の値を含む。

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法によれば、オーステナイト相とフェライト相の混相からなる原料粉末を用いることによって、オーステナイト相とフェライト相の混相からなる造形物が得られ、オーステナイト相の単相からなるものに比べて、より高い強度が得られる。そして、付加製造法による造形まま材を５００℃以上、６８０℃以下の温度で熱処理することによって、水素雰囲気においても、引張強さが大きく、伸びの大きな造形物が得られる。また、組成のオーステナイト安定度を２８．５以上、４０以下とすることで、造形物にひずみ誘起マルテンサイト変態が生じにくく、耐水素脆性が損なわれにくい。

シェフラーの組織図である。原料粉末ＡおよびＢをシェフラーの組織図上にプロットしたものである。原料粉末Ａを用いた造形物の水素チャージ後の引張試験結果を示す図である。原料粉末Ｂを用いた造形物の水素チャージ後の引張試験結果を示す図である。原料粉末Ａ、原料粉末Ａを用いた造形まま材および熱処理後の造形物のＸ線回折チャートである。原料粉末Ｂおよび原料粉末Ｂを用いた造形まま材のＸ線回折チャートである。作製した造形物の引張試験による破面のＳＥＭ像である。Ａ、Ｂ：実験番号４Ｅ、Ｃ、Ｄ：実験番号１４Ｃ。

本明細書において、「％」は特に断らない限り質量％を意味する。また、［Ｘ］は元素Ｘの質量％を表す。また、オーステナイトおよびフェライトをγおよびαと略記することがある。なお、フェライトについて、高温でのδ相が常温まで冷却されたものをδ相、材料の冷却時にγ相から変態したものをα相として区別されることがあるが、本明細書では、両方のフェライトを区別せずにどちらもαで表す。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法は、原料粉末を準備する工程と、付加製造法によって所定の形状に造形する工程と、造形まま材を熱処理する工程からなる。

原料粉末は、フェライト相が混在するオーステナイト系ステンレス鋼からなる。すなわち、原料粉末において、オーステナイト相とフェライト相が混在し、オーステナイト相の体積割合がフェライト相より多い。原料粉末をオーステナイト相とフェライト相の混相とすることによって、造形物の組織をオーステナイト相とフェライト相の混相とすることができ、オーステナイト相のみからなる場合と比べて、より引張強さの大きな造形物が得られる。

原料粉末は、アトマイズ法によって製造されたものを好適に用いることができる。付加製造用の原料粉末としては、薄層を形成する際の流動性に優れる球状のものが好ましく、充填率を高められるようにある程度広い粒度分布を有していることが好ましい。アトマイズ法により製造された合金粉末は、このような特性を備える。

原料粉末の粒度は、レーザー回折・散乱法によって測定された粒径の体積基準のメジアン値（ｄ５０）が好ましくは５～２００μｍ、より好ましくは１０～１００μｍである。また、付加製造用の原料粉末としては、薄層を形成する際の充填率を高められるようにある程度広い粒度分布を有していることが好ましい。粒径の分布幅の指標として、ＳＤ＝（ｄ８４－ｄ１６）／２を用いることができ、好ましくはＳＤがｄ５０の０．２～１．０倍である。なお、ｄ５０、ｄ８４、ｄ１６は、全体積を１００％としたときの累積カーブがそれぞれ５０％、８４％、１６％となる点の粒子径を表す。

原料粉末のオーステナイト安定度を、γ安定度＝［Ｎｉ］＋０．６５［Ｃｒ］＋０．９８［Ｍｏ］＋１．０５［Ｍｎ］＋０．３５［Ｓｉ］＋１２．６［Ｃ］、とすると、γ安定度の値は２８．５以上であり、好ましくは３０以上、より好ましくは３２以上、さらに好ましくは３５以上である。γ安定度の値が大きいほど、オーステナイト相が安定でひずみ誘起マルテンサイト変態が起こりにくく、水素脆化しやすいマルテンサイト相が生成されにくい。一方、γ安定度の値は、好ましくは４０以下である。γ安定度の値が大きすぎると、Ｎ含有量が高い場合に、かえって水素脆化特性が劣化する可能性があるからである（例えば、非特許文献１）。原料粉末のγ安定度の値を上記範囲とすることによって、ひずみ誘起マルテンサイト変態を起こしにくい造形物を製造することができる。なお、上記γ安定度は一般には「Ｎｉ当量」と呼ばれているが、本明細書では後述するシェフラーの組織図に用いるＮｉ当量と区別するために、特に「γ安定度」と呼ぶことにする。

また、原料粉末のＮｉ当量を［Ｎｉ］＋０．５［Ｍｎ］＋３０［Ｃ］、Ｃｒ当量を［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５［Ｓｉ］＋０．５［Ｎｂ］、としたときに、好ましくは、Ｎｉ当量≦－７．５７１＋０．９３７×Ｃｒ当量、かつ、Ｎｉ当量≧－８．４０８＋０．８８８×Ｃｒ当量である。

横軸にＣｒ当量、縦軸にＮｉ当量をとり、オーステナイト、フェライト、マルテンサイトの各組織が現れる範囲を図示したものが、シェフラーの組織図として知られている。シェフラーの組織図は、ＪＩＳＺ３１１９「オーステナイト系及びオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼溶着金属のフェライト量測定方法」でも利用される。非特許文献２によれば、ステンレス鋼の組織は通常その化学組成によって定まるが、レーザー溶接や付加製造のように冷却速度が極めて大きい場合は冷却速度にも依存する。具体的には、冷却速度が大きいほど、オーステナイト単相およびフェライト単相の領域が広がり、両者の混相の領域が狭くなる。

図１は、非特許文献２の報告に基づいて作成したものある。図１中の線ａ～ｇの意味および数式は下記のとおりである。線ａ～ｆの数式は非特許文献２で統計的に導出されたもので、線ｇは線ｅと線ｆの間を等分する直線である。
・線ａ：一般的な溶接条件でオーステナイト１００％となる境界
Ｎｉ当量＝－８．８５９＋１．１７６×Ｃｒ当量
・線ｂ：一般的な溶接条件でフェライト１００％となる境界
Ｎｉ当量＝－６．１００＋０．４００×Ｃｒ当量
・線ｃ：冷却速度が１．９×１０^３Ｋ／ｓの時にオーステナイト１００％となる境界
Ｎｉ当量＝－８．７０２＋１．０８８×Ｃｒ当量
・線ｄ：冷却速度が１．９×１０^３Ｋ／ｓの時にフェライト１００％となる境界
Ｎｉ当量＝－７．８１４＋０．６４０×Ｃｒ当量
・線ｅ：冷却速度が２．０×１０^５Ｋ／ｓの時にオーステナイト１００％となる境界
Ｎｉ当量＝－７．５７１＋０．９３７×Ｃｒ当量
・線ｆ：冷却速度が２．０×１０^５Ｋ／ｓの時にフェライト１００％となる境界
Ｎｉ当量＝－９．２４４＋０．８３８×Ｃｒ当量
・線ｇ：冷却速度が２．０×１０^５Ｋ／ｓの時にオーステナイト：フェライトの体積比が５０：５０となる線
Ｎｉ当量＝－８．４０８＋０．８８８×Ｃｒ当量

図１より、冷却速度（ＣＲ）が大きいほど、オーステナイトとフェライトの混相領域が狭まる。付加製造における冷却速度は１０^５Ｋ／ｓ程度と言われているので、原料粉末のＮｉ当量およびＣｒ当量が図１の線ｅと線ｇに挟まれた領域（ハッチングされた領域）にあれば、オーステナイトとフェライトの混相で、かつオーステナイトが多い組織を有する造形物が得られる。なお、アトマイズ製法における粉末の冷却速度は１０^６Ｋ／ｓ程度と言われている。

原料粉末のＮｉ当量およびＣｒ当量の好ましい領域の、図１における左右方向の範囲は、図１には現れないが前述のγ安定度によって規定される。当該好ましい領域の左右方向の範囲を明示的に示すには、例えば、線ｅと線ｇに挟まれた領域のうち、Ｎｉ当量が１２以上、２０以下、Ｃｒ当量が２４以上、３２以下の部分を選択してもよい。

また、原料粉末の組成は、好ましくは、Ｃ：０．００５～０．１０％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：３．０～７．０％、Ｎｉ：１０～１７％、Ｃｒ：２０～２５％、Ｍｏ：２．０～６．０％、Ｎ：０．１０～０．４０％、Ｎｂ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０～０．５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。本実施形態の造形物の優れた耐水素脆性と機械的特性は、前述のとおり、原料粉末が混相であることおよびγ安定度が所定の範囲にあることによってもたらされる。合金成分の影響は多方面に及ぶが、各合金成分の特徴を考慮しながら、原料粉末の組成をこの範囲内で調整することによって、所望の混相組織やγ安定度をより簡単に得ることができる。以下に各合金元素の特徴を説明する。

Ｃは、０．００５～０．１０％であることが好ましい。Ｃはγ安定度およびＮｉ当量にプラスに作用する。Ｃが多すぎると造形物の延性や靭性が低下する。一方、Ｃを０．００５％未満とすると原料粉末の製造コストが過大となる。

Ｓｉは、０．１～１．０％であることが好ましい。Ｓｉはγ安定度およびＣｒ当量にプラスに作用する。Ｓｉが多すぎると造形物の延性や靭性が低下する。一方、Ｓｉを０．１％未満とすると原料粉末の製造コストが過大となる。

Ｍｎは、３．０～７．０％であることが好ましい。Ｍｎはγ安定度およびＮｉ当量にプラスに作用する。Ｍｎは機械的特性全般の向上に寄与するが、Ｍｎが多すぎるとオーステナイト・フェライトの混相を得ることが難しくなる。

Ｎｉは１０～１７％であることが好ましい。Ｎｉは、γ安定度およびＮｉ当量にプラスに作用する。Ｎｉは、機械的特性全般の向上に寄与する。

Ｃｒは、２０～２５％であることが好ましい。Ｃｒは、γ安定度およびＣｒ当量にプラスに作用する。Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性をもたらす。ただし、Ｃｒが多すぎると、粗大な炭化物を形成して延性および靱性を低下させることがある。ＮｉとＣｒの含有量の組み合わせによって、ステンレス鋼の基本的な性質が決まる。

Ｍｏは、２．０～６．０％であることが好ましい。Ｍｏはγ安定度およびＣｒ当量にプラスに作用する。Ｍｏは引張強さの向上に寄与する。

Ｎは、０．１０～０．４０％であることが好ましい。Ｎは固溶強化元素であり、本実施形態の造形物の引張強さを向上させるために必須の元素である。しかし、Ｎが多すぎると、粗大な窒化物を形成して靭性が低下する。また、原料粉末に０．４０％を超えるＮを固溶させることは、製造コストの大幅な上昇を招く。

Ｎｂは、０．０１～０．５０％であることが好ましい。ＮｂはＣｒ当量にプラスに作用する。Ｎｂは靭性の向上に寄与する。ただし、０．５０％を超えて含有させてもその効果が飽和する。

Ｖは、０～０．５％以下であることが好ましい。Ｖは任意元素である。ＶはＮｂと同様に靭性の向上に寄与する。ただし、０．５０％を超えて含有させてもその効果が飽和する。

上記各元素の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｐ、Ｓが挙げられる。ＰおよびＳは靭性を損なうため、いずれも０．０５０％以下で可能な限り少ないことが好ましい。

付加製造の方法としては、選択的レーザー焼結法（ＳＬＳ）や選択的レーザー溶融法（ＳＬＭ）を好適に用いることができる。ＳＬＭ法では、原料粉末の薄層を形成する第１工程と、所定経路に沿って薄層にレーザー光を照射して原料粉末を溶融・凝固させる第２工程とを順次繰り返すことによって、造形を行う。

付加製造による造形まま材の熱処理温度は５００～６８０℃とする。熱処理温度がこれより低いと、水素雰囲気中で十分な伸びが得られない。また、熱処理温度がこれより高いと、水素雰囲気中での延性が顕著に損なわれて、引張試験における破断伸びが極端に小さくなる。

熱処理時間は、好ましくは、１～５ｈ、より好ましくは２～３ｈとする。熱処理時間が短すぎると、熱処理炉内での位置によって造形物の温度履歴がばらつき、機械的特性がばらつく恐れがある。一方、熱処理時間をこれ以上に長くしても、効果は変わらない。

以上のとおり、原料粉末を準備して、付加製造工程、熱処理工程を経ることで、耐水素脆性および機械的特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼造形物が製造できる。原料粉末の化学組成は造形物においても維持される。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法を、実施例および比較例によって、さらに詳細に説明する。

実施例および比較例の造形物を、原料粉末を用いて付加製造により引張試験片の形状に造形し、種々の条件で熱処理を行うことにより作製した。作製した造形物を高圧水素雰囲気中に保持して水素を固溶させる水素チャージ処理を行った後、引張試験によって機械的特性を測定した。また、いくつかの試料については、比較のために、水素チャージ処理を行わずに引張試験を行った。

原料となる粉末は、ガスアトマイズ法によって製造されたもので、アトマイズ処理条件を変えることによって、通常の製法よりＮ含有量を高くしたものを用いた。表１に粉末の組成を示す。表１中、粉末Ａが実施例および熱処理条件が異なる比較例の作製に用いたもの、粉末Ｂが比較例の作製に用いたものである。図２に、シェフラーの組織図上に粉末Ａと粉末Ｂをプロットしたものを示す。粉末Ａはオーステナイト相とフェライト相の混相であり、粉末Ｂはフェライト相のみからなることを確認した（図５、６参照）。粉末の粒度のｄ５０、ｄ８４、ｄ１６はそれぞれ、粉末Ａが４９．７、８１．１、１６．７μｍ、粉末Ｂが５０．５、８０．６、１６．４μｍであった。

造形は、Ｙｂファイバーレーザーを用いた粉末積層造形システム（ＥＯＳＧｍｂＨ、Ｍ２９０）を用い、積層厚０．０２～０．０６ｍｍ、レーザー出力２００～４００Ｗの条件で、ＳＬＭ法により行った。

熱処理は、造形まま材を電気炉中で所定温度で所定時間保持した後、炉冷によって冷却して行った。一部の試料については、９８０℃で１時間保持し、不活性ガスを吹き付けて冷却した後、さらに６００℃で保持、炉冷することにより、２段階の熱処理を行った。

水素チャージ処理は、試料を３５０℃、水素圧力２０ＭＰａの雰囲気中に４８ｈ保持することによって行った。いくつかの試料について、水素チャージ後のＨ濃度を不活性ガス融解法によって分析したところ、粉末Ａを用いた試料では７９～８１ｐｐｍ、粉末Ｂを用いた試料では３０～３３ｐｐｍであった。

引張試験は、ＪＩＳＺ２２４１：２０１１に準拠して、オートグラフを用い、室温で、ひずみ速度０．００１／ｓの条件で行った。試験片の形状は棒状試験片１４A号に準拠したミニチュア試験片（φ３×Ｌ４０ｍｍ）とした。水素チャージした試料の引張試験によって、その試料の水素雰囲気中での機械的特性が分かる。

なお、原料粉末の化学組成は付加製造時にも維持されるが、Ｎについて、その存在形態によっては付加製造時に含有量が下がる可能性が考えられた。そこで、造形まま材中のＮ濃度を酸素・窒素分析装置（ＬＥＣＯＣｏｒｐ．、ＯＮ７３６）を用いて、熱電導度法によって測定したところ、粉末Ａを用いた造形まま材では２４５７ｐｐｍ、粉末Ｂを用いた造形まま材では２８４９ｐｐｍで、原料粉末と分析精度の範囲内で一致した。

表２に、試料の作製条件と引張試験の結果を示す。実験番号の末尾に「Ｅ」を付したものが実施例、「Ｃ」を付したものが比較例の造形物である。引張試験結果は２回の結果の平均値である。

表２の結果の中、粉末Ａを用いた造形物の水素チャージ後の引張試験を図３、粉末Ｂを用いた造形物の水素チャージ後の引張試験を図４に示す。

図３を参照して、粉末Ａを用いた造形物では、熱処理の有無や熱処理条件の違いによらず、１０００ＭＰａ程度の引張強さと８００ＭＰａ程度の０．２％耐力を示している。さらに、熱処理温度が５００℃から６７５℃の試料（実験番号２Ｅ～７Ｅ）では、伸び率が２０％程度を示しており、水素雰囲気においても引張強さが大きく、かつ伸びの大きな造形物が得られたことが分かった。ただし、熱処理温度が７００℃である試料（実験番号９Ｃ）では、伸びが５％以下にまで急落している。このことは表２において、７００℃で熱処理して水素チャージ処理をしなかった実験番号８Ｃの試料が２２．９％の伸びを示しているのと対照的である。また、実験番号１０Ｃでは、鍛造材等に対して行われる溶体化処理および時効処理を模した２段階の熱処理を行ったが、試料の伸び率は小さかった。

図４を参照して、粉末Ｂを用いた造形物では、熱処理条件によって引張強さと０．２％耐力が大きくばらつき、また、熱処理の有無や熱処理条件の違いによらず、伸びは約２％以下であった。

図５に粉末Ａとそれを用いた造形まま材（１Ｃ）、熱処理後の造形物（３Ｅ、８Ｃ）、図６に粉末Ｂとそれを用いた造形まま材（１１Ｃ）のＸ線回折（ＸＲＤ）チャートを示す。粉末Ａは図２においてオーステナイト・フェライト混相領域にあった。図５を参照して、粉末Ａおよび粉末Ａを用いた造形まま材ともに、オーステナイト（γ）およびフェライト（α）のピークが観測された。また、熱処理温度が６００℃（３Ｅ）、７００℃（８Ｃ）と高くなるに従ってフェライト（α）のピークが小さくなっている。一方、粉末Ｂは図２においてフェライト単相領域にあった。図６を参照して、粉末Ｂでは、フェライト（α）のピークのみが観測された。一方、粉末Ｂを用いた造形まま材では、フェライト（α）のピークが支配的であるものの、わずかにオーステナイト（γ）のピークが存在するように見える。この原因は、積層造形時の冷却速度が原料粉末製造時よりわずかに遅かったためと考えられる。

表２および図３～図６に示した結果から、実施例では、造形物がオーステナイト相とフェライト相の混相からなることによってより高い強度が得られたこと、および、付加製造法による造形まま材を５００～６７５℃で熱処理することによって水素チャージ後でも引張強さが大きく、伸びの大きな造形物が得られたことが確認できた。

図７に、水素チャージ後の引張試験での破断面の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を示す。図７ＡおよびＢは、表２における実験番号４Ｅの破断面で、画像右下のバーの長さがそれぞれ２ｍｍ、３０μｍである。図７ＣおよびＤは、表２における実験番号１４Ｃの破断面で、画像右下のバーの長さは同じく、それぞれ２ｍｍ、３０μｍである。実験番号４Ｅの試料では、図７Ａから断面減少率が大きいことが分かる。また、図７Ｂから、破面は微細なディンプル状で、延性破面であることが分かる。実験番号１４Ｃの試料では、図７Ｃから断面減少率がほとんどないことが分かる。また、図７Ｄから、破面に劈開したような箇所が見られ、脆性破面であることが分かる。

本発明は、上記実施形態には限定されず、その技術的思想の範囲内で種々の変形が可能である。

Claims

原料粉末を準備する工程と、
前記原料粉末を用い、付加製造法によって所定の形状に造形して造形まま材を得る工程と、
前記造形まま材を５００℃以上、６８０℃以下の温度で熱処理する工程とを有し、
前記原料粉末は、フェライト相が混在するオーステナイト系ステンレス鋼からなり、
前記原料粉末のオーステナイト安定度、［Ｎｉ］＋０．６５［Ｃｒ］＋０．９８［Ｍｏ］＋１．０５［Ｍｎ］＋０．３５［Ｓｉ］＋１２．６［Ｃ］（［Ｘ］は元素Ｘの質量％を表す）の値が２８．５以上、４０以下である、
オーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法。
前記原料粉末のＮｉ当量を［Ｎｉ］＋０．５［Ｍｎ］＋３０［Ｃ］、Ｃｒ当量を［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５［Ｓｉ］＋０．５［Ｎｂ］（［Ｘ］は元素Ｘの質量％を表す）としたときに、
Ｎｉ当量≦－７．５７１＋０．９３７×Ｃｒ当量、かつ
Ｎｉ当量≧－８．４０８＋０．８８８×Ｃｒ当量である、
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法。
前記原料粉末が、質量％で、
Ｃ：０．００５～０．１０％、
Ｓｉ：０．１～１．０％、
Ｍｎ：３．０～７．０％、
Ｎｉ：１０～１７％、
Ｃｒ：２０～２５％、
Ｍｏ：２．０～６．０％、
Ｎ：０．１０～０．４０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
Ｖ：０～０．５％、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、
請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼造形物の製造方法。