JP2946992B2 - 強度、靭性および耐食性に優れた２相ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、化学プラント、ケミ
カルタンカーおよび各種タンク等の材料として好適な、
強度、靭性および耐食性に優れたオーステナイト・フェ
ライト系２相ステンレス鋼材の製造方法に関するもので
ある。

【０００２】

【従来の技術】化学プラント、ケミカルタンカーおよび
各種タンク等の材料として、従来、18Cr-8Ni系のSUS304
鋼、16Cr-11Ni-2Mo 系のSUS316鋼等のようなオーステナ
イト系ステンレス鋼が広く使用されている。しかしなが
ら、SUS304鋼およびSUS316鋼には、これを構造用材料と
して使用した場合に、その耐力が低く（0.2%耐力で約25
0MPa）、且つ、塩化物を含む環境下での耐応力腐食割れ
性に劣る問題がある。

【０００３】オーステナイト系ステンレス鋼を高強度化
させる手段として、窒素含有量の増加が有効であり、こ
れによって、0.2%耐力を約400MPaまで高める技術がほぼ
確立されている。しかしながら、その耐応力腐食割れ性
を向上させるためには、ニッケル含有量の増加が必要で
あり、そのために、製造コストが上昇する問題がある。

【０００４】上述した問題を解決し、強度および通常の
耐食性はSUS316鋼と同程度であってしかも耐応力腐食割
れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼として、近年、
18Cr-2Mo系のSUS444鋼が使用されている。しかしなが
ら、SUS444鋼材には、それが厚肉の場合に靭性が劣るた
め、大型容器用の材料としては使用することができない
問題がある。

【０００５】一方、強度、靭性および耐応力腐食割れ性
が何れも優れた鋼として、オーステナイト・フェライト
系２相ステンレス鋼が注目されており、例えば、SUS329
J3L鋼およびSUS329J4L 鋼が知られている。しかしなが
ら、SUS329J3L 鋼および SUS329J4L鋼は、耐食性の向上
のために多量のモリブデンおよびニッケルを含有してい
る。その結果、上記鋼には、製造コストの上昇により、
汎用材料としては高価になる問題がある。

【０００６】そこで、強度、靭性および耐応力腐食割れ
性が何れも優れ且つ安価な２相ステンレス鋼の開発が進
められており、例えば、特開平1-165750号公報、特開平
1-201446号公報および特公平4-42464 号公報等には、モ
リブデンおよびニッケルの含有量が少ない鋼（以下、先
行技術１という）が開示されている。

【０００７】一方、塩化物を含む環境下における耐食性
として重要な耐孔食性の向上のためには、ステンレス鋼
中のクロム、モリブデンおよび窒素の含有量を増加させ
ることが有効であり、例えば、特開平1-165750号公報お
よび特開平3-82740 号公報には、２相ステンレス鋼の耐
孔食性の指標として、オーステナイト系ステンレス鋼等
の単相鋼と同様に、PI＝Cr(%) ＋3 ×Mo(%) ＋16×N(%)
からなる式を使用して合金含有量を定める方法（以下、
先行技術２という）が開示されている。

【０００８】ステンレス鋼の延性、靭性および耐食性の
確保のために、通常、その熱間加工後に固溶化熱処理を
施すことが行われているが、オーステナイトステンレス
鋼において、このような固溶化熱処理を省略し、製造コ
ストの低減を図る熱処理技術が、例えば、特公昭56-462
87号公報、特公平3-65408 号公報等に開示されている。
また、特公平3-66368 号公報には、約1250℃の温度に加
熱した後、熱間加工を施すことにより、固溶化熱処理を
省略する技術が開示されており、２相ステンレス鋼にも
適用可能である旨が述べられている（以下、先行技術３
という）。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】上述した先行技術１に
は、次のような問題がある。即ち、例えば特公昭57-962
3 号公報等に開示されているように、２相ステンレス鋼
の靭性は、フェライト相の体積率（α_f ）の増加と共に
劣化する。従って、フェライト相の体積率（α_f) は、
通常約0.5 に設計されている。しかしながら、ニッケル
含有量が極端に少ない２相ステンレス鋼の場合には、フ
ェライト相の体積率（α_f ) が0.5 程度であっても、そ
の靭性が劣化する。

【００１０】先行技術２には、次のような問題がある。
即ち、２相ステンレス鋼においては、フェライト相およ
びオーステナイト相の各成分含有量が異なるために、先
行技術２のように耐孔食性の指標として平均組成を使用
したPIでは、耐孔食性を過大評価する場合が生ずる。ま
た、鋼中に相当量のクロム、モリブデンおよび窒素を含
有していても、ニッケル含有量が極端に少ない場合に
は、耐孔食性が劣化する。

【００１１】先行技術３には次のような問題がある。即
ち、２相ステンレス鋼においては、熱間加工時の加熱温
度が高いと、フェライト相の体積率（α_f ）が上昇す
る。従って、先行技術３のように、約1250℃の温度によ
って熱間加工を施すと、鋼の組成によっては、フェライ
ト相の体積率（α_f ）を0.5 程度に適正化するために、
固溶化熱処理が必要となる。

【００１２】従って、この発明の目的は、上述した問題
を解決し、高Ｎ含有オーステナイト系ステンレス鋼より
も優れた0.2％耐力を有し、そして、優れた靭性、およ
び、塩化物を含む環境下における耐応力腐食割れ性を有
し、しかも、SUS316鋼と同程度の耐孔食性を有する２相
ステンレス鋼材の製造方法を提供することにある。

【００１３】

【００１４】

【課題を解決するための手段】この発明の ２相ステンレス鋼材の製造方法は、 炭素(C) ： 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si)： 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn)： 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni)： 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) ：21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) ： 0.25wt.% 以下、および、 残り：Feおよび不可避不純物、からなり、 そして、下記(1) 式、 20×Cr(%) ＋11×Mn(%) − Ni(%)＋ 133×N(%)−38≧400・・・(1) を満足する化学成分組成を有する鋼塊または鋼片を調製
し、前記鋼塊または鋼片を熱間加工して鋼材を調製し、
次いで、前記鋼材に対し、900 〜1150℃の範囲内の温度
による加熱と、500 〜850 ℃の範囲内の温度域における
１℃/sec以上の速度による冷却とからなる固溶化熱処理
を施すか、または、前記鋼塊または鋼片に対し、下記
(4) 式、 Ｔ≦ 71 ×Ni(%) ＋６×Mn(%) −36×Cr(%) −42×Si(%) ＋1037×C(%) ＋1113×N(%)＋1608・・・(4) を満足する温度域Ｔ( ℃) において加熱し、そして、90
0 ℃以上の温度で仕上げることからなる熱間加工を施
し、次いで、500 〜850 ℃の範囲内の温度域において１
℃/sec以上の速度により冷却し、かくして、フェライト
相の体積率（α_f）が0.40〜0.60の範囲内であり、そし
て、下記(2) および(3) 式 23×Cr(%) ／(3×α_f＋ 20)≧23.5・・・(2) 20×Cr(%) ／(3×α_f＋ 20)−16×N(%)／(α_f−１) ≧23.5・・・(3) を満足する化学成分組成を有する鋼材を製造することに
特徴を有するものである。

【００１５】

【作用】この発明の２相ステンレス鋼材の製造方法にお
いて、２相ステンレス鋼の化学成分組成およびフェライ
ト相の体積率( α_f) を上述した範囲内に限定した理由
について、以下に述べる。 (1) 炭素(C) ： 炭素は、オーステナイト生成元素である。しかしなが
ら、炭素含有量が0.05wt.%を超えて多くなると、鋼中に
炭化物が生成して耐粒界腐食性が劣化する。従って、炭
素含有量は0.05wt.%以下に限定すべきである。

【００１６】(2) シリコン(Si)：シリコンは、脱酸材と
して有用な元素である。しかしながら、シリコン含有量
が 1.5wt.%を超えて多くなると、鋼中に金属間化合物が
生成して熱間加工性が劣化する。従って、シリコン含有
量は1.5wt.% 以下に限定すべきである。

【００１７】(3) マンガン(Mn)：マンガンは、オーステ
ナイト生成元素であり且つ脱酸作用を有している。しか
しながら、マンガン含有量が２.0wt.%を超えて多くなる
と、塩化物を含有する環境下での耐孔食性が劣化する。
従って、マンガン含有量は２.0wt.%以下に限定すべきで
ある。

【００１８】(4) ニッケル(Ni)：ニッケルは、強力なオ
ーステナイト生成元素であり、そして、後述するフェラ
イト相の体積率（α_f ）を得るための必須元素である。
本発明者等は、ニッケル含有量が鋼の延性、靭性および
耐孔食性に及ぼす影響について研究を行った結果、ニッ
ケル含有量が３.0wt.%未満では、フェライト相の体積率
（α_f ）を後述する適正値に調整しても、延性、靭性お
よび耐孔食性が著しく劣化することがわかった。一方、
ニッケル含有量が５.0wt.%を超えると、コストが上昇す
るばかりでなく、フェライト相の体積率（α_f ）を適正
値に調整するために、オーステナイト生成元素である窒
素の含有量を低減することが必要になる結果、耐孔食性
の観点から不利になる場合が生ずる。従って、ニッケル
含有量は３.0〜５.0wt.%の範囲内に限定すべきである。

【００１９】(5) クロム(Cr)：クロムは、強力なフェラ
イト生成元素であり、そして、鋼に耐孔食性を付与する
重要な元素である。しかしながら、クロム含有量が21.0
wt.%未満では、マルテンサイトを生成させずにフェライ
ト相の体積率（α_f ）を後述する適性値に調整すること
ができない。一方、クロム含有量が25.0wt.%を超える
と、靭性が低下し、且つ、σ相が析出するために、耐食
性および熱間加工性が劣化する。従って、クロム含有量
は21.0〜25.0wt.%の範囲内に限定すべきである。

【００２０】(6) 窒素(N):窒素は、強力なオーステナイ
ト生成元素であり、そして、鋼に耐孔食性を付与する有
効な元素である。しかしながら、窒素含有量が0.25wt.%
を超えると、熱間加工時における変形抵抗が増加するた
めに、熱間加工時の鋼材に割れ等が発生する。従って、
窒素含有量は0.25wt.%以下に限定すべきである。

【００２１】(7) フェライト相の体積率（α_f ）：２相
ステンレス鋼において、フェライト相の体積率（α_f ）
は、鋼の諸特性に対し大きな影響を及ぼす。即ち、本発
明鋼において、フェライト相の体積率（α_f ）が0.40未
満では、熱間加工性が著しく劣化する。一方、α_f が0.
60を超えると、鋼材の延性および靭性が低下する。従っ
て、フェライト相の体積率（α_f ）は、0.40〜0.60の範
囲内に限定すべきである。

【００２２】本発明者等は、モリブデンを含有しない２
相ステンレス鋼において、その強度に対する成分の影響
について詳細に検討した。その結果、高窒素含有量のオ
ーステナイト系ステンレス鋼が有する400MPaよりも高い
0.2%耐力（σ_0.2 ）を、２相ステンレス鋼に付与するた
めには、クロム、マンガン、ニッケルおよび窒素の各含
有量が、下記(1) 式を満足する必要のあることがわかっ
た。従って、この発明においては、鋼中に、クロム、マ
ンガン、ニッケルおよび窒素が、前述した範囲に加え、
下記(1) 式を満足するように含有されていることを必要
とする。 σ_0.2 ＝ 20 ×Cr(%) ＋11×Mn(%) − Ni(%)＋ 133×N(%)−38≧400 ──(1)

【００２３】一方、塩化物を含む環境下での耐孔食性に
ついて検討を重ねた結果、２相ステンレス鋼において
は、フェライト相およびオーステナイト相の各成分含有
量が相違するために、耐孔食性もフェライト相とオース
テナイト相とでは異なり、孔食は、耐孔食性が劣ってい
る相において初期に発生することがわかった。

【００２４】モリブデンを含有しない２相ステンレス鋼
において、そのフェライト相における耐孔食性の指数
（α_P1）およびオーステナイト相における耐孔食性の指
数（γ_P1）は、クロムおよび窒素の各含有量およびフェ
ライト相の体積率（α_f ）によって変化する。従って、
SUS316鋼と同等の耐孔食性を、２相ステンレス鋼に付与
するためには、クロムおよび窒素の各含有量およびフェ
ライト相の体積率（α_f）が、下記(2) 式および(3) 式
を満足する必要のあることがわかった。

【００２５】従って、この発明においては、下記(2) 式
に示すフェライト相における耐孔食性の指数（α_P1）が
23.5以上になるように、クロム含有量およびフェライト
相の体積率（α_f ）を定め、そして、下記(3) 式に示す
オーステナイト相における耐孔食性の指数（γ_P1）が2
3.5以上になるように、クロム含有量、窒素含有量およ
びフェライト相の体積率（α_f ）を定めることが必要で
ある。 α_P1＝23×Cr(%) ／(3×α_f ＋ 20)≧23.5 ──────────── (2) γ_P1＝20×Cr(%) ／(3×α_f ＋ 20)− 16 ×N(%)／ (α_f −１) ≧23.5─(3)

【００２６】次に、この発明の２相ステンレス鋼材の製
造方法について述べる。この発明の第１実施態様の方法
においては、前述した範囲内の量の、炭素、シリコン、
マンガン、ニッケル、クロムおよび窒素を含有し、そし
て、前記(1) 式、即ち、20×Cr(%) ＋11×Mn(%) − Ni
(%)＋ 133×N(%)−38≧400 を満足する化学成分組成を
有する鋼塊または鋼片を調製し、前記鋼塊または鋼片を
熱間加工して鋼材を調製し、次いで、前記鋼材に対し、
900 〜1150℃の範囲内の温度による加熱と、500 〜850
℃の範囲内の温度域における１℃/sec以上の速度による
冷却とからなる固溶化熱処理を施すことを特徴としてい
る。

【００２７】上述した固溶化熱処理において、その加熱
温度が 900℃未満では炭窒化物等が固溶せず、従って、
耐食性が劣化する上、熱間加工時に生じた歪みが十分に
緩和されないので、延性および靭性が劣化する。一方、
加熱温度が1150℃を超えると、結晶粒が粗大化する結
果、強度、延性および靭性が劣化する。従って、鋼材に
対する加熱温度は、900 〜1150℃の範囲内に限定すべき
である。

【００２８】クロムの炭窒化物は、一般に 500〜850 ℃
の範囲内の温度域において析出する。しかるに、固溶化
熱処理において、上述した条件で加熱された鋼材に対す
る、500 〜850 ℃の範囲内の温度域での冷却を、１℃/s
ec未満の速度で行ったのでは、クロムの炭窒化物の析出
に伴う粒界腐食が著しくなる。従って、固溶化熱処理に
おける、500 〜850 ℃の範囲内の温度域での冷却速度は
１℃/sec以上に限定すべきである。

【００２９】この発明の第２実施態様の方法において
は、前述した範囲内の量の、炭素、シリコン、マンガ
ン、ニッケル、クロムおよび窒素を含有し、そして、前
記(1) 式、即ち、20×Cr(%) ＋11×Mn(%) − Ni(%)＋ 1
33×N(%)−38≧400 を満足する化学成分組成を有する鋼
塊または鋼片を調製し、前記鋼塊または鋼片に対し、前
記(4) 式、即ち、 Ｔ≦ 71 ×Ni(%) ＋６×Mn(%) −36×Cr(%) −42×Si(%) ＋1037×C(%) ＋1113×N(%)＋1608 を満足する温度域Ｔ( ℃) において加熱し、そして、90
0 ℃以上の温度で仕上げることからなる熱間加工を施
し、次いで、500 〜850 ℃の範囲内の温度域において１
℃/sec以上の速度により冷却することを特徴としてい
る。

【００３０】上記第２実施態様の方法によれば、熱間加
工された鋼材に対し、固溶化熱処理を施す必要なく、強
度、靭性および耐食性に優れた２相ステンレス鋼材が得
られるので、その製造コストを一段と低減することがで
きる。

【００３１】本発明者等は、熱間加工された鋼材に対
し、固溶化熱処理を施さなくても、強度、靭性および耐
食性に優れた２相ステンレス鋼材を製造し得る条件に関
して検討を重ねた。その結果、次のことがわかった。即
ち、本発明鋼においては、鋼塊または鋼片に対する、熱
間加工のための加熱温度が1150℃を超えると、フェライ
ト相の体積率（α_f ）が上昇して、熱間加工性の観点か
ら有利になる。上記温度によって加熱された鋼塊または
鋼片のフェライト相の体積率（α_f ）は、熱間加工され
た鋼材のフェライト相の体積率（α_f ）とほぼ同じであ
る。従って、２相ステンレス鋼材の延性および靭性を確
保するためには、加熱された鋼塊または鋼片のフェライ
ト相の体積率（α_f ）を、前述した0.6 以下にしなけれ
ばならない。

【００３２】そこで、フェライト相の体積率（α_f ）と
加熱温度と化学成分組成との関係について、詳細に検討
した結果、フェライト相の体積率（α_f ）を0.6 以下に
するための、鋼塊または鋼片に対する熱間加工のための
加熱温度Ｔ( ℃) は、下記(4) 式を満足する必要のある
ことがわかった。従って、この発明においては、鋼塊ま
たは鋼片に対し、下記(4) 式を満足する温度Ｔ( ℃) に
よって加熱することが必要である。 Ｔ≦ 71 ×Ni(%) ＋６×Mn(%) −36×Cr(%) −42×Si(%) ＋1037×C(%) ＋1113×N(%)＋1608──────────(4)

【００３３】熱間加工の仕上げ温度は、900 ℃以上とす
べきである。仕上げ温度が 900℃未満では、炭窒化物等
が析出して耐食性が劣化する上、熱間加工時に生じた歪
みが十分に緩和されないので、延性および靭性が劣化す
る。

【００３４】上述した条件で熱間加工された鋼材に対す
る冷却は、500 〜850 ℃の範囲内の温度域において、１
℃/sec以上の速度で行うことが必要である。上記冷却速
度が１℃/sec未満では、クロムの炭窒化物の析出に伴う
粒界腐食が著しくなる。

【００３５】

【実施例】次に、この発明を、実施例により比較例と対
比しながら説明する。 実施例１ 表１に示した、この発明の範囲内の化学成分組成および
フェライト相体積率（α_f ）を有する供試鋼ａ〜ｉの、
重量50Kgの鋼塊、および、少なくとも１つが本発明の範
囲外の化学成分組成または本発明の範囲外のフェライト
相体積率（α_f）を有する、比較用供試鋼ａ' 〜ｇ'
の、重量50Kgの鋼塊を調製した。

【００３６】次いで、供試鋼ａ〜ｉおよび比較用供試鋼
ａ' 〜ｇ' の鋼塊を、1150℃の温度に加熱した後、900
℃の仕上げ温度で熱間圧延し、次いで、500 〜850 ℃の
温度域における冷却速度が 0.7℃/ sec の条件で空冷
し、15mmの厚さの鋼板を調製した。このようにして調製
された鋼板に対し、1050℃の温度による加熱と、500 〜
850 ℃の温度域における30℃/ sec の速度による冷却と
からなる固溶化熱処理を施し、表２に示した、この発明
の範囲内の、フェライト相の体積率（α_f ）、(1) 式に
よって求められる0.2%耐力 (σ_0.2)、(2) 式によって求
められるフェライト相の耐孔食性指数（α_P1）および
(3)式によって求められるオーステナイト相の耐孔食性
指数（γ_P1）を有する本発明供試体No.1〜9 および比較
用供試体No.1〜７を調製した。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【表２】

【００３９】上述した本発明供試体No.1〜9 および比較
用供試体No.1〜７の各々から、ミクロ組織観察用試験
片、引張り試験片、 2mmＶノッチ付きシャルピー衝撃試
験片および孔食電位測定用試験片を採取し、フェライト
相の体積率（α_f ）、伸び、 0℃および−50℃の吸収エ
ネルギー、孔食電位および鋼板の端面割れの状態を調
べ、その結果を、表２に併せて示した。なお、フェライ
ト相の体積率（α_f ）は、ミクロサンプルに対し20%NaO
H 電解エッチングを施して測定した。孔食電位は、JIS
GO577 により、電流密度が 100μA/cm² になる電位によ
って求めた。そして、鋼板の端面割れは、目視によって
その程度を判定した。

【００４０】表１および表２から明らかなように、フェ
ライト相の体積率（α_f ）が本発明の範囲を外れて低い
比較用供試体No.1および２は、鋼板の端面割れが大であ
った。そして、フェライト相の体積率（α_f ）が本発明
の範囲を外れて多い比較用供試体No.6および７は、伸
び、および、 0℃，-50 ℃の吸収エネルギーが劣ってい
た。図１に、本発明供試体No.1〜9 および比較用供試体
No.1,2およびNo.6,7の、フェライト相の体積率（α_f ）
と、伸び、 0℃，-50 ℃の吸収エネルギー、および、鋼
板の端面割れとの関係をグラフで示す。図１からも、フ
ェライト相の体積率（α_f ）が0.40未満の場合には、圧
延時における鋼板端面の割れは大であり、そして、フェ
ライト相の体積率（α_f ）が0.60を超えた場合には、鋼
板の靭性および延性が劣化することが明らかである。

【００４１】表１および表２から明らかなように、ニッ
ケル含有量が本発明の範囲を外れて少ない比較用供試体
No.3および４は、そのフェライト相の耐孔食性指数（α
_P1）およびオーステナイト相の耐孔食性指数（γ_P1）が
何れも本発明の範囲内であるにもかかわらず孔食電位が
低く耐孔食性が劣っており、更に、フェライト相の体積
率（α_f ）が本発明の範囲内であるにもかかわらず、 0
℃，-50 ℃の吸収エネルギーが劣っていた。図２に、本
発明供試体No.2〜4 および比較用供試体No.3,4の、ニッ
ケル含有量と、孔食電位および 0℃，-50 ℃の吸収エネ
ルギーとの関係をグラフで示す。図２からも、ニッケル
含有量が本発明の範囲を外れて少ない場合には、鋼板の
耐孔食性および靭性が劣化することが明らかである。

【００４２】表１および表２から明らかなように、マン
ガン含有量が本発明の範囲を外れて多い比較用供試体N
o.5は、(2) 式によって求められたフェライト相の耐孔
食性指数（α_P1）および(3) 式によって求められたオー
ステナイト相の耐孔食性指数（γ_P1）が何れも本発明の
範囲内であるにもかかわらず、孔食電位が低く、耐孔食
性が劣っていた。図３に、本発明供試体No.1〜4 および
比較用供試体No.5の、マンガン含有量と孔食電位との関
係をグラフで示す。図３からも、マンガン含有量が本発
明の範囲を外れて多い場合には、鋼板の耐孔食性が劣化
することが明らかである。

【００４３】これに対し、表１、２および図１〜３から
明らかなように、本発明供試体No.1〜9 は、伸び、吸収
エネルギー、孔食電位および鋼板の端面割れ状態の何れ
も優れていた。

【００４４】実施例２ 表３に示した、この発明の範囲内の化学成分組成を有す
る、重量50Kgの供試鋼のうち、供試鋼ｊおよびｌを使用
した。供試鋼ｊおよびｌを、実施例１と同様に、1150℃
の温度で加熱した後、900 ℃の仕上げ温度で熱間圧延
し、次いで、500〜850 ℃の温度域における冷却速度が
0.7℃/ sec の条件で空冷し、15mmの厚さの鋼板を調製
した。

【００４５】

【表３】

【００４６】このようにして調製された鋼板に対し、85
0 〜1200℃の範囲内の温度による加熱と、500 〜850 ℃
の温度域における0.3 〜30℃/ sec の範囲内の速度によ
る冷却とからなる固溶化熱処理を施し、固溶化熱処理の
施された鋼板から、ミクロサンプル、引張り試験片およ
び粒界腐食割れ試験片を採取した。

【００４７】そして、試験片のフェライト相体積率（α
_f ）、伸び、硬さ(Hv)および耐粒界腐食性（腐食速度）
を調べた。なお、耐粒界腐食性は、JIS G0573 による65
% 硝酸腐食試験（以下、「ヒューイ試験」という）によ
って行った。図４に、500 〜850 ℃の温度域における冷
却を30℃/secの速度で行った固溶化熱処理時の加熱温度
と、フェライト相の体積率（α_f ）、伸び、硬さ(Hv)お
よび耐粒界腐食性（腐食速度）との関係をグラフで示
す。図４において、白丸印は供試鋼ｊを示し、黒丸印は
供試鋼ｌを示す。

【００４８】図４から明らかなように、固溶化熱処理時
の加熱温度が本発明の範囲外の900℃未満の場合には、
硬さ(Hv)が上昇し、延性が低下しそして腐食速度が早く
耐粒界腐食性が劣化した。一方、上記加熱温度が本発明
の範囲外の1150℃超の場合には、フェライト相の体積率
（α_f ）が増加し、そして、延性が低下した。特に、固
溶化熱処理時の加熱温度が1200℃の供試鋼ｊの場合に
は、フェライト相の体積率（α_f ）が本発明の範囲内の
0.60以下であるにもかかわらず、その延性が顕著に劣化
した。

【００４９】図５に、供試鋼ｊおよびｌの鋼板に対し、
1050℃の温度での固溶化熱処理時における、500 〜850
℃の温度域での冷却速度と、ヒューイ試験における腐食
速度即ち耐粒界腐食性との関係をグラフで示す。図５か
ら明らかなように、固溶化熱処理時における、500 〜85
0 ℃の温度域での冷却速度が１℃/sec未満では、その加
熱温度が1050℃の場合でも、耐粒界腐食性が著しく低下
した。

【００５０】実施例３ 表３に示した、この発明の範囲内の化学成分組成を有す
る供試鋼ｊ〜ｗ、および、SUS 304,316,444 の従来鋼の
各鋼塊（重量50Kg）を調製した。上記鋼塊に対し、表４
に示した条件で熱間圧延し、次いで、本発明の範囲内の
温度による加熱と、500 〜850 ℃の範囲内の温度域にお
いて本発明の範囲内の速度による冷却とからなる固溶化
熱処理( 以下、ＳＴと略称）を施し、かくして、フェラ
イト相の体積率（α_f ）、(1) 式によって求められる0.
2%耐力の指標 (σ_0.2)、 (2)式によって求められるフェ
ライト相の耐孔食性指数（α_P1）および (3)式によって
求められるオーステナイト相の耐孔食性指数（γ_P1）
が、何れも本発明の範囲内である、15mmの厚さの鋼板か
らなる本発明供試体No.10 〜13を調製した。

【００５１】比較のために、表４に併せて示すように、
ＳＴの加熱温度および冷却速度、フェライト相の体積率
（α_f ）、0.2%耐力の指標 (σ_0.2)、フェライト相の耐
孔食性指数（α_P1）およびオーステナイト相の耐孔食性
指数（γ_P1）の少なくとも１つが本発明の範囲外であ
る、15mmの厚さの鋼板からなる比較用供試体No. ８〜15
を調製した。

【００５２】

【表４】

【００５３】上述した本発明供試体No.10 〜13、比較用
供試体No. ８〜15、および、従来鋼（SUS 304,316,444
）の各々から、ミクロ組織観察用試験片、引張り試験
片、 2mmＶノッチ付きシャルピー衝撃試験片、孔食電位
測定用試験片、粒界腐食試験片および応力腐食割れ試験
片を採取し、その0.2%耐力、引張り強さ、伸び、 0℃お
よび−50℃の吸収エネルギー、ヒューイ試験における腐
食速度、孔食電位および耐応力腐食割れ性を調べ、その
結果を表５に示した。なお、耐応力腐食割れ性の評価
は、45%MgCl₂沸騰溶液中において、定荷重引張り試験を
最長 500時間実施し、 500時間経過後も破断しなかった
最高応力を許容応力（σ_th) とした。

【００５４】

【表５】

【００５５】表４および表５から明らかなように、ＳＴ
の加熱温度が本発明の範囲を外れて低い比較用供試体N
o.8は、伸びおよび吸収エネルギーが劣り、且つ、ヒュ
ーイ試験における腐食量が多く耐粒界腐食性が悪かっ
た。ＳＴの加熱温度およびフェライト相の体積率
（α_f ）が本発明の範囲を外れて高く且つフェライト相
の耐孔食性指数（α_P1）が本発明の範囲を外れて低い比
較用供試体No.9は、伸び、吸収エネルギーおよび耐粒界
腐食性が劣っていた。

【００５６】ＳＴの加熱温度が本発明の範囲を外れて高
く且つフェライト相の体積率（α_f）が本発明の範囲を
外れて多い比較用供試体No.10 は、伸びおよび吸収エネ
ルギーが劣っていた。ＳＴの加熱温度が本発明の範囲を
外れて高く且つ冷却速度が本発明の範囲を外れて遅い比
較用供試体No.11 は、伸びおよび吸収エネルギーが劣っ
ており且つヒューイ試験における腐食量が多く耐粒界腐
食性が悪かった。

【００５７】0.2%耐力、フェライト相の耐孔食性指数
（α_P1）およびオーステナイト相の耐孔食性指数
（γ_P1）が本発明の範囲を外れて低い比較用供試体No.1
2 および13は、0.2%耐力が劣り、且つ、孔食電位が低く
耐孔食性が劣っていた。オーステナイト相の耐孔食性指
数（γ_P1）が本発明の範囲を外れて低い比較用供試体N
o.14 およびオーステナイト相の耐孔食性指数（γ_P1）
が本発明の範囲を外れて低い比較用供試体No.15 は、孔
食電位が低く耐孔食性が劣っていた。

【００５８】従来鋼のSUS 304 は、0.2%耐力 (σ_0.2)、
耐孔食性および耐応力腐食割れ性（σ_th) が劣ってい
た。従来鋼のSUS 316 は、0.2%耐力、引張り強さおよび
耐応力腐食割れ性（σ_th) が劣っていた。そして、従来
鋼のSUS 444 は、0.2%耐力、-50 ℃の吸収エネルギーお
よび耐孔食性が劣っていた。

【００５９】これに対し、本発明供試体No.10 〜13は、
0.2%耐力、引張り強さ、伸び、吸収ネルギー、耐粒界腐
食性、耐孔食性および耐応力腐食割れ性（σ_th) のすべ
てにおいて優れていた。

【００６０】実施例４ 表３に示した、この発明の範囲内の化学成分組成を有す
る供試鋼ｊ〜ｗの鋼塊に対し、表６に示したこの発明の
範囲内の加熱温度および仕上げ温度からなる熱間圧延を
施し、次いで、500 〜850 ℃の範囲内の温度域において
本発明の範囲内の速度により冷却し、かくして、フェラ
イト相の体積率（α_f ）、 (1)式によって求められる0.
2%耐力の指標 (σ_0.2)、 (2)式によって求められるフェ
ライト相の耐孔食性指数（α_P1）および (3)式によって
求められるオーステナイト相の耐孔食性指数（γ_P1）
が、何れも本発明の範囲内である、15mmの厚さの鋼板か
らなる本発明供試体No.14 〜17を調製した。

【００６１】比較のために、表６に併せて示すように、
熱間圧延の加熱温度、仕上げ温度および冷却速度、フェ
ライト相の体積率（α_f ）、0.2%耐力の指標 (σ_0.2)、
フェライト相の耐孔食性指数（α_P1）およびオーステナ
イト相の耐孔食性指数（γ_P1）の少なくとも１つが本発
明の範囲外である、15mmの厚さの鋼板からなる比較用供
試体No.16 〜24を調製した。

【００６２】

【表６】

【００６３】上述した本発明供試体No.14 〜17および比
較用供試体No.16 〜24の各々から、上述した各種試験片
を採取し、その0.2%耐力、引張り強さ、伸び、 0℃およ
び−50℃の吸収エネルギー、ヒューイ試験における腐食
速度、孔食電位および耐応力腐食割れ性を調べ、その結
果を表７に示した。

【００６４】

【表７】

【００６５】表６および表７から明らかなように、熱間
圧延時の仕上げ温度が本発明の範囲を外れて低い比較用
供試体No.16 は、伸び、吸収エネルギーおよび耐粒界腐
食性が劣っていた。熱間圧延時の加熱温度およびフェラ
イト相の体積率（α_f ）が本発明の範囲を外れて高く且
つフェライト相の耐孔食性指数（α_P1）が本発明の範囲
を外れて低い比較用供試体No.17 は、伸び、吸収エネル
ギーおよび耐孔食性が劣っていた。

【００６６】熱間圧延後の冷却速度が本発明の範囲を外
れて遅い比較用供試体No.18 およびNo.19 は、ヒューイ
試験における腐食量が多く耐粒界腐食性が悪かった。熱
間圧延時の加熱温度が本発明の範囲を外れて高く且つフ
ェライト相の体積率（α_f ）が本発明の範囲を外れて多
い比較用供試体No.20,21は、伸びおよび吸収エネルギー
が劣っていた。

【００６７】熱間圧延時の加熱温度が本発明の範囲を外
れて高く、仕上げ温度が本発明の範囲を外れて低くそし
てフェライト相の体積率（α_f ）が本発明の範囲を外れ
て多い比較用供試体No. 22は、伸びおよび吸収エネルギ
ーが劣っており且つヒューイ試験における腐食量が多く
耐粒界腐食性が劣っていた。そして、オーステナイト相
の耐孔食性指数（γ_P1）が本発明の範囲を外れて低い比
較用供試体No.23 、および、オーステナイト相の耐孔食
性指数（γ_P1）が本発明の範囲を外れて低い比較用供試
体No.24 は、孔食電位が低く、耐孔食性が劣っていた。

【００６８】これに対し、本発明供試体No.14 〜17は、
0.2%耐力、引張り強さ、伸び、吸収ネルギー、耐粒界腐
食性、、耐孔食性および耐応力腐食割れ性（σ_th) のす
べてにおいて優れていた。

【００６９】以上述べたように、この発明によれば、40
0MPa以上の0.2%耐力を有し、そして、優れた靭性、およ
び、塩化物を含む環境下における耐応力腐食割れ性を有
し、しかも、SUS316鋼と同程度の耐孔食性を有する、化
学プラント、ケミカルタンカーおよび各種タンク等の材
料として好適な、オーステナイト・フェライト系２相ス
テンレス鋼材を経済的に製造することができる、工業上
有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】フェライト相の体積率（α_f ）と、 0℃，-50
℃の吸収エネルギー、伸び、および、鋼板の端面割れと
の関係を示すグラフである。

【図２】ニッケル含有量と、孔食電位および 0℃，-50
℃の吸収エネルギーとの関係を示すグラフである。

【図３】マンガン含有量と孔食電位との関係を示すグラ
フである。

【図４】500 〜850 ℃の温度域における冷却を30℃/sec
の速度で行った固溶化熱処理時の加熱温度と、フェライ
ト相体積率（α_f ）、伸び、硬さ(Hv)および耐粒界腐食
性（腐食速度）との関係を示すグラフである。

【図５】500 〜850 ℃の温度域での冷却速度と、ヒュー
イ試験における腐食速度即ち耐粒界腐食性との関係を示
すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 6/00 102 C21D 8/00 C22C 38/00 302 C22C 38/58

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 炭素(C) ： 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si)： 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn)： 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni)： 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) ：21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) ： 0.25wt.% 以下、および、 残り：Feおよび不可避不純物、からなり、 そして、下記(1) 式、 20×Cr(%) ＋11×Mn(%) − Ni(%)＋ 133×N(%)−38≧400・・・(1) を満足する化学成分組成を有する鋼塊または鋼片を調製
   し、 前記鋼塊または鋼片を熱間加工して鋼材を調製し、次い
   で、前記鋼材に対し、900 〜1150℃の範囲内の温度によ
   る加熱と、500 〜850 ℃の範囲内の温度域における１℃
   /sec以上の速度による冷却とからなる固溶化熱処理を施
   し、 かくして、フェライト相の体積率（α_f）が0.40〜0.60
   の範囲内であり、そして、下記(2) および(3) 式、 23×Cr(%) ／(3×α_f＋ 20)≧23.5・・・(2) 20×Cr(%) ／(3×α_f＋ 20)− 16 ×N(%)／ (α_f−１) ≧23.5・・・(3) を満足する化学成分組成を有する鋼材を製造することを
   特徴とする、強度、靭性および耐食性に優れた２相ステ
   ンレス鋼材の製造方法。
2. 【請求項２】 炭素(C) ： 0.05wt.% 以下、 シリコン(Si)： 1.5 wt.% 以下、 マンガン(Mn)： 2.0 wt.% 以下、 ニッケル(Ni)： 3.0〜5.0 wt.%、 クロム(Cr) ：21.0〜25.0wt.%、 窒素(N) ： 0.25wt.% 以下、および、 残り：Feおよび不可避不純物、からなり、 そして、下記(1) 式、 20×Cr(%) ＋11×Mn(%) − Ni(%)＋ 133×N(%)−38≧400・・・(1) を満足する化学成分組成を有する鋼塊または鋼片を調製
   し、 前記鋼塊または鋼片に対し、下記(4) 式、 Ｔ≦ 71 ×Ni(%) ＋６×Mn(%) −36×Cr(%) −42×Si(%) ＋1037×C(%) ＋1113×N(%)＋1608・・・(4) を満足する温度域Ｔ( ℃) において加熱し、そして、90
   0 ℃以上の温度で仕上げることからなる熱間加工を施
   し、次いで、500 〜850 ℃の範囲内の温度域において１
   ℃/sec以上の速度により冷却し、 かくして、フェライト相の体積率（α_f）が0.40〜0.60
   の範囲内であり、そして、下記(2) および(3) 式 23×Cr(%) ／(3×α_f＋ 20)≧23.5・・・(2) 20×Cr(%) ／(3×α_f＋ 20)− 16 ×N(%)／ (α_f−１) ≧23.5・・・(3) を満足する化学成分組成を有する鋼材を製造することを
   特徴とする、強度、靭性および耐食性に優れた２相ステ
   ンレス鋼材の製造方法。