JP6384638B1 - フェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板 - Google Patents

フェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板 Download PDF

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Abstract

溶接時にブローホールが発生せず、さらに優れた強度を有するフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０〜７．０％、Ｐ：０．０７％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ:０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．１５〜０．３０％を含有し、下記（１）式および（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するようにする。Ｎ−Ｚｒ／６．５≧０．１５％ ・・・（１）Ｎ−Ｚｒ／６．５≦０．２３％ ・・・（２）ただし、（１）式、（２）式中、Ｎ、Ｚｒは各元素の含有量（質量％）を表す。

Description

本発明は、優れた溶接性と強度を有するフェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板に関する。
フェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼（以下、二相ステンレス鋼とも記す。）は、常温でフェライト（α）とオーステナイト（γ）の二相組織を有する鋼種であって、高強度（高耐力）であり、かつ耐応力腐食割れ性に優れるといった特徴がある。二相ステンレス鋼は、Ｎｉ含有量がγ系ステンレス鋼に比べて少ないため、希少元素節減の観点から近年注目が集まっている鋼種であり、ＪＩＳ Ｇ ４３０４およびＪＩＳ Ｇ ４３０５には、汎用二相鋼３種、スーパー二相鋼１種、リーン（省資源、Ｎｉ含有量が少ない）二相鋼２種が規定されている。
中でも、省資源二相ステンレス鋼であるＳＵＳ８２１Ｌ１（代表成分：２２質量％Ｃｒ−２質量％Ｎｉ−０．５質量％Ｍｏ−１質量％Ｃｕ−０．１８質量％Ｎ）は、ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ（代表成分：２２質量％Ｃｒ−５質量％Ｎｉ−３質量％Ｍｏ−０．１６質量％Ｎ）などに代表される従来の汎用二相鋼に比べて特にＮｉ含有量が少ない鋼種である。ＳＵＳ８２１Ｌ１はＮｉやＭｏの含有量が少ないため、耐食性は、他の二相ステンレス鋼に比べて劣り、汎用γ系ステンレス鋼であるＳＵＳ３０４（代表成分：１８質量％Ｃｒ−８質量％Ｎｉ）と同程度である。一方、ＳＵＳ８２１Ｌ１では、高価なＮｉに代わるγ相生成元素としてＮ、Ｍｎ、Ｃｕなどの比較的安価な元素が活用されているため、価格安定性に優れている。また、ＳＵＳ３０４に比べて耐力が高いため、これまで低耐力を理由にＳＵＳ３０４が適用できなかった構造部材にも適用が可能である。
このような背景から、水門などの耐食性が要求される構造部材に対して、ＳＵＳ８２１Ｌ１等の省資源二相ステンレス鋼の適用が広がりつつある。ＳＵＳ８２１Ｌ１に類似した成分の二相ステンレス鋼は、例えば、特許文献１〜３に記載されている。これらの文献に記載の鋼はいずれも、Ｎｉ量を少なくするとともに、Ｎ量、Ｍｎ量、Ｃｕ量をそれぞれ多くしたことに特徴がある。
特許第４７６００３１号公報 特許第４７６００３２号公報 特許第５３４５０７０号公報
近年、上述した二相ステンレス鋼の適用範囲の拡大に伴い、二相ステンレス鋼に求められる強度も上昇している。特に、これまでＳＵＳ３０４が適用されていた部材の薄肉軽量化を目的として用いる場合、強度（特に耐力）が高いほど従来よりも薄肉化が可能となるため、高強度化は重要な課題である。二相ステンレス鋼の高強度化には、Ｎ量の増加が有効であることがよく知られている。Ｎを増加することでγ相中の固溶Ｎ量が増加し強度が上昇するためである。さらに、Ｎは耐食性の向上やγ相分率の増加にも寄与するため、二相ステンレス鋼には積極的に含有される。
このように二相ステンレス鋼において、Ｎ量の増加は強度や耐食性向上の観点では有益であるが、溶接欠陥の要因になりやすいといった課題がある。二相ステンレス鋼の溶接過程において、溶融金属部の凝固組織はα単相であり、冷却過程でγ相が生成してα・γ二相組織に戻る。また、溶融金属部近傍の熱影響部（ＨＡＺ部）は、いったんα単相温度域まで加熱された後、冷却過程でα・γ二相組織に戻る。いずれの部位においても、溶接後の冷却過程においてα単相組織からα・γ二相組織へ変化する過程をたどるが、冷却速度が速いため冷却中にγ相が十分に生成せず、溶接前よりもγ相分率が低下する場合がある。γ相分率が低下しα相中のＮ濃度が上昇した場合、α相はγ相に比較してＮの固溶量が少ないため、Ｃｒ２Ｎの析出による粒界の耐食性低下や、固溶限を超えたＮが気化して気泡が発生し凝固時に溶接ビード内に閉じ込められる欠陥（以下、ブローホールと記す）が発生することがある。特に、ブローホールが発生すると溶接継手強度が低下するため、構造用部材としての適用が困難となる。このように、強度を高めるためにＮを増加すると溶接性が低下するため、高強度化と溶接性の両立が二相ステンレス鋼における大きな課題となっている。
先に挙げた特許文献１および特許文献２に記載のステンレス鋼は、Ｎを最大で０．６％程度まで高めているため、高強度化が可能であるが、０．２％を超えるＮ量の鋼においては溶接時にブローホールが生じる場合があった。特許文献３に記載のステンレス鋼は、溶接熱影響部の耐食性と靭性を高めているものの、構造用部材に適用するためには母材強度が不足する場合があった。ＪＩＳ Ｇ ４３０４およびＪＩＳ Ｇ ４３０５に記載のＳＵＳ８２１Ｌ１は、Ｎ量が０．１５〜０．２０％と低いためブローホールはほとんど発生しないものの、やはり強度が不足する場合があった。
そこで、本発明では、溶接時にブローホールが発生せず、さらに優れた強度を有する、フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
ここで、本発明において、「溶接時にブローホールが発生しない」とは、４．０ｍｍ厚の鋼板２つの切削面同士を突合せＴＩＧ溶接し、溶融金属部およびＨＡＺ部の断面全面を観察して、直径３μｍ以上のブローホールが存在しないことを指す。開先はＩ型とし、溶接条件は、電流：２２０Ａ、電圧：１５Ｖ、溶接速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ、溶接ワイヤー：無し、シールドガス：Ａｒ、ガス流量：表裏とも１５ｌ／ｍｉｎとする。
また、本発明において、「優れた強度」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定した０．２％耐力が４８０ＭＰａ以上であることを指す。
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討したところ、ＺｒとＮのバランスを適切に制御することで、α相中のＮ量を過度に上昇させることなく組織の高強度化が可能となることを見出した。これにより、溶接時のブローホール発生を抑制しつつ強度を高めることができる。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０〜７．０％、Ｐ：０．０７％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ:０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．１５〜０．３０％を含有し、下記（１）式および（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、フェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板。
Ｎ−Ｚｒ／６．５≧０．１５％・・・（１）
Ｎ−Ｚｒ／６．５≦０．２３％・・・（２）
ただし、（１）式、（２）式中、Ｎ、Ｚｒは各元素の含有量（質量％）を表す。
［２］質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０〜７．０％、Ｐ：０．０７％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ:０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．１５〜０．３０％を含有し、下記（１）式および（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、フェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板。
Ｎ−Ｚｒ／６．５≧０．１５％・・・（１）
Ｎ−Ｚｒ／６．５≦０．２３％・・・（２）
ただし、（１）式、（２）式中、Ｎ、Ｚｒは各元素の含有量（質量％）を表す。
［３］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のいずれか１種または２種以上を含有する、前記［１］または［２］に記載のフェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板。
本発明によれば、溶接時ブローホールの発生がなく、強度に優れたフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板を得ることができる。
図１は、ＺｒおよびＮの含有量が鋼の特性に影響することを説明するためのグラフである。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
まず、本発明のポイントであるＺｒ含有量とＮ含有量のバランス制御について述べる。二相ステンレス鋼の高強度化を目的としてＮ含有量を高めた場合、溶接時にブローホール欠陥が生じやすくなるという問題がある。そこで本発明者らは、過度な固溶Ｎ量の増加によらない新たな強化手法を鋭意探索した。その結果、適量のＺｒ含有によって耐力が上昇することを見出した。ＺｒＮが鋼中に析出することで、結晶粒が微細化され耐力が向上したと推定される。一方、Ｚｒは鋼中のＮと結合して析出するため、過度に含有すると鋼中の固溶Ｎ量が低下し、強度やγ相分率を低下させてしまう。ＺｒＮの析出量を増やして更なる高強度化を行うためには、Ｚｒの含有量に応じてＮの含有量も増加させる必要がある。
本発明者らは、ＺｒとＮの最適な含有バランスを明らかにするため、ＺｒとＮの含有量を変化させた種々の鋼を作製し、強度と溶接時のブローホールの発生状況を調査した。まず、実施例の項目で後述する表１における鋼Ｎｏ.１〜６および鋼Ｎｏ.１６〜２２の成分を含有する鋼を溶製し、同様に実施例の項目で後述する方法で４．０ｍｍ厚の熱延焼鈍板を作製した。これらの熱延焼鈍板について、同様に実施例の項目で後述する方法で、引張試験および溶接試験を行い、強度とブローホールの発生状況を調査した。
結果を図１に示す。図１は、ＺｒおよびＮの含有量が鋼の特性に影響することを説明するためのグラフである。
図１では、以下の２点の項目において鋼の特性を評価した結果を示す。
（１）強度［４８０ＭＰａ≦耐力（０．２％耐力）で合格］
（２）溶接時のブローホール有無［直径３μｍ以上のブローホール発生無しで合格］
これら２項目のうち、両方が合格評価である鋼を○、いずれか１項目でも不合格のものを×と表し図１に示した。これらの結果から、Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．１５〜０．３０％を含有し、さらにＮ−Ｚｒ／６．５≧０．１５％・・・（１）、Ｎ−Ｚｒ／６．５≦０．２３％・・・（２）の関係を満たす鋼板であれば、いずれの評価も合格となることがわかる。ただし、（１）式、（２）式中、Ｎ、Ｚｒは各元素の含有量（質量％）を表す。
ここで（１）式、（２）式の左辺：「Ｎ−Ｚｒ／６．５」は、含有するＺｒが全てＺｒＮとして析出し、ＺｒＮの析出に関与しないＮは、全て鋼中に固溶すると仮定して、鋼中の固溶Ｎ量を示したものである。すなわち、これらの式は、全評価に合格するためには、固溶Ｎ量を０．１５〜０．２３％の範囲で制御する必要があることを示している。鋼中のＮ量に対してＺｒ含有量が過剰で固溶Ｎ量が０．１５％未満になった場合、γ相中の固溶Ｎ量が減少して強度が大幅に低下するため、Ｚｒを含有しても目的の強度が得られない。また、Ｎはγ相生成元素でもあるため、固溶Ｎが減少するとγ相分率が不足する場合もある。一方、鋼中のＮ量に対してＺｒ含有量が不足し固溶Ｎ量が０．２３％を超えた場合、固溶Ｎ量が過剰となり溶接時にブローホールが発生する場合がある。さらに、Ｚｒを含有していない場合には、ブローホールが発生しないＮ含有量の範囲では目的の強度を満たすことができない。
本発明者らは、以上の知見に基づいて最適なＺｒとＮの含有バランスを検討し、固溶Ｎ量の下限を０．１５％、上限を０．２３％と規定し本発明に至った。ＺｒとＮの含有量を本発明範囲内とすることで、適切な固溶Ｎ量を保ったまま、さらにＺｒＮの析出による高強度化が可能となり目的の特性を満足することができる。
このように本発明は、Ｚｒ含有による高強度化を活用しつつ、目的の強度とγ相分率が確保でき、さらにブローホールが発生しないＮ量となるように、Ｚｒ量とＮ量とのバランスを制御することによって成り立つものである。
上記の技術思想に基づく本発明のフェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０〜７．０％、Ｐ：０．０７％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ:０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．１５〜０．３０％を含有し、下記（１）式および（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接時にブローホールが発生せず、さらに優れた強度を有する。
Ｎ−Ｚｒ／６．５≧０．１５％・・・（１）
Ｎ−Ｚｒ／６．５≦０．２３％・・・（２）
ただし、（１）式、（２）式中、Ｎ、Ｚｒは各元素の含有量（質量％）を表す。
より好ましい態様は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０〜７．０％、Ｐ：０．０７％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ:０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．１５〜０．３０％を含有し、下記（１）式および（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。
Ｎ−Ｚｒ／６．５≧０．１５％・・・（１）
Ｎ−Ｚｒ／６．５≦０．２３％・・・（２）
ただし、（１）式、（２）式中、Ｎ、Ｚｒは各元素の含有量（質量％）を表す。
次に、本発明のステンレス鋼板の成分組成の限定理由について詳述する。以下に示す成分元素の含有量の単位である「％」は、それぞれ「質量％」を意味するものとする。また、以下では、フェライト相をα相とも記し、オーステナイト相をγ相とも記す。
Ｃ：０．１０％以下
Ｃは、γ相分率を高める元素である。上記効果を得るためには、Ｃを０．００３％以上含有することが好ましい。一方で、Ｃ含有量が、０．１０％を超えると、Ｃを固溶させるための熱処理温度が著しく高くなり、生産性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５０％未満であり、より好ましくは０．０３０％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％未満である。
Ｓｉ:１．０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として含有される元素であり、Ｓｉを０．０１％以上含有することが好ましい。一方で、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、鋼材強度が高くなって冷間加工性を低下させる。また、Ｓｉはα相生成元素であるため、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると所望のγ相分率を得ることが困難となる場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３５％以下である。
Ｍｎ：２．０〜７．０％
Ｍｎは、α相中のＮの固溶量を高め、α相粒界における鋭敏化の防止や、溶接時のブローホールの発生の抑制に効果がある。上記効果を得るためには、Ｍｎを２．０％以上含有する必要がある。一方で、Ｍｎ含有量が７．０％を超えると、熱間加工性および耐食性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は２．０〜７．０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは５．００％以下であり、より好ましくは４．００％以下であり、さらに好ましくは３．５０％以下である。
Ｐ：０．０７％以下
Ｐは、耐食性や熱間加工性を低下させる元素であり、Ｐ含有量が０．０７％を超えると悪影響が顕著となるので０．０７％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、耐食性や熱間加工性を低下させる元素であり、Ｓ含有量が０．０３０％を超えると悪影響が顕著となるので０．０３０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
Ｃｒ：１８．０〜２４．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼に耐食性を付与する最も重要な成分であり、Ｃｒ含有量が１８．０％未満では、十分な耐食性が得られない。一方、Ｃｒはα相生成元素であり、Ｃｒ含有量が２４．０％を超えると十分な量のγ相分率を得ることが困難となる。そのため、Ｃｒ含有量は１８．０〜２４．０％とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１９．０％以上であり、より好ましくは２０．５％以上である。また、Ｃｒ含有量は、好ましくは２３．０％以下であり、より好ましくは２２．０％以下である。
Ｎｉ：０．１〜３．０％
Ｎｉは、γ相生成元素であり、耐隙間腐食性を向上させる効果を有する。さらに、二相ステンレス鋼にＮｉを添加すると、フェライト相の耐食性が向上して孔食電位が高まる。これらの効果を得るためにはＮｉを０．１％以上含有する必要がある。一方で、Ｎｉ含有量が３．０％を超えるとα相中のＮｉ量が増加してα相の延性が低下し、成形性の低下を招く。また、Ｎｉは高価かつ価格変動の激しい元素であるため、含有量が増えると価格安定性を損ない本発明の趣旨をはずれる。そのため、Ｎｉ含有量は０．１〜３．０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは１．５０％以上である。また、Ｎｉ含有量は、好ましくは２．５０％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる効果を有する。この効果を得るために、Ｍｏを０．０１％以上含有する必要がある。一方で、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、高温強度が上昇して熱間加工性の低下を招く。また、Ｍｏは高価かつ価格変動の激しい元素であるため、Ｍｏ含有量が増えると価格安定性を損ない本発明の趣旨をはずれる。そのため、Ｍｏ含有量は０．０１〜１．０％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。また、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｃｕ：０．１〜３．０％
Ｃｕは、γ相生成元素であり、γ相分率を高める効果がある。この効果を得るために、Ｃｕを０．１％以上含有する必要がある。一方で、Ｃｕ含有量が３．０％を超えると、高温強度が上昇して熱間加工性の低下を招く。そのため、Ｃｕ含有量は０．１〜３．０％とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上であり、さらに好ましくは０．５０％以上である。また、Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。
Ａｌ：０．００３〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤であり、０．００３％以上の含有でその効果が得られる。ただし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、窒化物を形成して表面疵の原因となる。そのため、Ａｌ含有量は０．００３〜０．１０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。
Ｚｒ：０．０１〜０．５０％
Ｚｒは、鋼の強度を高める重要な元素である。その効果は０．０１％以上のＺｒの含有で得られる。一方、０．５０％を超えてＺｒを含有しても効果が飽和するばかりか、Ｚｒ介在物により表面疵が生じる場合がある。また、合金コストが増加するため好ましくない。そのため、Ｚｒ含有量は０．０１〜０．５０％とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｎ：０．１５〜０．３０％
Ｎは、γ相生成元素であり耐食性や強度も高める重要な元素である。この効果は０．１５％以上のＮの含有で得られる。一方で、Ｎ含有量が０．３０％を超えると、Ｎは鋳造時や溶接時にブローホール発生の要因となる。そのため、Ｎ含有量は０．１５〜０．３０％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．１７０％以上である。また、Ｎ含有量は、好ましくは０．２５０％以下であり、より好ましくは０．２００％以下である。
Ｎ−Ｚｒ／６．５≧０．１５％
Ｎ−Ｚｒ／６．５が０．１５％未満の場合、γ相中の固溶Ｎ量が減少して強度が大幅に低下するため、Ｚｒ含有による高強度化の効果を持ってしても目的の強度が得られない。また、Ｎはγ相生成元素でもあるため、固溶Ｎが減少するとγ相分率が不足する場合もある。したがって、Ｎ−Ｚｒ／６．５は０．１５％以上とする。好ましくは０．１６％以上、より好ましくは０．１７％以上である。
Ｎ−Ｚｒ／６．５≦０．２３％
Ｎ−Ｚｒ／６．５が０．２３％を超えると、固溶Ｎ量が過剰となり溶接時にブローホールが発生する場合がある。したがって、Ｎ−Ｚｒ／６．５は０．２３％以下とする。好ましくは０．２１％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
本発明のステンレス鋼においては、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、Ｏ（酸素）は介在物による表面疵を防止する観点から、０．０５％以下に制御することが好ましい。
本発明のステンレス鋼は、上記の必須とする成分以外に、下記の成分を必要に応じて含有してもよい。
Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のうちのいずれか１種または２種以上
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは、熱間加工性を向上させる成分であり、適宜含有することができる。その効果を得るためには、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇのそれぞれの含有量は０．０００３％以上であることが好ましい。一方で、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇのそれぞれが０．０１％を超えると耐食性が低下するため、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇを含有する場合は、それぞれの含有量は０．０１％以下に制限することが好ましい。Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは、より好ましくは、それぞれ０．００５％以下である。同様に、ＲＥＭは、熱間加工性を向上させる成分として適宜含有することができ、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量は０．００２％以上であることが好ましい。一方で、ＲＥＭ含有量が０．１％を超えると耐食性が低下するため、ＲＥＭ含有量は０．１％以下に制限することが好ましい。より好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下である。なお、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイド系元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍなど原子番号５７〜７１までの元素）を意味する。
本発明のフェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板の組織中のγ相分率は、良好な強度を得るために３０％以上であることが好ましい。また、γ相分率は、良好な耐食性を得るために７０％以下であることが好ましい。
続いて、本発明のステンレス鋼板の好ましい製造方法を説明する。その製造方法は特に限定されず、例えば、上記の成分組成を有する鋼を、転炉や電気炉で溶製し、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）などで精錬後、分塊圧延や連続鋳造によりスラブとし、これを１２００〜１３００℃に加熱し、熱間圧延して熱延鋼板や厚板に加工する方法が挙げられる。この方法で得られた熱延鋼板は、その後必要に応じて９００〜１２００℃で連続焼鈍を施した後、酸洗や研磨等により脱スケールすることが好ましい。酸洗では、例えば硫酸や、硝酸とフッ酸の混合液などを用いることができる。なお、必要に応じて、酸洗前にショットブラストによりスケール除去してもよい。この熱延鋼板に焼鈍と冷間圧延を行って、冷延鋼板を製造してもよい。この方法で得られた冷延鋼板は、その後必要に応じて９００〜１２００℃の温度で連続焼鈍を施した後、酸洗や研磨等により脱スケールすることが好ましい。必要に応じて、９００〜１２００℃の温度で光輝焼鈍を行ってもよい。
以下、本発明を実施例により具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
５０ｋｇ小型真空溶解炉によって溶製した表１に示す化学組成の鋼を、１２５０℃に加熱後、熱間圧延して板厚４．０ｍｍの熱延鋼板とした。次いで、大気中、１１００℃、１分間の条件で焼鈍し、ショットブラストおよびグラインダー研削によって表面スケールを除去することで、熱延焼鈍板を得た。このようにして得た熱延焼鈍板について、それぞれ、以下に示す項目の評価を行った。
（１）γ相分率
熱延焼鈍板から長さ１５ｍｍ幅１０ｍｍの試験片を採取し、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう樹脂に埋め込んで断面を鏡面研磨した。その後、村上試薬（フェリシアン化カリウム１００ｇ・水酸化カリウム水溶液１００ｇ、純水１００ｃｍ３を混合した水溶液）による着色処理を施してから、光学顕微鏡による観察を行った。村上試薬による着色では、α相のみが灰色に着色され（表面がエッチングされて光を乱反射するようになる。そのため、γ相の部分と比較して暗くなり、灰色に着色されたよう見える。）、γ相は着色されずに白色のままとなる（表面はエッチングされず鏡面研磨面のままで、明るい。）。この反応を利用してγ相とα相を区別した後、画像解析によりγ相分率を算出した。観察は５視野について倍率２００倍で実施し、その面積率の平均値をγ相分率とした。
（２）引張耐力
熱延焼鈍板から、圧延方向に平行な方向が試験片の長手となるようにＪＩＳ １３Ｂ号引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い０．２％耐力を測定した。０．２％耐力が４８０ＭＰａ以上であれば合格(○)、４８０ＭＰａ未満であれば不合格(×)と評価した。なお、今回は二相ステンレス鋼を、既にＳＵＳ３０４が用いられている用途に対し薄肉軽量化目的で適用することを前提に、目標強度を設定した。本発明者らの測定によると、ＳＵＳ３０４の４．０ｍｍ厚熱延焼鈍板の耐力はおよそ２４０ＭＰａであった。ここで、既存のＳＵＳ３０４部材に対し、既存品から板厚のみ薄肉化した二相ステンレス鋼の代替部材を適用する場合を考える。例えば、これらの部材にかかる引張荷重が同一であれば、同一荷重条件で降伏しないためには、少なくとも板厚を薄肉化させた割合と同量だけ、二相ステンレス鋼の耐力を上昇させる必要があると考えられる。今回は、板厚を従来のＳＵＳ３０４の５０％に減少させることを目標とし、二相ステンレス鋼の目標耐力をＳＵＳ３０４の１００％上昇した耐力とした。具体的には、ＳＵＳ３０４の耐力２４０ＭＰａに対し、二相ステンレス鋼の目標耐力を４８０ＭＰａ以上と設定した。
（３）溶接時のブローホール発生有無
熱延焼鈍板から３５ｍｍ幅×１５０ｍｍ長さの試験片を切出し、長手方向の１方の端面を５ｍｍ切削して３０ｍｍ幅×１５０ｍｍ長さとした。この試験片を２本作製し、切削面同士を突合せＴＩＧ溶接した。開先はＩ型とし、溶接条件は、電流：２２０Ａ、電圧：１５Ｖ、溶接速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ、溶接ワイヤー：無し、シールドガス：Ａｒ、ガス流量：表裏とも１５ｌ／ｍｉｎとした。こうして得られた溶接部から溶接長さ１５ｍｍ間隔で断面観察用の試験片を１０個採取し、光学顕微鏡（倍率２００倍）にてブローホールの有無を判定した。溶融金属部およびＨＡＺ部の断面全面を観察して、直径３μｍ以上のブローホールが存在しなければ合格（○）、直径３μｍ以上のブローホールが存在した場合は不合格（×）と評価した。
（４）耐食性
耐食性は孔食電位によって評価した。まず、熱延焼鈍板より２０ｍｍ角の試験片を切り出し、表面１１×１１ｍｍを残して樹脂でシールした後、１０質量％濃度の硝酸に浸漬して不動態化処理を行い、さらに表面１０×１０ｍｍの部分を研磨した。次に、ＪＩＳ Ｇ０５７７に準拠して、３０℃の３．５質量％ＮａＣｌ溶液中に浸漬後１０分放置し、電位走査を開始して孔食電位を測定した。孔食電位の測定結果は、２７０（ｍＶｖｓ ＳＣＥ）未満を×、２７０（ｍＶｖｓ ＳＣＥ）以上３２０（ｍＶｖｓ ＳＣＥ）未満を○（合格）、３２０（ｍＶｖｓ ＳＣＥ）以上を◎（合格：優れている）とし、○あるいは◎であれば水門などの特に耐食性が要求される構造部材に対しても適用可能な優れた耐食性を有するものと評価した。
各種評価結果を表１および表２に示す。
Figure 0006384638
Figure 0006384638
本発明の範囲内の鋼（鋼Ｎｏ．１〜１５、２８〜３５）は全て合格評価であり、溶接時のブローホールが発生せず、強度にも優れていた。さらに、これらの鋼は耐食性の評価が○あるいは◎となり耐食性にも優れていることがわかった。これらの中で、鋼Ｎｏ．１〜８、１１、１２、１４、１５は、耐食性の評価が◎であり、特に耐食性に優れていた。Ｎｉ含有量が０．５０％未満の鋼Ｎｏ．９、Ｎｉ含有量が０．５０％未満かつＭｎ含有量が５．００％超の鋼Ｎｏ．１０、Ｃｒ含有量が１９．０％未満の鋼Ｎｏ．１３、Ｍｏ含有量が０．１％未満の鋼Ｎｏ．２８〜３４、Ｍｎ含有量が５．００％超の鋼Ｎｏ．３５は、耐食性の評価が○であった。
一方、本発明範囲を外れる鋼は、少なくとも１つ以上の評価において不合格評価であり、目的の特性を満たさなかった。
具体的には、まず、鋼Ｎｏ．１６は、Ｚｒ含有量が本発明の範囲の下限値未満であるため、所望の強度を得られなかった。
鋼Ｎｏ．１７、１８は、式（１）を満たさないため、所望の強度を得られなかった。
鋼Ｎｏ．１９、２１は、Ｚｒ含有量が本発明の範囲の下限値未満であると共に、式（２）を満たさないため、溶接時にブローホールが発生した。
鋼Ｎｏ．２０、２２は、式（２）を満たさないため、溶接時にブローホールが発生した。
鋼Ｎｏ．２３は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲の上限値超えであるため、γ相分率が低下し所望の強度を得られず、溶接時にブローホールが発生した。
鋼Ｎｏ．２４は、Ｎ含有量が本発明の範囲の下限値未満であると共に、式（１）を満たさないため、所望の強度を得られなかった。
鋼Ｎｏ．２５は、Ｎ含有量が本発明の範囲の上限値超えであると共に、式（２）を満たさないため、溶接時にブローホールが発生した。
鋼Ｎｏ．２６は、Ｍｎ含有量が本発明の上限値超えであるため、熱延割れが発生し、評価をすることができなかった。
鋼Ｎｏ．２７は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の下限値未満であるため、α相のＮ固溶量が低下し溶接時にブローホールが発生した。また、γ相分率が低下したため、所望の強度を得られなかった。
本発明によれば、優れた強度と溶接性を兼ね備えたフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼を得ることができ、産業上大変有益である。

Claims (3)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１０％以下、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：２．０〜７．０％、
    Ｐ：０．０７％以下、
    Ｓ：０．０３０％以下、
    Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、
    Ｎｉ:０．１〜３．０％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
    Ｃｕ：０．１〜３．０％、
    Ａｌ：０．００３〜０．１０％、
    Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、
    Ｎ：０．１５〜０．３０％
    を含有し、下記（１）式および（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、フェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板。
    Ｎ−Ｚｒ／６．５≧０．１５％ ・・・（１）
    Ｎ−Ｚｒ／６．５≦０．２３％ ・・・（２）
    ただし、（１）式、（２）式中、Ｎ、Ｚｒは各元素の含有量（質量％）を表す。
  2. 質量％で、
    Ｃ：０．１０％以下、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：２．０〜７．０％、
    Ｐ：０．０７％以下、
    Ｓ：０．０３０％以下、
    Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、
    Ｎｉ:０．１〜３．０％、
    Ｍｏ：０．１〜１．０％、
    Ｃｕ：０．１〜３．０％、
    Ａｌ：０．００３〜０．１０％、
    Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、
    Ｎ：０．１５〜０．３０％
    を含有し、下記（１）式および（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、フェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板。
    Ｎ−Ｚｒ／６．５≧０．１５％ ・・・（１）
    Ｎ−Ｚｒ／６．５≦０．２３％ ・・・（２）
    ただし、（１）式、（２）式中、Ｎ、Ｚｒは各元素の含有量（質量％）を表す。
  3. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｂ：０．０１％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    Ｍｇ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．１％以下
    のいずれか１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載のフェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板。
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