JP6602463B2 - Ｃｒ基二相合金及びその製造物 - Google Patents

Description

本発明はＣｒ基を含有する二相合金に関する。

石油・天然ガス井用の機器材料はしばしば塩化物イオンを含んだ、また腐食性ガスの二酸化炭素(ＣＯ_２)、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）を含む酸性化した非常に厳しい腐食環境に曝される。このような過酷な腐食環境に曝される材料は、例えば、廃棄物プラント、化学プラント、原子力プラント及び原子力再処理施設等の構成機器の材料においても見出せる。これらの機器材料に要求される特性としては、一般に良好な耐食性及び強度がある。また製品の摺動部材料においては、耐摩耗性も追加的に要求される。

このような性能を持つ機器材料としては、従来、腐食環境の厳しさに応じて低合金鋼、ステンレス鋼、Ｎｉ基合金等が使用された。材料選択において、より高い耐食性に加えてさらに良好な強度特性（高耐力、靭性確保）とコスト優位性が要求される時、ステンレス鋼がより優位となる。Ｎｉ基合金は高価なＮｉを主体とすることで、コスト優位性が劣る。耐摩耗性が求められる場合は、耐食性母相に硬質相が析出した合金、例えば、肉盛材として広くＣｏ基合金のステライト等が使用されている。

ステンレス鋼では、耐食性及び強度特性のバランスで二相ステンレス鋼が優位となる。一般に二相ステンレス鋼はＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎを含有して耐食性を確保しているが、さらにその耐食性の改善ためにCuを含有させた二相ステンレス鋼（例えば特許文献１、２参照）が開示されている。しかし、より厳しい腐食環境下で、構造材料のさらなる長寿命化、信頼性の確保の面からその適用を考えた場合、二相ステンレス鋼の持つ耐食性、強度の更なる向上、改善が必要である。また、腐食環境下で使用される摺動部材として二相ステンレス鋼は、その耐摩耗性は十分期待できない。

一方で耐食性、耐熱性を高めるために、６０質量％を超えるＣｒを含み、結晶構造が体心立方構造のフェライト単相であるＣｒ基合金が開示されている（特許文献３、４及び５参照）が、これらのＣｒ基合金は，耐食性及び耐摩耗性は期待できるが、強度的には延性がなく、非常に脆性的である。

特開平４−７２０１３号公報 ＷＯ２０１３／０５８２７４Ａ１ 特開平０４−３０１０４８号公報 特開平０４−３０１０４９号公報 特開平０８−２９１３５５号公報

従来のＦｅ基の二相ステンレス鋼（例えば、特許文献１〜２参照）及びフェライト単相のＣｒ基合金（例えば、特許文献３〜５参照）においては、厳しい腐食環境下に対応してそれら材料の耐食性、強度、さらに耐摩耗性を改善するニーズ、課題がある。また、これらの特性を満たし、価格的にもＮｉ基合金よりも安価なＣｒを主たる成分とする合金は見当たらない。

そこで本発明は、安価なＣｒを主たる成分とし、その高Ｃｒ化による高耐食化をさらに効果的に向上させるＣｕ等の元素を添加することで、厳しい腐食環境下においても二相ステンレス鋼やＣｒ基単相合金の従来材料よりも耐食性、耐力、靭性等の強度特性及び耐摩耗性に優れたフェライト相とオーステナイト相の二相合金を提供することを課題とする。

本発明者らは、Ｃｒを３３質量％以上含む主要なＣｒ−Ｎｉ−Ｆｅ組成にＣｕ等を含有したＣｒ基二相合金を異なる製造プロセスを用いて作製した。すなわち溶解―鋳造の工程で作製したインゴットをマスターインゴットとして、１）その後該マスターインゴットの熱間鍛造―溶体化を含む熱処理の工程、２）該マスターインゴットを再溶解―鋳造の工程、及び３）該マスターインゴットを再溶解―ガスアトマイズの工程で、Ｃｕを含むフェライト及びオーステナイトの二相組織の合金を作製して、それらの耐食性、機械的性質及び耐摩耗性の評価を実施し、本発明に到達した。

本発明はフェライト相およびオーステナイト相の二相が混在するＣｒ基二相合金であって、前記Ｃｒ基二相合金の化学組成は、主要成分と副成分と不純物と第一随意副成分と第二随意副成分とからなり、前記主要成分は、３３質量％以上６５質量％以下のＣｒと、１８質量％以上４０質量％以下のＮｉと、１０質量％以上３３質量％以下のＦｅとからなり、前記副成分は、０．１質量％以上２質量％以下のＭｎと、０．１質量％以上１．０質量％以下のＳｉと、０．００５質量％以上０．０５質量％以下のＡｌと、０．１質量％以上５．０質量％以下のＣｕとからなり、前記不純物は、０質量％超０．０４質量％以下のＰと、０質量％超０．０１質量％以下のＳと、０質量％超０．０３質量％以下のＣと、０質量％超０．０２質量％以下のＮと、０質量％超０．０３質量％以下のＯとを含むことを特徴とする。

本発明によれば、安価なＣｒを主たる成分とし、高腐食環境下においても従来よりも耐食性、靭性等の強度特性、さらに耐摩耗性に優れる二相合金を提供することができる。

本発明の実施形態に係る二相合金の製造方法の内、熱間加工を説明するための工程図である。 本発明の実施形態に係る二相合金の製造方法の内、鋳造を説明するための工程図である。 本発明の実施形態に係る二相合金の製造方法の内、粉末化を説明するための工程図である。 熱間加工により製造した二相合金の光学顕微鏡写真である。 鋳造により製造した二相合金の光学顕微鏡写真である。 粉末肉盛溶接した二相合金の光学顕微鏡写真である。

次に、本発明の実施形態の二相合金について詳細に説明する。

＜二相合金＞
本発明の実施形態の二相合金は、Ｃｒを主たる成分とするＣｒ−Ｎｉ−Ｆｅの組成に耐食性をより高めるＣｕ等の元素を含有した二相合金である。この二相合金は、主たる相組織としてフェライト相とオーステナイト相との二相で形成され、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ，Ｃｕ，Ｍｏ等を所定量含有し、残部がＣｒ及び不可避の不純物からなる。また強度、耐食性に影響を及ぼすＣ、Ｎ、Ｏを制御するためにＶ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉのうちの少なくとも一種が添加される。以下、この二相合金の各構成について説明する。

＜材料組織＞
本実施形態の二相合金における材料組織は、フェライト相及びオーステナイト相の二相組織である。該二相組織は、後記する異なる製造方法、すなわちマスターインゴットの熱加工、鋳造あるいはガスアトマイズの工程を経て、形成される。ところで、熱間加工物の材料組織と鋳造物あるいはガスアトマイズ粉末を用いた肉盛材の材料組織は相違する。前者では、基本的に成分偏析の十分な解消と組織の微細化が促進されるが、後者は成分偏析を許容する凝固組織を基本とする。

一般に結晶構造的に体心立方構造のフェライト単相のＣｒ基合金は、より高強度であり、また耐摩耗性に優位であるが、靭性に劣る。特にＣ，Ｎ及びＯの含有量が増加すると塑性変形能が敏感に低下する特徴を有する。面心立方構造のオーステナイト単相のＮｉ基合金は延性があり、靭性に優れているが、高コストとなる。

これに対して本実施形態の二相合金は、Ｃｒを主たる成分とするとともにフェライト相及びオーステナイト相からなり、高Ｃｒ濃度及びＣｕの添加に起因する高耐食性を有し、靭性を含む強度と耐摩耗性に優れ、なお経済性にも優れる。

本実施形態の二相合金におけるフェライト相の占有率（以下、単に「フェライト率」と称する）は１０％以上、９５％以下、それに対応してオーステナイト相の占有率は、５％以上、９０％以下の範囲でそれぞれ設定することができる。オーステナイト相を保有するためにフェライト率を９５％以下にするのは、靭性の確保のためである。フェライト率がより高い組織は、組成としてＣｒ濃度がより高く、また例えば肉盛溶接の場合のように急冷凝固した組織において観察される。

この設定された相分率の範囲を実現できるように、本実施形態の二相合金の化学組成範囲が決められる。この化学組成範囲は、特に主成分であるＣｒ及びＮｉの含有量の間で調整される。ここで、熱加工工程で製造される該二相合金において、溶体化温度が１１００℃以上でフェライト率が９５％を超える場合は、８００〜１０００℃の範囲で相比調整の熱処理を実施して、フェライト率９５％以下を維持することができる。

他方、鋳造あるいはガスアトマイズの工程で製造される該二相合金の組織は、１１００℃以上のより高温で形成された組織の影響を受けた凝固組織となるために、高Ｃｒ含有量の二相合金では、フェライト率がより増加する。それゆえ、上記既定のフェライト率を９５％以下に維持するために、下記＜化学組成＞に示すように、概してＣｒ含有率を減じ、Ｎｉ含有量を増加させることが必要である。ただ、熱処理が可能な鋳造物では８００〜１０００℃の範囲でフェライト及びオーステナイト相間の比率を調整を調整すること（相比調整）で、確実にフェライト率９５％以下を確保することができる。

なお、本実施形態での「フェライト率」は、ＥＢＳＰ（Electron BackScattering Pattern）解析から得られたフェライト占有量［％］である。

ちなみに、本実施形態の二相合金におけるフェライト率は、耐食性と良好な靭性を含む強度特性の両立を確保する点から、２０％以上、７０％以下がより望ましい。

また、本実施形態での二相合金には、例えば二相ステンレス鋼において、フェライト相からの相変態によって析出するシグマ（σ）相等の硬質の異相を含まないものが望ましいが、機械的特性等の諸特性を著しく害さない程度で含む場合には許容される。

＜化学組成＞
次に、本実施形態の二相合金における化学組成の数値範囲の限定理由について説明する。なお各成分の含有量は質量％で示す。
Ｃｒは残部の成分であり、二相合金の構成成分の内最大の濃度を有するが、本実施形態のＣｒ−Ｎｉ−Ｆｅ系の二相合金においては、組織的には高強度のＣｒ基フェライト相形成元素であり、固溶元素としては耐食性を高める。

Ｃｒの含有量は、後記する溶体化温度１０５０〜１２５０℃におけるこれら主要３元系の熱平衡状態組織としてフェライト相及びオーステナイト相の二相組織を形成するように設定される。

Ｃｒの含有量は、Ｎｉ，Ｆｅの主要成分の量、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｖ等の活性元素等のマイナー成分の量、及び不可避不純物量も考慮して、３３％以上が望ましい。Ｃｒの含有量を３３％以上に設定することで、高濃度Ｃｒ化して二相合金の耐食性をより高めることができる。

また、Ｃｒの含有量は、熱間加工工程で製造される二相合金では６５％以下が望ましい。Ｃｒの含有量を６５％以下に設定することで、高耐力と高硬度を維持しながら二相合金により優れた靭性を付与することができる。他方、鋳造あるいはガスアトマイズの工程で製造される二相合金では、特に高Ｃｒ濃度組成において、高フェライト率の組織となるため、フェライト率９５％以下を維持するためにＣｒの含有量は減少して、６０％以下が好ましい。

本実施例では、Ｃｒ基二相合金の化学組成は、主要成分と副成分と不純物と第一随意副成分と第二随意副成分とからなるものとした。主要成分はＣｒとＮｉとＦｅで構成し、副成分はＭｎとＳｉとＡｌとＣｕで構成し、不純物はＰとＳとＣとＮとＯで構成し、第一随意副成分はＭｏで構成し、第二随意副成分はＶとＮｂとＴａとＴｉで構成する。

Ｎｉは、オーステナイト相を安定化させるとともに溶体化処理でフェライト相との二相状態を維持する。また、Ｎｉは、二相合金に、耐食性に加え、延性と靱性の確保を付与する。

Ｎｉの含有量は、熱間加工工程で製造される二相合金では、１８％以上に設定される。これにより後記する溶体化温度でのオーステナイト相の占有率は、１０％以上となり、組織の靭性をより高めることに寄与する。他方、鋳造あるいはガスアトマイズの工程で製造される二相合金では、上記したように高フェライト率の組織となるため、フェライト率９５％以下を維持するためにＮｉの含有量は増加して、２３％以上が好ましい。また、Ｎｉの含有量は、４０％以下に設定される。これにより、後記する溶体化温度でのフェライト率は、１０％以上となる。

Ｆｅの含有量は、１０％以上に設定される。これによりＦｅより高価なＮｉ，Ｃｒの含有量を減じ、また二相合金の溶融急冷過程で、強度特性に悪影響が懸念される金属間化合物の生成が抑制される。

また、Ｆｅの含有量は、３３％以下に設定される。一般にＣｒ−Ｎｉ−Ｆｅの三元系合金においては、Ｆｅの濃度が増加すると、８００℃を中心とした温度域でσ相が生成するが、本実施形態の二相合金では、Ｆｅの含有量が３３％以下に設定されることでσ相の生成を抑制する。

Ｎｉ成分とＦｅ成分との合計含有率は、３７質量％以上６５質量％以下が好ましい。合計含有率が３７質量％未満になると、二相合金の延性・靱性が不十分になる。一方、合計含有率が６５質量％超になると、機械的強度が大きく低下する。

Ｍｎの含有量は、０．１％以上に設定される。これにより二相合金の脱硫、脱酸が行われ、二相合金は、その強度及び靱性が向上する。好ましい下限値は０．３％である。

また、Ｍｎの含有量は、２．０％以下に設定される。これにより粗大なＭｎＳを形成することで起こる耐食性及び強度の劣化を抑制し、また二相合金の耐炭酸ガス腐食性能が良好に維持される。

Ｓｉの含有量は、０．１％以上に設定される。これにより二相合金の脱酸が行われ、二相合金は、その強度及び靭性が向上する。好ましい下限値は０．３％である。

また、Ｓｉの含有量は、１．０％以下に設定される。これにより後記する熱間鍛造工程の効果が充分に発揮され、また二相合金の靱性が良好に維持される。

Ａｌの含有量は、０．００５％以上に設定される。これによりＭｎ，Ｓｉと合わせて脱酸作用が向上する。より好ましい下限値は０．００８％である。
またＡｌの含有量は、０．０５％以下に設定される。本発明のＣｒ基二相合金においては酸素量の低減は熱間鍛造性及び本発明の合金の靭性確保の点で必須である。製造時できるだけ含有酸素量を低減させる一方で、多量のＡｌの含有で形成されるＡｌ_２Ｏ_３及びＡｌＮは合金の靭性を阻害するため、それらの生成量はできるだけ抑制されるべきで、好ましくは０．０５％以下である。

Ｃｕの含有量は、Ｍｏと同様に本発明のＣｒ基二相合金の耐食性を高める元素であり、必要に応じて同時に含有させ、協調的に効果を高めることができる。含有させる場合は、耐食性向上のためには０．１％以上に設定される。Ｃｕの含有はオーステナイト相を安定化させるが、過剰の含有は熱間加工時に、特にフェライト相にてＣｕ析出物を生成して加工性を低下させるために、５．０％以下が望ましく、好ましくは３．０％以下である。

Ｍｏの含有量は、Ｃｒ基二相合金の耐食性を高める元素であり、特に、不動態皮膜の安定化に効果的で、耐孔食性がより期待されることから、必要に応じて同時に含有させ、協調的に効果を高めることができる。含有させる場合は、耐食性向上のためには０．１％以上に設定される。一方でＭｏの含有はフェライト相を安定化させるが、さらに高濃度の含有は、シグマ相の生成及び熱加工時の金属間化合物の生成の可能性を含み、より加工性、耐食性を低下させるために、３％以下が望ましく、好ましくは２％以下である。

Ｐの含有量は、二相合金に０．０４％以下に設定される。Ｐは、耐食性、溶接性及び加工性を劣化させる元素であり、製造上できる限り制限する必要がある。Ｐの含有量を０．０４％以下に設定することで、結晶粒界にＰが偏析することが防止され、二相合金の靱性及び粒界の耐食性が良好に維持される。
また、より高清浄な精錬及び製造プロセスを活用することで、Ｐ含有量はより低減できる。これによってＰの下限値は、分析の検出限界以下であり、二相合金中に含有されない、すなわち、０％であっても良い。

Ｓの含有量は、０．０１％以下に設定される。Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を生成して耐食性及び加工性を劣化させる元素であり、製造上できる限り制限する必要がある。Ｓの含有量を０．０１％以下に設定することで、硫化物量を低減して耐孔食性及び靱性が良好に維持される。

また、より高清浄な精錬及び製造プロセスを活用することで、Ｓ含有量はより低減できる。これによってＳの下限値は、分析の検出限界以下であり、二相合金中に含有されない、すなわち、０％であっても良い。

Ｃは、その濃度の増加においては低濃度でＣの固溶硬化をもたらし、特にフェライト相の塑性変形を大きく阻害化する。高濃度では、特にＣｒ炭化物を形成させ、かつその周辺で局所的にＣｒ濃度減少を引き起こすことで耐食性を低下させる。また炭化物は、多くなれば、靭性を低下させる。加えて、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉの活性元素の添加の場合、できるだけそれらの炭化物の形成量を押さえるためにも、Ｃ含有量は低減することが望ましく、０．０３％以下が好適である。

また、より高清浄な精錬及び製造プロセスを活用することで、Ｃ含有量はより低減できる。これによってＣの下限値は、分析の検出限界以下であり、二相合金中に含有されない、すなわち、０％であっても良い。

Ｎは、その濃度の増加においてはＮの固溶硬化及び耐食性の向上をもたらすが、より高濃度ではＣｒ等の窒化物の形成で靭性の低下が懸念される。下記の熱間加工の製造工程で作製される本発明の二相合金においては、加工性を確保するためにも、Ｎの含有量は０．０２％以下とすることが望ましい。また、より高清浄な精錬及び製造プロセスを活用することで、Ｎの含有量はより低減できる。これによってＮの下限値は、分析の検出限界以下であり、二相合金中に含有されない、すなわち、０％であっても良い。

他方、鋳造工程あるいはガスアトマイズ工程で製造される本発明の二相合金の鋳造物あるいは粉末においては、上記の製造雰囲気が例え不活性ガス雰囲気であっても、不可避なＮの混入を考慮しなければならず、含有量は増加し、その上限は０．０４％、また下限値は０．００５％と設定される。

Ｏは、二相合金中の金属元素と酸化物を形成し易く、Ｏ含有量の増加に伴う酸化物の増加で靭性の低下が懸念される。下記の熱間加工の製造工程で作製される本発明の二相合金においては、加工性を確保するためにも、Ｏの含有量は０．０３％以下とすることが望ましい。また、より高清浄な精錬及び製造プロセスを活用することで、Ｏの含有量はより低減できる。これによってＯの下限値は、分析の検出限界以下であり、二相合金中に含有されない、すなわち、０％であっても良い。

他方、鋳造工程あるいはガスアトマイズ工程で製造される本発明の二相合金の鋳造物あるいは粉末においては、上記の製造雰囲気が例え不活性ガス雰囲気であっても、不可避なＯの混入を十分考慮しなければならず、含有量は増加し、その上限は０．０５％、また下限値は０．００５％と設定される。

Ｖは、ガス不純物であるＣ、Ｎ及びＯと結合してそれぞれの化合物を形成し、ガス不純物を集合、固定化する。この母材を清浄化する作用は靭性の改善に効果的である。しかし、Ｖの過剰添加においては、Ｖが他の成分元素と反応して、その金属間化合物が形成し易すくなり、靭性低下の懸念を起こす。固定化を超える余剰のＶをできるだけ抑えた製造上の好適なＶ添加量は、原子％でＣ、Ｎ及びＯの原子％合計の０．８倍以上、２倍以下の範囲が好適である。Ｖと同時にＮｂ、Ｔａ及びＴｉのうち少なくとも一種以上を添加する場合も、Ｖを含めた合計で０．８倍以上、２倍以下の範囲が望ましい。

Ｎｂは、ガス不純物であるＣ、Ｎ及びＯと結合してそれぞれの化合物を形成し、ガス不純物を集合、固定化する。この母材を清浄化する作用は靭性の改善に効果的である。しかし、Ｎｂの過剰添加においては、Ｎｂが他の成分元素と反応して、その金属間化合物が形成し易すくなり、靭性低下の懸念を起こす。
固定化を超える余剰のＮｂをできるだけ抑えた製造上の好適なＮｂ添加量は、原子％でＣ、Ｎ及びＯの原子％合計の０．８倍以上、２倍以下の範囲が好適である。Ｎｂと同時にＶ、Ｔａ及びＴｉのうち少なくとも一種以上を添加する場合も、Ｎｂを含めた合計で０．８倍以上、２倍以下の範囲が望ましい。

Ｔａは、ガス不純物であるＣ、Ｎ及びＯと結合してそれぞれの化合物を形成し、ガス不純物を集合、安定化する。この母材を清浄化する作用は靭性の改善に効果的である。しかし、Ｔａの過剰添加においては、Ｔａが他の成分元素と反応して、その金属間化合物が形成し易すくなり、靭性低下の懸念を起こす。固定化を超える余剰のＴａをできるだけ抑えた製造上の好適なＴａ添加量は、原子％でＣ、Ｎ及びＯの原子％合計の０．８倍以上、２倍以下の範囲が好適である。Ｔａと同時にＶ、Ｎｂ及びＴｉのうち少なくとも一種以上を添加する場合も、Ｔａを含めた合計で０．８倍以上、２倍以下の範囲が望ましい。

Ｔｉは、ガス不純物であるＣ、Ｎ及びＯと結合してそれぞれの化合物を形成し、ガス不純物を集合、安定化する。この母材を清浄化する作用は靭性の改善に効果的である。しかし、Ｔｉの過剰添加においては、Ｔｉが他の成分元素と反応して、その金属間化合物が形成し易すくなり、靭性低下の懸念を起こす。
固定化を超える余剰のＴｉをできるだけ抑えた製造上の好適なＴｉ添加量は、原子％でＣ、Ｎ及びＯの原子％合計の０．８倍以上、２倍以下の範囲が好適である。Ｔｉと同時にＶ、Ｎｂ及びＴａのうち少なくとも一種以上を添加する場合も、Ｔｉを含めた合計で０．８倍以上、２倍以下の範囲が望ましい。

＜二相合金の製造方法＞
次に、本実施形態の二相合金の製造方法について説明する。本発明の二相合金は、最終の材料形態として、一連の製造工程である溶解―インゴット形成―熱間鍛造―溶体化処理工程等で製造される熱間加工物、上記マスターインゴットの再溶解により鋳造物及びアトマイズプロセスによる粉末として提供される。

＜熱間加工＞
図１は、本実施形態に係る二相合金の製造方法を説明するための工程図である。

図１に示すように、この製造方法では、材料としての前記のＣｒ，Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｍｏ、並びに必要に応じてＶ、Ｎｂ、Ｔａ、及びＴｉのうちの少なくとも一種以上の所定量が高周波真空溶解炉にて溶製され、合金化される（ステップＦ１）。なお、この工程で使用される溶解炉は、高周波真空溶解炉に限定されずに、本発明では他の溶解炉を使用することもできる。

次いで、所定の金型を使用した鋳造によりインゴットが形成される（ステップＦ２）。得られたインゴットは以下の二相合金の鋳造物及び粉末製造のマスターインゴットとしても使用できる。続いてこのインゴットには、熱間鍛造処理が行われる（ステップＦ３）。この工程では、インゴットに対して、プレス鍛造機またはハンマ鍛造機を使用した熱間鍛造が施され、求められる製品形状にすることができる。熱間鍛造の温度は、１０５０〜１２５０℃程度に設定される。熱間鍛造でインゴット中の成分偏析の解消と組織の微細化を促進できる。さらに、その後の熱加工処理として、例えば、板状の二相合金を望むのであれば１０５０℃以上の温度域で熱間圧延を、また管状の二相合金を望むのであれば、上記温度域で熱間押出しを実施してもよい。

次に、上記熱間鍛造物には、溶体化熱処理工程が実施される（ステップＦ４）。この溶体化熱処理によって、基本的に二相合金の組織が決定される。溶体化熱処理の温度は、構成原子の十分な固溶化と熱間加工後に残留する転位等の格子欠陥の消滅を目的に、１０５０〜１２５０℃の範囲内が望ましく、１１００〜１２００℃が好適である。この溶体化温度範囲の設定で二相合金のフェライト率は十分に１０〜９５％とすることができる。

さらに、強度の改善のために溶体化熱処理後に追加熱処理として、所謂時効熱処理を行い（ステップＦ５）、フェライト相からオーステナイト相へ、また高Ｎｉ側ではオーステナイト相からフェライト相への相変態を促進させる。これによってそれらの相比を１０〜９５％の範囲の望ましい値に調整できる。この時効熱処理の条件は、相比調整の度合いに応じて、溶体化温度を１０５０〜１２５０℃として、時効処理温度は８００〜１０００℃、時効時間は０．５〜６時間とするのが望ましい。なお、より高Ｃｒ濃度の二相合金では、１１５０℃以上の溶体化温度で、フェライト率が９０％を超えることが予想されるが、時効熱処理によって上記の規定の相比に調整できる。

これによって溶体化処理合金において、フェライト率が概ね３０％以上の二相合金では量的にフェライト相を減じ、オーステナイト相を増やして、二相合金の伸び、靱性の改善ができる。フェライト率が概ね３０％以下でオーステナイト相がより優勢な合金では、時効によってオーステナイト相が減じてフェライト相が増加する場合には耐力、引張強さの向上を改善できる。

一方、活性元素添加二相合金に対しては、溶体化熱処理が行われた後、前記と同様の時効熱処理工程が実施されて（ステップＦ５）、一連の二相合金の製造方法が終了する。この時効熱処理で活性元素とＣ，Ｎ及びＯとの適切な時効反応、すなわちこれらの化合物の析出を生じさせることができる。また同時に前記の相比調整ができる。この時効熱処理の条件は溶体化温度を１０５０〜１２５０℃として、時効処理温度は８００〜１０００℃、時効時間は０．５〜６時間とするのが望ましい。

このような二相合金の製造方法における最終熱処理工程は、望ましい耐食性、強度特性に応じて、溶体化熱処理工程であってもよいし、また溶体化熱処理後の時効熱処理工程まで含めて実施してもよい。

また、このような二相合金の製造方法によれば、インゴットの熱間鍛造工程及びその後の熱処理工程が実施されて、これにより鋳造欠陥や、合金元素の偏析を含みフェライト相の占有率の高い粗大な二相の鋳造凝固組織が破壊される。そして、化学組成的に及び組織的に均質で、熱力学的に、より安定な二相組織を有する本実施形態の二相合金が得られる。

前記のＶ、Ｎｂ、Ｔａ、及びＴｉのうちの少なくとも一種以上を含む二相合金においては、前記の熱処理工程を実施することで、前記のＣ、Ｎ及びＯのより効率的な安定化を達成することができる。

前記所定の化学組成からなるインゴットを、前記所定の条件で熱間鍛造及び熱処理を行って得られる本実施形態に係る二相合金は、Ｃｒを主たる成分とするフェライト相とオーステナイト相との二相で形成される。このような本実施形態の二相合金は、安価なＣｒを主たる成分とし、油井等の高腐食環境下においても従来よりも耐食性、靭性等の強度特性に優れる。

＜鋳造＞
図２は、本実施形態に係る二相合金鋳造物の製造方法を説明するための工程図である。

図１の工程のうちステップＦ２で鋳造したマスターインゴットを素材として、高周波あるいは誘導炉等の溶解炉で再溶解し（ステップＣ１）、その後、鋳型に鋳造して（ステップＣ２）、鋳造物を製造する。溶解及び鋳造の雰囲気は用途に応じて、大気、不活性ガスあるいは真空中とすることができるが、酸化等の汚染をできるだけ防止するには不活性ガスあるいは真空中のクリーン鋳造が好ましい。

鋳造物は凝固組織であり、成分元素の偏析等を改善するために鋳造後、さらに付加的な熱処理を実施することができる。これにより望ましい耐食性、強度特性を得ることができる。具体的には、該鋳造物は、構成成分の均質化等のための溶体化、あるいはその後に時効を含む熱処理を実施できる（ステップＣ３）。溶体化熱処理の温度は、１０５０〜１２５０℃程度が望ましく、１１００〜１２００℃が好適である。また、相比調整及び活性元素添加の二相合金に対して、活性元素とＣ，Ｎ及びＯとの適切な時効反応促進のための時効熱処理を実施する場合は、溶体化温度を１０５０〜１２５０℃として、時効処理温度は８００〜１０００℃、時効時間は０．５〜６時間とするのが望ましい。

図５は、鋳造により製造した二相合金の光学顕微鏡写真である。

＜粉末化＞
図３は、本実施形態に係る二相合金粉末の製造方法を説明するための工程図である。

図１の工程のうちステップＦ２で鋳造したマスターインゴットを素材として高周波あるいは誘導炉等の溶解炉で再溶解し（ステップＡ１）、不活性ガスのＡｒあるいはＨｅを用いたガスアトマイズ法により低酸素量の二相合金粉末を得ることができる（ステップＡ２）。その後、これらの粉末は５０〜２００μｍの範囲程度に分級されて（ステップＡ３）、本発明の二相合金粉末として供される。二相合金粉末サイズの範囲は用途に応じて分級調整して変えることができる。二相合金粉末の組織は、液相近くの温度からの急冷凝固組織であるために、特に一部の高Ｃｒ（５５％以上）及び低Ｎｉ（２５％以下）の組成の合金粉末においては、よりフェライト相リッチとなり易く、上記のフェライト率の規定範囲である９５％以下を必ずしも満足できなくなる。しかし、これらの合金粉末が用途に応じてその後熱加工された二相合金製造物となり、上記規定範囲を満足できる組織となる場合は、フェライト率９５％以上の合金粉末は許容される。用途先として、例えば、肉盛用、３Ｄプリンタ用あるいは焼結用等の二相合金粉末として提供できる。

図６は、粉末肉盛溶接した二相合金の光学顕微鏡写真である。

このような二相合金は、油井の高腐食環境下で用いられる圧縮機、ポンプ等の機器の構成材料として、例えば、摺動部として好適に使用することができる。また、二相合金は、このような機器材料に使用されるほか、アンビリカル、海水淡水化プラント、ＬＮＧ気化器等の海水環境の構造材料、各種化学プラント等の構造材料としても使用することができる。

次に、本発明の二相合金の効果を検証した実施例について説明する。

＜熱間加工合金＞
（実施例１〜２２）
ここでは、本発明のＶ等の活性元素を含有しない熱間加工二相合金について検証した。実施例１〜２２に供される合金番号Ａ１〜Ａ１６の合金の化学組成を表１に示す。以下、これら合金の製造詳細を示す。高周波真空溶解炉（減圧下のＡｒ雰囲気、溶解温度１５００℃以上）によって溶解し、これら合金のマスターインゴットを製造した。

得られたインゴットについて熱間鍛造を行った。熱間鍛造は、引張試験で絞りが６０％以上となる温度域の１２５０〜１０５０℃で実施した。鍛造割れは発生しなかった。この鍛造条件は後記の熱間鍛造に関わる全ての実施例及び比較例の合金についても同様に適用された。次いで、溶体化処理は大部分の二相合金では１１００℃で６０分間保持した後、水冷の条件で実施されたが、Ａ６（実施例７〜９）、Ａ１１（実施例１５〜１７），Ａ１５（実施例２１）の合金に対しては、１１００、１２００あるいは１２５０℃で実施し、相比調整のために、その後９００〜１０００℃で６０分間保持した後、水冷の条件で、追加の時効熱処理を実施した。このような工程で表１に示す化学組成を有する合金番号Ａ１〜Ａ１６の合金を製造した。

合金番号Ａ１〜Ａ１６の合金は、Ｃｒを主たる成分とし、Ｃｕを質量％で０．１１〜４．６５まで含有するＣｒ基合金であり、フェライト相と、オーステナイト相とからなる二相合金であった。また合金番号Ａ１４〜Ａ１６の合金はさらにＭｏを含有した。実施例１〜２２（合金番号Ａ１〜Ａ１６）の合金のフェライト率を表２に示す。なお、本実施形態でのフェライト率は、ＥＢＳＰ解析から得られたフェライト率［％］で示している。フェライト率はＣｒ濃度の増加と共に増加する傾向にあった。また上記時効処理した実施例７〜９、１５〜１７、２１では、時効でフェライト率は減少し、フェライト相中に相変態により二次のオーステナイト相が微細に析出した組織となった。

図４は、実施例１３で製造した合金番号Ａ１０の二相合金の光学顕微鏡写真である。この光学顕微鏡写真は、実施例１３の二相合金の表面を鏡面研磨し、シュウ酸水溶液中で電界エッチングを行った後、観察したものである。

図４に示すように、熱間鍛造後に１１００℃で溶体化処理した実施例１３の合金の組織は、明色のオーステナイト相Ｐ１と暗色のフェライト相Ｐ２とから成り、各相内にはそれぞれ微細なフェライト及びオーステナイト相を含んでいた。同様の組織が熱加工した本発明の他の二相合金でも認められた。さらにＦｅ成分量が多く、σ相生成の可能性がある合金番号Ａ９及びＡ１１の合金が、σ相生成の有無を調査するために、さらに８００℃で６０分間熱処理された。熱処理後のこれらの合金はＸ線回折で分析されて、σ相が生成していないことが確認された。このことは下記のＭｏ含有の事例を除いた、Ｃｕ及びＶ等の活性化元素の添加を含む、他の実施例の合金においても、８００℃周りの中間温度域でσ相が生成し難いことを示す。Ｆｅ量が高く、Ｍｏを多く含む合金番号１６の合金では、溶体化処理でσ相は確認されないが、その後の８００℃時効ではσ相の生成が確認された。

また、表２に示すように本実施例１〜２２（合金番号Ａ１〜Ａ１６）の合金について、強度試験、腐食試験及び摩耗試験が実施された。

（強度試験）
ビッカース硬さ、また引張試験を行って０．２％耐力、引張強さ及び塑性伸びが測定された。ビッカース硬さは、ビッカース硬度計にて、荷重１ｋｇ、荷重付加時間１５秒の条件で実施し、５測定の平均値として得られた。

引張試験は、直径４．０ｍｍ、平行部長さ２０ｍｍの寸法の試験片を使用して２３℃の室温下で行われた。歪速度は３×１０^−４／ｓとした。引張試験には各合金で３試料が供され、測定値の平均が得られた。応力−歪曲線において降伏点前あるいは正の加工硬化を持つ流動応力の途中で後記するように試験片が脆性破断した場合には、耐力あるいは引張強さに代えて破断応力が定義された。これらの測定結果を表２に示す。但し、表２中の「＊」印は、耐力あるいは引張強さに代えて求められた破断応力の値である。塑性伸びは、Ａ：１５％以上、Ｂ：５〜１５％未満、Ｃ：０．２〜５．０％未満及びＤ：０．２％未満と評価して、測定結果を表２に示す。

（腐食試験）
腐食試験は耐孔食性及び耐酸化性に対して実施した。まず耐孔食特性は、ＪＩＳ Ｇ０５７７（２００５）に準拠して評価した。具体的には、実施例１〜２２の各合金から１０ｍｍ×１０ｍｍの面積の分極試験片を各２個採取して下記試験を実施し、耐孔食性を評価した。分極試験片をすきま腐食防止電極に装着した。すきま腐食防止電極を用いて、アノード分極曲線を測定し、腐食電流密度が１００μＡ／ｃｍ^２に対応する平均の電位を測定した。照合電極には、飽和甘こう電極を使用した。測定後、孔食発生の有無を光学顕微鏡で確認した。

次に耐酸化性においては、ＪＩＳＧ０５９１（２０００）に準拠して、硫酸中の腐食速度により評価した。実施例１〜２２の合金から厚さ３ｍｍ×幅１．３０ｍｍ×長さ４０ｍｍの試験片を各２個採取して、沸騰した５％硫酸中で６時間の浸漬試験を実施し、耐硫酸性を評価した。試験前後の各試験片の重量を測定し、腐食による平均の重量減少速度ｍ[ｇ／（ｍ^２・ｈ）]を測定した。実施例１〜２２の各合金に対する硫酸中の重量減少速度
を以下の区分Ａ〜Ｄに分類して耐硫酸性を評価した。Ａ：ｍ＜０．１、Ｂ：０．１≦ｍ＜０．３、Ｃ：０．３≦ｍ＜０．５及びＤ：０．５≦ｍ。この評価結果を表２に示す。

（摩耗試験）
アブレシブ摩耗試験により耐摩耗性を評価した。実施例１〜２２の合金から直径１０ｍｍ×長さ２０ｍｍの円柱ピン形状の試験片を各２個採取して摩耗試験に供した。摩耗試験はＰｉｎ−ｏｎ−Ｄｉｓｋ型摩擦摩耗試験機を使用した。試験方法は以下である。ディスクに粒度２４０の耐水研磨紙（固定片）を取り付け、回転数２００ｒｐｍでディスクを回転させ、試験片のピン（可動片）を荷重４ｋｇｆで耐水研磨紙に押し付けて、耐水研磨紙の最外周から中心に向けて移動させて摩耗試験を実施した。同様の試験を３枚の耐水研磨紙を使用して継続して実施した。最外摺動径は１５６ｍｍであり、ピンの合計の移動距離は約６ｍであった。以上から室温２２±２℃、大気雰囲気の条件で、２試料における摩耗によるピン長さの平均の減少変化量を摩耗量として測定した。

下記の表６に示すようにステライトＮｏ．６（合金番号Ｃ１９）粉末の肉盛材（比較例１１）に対応する寸法減少量は０．０８８ｍｍであった。この値を１００として、実施例１〜２２の二相合金におけるそれぞれの寸法減少量の相対値を求め、それらを耐アブレシブ摩耗性の評価として表２に示した。

以下の他の実施例、比較例の合金に対しても同様の強度試験、腐食試験及び摩耗試験が実施された。

（比較例１〜５）
実施例１〜２２に対する比較例１〜５に供される合金番号Ａ１７〜Ａ２１の合金の化学組成を表１に示す。前記合金番号Ａ１〜Ａ１６の合金と同様の工程を実施して合金番号Ａ１７〜Ａ２１の合金を製造した。

合金番号Ａ１７及びＡ１８の合金は、Ｃｕを含有しないＣｒ基二相合金である。合金番号Ａ１９及び２０の合金は、Ｃｕを含まず、それぞれＣｒを主たる成分とするフェライト単相のＣｒ基合金であり、またＮｉを主たる成分とするオーステナイト単相のＮｉ基合金である。合金番号Ａ２１の合金はＣｕ含有の二相ステンレス鋼である。これらの合金について、実施例の合金番号１〜１６の二相合金と同様に、フェライト率を測定した。その測定結果を表２に示す。

表２に示すように、比較例３の合金（合金番号Ａ１９）のフェライト率は、１００％で、フェライト単相であり、比較例４の合金（合金番号Ａ２０）のフェライト率は、０％で、オーステナイト単相であることが確認された。また比較例５（合金番号Ａ２１）はフェライト率４３％の二相鋼であった。

また、強度試験は比較例１〜４の合金、腐食試験は比較例１〜５の合金及び摩耗試験は比較例１〜４の合金に対して実施した。それらの結果を表２に示す。

（実施例２３〜３８）

ここでは、本発明のＶ等の活性元素を含有する熱間加工合金について検証した。実施例２３〜３８に供される合金番号Ｂ１〜Ｂ１４の合金の化学組成を表３に示す。高周波真空溶解炉によって、溶解し、合金番号Ｂ１〜Ｂ１４の合金のマスターインゴットをそれぞれ製造した。なお、表３中のかっこ内の数字は、Ｃ、Ｎ及びＯの合計原子％に対する、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉのそれぞれの倍数である。Ｂ８合金ではＮｂ及びＴｉの同時添加であるが、その倍率はそれぞれ０．５１及び０．４９で、合計１．００倍の添加となった。

得られたインゴットに対して熱間鍛造処理及び溶体化熱処理を合金番号Ａ１〜Ａ２１の合金と同様の条件で行った。その後さらに全合金種に時効熱処理を行った。

時効熱処理は、表４に示すように、合金番号Ｂ６では８００，９００及び１０００℃の温度で、他の合金では全て９００℃で６０分間保持した後、水冷の条件で行った。これによりＣ、Ｎ及びＯは、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＴｉの活性元素との反応で安定化され、同時に相比の調整も行われて、合金番号Ｂ１〜Ｂ１４の合金の実施例２３〜３８が得られた。

このように活性元素で安定化した合金番号Ｂ１〜Ｂ１４の合金は、Ｃｒを主たる成分とし、Ｃｕを質量％で０．１１〜４．５３まで含有するＣｒ基合金であり、フェライト相と、オーステナイト相とからなる二相合金であった。また合金番号Ｂ１４の合金はさらにＭｏを含有した。合金番号Ｂ１〜Ｂ１４の合金のフェライト率を表４に示す。なお、本実施形態でのフェライト率は、実施例１〜２２と同様にＥＢＳＰ解析で得られたものである。さらに、σ相生成の有無を調査するために、Ｆｅ成分量が多く、σ相生成の可能性がある合金番号Ｂ１２及びＢ１３の合金が、８００℃で６０分間熱処理された。これらの熱処理合金はＸ線回折で分析されて、Ａシリーズの合金と同様にσ相が生成していないことが確認された。このことは実施例のＢシリーズ合金において、８００℃周りの中間温度域でσ相が生成し難いことを示す。

また、強度試験、耐食試験及び摩耗試験は本実施例２３〜３８（合金番号Ｂ１〜Ｂ１４）の合金に対して実施した。それらの結果を表４に示す。

＜鋳造合金、粉末合金＞
（実施例３９〜５１）
ここでは、本発明の二相合金鋳造物及び粉末合金について検証した。まず、本発明の二相合金の鋳造物である実施例３９〜４６に供される合金番号Ｃ１〜Ｃ８の合金の化学組成を表５に示す。

まず合金番号Ａ４、５及び８の合金のマスターインゴットをＡｒ雰囲気中で、微量のＣｕ及びＡｌと必要に応じて調合されたＭｏを添加して、再溶解し、該溶湯を、上部に押湯部を有する水冷式の銅製金型に鋳込むことで、それぞれ合金番号Ｃ１〜Ｃ４の合金の鋳造物が製造された。鋳込まれたインゴットの寸法は外径４０ｍｍ、長さ１００ｍｍであった。次に合金番号Ａ４、５、８及び１０の合金のマスターインゴットを再溶解するときに、微量のＣｕおよびＡｌと調合されたＶ，Ｎb、Ｔａ及びＴｉのうち少なくとも一種以上を同時添加して、溶解し、その後同様に上記寸法に鋳込んだ合金番号Ｃ５〜Ｃ８の合金の鋳造物を製造した。合金番号Ｃ５の合金では１１００℃、１時間の溶体化処理を、また合金番号Ｃ８では１２００℃、１時間の溶体化処理とその後の９００℃、１時間の時効処理を実施して実施例４３及び４６とした。

作製したインゴットの下部でかつ中央部から試験片を採取して、組織調査、ビッカース硬さ測定、強度試験、腐食試験及び摩耗試験に供した。実施例３９〜４６（合金番号Ｃ１〜８）の合金のフェライト率、ビッカース硬さ、強度特性、腐食試験及び摩耗試験の結果を表６に示す。

次に、本発明の二相合金の粉末合金である実施例４７〜５１に供される合金番号Ｃ９〜Ｃ１３の合金の化学組成を表５に示す。まず、合金番号Ａ４および５の合金のマスターインゴットをＡｒ雰囲気中で、微量のＣｕ及びＡｌを添加して再溶解し、ガスアトマイズ法で粉末化して、合金番号Ｃ９およびＣ１０の粉末合金を得た。さらに合金番号Ａ４、５及び１０の合金のマスターインゴットに、微量のＣｕ及びＡｌと必要に応じて調合されたＭｏ、さらにＶ，Ｎb、Ｔａ及びＴｉのうち少なくとも一種以上を同時添加して溶解し、ガスアトマイズ法で粉末化して、合金番号Ｃ１１〜Ｃ１３の粉末合金を得た。分級によって粒径が５０〜２００μｍの範囲の各金粉末を得た。これらの粉末合金は、粉末プラズマ肉盛溶接法で市販のＳＵＳ３０４鋼の表面に、５ｍｍ程度の厚さまで肉盛された。肉盛溶接条件は、アーク電流１２０Ａ，電圧２５Ｖ及び溶接速度９ｃｍ／分であった。

本発明の二相合金の肉盛部の表面から、組織調査、ビッカース硬さ測定、腐食試験及び摩耗試験用の試験片を採取して、それらの特性が評価された。実施例４７〜５１（合金番号Ｃ９〜Ｃ１３）の合金の上記特性結果を表６に示す。

（比較例６〜１１）
実施例３９〜５１に対する比較例６〜１１として供される合金番号Ｃ１４〜Ｃ１９の合金の化学組成を表５に示す。Ｃｕを含まない合金番号Ａ１７のＣｒ基二相合金、Ａ１９のＣｒ基フェライト単一相合金とＣｕを含むＡ２１の二相鋼をマスターインゴットとして前記と同様の鋳造工程により合金番号Ｃ１４~Ｃ１６の合金が製造された。また同じ合金番号Ａ１７及びＡ１９の合金のマスターインゴット、及び市販のステライトＮｏ.６を再溶解して、前記と同様のガスアトマイズ工程で合金番号Ｃ１７〜Ｃ１９の粉末合金が製造された。

上記鋳造物の合金、及び粉末合金から作製される肉盛材から採取された試験片を用いて、対比される実施例３９〜４６の鋳造物二相合金及び実施例４７〜５１の肉盛材と同様の計測及び試験を実施した。その結果を比較例６〜１１として表６に示す。

次に本発明の二相合金の強度、耐食性及び耐摩耗性の評価結果について説明する。

［強度の評価］
ビッカース硬さは、フェライト率の増加にともなって直線的に増加した。また、ビッカース硬さは、フェライト率が概ね４０％以上になると４００以上となった。

耐力は、フェライト率の増加にともなって増加した。表２あるいは表４に示すように、時効処理によってフェライト率を減少させることで高すぎる耐力を減少させることもできた。これは下記の延性の改善に寄与する。

塑性伸びは、フェライト率が６０％を超えると、耐力の増加に反比例するように５．０％以下になり（Ｃ評価）、フェライト率１００％のフェライト単相合金では降伏点前で破断した（Ｄ評価）。

Ｃｒ量を減少させるかあるいは８００〜１０００℃の時効熱処理でフェライト相を減少させた二相合金では２０％を超える伸びを示した。

また表４に示すように、Ｖ等の活性元素を添加した二相合金では、表２の活性元素を含まない二相合金と比較して、明確に塑性伸びは増加する傾向にあった。表２及び４から、後者ではＡ評価が増加した。他方、鋳造工程で製造された二相合金（合金番号Ｃ１〜Ｃ８）では，高温からの急冷凝固組織のためにフェライト率がより高くなり、伸びを低下させた。

［耐食性の評価］
耐孔食性は、Ｃｕを含む二相合金でと比較例1〜１０の合金で、良好な結果が得られた。すなわち、腐食電流密度が１００μＡ／ｃｍ^２に対応する電位はいずれも電位１０００ｍＶ（ｖｓ. ＳＨＥ）以上であり、これ以上の電位では過不動態域における酸素発生となった。また、孔食発生は全ての試験された合金で認められなかった。他方、比較例１１のステライトにおいては電位４００ｍＶ（ｖｓ. ＳＨＥ）で腐食電流密度が１００μＡ／ｃｍ^２がを超えた。

耐硫酸性は、表２，４及び６に示すように、質量％で０．１から４．６５のＣｕを含む二相合金で、腐食による平均の重量減少速度のｍ値は、０．１ｇ／（ｍ^２・ｈ）より小さい最良のＡ区分の評価であった。Ｃｕ添加無しの二相合金である比較例１及び２は、Ｂ評価であり、耐食性に対するＣｕ添加の効果が確認された。またＣｕとＭｏが共存する合金においても、０．１ｇ／（ｍ^２・ｈ）より小さい最良のＡ区分の評価が得られた。

他方、Ｃｕ添加二相ステンレス鋼の比較例５及び８では、それぞれＢ及びＣ評価であった。比較例１１のステライトＮｏ．６においては、重量減少速度は１５２ｇ／（ｍ^２・ｈ）であり、耐硫酸性は悪い。

以上の耐孔食性、耐硫酸性に関する腐食試験の結果から、Ｃｒを主たる成分とする二相合金の耐食性は良好と評価されるが、さらにＣｕ添加によって二相合金の耐硫酸性がより高まり、総合的に高耐食化がより図られたと言える。

［耐摩耗性の評価］
耐摩耗性は、ステライトＮｏ．６の摩耗量を１００にした時の相対値として示され、概ね硬さの増加、すなわちフェライト相の増加に反比例して減少し、オーステナイト単相合金の比較例４（合金番号Ａ２０）を除いて、いずれもステライトＮｏ．６よりも耐摩耗性に優れる。

このように本発明の熱間加工物、鋳造物及び粉末で成形した肉盛材の二相合金は、硬質のフェライト相を有することでいずれも効果的に耐アブレシブ摩耗性を向上できる。

以上のように高Ｃｒ化して、フェライト単相ではなく、実施例のフェライト及びオーステナイト相から成る二相合金にすることにより、材料特性として、強度と伸びの確保を可能にし、また構成元素にＣｕを含むことにより高い耐食性を有することができ、さらに硬質のフェライト相を含むことで耐摩耗性の向上を図ることができる。

このような総合的、多面的な良特性を有する二相合金は、熱間加工物、鋳造物および粉末より成形される肉盛材として利用され、特に厳しい腐食環境に供される機器材料として好適である。

以上のような本発明の実施例の二相合金は、安価なＣｒを主たる成分とし、油井等の高腐食環境下においても従来よりも強度、耐食性と耐摩耗性の総合面で優れていることが検証された。

Ｐ１ オースナイト相
Ｐ２ フェライト相

Claims (7)

1. フェライト相およびオーステナイト相の二相が混在するＣｒ基二相合金であって、
   前記Ｃｒ基二相合金の化学組成は、主要成分と副成分と不純物と第一随意副成分と第二随意副成分とからなり、
   前記主要成分は、３３質量％以上６５質量％以下のＣｒと、１８質量％以上４０質量％以下のＮｉと、１０質量％以上３３質量％以下のＦｅとからなり、
   前記副成分は、０．１質量％以上２質量％以下のＭｎと、０．１質量％以上１．０質量％以下のＳｉと、０．００５質量％以上０．０５質量％以下のＡｌと、０．１質量％以上５．０質量％以下のＣｕとからなり、
   前記不純物は、０質量％超０．０４質量％以下のＰと、０質量％超０．０１質量％以下のＳと、０質量％超０．０３質量％以下のＣと、０質量％超０．０２質量％以下のＮと、０質量％超０．０３質量％以下のＯとを含み、
   前記第一随意副成分は、０．１質量％以上３．０質量％以下のＭｏであり、
   前記第二随意副成分は、Ｖ、Ｎｂ、ＴａおよびＴｉのうちの少なくとも一種からなり、前記Ｖ、Ｎｂ、ＴａおよびＴｉの合計原子含有率が、前記Ｃ、ＮおよびＯの合計原子含有率の０．８倍以上２倍以下の範囲であり、
   前記フェライト相の占有率が１０％以上９５％以下であることを特徴とするＣｒ基二相合金。
2. 請求項１に記載のＣｒ基二相合金において、
   前記Ｎｉの成分範囲は２３質量％以上４０質量％以下であることを特徴とするＣｒ基二相合金。
3. 二相合金を用いた製造物であって、
   前記二相合金が、請求項１に記載のＣｒ基二相合金であることを特徴とする二相合金製造物。
4. 二相合金を用いた製造物であって、
   前記二相合金が、請求項２に記載のＣｒ基二相合金であることを特徴とする二相合金製造物。
5. 請求項３に記載の二相合金製造物において、
   前記製造物が鍛造組織を有する成形体であることを特徴とする二相合金製造物。
6. 請求項４に記載の二相合金製造物において、
   前記製造物が鋳造組織を有する成形体であることを特徴とする二相合金製造物。
7. 請求項４に記載の二相合金製造物において、
   前記製造物が粉体であることを特徴とする二相合金製造物。

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