JP7183027B2

JP7183027B2 - 二相ステンレス熱間圧延鋼材および溶接構造物

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Publication number: JP7183027B2
Application number: JP2018239739A
Authority: JP
Inventors: 修幸岡田; 信二柘植; 純平犬塚; 文則江目
Original assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2018-12-21
Filing date: 2018-12-21
Publication date: 2022-12-05
Anticipated expiration: 2038-12-21
Also published as: JP2020100872A

Description

本発明は、二相ステンレス鋼およびそれを使用した溶接構造物に関するものである。

河川、ダム施設等の構造物では、雨水および河川水との接触部分に普通鋼を使用した場合、その部分に腐食が生じることから、塗装やめっき施工を行うか、もしくはステンレス鋼が使用される。なかでもゲート等に含まれる摺動部では、ゲート開閉等設備稼動に伴い生じる摩擦により塗膜やめっきの劣化が著しく加速される。このため、摩擦の影響が小さいステンレス鋼が広く用いられる。

摺動部では耐摩耗性の観点から、ＳＵＳ３０４にＮ（窒素）を含有し硬度を高めたＳＵＳ３０４Ｎ２が広く使用されている。ＳＵＳ３０４Ｎ２の固溶化熱処理材の表面硬度はおよそＨＢ（ブリネル硬度）２００程度である。さらに耐摩耗性の改善が求められる場合には、冷間加工や熱間のＴＭＣＰ製造（加工熱処理）により強度を上昇させた上で適用される。

特許文献１では、表面硬度を高めたステンレス鋼として、Ｖ含有およびＴＭＣＰ製造により硬度を高めたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。

加えて、大きな構造物には長尺の帯板を溶接接合して部材を製作する必要がある。これは鍛造等により製作されるロールとは明確に異なる。従来、これらの構造物の溶接接合にはＴＩＧ溶接やＦＣＡＷ溶接が適用されてきた。

特許庁文献２では、汽水部などで良好な耐食性を示す二相ステンレス鋼が示されている。

特開平８－２０９３１０号公報国際公開第２０１８／１８１９９０号

梶村治彦：第２１５・２１６回西山記念講座、日本鉄鋼協会編、（２０１３）、１７．

ゲートを有する河川施設、例えば河口部の水門では海水が混入するため河川水の塩化物イオン濃度が著しく高まることにより、過酷な腐食環境となる。このような場所では、Ｃｒ量の小さいＳＵＳ３０４Ｎ２では所望の耐食性を確保できない場合がある。また、特許文献１に開示された鋼材でも、同様であり、耐食性の改善は認められない。

また、大きな構造物には長尺の帯板を溶接接合して部材を製作する必要がある。その際、溶接による変形に対して摺動面の平坦度を確保するため、溶接入熱上限等の施工条件の制約、変形した部材の矯正や研削が必要である。特許文献１に開示された鋼材はオーステナイト組織を有することから溶接時の変形量が大きく、この溶接に際しての問題を抱えている。

一方、二相ステンレス鋼では、汎用型二相ステンレス鋼のＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌには高価なＮｉ、Ｍｏ量が多く含有されている。ダム施設等の構造物がおかれる環境における耐食性としては十分であるが、価格が高く適用先が限定されてきた。ＳＵＳ３２９Ｊ１は、母材耐食性は良好であるが、溶接部のフェライト相率が過大となり、溶接部では所望の耐食性や靭性を確保できず、溶接を含まないローラー等に適用が限定されてきた。特に、一般に用いられるＦＣＡＷ等の溶接方法と比較して冷却速度が大きいレーザー溶接ではその傾向が強くなり、レーザー溶接の適用は困難であった。特許文献２に開示された二相ステンレス鋼はＳＵＳ３２９Ｊ４ＬよりＮｉ、Ｍｏを低減した鋼組成であり、高塩化物イオン濃度の環境下で優れた耐食性を発現することが記載されているが、耐摩耗性には十分ではなく、過酷な摺動部に適用できない。

本発明は、河口部の海水混入により塩化物イオン濃度が著しく高まる河川中の構造物や、ダム施設等において、母材部、溶接部のいずれの部位においても十分な耐食性を有し、さらに摺動部に耐用可能な耐摩耗性（表面硬度）を有し、かつ経済性に優れるステンレス鋼を得ることを課題とする。

摺動部材の耐摩耗性の評価指標として、その表面硬度が、これと接触するローラーと同等以上のブリネル硬度を有すること望ましい。一般に用いられるＳＵＳ３０４Ｎ２製ローラーの硬度がＨＢ１９０～２３０程度であることから、表面硬度がＨＢ２３０以上のステンレス鋼であることが望ましい。

オーステナイト組織と比較して熱膨張係数の小さいフェライト組織を含む二相ステンレス鋼は、オーステナイト組織のみからなるオーステナイト系ステンレス鋼と比較して熱膨張係数が小さい。即ち、溶接による熱変形が小さい。

耐食性の評価指標として、耐孔食性を評価指標としてＪＩＳＧ０５９０：２０１３に定められた孔食発生温度（ＣＰＴ）を用いた。これは、河川環境における鋼材表面の電位貴化を想定し、１ｍｏｌ／Ｌ（リットル）－ＮａＣｌ溶液中で鋼材に７４５ｍＶｖｓ．ＳＳＥ（ＳＳＥは飽和ＫＣｌ溶液を電解質溶液とする銀－塩化銀参照電極基準であることを示す）の電位を印加した状態で、溶液の温度を上昇させ、孔食が発生する温度を求める手法である。本発明者らはステンレス鋼の腐食挙動を鋭意検討した結果、ＣＰＴが２５℃以上あれば、河川環境において良好な耐食性を維持できることを明らかにした。ステンレス鋼の溶接部は母材部よりも耐食性が劣るので、ボトルネックとなる溶接部のＣＰＴが２５℃以上あれば実用上問題ないことも分かった。

母材部の耐食性を向上させると、溶接部の耐食性も向上する傾向がある。溶接部のＣＰＴが２５℃あればよいことから、コストパフォーマンスを考慮し、効率良く溶接部の耐孔食性を改善する必要がある。発明者らは鋭意検討を進め、母材と溶接部のＣＰＴの差が１５℃以下（（母材部のＣＰＴ）－（溶接部のＣＰＴ）≦１５（℃））を満たせば十分なコストパフォーマンスを得られることを明らかにした。

一般にステンレス鋼の耐孔食性は孔食指数で順位付けが行われるが、種々の計算式が提案されている。孔食指数（ＰＲＥ）としては二相ステンレス鋼ではＣｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎの式で表現される場合が多く、さらにＭｎの悪影響とＷの効果を考慮してＰＲＥ_Ｗ，Ｍｎ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎの式が提案されている（非特許文献１）。本発明者らはこの式により、供試材の孔食指数を計算し、ＰＲＥ_Ｗ，Ｍｎが２５．０～３４．０であれば要求される耐食性を満たし、かつ経済性も良好な二相ステンレス鋼を得られることを明らかにした。これらの知見から、本発明を成したものであり、その要旨とするところは以下の通りである。

（１）
質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０３０％、
Ｓｉ：０．０１～１．５０％、
Ｍｎ：０．１～２．０％未満、
Ｃｒ：２０．０～２６．０％、
Ｎｉ：２．０～７．０％、
Ｍｏ：０．５～３．０％、
Ｎ：０．１０～０．２５％、
Ｔｉ：０．００１～０．０３０％および
Ａｌ：０．００３～０．０５０％を含有し、
さらに、
Ｗ：０．０１～１．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｖ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｔａ：０．００５～０．２００％、
Ｚｒ：０．００１～０．０５０％
Ｈｆ：０．００１～０．０８０％
Ｓｎ：０．００５～０．１００％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、および
ＲＥＭ：０．００５～０．１００％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
不純物として
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００３％以下、に制限した鋼材であり、
表面のブリネル硬度がＨＢ２３０以上で、
式１で求められるＰＲＥ_Ｗ，Ｍｎが２４．０以上３４．０以下であり、
前記鋼材の溶接部評価のための試験片において、以下の（ア）に示すレーザー溶接した接合部位、または（イ）に示す溶接熱履歴を模擬した接合部位と、前記鋼材の接合部位以外の母材部のＪＩＳＧ０５９０：２０１３に定められた孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定したときに、前記接合部位のＣＰＴ（溶接部ＣＰＴ）が２５℃以上であり、前記母材部のＣＰＴ（母材部ＣＰＴ）と前記溶接部ＣＰＴの差が１５℃以下であることを特徴とする二相ステンレス熱間圧延鋼材。
ＰＲＥ_Ｗ，Ｍｎ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ・・・（式１）
ただし、式１中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
（ア）前記試験片を、出力を５ｋｗのファイバーレーザーで、加工点スポット径がφ０．４ｍｍとなるよう鋼板に対して垂直に照射し、シールドガスをＡｒとし、溶接速度を０．５ｍ～４．０ｍ／ｍｉｎとし、冷却速度を３３００℃／秒～７５０℃／秒として得られた接合部位。
（イ）前記試験片を、１３６０℃まで高周波誘導加熱し、５秒均熱した後、１３６０℃～９００℃の温度域を冷却速度２２℃／秒で、９００～６００℃の温度域を冷却速度７．２℃／秒でガス冷却するか、または１３６０℃～９００℃の温度域を冷却速度６０～１００℃／秒で、９００～６００℃の温度域を冷却速度６０℃／秒でガス冷却して得られた接合部位。
（２）
前記二相ステンレス熱間圧延鋼材は、帯状鋼材であることを特徴とする（１）に記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材。
（３）
摺動部を有する構造物に使用されることを特徴とする（１）または（２）に記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材。
（４）
前記（１）に記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材を溶接して構成した溶接構造物。
（５）
前記溶接が、レーザー溶接である（４）に記載の溶接構造物。
（６）
前記溶接構造物が摺動部品である（４）または（５）に記載の溶接構造物。
（７）
前記溶接構造物が、汽水環境または河川において用いられる（４）～（６）のいずれか１項に記載の溶接構造物。

本発明により得られる溶接部を含む二相ステンレス鋼製帯状鋼材は、ＳＵＳ３０４Ｎ２と同等以上の表面硬さを有し、一般的な溶接方法に加え溶接部においてもＳＵＳ３０４Ｎ２を上回る耐食性を有する。一方で熱変形が小さく工数削減も可能であり、合金コストも抑制できることから経済性も良好である。その結果、例えば、本発明に係る二相ステンレス鋼でできた溶接構造物を、河川施設や汽水環境での施設等の構造物の摺動部に用いることで、性能・コストの両面から改善がなされ、産業面、環境面に寄与するところは極めて大である。

以下に、まず本発明の請求項１記載の限定理由について説明する。なお本明細書において特に断りのない限り成分に関する％は質量％を表す。

Ｃは、ステンレス鋼の耐食性を確保するために、０．０３０％以下の含有量に制限する。０．０３０％を超えて含有させると熱間圧延時にＣｒ炭化物が生成して、耐食性、靱性が劣化する。好ましくは、０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２３％以下にするとよい。一方、ステンレスのＣ量を低減するコストの観点から０．００１％を下限とする。

Ｓｉは、脱酸のため０．０１％以上含有する。好ましくは、０．１０％以上にするとよく、さらには０．１５％以上にするとよい。一方、１．５％を超えて含有すると靱性が劣化する。そのため、１．５％以下にする。好ましくは、１．２％以下、さらに好ましくは１．０％以下にするとよい。

Ｍｎはオーステナイト相を増加させ靭性を改善する効果を有する。また窒化物析出温度を低下させる効果を有するため、母材および溶接部の耐食性確保のため０．１％以上含有する。好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．５％以上にするとよい。一方、Ｍｎはステンレス鋼の耐食性を低下する元素であるので、Ｍｎを２．０％未満にするとよい。好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．５％以下にするとよい。

Ｃｒは、本発明鋼の基本的な耐食性を確保するため２０．０％以上含有させる。好ましくは２１．０％以上、さらに好ましくは２１．５％以上にするとよい。一方、Ｃｒを２６．０％を超えて含有させるとフェライト相分率が増加し靭性および溶接部の耐食性を阻害する。このためＣｒの含有量を２６．０％以下とした。好ましくは２５．０％以下、さらに好ましくは２４．５％以下にするとよい。

Ｎｉは、オーステナイト組織を安定にし、靭性を改善するため２．０％以上含有させる。Ｎｉ含有量を増加することにより窒化物析出温度を低下させることが可能になる。好ましくは、３．０％以上、さらに好ましくは４．０％以上にするとよい。一方、Ｎｉは高価な合金であり、コストの観点より７．０％以下の含有量に制限する。好ましくは６．５％以下、さらに好ましくは６．０％以下にするとよい。

Ｍｏは、ステンレス鋼の母材部、溶接部双方の耐食性を高める非常に有効な元素であり、０．５％以上含有させる。好ましくは０．８％以上、さらに好ましくは１．０％以上にするとよい。一方、Ｍｏは金属間化合物析出を促進する元素であり、本発明鋼では熱間圧延時の析出を抑制する観点より３．０％以下とする。好ましくは２．５％未満、さらに好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．５％以下にするとよい。

Ｎは、オーステナイト相に固溶して二相ステンレス鋼の硬さ、耐食性を高め、溶接部のオーステナイト相の析出量を増加させる有効な元素であるため、０．１０％以上含有させる。好ましくは０．１５、さらに好ましくは０．１８％以上にするとよい。固溶限度はＣｒ含有量に応じて高くなるが、本発明鋼においては０．２５％を超えて含有させるとＣｒ窒化物を析出して靭性および耐食性を阻害するようになるため、その含有量を０．２５％以下とした。好ましくは、０．２０％以下にするとよい。

Ｔｉは、溶接部耐食性を向上させる効果を有することから０．００１％以上含有させるとよい。好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上にするとよい。本発明鋼は溶体化熱処理を行わないため、鋼中に圧延による歪みが残存する。歪みはＮ（窒素）の拡散パスとなるため、鋼中に窒化物析出が生じやすく、特に熱影響を受ける溶接部でその傾向が顕著である。窒化物のうち、Ｃｒ窒化物は靭性および耐食性を阻害することから、Ｔｉを含有することは有効である。その理由は明らかではないが、以下のような機構が考え得る。ステンレス鋼の結晶粒微細化にＴｉやＡｌの含有が有効なことが知見されており、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼において０．０１％程度のＴｉとＡｌを複合して含有する場合があった。
しかし、微量のＴｉを含有させた場合でもＴｉとＮとの間には非常に強い親和力があるため、非常に微量のＴｉが鋼中でＴｉの窒化物を形成する。鋼中に析出した微細なＴｉの窒化物はＨＡＺのフェライト粒径の粗大化を抑制する作用があって、オーステナイト相の析出サイトとなるフェライト/フェライト粒界を増加させていると考えられる。一方、Ｔｉを、０．０３０％を超えて含有させると、Ｔｉの窒化物が粗大になるとともに、鋼の靱性を阻害するようになることから、その含有量を０．０３０％以下に制限する。好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下にするとよい。

Ａｌは、鋼の脱酸のための重要な元素であり、鋼中の酸素を低減するために０．００３％以上含有させる。好ましくは０．００５％以上にするとよい。一方、ＡｌはＮとの親和力が比較的大きな元素であり、Ｔｉとともに含有させることで結晶粒微細化が促進されると考えられる。過剰に含有するとＡｌの窒化物を生じてステンレス鋼の靭性を阻害する。その程度はＮ含有量にも依存するが、Ａｌが０．０５０％を超えると靭性低下が著しくなるためその含有量を０．０５０％以下にするとよい。好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下にするとよい。

さらに、以下の元素のうち１種または２種以上を任意に含有してもよい。

Ｗは、Ｍｏと同様にステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、含有してもよい。耐食性の観点から、１．００％以下含有させてもよい。好ましくは０．７０％以下、さらに好ましくは０．５０％以下にするとよい。含有する場合、その効果を得るために０．０１％以上含有するとよく、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上含有するとよい。

Ｃｏは、鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、含有してもよい。Ｃｏは、１．００％を超えて含有させても高価な元素であるためにコストに見合った効果が発揮されないようになるため、１．００％以下含有するとよい。好ましくは０．７０％以下、さらに好ましくは０．５％以下含有するとよい。含有する場合、その効果を得るために０．０１％以上含有するとよく、好ましくは０．０３％以上含有することが好ましい。好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．１０％以上にするとよい。

Ｃｕは、ステンレス鋼の酸に対する耐食性を付加的に高める元素であり、かつ靭性を改善する作用を有するため、含有してもよい。Ｃｕを、２．００％を超えて含有させると熱間圧延後の冷却時に固溶度を超えてεＣｕが析出し脆化を発生するので２．００％以下含有するとよい。好ましくは１．７０％以下、さらに好ましくは１．５０％以下含有するとよい。Ｃｕを含有する場合、その効果を得るために０．０１％以上含有するとよく、好ましくは０．２０％以上、さらに好ましくは０．３３％以上含有させるとよい。

Ｖは、Ｎと親和力があり、クロム窒化物の析出速度を低下する作用を有する元素である。このため、Ｖを含有させてもよい。しかし、０．３０％を超えて含有させるとＶの窒化物が多量に析出し、靱性を阻害するようになることから、Ｖの含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％以下にするとよい。Ｖを含有する場合、その効果を得るため０．０１％以上含有するとよく、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０８％以上にするとよい。

Ｎｂは、Ｎとの親和力がＶよりも強く、クロム窒化物の析出速度をさらに低下する作用を有する元素である。このため、Ｎｂ含有させても良い。含有する場合、Ｎｂは０．００５％以上含有させる。好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０%以上にするとよい。一方、Ｎｂは０．１００％を超えて含有させるとＮｂの窒化物が多量に析出し、靱性を阻害するようになることから、その含有量を０．１００％以下とした。好ましくは０．０８５％以下、より好ましくは０．０８０％以下にするとよい。なお、Ｎｂは高価な元素であるが、スクラップに含有されるＮｂを積極的に利用することで、ステンレス溶解原料コストを安価にすることができる。このような方法により、Ｎｂ含有鋼の溶解コストの低減を図ることが好ましい。

Ｔａは、Ｎｂと同様の作用があり、クロム窒化物の析出速度を低下する作用を有する元素である。このためにＴａを含有させても良い。含有する場合、Ｔａは０．００５％以上含有させる。好ましくは０．０１０％以上にするとよい。一方、Ｔａは０．２００％を超えて含有させるとＴａの窒化物が多量に析出し、靱性を阻害するようになることから、その含有量を０．２００％以下と定めた。好ましくは０．１５０％以下にするとよい。

ＺｒはＴｉと同様に強い窒化物生成元素であって、結晶粒微細化効果を有する元素である。このためにＺｒを含有させても良い。含有する場合、Ｚｒは０．００１％以上含有させる。好ましくは０．００５％以上にすると良い。一方Ｚｒは０．０５０％を超えて含有させるとＺｒの粗大な窒化物が析出し、靱性を阻害するようになることから、その含有量を０．０５０％以下と定めた。好ましくは０．０３０％以下にすると良い。

ＨｆはＴｉ、Ｚｒと同様に強い窒化物生成元素であって、結晶粒微細化効果を有する元素である。このためにＨｆを含有させても良い。含有する場合、Ｈｆは０．００１％以上含有させる。好ましくは０．００５％以上にすると良い。一方Ｚｒは０．０８０％を超えて含有するとＨｆの粗大な窒化物が析出し、靱性を阻害するようになることから、その含有量を０．０８０％以下と定めた。好ましくは０．０５０％以下にすると良い。

Ｓｎはステンレス鋼の酸に対する耐食性を高める元素である。このため、Ｓｎを含有させても良い。含有する場合、Ｓｎは０．００５％以上含有させる。好ましくは０．０１０％以上にすると良い。一方でＳｎは鋼の熱間加工性を阻害する元素であり、このためにその含有量の上限を０．１００％以下に制限する。好ましくは０．０５０％以下にすると良い。

Ｂは、鋼の熱間加工性を改善する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。また、Ｎとの親和力が非常に強い元素であり、多量に含有させるとＢの窒化物が析出して、靱性を阻害するようになる。このため、その含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下にするとよい。Ｂを含有する場合、その効果を得るために０．０００１％以上含有するとよく、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１４％以上含有するとよい。

ＣａおよびＭｇは発明鋼の耐孔食性と熱間加工性を高めるために必要に応じて含有される。ＣａおよびＭｇを含有する場合、その効果を得るために、Ｃａの含有量を０．０００５％以上、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上にするとよい。好ましくはＣａを０．００１０％以上、Ｍｇを０．０００３％以上、さらに好ましくはＣａを０．００１５％以上、Ｍｇを０．０００５％以上にするとよい。
一方、ＣａおよびＭｇは、いずれも過剰な含有は逆に熱間加工性および靭性を低下するため、Ｃａについては０．００５０％以下、Ｍｇについては０．００３０％以下にするとよい。好ましくはＣａを０．００４０％以下、Ｍｇを０．００２５％以下、さらに好ましくはＣａを０．００３５％以下、Ｍｇを０．００２０％以下にするとよい。

ＲＥＭは鋼の熱間加工性を改善する元素であり、その目的で０．００５％以上含有されることがある。含有する場合、好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上含有するとよい。一方で過剰な含有は逆に熱間加工性および靭性を低下するため、０．１００％以下含有するとよい。好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０７０％以下にするとよい。ここでＲＥＭの含有量とは、ＬａやＣｅ等のランタノイド系希土類元素の含有量の総和とする。

残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物とは、鋼の製造過程において、意図せず混入し、除去しきれずに残存する不純物である。特に、不純物中のＯ、Ｐ、Ｓは、以下の理由により制限される。

Ｏ（酸素）は、不可避的不純物であり、ステンレス鋼の熱間加工性、靱性、耐食性を阻害する元素であるため、できるだけ少なくすることが好ましい。そのため、Ｏ含有量は０．００６％以下にすることが好ましい。また、酸素を極端に低減するには精錬に非常に大きなコストが必要となるため、経済性を考慮し、酸素量は０．００１％以上であってもよい。

Ｐは原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性および靱性を劣化させるため、できるだけ少ない方がよく、０．０５０％以下に限定する。好ましくは、０．０３０％以下にするとよい。Ｐを極低量に低減するには、精錬時のコストが高くなるため、経済性を考慮して、Ｐ量は０．００１％であってもよい。

Ｓも原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性、靱性および耐食性をも劣化させるため、できるだけ少ない方がよく、上限を０．００３％以下に限定する。Ｓを極低量に低減するには、精錬時のコストが高くなるため、経済性を考慮して、Ｓ量は０．０００１％であってもよい。

［表面のブリネル硬度がＨＢ２３０以上］
帯状摺動部材の表面には、これと接触するローラー等の硬度と同等程度の硬度が要求される。一般に用いられるローラーの表面硬度はブリネル硬さ（ＨＢ）１９０～２３０であることから、摺動部材表面はＨＢ２３０以上の硬度があるとよい。より好ましくは、ＨＢ２５０以上が望ましい。

［耐食性：ＰＲＥ_Ｗ、Ｍｎ］
河川環境では、河川水に含まれる塩化物イオンが腐食要因となって腐食が発生する。当該環境で十分な耐食性を確保するためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｗを含有し、Ｍｎを制限することにより以下の式１で求められるＰＲＥ_Ｗ、Ｍｎの値を２４．０以上とすればよい。好ましくは２５．０以上、さらに好ましくは２７．０以上とするとよい。一方、ＰＲＥ_Ｗ、Ｍｎを高めるためにＣｒ、Ｍｏ、Ｗの含有量を過大にすると合金コストの増加等を招き、Ｎの含有量を過大にすると靭性が悪化する等悪影響が現れる。また、Ｍｎを過度に低減するとＮの固溶量が低下し、Ｃｒ窒化物が析出して逆に耐食性が低下する。これらのコストパフォーマンスを勘案し、ＰＲＥ_Ｗ、Ｍｎの上限は３４．０とするのがよい。
ＰＲＥ_Ｗ，Ｍｎ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ・・・（式１）
ただし、式１中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。

［耐食性：ＣＰＴ］
海水が混入し汽水が主体となる河口付近は、塩化物イオン濃度が高く非常に過酷な腐食環境となる。さらに河口付近に特有の現象として、上流から流入する淡水の量と下流から遡上する海水の量が逐次変動するため、環境が短時間のうちに著しく変化する。実際に鋼材の適用可否を検討する上では、腐食環境の過酷さを決定する塩化物イオンの濃度、水温、電位の値と、そのような値をとる時間の長さを両方考慮する必要がある。発明者らは実際の汽水におけるステンレス鋼の腐食状況と、腐食要因となる塩化物イオン濃度、水温、電位推移の関係を詳細に調査した。その結果、最も注意すべき塩化物イオン濃度、水温、電位の条件があることを明らかにし、当該用途に必要な耐食性水準は、耐孔食性を評価指標としてＪＩＳＧ０５９０：２０１３に定められた孔食発生温度（ＣＰＴ）で２５℃以上であることを見出した。

一方で、二相ステンレス鋼の溶接部は母材部と比較して耐食性が低下する。このため、溶接による接合部を含む溶接構造物が、こうした環境下で使用に耐えるためには当該構造物の溶接部のＣＰＴが２５℃以上であるとよいことになる。好ましくはＣＰＴ２８℃以上、さらに好ましくはＣＰＴ３０℃以上、より好ましくはＣＰＴ３５℃以上であるとよい。
なお、ＣＰＴは、前述したように、河川環境における鋼材表面の電位貴化を想定し、１ｍｏｌ／Ｌ（リットル）－ＮａＣｌ溶液中で鋼材に７４５ｍＶｖｓ．ＳＳＥ（ＳＳＥは飽和ＫＣｌ溶液を電解質溶液とする銀－塩化銀参照電極基準であることを示す）の電位を印加した状態で、溶液の温度を上昇させ、孔食が発生する温度を求める手法である。

一般に、母材部の耐食性を改善する元素を含有すると溶接部の耐食性も改善される傾向がある。しかし経済性を考慮すると、母材部と溶接部の耐食性の差が過大であることは好ましくない。そこで、コストパフォーマンスを考慮した溶接部耐食性向上の指標として、母材部ＣＰＴと溶接部ＣＰＴとの差を用いることができることを見出した。ここで、母材部ＣＰＴとは、鋼材を溶接することにより得られる溶接構造物において、溶接部以外の鋼材部分（母材）のＣＰＴのことである。また溶接部ＣＰＴは、前記溶接構造物において、溶接による接合部分（溶接接合部）のＣＰＴのことである。

具体的には母材部ＣＰＴと溶接部ＣＰＴの差が１５℃以下であればコストパフォーマンスが良好であると言える。ＣＰＴの差は、好ましくは１３℃以下、さらに好ましくは１１℃以下、より好ましくは１０℃以下であるとよい。
溶接部ＣＰＴ２５℃を確保するとともに、母材部と溶接部のＣＰＴの差が１５℃以下にすることにより、耐食性を確保しつつコストパフォーマンスのよい、二相ステンレス鋼を得ることができる。

溶接構造物を作成するまでもなく、鋼において、当該鋼どうしを溶接した試験片において、溶接した接合部位と、当該鋼の接合部位以外の母材部のＪＩＳＧ０５９０：２０１３に定められた孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定することにより得られた溶接部ＣＰＴと母材部ＣＰＴで、当該鋼の耐食性が評価できる。

溶接構造物や、鋼どうしを溶接した試験片において、溶接方法は特に限定されない。既存の溶接手段を適用すればよい。特に、ＦＣＡＷ等の溶接方法と比較して冷却速度が大きく耐食性の観点から溶接部への適用が困難であったレーザー溶接でも、本発明に係る二相ステンレス鋼を適用すれば、溶接部における耐食性を確保することができる。
従って、鋼の試験片を製作する場合も、レーザー溶接により製造して評価してもよい。

鋼の形状は特に限定しない。帯状鋼材であっても、棒状鋼材や線状鋼材、管状鋼材であってもよい。もちろん、これらを組み合わせて溶接構造物を製造してもよい。

次に製造方法について説明する。
一般的なステンレス鋼の熱間圧延鋼は、熱間圧延後に行われる固溶化熱処理で圧延時に導入されたひずみが取り除かれ軟化する。本発明鋼は、摺動部材に適した表面硬さを得るために圧延において鋼板温度を制御し、圧延により導入した歪を活用して表面硬さを得るため、固溶化熱処理を省略する。具体的には圧延前に所定の成分を含有させ溶製した鋼片を１０５０～１２５０℃の間の温度まで加熱した後、最終圧延の温度（仕上圧延温度）を８００～１０００℃とする熱間圧延を施す。仕上圧延温度は低温とするほどより大きな硬さを得られる傾向があるが、８００℃未満ではσ相が析出し靭性が劣化する。さらに圧延後の冷却過程では、クロム窒化物の析出を抑制することを目的に、８００～６００℃のクロム窒化物の析出速度が大きくなる温度領域での保持時間を短縮するため、この温度領域を１℃／秒以上の冷却速度で冷却すると良い。好ましくは３℃／秒以上、さらに好ましくは５℃／秒以上にすると良い。これにより、表面硬さを確保し、さらに耐食性のよい鋼材を得ることができる。前述したように、表面硬さを確保するため、熱間圧延後に冷却した後は、溶体化熱処理は実施しない。

以下に実施例について記載する。表1に供試鋼の化学組成とＰＲＥ_Ｗ，Ｍｎを示す。これらの鋼は真空溶解炉を用いて得たものである。表１に示した成分について、含有量が記載されていない部分は不可避的不純物レベルであることを示している。ＲＥＭはランタノイド系希土類元素を意味し、含有量はそれら元素の合計を示している。これらの真空溶解で得た鋳片を１２００℃で２時間加熱した後、熱間鍛造により所定の形状の鋼塊を得た。ここで鋼塊の形状は、最終的に得る鋼板の板厚が２０ｍｍ以下にするものは１１０ｍｍｗ（幅）×１５０ｍｍＬ（長さ）×６０ｍｍｔ（厚さ）、最終的に得る鋼板の板厚が２０ｍｍを超えるものは１１０ｍｍｗ×１５０ｍｍＬ×１００ｍｍｔとした。

表２に鋼塊を鋼板とするために実施した熱間圧延の条件と、得られた鋼板のブリネル硬度、母材部ＣＰＴ、溶接部ＣＰＴおよび母材部ＣＰＴから溶接部ＣＰＴを引いた値（差）を示す。以下に鋼板の製造条件を示す。まず、上述の鍛造で得た鋼塊を１２００℃で６０分均熱した。その後、仕上圧延温度が８００～１０００℃間の温度となるよう熱間圧延を施した。その後、８００～６００℃の区間の冷却速度（表２の圧延後冷却速度は、この８００～６００℃の温度域の冷却速度を示す。）が１℃／秒以上となるよう冷却した。

溶接部評価のため、アーク溶接時の熱履歴を模擬した再現熱サイクル試験を実施した。即ち、鋼板から１０ｍｍφ×６０ｍｍＬの棒状試験片を切り出し、この試験片の中央部に熱電対を溶着し、１３６０℃まで高周波誘導加熱し、５秒均熱した後、ガス冷却を行った。均熱域は１５ｍｍＬであった。この冷却時の冷却速度は９００～６００℃の温度域を７．２℃／秒あるいは６０℃／秒となるよう制御した（表２の溶接部評価冷却速度は、この９００～６００℃の温度域の冷却速度を示す。）。９００～６００℃の温度域を７．２℃／秒で冷却した試験片は、１３６０℃～９００℃の温度域の冷却速度を２２℃／秒に制御した。９００～６００℃の温度域を６０℃／秒で冷却した試験片は、１３６０℃～９００℃の温度域の冷却速度を６０～１００℃／秒に制御した。

また、冷却速度が極めて速いレーザー溶接については、実際にレーザー溶接により継手を製作し評価した。評価に用いたレーザーは、出力を５ｋｗのファイバーレーザーとし、加工点スポット径がφ０．４ｍｍとなるよう鋼板に対して垂直に照射し、溶接速度０．５ｍ～４．０ｍ／ｍｉｎの間で変化させ、冷却速度を３３００℃／秒～７５０℃／秒の間で変化させた。シールドガスにはＡｒを用いた。

ブリネル硬度の測定方法を記す。鋼材より３０ｍｍｗ×３０ｍｍＬの試験片を鋸切断により切り出し、圧延面の酸化スケールを研削により除去して測定面とし、ＪＩＳＺ２２４３の方法に従って試験を実施した。圧子には直径１０ｍｍの超硬合金球を用いた。試験力は２９．４２ｋＮとした。

ＣＰＴの測定方法を記す。鋼材表層より１５ｍｍｗ×３０ｍｍＬ×２ｍｍｔの試料を機械加工により切り出し、表層から０．２ｍｍ研削した位置を試験面として研磨した。この試験面のうち、１０ｍｍ×１０ｍｍの面を残し、それ以外の部分に樹脂を塗布して評価面を作成した。
溶接部を模擬した再現熱サイクル試験片は、熱サイクル試験片を１０ｍｍφ×３０ｍｍＬに切断した後、これを半割にして１０ｍｍｗ×３０ｍｍＬの試験面として研磨した。この試験面のうち、幅中央の７ｍｍ×１４．５ｍｍの面を残して、それ以外の部分に樹脂を塗布して評価面を作成した。

レーザー溶接は、溶接余盛りを切削した後、鋼材表層より、溶接線が試料長手方向中央を横断するよう１５ｍｍｗ×３０ｍｍＬ×２ｍｍｔの大きさに機械加工により切り出し、母材表層から０．２ｍｍ研削した位置を試験面として研磨した。さらに、溶接線が評価面の中央を横断するよう、１０ｍｍ×１０ｍｍの面を残して、それ以外の部分に樹脂を塗布して評価面を作成した。なお、レーザー溶接を行った試験片については、表２の備考欄に「レーザー溶接」と記載している。

これらの試料を用いて、ＪＩＳＧ０５９０の方法に従って試験を実施した。ただしＪＩＳＧ０５９０では開始温度を２５℃としてあるところを、５℃とした。測定はアノード電流密度が１ｍＡ/ｃｍ^２となるまで行い、孔食発生温度（ＣＰＴ）は、電流密度が１００μｍＡ/ｃｍ^２を超えた時点の液温とした。これらの結果を表２に示す。

以上の実施例から分かったように本発明により摺動部材に適した表面硬さと、溶接による接合部においても優れた耐食性を有し、かつ良好な経済性を示す二相ステンレス鋼製帯状鋼材が得られることが明確となった。

本発明が対象とする二相ステンレス鋼は、耐食性と耐摩耗性を要求する構造物に利用することができる。特に、既存のステンレス鋼（ＳＵＳ３０４Ｎ２やＳＵＳ３２９Ｊ１、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ）よりも経済性または長期の耐食性と溶接部の耐食性にも優れるため河川・ダム構造物の省資源や維持管理コストの低減に寄与する部品として好適である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０３０％、
Ｓｉ：０．０１～１．５０％、
Ｍｎ：０．１～２．０％未満、
Ｃｒ：２０．０～２６．０％、
Ｎｉ：２．０～７．０％、
Ｍｏ：０．５～３．０％、
Ｎ：０．１０～０．２５％、
Ｔｉ：０．００１～０．０３０％および
Ａｌ：０．００３～０．０５０％を含有し、
さらに、
Ｗ：０．０１～１．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｖ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｔａ：０．００５～０．２００％、
Ｚｒ：０．００１～０．０５０％
Ｈｆ：０．００１～０．０８０％
Ｓｎ：０．００５～０．１００％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、および
ＲＥＭ：０．００５～０．１００％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
不純物として
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００３％以下、に制限した鋼材であり、
表面のブリネル硬度がＨＢ２３０以上で、
式１で求められるＰＲＥ_Ｗ，Ｍｎが２４．０以上３４．０以下であり、
前記鋼材の溶接部評価のための試験片において、以下の（ア）に示すレーザー溶接した接合部位、または（イ）に示す溶接熱履歴を模擬した接合部位と、前記鋼材の接合部位以外の母材部のＪＩＳＧ０５９０：２０１３に定められた孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定したときに、前記接合部位のＣＰＴ（溶接部ＣＰＴ）が２５℃以上であり、前記母材部のＣＰＴ（母材部ＣＰＴ）と前記溶接部ＣＰＴの差が１５℃以下であることを特徴とする二相ステンレス熱間圧延鋼材。
ＰＲＥ_Ｗ，Ｍｎ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ・・・（式１）
ただし、式１中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０を代入する。
（ア）前記試験片を、出力を５ｋｗのファイバーレーザーで、加工点スポット径がφ０．４ｍｍとなるよう鋼板に対して垂直に照射し、シールドガスをＡｒとし、溶接速度を０．５ｍ～４．０ｍ／ｍｉｎとし、冷却速度を３３００℃／秒～７５０℃／秒として得られた接合部位。
（イ）前記試験片を、１３６０℃まで高周波誘導加熱し、５秒均熱した後、１３６０℃～９００℃の温度域を冷却速度２２℃／秒で、９００～６００℃の温度域を冷却速度７．２℃／秒でガス冷却するか、または１３６０℃～９００℃の温度域を冷却速度６０～１００℃／秒で、９００～６００℃の温度域を冷却速度６０℃／秒でガス冷却して得られた接合部位。
前記二相ステンレス熱間圧延鋼材は、帯状鋼材であることを特徴とする請求項１に記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材。
摺動部を有する構造物に使用されることを特徴とする請求項１または２に記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材。
請求項１に記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材を溶接して構成した溶接構造物。
前記溶接が、レーザー溶接である請求項４に記載の溶接構造物。
前記溶接構造物が摺動部品である請求項４または５に記載の溶接構造物。
前記溶接構造物が、汽水環境または河川において用いられる請求項４～６のいずれか１項に記載の溶接構造物。