JP7285050B2 - フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板および溶接構造物、ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板およびそれからなる溶接構造物、ならびにそれらの製造方法に関する。
二相ステンレス鋼は、鋼の組織にオーステナイト相とフェライト相の両相を有するステンレス鋼である。二相ステンレス鋼は、一般に同等の耐食性を有するオーステナイト系ステンレス鋼に対して、低Ｎｉの成分系かつ高強度であることから、合金コストが低くかつ薄肉化が可能な材料として注目を浴びている。以前から高耐食性を活かして石油化学装置材料、ポンプ材料、ケミカルタンク用材料などに厚板として使用されているが、さらに近年では、高強度を活かして構造部材用材料などへの薄板の適用も進んでいる。
二相ステンレス鋼には多くの鋼種がある。例えば、ＳＵＳ８２１Ｌ１またはＡＳＴＭ Ｓ３２１０１などに代表される、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの含有量が少なくＮ含有量が多い経済性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、省合金二相ステンレス鋼と呼ばれている。省合金二相ステンレス鋼は、汎用オーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３０４と同等以上の耐食性を有することから、その代替として用いられる場合がある。
これらの二相ステンレス鋼を溶接が必要な用途に使用する際に課題となるのが、溶接金属部および溶接熱影響部でσ相またはクロム窒化物が析出することによる耐食性低下である。そのため、二相ステンレス鋼を使用する際は、耐食性があまり問題にならない用途において限定的に使用されるか、溶接方法を制限したり溶接後の再熱処理を実施したりするなど溶接作業性を犠牲にする場合が多い。
特に、省合金二相ステンレス鋼では、クロム窒化物の生成による耐食性低下が問題になる場合が多い。その耐食性低下は、以下の機構で生じる。
二相ステンレス鋼は、加熱温度によりフェライト相とオーステナイト相との相比が変動する。二相ステンレス鋼を溶接すると、母材を溶融するための加熱によって、溶接金属部および溶接熱影響部となる部分のフェライト相の割合が増加し、オーステナイト相の割合が減少する。一方、溶接金属部および溶接熱影響部が形成される冷却時には、オーステナイト相が増加する。しかし一般に、溶接金属部および溶接熱影響部が形成されるときの冷却速度は速いため、溶接金属部および溶接熱影響部のオーステナイト相の割合は母材よりも少なくなる。
二相ステンレス鋼中のＮは、その殆どがオーステナイト相中に固溶している。しかし、溶接金属部および溶接熱影響部では、母材と比較してオーステナイト相の割合が少ないため、フェライト相中のＮ含有量が高くなっている。フェライト相中のＮの固溶限界は、オーステナイト相に比べて非常に小さいため、溶接時の冷却中に溶接金属部および溶接熱影響部のフェライト相中またはフェライト／フェライト粒界には、フェライト相に固溶しきれないＮがクロム窒化物として析出する。
このとき、クロム窒化物としてＣｒが消費されることにより、いわゆるクロム欠乏層が形成され、耐食性が低下する。したがって、溶接金属部および溶接熱影響部に析出するクロム窒化物量を低減することが溶接部の耐食性向上のために重要である。
省合金二相ステンレス鋼の溶接部材の耐食性低下を抑制または改善する方法として、特許文献１では、固溶レベルの微量Ｖ添加に加え、オーステナイト量推定式であるＮｉ－ｂａｌ．に応じてＮ含有量の上限を規定することにより、サブマージアーク溶接を想定した１３００～９００℃区間が約２６℃／ｓの冷却速度で溶接模擬加熱を実施しても溶接熱影響部の耐食性が良好な省合金二相ステンレス鋼を製造できるとされている。
また、特許文献２ではクロム窒化物析出開始温度の計算値を適切な範囲とすることにより、レーザー溶接を施した際の、溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼およびレーザー溶接部材を製造できるとされている。なお、この特許文献２では、溶接金属部の１０００℃における冷却速度推定値は４００℃／ｓ以上とされている。
さらに、一般の二相ステンレス鋼の溶接方法として、特許文献３では溶接最終パスの溶接方法を制御することでクロム窒化物の析出を抑制する技術が開示されている。
そして、特許文献４では溶接後に溶接熱影響部を７００℃～１０００℃で熱処理を施すことでオーステナイト相を再析出させ、溶接熱影響部の耐食性を回復させる技術が開示されている。
一般的に、析出物は、析出温度域で保持される時間が長い方が多く析出する。この析出温度域は析出物に応じて異なるが、一般の二相ステンレス鋼においては、オーステナイト相の析出温度域は１２００℃～９００℃であり、クロム窒化物の析出温度域は９５０℃～５５０℃程度である。
レーザー溶接またはスポット溶接などのように、溶接入熱が小さく冷却速度が速い場合には、オーステナイト相の析出温度域に保持される時間が短いため、オーステナイト相の析出が少なくなる。しかし、クロム窒化物の析出温度域に保持される時間も短いため、クロム窒化物の析出も少なくなり、結果として耐食性の低下は小さい。
一方、サブマージアーク溶接のように溶接入熱が大きく冷却速度が遅い場合には、オーステナイト相の析出温度域に保持される時間が長くなるため、Ｎが十分固溶できるだけのオーステナイト相の析出があり、クロム窒化物の析出温度域に保持される時間が長くなってもクロム窒化物は析出しづらく耐食性の低下は小さい。
しかしながら、例えば、薄板の溶接で一般に使用されるＴＩＧ溶接の冷却速度は、レーザー溶接とサブマージアーク溶接との中間である。このような冷却速度の場合には、溶接金属部および溶接熱影響部では、Ｎが十分固溶できるだけのオーステナイト相の析出がないにも関わらず、クロム窒化物の析出温度域に保持される時間が長くなるため、耐食性の低下が大きくなってしまう。
特許文献１は冷却速度が遅いサブマージアーク溶接、特許文献２は冷却速度が速いレーザー溶接を対象とし、さらに厚さが１０ｍｍ程度の厚板を対象としている。そのため、それらの中間の溶接入熱となるような溶接方法で薄板を溶接した際の、溶接金属部および溶接熱影響部の耐食性を向上させる技術については十分な検討がなされていない。
また、特許文献３では、溶接時の条件制御が重要となり、特許文献４では溶接後の熱処理が必要となる。薄板用途では大量に溶接する事が多く、溶接方法の制限または溶接後の熱処理などが難しい場合がある。さらに一般に薄板用途では溶加材を用いないため、溶加材による耐食性の改善も難しい。母材への合金元素の添加によって溶接金属部および溶接熱影響部の耐食性を向上させることは可能であるが、それには合金コストの増加という別の問題が生じる。
そのため、特に合金コストの観点から、合金添加が難しい省合金二相ステンレス鋼において、ＴＩＧ溶接のような冷却速度がレーザー溶接またはスポット溶接ほど速くも、サブマージアーク溶接ほど遅くもない溶接について、溶接方法の制限、溶接後の再熱処理の実施および溶加材による耐食性改善を必要としない、溶接部耐食性に優れた二相ステンレス鋼板が望まれている。
本発明は、オーステナイト相とフェライト相との二相を持つ二相ステンレス鋼のうち、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ等の高価な合金の含有量を抑えた省合金二相ステンレス鋼板において、溶接時の冷却速度がレーザー溶接ほど速くも、サブマージアーク溶接ほど遅くもない溶接方法で溶接した際の、溶接金属部および溶接熱影響部の耐食性低下が少なく、それにより当該鋼使用時のネックとなりうる溶接作業性の向上を図ることができ、さらに製造性の良好な、省合金フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板および溶接構造物を提供することを目的とする。
本発明者らは、種々の成分および板厚を有する鋼について、ＴＩＧ溶接で溶接した際の、溶接金属部および溶接熱影響部の耐食性に影響する因子を評価するため、種々の試験を実施した。
上記の試験結果について、溶接部の孔食電位に着目し、孔食電位を良好にする因子を調査した結果、以下の知見を得た。
（ａ）ＤＦ値が小さいほど溶接部の孔食電位が良好になる。
（ｂ）Ｃｕ含有量が少ないほど溶接部の孔食電位が良好になる。
（ｃ）母材の粒径が小さいほど溶接部の孔食電位が良好になる。
このうち、（ａ）は二相ステンレス鋼の溶接部に対して一般に知られている知見であるが、（ｂ）および（ｃ）は本調査によって初めて得られた知見である。
（ａ）ＤＦ値が小さいほど溶接部の孔食電位が良好になる。
（ｂ）Ｃｕ含有量が少ないほど溶接部の孔食電位が良好になる。
（ｃ）母材の粒径が小さいほど溶接部の孔食電位が良好になる。
このうち、（ａ）は二相ステンレス鋼の溶接部に対して一般に知られている知見であるが、（ｂ）および（ｃ）は本調査によって初めて得られた知見である。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、下記のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板および溶接構造物、ならびにそれらの製造方法を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：０．５０～６．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０８～０．２５％、
Ｃｒ：１７．０～３０．０％、
Ｎｉ：０．１０～８．００％、
Ｃｕ：０．１０～１．５０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｍｏ：０～３．５０％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～０．０５％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ａｌ：０～０．０５％、
ＲＥＭ：０～０．５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で計算されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値が４０．０未満であり、
下記（ii）式で計算されるＤＦ値が４０．０～６５．０であり、
下記（iii）式で計算される溶接部の孔食電位低下量予測値が１００ｍＶ未満であり、
鋼板の圧延方向に垂直な断面における、フェライト粒の平均結晶粒径が１２．０μｍ未満である金属組織を有する、
フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ ・・・（ｉ）
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（ii）
溶接部の孔食電位低下量予測値＝３．２ＤＦ値＋５４Ｃｕ－１１５ ・・・（iii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：０．５０～６．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０８～０．２５％、
Ｃｒ：１７．０～３０．０％、
Ｎｉ：０．１０～８．００％、
Ｃｕ：０．１０～１．５０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｍｏ：０～３．５０％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～０．０５％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ａｌ：０～０．０５％、
ＲＥＭ：０～０．５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で計算されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値が４０．０未満であり、
下記（ii）式で計算されるＤＦ値が４０．０～６５．０であり、
下記（iii）式で計算される溶接部の孔食電位低下量予測値が１００ｍＶ未満であり、
鋼板の圧延方向に垂直な断面における、フェライト粒の平均結晶粒径が１２．０μｍ未満である金属組織を有する、
フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ ・・・（ｉ）
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（ii）
溶接部の孔食電位低下量予測値＝３．２ＤＦ値＋５４Ｃｕ－１１５ ・・・（iii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｍｏ：０．１０～２．５０％、
Ｓｎ：０．０３０～１．００％、
Ｗ：０．０１～１．００％、および、
Ｖ：０．０１～１．００％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｍｏ：０．１０～２．５０％、
Ｓｎ：０．０３０～１．００％、
Ｗ：０．０１～１．００％、および、
Ｖ：０．０１～１．００％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．０５％、および、
Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
Ｔｉ：０．００５～０．０５％、および、
Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、
Ａｌ：０．００３０～０．０５％、および、
ＲＥＭ：０．００５～０．５０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、
Ａｌ：０．００３０～０．０５％、および、
ＲＥＭ：０．００５～０．５０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板からなり、溶接部の孔食電位低下量実測値が１００ｍＶ未満である、
溶接構造物。
溶接構造物。
（６）上記（１）から（４）までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板を製造する方法であって、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼を連続鋳造し、熱間圧延を行い、熱間圧延によって得られた熱延板を１１５０℃以下で焼鈍し、冷延圧下率が５０％以上である１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、１０５０℃未満で最終焼鈍を行う、
フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の製造方法。
ここで、冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚－冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値である。但し、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、最終の冷間圧延の圧下率とする。
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼を連続鋳造し、熱間圧延を行い、熱間圧延によって得られた熱延板を１１５０℃以下で焼鈍し、冷延圧下率が５０％以上である１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、１０５０℃未満で最終焼鈍を行う、
フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の製造方法。
ここで、冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚－冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値である。但し、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、最終の冷間圧延の圧下率とする。
（７）上記（５）に記載の溶接構造物を製造する方法であって、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板に対して、板厚１ｍｍあたり５００～３０００Ｊ／ｃｍの溶接入熱となる条件で溶接を行う、
溶接構造物の製造方法。
上記（１）から（４）までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板に対して、板厚１ｍｍあたり５００～３０００Ｊ／ｃｍの溶接入熱となる条件で溶接を行う、
溶接構造物の製造方法。
本発明によれば、省合金二相ステンレス鋼板において、溶接部の耐食性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およびそれを用いた溶接構造物を得ることが可能になる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．鋼板の化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５０％以下
Ｃは、オーステナイト相に固溶して強度を高める元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の強度が高くなり加工性が劣化する。また、Ｃｒ炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらす。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以下とする。Ｃ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましい。また、耐食性の点からＣは低くする方が好ましいが、現存の製鋼設備ではＣ含有量を０．００２％以下に低下させるには大きなコスト増加を招く。そのため、Ｃ含有量は０．００２％以上であることが好ましい。
Ｃは、オーステナイト相に固溶して強度を高める元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の強度が高くなり加工性が劣化する。また、Ｃｒ炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらす。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以下とする。Ｃ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましい。また、耐食性の点からＣは低くする方が好ましいが、現存の製鋼設備ではＣ含有量を０．００２％以下に低下させるには大きなコスト増加を招く。そのため、Ｃ含有量は０．００２％以上であることが好ましい。
Ｓｉ：２．００％以下
Ｓｉは、脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために添加されたりする場合がある。しかし、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、鋼板の硬質化をもたらし、靭性および加工性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．５０％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量を極少量まで低減するためには、鋼の精錬時のコスト増加を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３％以上であることが好ましい。
Ｓｉは、脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために添加されたりする場合がある。しかし、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、鋼板の硬質化をもたらし、靭性および加工性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．５０％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量を極少量まで低減するためには、鋼の精錬時のコスト増加を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３％以上であることが好ましい。
Ｍｎ：０．５０～６．００％
Ｍｎは、オーステナイト相を増加させ、また窒素の固溶度を上げ製造時の気泡欠陥などを抑制する効果を有する。しかし、Ｍｎを多量に含有すると、耐食性および熱間加工性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～６．００％とする。Ｍｎ含有量は１．００％以上であるのが好ましく、２．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は４．００％以下であるのが好ましい。
Ｍｎは、オーステナイト相を増加させ、また窒素の固溶度を上げ製造時の気泡欠陥などを抑制する効果を有する。しかし、Ｍｎを多量に含有すると、耐食性および熱間加工性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～６．００％とする。Ｍｎ含有量は１．００％以上であるのが好ましく、２．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は４．００％以下であるのが好ましい。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料にも含有されているため、低減することが困難であるが、Ｐを多量に含有すると成形性を低下させる。Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましい。
Ｐは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料にも含有されているため、低減することが困難であるが、Ｐを多量に含有すると成形性を低下させる。Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましい。
Ｓ：０．０５０％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、Ｍｎと結合して介在物を作り、発銹の基点となる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓ含有量は低いほど耐食性が向上するので、０．００３０％以下であるのが好ましい。
Ｓは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、Ｍｎと結合して介在物を作り、発銹の基点となる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓ含有量は低いほど耐食性が向上するので、０．００３０％以下であるのが好ましい。
Ｎ：０．０８～０．２５％
Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度および耐食性を高めて省合金化に寄与する元素である。しかしながら、Ｎは、溶接冷却時のクロム窒化物の析出に大きく影響する元素である。０．２５％を超えて含有させると、溶接金属部および溶接熱影響部のクロム窒化物の析出量が多く、母材試料と溶接部との耐食性差が大きくなる。したがって、Ｎ含有量は、０．０８～０．２５％とする。強度および耐食性の観点からは、Ｎ含有量は０．１５％以上であるのが好ましい。また、クロム窒化物の析出を抑制する観点からは、Ｎ含有量は０．２０％であるのが好ましい。
Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度および耐食性を高めて省合金化に寄与する元素である。しかしながら、Ｎは、溶接冷却時のクロム窒化物の析出に大きく影響する元素である。０．２５％を超えて含有させると、溶接金属部および溶接熱影響部のクロム窒化物の析出量が多く、母材試料と溶接部との耐食性差が大きくなる。したがって、Ｎ含有量は、０．０８～０．２５％とする。強度および耐食性の観点からは、Ｎ含有量は０．１５％以上であるのが好ましい。また、クロム窒化物の析出を抑制する観点からは、Ｎ含有量は０．２０％であるのが好ましい。
Ｃｒ：１７．０～３０．０％
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｃｒを多量に含有すると、熱間加工割れをもたらし、また、溶接金属部および溶接熱影響部でのクロム窒化物の析出量が多くなる。したがって、Ｃｒ含有量は１７．０～３０．０％とする。Ｃｒ含有量は２０．０％以上であるのが好ましく、２１．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は２５．０％以下であるのが好ましく、２３．０％以下であるのがより好ましく、２２．０％以下であるのがさらに好ましい。
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｃｒを多量に含有すると、熱間加工割れをもたらし、また、溶接金属部および溶接熱影響部でのクロム窒化物の析出量が多くなる。したがって、Ｃｒ含有量は１７．０～３０．０％とする。Ｃｒ含有量は２０．０％以上であるのが好ましく、２１．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は２５．０％以下であるのが好ましく、２３．０％以下であるのがより好ましく、２２．０％以下であるのがさらに好ましい。
Ｎｉ：０．１０～８．００％
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、ＤＦ値を調整するために重要な元素である。また、Ｎｉは耐食性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎｉを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらし、またＤＦ値が低くなることで応力腐食割れなどの問題が生じる可能性がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．１０～８．００％とする。Ｎｉ含有量は１．００％以上であるのが好ましい。また、Ｎｉ含有量は６．００％以下であるのが好ましく、４．００％以下であるのがより好ましく、３．００％以下であるのがさらに好ましい。
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、ＤＦ値を調整するために重要な元素である。また、Ｎｉは耐食性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎｉを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらし、またＤＦ値が低くなることで応力腐食割れなどの問題が生じる可能性がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．１０～８．００％とする。Ｎｉ含有量は１．００％以上であるのが好ましい。また、Ｎｉ含有量は６．００％以下であるのが好ましく、４．００％以下であるのがより好ましく、３．００％以下であるのがさらに好ましい。
Ｃｕ：０．１０～１．５０％
Ｃｕは、耐硫酸性の向上に非常に有効な元素である。しかし、上述のように、本発明者らは、Ｃｕが溶接部の孔食電位を劣化させる元素であることを見出した。図１は、ＤＦ値が同等でＣｕ含有量の異なる試料の溶接熱影響部および溶接金属部の断面組織写真である。図１に示すように、ＤＦ値が同等でもＣｕ含有量が少ない試料では、溶接金属部の黒色にエッチングされた領域、つまりクロム窒化物の析出部の面積は、Ｃｕ含有量が多い試料に比べて明らかに小さいことが分かる。
Ｃｕは、耐硫酸性の向上に非常に有効な元素である。しかし、上述のように、本発明者らは、Ｃｕが溶接部の孔食電位を劣化させる元素であることを見出した。図１は、ＤＦ値が同等でＣｕ含有量の異なる試料の溶接熱影響部および溶接金属部の断面組織写真である。図１に示すように、ＤＦ値が同等でもＣｕ含有量が少ない試料では、溶接金属部の黒色にエッチングされた領域、つまりクロム窒化物の析出部の面積は、Ｃｕ含有量が多い試料に比べて明らかに小さいことが分かる。
特に、Ｃｕ含有量が１．５０％を超えると、孔食電位差を大きくし溶接金属部および溶接熱影響部の耐食性を劣化させる。したがって、Ｃｕ含有量は０．１０～１．５０％とする。Ｃｕ含有量は０．３０％以上であるのが好ましく、０．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｕ含有量は１．００％以下であるのが好ましく、０．７５％以下であるのがより好ましい。
本発明に係るフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板は、耐食性を向上させることを目的として、必要に応じて、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、ＷおよびＶから選択される１種以上を含有させてもよい。
Ｎｂ：０～０．１０％
Ｎｂは、Ｎと化合物を作ることでクロム窒化物の析出を抑制する効果があるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｎｂを多量に含有すると、鋼板の加工性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０４％以上であるのがより好ましい。
Ｎｂは、Ｎと化合物を作ることでクロム窒化物の析出を抑制する効果があるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｎｂを多量に含有すると、鋼板の加工性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０４％以上であるのがより好ましい。
Ｍｏ：０～３．５０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｏを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらし、また溶接部のσ相の析出による耐食性低下が問題となる。したがって、Ｍｏ含有量は３．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。また、Ｍｏ含有量は２．５０％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましく、０．６０％以下であるのがさらに好ましい。
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｏを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらし、また溶接部のσ相の析出による耐食性低下が問題となる。したがって、Ｍｏ含有量は３．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。また、Ｍｏ含有量は２．５０％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましく、０．６０％以下であるのがさらに好ましい。
Ｓｎ：０～１．００％
Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｓｎを多量に含有すると、熱間加工性を悪化させる。したがって、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０３０％以上であるのが好ましい。
Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｓｎを多量に含有すると、熱間加工性を悪化させる。したがって、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０３０％以上であるのが好ましい。
Ｗ：０～１．００％
Ｗは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｗを多量に含有すると、圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなる。したがって、Ｗ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｗ含有量は０．５０％以下であるのが好ましい。
Ｗは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｗを多量に含有すると、圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなる。したがって、Ｗ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｗ含有量は０．５０％以下であるのが好ましい。
Ｖ：０～１．００％
Ｖは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｖを多量に含有すると、圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなる。したがって、Ｖ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｖ含有量は０．５０％以下であるのが好ましい。
Ｖは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｖを多量に含有すると、圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなる。したがって、Ｖ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｖ含有量は０．５０％以下であるのが好ましい。
本発明に係るフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板は、熱間加工性および成形性を向上させることを目的として、必要に応じて、ＴｉおよびＢから選択される１種以上を含有させてもよい。
Ｔｉ：０～０．０５％
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、溶接熱影響部の粗大化を防止し、さらには凝固組織を微細等軸晶化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｔｉを多量に含有すると、均一伸びおよび局部伸びを低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、溶接熱影響部の粗大化を防止し、さらには凝固組織を微細等軸晶化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｔｉを多量に含有すると、均一伸びおよび局部伸びを低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
Ｂ：０～０．００５０％
Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｂを多量に含有すると、耐食性が著しく劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。また、Ｂ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。
Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｂを多量に含有すると、耐食性が著しく劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。また、Ｂ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。
本発明に係るフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板は、精錬時に脱酸および脱硫を行うことを目的として、必要に応じて、Ｃａ、Ｍｇ、ＡｌおよびＲＥＭから選択される１種以上を含有させてもよい。
Ｃａ：０～０．００５０％
Ｃａは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃａを多量に含有すると、熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ｃａは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃａを多量に含有すると、熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ｍｇ：０～０．００５０％
Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｇを多量に含有すると、製鋼工程でのコスト増加をもたらす。したがって、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｇを多量に含有すると、製鋼工程でのコスト増加をもたらす。したがって、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ａｌ：０～０．０５％
Ａｌは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ａｌを多量に含有すると、製造疵の増加ならびに原料コストの増加を招く。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００３０％以上であるのが好ましい。
Ａｌは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ａｌを多量に含有すると、製造疵の増加ならびに原料コストの増加を招く。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００３０％以上であるのが好ましい。
ＲＥＭ：０～０．５０％
ＲＥＭ（希土類元素）は、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、ＲＥＭを多量に含有すると、製造性を損なうとともにコスト増加をもたらす。したがって、ＲＥＭ含有量は０．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０２０％以上であるのが好ましく、０．２０％以下であるのが好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、ＲＥＭを多量に含有すると、製造性を損なうとともにコスト増加をもたらす。したがって、ＲＥＭ含有量は０．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０２０％以上であるのが好ましく、０．２０％以下であるのが好ましい。
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、ＹおよびＬａ～Ｌｕまでの１５元素（ランタノイド）の計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本発明の鋼板の化学組成は、各元素の含有量が上述した範囲内であるのに加えて、下記に示す式によって算出されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値、ＤＦ値および溶接部の孔食電位低下量予測値がそれぞれ所定の範囲内である必要がある。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値：４０．０未満
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は、ステンレス鋼板の耐孔食性を示す一般的な指標であり、鋼板の化学組成から、下記（ｉ）式で計算される。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は、ステンレス鋼板の耐孔食性を示す一般的な指標であり、鋼板の化学組成から、下記（ｉ）式で計算される。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値の増加は、ＣｒおよびＭｏの含有量の増加による、合金コスト増加およびσ相の析出の問題を生じさせるおそれがある。さらに、Ｎ含有量の増加およびＭｎ含有量の低減による窒素気泡の発生が問題になる。したがって、ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は４０．０未満とする。ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は３０．０未満であるのが好ましく、２７．０未満であるのがより好ましい。下限は特に規定する必要はないが、ＳＵＳ３０４相当の耐食性を得るためには、１８．０以上であるのが好ましく、２０．０以上であるのがより好ましい。
ＤＦ値：４０．０～６５．０
ＤＦ値は、オーステナイト相の安定度を示す指標であり、鋼板の化学組成から、下記（ii）式で計算される。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（ii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
ＤＦ値は、オーステナイト相の安定度を示す指標であり、鋼板の化学組成から、下記（ii）式で計算される。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（ii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
オーステナイト相はフェライト相に比べてＮの固溶限が大きく、溶接冷却時のオーステナイト相の析出はクロム窒化物の析出を抑制する。したがって、耐食性の観点からはＤＦ値は小さいほうが望ましい。一方、ＤＦ値が小さいと熱間加工性が悪化し製造時に問題が生じるとともに耐応力腐食割れ性が劣化する。したがって、ＤＦ値は４０．０～６５．０とする。ＤＦ値は４５．０以上であるのが好ましく、６０．０以下であるのが好ましい。
溶接部の孔食電位低下量予測値：１００ｍＶ未満
溶接部の孔食電位低下量予測値は、ＤＦ値および鋼板中のＣｕの化学組成から、下記（iii）式で計算される値である。
溶接部の孔食電位低下量予測値＝３．２ＤＦ値＋５４Ｃｕ－１１５ ・・・（iii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
溶接部の孔食電位低下量予測値は、ＤＦ値および鋼板中のＣｕの化学組成から、下記（iii）式で計算される値である。
溶接部の孔食電位低下量予測値＝３．２ＤＦ値＋５４Ｃｕ－１１５ ・・・（iii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
（iii）式において、ＤＦ値は二相ステンレス鋼の鋳片表層のδ－Ｆｅ量の指標であり、小さいほうがオーステナイト相の安定度が高い。係数が正であることは、ＤＦ値が小さいほど溶接部の耐孔食性が良好であることを意味している。これは溶接金属部および溶接熱影響部で冷却中のオーステナイト相の析出が多く、固溶される窒素が多いためだと考えられ、過去知見と矛盾しない。
また、Ｃｕの係数は正であり、Ｃｕ含有量が低いほど溶接部の耐孔食性が良好であることを意味している。この原因については完全に解明されてはいないが、Ｃｕは窒素と反発相互作用を有する元素であるため、Ｃｕ含有量が高くなると鋼中の固溶Ｃｕによって窒素が窒化物として析出しやすくなることが考えられる。
以上の知見に基づいて、上記（iii）式が導出された。なお、後述するように、溶接部の孔食電位低下量の予測値と溶接部の孔食電位低下量の実測値とはよく一致する。
溶接部は母材部よりも耐食性が低下するため、使用可能な環境は溶接部の耐食性で決定される。溶接部の耐食性を担保するために合金添加によってＰＲＥＮ＿Ｍｎ値を上げる必要があるが、前述の理由のため難しい。省合金二相鋼はＳＵＳ３０４またはＳＵＳ３１６Ｌの代替鋼種としての用途が存在するが、その場合に許容される孔食電位低下量は１００ｍＶである。
そのため、溶接部の孔食電位低下量予測値は１００ｍＶ未満とする。また、成分調整および製造条件の厳密化によるコスト増の観点から、９０ｍＶ以下であるのが好ましく、８５ｍＶ以下であるのがより好ましい。溶接部の孔食電位低下量は小さいほうが望ましいため下限は設けない。
２．鋼板の金属組織
フェライト粒の平均結晶粒径：１２．０μｍ未満
上述のように、本発明者らは、溶接前のフェライト粒の平均結晶粒径が小さいほど、溶接熱影響部においてクロム窒化物の析出が少なくなり、良好な溶接部耐食性が得られることを見出した。この原因として、フェライト粒径が小さいほどオーステナイト析出サイトであるフェライト／フェライト粒界が多いため、溶接冷却時のオーステナイト相析出が促進され、窒素が多く固溶されたことが考えられる。
フェライト粒の平均結晶粒径：１２．０μｍ未満
上述のように、本発明者らは、溶接前のフェライト粒の平均結晶粒径が小さいほど、溶接熱影響部においてクロム窒化物の析出が少なくなり、良好な溶接部耐食性が得られることを見出した。この原因として、フェライト粒径が小さいほどオーステナイト析出サイトであるフェライト／フェライト粒界が多いため、溶接冷却時のオーステナイト相析出が促進され、窒素が多く固溶されたことが考えられる。
そのため、フェライト粒の平均結晶粒径は１２．０μｍ未満とする。上記平均結晶粒径は８．０μｍ未満であるのが好ましい。また、平均結晶粒径の下限は特に規定する必要はないが、平均結晶粒径を過度に小さくすると伸びが低下するため、２．０μｍ以上であるのが好ましい。なお、本発明において、フェライト粒の平均結晶粒径は、Ｃ断面（圧延長さ方向に垂直な面を圧延方向から観察した面）の電子後方散乱解析像法（ＥＢＳＰ）を用いた測定により、フェライト粒の投影面積円相当径の測定結果の平均値を算出することにより求める。
３．鋼板の製造方法
本発明に係るフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の製造方法については、特に制限は設けないが、例えば、上記の化学組成を有する鋼を連続鋳造し、熱間圧延を行い、熱間圧延によって得られた熱延板を１１５０℃以下で焼鈍し、冷延圧下率が５０％以上である１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、１０５０℃未満で最終焼鈍を行うことによって製造することができる。
本発明に係るフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の製造方法については、特に制限は設けないが、例えば、上記の化学組成を有する鋼を連続鋳造し、熱間圧延を行い、熱間圧延によって得られた熱延板を１１５０℃以下で焼鈍し、冷延圧下率が５０％以上である１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、１０５０℃未満で最終焼鈍を行うことによって製造することができる。
熱延板焼鈍温度：１１５０℃以下
最終製品のフェライト粒径を小さくするためには、冷延素材である熱延焼鈍板でのフェライト粒径を小さくする必要がある。熱延板焼鈍温度が１１５０℃を超えると、最終焼鈍後のフェライト相粒径が１２．０μｍ以上となり、溶接部の耐食性が劣化するおそれがある。したがって、熱延板焼鈍温度は１１５０℃以下とする。
最終製品のフェライト粒径を小さくするためには、冷延素材である熱延焼鈍板でのフェライト粒径を小さくする必要がある。熱延板焼鈍温度が１１５０℃を超えると、最終焼鈍後のフェライト相粒径が１２．０μｍ以上となり、溶接部の耐食性が劣化するおそれがある。したがって、熱延板焼鈍温度は１１５０℃以下とする。
下限は特に設けないが、熱延板焼鈍温度が１０００℃未満であると、十分な再結晶ができず冷間圧延を実施しづらくなるため、１０００℃以上とすることが好ましい。熱延板焼鈍温度は１０５０℃超であるのがより好ましい。実用上は１１００℃超であってよい。好適温度範囲に制御することによって、その後の冷延における冷延率を上げることができ、最終焼鈍におけるフェライト粒径の制御が容易になるため、実用上好適である。
冷延率：５０％以上
冷延率が５０％未満であると、冷延焼鈍後のフェライト相粒径が１２．０μｍ以上となり、溶接部の耐食性が劣化するおそれがある。したがって、冷間圧延を行うに際しては、その冷延率は５０％以上とする。より好ましくは６０％以上であり、さらに好ましくは７５％以上である。ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚－冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値である。但し、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、最終の冷間圧延の圧下率とする。
冷延率が５０％未満であると、冷延焼鈍後のフェライト相粒径が１２．０μｍ以上となり、溶接部の耐食性が劣化するおそれがある。したがって、冷間圧延を行うに際しては、その冷延率は５０％以上とする。より好ましくは６０％以上であり、さらに好ましくは７５％以上である。ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚－冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値である。但し、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、最終の冷間圧延の圧下率とする。
最終焼鈍温度：１０５０℃未満
最終焼鈍温度が１０５０℃以上であると、最終焼鈍後のフェライト相粒径が１２．０μｍ以上となり、溶接部の耐食性が劣化するおそれがある。したがって、最終焼鈍温度は１０５０℃未満とする。下限は特に設けないが、最終焼鈍温度が１０００℃未満である場合は十分な再結晶が出来ず加工性が劣化するため１０００℃以上とすることが好ましい。
最終焼鈍温度が１０５０℃以上であると、最終焼鈍後のフェライト相粒径が１２．０μｍ以上となり、溶接部の耐食性が劣化するおそれがある。したがって、最終焼鈍温度は１０５０℃未満とする。下限は特に設けないが、最終焼鈍温度が１０００℃未満である場合は十分な再結晶が出来ず加工性が劣化するため１０００℃以上とすることが好ましい。
４．溶接構造物
本発明に係る溶接構造物は、上述した化学組成および金属組織を有する鋼板に対して、後述する条件において溶接を実施することによって得られる。そのようにして得られた溶接構造物は、溶接部の孔食電位低下量の実測値が１００ｍＶ未満となるため、ＳＵＳ３０４またはＳＵＳ３１６Ｌの代替鋼種としての用途に好適である。
本発明に係る溶接構造物は、上述した化学組成および金属組織を有する鋼板に対して、後述する条件において溶接を実施することによって得られる。そのようにして得られた溶接構造物は、溶接部の孔食電位低下量の実測値が１００ｍＶ未満となるため、ＳＵＳ３０４またはＳＵＳ３１６Ｌの代替鋼種としての用途に好適である。
５．溶接構造物の製造方法
本発明に係る溶接構造物を製造する方法についても、特に制限は設けない。しかし、溶接部における耐食性を確保する観点からは、上記のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板に対して、板厚１ｍｍあたり５００～３０００Ｊ／ｃｍの溶接入熱となる条件で溶接を行うことが好ましい。
本発明に係る溶接構造物を製造する方法についても、特に制限は設けない。しかし、溶接部における耐食性を確保する観点からは、上記のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板に対して、板厚１ｍｍあたり５００～３０００Ｊ／ｃｍの溶接入熱となる条件で溶接を行うことが好ましい。
なお、板厚１ｍｍあたりの溶接入熱は、溶接電流Ｉ（Ａ）、溶接電圧Ｅ（Ｖ）、溶接速度ｖ（ｃｍ／ｓ）、板厚ｔ（ｍｍ）を用いて、下記（iv）式により計算される。
板厚１ｍｍあたりの溶接入熱（Ｊ／ｃｍ／ｍｍ）＝Ｉ×Ｅ÷ｖ÷ｔ ・・・（iv）
板厚１ｍｍあたりの溶接入熱（Ｊ／ｃｍ／ｍｍ）＝Ｉ×Ｅ÷ｖ÷ｔ ・・・（iv）
上記の溶接入熱が５００Ｊ／ｃｍ／ｍｍ未満では、溶接時に裏面まで溶融できず、溶接部の強度が低下する。また、溶接入熱が３０００Ｊ／ｃｍ／ｍｍ超では、溶接部の溶け落ちが頻発し、溶接部の強度が低下する。したがって、板厚１ｍｍあたりの溶接入熱は５００～３０００Ｊ／ｃｍ／ｍｍとする。
なお、薄板でこのような溶接入熱となる溶接方法の１つにＴＩＧ溶接がある。発明者らの熱電対を用いた溶接部の冷却速度の実測では、溶接冷却時の溶接金属部の１２００～９００℃の区間の冷却速度は、サブマージアーク溶接では３０℃／ｓ以下、レーザー溶接では４００℃／ｓ以上であったのに対して、上記の入熱範囲でＴＩＧ溶接を行った場合には、６０～３００℃／ｓであった。
なお、その他の溶接方法または溶接条件および溶加材の使用有無については、適宜設定することが可能であり、何ら限定されるものではない。また、鋼板形状、溶接継手形状についても何ら限定されるものではない。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片とし、板厚５ｍｍに熱間圧延した後、焼鈍を実施した。この熱延焼鈍板に対して冷間圧延を施すことよって、板厚１～３ｍｍの冷延鋼板を作製し、その後、最終焼鈍を実施した。
溶接前の鋼板の組織形態を調査するために、製造した冷延焼鈍鋼板の圧延幅方向中心位置の圧延長さ方向に垂直な断面（Ｃ断面）の金属組織をＥＢＳＰにより調査した。このＥＢＳＰによる調査では、相の同定および結晶粒径の測定を行った。
そして、ＥＢＳＰより得られたデータを結晶粒ごとにフェライト粒（ＢＣＣ相）およびオーステナイト粒（ＦＣＣ相）に分類し、その境界を結晶粒界とした。また、同一の結晶構造を有する粒同士が隣接している場合は、隣接する測定点における結晶方位差が１５°以上の箇所については結晶粒界とみなした。フェライト粒（ＢＣＣ相）の各粒の投影面積円相当径を測定した。
その後、製造した冷延焼鈍鋼板に対して、１パスのＴＩＧなめつけ溶接を、シールドガスをＡｒガスとし、溶加材を使用せず、所定の電流・電圧・速度条件において、長さ３００ｍｍ以上行った。
それらの製造条件を表２にまとめて示す。なお、表２中の符号の意味は、以下に示すとおりである。
ＨＡ：熱延板焼鈍温度（℃）
ＦＡ：最終焼鈍温度（℃）
α粒径：溶接前の鋼板のフェライト粒の平均結晶粒径（μｍ）
ＨＡ：熱延板焼鈍温度（℃）
ＦＡ：最終焼鈍温度（℃）
α粒径：溶接前の鋼板のフェライト粒の平均結晶粒径（μｍ）
溶接前の鋼板について、その表皮下０．２ｍｍの面に対して研磨粒度＃６００で湿式研磨した後、ＪＩＳ Ｇ ０５７７に定められた方法にて、３０℃の１ｍｏｌ／Ｌ ＮａＣｌ溶液と飽和塩化銀電極（ＳＳＥ）を用いて、電流密度１００μＡ／ｃｍ２に対応する孔食電位（Ｖ´ｃ１００）を測定し、測定データ６個を平均した値を母材部の孔食電位平均値とした。
さらに、上記で溶接を施した鋼板について、溶接開始点または終了点から５０ｍｍ以上離れており、かつ裏面まで溶融しており溶け落ちなどの不良がない部分を溶接定常部とし、その表皮下０．２ｍｍの面に対して研磨粒度＃６００で湿式研磨した後、ＪＩＳ Ｇ ０５７７に定められた方法にて、３０℃の１ｍｏｌ／Ｌ ＮａＣｌ溶液および飽和塩化銀電極（ＳＳＥ）を用いて、電流密度１００μＡ／ｃｍ２に対応する孔食電位（Ｖ´ｃ１００）を測定し、測定データ６個を平均した値を溶接部の孔食電位平均値とした。
なお、試験片は幅３～６ｍｍ程度の溶接線を中央として、測定面積１ｃｍ２に溶接長が１０ｍｍ含まれるように作製した。したがって、試験片の測定面積中には、溶接金属部、溶接熱影響部および母材部が含まれている。孔食電位の測定後に試験片の孔食発生位置を確認し、溶接金属部または溶接熱影響部以外の、例えば樹脂との隙間部などで孔食が発生している場合は、測定データから除いた。また、測定データを採取した前記試験片の部位は、本発明においては溶接部と定義した。溶接部は、溶接金属部および溶接熱影響部から構成される。
そして、母材部の孔食電位測定データ６個の平均値から、溶接部の孔食電位測定データ６個の平均値を引いた値（Ｖ´ｃ１００ ｍＶ ｖｓ ＳＳＥ）を、孔食電位低下量実測値として求めた。
なお、溶接部の外観評価において、溶接裏ビードが出ず、溶接定常部が採取できなかった鋼板に「裏波出ず」、溶接の溶け落ちが発生し、溶接定常部が採取できなかった鋼板に「溶落ち大」と記載した。
上記の結果を表２に併せて示す。
試料番号１－１および１－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号１－３は比較例であり、ＨＡが高すぎるため、α粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号２－１および２－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号２－３は比較例であり、ＦＡが高すぎるためα粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号３－１および３－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号３－３は比較例であり、ＦＡが高すぎるためα粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号４－１および４－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号４－３は比較例であり、ＨＡが高すぎるためα粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号５－１および５－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号５－３は比較例であり、冷延率が低すぎるためα粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号６－１および６－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号６－３は参考例であり、溶接入熱が小さすぎたため、板の裏まで溶け切らずに溶接定常部が採取できず、孔食電位試験が実施できなかった。
試料番号７－１および７－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号７－３は参考例であり、溶接入熱が大きすぎたため、溶接部で溶け落ちが発生して溶接定常部が採取できず、孔食電位試験が実施できなかった。
試料番号８－１および８－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号８－３は参考例であり、溶接入熱が小さすぎたため、板の裏まで溶け切らずに溶接定常部が採取できず、孔食電位試験が実施できなかった。
試料番号９－１および９－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号９－３は比較例であり、冷延率が低すぎるためα粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号１０－１および１０－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号１０－３は比較例であり、ＨＡが高すぎるためα粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号１１－１および１１－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号１２－３は参考例であり、溶接入熱が大きすぎたため、溶接部で溶け落ちが発生して溶接定常部が採取できず、孔食電位試験が実施できなかった。
試料番号１２－１および１２－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号１２－３は比較例であり、ＦＡが高すぎるためα粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号１３－１および１３－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号１３－３は比較例であり、冷延率が低すぎるためα粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号１４－１および１４－２は本発明例であり、溶接部の孔食電位低下量実測値は良好であった。試料番号１４－３は比較例であり、ＦＡが高すぎるためα粒径が大きくなり、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号１５－１、１５－２および１５－３は比較例であり、Ｃｕ含有量が高く、孔食電位低下量予測値が１００ｍＶ以上のため、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号１６－１、１６－２および１６－３は比較例であり、ＤＦ値が高く孔食電位低下量予測値が１００ｍＶ以上のため、孔食電位低下量実測値が悪化する結果となった。
試料番号１７－１は比較例であり、ＤＦ値が低く、規定範囲から外れているため、熱間圧延時に１０ｍｍ以上の大きな耳割れが発生した。そのため、それ以降の実験は中止した。
以上説明したように、本発明例では良好な熱間加工性および溶接部の孔食電位が得られた。一方、参考例では、溶接入熱が過大または過小であったため、適切な溶接継手を作製できなかった。また、比較例では、フェライト粒径が大きいか、もしくは溶接部の孔食電位低下量予測値が１００ｍＶ以上であったため、溶接部の孔食電位低下量実測値が１００ｍＶ以上となるか、またはＤＦ値が小さすぎるため熱間加工性が不良であった。
図２は、溶接部の孔食電位低下量予測値と実際に測定した孔食電位低下量との関係を示す図である。図２中においては、粒径が本発明の特許請求の範囲外となる例は白抜きで示し、孔食電位以外の要因で本発明の特許請求の範囲外となる例は除いている。図２に示すように、溶接部の孔食電位低下量の予測値と溶接部の孔食電位低下量の実測値とはよく一致することが分かる。
本発明によれば、省合金二相ステンレス鋼板において、溶接部の耐食性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およびそれを用いた溶接構造物を得ることが可能になる。
Claims (7)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：０．５０～６．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０８～０．２５％、
Ｃｒ：１７．０～３０．０％、
Ｎｉ：０．１０～８．００％、
Ｃｕ：０．１０～１．５０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｍｏ：０．１０～２．５０％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～０．０５％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ａｌ：０～０．０５％、
ＲＥＭ：０～０．５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で計算されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値が４０．０未満であり、
下記（ii）式で計算されるＤＦ値が４０．０～６５．０であり、
下記（iii）式で計算される溶接部の孔食電位低下量予測値が１００ｍＶ未満であり、
鋼板の圧延方向に垂直な断面における、フェライト粒の平均結晶粒径が１２．０μｍ未満である金属組織を有する、
フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ ・・・（ｉ）
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（ii）
溶接部の孔食電位低下量予測値＝３．２ＤＦ値＋５４Ｃｕ－１１５ ・・・（iii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｓｎ：０．０３０～１．００％、
Ｗ：０．０１～１．００％、および、
Ｖ：０．０１～１．００％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．０５％、および、
Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または請求項２に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、
Ａｌ：０．００３０～０．０５％、および、
ＲＥＭ：０．００５～０．５０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項３までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。 - 請求項１から請求項４までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板からなり、溶接部の孔食電位低下量実測値が１００ｍＶ未満である、
溶接構造物。 - 請求項１から請求項４までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板を製造する方法であって、
請求項１から請求項４までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼を連続鋳造し、熱間圧延を行い、熱間圧延によって得られた熱延板を１０００℃以上１１５０℃以下で焼鈍し、冷延圧下率が５０％以上である１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、１０００℃以上１０５０℃未満で最終焼鈍を行う、
フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の製造方法。
ここで、冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚－冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値である。但し、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、最終の冷間圧延の圧下率とする。 - 請求項５に記載の溶接構造物を製造する方法であって、
請求項１から請求項４までのいずれかに記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板に対して、板厚１ｍｍあたり５００～３０００Ｊ／ｃｍ／ｍｍの溶接入熱となる条件で溶接を行う、
溶接構造物の製造方法。
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