JP7436821B2 - 二相ステンレス鋼材 - Google Patents
二相ステンレス鋼材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7436821B2 JP7436821B2 JP2020054893A JP2020054893A JP7436821B2 JP 7436821 B2 JP7436821 B2 JP 7436821B2 JP 2020054893 A JP2020054893 A JP 2020054893A JP 2020054893 A JP2020054893 A JP 2020054893A JP 7436821 B2 JP7436821 B2 JP 7436821B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- duplex stainless
- stainless steel
- steel
- test
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910001039 duplex stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims description 64
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims description 46
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 78
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 78
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 11
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 8
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 26
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 26
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 21
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 19
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 18
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 18
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 16
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 16
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 14
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 13
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 13
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 12
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 12
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N Dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 11
- 238000000034 method Methods 0.000 description 11
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 10
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 10
- 229910000037 hydrogen sulfide Inorganic materials 0.000 description 10
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 10
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 9
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 8
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 6
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 6
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 6
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 6
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 5
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 4
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 4
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 4
- MUBZPKHOEPUJKR-UHFFFAOYSA-N Oxalic acid Chemical compound OC(=O)C(O)=O MUBZPKHOEPUJKR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 3
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 3
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 3
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 2
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M Chloride anion Chemical compound [Cl-] VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000004113 Sepiolite Substances 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 1
- 239000011324 bead Substances 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 1
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 1
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- -1 nitrogen Chemical compound 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 235000006408 oxalic acid Nutrition 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 238000013001 point bending Methods 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は、二相ステンレス鋼材に関する。
油田及びガス田から産出される石油及び天然ガスは、随伴ガスを含有する。随伴ガスは、炭酸ガス（ＣＯ２）及び硫化水素（Ｈ２Ｓ）等の腐食性ガスを含有する。ラインパイプは、上述の腐食性ガスを含有する石油や天然ガスを輸送する。そのため、ラインパイプでは、硫化物応力腐食割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＳＳＣ）、及び、肉厚減少の原因となる全面腐食割れが問題になる。
ＳＳＣは、割れの進展速度が大きく、発生から短時間でラインパイプを貫通する。そのためラインパイプ用の材料には、耐食性のうち、特に耐ＳＳＣ性が要求される。二相ステンレス鋼は、高い耐食性を有するため、ラインパイプ用の材料として利用されている。
鋼管を高強度化すれば、ラインパイプ用鋼管を薄肉化でき、製造コストを削減することができる。そのため、ラインパイプ用途の二相ステンレス鋼の高強度化が要求されている。特開２００３－１７１７４３号公報（特許文献１）、特開平５－１３２７４１号公報（特許文献２）、特許第５２０６９０４号公報（特許文献３）、及び特許第５１７０３５１号公報（特許文献４）は、高強度を有する二相ステンレス鋼を提案する。
特許文献１の二相ステンレス鋼は、Ｍｏを２．００％以上含有し、かつ、Ｗを含有する。Ｍｏ及びＷの固溶強化によって、二相ステンレス鋼の強度が高まる。同公報の二相ステンレス鋼はさらに、Ｃｒを２２．００～２８．００％含有し、Ｎｉを３．００～５．００％含有する。これによって、二相ステンレス鋼の耐食性が高まる。
特許文献２の二相ステンレス鋼は、Ｍｏを２．０％以上含有し、かつＷを含有する。さらに、ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎを４０以上にする。Ｍｏ及びＷを含有することによって、二相ステンレス鋼の強度が高まる。さらに、ＰＲＥＷを４０以上にすることによって、二相ステンレス鋼の耐食性が高まる。
特許文献３は、フェライト率を５０％以上にする。これによって、降伏強度５５０ＭＰａ（８０ｋｓｉ）以上の高強度が得られるとしている。同公報ではさらに、Ｃｒを２０．０～２８．０％、Ｎｉを４．００～８．００％、Ｍｏを０．５０～２．００％、Ｃｕを２．００％を超えて４．００％以下、Ｎを０．１００～０．３５０％含有し、２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６を満たすことで、二相ステンレス鋼の耐食性を確保する。
特許文献４は、Ｍｎの含有量を５．０％よりも高く１０％以下とする。これによって、降伏強度５５０ＭＰａ以上の高強度が得られるとしている。
特許文献１及び２に開示された二相ステンレス鋼は、Ｍｏ含有量が高い。Ｍｏ含有量が高い場合、シグマ相（σ相）が発生しやすくなる。シグマ相は、製造時及び溶接施工時に析出する。シグマ相は硬くてもろいため、二相ステンレス鋼の靱性及び耐食性を低下させる。ラインパイプは、ラインパイプが配置される現地にて溶接されるため、ラインパイプ用の二相ステンレス鋼では特に、シグマ相の析出が抑制されることが好ましい。
特許文献３に開示された二相ステンレス鋼は、降伏強度５５０ＭＰａ以上にするためにフェライト率を５０％以上に限定している。通常、溶接施工時に発生する溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ部）のフェライト率は母材よりも高くなる。母材のフェライト率が５０％以上の場合、ＨＡＺ部の靱性は母材よりも低下することが懸念されるので、フェライト率５０％未満であっても、降伏強度５５０ＭＰａ以上の高強度が得られるようにできることが好ましい。
また、上述のとおり、炭酸ガス及び硫化水素を含有する随伴ガスを含む環境では、高い耐ＳＳＣ性が要求される。近年開発される油田及びガス田は、深層に位置する。深層の油田及びガス田は、８０～１５０℃という高温で炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境を有する。二相ステンレス鋼では、９０℃付近でＳＳＣ感受性が高くなると言われている。したがって、ラインパイプ用の二相ステンレス鋼では、高温の炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境においても優れた耐ＳＳＣ性が求められる。
特許文献４に開示された二相ステンレス鋼は、Ｍｎ含有量が高い。そのため、ＮａＣｌ濃度が１０％以上の高濃度のＮａＣｌ水溶液かつ硫化水素を含んだ環境での溶接部の耐ＳＳＣ性が不十分になることが懸念される。
本発明の目的は、降伏強度が５５０ＭＰａ以上の高強度を有し、高塩化物イオン濃度（以下では、「高Ｃｌ－濃度」ともいう。）かつ高温の炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境においても優れた耐ＳＳＣ性を有し、かつ、シグマ相の析出が抑制される、二相ステンレス鋼材を供給することである。
本発明の一実施形態による二相ステンレス鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：０．１０～０．９０％、Ｍｎ：０．２０～０．７０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：１．００～３．００％、Ｎｉ：４．００～８．００％、Ｃｒ：２８．００～３５．００％、Ｍｏ：０．５０～１．４０％、Ｖ：０．０３～０．２０％、Ｎ：０．３５０％よりも高く０．７００％以下、Ａｌ：０．０３０％以下、Ｃｏ：０．０５～０．５０％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、Ｃａ：０～０．００４０％、Ｍｇ：０～０．００４０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、５５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する。
本発明によれば、降伏強度が５５０ＭＰａ以上の高強度を有し、高Ｃｌ－濃度かつ高温の炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境においても優れた耐ＳＳＣ性を有し、かつ、シグマ相の析出が抑制される、二相ステンレス鋼材が得られる。
本発明者は、上述した課題を解決するため、種々の検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
（１）高強度化
一般的に、二相ステンレス鋼の耐ＳＳＣ性を良好に保ちながら高強度化するため、Ｍｏ及びＷを添加することが行われている。しかし、Ｍｏ及びＷの含有量を高くすると、シグマ相が析出しやすくなる。シグマ相の析出を抑制するためには、Ｍｏ及びＷによらずに高強度化することが好ましい。
一般的に、二相ステンレス鋼の耐ＳＳＣ性を良好に保ちながら高強度化するため、Ｍｏ及びＷを添加することが行われている。しかし、Ｍｏ及びＷの含有量を高くすると、シグマ相が析出しやすくなる。シグマ相の析出を抑制するためには、Ｍｏ及びＷによらずに高強度化することが好ましい。
そこで、Ｃｒ含有量を２８．００質量％以上にし、かつ、ＣｏとＣｕとを複合添加する。Ｃｒ、Ｃｏ、及びＣｕは、いずれもＮの固溶量を増加させる元素である。これによって、０．３５０％を超える高Ｎ含有を可能にし、Ｍｏ及びＷによらずに降伏強度５５０ＭＰａ以上の高強度を得ることができる。
（２）シグマ相析出抑制
一方、Ｃｒ含有量を２８．００質量％以上にすると、通常の二相ステンレス鋼に比べて、溶接時にＨＡＺ部でシグマ相が析出しやすくなる。シグマ相の析出を抑制するため、Ｍｏの含有量を１．４０質量％以下に制限する。
一方、Ｃｒ含有量を２８．００質量％以上にすると、通常の二相ステンレス鋼に比べて、溶接時にＨＡＺ部でシグマ相が析出しやすくなる。シグマ相の析出を抑制するため、Ｍｏの含有量を１．４０質量％以下に制限する。
また、ＶとＣｏとを複合添加することで、シグマ相の析出をさらに抑制することができる。ＶとＣｏとを適正量添加することによって、シグマ相に代わってＣｒ－Ｖ－Ｃｏを主成分とする別の相で核生成が生じる。その結果として、シグマ相の核生成を律速する元素であるＣｒの供給を遅らせることができ、シグマ相の析出を抑制することができる。
（３）耐ＳＳＣ性
上述のとおり、Ｍｎ含有量を高くすると、ＮａＣｌ濃度が１０％以上の高濃度のＮａＣｌ水溶液及び硫化水素を含んだ環境での溶接部の耐ＳＳＣ性が不十分になることが懸念される。この対策として、オーステナイト生成元素であるＮｉ、Ｃｕ、及びＣｏを複合添加し、Ｍｎ含有量を抑制しつつ高Ｎ含有を達成する。さらに、Ｖ添加によって耐食性を向上させる。これによって、高Ｃｌ－濃度かつ高温の炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境においても、優れた耐ＳＳＣ性を確保することができる。
上述のとおり、Ｍｎ含有量を高くすると、ＮａＣｌ濃度が１０％以上の高濃度のＮａＣｌ水溶液及び硫化水素を含んだ環境での溶接部の耐ＳＳＣ性が不十分になることが懸念される。この対策として、オーステナイト生成元素であるＮｉ、Ｃｕ、及びＣｏを複合添加し、Ｍｎ含有量を抑制しつつ高Ｎ含有を達成する。さらに、Ｖ添加によって耐食性を向上させる。これによって、高Ｃｌ－濃度かつ高温の炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境においても、優れた耐ＳＳＣ性を確保することができる。
以上の知見に基づいて、本発明による二相ステンレス鋼材は完成された。以下、本発明の一実施形態による二相ステンレス鋼材を詳述する。
［化学組成］
本実施形態による二相ステンレス鋼材は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
本実施形態による二相ステンレス鋼材は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０４％以下
炭素（Ｃ）は、窒素と同様に、鋼中のオーステナイト相を安定化する。一方、Ｃ含有量が高すぎると粗大な炭化物が析出しやすくなり、鋼の耐食性、特に耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０４％以下である。Ｃ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０３％未満である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。
炭素（Ｃ）は、窒素と同様に、鋼中のオーステナイト相を安定化する。一方、Ｃ含有量が高すぎると粗大な炭化物が析出しやすくなり、鋼の耐食性、特に耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０４％以下である。Ｃ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０３％未満である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。
Ｓｉ：０．１０～０．９０％
シリコン（Ｓｉ）は、二相ステンレス鋼同士を溶接する場合に、溶接金属の流動性を確保し、溶接欠陥の発生を抑制する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、シグマ相に代表される金属間化合物が生成される。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．９０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
シリコン（Ｓｉ）は、二相ステンレス鋼同士を溶接する場合に、溶接金属の流動性を確保し、溶接欠陥の発生を抑制する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、シグマ相に代表される金属間化合物が生成される。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．９０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
Ｍｎ：０．２０～０．７０％
マンガン（Ｍｎ）は、脱硫及び脱酸効果によって鋼の熱間加工性を向上させる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、溶接部の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．２０～０．７０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５８％であり、さらに好ましくは０．５５％である。
マンガン（Ｍｎ）は、脱硫及び脱酸効果によって鋼の熱間加工性を向上させる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、溶接部の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．２０～０．７０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５８％であり、さらに好ましくは０．５５％である。
Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の耐食性及び靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０４０％以下である。ただし、Ｐ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｐ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０４０％未満であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の耐食性及び靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０４０％以下である。ただし、Ｐ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｐ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０４０％未満であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、鋼の熱間加工性を低下させる。Ｓはさらに、孔食の発生起点となる硫化物を形成する。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量は０．０１０％以下である。ただし、Ｓ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｓ含有量は、下限の観点では、好ましくは０％超であり、さらに好ましくは０．００１％以上である。Ｓ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０１０％未満であり、さらに好ましくは０．００７％以下である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、鋼の熱間加工性を低下させる。Ｓはさらに、孔食の発生起点となる硫化物を形成する。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量は０．０１０％以下である。ただし、Ｓ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｓ含有量は、下限の観点では、好ましくは０％超であり、さらに好ましくは０．００１％以上である。Ｓ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０１０％未満であり、さらに好ましくは０．００７％以下である。
Ｃｕ：１．００～３．００％
銅（Ｃｕ）は、窒素の固溶量を増加させて鋼の強度を高める。さらに、炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境において不動態皮膜を強化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める。特に、Ｎｉ、Ｃｏ、及びＶと複合添加することで、高Ｃｌ－濃度の環境での耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｕはさらに、フェライト相とオーステナイト相との境界におけるシグマ相の生成を抑制する。具体的には、大入熱溶接時において、Ｃｕはマトリクス中に極微細に析出する。析出したＣｕはシグマ相の核生成サイトになり、本来のシグマ相の核生成サイトであるフェライト相とオーステナイト相との境界と競合する。その結果、フェライト相とオーステナイト相との境界におけるシグマ相の析出が抑制される。一方、Ｃｕ含有量が高すぎると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は１．００～３．００％である。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは２．８０％であり、さらに好ましくは２．５０％である。
銅（Ｃｕ）は、窒素の固溶量を増加させて鋼の強度を高める。さらに、炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境において不動態皮膜を強化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める。特に、Ｎｉ、Ｃｏ、及びＶと複合添加することで、高Ｃｌ－濃度の環境での耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｕはさらに、フェライト相とオーステナイト相との境界におけるシグマ相の生成を抑制する。具体的には、大入熱溶接時において、Ｃｕはマトリクス中に極微細に析出する。析出したＣｕはシグマ相の核生成サイトになり、本来のシグマ相の核生成サイトであるフェライト相とオーステナイト相との境界と競合する。その結果、フェライト相とオーステナイト相との境界におけるシグマ相の析出が抑制される。一方、Ｃｕ含有量が高すぎると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は１．００～３．００％である。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは２．８０％であり、さらに好ましくは２．５０％である。
Ｎｉ：４．００～８．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼中のオーステナイト相を安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の耐食性を高める。特に、Ｃｕ、Ｃｏ、及びＶと複合添加することで、高Ｃｌ－濃度の環境での耐ＳＳＣ性を高める。一方、Ｎｉ含有量が高すぎると、二相ステンレス鋼中のフェライト相の割合が減少する。さらに、シグマ相に代表される金属間化合物が顕著に析出する。したがって、Ｎｉ含有量は４．００～８．００％である。Ｎｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは４．５０％超であり、さらに好ましくは５．００％超である。Ｎｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは８．００％未満であり、さらに好ましくは７．５０％以下である。
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼中のオーステナイト相を安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の耐食性を高める。特に、Ｃｕ、Ｃｏ、及びＶと複合添加することで、高Ｃｌ－濃度の環境での耐ＳＳＣ性を高める。一方、Ｎｉ含有量が高すぎると、二相ステンレス鋼中のフェライト相の割合が減少する。さらに、シグマ相に代表される金属間化合物が顕著に析出する。したがって、Ｎｉ含有量は４．００～８．００％である。Ｎｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは４．５０％超であり、さらに好ましくは５．００％超である。Ｎｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは８．００％未満であり、さらに好ましくは７．５０％以下である。
Ｃｒ：２８．００～３５．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性、特に耐ＳＳＣ性を高める。また、高強度化に重要な窒素の固溶量を高くする。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、シグマ相に代表される金属間化合物が顕著に析出し、鋼の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２８．００～３５．００％である。Ｃｒ含有量は、下限の観点では、好ましくは２８．００％超であり、さらに好ましくは２８．５０％以上であり、さらに好ましくは２９．００％以上であり、さらに好ましくは３０．００％以上である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは３４．００％であり、さらに好ましくは３３．００％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性、特に耐ＳＳＣ性を高める。また、高強度化に重要な窒素の固溶量を高くする。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、シグマ相に代表される金属間化合物が顕著に析出し、鋼の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２８．００～３５．００％である。Ｃｒ含有量は、下限の観点では、好ましくは２８．００％超であり、さらに好ましくは２８．５０％以上であり、さらに好ましくは２９．００％以上であり、さらに好ましくは３０．００％以上である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは３４．００％であり、さらに好ましくは３３．００％である。
Ｍｏ：０．５０～１．４０％
モリブデン（Ｍｏ）は、耐ＳＳＣ性を顕著に高める。一方、Ｍｏ含有量が高すぎると、シグマ相に代表される金属間化合物が顕著に析出する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０～１．４０％である。Ｍｏ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．５０％超であり、さらに好ましくは０．７０％以上であり、さらに好ましくは０．８０％以上である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、耐ＳＳＣ性を顕著に高める。一方、Ｍｏ含有量が高すぎると、シグマ相に代表される金属間化合物が顕著に析出する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０～１．４０％である。Ｍｏ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．５０％超であり、さらに好ましくは０．７０％以上であり、さらに好ましくは０．８０％以上である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
Ｖ：０．０３～０．２０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼の耐食性を高める。上述のとおり、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＣｏと複合添加することで、高Ｃｌ－濃度の環境での耐ＳＳＣ性を高める。さらに、Ｃｏと複合添加することにより、シグマ相の析出も抑制する。ＶとＣｏとを適正量添加することによって、シグマ相に代わってＣｒ－Ｖ－Ｃｏを主成分とする別の相で核生成が生じる。その結果として、シグマ相の核生成を律速する元素であるＣｒの供給を遅らせることができ、シグマ相の析出を抑制することができる。Ｖ含有量が０．０３％以上であれば、上記の効果が得られる。しかし、このシグマ相に代わる相も成長すれば靱性及び耐食性に悪影響を与えるため、過剰な添加は却って逆効果となる。また、Ｖ含有量が高すぎると、鋼中のフェライト相の割合が過度に増大し、鋼の靱性及び耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０３～０．２０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０４％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
バナジウム（Ｖ）は、鋼の耐食性を高める。上述のとおり、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＣｏと複合添加することで、高Ｃｌ－濃度の環境での耐ＳＳＣ性を高める。さらに、Ｃｏと複合添加することにより、シグマ相の析出も抑制する。ＶとＣｏとを適正量添加することによって、シグマ相に代わってＣｒ－Ｖ－Ｃｏを主成分とする別の相で核生成が生じる。その結果として、シグマ相の核生成を律速する元素であるＣｒの供給を遅らせることができ、シグマ相の析出を抑制することができる。Ｖ含有量が０．０３％以上であれば、上記の効果が得られる。しかし、このシグマ相に代わる相も成長すれば靱性及び耐食性に悪影響を与えるため、過剰な添加は却って逆効果となる。また、Ｖ含有量が高すぎると、鋼中のフェライト相の割合が過度に増大し、鋼の靱性及び耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０３～０．２０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０４％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
Ｎ：０．３５０％よりも高く０．７００％以下
窒素（Ｎ）は、強いオーステナイト形成元素であり、二相ステンレス鋼の高強度化に重要な元素である。Ｎはさらに、耐食性、特に耐孔食性を高める。一方、Ｎ含有量が高すぎると、溶接欠陥であるブローホールが発生しやすくなる。さらに、溶接時の熱影響により粗大な窒化物が発生し、鋼の靱性及び耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．３５０％よりも高く０．７００％以下である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．３６０％であり、さらに好ましくは０．３７０％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．６５０％であり、さらに好ましくは０．６００％である。
窒素（Ｎ）は、強いオーステナイト形成元素であり、二相ステンレス鋼の高強度化に重要な元素である。Ｎはさらに、耐食性、特に耐孔食性を高める。一方、Ｎ含有量が高すぎると、溶接欠陥であるブローホールが発生しやすくなる。さらに、溶接時の熱影響により粗大な窒化物が発生し、鋼の靱性及び耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．３５０％よりも高く０．７００％以下である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．３６０％であり、さらに好ましくは０．３７０％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．６５０％であり、さらに好ましくは０．６００％である。
Ａｌ：０．０３０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、鋼の耐食性及び靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３０％以下である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００２％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。なお、本明細書にいうＡｌ含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、鋼の耐食性及び靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３０％以下である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００２％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。なお、本明細書にいうＡｌ含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を意味する。
Ｃｏ：０．０５～０．５０％
コバルト（Ｃｏ）は、窒素の固溶量を増加させて鋼の強度を高める。また、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＶと複合添加することで、高Ｃｌ－濃度の環境での耐ＳＳＣ性を高める。さらに、Ｖと複合添加することにより、シグマ相の析出も抑制する。Ｃｏ含有量が０．０５％以上であれば、これらの効果が得られる。一方、Ｃｏ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｃｏ含有量の下限は、好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｏ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
コバルト（Ｃｏ）は、窒素の固溶量を増加させて鋼の強度を高める。また、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＶと複合添加することで、高Ｃｌ－濃度の環境での耐ＳＳＣ性を高める。さらに、Ｖと複合添加することにより、シグマ相の析出も抑制する。Ｃｏ含有量が０．０５％以上であれば、これらの効果が得られる。一方、Ｃｏ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｃｏ含有量の下限は、好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｏ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｂ：０．０００５～０．００４０％
ボロン（Ｂ）は、鋼の熱間加工性を高める。例えば傾斜圧延法によって継目無鋼管を製造する場合、高い熱間加工性が要求される。Ｂ含有量が０．０００５％以上であれば、この効果が得られる。一方、Ｂ含有量が高すぎると、鋼中の酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加する。これらの非金属介在物は孔食の起点となるため、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００４０％である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
ボロン（Ｂ）は、鋼の熱間加工性を高める。例えば傾斜圧延法によって継目無鋼管を製造する場合、高い熱間加工性が要求される。Ｂ含有量が０．０００５％以上であれば、この効果が得られる。一方、Ｂ含有量が高すぎると、鋼中の酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加する。これらの非金属介在物は孔食の起点となるため、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００４０％である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
本実施形態による二相ステンレス鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、又は製造過程の環境等から混入する元素を意味する。
本実施形態において、Ｗは不純物である。Ｗはシグマ相や炭化物を形成して、鋼の靱性を低下させる。Ｗ含有量は、好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。
本実施形態による二相ステンレス鋼材の化学組成は、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃａ及びＭｇからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。Ｃａ及びＭｇは、いずれも選択元素である。すなわち、本実施形態による二相ステンレス鋼材の化学組成は、Ｃａ及びＭｇのいずれか又は両方を含有していなくてもよい。
Ｃａ：０～０．００４０％
カルシウム（Ｃａ）は、Ｂと同様に、鋼の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃａ含有量が高すぎると、鋼中の酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加する。これらの非金属介在物は、孔食の起点となって鋼の耐食性を低下させる。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００４０％である。Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
カルシウム（Ｃａ）は、Ｂと同様に、鋼の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃａ含有量が高すぎると、鋼中の酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加する。これらの非金属介在物は、孔食の起点となって鋼の耐食性を低下させる。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００４０％である。Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｍｇ：０～０．００４０％
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ｂと同様に、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｍｇ含有量が高すぎると、鋼中の酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加する。これらの非金属介在物は、孔食の起点となって鋼の耐食性を低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００４０％である。Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ｂと同様に、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｍｇ含有量が高すぎると、鋼中の酸化物、硫化物等の非金属介在物が増加する。これらの非金属介在物は、孔食の起点となって鋼の耐食性を低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００４０％である。Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
［組織］
本実施形態による二相ステンレス鋼材は、フェライトとオーステナイトとの二相組織からなる。本実施形態による二相ステンレス鋼材の組織は、これに限定されないが、例えばフェライト率が３０～７０％である。
本実施形態による二相ステンレス鋼材は、フェライトとオーステナイトとの二相組織からなる。本実施形態による二相ステンレス鋼材の組織は、これに限定されないが、例えばフェライト率が３０～７０％である。
一般的に、フェライト率が高くなると、強度は高くなる一方、靱性は低下する。本実施形態による二相ステンレス鋼材のフェライト率の下限は、好ましくは４０％である。本実施形態による二相ステンレス鋼材のフェライト率は、上限の観点では、好ましくは６０％以下であり、さらに好ましくは５０％未満である。本実施形態による二相ステンレス鋼材は、フェライト率が５０％未満であっても、５５０ＭＰａ以上の降伏強度が得られる。
［機械的特性］
本実施形態による二相ステンレス鋼材は、５５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本実施形態による二相ステンレス鋼材の降伏強度の下限は、好ましくは５６０ＭＰａであり、さらに好ましくは５７０ＭＰａである。
本実施形態による二相ステンレス鋼材は、５５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本実施形態による二相ステンレス鋼材の降伏強度の下限は、好ましくは５６０ＭＰａであり、さらに好ましくは５７０ＭＰａである。
［製造方法］
以下、本実施形態による二相ステンレス鋼材の製造方法を説明する。以下に説明する製造方法は例示であり、本実施形態による二相ステンレス鋼材の製造方法を限定するものではない。
以下、本実施形態による二相ステンレス鋼材の製造方法を説明する。以下に説明する製造方法は例示であり、本実施形態による二相ステンレス鋼材の製造方法を限定するものではない。
まず、上述した化学組成を有する二相ステンレス鋼を溶製する。二相ステンレス鋼は、電気炉によって溶製してもよいし、Ａｒ－Ｏ２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）によって溶製してもよい。二相ステンレス鋼はまた、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）によって溶製してもよい。溶製した二相ステンレス鋼は、造塊法によってインゴットにしてもよいし、連続鋳造法によってスラブ、ブルーム、又はビレットにしてもよい。
製造されたインゴット、スラブ、ブルーム、又はビレットを用いて二相ステンレス鋼材を製造する。二相ステンレス鋼材は例えば、二相ステンレス鋼板や二相ステンレス鋼管である。
二相ステンレス鋼板は例えば、インゴット又はスラブを熱間加工して製造することができる。熱間加工は例えば熱間鍛造や熱間圧延である。
二相ステンレス鋼管は、継目無鋼管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。継目無鋼管は例えば、インゴット、スラブ、若しくはブルームを熱間加工して製造したビレット、又は連続鋳造法によって製造したビレットを熱間加工して製造することができる。ビレットの熱間加工は、例えばマンネスマン法による穿孔圧延や、熱間押出、熱間鍛造や熱間圧延である。溶接鋼管は例えば、上述した二相ステンレス鋼板に曲げ加工を実施してオープンパイプにした後、オープンパイプの長手方向の両端面をサブマージアーク溶接法等の周知の溶接法によって溶接して製造することができる。
製造された二相ステンレス鋼材に対して、固溶化熱処理を実施する。具体的には、二相ステンレス鋼材を熱処理炉に装入し、所定の固溶化熱処理温度で熱処理する。固溶化熱処理温度は、これに限定されないが、例えば９００～１２００℃である。一般的に、固溶化熱処理温度が高い程、フェライト率が高くなる。固溶化熱処理温度で熱処理した後、二相ステンレス鋼材を水冷等により急冷する。
以上、本発明の一実施形態による二相ステンレス鋼材及びその製造方法を説明した。本実施形態によれば、降伏強度が５５０ＭＰａ以上の高強度を有し、高Ｃｌ－濃度かつ高温の炭酸ガス及び硫化水素を含有する環境においても優れた耐ＳＳＣ性を有し、かつ、シグマ相の析出が抑制される、二相ステンレス鋼材が得られる。本実施形態による二相ステンレス鋼材は、ラインパイプ用鋼管として特に好適である。本実施形態による二相ステンレス鋼材また、ラインパイプ用の継目無鋼管として特に好適である。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
［母材］
表１に示す化学組成を有する試験番号１～２２の溶鋼を、真空溶解炉を用いて製造した。製造された溶鋼からインゴットを製造した。表１の「－」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。各インゴットの質量は１５０ｋｇであった。
表１に示す化学組成を有する試験番号１～２２の溶鋼を、真空溶解炉を用いて製造した。製造された溶鋼からインゴットを製造した。表１の「－」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。各インゴットの質量は１５０ｋｇであった。
インゴットを１２５０℃に加熱し、熱間鍛造して厚さ４０ｍｍの鋼板を製造した。この鋼板を１２５０℃に加熱し、熱間圧延して厚さ１５ｍｍの鋼板を製造した。製造された鋼板に対して固溶化熱処理を実施した。具体的には、鋼板を固溶化熱処理温度１０８０℃で３０分間加熱した後、水冷した。以上の工程によって供試鋼板を製造した。
［引張試験］
各試験番号の供試鋼板から丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径は４ｍｍであり、長さは２０ｍｍであった。丸棒引張試験片の長手方向は、供試鋼板の圧延方向に対して垂直であった。丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）で引張試験を実施し、降伏強度を測定した。０．２％耐力を降伏強度と定義した。
各試験番号の供試鋼板から丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径は４ｍｍであり、長さは２０ｍｍであった。丸棒引張試験片の長手方向は、供試鋼板の圧延方向に対して垂直であった。丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）で引張試験を実施し、降伏強度を測定した。０．２％耐力を降伏強度と定義した。
［シグマ相の面積率測定試験］
一般的に、シグマ相が析出する温度は８５０～９００℃と言われている。そこで、次の方法により、各試験番号の供試鋼板のシグマ相感受性を評価した。供試鋼板を熱処理温度９００℃で１０分間熱処理した。熱処理後の供試鋼板から、供試鋼板の圧延方向と垂直な面を観察面とする試験片を採取した。採取した試験片の観察面を鏡面研磨及びエッチングした。
一般的に、シグマ相が析出する温度は８５０～９００℃と言われている。そこで、次の方法により、各試験番号の供試鋼板のシグマ相感受性を評価した。供試鋼板を熱処理温度９００℃で１０分間熱処理した。熱処理後の供試鋼板から、供試鋼板の圧延方向と垂直な面を観察面とする試験片を採取した。採取した試験片の観察面を鏡面研磨及びエッチングした。
５００倍の光学顕微鏡を用いて、４つの視野において画像解析を行った。画像解析に利用した各視野の面積は約４００００μｍ２であった。画像解析により、各視野内のシグマ相の面積率（％）を求めた。４つの視野で得られた面積率（％）の平均を、その試験番号の供試鋼板のシグマ相の面積率（％）と定義した。シグマ相の面積率が１％以上である場合、シグマ相が析出したと判断した。シグマ相の面積率が１％未満である場合、シグマ相が析出していないと判断した。
［フェライト率測定試験］
各供試鋼板から組織観察用の試験片を採取した。採取された試験片の観察面を鏡面研磨した後、１０質量％シュウ酸溶液中で電解エッチングした。エッチングした面を４００倍の光学顕微鏡で観察し、フェライト相の面積率をＡＳＴＭ Ｅ５６２：２０１９に準拠したポイントカウント法で求めた。観察面の面積は約２０００μｍ２であった。
各供試鋼板から組織観察用の試験片を採取した。採取された試験片の観察面を鏡面研磨した後、１０質量％シュウ酸溶液中で電解エッチングした。エッチングした面を４００倍の光学顕微鏡で観察し、フェライト相の面積率をＡＳＴＭ Ｅ５６２：２０１９に準拠したポイントカウント法で求めた。観察面の面積は約２０００μｍ２であった。
表２にこれらの評価結果を示す。
試験番号１～１１、及び１６～１９の供試鋼板は、５５０ＭＰａ以上の降伏強度を有し、シグマ相も析出していなかった。
試験番号１２～１４の供試鋼板は、降伏強度が５５０ＭＰａ未満であった。これは、これらの供試鋼板では、Ｃｒ、Ｃｏ、及びＣｕの含有量の１つ以上が低すぎたことによって、Ｎ含有量が低くなったためと考えられる。
試験番号１５の供試鋼板には、シグマ相が析出してした。これは、供試鋼板のＭｏ含有量が高すぎたためと考えられる。
試験番号２０～２２の供試鋼板には、シグマ相が析出していた。これは、これらの供試鋼板では、Ｃｏ及びＶの含有量のいずれか又は両方が低すぎたためと考えられる。
［溶接継手］
表１の供試鋼板から溶接継手を作製し、溶接部の耐ＳＳＣ性及びＨＡＺ部靱性を評価した。耐ＳＳＣ性の評価は、降伏強度が５５０ＭＰａ以上であったものに対してのみ行った。
表１の供試鋼板から溶接継手を作製し、溶接部の耐ＳＳＣ性及びＨＡＺ部靱性を評価した。耐ＳＳＣ性の評価は、降伏強度が５５０ＭＰａ以上であったものに対してのみ行った。
［溶接継手の作製］
各試験番号の供試鋼板から、図１Ａ及び図１Ｂに示すように、厚さ１２ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍであって、長辺の端部にベベル角度３０°（開先角度６０°）のＶ開先を有する板材１０を機械加工によって作製した。図２Ａ及び図２Ｂに示すように、同じ組成の板材１０を突き合わせて、片側からティグ溶接により多層溶接して溶接継手２０を作製した。溶接条件は、一般的な二相ステンレス鋼の溶接施工としては特に高能率となる入熱量（大きな入熱量）である２５ｋＪ／ｃｍとした。溶接材料には、２５Ｃｒ－９Ｎｉ－３Ｍｏ－２Ｗ－０．３Ｎからなる外径２ｍｍの溶接材料を全ての供試鋼板に共通に用いた。
各試験番号の供試鋼板から、図１Ａ及び図１Ｂに示すように、厚さ１２ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍであって、長辺の端部にベベル角度３０°（開先角度６０°）のＶ開先を有する板材１０を機械加工によって作製した。図２Ａ及び図２Ｂに示すように、同じ組成の板材１０を突き合わせて、片側からティグ溶接により多層溶接して溶接継手２０を作製した。溶接条件は、一般的な二相ステンレス鋼の溶接施工としては特に高能率となる入熱量（大きな入熱量）である２５ｋＪ／ｃｍとした。溶接材料には、２５Ｃｒ－９Ｎｉ－３Ｍｏ－２Ｗ－０．３Ｎからなる外径２ｍｍの溶接材料を全ての供試鋼板に共通に用いた。
［ＳＳＣ試験］
得られた溶接継手２０の初層側（図２ＢのＡＡ側）から、裏波ビード及び溶接時のスケールを残したまま、溶接金属３０の中央を対称軸として、溶接線に直行する方向が試験片の長手方向となり、かつ、１０ｍｍ×７５ｍｍの面が圧延面と平行になるように、図３に示す厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍのＳＳＣ試験用の試験片４０を採取した。
得られた溶接継手２０の初層側（図２ＢのＡＡ側）から、裏波ビード及び溶接時のスケールを残したまま、溶接金属３０の中央を対称軸として、溶接線に直行する方向が試験片の長手方向となり、かつ、１０ｍｍ×７５ｍｍの面が圧延面と平行になるように、図３に示す厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍのＳＳＣ試験用の試験片４０を採取した。
ＡＳＴＭ Ｇ３９：２０１６に準拠して、試験片４０に与えられる引張応力が各試験片の０．２％耐力に等しくなるように、４点曲げによる撓みを付与した。
３ＭＰａのＣＯ２及び０．００５ＭＰａのＨ２Ｓを封入した９０℃のオートクレーブを準備した。上述の撓みを付与した試験片４０をオートクレーブ中で、１０質量％のＮａＣｌ水溶液に７２０時間浸漬した。７２０時間経過後、各試験片に割れが発生しているか否かを評価した。具体的には、試験片４０の引張ひずみ付加部分の断面を１００倍の光学顕微鏡で観察して割れの有無を評価した。割れのないものを「良」、割れのあったものを「不可」と評価した。
［ＨＡＺ部靱性試験］
得られた溶接継手２０の厚さ方向の中央から、図４に示すように、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍのフルサイズの試験片５０を採取した。溶接継手２０の厚さをＴとすると、試験片５０は、ノッチＮの中心が厚さＴ／２の位置で溶融線と接するように採取した。採取された試験片５０を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２０１８に基づいて、－３０℃でシャルピー衝撃試験を実施、吸収エネルギーを求めた。吸収エネルギーが３０Ｊ以上のものを「良」、３０Ｊ未満のものを「不可」と評価した。
得られた溶接継手２０の厚さ方向の中央から、図４に示すように、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍのフルサイズの試験片５０を採取した。溶接継手２０の厚さをＴとすると、試験片５０は、ノッチＮの中心が厚さＴ／２の位置で溶融線と接するように採取した。採取された試験片５０を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２０１８に基づいて、－３０℃でシャルピー衝撃試験を実施、吸収エネルギーを求めた。吸収エネルギーが３０Ｊ以上のものを「良」、３０Ｊ未満のものを「不可」と評価した。
結果を表３に示す。
試験番号１～１１の供試鋼板から作製した溶接継手は、ＳＳＣ試験で割れが発生せず、かつ、－３０℃の吸収エネルギーが３０Ｊ以上であった。
試験番号１５及び２０～２２の供試鋼板から作製した溶接継手は、ＳＳＣ試験で割れが発生した。また、－３０℃の吸収エネルギーが３０Ｊ未満であった。これは、溶接時の熱サイクルでＨＡＺ部にシグマ相が発生したためと考えられる。
試験番号１６の供試鋼板から作製した溶接継手は、ＳＳＣ試験で割れが発生した。これは、試験番号１６の供試鋼板のＣｕ含有量が低すぎたためと考えられる。
試験番号１７及び１８の供試鋼板から作製した溶接継手は、ＳＳＣ試験で割れが発生した。これは、試験番号１７及び１８の供試鋼板のＭｎ含有量が高すぎたためと考えられる。試験番号１８の供試鋼板は、Ｃｕ及びＣｏに代えてＭｎ含有量を高くすることでＮ含有量を高くしたものであるが、この方法では高Ｃｌ－濃度の環境での耐ＳＳＣ性を確保できないことが分かる。
試験番号１９の供試鋼板から作製した溶接継手は、ＳＳＣ試験で割れが発生した。これは、試験番号１９の供試鋼板のＶ含有量が高すぎたためと考えられる。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
Claims (3)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４％以下、
Ｓｉ：０．１０～０．９０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｐ ：０．０４０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００～３．００％、
Ｎｉ：４．００～８．００％、
Ｃｒ：２８．００～３５．００％、
Ｍｏ：０．５０～１．４０％、
Ｖ ：０．０３～０．２０％、
Ｎ ：０．３５０％よりも高く０．７００％以下、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｃｏ：０．０５～０．５０％、
Ｂ ：０．０００５～０．００４０％、
Ｃａ：０～０．００４０％、
Ｍｇ：０～０．００４０％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
５５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する、二相ステンレス鋼材。 - 請求項１に記載の二相ステンレス鋼材であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５～０．００４０％、及び
Ｍｇ：０．０００５～０．００４０％、
からなる群から選択される１種以上を含有する、二相ステンレス鋼材。 - 請求項１又は２に記載の二相ステンレス鋼材であって、
前記鋼材は、ラインパイプ用鋼管である、二相ステンレス鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020054893A JP7436821B2 (ja) | 2020-03-25 | 2020-03-25 | 二相ステンレス鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020054893A JP7436821B2 (ja) | 2020-03-25 | 2020-03-25 | 二相ステンレス鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021155774A JP2021155774A (ja) | 2021-10-07 |
| JP7436821B2 true JP7436821B2 (ja) | 2024-02-22 |
Family
ID=77917008
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020054893A Active JP7436821B2 (ja) | 2020-03-25 | 2020-03-25 | 二相ステンレス鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7436821B2 (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002241838A (ja) | 2001-02-13 | 2002-08-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 二相ステンレス鋼管の製造方法 |
| JP2016216816A (ja) | 2015-05-22 | 2016-12-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 二相ステンレス鋼材、二相ステンレス鋼管及び二相ステンレス鋼材の表面処理方法 |
| JP2017095794A (ja) | 2015-11-17 | 2017-06-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管 |
-
2020
- 2020-03-25 JP JP2020054893A patent/JP7436821B2/ja active Active
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002241838A (ja) | 2001-02-13 | 2002-08-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 二相ステンレス鋼管の製造方法 |
| JP2016216816A (ja) | 2015-05-22 | 2016-12-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 二相ステンレス鋼材、二相ステンレス鋼管及び二相ステンレス鋼材の表面処理方法 |
| JP2017095794A (ja) | 2015-11-17 | 2017-06-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2021155774A (ja) | 2021-10-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5206904B2 (ja) | 二相ステンレス鋼 | |
| JP5013030B1 (ja) | 二相ステンレス溶接継手 | |
| KR102466688B1 (ko) | 오스테나이트계 스테인리스강 용접 이음 | |
| JP5170351B1 (ja) | 二相ステンレス鋼 | |
| JP4640536B1 (ja) | 二相ステンレス鋼 | |
| JP5751292B2 (ja) | 溶接継手の製造方法及び溶接継手 | |
| JP6222806B2 (ja) | 耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼 | |
| JP3543740B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼溶接鋼管 | |
| WO2019070002A1 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接構造物ならびに溶接金属および溶接構造物の製造方法 | |
| JP7436821B2 (ja) | 二相ステンレス鋼材 | |
| JP7469707B2 (ja) | 二相ステンレス鋼溶接継手 | |
| JPS6316461B2 (ja) | ||
| JP7423395B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法 | |
| JP6402581B2 (ja) | 溶接継手及び溶接継手の製造方法 | |
| CN115735016B (zh) | 双相不锈钢钢管和焊接接头 | |
| JP2000063997A (ja) | マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20221104 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20231122 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20240109 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240122 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7436821 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |