WO2009119895A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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WO2009119895A1
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及川雄介
浦島裕史
柘植信二
井上裕滋
松橋亮
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新日鐵住金ステンレス株式会社
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    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys

Definitions

  • the present invention is used in two-phase stainless steels with two phases of austenite phase and ferrite phase, and in alloy-saving two-phase stainless steels with reduced content of expensive alloys such as Ni and M
  • One of the major issues at the time is to suppress the corrosion resistance and toughness deterioration of the Ningwei heat affected zone, thereby improving the welding workability that can become a bottleneck in the steel week application to the welded structure
  • Duplex stainless steel has both an austenite phase and a Ferai phase in the steel structure, and has been used for petrochemical equipment materials, pump materials, chemical tank materials, etc. as a high-strength, high-corrosion-resistant material.
  • duplex stainless steels are generally low Ni components, the alloy costs are lower and fluctuate than austenitic stainless steels, which are the mainstream stainless steels, due to the recent rise in metal raw materials. It is attracting attention as a material with a small amount.
  • duplex stainless steel disclosed in JP-A-6 1-5 6 2 6 7 and “O 2 0 2/2 7 0 5 6” Standardized by ASTM-A 2 4 0, the former is S 3 2 3 0 4 (representative component 2 3 C r — 4 N i — 0.
  • the latter is S 3 2 1 0 1 ( It corresponds to the representative component 2 2 C r — 1.5 N i-5 n-0. 2 2 N).
  • the main grades of conventional duplex stainless steels are JISSUS 3 29 J 3 L and SUS 3 2 9 J 4 L, which are even more corrosion resistant than austenitic high corrosion resistant steel SUS 3 16 L.
  • About 6 to 7% of expensive Ni or Mo is added (hereinafter,% in the present invention represents mass%), and about 3 to 4% is added.
  • the alloy-saving duplex stainless steel has a corrosion resistance of SUS 3 16 L or a level close to that of general-purpose steel SUS 3 0 4, with the addition of Mo almost 0 and the addition of Ni. In S 3 2 3 0 4, it is about 4%, and in S 3 2 1 0 1, it is about 1%.
  • the duplex stainless steel described in Japanese Patent Laid-Open No. 20 0 6 1 1 8 3 1 2 9 is the duplex stainless steel described in Japanese Patent Laid-Open No. 6 1-5 6 2 6 7 S 3 2 3 0 4
  • Cu is added to increase the corrosion resistance in an acidic environment
  • Nb, V, or Ti is added to increase the strength.
  • a component system of an alloy-saving duplex stainless steel is specified as an austenite / ferrite stainless steel excellent in ductility and deep drawability.
  • V is added as a selective element of 0.5% or less, and the effect is to refine the steel structure and increase the strength. Disclosure of the invention
  • the alloy-saving type is originally inferior to conventional steel in terms of corrosion resistance. However, it is designed to be close to SUS 3 0 4 and SUS 3 1 6 L, and SU after solution heat treatment and without welding
  • duplex stainless steel has an austenite phase that normally does not cause brittle fracture and a ferrite phase that can cause brittle fracture. Inferior. However, as long as there is no involvement of intermetallic compounds such as sigma phase, a sudden ductile and brittle transition like ferritic stainless steel usually does not occur and it is sufficient as a structural material unless used at a considerably low temperature. Have a high level of toughness.
  • S 3 2 1 0 1 level alloy-saving duplex stainless steel should be used only for applications where corrosion resistance and toughness are not a major issue, despite the fact that the alloy cost is fairly low. Or, it is used by performing welding with low heat input, that is, at a low welding speed, and there are many problems in using it widely as an alternative to the stainless steel.
  • S 3 2 3 0 4 where the steel disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. Sho 6 1-5 6 2 6 7 is standardized, such a problem is hardly observed, but it contains about 4% of Ni. It is relatively expensive. JP 6 1 — 5 6 2
  • the alloy cost-saving duplex stainless steel is suppressed as much as possible, and the above-mentioned corrosion resistance and toughness of the HAZ part are suppressed, thereby reducing the problems when used for structural materials.
  • the object is to provide alloy-saving duplex stainless steel.
  • This nitride reduces the toughness by promoting the propagation of cracks, and also reduces the corrosion resistance by consuming Cr due to precipitation and forming a so-called Cr-deficient layer.
  • alloying a carbonitride stabilizing element such as “T i, N b” is widely known as a method for reducing the amount of dissolved C and N in the ferritic phase.
  • high purity ferritic stainless steel with a C and N content reduced to an extremely low level and with addition of 0.1 to 0.6% Ti and Nb has been put into practical use.
  • the elements such as V, Nb, and B have different affinity with N, and the temperature range in which each nitride is formed depends on the type and amount of the element. .
  • Elements with very strong affinity, such as Ti and Zr, are very hot before and after the freezing point, and B with relatively strong affinity causes nitride precipitation near the temperature of hot rolling and solution heat treatment, resulting in reduced toughness. It is thought to bring about.
  • V and N b were expected to be able to adjust the solute Z precipitation in the temperature range of 9 00 to 60 0 where Cr nitride is formed by adjusting the content. Therefore, the present inventors proceeded with investigations on improvement measures by adding V.
  • V As described in the above-mentioned document, there is a precedent for adding V to duplex stainless steel.
  • the usual addition of V improves the strength or, like the above-mentioned Ti and Nb, solid solution N Is deposited as V nitride as much as possible to suppress the precipitation of Cr as a nitride and suppress the Cr deficient layer, so-called stabilization, V is at a level that precipitates V nitride. It is usual to add.
  • the key point is to contribute to the suppression of nitride precipitation in the HAZ portion by keeping the addition of V at a solid solution level based on the following idea.
  • the mechanism is as follows. Cr nitride precipitates when the HAZ part is exposed to a nitride precipitation temperature range of about 500 to 900 for a short time, such as several seconds to several tens of seconds, during cooling after heating by welding.
  • a short time such as several seconds to several tens of seconds
  • the affinity of V with N is lower than Ti, Nb, etc., it is higher than Cr, and in order to lower the activity of N, the addition of a small amount of V delays the precipitation of Cr nitride, resulting in several tens In a short time such as seconds, the Cr nitride precipitation can be suppressed.
  • the conventional method When a large amount is added, the corrosion resistance is improved, but a large amount of V-nitride precipitates in the toughness, which decreases as in the conventional steel.
  • V] X [N] must be kept below a certain level.
  • a relatively large amount of V can be added by suppressing the N content in the ferrite as much as possible.
  • N addition contributes to improving corrosion resistance and increasing the proportion of austenite phase. Therefore, regulating the amount of N in the ferrite is not just a suppression of the amount of N. It is necessary to combine restrictions on the amount of N added corresponding to the amount of ferrite.
  • the N content in the ferritic phase can be lowered not only by reducing the N content of the steel, but also by increasing the austenite content. This is because the austenite phase has a larger amount of N dissolved than the ferrite phase.
  • N i-1 ba 1 in order to control the ratio of the so-called austenite-generating element and ferrite-generating element, N i-1 ba 1. Is widely used as an equation for estimating the amount of austenite. Bal. By specifying the upper limit of the amount of N that can exert the effect of V addition according to each level, it was possible to provide a duplex stainless steel that has a significant effect in combination with V addition.
  • Ni and Cu can increase the toughness of the ferrite phase when added. Since the propagation of cracks in the duplex stainless steel is in the ferrite phase, the addition of Ni and Cu is very effective in improving toughness. Hue By increasing the toughness of the light phase, even if a certain amount of nitride precipitates, the toughness degradation does not reach a critical level for structural applications, that is, a level where brittle fracture occurs at room temperature.
  • the inventors have invented an alloy-saving duplex stainless steel having a component system that can solve the above problems by appropriately distributing the components.
  • the present inventors sequentially increased the temperature of steel samples from (i) room temperature to 1300 ° C in 15 seconds, and (ii) increased to 1300. Hold for 5 seconds, (iil) Isothermal cooling from 1300 ° C to 900 ° C in 15 seconds, (iv) Isothermal cooling from 900 ° C to 400 ° C in 135 seconds, Rapid cooling from 400 ° C to room temperature by blowing nitrogen, etc.
  • the following evaluation method was found in which the thermal history shown in Fig. 1 was given to a steel sample and the extraction residue analysis of the steel sample was performed.
  • the heat pattern is a simplified simulation of the welding thermal cycle commonly used in stainless steel.
  • the maximum temperature range in (ii) is the increase range of ferri phase with a small nitrogen solid solubility limit
  • the moderate temperature range in (iii) is the transition range of a part of the ferrite phase to the austenite phase, (
  • the low temperature region in iv) roughly corresponds to the Cr nitride precipitation region.
  • Each transit time was created based on actual temperature measurement data.
  • this heat pattern can simulate conditions in which Cr nitrides are likely to precipitate during actual welding.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • M d 3 0 represented by ⁇ 1> is 80 or less
  • Represented by the formula ⁇ 2> is between -8 and 1-4, and the relationship between N i — bal.
  • the N content satisfies the formula ⁇ 3>, and the austenite phase area
  • a low-alloy alloy duplex stainless steel with good corrosion resistance and toughness of the weld heat affected zone characterized by a rate of 40 to 70% and 2 XN i + Cu of 3.5 or more.
  • N i — b a l. (N i + 0.5 M n + 0.5 C u + 30 C +
  • Nb is 0.02 to 0.15% and NbXN is 0.03 to 0.01 in mass%. 5. However, Nb and N represent the mass% of the respective contents.
  • the alloy-saving duplex stainless steel with good corrosion resistance and toughness of the weld heat affected zone characterized in that
  • Nb is 0.02 0.15% and NbXN is 0.00 0 3 0. 0 1 in mass%. 5.
  • N b N represents the mass% of each content, and is contained so as to be, and, in mass%, C a ⁇ 0. 0 0 5 0% M g ⁇ 0. 0 0 5 0% REM: ⁇ 0. 0 5 0% B ⁇ 0. 0 0 4 0% 1 type or 2 types or more of alloy-saving alloy with good corrosion resistance and toughness of weld heat affected zone Phase stainless steel.
  • the corrosion resistance and toughness of the heat affected zone which is characterized by further containing 0.02 1.0% of Co in mass%, Good alloy saving duplex stainless steel.
  • Nb is 0.02 0.15% and NbXN is 0.00 0 3 0. 0 1 5 in mass%.
  • NbN represents the mass% of the respective contents, and is further contained so as to be further characterized by containing Co in a mass% of 0.0 2 1.0%. Alloy duplex stainless steel with good corrosion resistance and toughness of weld heat affected zone.
  • Nb is 0.020.15 and NbXN force S0.0.03 in mass%.
  • N b N represents the mass% of the respective contents, and is contained so that C a ⁇ 0.0 0 5 0%, Mg
  • Corrosion resistance of weld heat affected zone characterized by containing 2 L. Alloy-saving duplex stainless steel with good toughness.
  • duplex stainless steel according to (1) further containing, in mass%, Mg: 0. 0 0 0 1 to 0.0 0 50%, and: f N and T i
  • the product of the content and the N content: i N XT i XN is not less than 0.0 00 00 4 and the product of the Ti content and the N content: T i XN is not more than 0.0 0 8
  • f N is a numerical value satisfying the following equation 4>.
  • each element name represents its content (mass%).
  • duplex stainless steel according to any one of (1) to (9), which is subjected to the following heat treatments (i) to (iy) simulating the thermal history that the steel undergoes during welding
  • the above steel has a Cr extraction residue amount of 0.025% or less, and the CRN value shown in the following ⁇ 5> formula is 0.5 or more. Alloy-saving duplex stainless steel.
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (1) of the present invention is one of the major problems in the alloy-saving duplex stainless steel, which has a lower alloy cost and less fluctuation in the cost than the austenitic stainless steel. As a result, it is possible to suppress the deterioration of corrosion resistance and toughness of the weld heat affected zone, and as a result, it is possible to expand to applications where welding workability has been an issue among applications that replace austenitic stainless steel, contributing to the industry. The place to do is extremely large.
  • the addition of a small amount of Nb can further suppress the corrosion resistance and toughness deterioration of the weld heat affected zone due to nitride precipitation.
  • the alloy-saving duplex stainless steels described in (3) and (4) of the present invention it is possible to improve hot workability while suppressing the corrosion resistance and toughness deterioration of the weld heat affected zone of this steel. is there.
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (5) and (6) of the present invention while suppressing the corrosion resistance and toughness deterioration of the weld heat affected zone of this steel, the alloy-saving stainless steel described in (7) is used.
  • duplex stainless steel it is possible to further improve the toughness and corrosion resistance of the steel while ensuring hot workability.
  • the ferrite structure is refined by the combined addition of Ti and Mg while suppressing the corrosion resistance and toughness deterioration of the weld heat affected zone of the steel.
  • the corrosion resistance and the toughness of the weld heat-affected zone of the steel are suppressed, and the corrosion resistance is further improved. It can be made.
  • (10) of the present invention The alloy-saving duplex stainless steel listed here defines the criteria for measuring the amount of extracted residue after subjecting the test material to a specific heat treatment. The corrosion resistance and toughness of the weld heat affected zone described above are reduced. It has an evaluation that can clarify that it is a material that can be controlled. Brief Description of Drawings
  • FIG. 1 is a diagram showing the heat history of heat treatment simulating the welding heat cycle in the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing the range of N i — b a 1. And N where the corrosion resistance of HAZ according to the present invention is good.
  • C is limited to a content of 0.06% or less in order to ensure the corrosion resistance of stainless steel. If the content exceeds 0.06%, Cr carbide is formed and the corrosion resistance is degraded. Preferably, it is 0.04% or less. On the other hand, reducing the content extremely increases the cost, so the lower limit is preferably set to 0.0 0 1%.
  • S i should be added at least 0.1% for deoxidation. However, if added over 1.5%, toughness deteriorates. Therefore, the upper limit is limited to 1.5%. A preferred range is from 0.2 to less than 1.0%.
  • Mn increases the austenite phase in duplex stainless steel, suppresses the formation of work-induced martensite and improves toughness, and increases the solid solubility of nitrogen to suppress the precipitation of nitride in the weld. From doing 2. Add 0% or more. However, corrosion resistance deteriorates if added over 4.0%. Therefore, the upper limit is limited to 4.0%. The preferred range is from more than 2,0 to less than 3.0%.
  • P is an element inevitably contained in the steel, and is limited to 0.05% or less in order to deteriorate the hot workability. Preferably it is 0.03% or less. On the other hand, since extremely reducing the content results in a significant cost increase, the lower limit is preferably set to 0.005%.
  • S is an element that is unavoidably contained in steel, and also degrades hot workability, toughness, and corrosion resistance. Therefore, it is limited to 0.05% or less. Preferably, it is 0.02% or less. On the other hand, since it would be a significant cost increase to reduce the content extremely, the lower limit is preferably set to 0.0 0 0 1%.
  • Cr is an element that is fundamentally necessary for ensuring corrosion resistance, and is effective in suppressing the formation of work-induced martensite, and is a relatively inexpensive alloy. 9. Contain 0% or more. On the other hand, it is an element that increases the ferritic phase. If it exceeds 23.0%, the amount of ferrite becomes excessive and the corrosion resistance and toughness are impaired. Therefore, the Cr content is set to 19.0% or more and 23.0% or less.
  • Ni is an element effective for increasing the austenite phase in duplex stainless steel, suppressing the formation of work-induced martensite and improving toughness, and improving the corrosion resistance against various acids. However, since it is an expensive alloy, it is suppressed as much as possible to 4.0% or less. A preferred range is from 1.50 to less than 3%.
  • Mo is a very effective element that additionally increases the corrosion resistance of stainless steel. Since it is an extremely expensive element, it is suppressed as much as possible in the present invention, and the upper limit is defined as 1.0% or less. The preferred range is 0.1 ⁇ Less than 0.5%.
  • Cu like Ni, has the effect of increasing the austenite phase in duplex stainless steel, improving the toughness by suppressing the formation of work-induced martensite, and improving the corrosion resistance against various acids. Since it is an effective element and is an inexpensive alloy compared to Ni, 0.1% or more is added in the present invention, but if it exceeds 3.0%, hot additivity is inhibited. The upper limit is 3.0%. A preferred range is greater than 1.0% to 2.0%.
  • V is an important additive element in the present invention. As mentioned above, in order to lower the N activity and delay the precipitation of nitride, it is necessary to add 0.05% or more. On the other hand, if added over 0.5%, the HA Z joint toughness is reduced by precipitation of V nitride, so the upper limit is made 1.0%. A preferred range is from 0.06% to 0.30%.
  • a 1 is an important element for deoxidation of steel, and it is necessary to add 0.003% or more to reduce oxygen in the steel.
  • a 1 is an element that has a relatively large affinity with N. If it is added excessively, A 1 N is generated and the toughness of the base metal is inhibited. The degree depends on the N content, but when the A 1 content exceeds 0.05%, the toughness deteriorates remarkably, so the upper limit of the content is set to 0.05%. Preferably it is 0.03% or less.
  • 0 is a harmful element constituting an oxide that is representative of non-metallic inclusions, and excessive inclusion inhibits toughness. In addition, the formation of coarse clustered oxides causes surface defects.
  • the upper limit of the content is determined to be 0.07%. Preferably it is 0.05% or less. On the other hand, reducing the content extremely increases the cost significantly, so the lower limit is preferably set to 0.0 0 0 5%.
  • N is an effective element that dissolves in the austenite phase to increase strength and corrosion resistance and increase the austenite phase in the duplex stainless steel. For this purpose, 0.1% or more is contained. On the other hand, if the content exceeds 0.25%, Cr nitride precipitates in the weld heat-affected zone and hinders toughness, so the upper limit of the content is set to 0.25%. The preferred content is 0.10 to 0.20%.
  • the upper limit of N is further defined in relation to N i-ba 1.
  • T i is reduced as much as possible because it precipitates as a nitride even when added in a very small amount and inhibits toughness. If it exceeds 0.05%, even if the N content is the smallest, coarse Ti N is formed and impairs toughness, so it is limited to 0.05% or less.
  • M d 30 in the formula ⁇ 1> below is a formula that is generally known as a component formula indicating the degree of work hardening due to work-induced martensite in austenitic stainless steels.
  • the steel of the present invention is a duplex stainless steel, it is thought that the austenite phase is easier to work harden than conventional duplex stainless steels because of its alloy-saving type.
  • the inventors of the present invention have found that a material having a high work-hardening degree decreases the toughness of the base material, and M d 30 defines the upper limit of the work-hardening degree. Specifically, good toughness can be obtained with M d 3 0. ⁇ 80.
  • the austenite phase area ratio must be in the range of 40 to 70%. It is important. If it is less than 40%, poor toughness occurs, and if it exceeds 70%, problems of hot workability and stress corrosion cracking occur. In either case, the corrosion resistance is poor. In particular, in the steel of the present invention, it is better to increase the austenite phase with a large solid solubility limit of nitrogen as much as possible in order to suppress the decrease in corrosion resistance and toughness due to the precipitation of nitride as much as possible.
  • the austenite phase is within the specified range of the present invention. Adjust the content ratio of increasing elements (Ni, Cu, Mn, C, N, etc.) and ferrite phase increasing elements (Cr, Si, Mo, W, etc.). Specifically, N i — bal. Expressed by the following formula ⁇ 2> is in the range of 84. Preferably it is 1 7.1 to 1.
  • N i — b a l. (N i + 0.5 C u + 0.5 M n + 30 C +
  • N i — bal As described above, in the present invention, in order to make V addition effective, N i — bal. Regarding the upper limit, we made laboratory prototypes of duplex stainless steel hot-rolled sheets of various components, performed solution heat treatment at the normal temperature condition of duplex stainless steel at 150 ° C, and actually The steel sheet was welded to evaluate the HAZ characteristics. As a result, it was found that good characteristics can be obtained by limiting N to the range shown in the following ⁇ 3> equation as shown in Fig. 2.
  • the absorbed energy at 20 ° C is 4 7 J (conforms to JISG 3 10 6 “Rolled steel for welded structures”) or more when converted into an impact value (for a full-size Charpy specimen). (Because the cross-sectional area is 0.8 cm 2 ) 5 8. 75 5 J / cm 2 or more can be achieved.
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (2) of the present invention further contains Nb.
  • Nb is an effective element for reducing the N activity and suppressing the precipitation of nitride.
  • the affinity with N is relatively high and Nb nitride precipitates with a small amount of addition, caution must be taken when adding it. Therefore, the effect of V can be further compensated by restricting the addition amount of Nb below the upper limit determined by the relational expression with N so that the addition is below the solid solubility limit.
  • Nb In order to obtain this effect, Nb must be added at 0.02% or more. However, if excessive addition occurs, Nb nitride precipitates and includes the base material. It must be 0.15% or less because the toughness is impaired. Furthermore, the product of N b content and N content: N b XN, the so-called solid solubility product, this value is set to 0.0 3 or more and 0.0 1 5 or less. The Nb addition amount range can be obtained, and the adverse effects on toughness can be prevented.
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (3) of the present invention further contains one or more of Ca, Mg, REM, and B.
  • Ca, Mg, REM, and B are all elements that improve the hot workability of steel. One or more elements are added for that purpose. In any case, excessive addition decreases the hot workability, so the upper limit of the content is set as follows.
  • R E M is the total content of lanthanide rare earth elements such as La and Ce.
  • the preferred range is from 0.0 0 0 5 to 0.0 0 50 0%, In this case, since a stable effect can be obtained from 0.05%, a preferable range is 0.05% to 0.05%.
  • B is preferably added in an amount of 0.003% or more, so that the grain boundary strength can be increased stably and hot workability can be improved.
  • the excessive addition causes excessive hot precipitation boride to deteriorate the hot workability, so the upper limit is made 0.0%.
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (4) of the present invention has the effect of suppressing Nb nitride precipitation in the alloy-saving duplex stainless steel described in (2) and the alloy saving duplex stainless steel described in (3). Combined with the effect of improving hot workability by adding components in phase stainless steel.
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (5) of the present invention further contains Co.
  • Co is an element effective for increasing the toughness and corrosion resistance of steel, and is selectively added. If the content is less than 0.02%, the effect is small. If the content exceeds 1,00%, the effect commensurate with the cost is not exhibited because it is an expensive element. Therefore, the content when added is determined to be 0.02 to 1.0%.
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (6) of the present invention further contains Nb and Co
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (7) of the present invention further includes Nb and C a , Mg, REM, one or more of B, and Co.
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (8) of the present invention further contains Mg in combination with T i.
  • the amount of T i added is limited to 0.05% or less.
  • very fine TiN can be precipitated in the solidification stage, and the ferrite structure can be refined and toughness can be improved.
  • the preferable amount of Ti is 0.0 0 3—0.0 5%.
  • T i generates Ti N in the steel of the present invention, which has a high N content, and acts as a crystallization nucleation of delta ferrite. Has the effect of improving the toughness.
  • a content of 0.03% or more is preferable.
  • the preferable content is 0.03 to 0.05% as described above.
  • Mg is a solid solution in steel and exists as an oxide such as MgO or MgO ⁇ A12O3 and is considered to act as a nucleus for precipitation of TiN.
  • the Mg content for stably refining the solidified structure is preferably 0.001% or more. On the other hand, if it is contained in a large amount, hot workability is impaired. For this reason, the upper limit of the content is set to 0.0%.
  • f N and T i content and N content of the product f N XT i XN, the lower limit is determined by whether it is possible to precipitate T i N before Derutafu Erai bets crystallizes out.
  • f N is a coefficient that corrects the concentration of N, and satisfies the relationship of Eq. ⁇ 4> depending on the steel composition.
  • ⁇ 4> The coefficient for the elemental content defined in the formula is quoted from “Recommended Equilibrium Values for Steelmaking Reaction” edited by the Japan Society for the Promotion of Science, Steelmaking Committee No. 19 (issued in S 5 9. 1 1.1). This is the interaction coefficient for the activity of N.
  • the Nb content of the present invention steel is very small, the N activity correction term due to Nb is ignored, and Cr, Ni, Cu, Mn, M, contained in the duplex stainless steel o Considering the effects of Si and S i, Equation 4 was used.
  • the inventors of the present invention have a Mg content of 0.0 0 0 1 to 0.0 0 3 0 for a duplex stainless steel containing 0.1% or more of N in a small range of Ti content of 0.05% or less.
  • the lower limit of f N XT i XN is 0.0 0 0 0 4. Therefore, the lower limit is defined as 0.0.000.
  • T i, N on the toughness of thick steel plates
  • T i XN the product of the T i content and the N content: T i XN is defined as 0.0 0 8 or less.
  • each element name has its content (%) Represents.
  • the alloy-saving duplex stainless steel described in (9) of the present invention further contains one or more of Zr, Ta, W, and Sn.
  • Zr and Ta are elements that suppress the adverse effect on the corrosion resistance of C and S by addition, but if added excessively, adverse effects such as a decrease in toughness occur. Therefore, its content is limited to Z r ⁇ 0.0 3% and Ta ⁇ 0.1%.
  • W is an element that is selectively added to further enhance the corrosion resistance of the duplex stainless steel. Addition of 1.0% or less is required because excessive addition will increase the amount of ferrite.
  • Sn is an element that additionally improves acid resistance, and can be added up to 0.1% from the viewpoint of hot workability. Note that the contents at which the effects of Zr, Ta, and W are stabilized are 0.03%, 0.01%, 0.05%, and 0.05%, respectively.
  • the alloy-saving duplex stainless steel material of the present invention is a duplex stainless steel piece or steel piece having the composition described in any one of (1) to (9).
  • the steel having the composition of the present invention is excellent in the corrosion resistance and toughness of the steel material and its weld heat affected zone. From the viewpoint of sufficiently exhibiting the corrosion resistance in the weld heat affected zone, it is preferable to select more appropriate solution heat treatment conditions depending on the steel composition. For this reason, by specifying the extraction residue amount of the steel sample that simulates the thermal history during welding, the corrosion resistance of the weld heat affected zone is efficiently evaluated, and the alloy-saving duplex stainless steel with more stable characteristics Can be provided. And based on this, it can be reflected in the setting of more appropriate solution heat treatment conditions.
  • the amount of Cr, V, Nb, and soot extraction residue corresponds to the amount of carbon / nitride deposited for each element.
  • the CR ⁇ value expressed by the formula ⁇ 5> is the main charcoal of the steel after welding.
  • the proportion of Cr charcoal / nitride in the total amount of nitride Is a mole fraction.
  • the amount of Cr extraction residue exceeds 0.025%, a Cr-deficient layer is formed by the amount of Cr consumed for precipitation, resulting in a decrease in corrosion resistance.
  • the scale 1 ⁇ value is less than 0.5, it indicates that V, N b, B, etc.
  • the amount of extraction residue is determined by electrolysis (eg, 100 mV constant voltage) of steel in a non-aqueous solution (eg, 3% maleic acid + 1% tetramethylammonium chloride + remainder methanol) to dissolve the matrix. And filter through a filter (for example, 0.2 ⁇ m hole diameter) to extract the precipitate. Thereafter, the precipitate is completely dissolved and ionized with an acid, and the amount of extraction residue of each component can be measured with, for example, a high frequency inductively coupled plasma emission spectrometer (ICP).
  • ICP inductively coupled plasma emission spectrometer
  • Table 1 Table 2 (Continuation 1 of Table 1), Table 3 (Continuation 2 of Table 1), Table 4 (Continuation 3 of Table 1) show the chemical compositions of the test steels (Tables 1 and 2 are examples of the present invention). Yes, Tables 3 and 4 are comparative examples). The balance other than the components listed in Tables 1 to 4 is Fe and unavoidable impurity elements.
  • N i — bal., M d 30, f N in Table 2 and Table 4 are respectively.
  • N i — b a l. (N i + 0. 5 C u + 0.5 M n + 3 0 C +
  • REM in the table means lanthanide rare earth elements, and the content indicates the total of these elements.
  • Duplex stainless steels having these components were melted in a MgO crucible in a laboratory 50 kg vacuum induction furnace and formed into a flat steel ingot with a thickness of about 100 mm. Add the material for hot rolling from the main body of the steel ingot, heat it to 1 1 80, 1 to 2 11 and roll at a finishing temperature of 9 50 to 85 0 ° C. A hot-rolled thick steel plate having a thickness of about 700 mm was obtained. Note that spray cooling was performed from a state where the steel material temperature immediately after rolling was 800 ° C. or higher to 200 ° C. or lower.
  • the final solution heat treatment was carried out under conditions of water cooling after soaking at 1550 ° C. for 20 minutes.
  • No. 1, 4, 1 2 and 1 3 were prepared by changing the solution heat treatment temperature from 90 ° C to 1 100 ° C in increments of 50 ° C.
  • the length of the longest ear crack among approximately 70 mm of the rolled material was defined as the ear crack length, and the sizes were compared.
  • JIS No. 4 V-notch Charbi specimens were cut out from each direction perpendicular to the rolling direction of the thick steel plate, and V-notches were processed so that the fracture propagated in the rolling direction. Then, an impact test was conducted with a tester with a maximum energy of 50 0 J, and the impact value at 120 ° C was measured.
  • the impact characteristics of the HA Z part see HA Z part of the welded joint.
  • the surface of the specimen taken from the surface layer of the thick steel plate (base metal) and welded joints (including the base metal, HA Z part, and weld metal) was polished by # 60 and JISG 0
  • the pitting potential measurement specified in 5 7 7 was performed.
  • the cracks of the rolled material, the base metal, the impact characteristics of the welded HA Z part, and the pitting potential all showed good values.
  • the corrosion resistance of the HA Z part is such that the pitting corrosion potential is saturated within the range satisfying the relational expression ⁇ 3> between Ni i ba 1.
  • higher N No. J, Q, c, h, j were bad.
  • No: M with a small amount of V added was poor.
  • the base material toughness and HAZ part toughness have a correlation with 2 N i + C u, and N o. I, j less than 3.5 was inferior at an impact value of 5 8. 75 5 J / cm 2 . .
  • the toughness of the base metal S i, S, V, A 1 , Zr, Ta, W over-added steel No. C, G, L, ⁇ , a, b, c were inferior at 1550 J / cm 2 .
  • N o .H with too little N i also had poor toughness.
  • steel N o.e in which M d 30 was too large also had poor toughness.
  • N had poor deoxidation, resulting in high O and poor toughness due to a large amount of inclusions.
  • N o .D with M n less than 2.0 resulted in low toughness due to nitride precipitation.
  • any of P, S, Cu, and Sn resulted in over 20 mm of cracks in the hot rolled sheet (steel No. F, G, K, d).
  • B, Ca, Mg, and REM improves the ear cracking, but when added excessively, hot workability is reduced. (Steel No. D. to W in Table 7).
  • N i — b a l. Is below the condition range, and N o. J, c, and g are less than 40%.
  • N o. J, c, and g are less than 40%.
  • toughness and corrosion resistance are reduced.
  • N o. J and c could not satisfy the condition range of N i — b a 1. Because C r and W were too high.
  • N i -b a 1. Exceeded the condition range and N o .f was 70% or more, and as a result, the corrosion resistance decreased.
  • Nb N o. 3 to 5, 2 0, 2 1 added with N b is N o. 1, 2, 6 to 19, 2 4 to 2 for N b not added or less than 0.0 2
  • the pitting corrosion potential tends to be higher than 3 4, 3 5, 3 7 and N o .3 6 where N b XN is less than 0.0 3.
  • the steel with a Nb content exceeding 0.15% N o.: Is a base metal and HA Z has poor toughness, while Nb alone satisfies the condition but the value of Nb XN is 0 No. S exceeding 0 1 5 caused poor toughness as well.
  • Mo-free steel No. 3 7 is also added to Mo. There was no discoloration with steel.
  • the present invention can suppress the corrosion resistance and toughness deterioration of the weld heat affected zone, which is one of the major issues in alloy-saving duplex stainless steel, which has a lower and lower alloy cost than austenitic stainless steel.
  • austenitic stainless steel as an alternative can be expanded to applications where welding workability has been an issue, and the contribution to the industry is extremely large.

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Abstract

本発明は、溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制出来る省合金二相ステンレス鋼を提供するもので、質量％にて、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１９．０～２３．０％、Ｎｉ：１．００～４．０％、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：０．１～３．０％、Ｖ：０．０５～０．５％、Ａｌ：０．００３～０．０５０％、Ｏ：０．００７％以下、Ｎ：０．１０～０．２５％、Ｔｉ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、（１）式で表されるＭｄ３０値が８０以下、（２）式で表されるＮｉ－ｂａｌ．が－８以上－４以下、かつＮｉ－ｂａｌ．とＮ含有量が（３）式を満足し、オーステナイト相面積率が４０～７０％であり、２×Ｎｉ＋Ｃｕが３．５以上であることを特徴とする。Ｍｄ３０＝５５１－４６２×（Ｃ＋Ｎ）－９．２×Ｓｉ－８．１×Ｍｎ－２９×（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７×Ｃｒ－１８．５×Ｍｏ－６８×Ｎｂ・・・（１）Ｎｉ－ｂａｌ．＝（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ＋３０Ｃ＋３０Ｎ）－１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）＋８．２・・・（２）Ｎ（％）≦０．３７＋０．０３×（Ｎｉ－ｂａｌ．）・・・（３）

Description

溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ス ンレス鋼 技術分野
本発明は 、 オーステナイ ト相とフェライ ト相の二相を持つ二相ス テンレス鋼のうち、 N i ， M明o等の高価な合金の含有量を抑えた省 合金二相スァンレス鋼において、 使用時の大きな課題の一つである 寧接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑書制し、 それによ Ό溶接構造物 への当該鋼週用時のネックとなり得る溶接作業性の向上を図ること が出来る省合金二相ステンレス鋼に関するものである 背景技術
二相ステンレス鋼は鋼の組織にオーステナイ 卜相とフェライ 卜相 の両相を持ち、 高強度高耐食性の材料として以前から石油化学装置 材料、 ポンプ材料、 ケミカルタンク用材料等に使用されている。 更 に、 二相ステンレス鋼は一般に低 N i の成分系であることから、 直 近の金属原料高騰状況に伴い、 ステンレス鋼の主流であるオーステ ナイ ト系ステンレス鋼より合金コス トが低くかつ変動が少ない材料 として注目を浴びている。
二相ステンレス鋼の直近のトピックとして省合金タイプの開発と その使用量増加がある。 省合金タイプとは、 二相ステンレス鋼の従 来鋼より高価な合金の含有量を抑え、 低い合金コス トのメリ ッ トを 更に增大させた鋼種で、 特開昭 6 1 — 5 6 2 6 7号公報、 WO 2 0 0 2 / 2 7 0 5 6号公報、 或は、 W09 6 Z 1 8 7 5 1号公報に開 示されている。 このうち、 特開昭 6 1 — 5 6 2 6 7号公報および" O 2 0 0 2 / 2 7 0 5 6号公報に.開示された二相ステンレス鋼は、 A S T M - A 2 4 0で規格化されており、 前者は S 3 2 3 0 4 (代 表成分 2 3 C r — 4 N i — 0. 1 7 N) ， 後者は S 3 2 1 0 1 (代 表成分 2 2 C r — 1. 5 N i - 5 n - 0. 2 2 N) に対応する。 従来の二相ステンレス鋼のメイン鋼種は J I S S U S 3 2 9 J 3 Lや S U S 3 2 9 J 4 Lであるが、 これらはオーステナイ ト系の高 耐食鋼 S U S 3 1 6 Lよりも更に高耐食であり、 高価な N iや M o をそれぞれ約 6〜 7 % (以下、 本発明において、 成分についての％ は質量％を表すわ） 、 約 3 ~ 4 %添加している。 これに対して、 省 合金二相ステンレス鋼は、 耐食性を S U S 3 1 6 Lもしくは汎用鋼 の S U S 3 0 4に近いレベルとした代わりに、 M oの添加をほぼ 0 とし、 N i の添加を S 3 2 3 0 4では約 4 %、 S 3 2 1 0 1では約 1 %と大幅に低減している。
特開 2 0 0 6 一 1 8 3 1 2 9号公報に記載の二相ステンレス鋼は 、 特開昭 6 1— 5 6 2 6 7号公報に記載の二相ステンレス鋼 S 3 2 3 0 4の改良型として、 酸性環境における耐食性を高めるために C u、 強度を高めるために N b， V, T i の何れかを添加したもので ある。 また、 特開 2 0 0 6— 1 8 3 1 2 9号公報では、 延性および 深絞り性に優れたオーステナイ ト · フェライ ト系ステンレス鋼とし て、 省合金二相鋼の成分系を規定しているが、 その中で、 選択元素 として 0. 5 %以下の V添加をしており、 その効果として、 鋼の組 織を微細化し強度を高めるとある。 発明の開示
これらの二相ステンレス鋼の中で、 特に、 N i , M oを極力低減 した S 3 2 1 0 1 レベル （N i ： 2 %以下） の鋼において課題とな るのが溶接熱影響部の耐食性と靭性低下である。
耐食性については、 省合金タイプは元々従来鋼よりは耐食性に劣 るものの、 S U S 3 0 4や S U S 3 1 6 Lに近いレベルになるよう に設計されており、 溶体化熱処理後でかつ溶接の無い状態では S U
5 3 0 4や S U S 3 1 6 Lと比べ遜色ない耐食性を有する。 ところ が特に省合金タイプの場合、 溶接を行った際、 溶接部近傍の熱影響 部 （いわゆる H A Z部） において、 ある限界以上の入熱量を受けた 場合に、 耐食性の極端な低下を起こし、 S U S 3 0 4の耐食性レべ ルを下回ることがある。
靭性については、 二相ステンレス鋼は、 通常脆性破壊を起こさな いとされるオーステナイ ト相と共に、 脆性破壊の可能性があるフエ ライ ト相を有することから、 オーステナイ 卜系ステンレス鋼に比べ 靱性が本質的には劣る。 しかしながら、 シグマ相のような金属間化 合物等の関与が無い限り、 通常はフェライ ト系ステンレス鋼のよう な急激な延性一脆性転移は起こさず、 相当な低温で使用しない限り 構造材として十分なレベルの靭性を有する。
しかしながら耐食性と同様に、 H A Z部においては靭性が低下す るので、 応力による破壊を避けるべき構造用途には使用し難いレべ ルとなることがある。
以上の理由から S 3 2 1 0 1 レベルの省合金二相ステンレス鋼は 、 合金コス トがかなり安価であるにもかかわらず、 耐食性と靭性が あまり問題にならない用途に限定して使用するか、 もしくは、 低入 熱、 即ち溶接速度を低めた溶接を行うようにして使用することとな り、 ォ一ステナイ ト系ステンレス鋼の代替として広く使用するには 課題が多い。 特開昭 6 1 - 5 6 2 6 7号公報に開示された鋼が規格 化された S 3 2 3 0 4では、 このような問題はほとんどみられない が、 N i を約 4 %含有し、 比較的高価である。 特開昭 6 1 — 5 6 2
6 7号公報には、 " N i ： 2〜 5 . 5 " との記載があり、 N i含 有量は 2 %まで低減することが許容されるが、 実際に 2 %まで低下 させたものは上記の靱性低下が発現する。 W 0 9 6 / 1 8 7 5 1号 公報に記載の鋼でも同様である。
本発明は省合金タイプの二相ステンレス鋼について、 合金コスト を極力抑えた上で、 上述のような H A Z部の耐食性と靭性低下を抑 制し、 構造材等に使用する際の課題を少なく した省合金二相ステン レス鋼を提供することを目的とする。
本発明者らは上記の H A Zの耐食性と靭性低下を出来る限り抑制 する方法について詳細に検討した結果、 この現象の発生機構および その低減策について知見を得、 本発明に到った。
溶接 H A Z部において耐食性と靭性が低下する理由は下記の通り である。 二相ステンレス鋼に添加された Nは、 ほとんどがオーステ ナイ ト相中に固溶しフェライ ト相中への固溶はごく少量である。 溶 接時の加熱によってフェライ ト相の割合は増加し、 オーステナイ ト 相は減少する。 フェライ 卜中の固溶 N量が増加するが、 溶接後の冷 却時には、 冷却速度が速いためオーステナイ ト相は溶接前の量まで 戻らず、 フェライ ト相中の固溶 N量が溶接前と比べて高いレベルに 留まる。 フェライ ト相の N固溶限は比較的小さいため、 冷却時に固 溶限を超えた分は C r窒化物となり析出する。 この窒化物は、 割れ の伝播を促進することで靭性を低下させ、 また、 析出により C rが 消費されいわゆる C r欠乏層を生じることで耐食性を低下させる。 通常、 フェライ ト相中の固溶 C， N量を低減する手法としては 「 T i , N b」 のような炭窒化物安定化元素を合金化することが広く 知られており、 フェライ トステンレス鋼では C， N含有量を極低レ ベルに低減し、 0 . 1〜 0 . 6 %程度の T i， N bを添加した高純 度フェライ トステンレス鋼が実用化されている。 ところが Nを多量 に合有する省合金二相ステンレス鋼にこのような量の T i , N bを 合金化すると、 この Nが窒化物として多量に析出し、 靭性を.阻害す ることになる。 本発明者らは Nとの親和力のある V， N b , B等の 元素についての作用を考慮し、 その合有量と省合金二相ステンレス 鋼溶接 H A Z部の耐食性と靭性との関連性を調査 · 研究することに より以下の知見を得た。
本発明の省合金二相ステンレス鋼において V， N b， B等の元素 はそれぞれ Nとの親和力の大きさが異なり、 元素の種類と量に応じ てそれぞれの窒化物が生成する温度域が異なる。 T i， Z rのよう に親和力の非常に強い元素は凝固点前後のかなり高温で、 親和力の 比較的強い Bは熱間圧延や溶体化熱処理の温度付近で窒化物析出を 生じてしまい、 靭性低下をもたらすと考えられる。 一方、 Vや N b は含有量の調整により、 C rの窒化物が生成する 9 0 0 ~ 6 0 0 の温度域で固溶 Z析出を調整できると予想された。 そこで、 本発明 者らは V添加による改善策について検討を進めた。 前述の文献に記 載の通り、 二相ステンレス鋼への V添加の先例はあるが、 通常行わ れる V添加は、 強度を向上させるか、 もしくは前述の T i , N bと 同様、 固溶 Nを出来る限り V窒化物として析出させ C r の窒化物と しての析出を抑え、 C r欠乏層を抑止するいわゆる安定化のために 行うものであり、 Vは V窒化物を析出させるレベルの添加を行うの が通例である。 それに対し、 本願発明では、 以下の考えに基づき固 溶レベルの V添加に留めることにより、 H A Z部の窒化物析出を抑 制に寄与させることがポイントである。
その機構は次のとおりである。 C r窒化物は溶接による加熱後冷 却時に H A Z部が 500〜900 程度の窒化物析出温度域に数秒〜数十 秒といった短時間晒されることにより析出する。 Vの Nとの親和性 は T i , N b等よりは低いものの C rよりは高く、 Nの活量を下げ るため、 Vの微量添加は C r窒化物の析出を遅延させ、 数十秒とい つた短時間では C r窒化物析出量を抑制可能である。 一方、 従来法 のような多量添加を行うと、 耐食性は向上するが靭性については多 量の V窒化物が析出することとなり、 従来鋼と同様に低下する。
上記のような V添加の効果を発揮させるためには Vが固溶状態に あるようにしなければならない。 そのためにはいわゆる固溶度積 [
V ] X [ N ] を一定以下とする必要がある。 そのためには Vの過剰 な添加を抑制することに加え、 フェライ ト中の N量を可能な限り抑 制することにより比較的多量の V添加を許容することが出来る。 二 相鋼の場合、 N添加は耐食性向上， オーステナイ ト相の割合の増加 等に寄与するため、 フェライ ト中の N量を規制するには単なる N量 の抑制ではなく、 フェライ ト量の制御とそのフェライ ト量に対応し た N添加量への規制を組み合わせることが必要である。 フェライ ト 相中の N量は、 鋼の N含有量を低めることだけでなく、 オーステナ イ トの存在比率を高めることによって低くすることが出来る。 なぜ なら、 オーステナイ ト相はフェライ ト相より Nの固溶量が大きいか らである。 従って、 いわゆるオーステナイ ト生成元素とフェライ ト 生成元素の割合を制御するという意味で、 オーステナイ ト量を推定 する式として広く使用されている N i 一 b a 1 . を規定したうえで 、 更に N i — b a l . 各々のレベルに応じて V添加の効果を発揮し うる N添加量の上限を規定することにより、 V添加との組み合わせ で大きな効果を得る二相ステンレス鋼を提供することが出来た。
なお、 H A Z部の靱性を更に向上させるためには、 窒化物の析出 を抑制することに加えて、 母材の靭性そのものを向上させることが 有効である。 その観点からは合金コス トとして許容されるレベルの N i , C uの添加が有効である。 N i ， C uは主要なオーステナイ ト生成元素であることに加え、 添加によりフェライ ト相の靭性を高 めることが出来る。 二相鋼において割れが伝播するのはフェライ ト 相であるため N i , C u添加は靭性向上に非常に有効である。 フエ ライ ト相の靭性を高めることにより、 ある程度窒化物の析出が生じ ても靭性低下が構造用途として致命的なレベル、 即ち室温レベルで 脆性破壊するレベルまで達しない。
以上の結果からこれらの効果を盛り込み、 更に成分の適正配分に より上記課題を解決しうる成分系を有する省合金二相ステンレス鋼 を発明するに至った。
また、 本発明者らは、 鋼の HA Zの耐食性と靭性が良好かどうか 判別する手法として、 鋼試料に、 順に （ i )室温から 1300°Cまで 15 秒で昇温、 （ii ) 1300 に 5秒間保定、 （iil) 1300°Cから 900°Cまで 15 秒で等温冷却、 （iv) 900°Cから 400°Cまで 135秒で等温冷却、 400°C から窒素吹付等により室温まで急冷、 即ち、 図 1のような熱履歴を 鋼試料に与え、 その鋼試料の抽出残渣分析を行う以下のような評価 法を見出した。
当該ヒー 卜パターンは、 ステンレス鋼で一般的に用いられている 溶接の熱サイクルを模擬し簡略化したものになっている。 （ii)の最 高温度領域は窒素固溶限の小さいフェライ 卜相の増加域、 （iii)の中 程度の温度領域は、 フェライ ト相の一部のオーステナイ ト相への変 態域、 （iv)の低温域は、 C r窒化物の析出域に、 それぞれ大まかに 対応している。 各々の通過時間は実際の測温データを元に作成した 。 すなわち、 このヒートパターンによって、 実際の溶接時の C r窒 化物が析出しやすい条件を模擬することができる。 上記のような熱 処理を施した後の二相ステンレス鋼材の抽出残渣分析を行う ことで 、 当該鋼材の溶接部での析出物量を推定することが出来る。 なお、 当該鋼材においては析出物のほぼ全てが炭窒化物である。
以上、 本発明の要旨とするところは以下の通りである。
( 1 ) 質量％にて、
C ： 0. 0 6 %以下、 S i : 0. 1〜 1. 5 %、 M n : 2. 0 〜 4. 0 %、 P : 0 . 0 5 %以下、 S : 0 . 0 0 5 %以下、 C r ： 1 9 . 0〜 2 3 . 0 %、 N i : l . 0〜 4. 0 % , M o ： 1 . 0 % 以下、 C u : 0 . 1〜 3 . 0 % , V : 0 . 0 5〜 0 . 5 %、 A 1 : 0 . 0 0 3〜 0 . 0 5 0 %、 O : 0 . 0 0 7 %以下、 N ： 0 . 1 0〜 0 . 2 5 %、 T i : 0 . 0 5 %以下を含有し、 残部が F eおよ び不可避的不純物からなり、
< 1 >式で表される M d 3 0値が 8 0以下、
< 2 >式で表される N i — b a l . がー 8以上一 4以下であり、 か つ N i — b a l . と N含有量の関係が < 3〉式を満足し、 オーステ ナイ ト相面積率が 4 0〜 7 0 %であり、 2 X N i + C uが 3 . 5以 上であることを特徴とする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。
M d 3 0 = 5 5 1 - 4 6 2 X ( C + N ) 一 9 . 2 X S i 一 8 . 1 X
n - 2 9 X (N i + C u ) - 1 3 . 7 X C r —
1 8 . 5 XM o - 6 8 XN b < 1 >
N i — b a l . = (N i + 0 . 5 M n + 0 . 5 C u + 3 0 C +
3 0 N) — 1 . 1 ( C r + 1 . 5 S i + M o
+ W) + 8 . 2 < 2 >
N (%) ≤ 0 . 3 7 + 0 . 0 3 X (N i - b a l . ) · - - - < 3 > 但し、 上記の式において各元素名は何れもその含有量 （％) を表 す。
( 2 ) ( 1 ) に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 N bを 0 . 0 2〜 0 . 1 5 %かつ N b X Nが 0 . 0 0 3〜 0 . 0 1 5、 但し、 N b、 Nは夫々の含有量の質量％を表す、 となる ように含有することを特徴とする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。
( 3 ) ( 1 ) に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 C a≤ 0. 0 0 5 0 % M g≤ 0. 0 0 5 0 % R E M : ≤ 0. 0 5 0 % B≤ 0. 0 0 4 0 %の 1種または 2種以上を含有す ることを特徴とする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。
( 4) ( 1.) に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 N bを 0. 0 2 0. 1 5 %、 かつ N b XNが 0. 0 0 3 0. 0 1 5、 但し、 N b Nは夫々の含有量の質量％を表す、 とな るように含有し、 更に、 質量％にて、 C a≤ 0. 0 0 5 0 % M g ≤ 0. 0 0 5 0 % R E M ： ≤ 0. 0 5 0 % B≤ 0. 0 0 4 0 % の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする溶接熱影響部の 耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
( 5 ) ( 1 ) に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 C oを 0. 0 2 1. 0 0 %含有することを特徴とする溶接 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。
( 6 ) ( 1 ) に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 N bを 0. 0 2 0. 1 5 %、 かつ N b XNが 0. 0 0 3 0. 0 1 5、 但し、 N b Nは夫々の含有量の質量％を表す、 とな るように含有し、 更に、 質量％にて、 C oを 0. 0 2 1. 0 0 % 含有することを特徴とする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。
( 7 ) ( 1 ) に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 N bを 0 . 0 2 0 . 1 5 、 かつ N b X N力 S 0. 0 0 3
0. 0 1 5 但し、 N b Nは夫々の含有量の質量％を表す、 とな るように含有し 、 更に、 質量％にて C a≤ 0 . 0 0 5 0 %, M g
≤ 0. 0 0 5 0 % , E ： ≤ 0. 0 5 0 % B≤ 0. 0 0 4 0 % の 1種または 2 γτ J^- 種以上を含有し、 更 にて、 C oを 0. 0
2 L . 0 0 %含有することを特徴とする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。
( 8 ) ( 1 ) に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 M g : 0. 0 0 0 1 〜 0. 0 0 5 0 %を含有し、 かつ ： f N と T i含有量と N含有量の積 ： i N XT i XNが 0. 0 0 0 0 4以上 であり、 かつ T i含有量と N含有量の積 ： T i XNが 0. 0 0 8以 下であることを特徴とする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。
但し、 f N は下記ぐ 4〉式を満たす数値である。
1 o g！ 0 f N = - 0. 0 4 6 X C r - 0. 0 2 X M n -
0. O l l XM o + 0. 0 4 8 X S i +
0. 0 0 7 X N i + 0. 0 0 9 X C u · - < 4 > なお、 上記の式において各元素名は何れもその含有量 （質量％ ) を表す。
( 9 ) ( 1 ) に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 Z r≤ 0. 0 3 %, T a≤ 0. 1 %、 W≤ 1 . 0 %、 S n≤ 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする溶接熱 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。
( 1 0 ) ( 1 ) 〜 （ 9 ) の何れか 1項に記載の二相ステンレス鋼 であって、 鋼が溶接時に受ける熱履歴を模擬した下記 （ i ) 〜 （iy ) の熱処理を施した後の上記鋼の C rの抽出残渣量が 0. 0 2 5 % 以下であり、 かつ下記 < 5 >式に示す C R N値が 0 . 5以上である ことを特徴とする溶接部耐食性の良好な省合金二相ステンレス鋼。
( i )室温から 1 3 0 0 °Cまで 1 5秒で昇温、 （ ii ) 1 3 0 0 °Cにて 5秒間保定、 （iii) 1 3 0 0 °Cから 9 0 0 °Cまで 1 5秒で等温冷却、 4 ) 9 0 0でから 4 0 0 °Cまで 1 3 5秒で等温冷却、 5 ) 4 0 0 V から室温まで急冷する。
C R N = ( [C r ] / 1 0 4 ) / { ([C r ] / 1 0 4) + ([V] / 5 1 ) + ([N b] / 9 3 )
+ ([B] / 1 1 ) } < 5 > 但し、 [C r ]、 [V]、 [N b]、 [B]は何れも各元素の抽出残渣量 (質量％)を表す。
本発明の （ 1 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼では、 オーステ ナイ ト系ステンレス鋼と比べ合金コス トが低くかつコス 卜の変動が 少ない省合金タイプ二相ステンレス鋼において大きな課題の一つで ある溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制することができ、 その 結果オーステナイ 卜系ステンレス鋼を代替する用途のうち溶接作業 性が課題となっていた用途への拡大が図れ、 産業上寄与するところ は極めて大である。
本発明の （ 2 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼では、 N bの微 量添加により窒化物析出による溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を 更に抑制することが可能である。 本発明の （ 3 ) 及び （4 ) に記載 の省合金二相ステンレス鋼においては、 この鋼の溶接熱影響部の耐 食性と靭性低下を抑制しつつ熱間加工性を向上することが可能であ る。 本発明の （ 5 ) 、 （ 6 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼にお いては、 この鋼の溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制しつつ、 また （ 7 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼では、 更に、 熱間加工 性も確保しつつ、 当該鋼の靭性と耐食性を更に向上させることが可 能である。
本発明の （ 8 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼においては当該 鋼の溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制しつつ T i と M gの複 合添加によりフェライ ト組織を微細化し靱性をより向上させること が可能であり、 本発明の （ 9 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼に おいては当該鋼の溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制しつつ更 に耐食性を向上させることが出来る。 また、 本発明の （ 1 0 ) に記 載の省合金二相ステンレス鋼では、 供試材に特定の熱処理を施した 後の抽出残渣量を測定する場合の判別基準を規定したものであり、 上述の溶接熱影響部の耐食性と靭性低下が抑制される材料であるこ とを明確にしうる評価を備えたものである。 図面の簡単な説明
図 1 は、 本発明における溶接熱サイクルを模擬した熱処理の熱履 歴を示した図である。
図 2は、 本発明のける H A Zの耐食性が良好な N i — b a 1 . と Nの範囲を示した図である。 発明を実施するための最良の形態
以下に本発明を詳細に説明する。
先ず、 本発明の （ 1 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成 の限定理由について説明する。 なお、 成分についての％は、 質量％ を意味する。
Cは、 ステンレス鋼の耐食性を確保するために、 0. 0 6 %以下 の含有量に制限する。 0. 0 6 %を越えて含有させると C r炭化物 が生成して、 耐食性が劣化する。 好ましくは、 0. 0 4 %以下であ る。 一方、 含有量を極端に減ずるには大幅なコス トアップになるた め、 好ましくは下限を 0. 0 0 1 %とする。
S i は、 脱酸のため 0. 1 %以上添加する。 しかしながら、 1. 5 %を超えて添加すると靱性が劣化する。 そのため、 上限を 1. 5 %に限定する。 好ましい範囲は、 0. 2〜 1. 0 %未満である。
Mnは、 二相ステンレス鋼中のオーステナイ ト相を増加させ、 か つ加工誘起マルテンサイ 卜の生成を抑制し靱性を向上させ、 また窒 素の固溶度を上げ溶接部における窒化物の析出を抑制することから 2. 0 %以上添加する。 しかしながら、 4. 0 %を超えて添加する と耐食性が劣化する。 そのため、 上限を 4. 0 %に限定する。 好ま しい範囲は、 2 , 0超〜 3. 0 %未満である。
Pは、 鋼中に不可避的に含有される元素であって、 熱間加工性を 劣化させるため、 0. 0 5 %以下に限定する。 好ましくは 0. 0 3 %以下である。 一方、 含有量を極端に減することは大幅なコス トア ップになるため、 好ましくは下限を 0. 0 0 5 %とする。
Sは、 Pと同様に鋼中に不可避的に含有される元素であって、 熱 間加工性、 靱性および耐食性をも劣化させるため、 0. 0 0 5 %以 下に限定する。 好ましくは、 0. 0 0 2 %以下である。 一方、 含有 量を極端に減ずるには大幅なコス トアップになるため、 好ましくは 下限を 0. 0 0 0 1 %とする。
C rは、 耐食性を確保するために基本的に必要な元素である上、 加工誘起マルテンサイ トの生成を抑制することにも効果があり、 比 較的安価な合金であるため、 本発明では 1 9. 0 %以上含有させる 。 一方、 フェライ ト相を増加させる元素であり、 2 3. 0 %を超え て含有させるとフェライ ト量が過多となり耐食性と靱性を害する。 このため C rの含有量を 1 9. 0 %以上 2 3. 0 %以下とする。
N i は、 二相ステンレス鋼中のオーステナイ ト相を増加させるこ と、 および加工誘起マルテンサイ 卜の生成を抑制し靱性を向上させ ること、 更に各種酸に対する耐食性を改善するのに有効な元素であ り、 1. 0 0 %以上添加するが、 高価な合金であるため本発明では 可能な限り抑制し 4. 0 %以下とする。 好ましい範囲は、 1. 5 0 〜 3 %未満である。
M oは、 ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める非常に有効な元 素である。 非常に高価な元素であるため本発明では可能な限り抑制 し、 その上限を 1. 0 %以下と規定する。 好ましい範囲は、 0. 1 〜 0. 5 %未満である。
C uは、 N i と同様二相ステンレス鋼中のオーステナイ ト相を増 加させること、 および加工誘起マルテンサイ トの生成を抑制し靱性 を向上させること、 更に各種酸に対する耐食性を改善することに有 効な元素であり、 かつ N i と比べて安価な合金であるため本発明で は 0. 1 %以上添加するが、 3. 0 %を越えて含有させると熱間加 ェ性を阻害するので上限を 3. 0 %とする。 好ましい範囲は、 1. 0 %超〜 2. 0 %である。
Vは、 本発明において重要な添加元素である。 前述のように、 N の活量を下げ、 窒化物の析出を遅延させるためには 0. 0 5 %以上 の添加が必要である。 一方、 0. 5 %を越えて添加すると V窒化物 の析出により HA Z部靭性を低下させるため、 上限は 1. 0 %とす る。 好ましい範囲は、 0. 0 6 %〜 0. 3 0 %である。
A 1 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. 0 0 3 %以上の添加が必要である。 一方、 A 1 は N との親和力が比較的大きな元素であり、 過剰に添加すると A 1 Nを 生じて母材の靭性を阻害する。 その程度は N含有量にも依存するが 、 A 1含有量が 0. 0 5 0 %を越えると靭性低下が著しくなるため その含有量の上限を 0. 0 5 0 %と定める。 好ましくは 0. 0 3 0 %以下である。
0は、 非金属介在物の代表である酸化物を構成する有害な元素で あり、 過剰な含有は靭性を阻害する。 また、 粗大なクラスター状酸 化物が生成すると表面疵の原因となる。
このためその含有量の上限を 0. 0 0 7 %と定める。 好ましくは 0. 0 0 5 %以下である。 一方、 含有量を極端に減ずるには大幅な コストアップになるため、 下限を 0. 0 0 0 5 %とするのが好まし い。 Nは、 オーステナイ ト相に固溶して強度、 耐食性を高めると共に 二相ステンレス鋼中のオーステナイ ト相を増加させる有効な元素で ある。 このために 0. 1 0 %以上含有させる。 一方、 0. 2 5 %を 越えて含有させると溶接熱影響部に C r窒化物を析出して靭性を阻 害するようになるため含有量の上限を 0. 2 5 %とする。 好ましい 含有量は 0. 1 0〜 0. 2 0 %である。 Nの上限は更に後述の通り N i - b a 1 . との関係において規定される。
T i は前述のように、 極微量の添加でも窒化物として析出し、 靭 性を阻害するため、 可能な限り低減する。 0. 0 5 %を超えると N 含有量が最も少ない場合でも粗大な T i Nが生成して靭性を阻害す るようになるため、 0. 0 5 %以下に制限する。
次に、 下記 < 1 >式の M d 3 0は、 一般にオーステナイ ト系ステ ンレス鋼において、 加工誘起マルテンサイ トによる加工硬化度合い を示す成分式として知られている式であり、 「鉄と鋼」 V o 1 . 6 3 N o . 5 p . 7 7 2等に記載されている。 一般に合金添加量 が少ないほど M d 3 0が高くなり、 加工硬化しやすくなる傾向にあ る。 本発明鋼は二相ステンレス鋼であるが、 省合金タイプのためォ ーステナイ ト相は従来の二相ステンレス鋼より加工硬化しやすいと 考えられる。 本発明者らは加工硬化度の大きい成分の材料は母材の 靱性が低下することを見出し、 M d 3 0にて加工硬化度の上限を規 定することとする。 具体的には、 M d 3 0.≤ 8 0で良好な靱性を得 ることが出来る。
d 3 0 = 5 5 1 - 4 6 2 X (C + N) - 9. 2 X S i - 8. 1 XM n - 2 9 X (N i + C u) - 1 3. 7 X C r - 1 8. 5 X
M o - 6 8 XN b < 1 > また、 本発明の二相ステンレス鋼において良好な特性を得るため にはオーステナイ 卜相面積率を 4 0〜 7 0 %の範囲にすることが必 要である。 4 0 %未満では靱性不良が、 7 0 %超では熱間加工性、 応力腐食割れの問題が出てくる。 また、 何れの場合も耐食性が不良 となる。 特に本発明鋼では窒化物の析出による耐食性と靭性の低下 を極力抑制すべく、 窒素の固溶限の大きいオーステナイ ト相を可能 な限り多めにした方がよい。 溶体化熱処理を二相ステンレス鋼にお ける通常の条件である 1 0 5 0 °C付近で行う塲合、 上記オーステナ ィ ト量を確保するためには、 本発明の規定範囲内でオーステナイ ト 相増加元素 （N i 、 C u、 M n、 C、 Nなど） とフェライ ト相増加 元素 （C r、 S i , M o， Wなど） の含有割合を調整する。 具体的 には、 下記 < 2 >式で示す N i — b a l . 式を一 8 4の範囲と する。 好ましくは一 7 . 1〜一 4である。
N i — b a l . = (N i + 0 . 5 C u + 0 . 5 M n + 3 0 C +
3 0 N) - 1 . 1 ( C r + 1 . 5 S i + M o + W) + 8 . 2 < 2 > また、 前述の通り、 本発明においては、 V添加を有効にするため に、 N i — b a l . に対応して N量に上限を設けて規定する。 その 上限については、 種々の成分の二相ステンレス鋼熱延板をラボ試作 し、 二相ステンレス鋼における通常の温度条件である 1 0 5 0 °Cと して溶体化熱処理を行い、 更に実際にこの鋼板に溶接を行って H A Z部の特性を評価した。 その結果、 図 2に示すように Nを下記 < 3 >式に示すような範囲に抑えることで良好な特性を得られることが 判明した。
N ( % ) ≤ 0 . 3 7 + 0 . 0 3 X (N i - b a 1 . ) · · · · < 3〉 なお、 図 2における各プロッ トに対応する二相ステンレス熱延板 サンプルの成分組成は、 C : 0 . 0 1 1〜 0. 0 4 7 %、 S i ： 0 . 1 3〜； 1 . 2 1 %、 M n : 2 . 0 8〜 3 . 3 3 % , P≤ 0 . 0 3 5 %、 S≤ 0 . 0 0 2 5 %、 N i : l . 2 4〜 3 . 6 6 %、 C r ： 1 9. 5 3〜 2 2. 3 3 %, M o ： 0. 0 7〜 0. 7 1 %、 V : 0 . 0 5 5〜 0. 44 4 %、 A 1 : 0. 0 0 8〜 0. 0 3 6 %、 N : 0. 1 1 1〜 0. 2 2 2 %の範囲である。
また、 HA Z部の靱性を向上させるために、 主要なオーステナイ ト生成元素である上に、 フェライ ト相の靱性を高めることが出来る N i ， C uの添加を、 合金コス 卜として許容されるレベルで行うこ とが有効である。 本発明者らは N iおよび C uの効果について調査 した結果、 両元素の靭性向上効果に対する寄与代は 2 N i + C uに よって整理できることを見出した。 即ち、 2 N i + C uを 3. 5以 上とすれば、 比較的入熱量が大きく HA Z部への加熱が著しい溶接 入熱量 3. 5 k J /mmのサブマージアーク溶接を行っても、 通常 の構造用途として問題ない一 2 0 °Cにおける吸収エネルギーが 4 7 J ( J I S G 3 1 0 6 「溶接構造用圧延鋼材」 準拠） 以上、 衝撃 値に換算すると （フルサイズのシャルピー試験片の断面積が 0. 8 c m2 であることから） 5 8. 7 5 J / c m 2 以上を達成すること が出来る。
次に本発明の （ 2 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼の限定理由 について説明する。 本発明の （ 2 ) に記載の省合金二相ステンレス 鋼は、 更に、 N bを含有する。
N bについては前述の通り、 Nの活量を下げ窒化物の析出を抑制 するのに有効な元素である。 但し、 Nとの親和力が比較的高く、 少 量の添加で N b窒化物を析出してしまうので添加には注意が必要で ある。 そこで、 N bの添加量を、 固溶限以下の添加となるよう Nと の関係式によって求められる上限以下に規制することで、 Vの効果 を更に補填することが出来る。
この効果を得るためには N bは 0. 0 2 %以上添加する必要があ る。 しかしながら、 過剰添加すると N b窒化物が析出し母材を含め た靱性を損ねるので 0. 1 5 %以下である必要がある。 更に、 N b 含有量と N含有量の積 ： N b XN、 いわゆる固溶度積を求める式に おいて、 この値を 0. 0 0 3以上 0. 0 1 5以下とすることで上記 に示す効果を得ることができ、 かつ靭性への悪影響を及ぼさない N bの添加量範囲となる。
次に、 本発明の （ 3 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成 の限定理由について説明する。 本発明の （ 3 ) に記載の省合金二相 ステンレス鋼は、 更に、 C a , M g , R EM, Bの一種以上を含有 する。
C a， M g， R EM, Bは、 いずれも鋼の熱間加工性を改善する 元素であり、 その目的で 1種または 2種以上添加される。 いずれも 過剰な添加は逆に熱間加工性を低下させるためその含有量の上限を 次のように定める。 C aと M gについては夫々 0. 0 0 5 0 %、 R E Mについては 0. 0 5 0 %である。 ここで R E Mは L aや C e等 のランタノイ ド系希土類元素の含有量の総和とする。 なお、 C aと M gについ * は 0. 0 0 0 5 %から安定した効果が得られるので、 好ましい範囲は 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %であり、 R EMにつ いては、 0. 0 0 5 %から安定した効果が得られるので好ましい範 囲は 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %である。
Bは、 好ましくは 0. 0 0 0 3 %以上添加することにより安定し て粒界強度を上げ熱間加工性を向上させることができる。 但し、 過 剰の添加は過剰析出ホウ化物により却って熱間加工性を損ねるので 上限を 0. 0 0 4 0 %とする。
本発明の （4 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼は （ 2 ) に記載 の省合金二相ステンレス鋼における N bの窒化物析出を抑制する効 果と （ 3 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼における成分添加によ る熱間加工性改善効果とを併せたものである。 次に、 本発明の （ 5 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成 の限定理由について説明する。 本発明の （ 5 ) に記載の省合金二相 ステンレス鋼は、 更に、 C oを含有する。
C oは、 鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、 選 択的に添加される。 その含有量が 0. 0 2 %未満であると効果が少 なく、 1 , 0 0 %を越えて含有させると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。 そのため添加する 場合の含有量を 0. 0 2〜 1. 0 0 %と定める。
本発明の （ 6 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼は、 更に N bと C oを、 本発明の （ 7 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼は、 更に 、 N bと、 C a , M g， R EM, Bの一種以上と、 C oを含有する 。 これらは、 前述のそれぞれの元素の効果を併せ持つものである。
次に、 本発明の （ 8 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成 の限定理由について説明する。 本発明の （ 8 ) に記載の省合金二相 ステンレス鋼は、 更に、 M gを、 T i と複合して含有する。
前述のように、 T i は極微量でも窒化物として析出してしまうた め、 本発明においては T i の添加量を 0. 0 5 %以下に制限する。 しかしながら、 M gと複合添加すれば、 ごく微細な T i Nを凝固段 階で析出させることができ、 フェライ ト組織を微細化させ、 靭性を 向上させることができる。 このような効果を得ることを目的とする 場合、 T i を M gと複合して添加することが好ましい。 この場合に は、 好ましい T i量は、 0. 0 0 3— 0. 0 5 %である。 さらに、 微細な T i Nを凝固段階で析出させる場合は、 M gと複合添加する ことに加えて、 下記のように f nと T i含有量と N含有量との積を 考慮する。
すなわち、 T i は特に N含有量が高い本発明鋼においては T i N を生成してデルタフェライ トの晶出核として作用しフェライ ト粒径 を微細化し、 それによつて靱性を向上させる効果がある。 この目的 のためには 0. 0 0 3 %以上の含有が好ましい。 一方、 0. 0 5 % を越えて含有させると前述の通り N含有量が最も少ない場合でも粗 大な T i Nが生成して靭性を阻害するようになる。 このため好まし い含有量は上述のように、 0. 0 0 3〜 0. 0 5 %である。
M gは、 鋼中に固溶するとともに M g〇あるいは M g O · A 1 2 O 3 といった酸化物として存在し、 T i Nが析出するための核とし て作用すると考えられる。 安定して凝固組織を微細化するための M g含有量として 0. 0 0 0 1 %以上が好ましい。 一方多量に含有さ せると熱間加工性を阻害する。 このため 0. 0 0 5 0 %を含有量の 上限とする。
f N と T i含有量と N含有量の積 ： f N XT i XNは、 デルタフ ェライ トが晶出する前に T i Nを析出させることができるかにより その下限が決定される。 f N は Nの濃度を補正する係数であり、 鋼 の組成に応じて < 4〉式の関係を満たすものである。 < 4 >式の中 に定められた元素の含有量にかかる係数は日本学術振興会 製鋼第 1 9委員会編 「製鋼反応の推奨平衡値」 （ S 5 9. 1 1. 1発行） から引用した Nの活量に関する相互作用助係数である。 但し、 本発 明鋼では N b含有量が非常に少ないため、 N bによる N活量補正項 は無視し、 二相ステンレス鋼に含有される C r， N i , C u , M n , M o , S i による影響を考慮したぐ 4〉式とした。 本発明者らは T i 量が 0. 0 5 %以下の少量の範囲で Nを 0. 1 %以上含有する 二相ステンレス鋼について M gを 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 3 0 %含 有させ凝固組織の微細化条件を探索研究した結果、 f N XT i XN の下限は 0. 0 0 0 0 4であることを知見した。 従ってその下限を 0. 0 0 0 0 4と定める。 一方、 非金属介在物の大きさと量がとも に鋼の靭性に対して影響を及ぼす。 厚鋼板の靭性に及ぼす T i， N 量の影響を本発明者らが検討した結果、 T i XNが大きいほど靭性 を損なうことが判ったため、 T i含有量と N含有量の積 ： T i XN を 0. 0 0 8以下と定める。
1 o g！ 0 f N = - 0. 0 4 6 X C r - 0. 0 2 X n -
0. 0 1 l X o + 0. 0 4 8 X S i + 0. 0 0 7 X N i + 0. 0 0 9 X C u < 4 > 上記の式において各元素名は何れもその含有量 (%) を表す。
次に、 本発明の （ 9 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成 の限定理由について説明する。 本発明の （ 9 ) に記載の省合金二相 ステンレス鋼は、 更に、 Z r , T a、 W、 S nの 1種以上を含有す る。
Z r , T aは添加により Cや Sの耐食性への悪影響を抑制する元 素であるが、 過剰に添加すると靱性低下を生じる等の悪影響が生じ る。 従って、 その含有量は、 Z r≤ 0. 0 3 %、 T a≤ 0. 1 %に 限定する。 Wは二相ステンレス鋼の耐食性を付加的に高めるために 選択的に添加される元素である。 過剰添加はフェライ ト量の増加を 招くため 1. 0 %以下を添加する。 S nは耐酸性を付加的に向上さ せる元素であり、 熱間加工性の観点から 0. 1 %を上限として添加 することが出来る。 なお、 Z r、 T a、 Wの効果が安定する含有量 は、 それぞれ 0. 0 0 3 %、 0. 0 1 %、 0. 0 5 %、 0. 0 5 % である。
本発明の省合金の二相ステンレスステンレス鋼材は、 （ 1 ) から ( 9 ) の何れかに記載の組成を有する二相ステンレス鋼の铸片又は 鋼片を、 1 1 0 0〜 1 2 5 0でで再加熱し、 仕上げ温度 7 0 0〜 1 0 0 0 °Cで熱間圧延し、 熱間圧延した鋼を、 9 0 0〜 1 1 0 0 °C ( ただし、 後述の本発明の （ 1 0 ) に記載の評価を外れない範囲） で 、 板厚に応じた母材特性を確保しうる均熱時間 （例えば、 板厚 1 0 mm材では 2〜 4 0分） で熱処理し、 その後、 冷却することによつ て製造することができる。
次に、 本発明の （ 1 0 ) に記載の省合金二相ステンレス鋼につい て説明する。
上述のように、 本発明の組成を有する鋼は、 鋼材及びその溶接熱 影響部の耐食性および靭性が優れているものである。 溶接熱影響部 における耐食性を十分に発揮させる観点から、 鋼組成に応じてより 適切な溶体化熱処理条件を選定して行うことが好ましい。 このため 、 溶接時の熱履歴を模擬した鋼試料の抽出残渣量を規定することに より、 溶接熱影響部の耐食性を効率的に評価し、 より安定した特性 を備えた省合金二相ステンレス鋼を提供することができる。 そして 、 これに基づいてより適正な溶体化熱処理条件の設定に反映させる ことができる。
C r、 V, N b , Β抽出残渣量は、 それぞれの元素の炭 · 窒化物 の析出量に対応する。 図 1 のヒートパターンの熱処理を施した鋼試 料について < 5 >式で表される C R Ν値は、 溶接後の鋼材の主な炭 • 窒化物総量のうちの C r炭 · 窒化物の割合をモル分率で表してい る式である。 C r抽出残渣量が 0. 0 2 5 %を超えた場合、 析出に 消費された C rの分だけ C r欠乏層が生じ、 耐食性低下をもたらす 。 一方、 尺1^値が 0. 5未満の場合は、 V， N b , B等が固溶で はなく析出していることを示し、 H A Z靭性等に悪影響を及ぼす。 これら一連の実験、 分析を行うことで、 実際に溶接試験を行わなく とも H A Z部の耐食性と靭性が評価でき、 本発明の省合金二相ステ ンレス鋼材の適正な溶体化熱処理条件を明確にすることが出来る。 C R N = ( IC r ] 1 0 4 )
/ { ( [C r ] X 1 0 4) + ([V] / 5 ]. ) + ( [N b ]ノ 9 3 )
+ ([B] Z 1 1 ) } < 5 > 但し、 [C r ]、 [V]、 [N b]、 [B]は何れも各元素の抽出残渣量 (質量 ）を表す。
抽出残渣量は、 鋼を非水溶液中 （例えば、 3 %マレイン酸 + 1 % テトラメチルアンモニゥムクロライ ド +残部メタノール） で電解 （ 例えば、 1 0 0 m V定電圧） してマトリ ックスを溶解し、 フィル夕 ― (例えば、 0. 2 ^m穴径） でろ過して、 析出物を抽出する。 そ の後、 析出物を酸にて完全に溶解してイオン化し、 例えば、 高周波 誘導結合プラズマ発光分光分析装置 （ I C P) にて各成分の抽出残 渣量を測定することができる。 実施例
以下に実施例について説明する。
表 1、 表 2 (表 1の続き 1 ) 、 表 3 (表 1続き 2 ) 、 表 4 (表 1 続き 3 ) に供試鋼の化学組成を示す （表 1、 表 2が本発明例であり 、 表 3、 表 4が比較例である） 。 なおこの表 1〜表 4に記載されて いる成分以外は残部は F eおよび不可避的不純物元素である。
また、 表 2、 表 4中に記載の N i — b a l . 、 M d 3 0、 f N は 、 は夫々、
M d 3 0 = 5 5 1 - 4 6 2 X (C +N) — 9. 2 X S i - 8. 1 XM n - 2 9 X ( N i + C u ) - 1 3. 7 X C r - 1 8. 5 X
M o - 6 8 XN b < 1 >
N i — b a l . = (N i + 0. 5 C u + 0. 5 M n + 3 0 C +
3 0 N) - 1. 1 (C r + 1. 5 S i + o
+ W) + 8. 2 く 2〉
1 o g ! o f N = - 0. 0 4 6 X C r — 0. 0 2 XM n -
0. 0 1 l XM o + 0. 0 4 8 X S i + 0. 0 0 7 X N i + 0. 0 0 9 X C u < 4 > を意味するものである。
なお、 空欄は測定していないことを示す。 また表中の R EMはラ ンタノィ 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。 これらの成分を有する二相ステンレス鋼を実験室の 5 0 k g真空誘導炉により M g Oるつぼ中で溶製し、 厚さが約 1 0 0 m mの扁平鋼塊に铸造した。 鋼塊の本体部分より熱間圧延用素材を加 ェし、 1 1 8 0 の温度に 1〜 2 11加熱後、 仕上温度 9 5 0〜 8 5 0 °Cの条件にて圧延し 1 2 mm厚 X約 7 0 0 mm長の熱間圧延厚鋼 板を得た。 なお圧延直後の鋼材温度が 8 0 0 °C以上の状態より 2 0 0 °C以下までスプレー冷却を実施した。 最終の溶体化熱処理は 1 0 5 0 °C X 2 0分均熱後水冷の条件で実施した。 N o . 1 , 4 , 1 2 ， 1 3 については、 溶体化熱処理温度を 9 0 0 °Cから 1 1 0 0 °Cま で 5 0 °C刻みで変更したサンプルを作成した。
更に、 上記にて製造した板厚 1 2 mmの厚鋼板を母材として溶接 実験を行った。 厚鋼板にベベル角度 3 5 ° 、 ルート面 1 mmのレ型 開先を形成し、 ワイヤ径 4. 0 mm の J I S S U S 3 2 9 J 3 L共金系の市販溶接ワイヤを使用し、 溶接電流 ： 5 2 0〜 5 7 0 A 、 アーク電圧 ： 3 0〜 3 3 V、 溶接速度 ： 3 0〜 3 3 c m/m i n の溶接条件でサブマージアーク溶接により溶接継手を作成した。 上記により得られた厚鋼板および溶接継手について以下の特性評 価を行った。 熱間加工性の評価は、 圧延材約 7 0 0 mmのうち最も 長い耳割れの長さを耳割れ長さとし、 この大小で比較した。 厚鋼板 (母材） の衝撃特性については、 J I S 4号 Vノッチシャルビ一試 験片を厚鋼板の圧延方向と直角の方向より各 3本切り出し、 破壊が 圧延方向に伝播するように Vノッチを加工して、 最大エネルギー 5 0 0 J 仕様の試験機にて衝撃試験を実施し、 一 2 0 °Cでの衝撃値を 測定した。 HA Z部の衝撃特性については、 溶接継手の HA Z部 のボンド部から 1 mm離れた部分に切欠が位置するように、 母材と 同様の Vノッチ試験片を採取し、 母材と同じ条件で衝撃試験を実施 し、 一 2 0 での衝撃値を測定した。 オーステナイ ト面積率につい ては、 厚鋼板の圧延方向と平行な断面を、 樹脂に埋込み、 鏡面研磨 し、 KOH水溶液中で電解エッチングを行った後、 光学顕微鏡観察 により画像解析を行う ことによってフェライ ト面積率を測定し、 残 りの部分をオーステナイ ト面積率とした。 更に耐食性を評価すべく 、 厚鋼板 （母材） および溶接継手（母材， HA Z部， 溶接金属を全 て含む）の表層から採取した試験片の表面を # 6 0 0研磨し、 J I S G 0 5 7 7に規定された孔食電位測定を行った。
評価結果を表 5、 表 6 (表 5の続き 1 ) に示す。
本発明鋼では、 圧延材の耳割れ、 母材、 溶接 HA Z部の衝撃特性 、 孔食電位いずれも良好な値を示した。
HA Z部の耐食性については、 図 2に示すように N i 一 b a 1 . と Nとの関係式 < 3 >式を満たす範囲内で孔食電位が飽和 A g /A g C 1 電極電位にて 2 5 0 mVを超え、 特性良好となった。 一方、 これより高 Nの N o . J、 Q、 c、 h、 j では不良であった。 また 、 V添加量の少ない N o : Mも不良であった。
母材の耐食性については、 C、 M n、 Sのいずれかが過剰の鋼 N o . A、 E、 G、 j および C r、 Nの少なすぎる鋼 N o . I 、 Pは 孔食電位が飽和 A g / A g C 1電極電位にて 3 0 0 m Vを切り不良 であった。 H A Z部の耐食性については母材が不良の鋼および前述 の鋼に加え、 Mnが 2. 0未満の N o . Dで窒化物析出により耐食 性が低下した。
母材靱性、 H A Z部靱性については 2 N i + C uと相関があり、 3. 5未満の N o . i , j は衝撃値が 5 8. 7 5 J / c m2 を切り 不良であった。 また、 母材の靱性については、 S i 、 S、 V、 A 1 、 Z r、 T a、 Wのいずれかを過剰添加した鋼 N o . C、 G、 L、 〇、 a、 b、 cは 1 5 0 J / c m2 を切り不良であった。 逆に、 N i が少なすぎる N o . Hも靭性不良だった。 また、 M d 3 0が大き すぎる鋼 N o . eも靭性が不良であった。 更に、 S i または A 1 が 少なすぎる鋼 N o . B、 Nは脱酸不良となったため高 Oとなり、 多 量の介在物起因の靭性不良となった。 H A Z部の靭性については母 材靭性が不良の鋼に加え、 M nが 2. 0未満の N o . Dで窒化物析 出により低靭性となった。
熱間加工性については、 P、 S、 C u、 S nのいずれかが過剰な 塲合に熱延板の耳割れが 2 0 mm以上となった （鋼 N o . F、 G、 K、 d ) 。 また、 B、 C a、 M g、 R EMの添加 （表 5の鋼 N o . 1 0〜 2 0 ) によって向上し耳割れが非常に少なくなつているが、 過剰添加すると却って熱間加工性が低下した （表 7の鋼 N o . 丁〜 W) 。
オーステナイ ト相面積率については、 N i — b a l . が条件範囲 を下回る N o . J、 c、 gで 4 0 %未満となり、 その結果靱性、 耐 食性が低下した。 特に N o . J、 cはそれぞれ C r、 Wが高すぎる ため N i — b a 1 . の条件範囲を満たすことが出来なかった。 一方 、 N i - b a 1 . が条件範囲を上回る N o . f で 7 0 %以上となり 、 その結果耐食性が低下した。
N bについては、 N bを添加した N o . 3〜 5， 2 0， 2 1は N bが無添加もしくは 0. 0 2未満の N o . 1、 2、 6〜 1 9、 2 4 〜 3 4、 3 5、 3 7や N b XNが 0. 0 0 3未満の N o . 3 6 と比 べ孔食電位が高い傾向にある。 一方、 N b添加量が 0. 1 5 %を超 えた鋼 N o . ： は母材、 HA Z靭性不良であり、 一方、 N b単味で は条件を満たすが N b XNの値が 0. 0 1 5を超えた N o . Sは同 様に靱性不良を生じた。 また、 M o無添加の鋼 N o . 3 7 も M o添 加鋼と遜色が無かつた。
T i と M gの複合添加鋼については、 f N XT i XN≥ 0. 0 0 0 0 4、 T i X N≤ 0. 0 0 8 を満たす鋼 N o . 2 2， 2 3にて H A Z靱性の更なる向上が図れたが、 T i 〉 0. 0 5 もしくは T i X N> 0. 0 0 8の鋼 N o . X， Yでは母材靱性不良となった。
次に、 鋼 N o . 1， 4 , 1 2， 1 3については溶体化熱処理温度 を 9 5 0〜 1 1 0 0でまで変更した材料について、 図 1 に示す熱処 理を加え、 抽出残渣量を測定した。
表層を # 5 0 0研磨した 3 gの試料を非水溶液中 （ 3 %マレイン 酸 + 1 %テ卜ラメチルアンモニゥムクロライ ド +残部メタノール) で電解 （ 1 0 0 m V定電圧） してマトリ ックスを溶解し、 0. 2 a m穴径のフィルターでろ過して、 析出物を抽出した。 その後、 析出 物を酸にて完全に溶解してイオン化し、 例えば、 高周波誘導結合プ ラズマ発光分光分析装置 （ I C P) にて各成分の抽出残渣量を測定 した。
その結果、 N o . 1 については、 9 5 0， 1 0 0 0 °C溶体化熱処 理においては C r抽出残渣量 0. 0 2 5 %以下で、 良好な特性を得 た。 一方、 1 0 5 0 °C、 1 1 0 0 °C溶体化熱処理材は C r抽出残澄 量が 0. 0 2 5 %を超えた。 この材料の H A Z部孔食電位は不良で あった。 N o . 4 , 1 2については 9 5 0〜 1 0 5 0 °C材が良好、 1 1 0 0 °C材が不良であった。 一方、 N o . 1 3は 1 0 5 0 °C、 1 1 0 0 °C溶体化熱処理材の場合 C RNが 0. 5以下となり、 この材 料の H A Z部靭性は不良であった。
以上の実施例からわかるように本発明により溶接部の耐食性と靱 性が良好な省合金型二相ステンレス鋼が得られることが明確となつ た。 産業上の利用可能性
本発明により、 オーステナイ ト系ステンレス鋼と比べ合金コス ト が低位かつ安定的な省合金タイプ二相ステンレス鋼において大きな 課題の一つである溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制出来、 そ の結果オーステナイ ト系ステンレス鋼を代替する用途のうち溶接作 業性が課題となっていた用途への拡大が図れ、 産業上寄与するとこ ろは極めて大である。
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Π3600 "0 + iNiOO "0+iS8^0 ·0+ορπΐΟ ·0- 0 '0-^39^0 ·0- =J。'Soi QN89-ORS -8I--I3Z 'SI- (13+ϊ ) 6Z- '8 - iSZ '6-(Ν+3) Z9^-f SS=OgPK Ζ '2-,
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im i ) s拏
3 ( 1 き 2
Figure imgf000033_0001
*下線部は本発明の範囲外であることを示す。
表 4 (表 1 き 3
Figure imgf000034_0001
. Cr + 1.5S + o+W +8.2
M d30 = 551-462 (C+N) -9.2Si-8. IMD-29 (Ni+Cu) -13.7Cr-18.5Mo-68Nb log10i=-0.046Cr-0.02Mn-0.01 lMo + 0.048Si+0.007Ni 0.009Cu *下線部は本発明の範囲外であることを示す,
表 5
Figure imgf000035_0001
*下線は本発明の範囲外であることを示す 表 6 (表 5続き)
Figure imgf000036_0001
*下線は本発明の範囲外であることを示す

Claims

1. 質量 %にて、
C ： 0 • 0 6 %以下 、 S i ： 0 ' 1 1 5 %、 n ： 2. 0
〜 0 % P • 0. 0 5 %以下 、 S • 0 • 0 0 5 %以下、 C r ：
1 9. 0〜 2 3 • 0 %、請 N i ： 1 0 〜 4 - 0 % , o ： 1. 0 % 以下、 C u • 0 ；!〜 3 0 %、 V • 0 0 5〜 0. 5 %、 A 1 : 0. 0 0 3〜 0. 0 5 0 %、 O : 0. 0 0 7 %以下、 N : 0. 1 0〜 0. 2 5 %、 T i : 0. 0 5 %以下を含有し、 残部が F eおよ び不可避的不純物からなり、
囲
ぐ 1 >式で表される M d 3 0値が 8 0以下、
< 2 >式で表される N i — b a し が— 8以上一 4以下であり、 か つ N i — b a l . と N含有量の関係が < 3 >式を満足し、 オーステ ナイ ト相面積率が 4 0〜 7 0 %であり、 2 XN i + C uが 3. 5以 上であることを特徴とする溶接埶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。
d 3 0 = 5 5 1 - 4 6 2 X ( C + Ν) 一 9. 2 X S i 一 8. 1 X
M n— 2 9 X (N i + C u ) - 1 3 . 7 X C r -
1 8. 5 X M o— 6 8 XN b . . · < 1 >
N i - b a 1 . = (N i + 0 • 5 M n + 0. 5 C u + 3 0 C +
3 0 N) - 1 • 1 ( C r + 1 . 5 S i + o
+ W) + 8 • 2 < 2 >
N ( ) ≤ 0 . 3 7 + 0. 0 3 X (N i - b a 1 . ) · · · · < 3 > 但し、 上記の式において各元素名は何れもその含有量 (%) を表 す。
2. 請求項 1 に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 N bを 0. 0 2〜 0. 1 5 %かつ N b XNが 0. 0 0 3〜 0
. 0 1 5、 但し、 N b、 Nは夫々の含有量の質量％を表す、 となる ように含有することを特徴とする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。
3. 請求項 1 に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 C a≤ 0. 0 0 5 0 %、 M g≤ 0. 0 0 5 0 %、 R E M ： ≤ 0. 0 5 0 %、 B≤ 0. 0 0 4 0 %の 1種または 2種以上を含有す ることを特徴とする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。
4. 求項 1 に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 （ にて、 N bを 0. 0 2 ~ 0 . 1 5 %、 かつ N b X Nが 0. 0 0 3〜
0. 0 1 5、 但し、 N b、 Nは夫々の含有量の質量％を表す 、 とな るように含有し、 更に、 質量％にて、 C a≤ 0. 0 0 5 0 % 、 M g
≤ 0. 0 0 5 0 %、 R EM ： ≤ 0. 0 5 0 % 、 B≤ 0 . 0 0 4 0 % の 1種または 2種以上を含有することを特徵とする溶接熱影響部の 耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
5. 請求項 1 に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 C oを 0. 0 2〜 1. 0 0 %含有することを特徴とする溶接 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。
6. 請求項 1 に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 N bを 0. 0 2〜 0. 1 5 %、 かつ N b XNが 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5、 但し、 N b、 Nは夫々の含有量の質量％を表す、 とな るように含有し、 更に、 質量％にて、 C oを 0. 0 2〜； L . 0 0 % 含有することを特徴とする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。
7. 請求項 1 に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 N bを 0. 0 2〜 0. 1 5 %、 かつ N b XNが 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5、 但し、 N b、 Nは夫々の含有量の質量％を表す、 とな るように含有し、 更に、 質量％にて、 C a≤ 0. 0 0 5 0 %、 M g ≤ 0. 0 0 5 0 %、 R E M ： ≤ 0. 0 5 0 %、 B≤ 0. 0 0 4 0 % の 1種または 2種以上を含有し、 更に、 質量％にて、 C oを 0. 0 2〜 1. 0 0 %含有することを特徴とする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。
8. 請求項 1 に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 M g : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %を含有し、 かつ f N と T i含有量と N含有量の積 ： f N XT i XNが 0. 0 0 0 0 4以上 であり、 かつ T i含有量と N含有量の積 ： T i XNが 0. 0 0 8以 下であることを特徴とする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。
但し、 f N は下記 < 4 >式を満たす数値である。
1 o g x 0 f N = - 0. 0 4 6 X C r ~ 0. 0 2 XM n -
0. 0 1 I X o + O . 0 4 8 X S i +
0. 0 0 7 XN i + 0. 0 0 9 X C u - - < 4 > なお、 上記の式において各元素名は何れもその含有量 （質量％ ) を表す。
9. 請求項 1 に記載の二相ステンレス鋼において、 更に、 質量％ にて、 Z r≤ 0. 0 3 %、 T a≤ 0. 1 %、 W≤ 1. 0 %、 S n≤ 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする溶接熱 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。
1 0. 請求項 1〜 9の何れか 1項に記載の二相ステンレス鋼であつ て、 鋼が溶接時に受ける熱履歴を模擬した下記 （ i ) 〜 （iv) の熱 処理を施した後の上記鋼の C rの抽出残渣量が 0. 0 2 5 %以下で あり、 かつ下記ぐ 5 >式に示す C R N値が 0. 5以上であることを 特徴とする溶接部耐食性の良好な省合金二相ステンレス鋼。
( i )室温から 1 3 0 0 °Cまで 1 5秒で昇温、 （ ii ) 1 3 0 0 °Cにて 5秒間保定、 （ffi) 1 3 0 0 °Cから 9 0 0 °Cまで 1 5秒で等温冷却、 (ίν) 9 0 0 °Cから 4 0 0 °Cまで 1 3 5秒で等温冷却、 （V ) 4 0 0 から室温まで急冷する。
C R N = ( [C r ] / 1 0 4 )
ノ { ([C r ] X 1 0 4) + ([V]/ 5 1 ) + ( [N b ] / 9 3 )
+ ([B]Z 1 1 ) } < 5 > 但し、 [C r ]、 [V]、 [N b]、 [B]は何れも各元素の抽出残渣量 (質量％)を表す。
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