WO2024070784A1 - ステンレス鋼粉末、ステンレス鋼部材およびステンレス鋼部材の製造方法 - Google Patents

ステンレス鋼粉末、ステンレス鋼部材およびステンレス鋼部材の製造方法 Download PDF

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健一郎 江口
拓也 高下
信介 井手
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JFE Steel Corp
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    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel powder suitable for manufacturing high-strength stainless steel couplings used in crude oil or natural gas oil wells and gas wells (hereinafter simply referred to as oil wells), as well as accessories such as parts and fittings.
  • the present invention also relates to a stainless steel member formed using this stainless steel powder and a method for manufacturing a stainless steel member.
  • Patent Documents 1 to 8 refer to 13Cr-stainless steel pipes.
  • Patent Document 9 refers to a molding method involving a rapid melting and rapid solidification process.
  • Patent Documents 1 to 9 may not be able to withstand the increasingly harsh development environments of oil and gas fields in recent years, such as by deteriorating corrosion resistance in high-temperature, severely corrosive environments containing carbon dioxide gas (CO 2 ) and chlorine ions ( Cl ⁇ ), or in environments containing hydrogen sulfide (H 2 S).
  • CO 2 carbon dioxide gas
  • Cl ⁇ chlorine ions
  • H 2 S hydrogen sulfide
  • an object of the present invention is to solve such problems of the conventional technology and to provide a stainless steel powder suitable for molding, capable of producing a stainless steel member having high strength, excellent low-temperature toughness, and excellent corrosion resistance, particularly in a high-temperature severe corrosive environment containing carbon dioxide gas (CO 2 ) and chlorine ions (Cl - ), an environment containing hydrogen sulfide (H 2 S), etc.
  • Another object of the present invention is to provide a stainless steel member and a method for producing a stainless steel member having high strength, excellent low-temperature toughness, and excellent corrosion resistance in the above-mentioned environments.
  • high strength refers to a yield strength of 655 MPa or more.
  • excellent low-temperature toughness refers to a case where a Charpy impact test is performed on a V-notch test piece (10 mm thick) in accordance with the provisions of JIS Z 2242, with the test piece longitudinal direction perpendicular to the molding direction and the notch parallel to the molding direction, and the absorbed energy vE -10 at a test temperature of -10°C in the Charpy impact test is 40 J or more.
  • excellent corrosion resistance refers to “excellent resistance to carbon dioxide corrosion” and “excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking.”
  • excellent carbon dioxide corrosion resistance refers to the case where, in the case where the Cr content in the steel is 14.0% or less, a test piece is immersed in a test liquid: a 20 mass % NaCl aqueous solution (liquid temperature: 150°C, CO2 gas atmosphere at 10 atmospheric pressure) held in an autoclave for an immersion time of 336 hours, the corrosion rate is 0.125 mm/y or less, and the test piece after the corrosion test is observed for the presence or absence of pitting corrosion on the surface of the test piece using a magnifying glass with a magnification of 10 times, and no pitting corrosion with a diameter of 0.2 mm or more is observed.
  • a case where the Cr content in the steel exceeds 14.0% is defined as a case where a test piece is immersed in a test liquid: a 20 mass % NaCl aqueous solution (liquid temperature: 180°C, CO2 gas atmosphere at 10 atmospheric pressure) held in an autoclave for 336 hours, the corrosion rate is 0.125 mm/y or less, and the test piece surface after the corrosion test is observed for the presence or absence of pitting corrosion using a 10x magnifying glass, and no pitting corrosion with a diameter of 0.2 mm or more is found.
  • excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking refers to a case in which a test piece is immersed in a test liquid: a 5% by mass aqueous solution of NaCl (liquid temperature: 25°C, H2S : 0.1 atm, CO2 : 0.9 atm) adjusted to a pH of 3.5 by adding acetic acid and Na acetate, the immersion time is 720 hours, and a load stress of 90% of the yield stress is applied, and no cracks are generated in the test piece after the test.
  • the inventors focused on additive manufacturing, a method of manufacturing three-dimensional objects using a 3D printer (3D printing).
  • additive manufacturing the raw material stainless steel powder is rapidly heated and cooled during manufacturing, which significantly refines the structure and reduces or refines non-metallic inclusions (hereinafter referred to as inclusions), which are known to cause deterioration of corrosion resistance. Therefore, extensive research was conducted on the various factors that affect the strength, corrosion resistance, and low-temperature toughness of the component composition of stainless steel parts manufactured by additive manufacturing.
  • an ingot produced by the melting-casting process was used as a master ingot, and then the master ingot was remelted and gas atomized to produce stainless steel powder, and the stainless steel powder was used to produce a shaped object by so-called 3D printing, and the above-mentioned various factors were examined.
  • the components, particle size (median diameter of mass cumulative distribution (mass basis)) D50 , and apparent density of the stainless steel powder must be within the desired ranges.
  • the present invention has been completed based on the above findings and further investigations.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] In mass%, C: 0.001 to 0.06%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 2.0%, P: 0.05% or less, S: less than 0.005%, Cr: more than 11.0% and not more than 15.0%; Ni: 2.5 to 8.0%, V: 0.005 to 0.5%, Al: 0.1% or less, N: 0.100% or less, O: 0.3% or less, Mo: 3.5% or less, Contains The balance is Fe and unavoidable impurities, A particle diameter D50 , which is a median diameter at 50% of the cumulative mass distribution, is 10 to 200 ⁇ m; A stainless steel powder having an apparent density of 3.5 to 5.0 Mg/ m3 .
  • the present invention provides stainless steel powder, a stainless steel member using the powder, and a method for manufacturing a stainless steel member.
  • the stainless steel powder is suitable for use in manufacturing stainless steel members by additive manufacturing.
  • the stainless steel member produced using the stainless steel powder of the present invention has high strength and excellent low-temperature toughness, and also has excellent corrosion resistance even at high temperatures of 150°C or higher, in severe corrosive environments containing CO 2 and Cl - , and in environments containing H 2 S, etc.
  • the stainless steel powder of the present invention has a component composition described below, and has a particle size D50 and apparent density controlled within appropriate ranges.
  • the stainless steel member of the present invention is manufactured from this stainless steel powder, and has the same component composition as the stainless steel powder described below, and a steel structure controlled within appropriate ranges.
  • C 0.001 to 0.06% C is an important element that increases the strength of martensitic stainless steel.
  • the C content is set to 0.001% or more.
  • the C content is set to 0.005% or more. More preferably, the C content is set to 0.015% or more.
  • the C content is set to 0.06% or less.
  • the C content is set to 0.04% or less, and more preferably, the C content is set to 0.03% or less.
  • Si 0.01 to 1.0% Si is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.01% or more of Si. Therefore, the Si content is set to 0.01% or more. Preferably, the Si content is set to 0.1% or more. More preferably, the Si content is set to 0.15% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 1.0%, the low-temperature toughness decreases. Therefore, the Si content is set to 1.0% or less. Preferably, the Si content is set to 0.8% or less. More preferably, the Si content is set to 0.6% or less. Further preferably, the Si content is set to 0.4% or less.
  • Mn 0.01 to 2.0%
  • Mn is an element that increases the strength of martensitic stainless steel, and in order to ensure the desired strength, it is necessary to contain 0.01% or more of Mn. Therefore, the Mn content is set to 0.01% or more.
  • the Mn content is set to 0.1% or more. More preferably, the Mn content is set to 0.15% or more, and even more preferably, the Mn content is set to 0.25% or more.
  • the Mn content is set to 2.0% or less.
  • the Mn content is set to 1.0% or less. More preferably, the Mn content is set to 0.8% or less. Even more preferably, the Mn content is set to 0.6% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that reduces corrosion resistance such as carbon dioxide corrosion resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance, and is preferably reduced as much as possible in the present invention, but 0.05% or less is acceptable. For this reason, the P content is set to 0.05% or less. Preferably, the P content is 0.03% or less. More preferably, the P content is 0.02% or less. There is no particular restriction on the lower limit, but preferably the P content is 0.005% or more.
  • S less than 0.005%
  • S is an element that reduces corrosion resistance, and it is preferable to reduce it as much as possible, but it is acceptable if it is less than 0.005%. For this reason, the S content is less than 0.005%.
  • the S content is 0.003% or less. More preferably, the S content is 0.002% or less. There is no particular limit to the lower limit, but preferably, the S content is 0.0004% or more.
  • Cr more than 11.0% and not more than 15.0% Cr is an element that forms a protective film on the steel pipe surface and contributes to improving corrosion resistance. If the Cr content is 11.0% or less, the desired corrosion resistance cannot be ensured. For this reason, the Cr content is set to more than 11.0%. Preferably, the Cr content is 11.5% or more. More preferably, the Cr content is 12.0% or more. Even more preferably, the Cr content is 12.5% or more. On the other hand, a Cr content of more than 15.0% is excessive for the purpose of obtaining the desired corrosion resistance and increases the cost. Furthermore, it is disadvantageous in terms of low temperature toughness. For this reason, the Cr content is set to 15.0% or less. Preferably, the Cr content is 14.5% or less. More preferably, the Cr content is 14.0% or less. Even more preferably, the Cr content is 13.5% or less.
  • Ni 2.5 to 8.0%
  • Ni is an element that strengthens the protective film on the steel pipe surface and contributes to improving corrosion resistance. Such an effect becomes prominent when the Ni content is 2.5% or more. For this reason, the Ni content is set to 2.5% or more.
  • the Ni content is 3.0% or more. More preferably, the Ni content is 3.5% or more. Even more preferably, the Ni content is 5.0% or more.
  • the Ni content is set to 8.0% or less.
  • the Ni content is 7.5% or less. More preferably, the Ni content is 7.0% or less. Even more preferably, the Ni content is 6.5% or less.
  • V 0.005 to 0.5%
  • V is an element that contributes to improving strength by forming a solid solution, and also contributes to improving yield strength by combining with C and N and precipitating as V carbonitrides (V precipitates).
  • the V content is set to 0.005% or more.
  • the V content is set to 0.01% or more. More preferably, the V content is set to 0.02% or more. Even more preferably, the V content is set to 0.03% or more.
  • a V content exceeding 0.5% leads to a decrease in low-temperature toughness and resistance to sulfide stress corrosion cracking. Therefore, the V content is set to 0.5% or less.
  • the V content is set to 0.3% or less. More preferably, the V content is set to 0.2% or less. Even more preferably, the V content is set to 0.1% or less.
  • Al 0.1% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer.
  • the Al content is set to 0.1% or less.
  • the Al content is 0.07% or less. More preferably, the Al content is 0.05% or less.
  • the Al content is desirably 0% or more.
  • the Al content is 0.01% or more. More preferably, the Al content is 0.02% or more.
  • N 0.100% or less
  • N is an element that improves pitting corrosion resistance.
  • the N content exceeds 0.100%, nitrides are formed, which reduces low-temperature toughness and corrosion resistance. For this reason, the N content is set to 0.100% or less.
  • the N content is 0.080% or less. More preferably, the N content is 0.070% or less. Even more preferably, the N content is 0.060% or less.
  • the N content is desirably 0% or more.
  • the N content is 0.005% or more.
  • O 0.3% or less
  • O oxygen
  • the O content be 0.01% or more.
  • the O content is 0.2% or less. More preferably, the O content is 0.1% or less.
  • Mo 3.5% or less
  • Mo is an element that stabilizes the protective film on the steel pipe surface, increases resistance to pitting corrosion caused by Cl- or low pH, and thereby enhances sulfide stress corrosion cracking resistance.
  • the Mo content is preferably 0% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.4% or more, and even more preferably 1.0% or more. Most preferably, the Mo content is 1.8% or more.
  • the Mo content of more than 3.5% increases the ferrite fraction and decreases the tempered martensite fraction, thereby causing a decrease in sulfide stress corrosion cracking resistance.
  • Mo is an expensive element, which leads to an increase in material costs. For this reason, the Mo content is 3.5% or less.
  • the Mo content is 3.2% or less. More preferably, the Mo content is less than 3.0%. Even more preferably, the Mo content is 2.7% or less. Most preferably, the Mo content is 2.5% or less.
  • the remainder other than the above components is Fe and unavoidable impurities.
  • the above-mentioned components are the basic component composition.
  • the above-mentioned basic component composition provides the properties that the present invention aims to achieve.
  • the following components may be added as optional elements as necessary to further improve strength, corrosion resistance, etc.
  • Cu 3.5% or less
  • the Cu content is preferably 0% or more. More preferably, the Cu content is 0.3% or more. Even more preferably, the Cu content is 0.5% or more. Most preferably, the Cu content is 1.0% or more.
  • a Cu content of more than 3.5% leads to coarse Cu precipitation, which deteriorates the sulfide stress corrosion cracking resistance. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is 3.5% or less.
  • the Cu content is 3.0% or less. More preferably, the Cu content is 2.0% or less. Even more preferably, the Cu content is 1.5% or less.
  • W 3.0% or less W is an important element that contributes to improving the strength of steel and stabilizes the protective film on the steel pipe surface to improve the resistance to sulfide stress corrosion cracking.
  • W when contained in combination with Mo, significantly improves the resistance to sulfide stress corrosion cracking.
  • the W content is preferably more than 0%. More preferably, the W content is 0.3% or more. Even more preferably, the W content is 0.5% or more. Most preferably, the W content is 0.8% or more.
  • a W content of more than 3.0% promotes the precipitation of intermetallic compounds and reduces corrosion resistance. Therefore, when W is contained, the W content is 3.0% or less.
  • the W content is 2.5% or less. More preferably, the W content is 2.0% or less. Even more preferably, the W content is 1.0% or less.
  • Nb 0.5% or less Nb combines with C and N to precipitate as Nb carbonitride (Nb precipitate), which contributes to improving yield strength.
  • the Nb content is preferably 0% or more. More preferably, the Nb content is 0.01% or more. Even more preferably, the Nb content is 0.05% or more.
  • the Nb content exceeding 0.5% leads to a decrease in low temperature toughness and sulfide stress corrosion cracking resistance. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is 0.5% or less.
  • the Nb content is 0.3% or less. More preferably, the Nb content is 0.2% or less. Even more preferably, the Nb content is 0.1% or less.
  • Ti, B, Zr, Co and Ta are all elements that increase strength, and one or more of these elements may be selected and contained as necessary. In addition to the above effects, Ti, B, Zr, Co and Ta also have the effect of improving sulfide stress corrosion cracking resistance.
  • Ta is an element that brings about the same effect as Nb, and part of Nb can be replaced with Ta.
  • Ti, B, Zr, Co and Ta are optional elements and do not need to be contained, and each content is preferably 0% or more. In other words, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0% or more, and more preferably 0.01% or more. When B is contained, the B content is preferably 0% or more, and more preferably 0.0001% or more.
  • the Zr content is preferably 0% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • Co is contained
  • Ta is contained
  • the Ta content is preferably 0% or more, more preferably 0.01% or more.
  • the content exceeds Ti: 0.30%, B: 0.0050%, Zr: 0.2%, Co: 1.0%, and Ta: 0.1%, respectively, the low-temperature toughness decreases. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is 0.30% or less, preferably 0.10% or less.
  • B the B content is 0.0050% or less, preferably 0.0030% or less.
  • the Zr content is 0.2% or less, preferably 0.05% or less.
  • Co is contained
  • the Co content is 1.0% or less, preferably 0.4% or less.
  • Ta is contained, the Ta content is 0.1% or less, preferably 0.03% or less.
  • Ca and REM are both elements that contribute to improving resistance to sulfide stress corrosion cracking through controlling the morphology of sulfides.
  • Ca and REM are optional elements and do not need to be contained, and their respective contents are preferably 0% or more. However, when they are contained to obtain the effects described above, it is preferable to contain 0.0001% or more of Ca. It is more preferable to make the Ca content 0.001% or more. When REM is contained, it is preferable to contain 0.001% or more of REM. It is more preferable to make the REM content 0.003% or more.
  • the Ca content is 0.050% or less. It is preferable to make the Ca content 0.005% or less.
  • the REM content is 0.1% or less. It is preferable to make the REM content 0.01% or less.
  • Mg, Sn and Sb are all elements that improve corrosion resistance. Note that Mg, Sn and Sb are optional elements and do not have to be contained, and the content of each is preferably 0% or more. However, when they are contained to obtain the above-mentioned effects, it is preferable to contain Mg: 0.002% or more, Sn: 0.01% or more and Sb: 0.01% or more, respectively. In other words, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0% or more, and more preferably 0.002% or more. When Sn is contained, the Sn content is preferably 0% or more, and more preferably 0.01% or more. When Sb is contained, the Sb content is preferably 0% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • the Mg content is 0.01% or less. If Sn is included, the Sn content should be 0.5% or less. The Sn content should preferably be 0.2% or less. If Sb is included, the Sb content should be 0.5% or less. The Sb content should more preferably be 0.2% or less.
  • the stainless steel powder of the present invention has a particle size defined by D 50 of 10 to 200 ⁇ m. If the particle size D 50 is too fine, the powder will have uneven filling due to a decrease in the fluidity of the powder, which will cause defects such as voids to be generated during additive manufacturing. As a result, low-temperature toughness and corrosion resistance (pitting corrosion resistance, SSCC resistance) will be significantly reduced. Since the above phenomenon occurs when the particle size D 50 is less than 10 ⁇ m, the particle size D 50 is set to 10 ⁇ m or more.
  • the particle size D 50 is preferably 15 ⁇ m or more, more preferably 20 ⁇ m or more, and even more preferably 30 ⁇ m or more.
  • the particle size D 50 is set to 200 ⁇ m or less.
  • the particle size D50 is preferably 175 ⁇ m or less, more preferably 150 ⁇ m or less, even more preferably 125 ⁇ m or less, and most preferably 100 ⁇ m or less.
  • the D50 particle size of the stainless steel powder refers to the median diameter, which is the value at the 50% position of the cumulative mass distribution of the powder.
  • a laser diffraction particle size measuring device can be used to measure the median diameter.
  • the particle size D50 of the stainless steel powder is measured by the method described below.
  • Laser diffraction particle size measuring devices include the LA-950V2 manufactured by Horiba, Ltd. Of course, other devices can be used, but it is preferable to use a device with a lower limit of 0.1 ⁇ m or less and an upper limit of 45 ⁇ m or more for accurate measurement. In other words, it is preferable to use a device that can measure the range of 0.1 to 45 ⁇ m.
  • a laser beam is irradiated onto the solvent in which the iron powder is dispersed, and the particle size distribution and average particle size of the iron powder are measured from the diffraction and scattering intensity of the laser beam.
  • ethanol which has good particle dispersibility and is easy to handle.
  • the dispersion treatment time is varied between 0 and 60 minutes at seven stages at 10 minute intervals, and the average particle size of the iron powder is measured after each dispersion treatment. During each measurement, the solvent is stirred to prevent particle aggregation. The smallest particle size value among the seven measurements obtained by changing the dispersion treatment time at 10 minute intervals is used as the particle size (particle size D50 ) of the iron powder.
  • the apparent density is set to 3.5 Mg/ m3 or more.
  • the apparent density is set to 3.7 Mg/ m3 or more, and more preferably, the apparent density is set to 4.0 Mg/ m3 or more.
  • the apparent density is set to 5.0 Mg/ m3 or less.
  • the apparent density is set to 4.8 Mg/ m3 or less, and more preferably, the apparent density is set to 4.6 Mg/ m3 or less.
  • the apparent density shall be the value measured using the test method specified in JIS Z 2504.
  • the alloy powder can be used as stainless steel powder for molding, for example, for cladding, 3D printers, sintering, etc. It is particularly suitable as an alloy powder for 3D printers.
  • the stainless steel member of the present invention is formed from the stainless steel powder described above, has the above-mentioned composition, and has a steel structure consisting of, by volume, 45% or more of tempered martensite phase, 0-40% of ferrite phase, and 25% or less of retained austenite phase.
  • the stainless steel member of the present invention has a tempered martensite phase as the main phase in order to ensure the strength (yield strength) targeted by the present invention.
  • main phase refers to a structure that occupies 45% or more by volume of the steel member. If the tempered martensite phase is less than 45%, the desired strength cannot be obtained. For this reason, the tempered martensite phase is set to 45% or more.
  • the tempered martensite phase is preferably set to 55% or more.
  • the tempered martensite phase is more preferably set to 60% or more, and even more preferably set to 70% or more.
  • the upper limit of the tempered martensite phase may be 100%.
  • the remainder other than the main phase is ferrite phase, or retained austenite phase, or ferrite phase and retained austenite phase.
  • the volume fraction of the ferrite phase is 40% or less.
  • the volume fraction of the ferrite phase is preferably 20% or less, more preferably 10% or less, even more preferably 5% or less, and most preferably 3% or less.
  • the stainless steel member of the present invention can have 0% ferrite phase, since the above-mentioned effects can be obtained even if it is a single phase of tempered martensite.
  • the stainless steel member of the present invention can obtain the above-mentioned effects even if it is a single phase of tempered martensite, so the austenite phase (residual austenite phase) may be 0%.
  • the austenite phase may be precipitated at a volume fraction of more than 10%. More preferably, the residual austenite is 13% or more, and even more preferably, 15% or more.
  • the residual austenite phase is set to a volume fraction of 25% or less.
  • the residual austenite is 23% or less by volume. Even more preferably, the residual austenite is 20% or less by volume.
  • the above-mentioned steel structure of the stainless steel member of the present invention can be measured by the following method.
  • a test piece for microstructure observation is taken from a cross section perpendicular to the direction of the material (steel member) manufactured by additive manufacturing or the like.
  • the test piece for microstructure observation is corroded with Villela's reagent (a mixture of picric acid, hydrochloric acid, and ethanol in proportions of 2 g, 10 ml, and 100 ml, respectively), and the structure is imaged with a scanning electron microscope (accelerating voltage: 15 kV, magnification: 1000 times).
  • the structure fraction (area fraction %) of the ferrite phase is calculated using an image analyzer, and this area fraction is regarded as the volume fraction (%) of the ferrite phase.
  • the X-ray diffraction specimen is then ground and polished so that the cross section perpendicular to the shaping direction becomes the measurement surface, and the amount of retained austenite ( ⁇ ) is measured using an X-ray diffraction method.
  • the amount of retained austenite is measured by measuring the integrated intensity of the diffracted X-rays from the (220) plane of ⁇ and the (211) plane of ⁇ , and converting it into a volume fraction using the following formula.
  • ⁇ (volume ratio) 100 / (1 + (I ⁇ R ⁇ / I ⁇ R ⁇ ))
  • I ⁇ is the integrated intensity of ⁇
  • R ⁇ is the theoretically calculated value of ⁇
  • I ⁇ is the integrated intensity of ⁇
  • R ⁇ is the theoretically calculated value of ⁇ .
  • the structural fraction (volume percentage) of tempered martensite phase is the remainder other than the ferrite phase and the retained austenite phase.
  • the steel structure of the stainless steel member of the present invention can be adjusted to fall within the ranges of each of the above phases by appropriately controlling the heat treatment processes (quenching and tempering) described below.
  • the stainless steel member of the present invention has the specific component composition described above, and the steel structure is adjusted to consist of, by volume, 45% or more tempered martensite phase, 0-40% ferrite phase, and 25% or less retained austenite phase, thereby achieving the strength and properties (corrosion resistance, low-temperature toughness) targeted by the present invention.
  • the number of inclusions having a major axis of 2 ⁇ m or more is preferably 10/mm2 or less. Inclusions having a major axis of 2 ⁇ m or more become the starting point of pitting corrosion when a sulfide stress corrosion cracking resistance test is performed. Pitting corrosion is accompanied by stress concentration and hydrogen generation, which causes sulfide stress cracking. Therefore, in order to improve the sulfide stress corrosion cracking resistance, it is preferable to reduce the number of inclusions having a major axis of 2 ⁇ m or more. This effect can be obtained if the number of inclusions having a major axis of 2 ⁇ m or more is 10/ mm2 or less.
  • the number of inclusions having a major axis of 2 ⁇ m or more it is preferable to set the number of inclusions having a major axis of 2 ⁇ m or more to 10/mm2 or less . It is more preferable to set the number of inclusions having a major axis of 2 ⁇ m or more to 7/ mm2 or less, and even more preferable to set it to 4/ mm2 or less. There is no particular limit to the lower limit of the number of inclusions having a major axis of 2 ⁇ m or more, and it is preferable that the number of inclusions having a major axis of 2 ⁇ m or more is 0/mm2 or more .
  • the number of crystal grains having a grain size of 5 ⁇ m or more among the crystal grains having an orientation difference of 5° or more with adjacent grains is 10% or less of the total crystal grains.
  • Crystal grains having a grain size of 5 ⁇ m or more deteriorate low-temperature toughness and resistance to sulfide stress corrosion cracking. Therefore, in order to improve low-temperature toughness and resistance to sulfide stress corrosion cracking, it is preferable to make the crystal grain size small. This effect can be obtained by making the number of crystal grains having a grain size of 5 ⁇ m or more among the crystal grains having an orientation difference of 5° or more with adjacent grains 10% or less of the total crystal grains.
  • the number of crystal grains having a grain size of 5 ⁇ m or more among the crystal grains having an orientation difference of 5° or more with adjacent grains 10% or less of the total number of crystal grains. It is more preferable that the number of crystal grains having a grain size of 5 ⁇ m or more be 9% or less of the total number of crystal grains, and even more preferable that it be 8% or less. There is no particular limit to the lower limit of the number of crystal grains having a grain size of 5 ⁇ m or more among the crystal grains having an orientation difference of 5° or more with adjacent grains, and 0% or more is preferable.
  • the stainless steel member of the present invention has a yield strength of 655 MPa or more. Although there is no particular upper limit, it is preferably 900 MPa or less in order to prevent a decrease in low-temperature toughness. In a Charpy impact test, the absorbed energy vE -10 at a test temperature of -10°C is 40 J or more. Although there is no particular upper limit, it is preferably 300 J or less. Furthermore, the stainless steel member of the present invention is also excellent in toughness at a test temperature of -60°C in a Charpy impact test, and the absorbed energy vE -60 is preferably 40 J or more. Also, the absorbed energy vE -60 is preferably 200 J or less.
  • the stainless steel powder of the present invention is provided in the final material form through the following series of manufacturing processes.
  • the stainless steel powder of the present invention is manufactured through the steps of melting, forming an ingot, remelting the master ingot, and producing powder through an atomization process.
  • a predetermined amount of the above-mentioned elements is melted as materials in a high-frequency vacuum melting furnace, alloyed, and cast to produce an ingot (master ingot).
  • the reason for setting these conditions is as follows. If the melting temperature is too low, the molten steel will solidify and clog the nozzle when it is dropped from the nozzle. There is no particular limit to the upper limit of the melting temperature, but it is preferable that the melting temperature be 1700°C or lower.
  • the melting furnace used in this process is not limited to a high-frequency vacuum melting furnace, and other melting furnaces (for example, a direct current heating type melting furnace) can also be used in the present invention.
  • the cast master ingot is used as the material, remelted in a melting furnace such as a high-frequency or induction furnace, and a powder with a low oxygen content is obtained by gas atomization using inert gases such as Ar or He.
  • These powders are then classified into particles of 10 to 200 ⁇ m and used as the stainless steel powder of the present invention.
  • Classification may be performed using a sieve or other methods such as air flow classification.
  • water atomization may be used instead of gas atomization.
  • the apparent density is controlled by appropriately adjusting the gas pressure, gas flow rate, gas temperature, and focusing angle during gas atomization.
  • the manufacturing method of the stainless steel component of the present invention includes a molding process and a heat treatment process.
  • the stainless steel powder described above is used to create a stainless steel additive model (three-dimensional structure) by, for example, additive manufacturing (metal powder additive manufacturing).
  • a 3D printer method can be used.
  • a laser-type powder bed fusion 3D printer is used.
  • No particular setting conditions for the 3D printer are specified. From the viewpoint of preventing overmelting or undermelting, for example, it is preferable that the laser output is 150 to 300 W and the scan speed is 700 to 1100 mm/s.
  • the 3D structure after molding is subjected to quenching and tempering under predetermined conditions to obtain the stainless steel member of the present invention.
  • an average cooling rate faster than air cooling is 0.01°C/s or more.
  • an average cooling rate faster than water cooling is 0.2°C/s or more.
  • the heating temperature in the quenching treatment is set to 850° C. or higher, preferably 880° C. or higher, and more preferably 900° C. or higher.
  • the heating temperature in the quenching treatment is set to 1150° C. or lower, preferably 1050° C. or lower, and more preferably 1000° C. or lower.
  • the reheating temperature for 10 minutes or more. It is more preferable to hold the reheating temperature for 15 minutes or more. It is preferable to hold the reheating temperature for 60 minutes or less. It is more preferable to hold the reheating temperature for 30 minutes or less.
  • the cooling rate of the quenching treatment is air-cooled or faster in order to ensure the desired low-temperature toughness. It is preferable that the average cooling rate is 0.01°C/s or more. It is more preferable that the average cooling rate of the quenching treatment is 0.1°C/s or more. It is preferable that the average cooling rate of the quenching treatment is 200°C/s or less. It is more preferable that the average cooling rate of the quenching treatment is 100°C/s or less.
  • the average cooling rate is the average of the cooling rates from the start of cooling to the end of cooling.
  • the cooling end temperature is a temperature at which the surface temperature of the three-dimensional structure is 50°C or less. It is preferably 40°C or less, and more preferably 30°C or less. If the temperature exceeds 50°C, residual austenite will precipitate excessively, and the desired high strength cannot be obtained. Although there is no particular lower limit, it is preferable that the cooling end temperature is 5°C or more.
  • tempering temperature is set to 650°C or lower. It is preferable that the tempering temperature (tempering temperature) is set to 630°C or lower. On the other hand, if the tempering temperature is less than 500°C, the strength will be excessively high, and the desired low-temperature toughness will not be obtained. Therefore, the tempering temperature is set to 500°C or higher. It is preferable that the tempering temperature is set to 525°C or higher.
  • the tempering temperature for 10 minutes or more. It is more preferable to hold the tempering temperature for 20 minutes or more. It is preferable that the holding time at the tempering temperature is 60 minutes or less. It is more preferable that the holding time at the tempering temperature is 40 minutes or less.
  • the cooling rate in the tempering treatment is preferably equal to or faster than air cooling. More preferably, the average cooling rate is equal to or faster than 0.01°C/s. Even more preferably, the average cooling rate is equal to or faster than 0.1°C/s.
  • the cooling rate in the tempering treatment is preferably equal to or slower than 200°C/s. More preferably, the cooling rate in the tempering treatment is equal to or slower than 100°C/s.
  • the three-dimensional structure may be further machined before or after the above-mentioned heat treatment process in order to obtain the desired shape.
  • the stainless steel parts of the present invention made from the stainless steel powder of the present invention have high strength, excellent corrosion resistance and low-temperature toughness, and therefore can be suitably used as constituent materials (e.g., sliding parts) for equipment such as compressors and pumps used in highly corrosive environments such as oil wells. They can also be used as couplings and accessories for oil wells. Furthermore, according to the present invention, it is possible to reduce the manufacturing costs of special parts in various shapes and also to improve dimensional accuracy.
  • the manufacturing method of the stainless steel powder (powder alloy) shown in Table 1 will be described in detail.
  • the predetermined amounts of the component compositions shown in Table 1 were melted in a high-frequency vacuum melting furnace (Ar atmosphere under reduced pressure, melting temperature 1600°C or higher) and cast to produce master ingots of these alloys.
  • the master ingots of the alloys were remelted in an Ar atmosphere and powdered by a gas atomization method to obtain powder alloys.
  • each alloy powder (stainless steel powder) with a different particle size D50 was obtained by classification.
  • the particle size D50 and apparent density of the stainless steel powder were measured by the above-mentioned methods, and the values are shown in Table 2.
  • Test pieces were taken from each of the obtained stainless steel components using the methods described below, and microstructural observation, measurement of the number of inclusions, measurement of grain size, tensile testing, Charpy impact testing, and corrosion resistance testing were carried out.
  • the test methods were as follows:
  • a test piece for structure observation was taken from the obtained stainless steel member so that the cross section perpendicular to the molding direction (perpendicular to the lamination surface) was the observation surface.
  • the obtained test piece for structure observation was corroded with Villela's reagent (a mixture of picric acid, hydrochloric acid, and ethanol in proportions of 2 g, 10 ml, and 100 ml, respectively), and the structure was imaged with a scanning electron microscope (accelerating voltage: 15 kv, magnification: 1000 times).
  • the structure fraction (area fraction) of the ferrite phase was calculated using an image analyzer, and this was taken as the volume fraction (%) of the ferrite phase.
  • a test piece for X-ray diffraction was taken from the obtained stainless steel member, and ground and polished so that the cross section perpendicular to the molding direction became the measurement surface.
  • the amount of retained austenite ( ⁇ ) was measured using an X-ray diffraction method.
  • the amount of retained austenite was measured by measuring the integrated intensity of the diffracted X-rays of the (220) plane of ⁇ and the (211) plane of ⁇ , and converting it into a volume fraction using the following formula.
  • ⁇ (volume ratio) 100 / (1 + (I ⁇ R ⁇ / I ⁇ R ⁇ ))
  • I ⁇ is the integrated intensity of ⁇
  • R ⁇ is the theoretically calculated value of ⁇
  • I ⁇ is the integrated intensity of ⁇
  • R ⁇ is the theoretically calculated value of ⁇
  • the structural fraction (volume %) of tempered martensite phase was calculated as the remainder other than the ferrite phase and the retained austenite phase.
  • the number of inclusions was measured by taking a 500 mm2 region from 1/2 the thickness as a scanning electron microscope (SEM) sample of a cross section perpendicular to the molding direction. For each sample, the inclusions were identified by SEM observation, and the number of inclusions per unit area was calculated. Inclusions with a major axis of 2 ⁇ m or more were identified by binarizing the contrast of the backscattered electron image of the scanning electron microscope to define the outer periphery of the inclusion, and measuring the major axis from the outer periphery of the inclusion.
  • SEM scanning electron microscope
  • the grain size measurement sample was taken from a position of 1/2 the thickness of the cross section perpendicular to the molding direction. After EBSD observation (acceleration voltage: 15 kv, step size: 0.5 ⁇ m) was performed on the taken sample in an area of 300 ⁇ m in the width direction and 500 ⁇ m in the thickness direction, a crystal with an orientation difference of 5° or more was defined as one crystal, and the proportion of crystal grains with a grain size of 5 ⁇ m or more was measured by the intercept method.
  • Corrosion Resistance Test As the corrosion resistance test, a corrosion test and a sulfide stress corrosion cracking resistance test (SSCC resistance test) were carried out.
  • condition B When the Cr content was more than 14% (condition B), the above corrosion test piece was immersed in a test liquid: 20 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 180°C, 10 atm CO2 gas atmosphere) held in an autoclave, and the immersion period was set to 14 days (336 hours). The weight of the test piece after the corrosion test was measured, and the corrosion rate was calculated from the weight loss before and after the corrosion test. A corrosion rate of 0.125 mm/y or less was considered to be acceptable, and a corrosion rate of more than 0.125 mm/y was considered to be unacceptable.
  • the test pieces were examined using a 10x magnifying glass to check for the presence or absence of pitting corrosion on the surface of the test piece.
  • the presence of pitting corrosion refers to the presence of pitting corrosion with a diameter of 0.2 mm or more.
  • specimens without pitting corrosion were rated as passing, and specimens with pitting corrosion were rated as failing.
  • a material with a corrosion rate of 0.125 mm/y or less and no occurrence of pitting corrosion is evaluated as having excellent carbon dioxide corrosion resistance.
  • SSCC resistance test From the obtained stainless steel member, a round bar-shaped test piece (diameter: 6.4 mm ⁇ ) was machined so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the molding direction, and a sulfide stress corrosion cracking test (SSCC (Sulfide Stress Corrosion Cracking) test) was performed in accordance with NACE (National Association of Corrosion and Engineering) TM0177 Method A.
  • NACE National Association of Corrosion and Engineering
  • the SSCC resistance test was carried out by immersing the test specimens in a test solution of 5 mass% NaCl solution (liquid temperature: 25°C, H2S : 0.1 atm, CO2 : 0.9 atm) adjusted to pH 3.5 by adding acetic acid + Na acetate, for 720 hours, and applying 100% of the yield stress as a load stress. After the test, the test specimens were observed for the presence or absence of cracks. Here, specimens without cracks were judged as passing, and specimens with cracks were judged as failing.
  • the examples of the present invention were all stainless steel powders in which the above-mentioned component composition, particle size D50 and apparent density were controlled within appropriate ranges.
  • the stainless steel members fabricated from these steel powders had high strength and excellent low-temperature toughness in low-temperature environments, as well as excellent corrosion resistance in high-temperature severe corrosive environments containing CO 2 and Cl - and in environments containing H 2 S.
  • the stainless steel powder was not controlled within the appropriate range, and the stainless steel parts manufactured from the steel powder did not have at least one of the properties of yield strength, corrosion resistance, and low temperature toughness that are the objective of the present invention.

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Abstract

本発明は、炭酸ガス（ＣＯ２）および塩素イオン（Ｃｌ－）を含む高温の厳しい腐食環境下や、硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含む環境下等において、高強度と、優れた低温靭性と、優れた耐食性とを有するステンレス鋼部材を製造することができるステンレス鋼粉末を提供することを目的とする。特定の組成を有し、質量累積分布の５０％に位置するメジアン径である粒径Ｄ５０が１０～２００μｍであり、見掛密度が３．５～５．０Ｍｇ／ｍ３であるステンレス鋼粉末。

Description

ステンレス鋼粉末、ステンレス鋼部材およびステンレス鋼部材の製造方法
　本発明は、原油あるいは天然ガスの油井、ガス井（以下、単に油井と称する）等に用いられる高強度ステンレス鋼のカップリングや、部品や付属品などのアクセサリーの製造に好適な、ステンレス鋼粉末に関する。また、本発明は、このステンレス鋼粉末を用いて造形されたステンレス鋼部材およびステンレス鋼部材の製造方法に関する。
　近年、近い将来に予想されるエネルギー資源の枯渇という観点から、従来、省みられなかったような、高深度の油田や、炭酸ガスや硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田等での開発が盛んに行われている。このような油田およびガス田では、一般に深度が極めて深く、またその雰囲気も高温でかつＣＯ２、Ｃｌ－、およびＨ２Ｓを含む厳しい腐食環境となっている。このような環境下で使用される油井用鋼管には、高強度かつ高い耐食性を有することが要求される。さらに、寒冷地や深海などにおける開発が盛んになっていることから、低温靭性も求められている。
　最近では、１５０℃までの高温の腐食環境下にある油井の開発が進められており、このような環境下では、１３Ｃｒ系ステンレス鋼や１５Ｃｒ系ステンレス鋼が使用されている。例えば、１３Ｃｒ系ステンレス鋼管として特許文献１～８がある。また、急速溶融急速凝固プロセスを伴う造形法として特許文献９がある。
国際公開第２００８／０２３７０２号 特開平９－１７００１９号公報 特開平７－１６６３０３号公報 特開２０１０－２４２１６３号公報 国際公開第２０１７／０３８１７８号 国際公開第２０１８／０７９１１１号 国際公開第２０１９／０６５１１５号 国際公開第２０１９／０６５１１６号 特開２０１９－１１９９１３号公報
　上述の特許文献１～９に示す技術では、特に炭酸ガス（ＣＯ２）および塩素イオン（Ｃｌ－）を含む高温の厳しい腐食環境下や、硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含む環境下において耐食性が劣化するなど、近年の油田・ガス田の開発環境の過酷化に耐えられない場合があった。
　そこで、本発明は、このような従来技術の問題を解決し、とくに炭酸ガス（ＣＯ２）および塩素イオン（Ｃｌ－）を含む高温の厳しい腐食環境下や、硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含む環境下等において、高強度と、優れた低温靭性と、優れた耐食性とを有するステンレス鋼部材を作製することができ、造形用として好適な、ステンレス鋼粉末を提供することを目的とする。また、本発明は、上記した環境下において高強度と、優れた低温靭性と、優れた耐食性とを有する、ステンレス鋼部材およびステンレス鋼部材の製造方法を提供することを目的とする。
　なお、本発明における「高強度」とは、降伏強さが６５５ＭＰａ以上である場合をいう。
　また、「優れた低温靭性」とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の規定に準拠して、試験片長手方向が造形方向と直行し、ノッチが造形方向と平行となるように、Ｖノッチ試験片（１０ｍｍ厚）を採取してシャルピー衝撃試験を実施し、シャルピー衝撃試験における試験温度：－１０℃での吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上である場合をいう。
　また、「優れた耐食性」とは、「優れた耐炭酸ガス腐食性」および「優れた耐硫化物応力腐食割れ性」を有する場合をいう。
　上記した「優れた耐炭酸ガス腐食性」とは、鋼中のＣｒ量が１４．０％以下の場合は、オートクレーブ中に保持された試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：１５０℃、１０気圧のＣＯ２ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬時間を３３６時間として実施した際の腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下の場合であり、かつ、腐食試験後の試験片について、倍率：１０倍のルーペを用いて試験片表面の孔食発生の有無を観察し、直径：０．２ｍｍ以上の孔食の発生が無い場合をいうものとする。鋼中のＣｒ量が１４．０％越えの場合は、オートクレーブ中に保持された試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：１８０℃、１０気圧のＣＯ２ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬時間を３３６時間として実施した際の腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下の場合であり、かつ、腐食試験後の試験片について、倍率：１０倍のルーペを用いて試験片表面の孔食発生の有無を観察し、直径：０．２ｍｍ以上の孔食の発生が無い場合をいうものとする。
　また、上記した「優れた耐硫化物応力腐食割れ性」とは、試験液：５％質量ＮａＣｌ水溶液（液温：２５℃、Ｈ２Ｓ：０．１ａｔｍ、ＣＯ２：０．９ａｔｍ）に、酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：３．５に調整した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬時間を７２０時間とし、降伏応力の９０％を負荷応力として負荷して実施し、試験後の試験片に割れが発生しない場合をいうものとする。
　本発明者らは、上記した課題を解決するために、積層造形法、いわゆる３Ｄプリンターを用いて３次元形状の造形物を製造する方法（３Ｄプリント法）に着目した。積層造形法においては、造形時に原料となるステンレス鋼粉末を急速に加熱・冷却するため、組織が著しく微細化し、耐食性を悪化させる原因として知られる非金属介在物（以下、介在物と呼ぶ）が減少したり、微細化したりする。そこで、積層造形法によって造形されたステンレス鋼部材における成分組成の強度、耐食性および低温靭性に及ぼす各種要因について、種々検討を重ねた。
　具体的には、溶解－鋳造の工程で作製したインゴットをマスターインゴットとし、その後、上記のマスターインゴットを再溶解－ガスアトマイズの工程でステンレス鋼粉末を作製し、さらに上記のステンレス鋼粉末を用いて、いわゆる３Ｄプリントで造形物を作製し、上記の各種要因について検討した。その結果、所望の強度、耐食性および低温靭性を満足するためには、ステンレス鋼粉末の成分、粒径（質量累積分布（質量基準）のメジアン径）Ｄ５０および見掛密度を所望の範囲内とする必要があることが分かった。
　また、得られた造形物に対して、適切な熱処理を施すことで、所望の強度、耐食性および低温靭性を満足するために必要な鋼組織を有する部材を得ることができる。これにより、いかなる形状においても、所望の高強度、優れた低温靭性、および優れた耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性）を達成できることを見出した。
　本発明は、以上の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。
［１］　質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０６％、
Ｓｉ：０．０１～１．０％、
Ｍｎ：０．０１～２．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％未満、
Ｃｒ：１１．０％超え１５．０％以下、
Ｎｉ：２．５～８．０％、
Ｖ：０．００５～０．５％、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｏ：０．３％以下、
Ｍｏ：３．５％以下、
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
質量累積分布の５０％に位置するメジアン径である粒径Ｄ５０が１０～２００μｍであり、
見掛密度が３．５～５．０Ｍｇ／ｍ３であるステンレス鋼粉末。
［２］　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｕ：３．５％以下、
Ｗ：３．０％以下、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｚｒ：０～０．２％、
Ｃｏ：０～１．０％、
Ｔａ：０～０．１％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
ＲＥＭ：０～０．１％、
Ｍｇ：０～０．０１％、
Ｓｎ：０～０．５％、
Ｓｂ：０～０．５％のうちから選択された１種または２種以上を含有する［１］に記載のステンレス鋼粉末。
［３］　質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０６％、
Ｓｉ：０．０１～１．０％、
Ｍｎ：０．０１～２．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％未満、
Ｃｒ：１１．０％超え１５．０％以下、
Ｎｉ：２．５～８．０％、
Ｖ：０．００５～０．５％、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｏ：０．３％以下、
Ｍｏ：３．５％以下、
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
体積率で、４５％以上の焼戻マルテンサイト相、０～４０％のフェライト相、および２５％以下の残留オーステナイト相を有する鋼組織を有し、
降伏強さが６５５ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃試験における試験温度－１０℃での吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上であるステンレス鋼部材。
［４］　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｕ：３．５％以下、
Ｗ：３．０％以下、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｚｒ：０～０．２％、
Ｃｏ：０～１．０％、
Ｔａ：０～０．１％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
ＲＥＭ：０～０．１％、
Ｍｇ：０～０．０１％、
Ｓｎ：０～０．５％、
Ｓｂ：０～０．５％
のうちから選択された１種または２種以上を含有する［３］に記載のステンレス鋼部材。
［５］　長径２μｍ以上の介在物の個数が１０個／ｍｍ２以下である［３］または［４］に記載のステンレス鋼部材。
［６］　前記焼戻マルテンサイト相において、隣接した粒と５°以上の方位差をもつ結晶粒のなかで、粒径が５μｍ以上である前記結晶粒の個数が全結晶粒数の１０％以下である［３］～［５］のいずれかに記載のステンレス鋼部材。
［７］　［１］または［２］に記載のステンレス鋼粉末を用いて造形物を形成する造形工程と、
　前記造形物に対して、８５０～１１５０℃の温度域に加熱した後、空冷以上の平均冷却速度で５０℃以下の温度域まで冷却する焼入処理および、５００～６５０℃の温度域で加熱する焼戻処理をそれぞれ１回以上含む熱処理工程と、
を有するステンレス鋼部材の製造方法。
［８］　前記造形工程は、積層造形法を用いて造形物を形成する工程である［７］に記載のステンレス鋼部材の製造方法。
　本発明によれば、ステンレス鋼粉末とそれを用いたステンレス鋼部材、およびステンレス鋼部材の製造方法を提供できる。とくに、ステンレス鋼粉末は、積層造形によるステンレス鋼部材の製造に好適に用いられる。
　また、本発明のステンレス鋼粉末を用いて製造されたステンレス鋼部材は、高強度と、優れた低温靭性とを有すると共に、１５０℃以上という高温で、かつＣＯ２、Ｃｌ－を含む厳しい腐食環境下や、Ｈ２Ｓを含む環境下等においても、優れた耐食性を有する。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　本発明のステンレス鋼粉末は、以下に説明する成分組成を有し、適正な範囲に制御された粒径Ｄ５０および見掛密度を有する。また、本発明のステンレス鋼部材は、このステンレス鋼粉末から造形されるものであり、以下に説明するステンレス鋼粉末と同一の成分組成と、適正な範囲に制御された鋼組織とを有する。
　まず、本発明のステンレス鋼粉末およびステンレス鋼部材の成分組成と、その限定理由について説明する。以下、とくに断らない限り、質量％は単に「％」と記す。
　Ｃ：０．００１～０．０６％
　Ｃは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度を増加させる重要な元素である。本発明では、所望の高強度を確保するために、０．００１％以上のＣを含有する必要がある。このため、Ｃ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５％以上である。一方、０．０６％を超えてＣを含有すると、耐ＳＳＣＣ性が低下する。このため、Ｃ含有量は、０．０６％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０４％以下であり、より好ましくは、Ｃ含有量は０．０３％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～１．０％
　Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉを含有する必要がある。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１％以上である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５％以上である。一方、１．０％を超えてＳｉを含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．８％以下である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．６％以下である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は０．４％以下である。
　Ｍｎ：０．０１～２．０％
　Ｍｎは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するために、０．０１％以上のＭｎの含有を必要とする。このため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１％以上である。より好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上であり、さらに好ましくは０．２５％以上である。一方、２．０％を超えてＭｎを含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．０％以下である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．８％以下である。さらに好ましくは、Ｍｎ含有量は０．６％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、０．０５％以下であれば許容できる。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３％以下である。より好ましくは、Ｐ含有量は０．０２％以下である。下限については特に限定されるものではないが、好ましくは、Ｐ含有量は０．００５％以上である。
　Ｓ：０．００５％未満
　Ｓは、耐食性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．００５％未満であれば、許容できる。このようなことから、Ｓ含有量は０．００５％未満とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００３％以下である。より好ましくは、Ｓ含有量は０．００２％以下である。下限については特に限定されるものではないが、好ましくは、Ｓ含有量は０．０００４％以上である。
　Ｃｒ：１１．０％超え１５．０％以下
　Ｃｒは、鋼管表面の保護皮膜を形成して耐食性向上に寄与する元素であり、Ｃｒ含有量が１１．０％以下では、所望の耐食性を確保することができない。このため、１１．０％超えのＣｒの含有とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１１．５％以上である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は１２．０％以上である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は１２．５％以上である。一方、１５．０％を超えるＣｒの含有は、所望の耐食性を得る目的としては過剰でありコストが増大する。さらに、低温靭性の点で不利である。このため、Ｃｒ含有量は１５．０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１４．５％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は１４．０％以下である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は１３．５％以下である。
　Ｎｉ：２．５～８．０％
　Ｎｉは、鋼管表面の保護皮膜を強固にして耐食性向上に寄与する元素である。このような効果は２．５％以上のＮｉの含有で顕著になる。このため、Ｎｉ含有量は２．５％以上とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は３．０％以上である。より好ましくは、Ｎｉ含有量は３．５％以上である。さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は５．０％以上である。一方、８．０％を超えるＮｉの含有は、マルテンサイト相の安定性が低下し、強度が低下する。このため、Ｎｉ含有量は８．０％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は７．５％以下である。より好ましくは、Ｎｉ含有量は７．０％以下である。さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は６．５％以下である。
　Ｖ：０．００５～０．５％
　Ｖは、固溶して強度の向上に寄与するほか、ＣおよびＮと結合しＶ炭窒化物（Ｖ析出物）として析出し、降伏強さの向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上のＶの含有を必要とする。このため、Ｖ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０１％以上である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０２％以上である。さらに好ましくは、Ｖ含有量は０．０３％以上である。一方、０．５％を超えるＶの含有は、低温靭性および耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。このため、Ｖ含有量は０．５％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．３％以下である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．２％以下である。さらに好ましくは、Ｖ含有量は０．１％以下である。
　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。一方、０．１％を超えてＡｌを含有すると、酸化物量が増加して清浄度が低下し、低温靭性や耐食性が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０７％以下である。より好ましくは、Ａｌ含有量は０．０５％以下である。下限は特に限定されるものではなく、Ａｌ含有量は０％以上が望ましい。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０１％以上である。より好ましくは、Ａｌ含有量は０．０２％以上である。
　Ｎ：０．１００％以下
　Ｎは、耐孔食性を向上させる元素である。一方、０．１００％を超えてＮを含有すると、窒化物を形成して低温靭性や耐食性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．０８０％以下である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０７０％以下である。さらに好ましくは、Ｎ含有量は０．０６０％以下である。下限は特に限定されるものではなく、Ｎ含有量は０％以上が望ましい。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５％以上である。
　Ｏ：０．３％以下
　Ｏ（酸素）は、鋼中では酸化物として存在するため、各種特性に悪影響を及ぼす。このため、本発明では、できるだけ低減することが望ましい。下限は特に限定されるものではないが、Ｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。とくに、Ｏが０．３％を超えると、耐食性、低温靭性が低下する。このため、Ｏ含有量は０．３％以下とする。好ましくは、Ｏ含有量は０．２％以下である。より好ましくは、Ｏ含有量は０．１％以下である。
　Ｍｏ：３．５％以下
　Ｍｏは、鋼管表面の保護皮膜を安定化させて、Ｃｌ－や低ｐＨによる孔食に対する抵抗性を増加させ、これにより耐硫化物応力腐食割れ性を高める元素である。下限は特に限定されるものではないが、Ｍｏ含有量は０％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．４％以上であり、さらに好ましくは１．０％以上である。もっとも好ましくは、Ｍｏ含有量は１．８％以上である。一方、３．５％を超えるＭｏの含有は、フェライト分率を増加し、焼戻マルテンサイト分率を低下させることにより、耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。また、Ｍｏは高価な元素であり、材料コストの高騰に繋がる。このため、Ｍｏ含有量は３．５％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は３．２％以下である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は３．０％未満である。さらに好ましくは、Ｍｏ含有量は２．７％以下である。もっとも好ましくは、Ｍｏ含有量は２．５％以下である。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　本発明では、上記した成分を基本の成分組成とする。上記した基本の成分組成により、本発明で目的とする特性は得られる。本発明では、強度や耐食性などの更なる向上を目的として、必要に応じて、さらに選択元素として以下の成分を加えてもよい。
　Ｃｕ：３．５％以下、Ｗ：３．０％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０～０．３０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｚｒ：０～０．２％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｔａ：０～０．１％、Ｃａ：０～０．０５０％、ＲＥＭ：０～０．１％、Ｍｇ：０～０．０１％、Ｓｎ：０～０．５％、Ｓｂ：０～０．５％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｕ：３．５％以下
　Ｃｕは、残留オーステナイト相を増加させ、かつ析出物を形成して降伏強さ（ＹＳ）の向上に寄与するため、低温靭性を低下させることなく高強度を得ることができる。また、鋼管表面の保護皮膜を強固にして鋼中への水素侵入を抑制し、耐硫化物応力腐食割れ性を高める効果も有する。下限は特に限定されるものではないが、Ｃｕを含有する場合にはＣｕ含有量は０％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．３％以上である。さらに好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５％以上である。もっとも好ましくは、Ｃｕ含有量は１．０％以上である。一方、３．５％を超えるＣｕの含有は、粗大なＣｕ析出を招き、耐硫化物応力腐食割れ性が悪化する。このため、Ｃｕを含有する場合にはＣｕ含有量は３．５％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は３．０％以下である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は２．０％以下である。さらに好ましくは、Ｃｕ含有量は１．５％以下である。
　Ｗ：３．０％以下
　Ｗは、鋼の強度向上に寄与するとともに、鋼管表面の保護皮膜を安定化させて、耐硫化物応力腐食割れ性を高めることができる重要な元素である。Ｗは、Ｍｏと複合して含有することにより、とくに耐硫化物応力腐食割れ性を顕著に向上させる。下限は特に限定されるものではないが、Ｗを含有する場合にはＷ含有量は０％超えであることが好ましい。より好ましくは、Ｗ含有量は０．３％以上である。さらに好ましくは、Ｗ含有量は０．５％以上である。もっとも好ましくは、Ｗ含有量は０．８％以上である。一方、３．０％を超えるＷの含有は、金属間化合物の析出を促進し、耐食性を低下させる。このため、Ｗを含有する場合にはＷ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、Ｗ含有量は２．５％以下である。より好ましくは、Ｗ含有量は２．０％以下である。さらに好ましくは、Ｗ含有量は１．０％以下である。
　Ｎｂ：０．５％以下
　Ｎｂは、ＣおよびＮと結合しＮｂ炭窒化物（Ｎｂ析出物）として析出し、降伏強さの向上に寄与する。下限は特に限定されるものではないが、Ｎｂを含有する場合にはＮｂ含有量は０％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０１％以上である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０５％以上である。一方、０．５％を超えるＮｂの含有は、低温靭性および耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。このため、Ｎｂを含有する場合にはＮｂ含有量は０．５％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．３％以下である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．２％以下である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．１％以下である。
　Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ、ＣｏおよびＴａは、いずれも、強度を増加させる元素であり、必要に応じて、これらの元素のうちから選択して１種以上を、含有することができる。Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ、ＣｏおよびＴａは、上記した効果に加えて、耐硫化物応力腐食割れ性を改善する効果も有する。特に、Ｔａは、Ｎｂと同様の効果をもたらす元素であり、Ｎｂの一部をＴａに置き換えることができる。なお、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ、ＣｏおよびＴａは選択元素のため含有しなくてもよく、それぞれの含有量は０％以上が望ましい。つまり、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は０％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０％以上とすることが好ましく、０．０００１％以上とすることがより好ましい。Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ含有量は０％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。Ｃｏを含有する場合には、Ｃｏ含有量は０％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。Ｔａを含有する場合には、Ｔａ含有量は０％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。一方、Ｔｉ：０．３０％、Ｂ：０．００５０％、Ｚｒ：０．２％、Ｃｏ：１．０％およびＴａ：０．１％を、それぞれ超えて含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．１０％以下である。Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下である。Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ含有量は０．２％以下とし、好ましくは０．０５％以下である。Ｃｏを含有する場合には、Ｃｏ含有量は１.０％以下とし、好ましくは０．４％以下である。Ｔａを含有する場合には、Ｔａ含有量は０.１％以下とし、好ましくは０．０３％以下である。
　ＣａおよびＲＥＭ（希土類金属）は、いずれも、硫化物の形態制御を介して耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素である。なお、ＣａおよびＲＥＭは選択元素のため含有しなくてもよく、それぞれの含有量は０％以上が望ましい。しかし、上記したような効果を得るために含有する場合には、Ｃａを０．０００１％以上含有することが好ましい。Ｃａ含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭを０．００１％以上含有することが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．００３％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃａ：０．０５０％およびＲＥＭ：０．１％をそれぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．０５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。
　Ｍｇ、ＳｎおよびＳｂはいずれも、耐食性を向上させる元素である。なお、Ｍｇ、ＳｎおよびＳｂは選択元素のため含有しなくてもよく、それぞれの含有量は０％以上が望ましい。しかし、上記したような効果を得るために含有する場合には、Ｍｇ：０．００２％以上、Ｓｎ：０．０１％以上およびＳｂ：０．０１％以上を、それぞれ含有することが好ましい。つまり、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は０％以上とすることが好ましく、０．００２％以上がより好ましい。Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は０％以上とすることが好ましく、０．０１％以上がより好ましい。Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量は０％以上とすることが好ましく、０．０１％以上がより好ましい。一方、Ｍｇ：０．０１％、Ｓｎ：０．５％およびＳｂ：０．５％をそれぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は０.０１％以下とする。Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は０.５％以下とする。Ｓｎ含有量は、０．２％以下とすることが好ましい。Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量は０.５％以下とする。Ｓｂ含有量は０．２％以下とすることがより好ましい。
　次に、本発明のステンレス鋼粉末の粒径について説明する。
　本発明のステンレス鋼粉末は、Ｄ５０で規定される粒径が１０～２００μｍである。粒径Ｄ５０が過度に細かいと、粉末の流動性低下に伴う粉末の充填ムラが生じ、積層造形時に空隙などの欠陥が生成する原因となる。その結果、低温靭性、耐食性（耐孔食性、耐ＳＳＣＣ性）が大幅に低下する。粒径Ｄ５０が１０μｍ未満の場合に上記の現象が現れるため、粒径Ｄ５０は１０μｍ以上とする。粒径Ｄ５０は１５μｍ以上が好ましく、２０μｍ以上がより好ましく、３０μｍ以上がさらに好ましい。一方、粒径Ｄ５０が過度に粗いと、積層造形時の欠陥を生成する原因となる。その結果、欠陥に起因する低温靭性、耐食性（耐孔食性、耐ＳＳＣＣ性）が大幅に低下する。粒径Ｄ５０が２００μｍ超えの場合に上記の現象が現れるため、粒径Ｄ５０は２００μｍ以下とする。粒径Ｄ５０は１７５μｍ以下が好ましく、１５０μｍ以下がより好ましく、１２５μｍ以下がさらに好ましく、１００μｍ以下がもっとも好ましい。
　なお、ステンレス鋼粉末の粒径を示すＤ５０とは、粉末の質量累積分布の５０％の位置の値であるメジアン径のことを指す。メジアン径の測定には、レーザー回折粒子径測定装置を用いることができる。本発明では、次に説明する方法で、ステンレス鋼粉末の粒径Ｄ５０を測定する。
　レーザー回折粒子径測定装置としては、堀場製作所製：ＬＡ－９５０Ｖ２などがある。もちろん、他の装置を使用しても構わないが、正確な測定を行う為に測定可能粒子径範囲の下限が０．１μｍ以下、上限が４５μｍ以上のものを用いることが好ましい。つまり、０．１～４５μｍの範囲を測定できるものを用いることが好ましい。上記装置では、鉄粉を分散させた溶媒に対してレーザー光を照射し、レーザー光の回折、散乱強度から鉄粉の粒度分布および平均粒子径を測定する。鉄粉を分散させる溶媒としては、粒子の分散性が良く、扱いが容易であるエタノールを用いることが好ましい。水などのファンデルワールス力が高く、分散性の低い溶媒を用いると、測定中に粒子が凝集し、本来の平均粒子径よりも粗い測定結果が得られるので好ましくない。従って、鉄粉を投入したエタノール溶液に対して、測定前に超音波による分散処理を実施することが好ましい。
　なお、対象とする粉末によって、適正な分散処理時間が異なるため、上記分散処理時間を０～６０ｍｉｎの間で１０ｍｉｎ間隔の７段階で実施し、各分散処理後に鉄粉の平均粒子径の測定を行う。各測定中は粒子の凝集を防ぐために、溶媒を攪拌しながら測定を行う。そして、分散処理時間を１０ｍｉｎ間隔で変更して行った７回の測定で得られた粒子径のうち、最も小さい値を鉄粉の粒子径（粒径Ｄ５０）として用いる。
　粒径Ｄ５０と見掛密度の両方を制御することにより、上記特性を得ることができる。見掛密度が３．５Ｍｇ／ｍ３未満の場合、流動性の低下により、積層造形時の欠陥を生成する原因となる。このため、見掛密度は、３．５Ｍｇ／ｍ３以上とする。好ましくは３．７Ｍｇ／ｍ３以上であり、より好ましくは、見掛密度は４．０Ｍｇ／ｍ３以上とする。一方、見掛密度が５．０Ｍｇ／ｍ３を超える場合、工業的な観点から、見掛密度の制御を安定的に達成することが困難となるため、見掛密度は５．０Ｍｇ／ｍ３以下とする。好ましくは４．８Ｍｇ／ｍ３以下であり、より好ましくは４．６Ｍｇ／ｍ３以下である。
　なお、見掛密度は、ＪＩＳ　Ｚ　２５０４に規定される試験方法で測定された値を用いるものとする。
　なお、合金粉末の用途先としては、造形用のステンレス鋼粉末が挙げられ、例えば、肉盛用、３Ｄプリンター用、焼結用等のステンレス鋼粉末として提供できる。とくに、３Ｄプリンター用の合金粉末として好適である。
　次に、本発明のステンレス鋼部材の鋼組織と、その限定理由について説明する。
　本発明のステンレス鋼部材は、上記したステンレス鋼粉末から造形されたものであり、上記した成分組成を有し、体積率で、４５％以上の焼戻マルテンサイト相と、０～４０％のフェライト相と、２５％以下の残留オーステナイト相とからなる鋼組織を有する。
　本発明のステンレス鋼部材は、本発明で目的とする強度（降伏強さ）を確保するために、焼戻マルテンサイト相を主相とする。ここで、「主相」とは、鋼部材に対する体積率で４５％以上を占める組織のことを指す。焼戻マルテンサイト相が４５％未満の場合、所望の強度を得ることができない。このため、焼戻マルテンサイト相は、４５％以上とする。焼戻マルテンサイト相は、５５％以上とすることが好ましい。焼戻マルテンサイト相は、６０％以上とすることがより好ましく、７０％以上とすることがさらに好ましい。焼戻マルテンサイト相の上限は１００％であってよい。
　主相以外の残部は、フェライト相、あるいは残留オーステナイト相、あるいは、フェライト相と残留オーステナイト相である。
　本発明で目的とする強度と耐硫化物応力腐食割れ性を確保するため、フェライト相は体積率で４０％以下とする。フェライト相は、好ましくは２０％以下であり、より好ましくは１０％以下であり、さらに好ましくは５％以下であり、もっとも好ましくは３％以下である。本発明のステンレス鋼部材は、焼戻マルテンサイト相単相としても上記した効果は得られるため、フェライト相は０％であってもよい。
　なお、上記と同様に本発明のステンレス鋼部材は、焼戻マルテンサイト相単相としても上記した効果は得られるため、オーステナイト相（残留オーステナイト相）は０％であってもよい。しかし、残留オーステナイト相の存在により、延性および低温靭性を向上することができるため、オーステナイト相（残留オーステナイト相）を析出させることが好ましい。具体的にこのような延性および低温靭性の向上効果を得るためには、残留オーステナイト相は、体積率で１０％を超えて析出させることが好ましい。より好ましくは、残留オーステナイトは、体積率で１３％以上であり、さらに好ましくは１５％以上である。一方、体積率で２５％を超える多量の残留オーステナイト相の析出は、強度の低下を招く。このため、残留オーステナイト相は、体積率で２５％以下とする。好ましくは、残留オーステナイトは、体積率で２３％以下である。さらに好ましくは、残留オーステナイトは体積率で２０％以下である。
　ここで、本発明のステンレス鋼部材の上記した鋼組織は、次の方法で測定することができる。まず、積層造形法(Ａｄｄｉｔｏｖｅ　Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ法)等で造形した材料（鋼部材）の造形方向に直行する方向の断面から、組織観察用試験片を採取する。組織観察用試験片は、ビレラ試薬（ピクリン酸、塩酸およびエタノールをそれぞれ２ｇ、１０ｍｌおよび１００ｍｌの割合で混合した試薬）で腐食して走査型電子顕微鏡（加速電圧：１５ｋV、倍率：１０００倍）で組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の組織分率（面積率％）を算出し、この面積率をフェライト相の体積率（％）とする。
　そして、Ｘ線回折用試験片を、造形方向に直交する断面が測定面となるように、研削および研磨し、Ｘ線回折法を用いて残留オーステナイト（γ）量を測定する。残留オーステナイト量は、γの（２２０）面、αの（２１１）面、の回折Ｘ線積分強度を測定し、次式を用いて体積率に換算する。
γ（体積率）＝１００／（１＋（ＩαＲγ／ＩγＲα））
ここで、Ｉα：αの積分強度、Ｒα：αの結晶学的理論計算値、Ｉγ：γの積分強度、Ｒγ：γの結晶学的理論計算値である。
　また、焼戻マルテンサイト相の組織分率（体積率％）は、フェライト相および残留オーステナイト相以外の残部とする。
　なお、本発明のステンレス鋼部材の鋼組織は、後述する熱処理工程（焼入れ処理および焼戻処理）を適切に制御することにより、上記した各相の範囲内に調整することができる。
　以上説明したように、本発明のステンレス鋼部材は、上記の特定の成分組成を有し、鋼組織は、体積率で、４５％以上の焼戻マルテンサイト相、０～４０％のフェライト相、および２５％以下の残留オーステナイト相からなるように調整することによって、本発明で目的とする強度および特性（耐食性、低温靭性）が得られる。
　また、長径２μｍ以上の介在物の個数が１０／ｍｍ２以下とすることが好ましい理由を以下で述べる。長径２μｍ以上の介在物は耐硫化物応力腐食割れ試験を行った際に、孔食の起点となる。孔食は応力集中や水素の発生を伴い、硫化物応力割れを発生させる。したがって耐硫化物応力腐食割れ性を向上させるためには、長径２μｍ以上の介在物の個数は少なくすることが好ましい。このような効果は、長径２μｍ以上の介在物の個数が１０／ｍｍ２以下であれば得られる。したがって、長径２μｍ以上の介在物の個数を１０／ｍｍ２以下とすることが好ましい。長径２μｍ以上の介在物の個数を７／ｍｍ２以下とすることがより好ましく、４／ｍｍ２以下とすることがさらに好ましい。長径２μｍ以上の介在物の個数の下限は特に限定されるものではなく、長径２μｍ以上の介在物の個数は０／ｍｍ２以上が望ましい。
　隣接した粒と５°以上の方位差をもつ結晶粒において、粒径５μｍ以上である結晶粒の個数が全結晶粒の１０％以下とすることが好ましい理由を以下で述べる。粒径５μｍ以上である結晶粒は、低温靭性や耐硫化物応力腐食割れ性を悪化させる。したがって低温靭性や耐硫化物応力腐食割れ性を向上させるためには、結晶粒径を小さくすることが好ましい。このような効果は、隣接した粒と５°以上の方位差をもつ結晶粒において、粒径５μｍ以上である結晶粒の個数が全結晶粒の１０％以下とすることにより得られる。したがって、隣接した粒と５°以上の方位差をもつ結晶粒において、粒径５μｍ以上である結晶粒の個数が全結晶粒数の１０％以下とすることが好ましい。粒径５μｍ以上である結晶粒の個数が全結晶粒数の９％以下とすることがより好ましく、８％以下とすることがさらに好ましい。隣接した粒と５°以上の方位差をもつ結晶粒において、粒径５μｍ以上である結晶粒の個数の下限は特に限定されるものではなく、０％以上が好ましい。
　本発明のステンレス鋼部材は降伏強さが６５５ＭＰａ以上である。上限は特に限定するわけではないが、低温靭性の低下を防ぐため、９００ＭＰａ以下が好ましい。シャルピー衝撃試験における試験温度－１０℃での吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上である。上限は特に限定するわけではないが、３００Ｊ以下が好ましい。
さらに、本発明のステンレス鋼部材は、シャルピー衝撃試験における試験温度－６０℃での靭性にも優れており、吸収エネルギーｖＥ－６０は４０Ｊ以上であることが好ましい。また、吸収エネルギーｖＥ－６０は２００Ｊ以下であることが好ましい。
　次に、本発明のステンレス鋼粉末の製造方法の好ましい実施形態について説明する。
　本発明のステンレス鋼粉末は、最終の材料形態として、つぎの一連の製造工程で提供される。例えば、溶解－インゴット形成－マスターインゴットの再溶解－アトマイズプロセスによる粉末の作製、といった各工程を経て、本発明のステンレス鋼粉末が製造される。
　まず、溶解－インゴット形成の工程では、上記した元素の所定量が材料として高周波真空溶解炉にて溶製され、合金化され、鋳造されてインゴット（マスターインゴット）が作製される。この際、減圧下のＡｒ雰囲気、溶解温度：１６００℃以上、の条件で溶解することが好ましい。この条件とする理由は次のとおりである。溶解温度が低すぎると、溶鋼をノズルから滴下させる際に、溶鋼が凝固してノズルが閉塞する。溶解温度の上限は特に限定されないが、溶解温度は１７００℃以下であることが好ましい。また、溶鋼酸化防止の観点から、減圧下のＡｒ雰囲気で溶解することが望ましい。なお、この工程で使用される溶解炉は、高周波真空溶解炉に限定されずに、本発明では他の溶解炉（例えば直接通電加熱式の溶解炉）を使用することもできる。
　ついで、マスターインゴットの再溶解－アトマイズプロセスの工程では、鋳造したマスターインゴットを素材として、高周波あるいは誘導炉等の溶解炉で再溶解し、不活性ガスのＡｒあるいはＨｅを用いたガスアトマイズ法により低酸素量の粉末を得る。
　その後、これらの粉末は１０～２００μｍの粒径に分級されて、本発明のステンレス鋼粉末として供される。なお、分級は、篩を用いて行ってもよく、気流分級など他の手法を用いて行ってもよい。また、ガスアトマイズ法の代わりに、水アトマイズ法を使用してもよい。
　見掛密度は、ガスアトマイズにおけるガス圧、ガス流量、ガス温度、集束角を、適宜、調整して制御する。
　次に、本発明のステンレス鋼部材の製造方法の一実施形態について説明する。
　本発明のステンレス鋼部材の製造方法は、造形工程と熱処理工程を有する。
　まず、造形工程では、上記したステンレス鋼粉末を用いて、例えば積層造形法（金属粉末積層造形法）により、ステンレス鋼積層造形物（３次元構造物）を造形する。
　積層造形法として、例えば３Ｄプリンター法を用いることができる。ここでは、レーザータイプのＰｏｗｄｅｒ　ｂｅｄ　ｆｕｓｉｏｎ方式の３Ｄプリンターを用いる。特に３Ｄプリンターの設定条件は規定しない。溶融過多や溶融不足を防止する観点から、例えば、レーザー出力は１５０～３００Ｗ、スキャンスピードは７００～１１００ｍｍ／ｓとすることが好ましい。
　ついで、熱処理工程では、造形後の３次元構造物に対して、所定の条件で焼入処理および焼戻処理を施し、本発明のステンレス鋼部材を得ることができる。この熱処理工程では、８５０～１１５０℃の範囲の温度域に加熱した後、空冷以上の平均冷却速度で表面温度が５０℃以下となる温度域まで冷却する焼入処理を施すことが好ましい。その後、５００～６５０℃の範囲の温度域（焼戻温度）に加熱する焼戻処理を施すことが好ましい。上記の焼入処理と焼戻処理を少なくともそれぞれ１回以上行うことが好ましい。上限は限定されるわけではないが、焼入処理と焼戻処理はそれぞれ３回以下行うことが好ましい。
　ここで、「空冷以上の平均冷却速度」とは、０．０１℃／ｓ以上である。なお、「水冷以上の平均冷却速度」とする場合は、０．２℃／ｓ以上である。
　［焼入処理］
　焼入処理の加熱温度（再加熱の温度）は、マルテンサイト相を微細化する観点から、８５０℃以上とする。好ましくは８８０℃以上とする。より好ましくは９００℃以上とする。焼入処理の加熱温度（再加熱の温度）は、１１５０℃以下とする。好ましくは１０５０℃以下とする。より好ましくは１０００℃以下とする。
　なお、均熱性の観点からは、上記した再加熱温度で１０分間以上保持することが好ましい。再加熱温度で、１５分間以上保持することがより好ましい。再加熱温度での保持時間は、６０分以下とすることが好ましい。再加熱温度での保持時間は、３０分以下とすることがより好ましい。
　また、焼入処理の冷却速度は、所望の低温靭性を確保する観点から、空冷以上とする。好ましくは、平均冷却速度で０．０１℃／ｓ以上とすることが好ましい。焼入処理の冷却速度は、平均冷却速度で０．１℃／ｓ以上とすることがより好ましい。焼入処理の冷却速度は、平均冷却速度で２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。焼入処理の冷却速度は、平均冷却速度で１００℃／ｓ以下とすることがより好ましい。ここで平均冷却速度とは、冷却開始から冷却停止までの冷却速度の平均である。冷却停止温度は、３次元構造物の表面温度で５０℃以下となる温度とする。好ましくは４０℃以下であり、より好ましくは３０℃以下である。５０℃超えでは残留オーステナイトが過剰に析出し、所望の高強度を得ることができない。下限は特に限定されるわけではないが、冷却停止温度は、５℃以上とすることが好ましい。
　［焼戻処理］
　焼戻処理の温度（焼戻温度）が６５０℃超えとなると、オーステナイト相が過剰に析出し、所望の高強度を得ることができない。このため、焼戻処理の温度（焼戻温度）は６５０℃以下とする。焼戻処理の温度（焼戻温度）は、６３０℃以下とすることが好ましい。一方、焼戻温度が５００℃未満になると、強度が過剰に高くなり、所望の低温靭性を得ることができない。このため、焼戻温度は５００℃以上とする。焼戻温度は５２５℃以上とすることが好ましい。
　なお、均熱性の観点から、上記した焼戻温度で１０分間以上保持することが好ましい。２０分間以上保持することがより好ましい。焼戻温度での保持時間は、６０分間以下とすることが好ましい。焼戻温度での保持時間は、４０分間以下とすることがより好ましい。
　また、焼戻処理の冷却速度は、所望の低温靭性を確保する観点から、空冷以上とすることが好ましい。より好ましくは、平均冷却速度で０．０１℃／ｓ以上とする。さらに好ましくは、平均冷却速度で０．１℃／ｓ以上とする。焼戻処理の冷却速度は、平均冷却速度で２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。焼戻処理の冷却速度は、平均冷却速度で１００℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
　なお、本発明のステンレス鋼部材の製造方法では、所望の形状にするため、上記した熱処理工程前あるいは熱処理工程後に、さらに、３次元構造物に対する機械加工を施してもよい。
　以上説明したように、本発明のステンレス鋼粉末から造形された本発明のステンレス鋼部材は、高強度、かつ、優れた耐食性および低温靭性を有するため、油井などの高腐食環境下で用いられる圧縮機やポンプ等の機器の構成材料（例えば、摺動部）として好適に使用することができる。また、油井用のカップリングやアクセサリーとしても使用できる。そして、本発明によれば、さまざまな形状をした特殊部材の製造コストを低減可能であり、また寸法精度の向上も可能である。
　以下、実施例に基づき、本発明を説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　表１に示すステンレス鋼粉末（粉末合金）の製造方法の詳細を説明する。まず、表１に示す所定量の成分組成を、高周波真空溶解炉（減圧下のＡｒ雰囲気、溶解温度１６００℃以上）によって溶解し、鋳造して、これら合金のマスターインゴットを製造した。ついで、合金のマスターインゴットを、Ａｒ雰囲気中で、再溶解し、ガスアトマイズ法で粉末化して、粉末合金を得た。そして、分級によって粒径Ｄ５０が異なる各合金粉末（ステンレス鋼粉末）を得た。ステンレス鋼粉末の粒径Ｄ５０、見掛密度は、それぞれ上述の方法で測定し、その値を表２に示す。
　ついで、市販の３Ｄプリンター（レーザータイプのＰｏｗｄｅｒ　ｂｅｄ　ｆｕｓｉｏｎ方式）を用いて、これらの粉末合金から５０ｍｍ×８０ｍｍ×１２ｍｍｔ（ｔ：積層厚）の大きさの３次元構造物を作製した。この際のレーザー出力は２５０Ｗ、スキャンスピードは９００ｍｍ／ｓ、１層の積層厚さは４０μｍであった。ついで、作製した３次元構造物に対して、表２に示す条件で熱処理工程を施し、ステンレス鋼部材を得た。
　得られたステンレス鋼部材から、以下に示す方法でそれぞれ試験片を採取し、組織観察、介在物の個数測定、粒径測定、引張試験、シャルピー衝撃試験および耐食性試験を実施した。試験方法は、つぎの通りとした。
　（１）組織観察
　得られたステンレス鋼部材から、造形方向（積層面に対して垂直方向）に直行する方向の断面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取した。得られた組織観察用試験片をビレラ試薬（ピクリン酸、塩酸およびエタノールをそれぞれ２ｇ、１０ｍｌおよび１００ｍｌの割合で混合した試薬）で腐食して走査型電子顕微鏡（加速電圧：１５ｋｖ、倍率：１０００倍）で組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の組織分率（面積率）を算出し、これをフェライト相の体積率（％）とした。
　また、得られたステンレス鋼部材から、Ｘ線回折用試験片を採取し、造形方向に直交する方向の断面が測定面となるように、研削および研磨した。そして、Ｘ線回折法を用いて残留オーステナイト（γ）量を測定した。残留オーステナイト量は、γの（２２０）面、αの（２１１）面、の回折Ｘ線積分強度を測定し、次式を用いて体積率に換算した。
γ（体積率）＝１００／（１＋（ＩαＲγ／ＩγＲα））
ここで、Ｉα：αの積分強度、Ｒα：αの結晶学的理論計算値、Ｉγ：γの積分強度、Ｒγ：γの結晶学的理論計算値である。
　そして、焼戻マルテンサイト相の組織分率（体積％）は、フェライト相および残留オーステナイト相以外の残部として求めた。
　（２）介在物の個数測定
　介在物の個数は、造形方向に直交する断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試料として、肉厚の１／２の位置から５００ｍｍ２の領域を採取した。採取したそれぞれの試料について、ＳＥＭ観察により介在物をそれぞれ同定し、単位面積あたりの介在物の個数を算出した。また、長径が２μｍ以上である介在物の判別は、走査型電子顕微鏡の反射電子像によるコントラストを二値化して介在物の外周部を定義し、介在物の外周部から長径を測定することにより行った。
　（３）粒径測定
　粒径の測定試料は、造形方向に直交する断面の肉厚の１／２の位置から採取した。採取した試料について、幅方向に３００μｍ、肉厚方向に５００μｍの領域で、ＥＢＳＤ観察（加速電圧：１５ｋｖ、ステップサイズ：０．５μｍ）をおこなったのち、５°以上の方位差をもつものを一つの結晶と定義し、切断法にて粒径が５μｍ以上である結晶粒の割合を測定した。
　（４）引張試験
　得られたステンレス鋼部材から、造形方向に直行する方向が引張方向となるように、ＪＩＳ１３Ｂハーフ(ＧＬ＝２５ｍｍ)の試験片を採取した。そして、ＪＩＳ規格（Ｚ２２４１：２０１１）に準拠して、引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳを求め引張特性とした。ここでは、降伏強さが６５５ＭＰａ以上のものを高強度と評価し、合格とした。一方、降伏強さが６５５ＭＰａ未満のものは不合格とした。
　（５）シャルピー衝撃試験
　得られたステンレス鋼部材から、試験片長手方向が造形方向と直行するように、Ｖノッチ試験片（１０ｍｍ厚）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２０１８年）の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施した。試験温度は－１０℃とし、－１０℃における吸収エネルギーｖＥ－１０を求め、低温靭性を評価した。なお、試験片は各３本とし、得られた値の算術平均をステンレス鋼部材の吸収エネルギー（Ｊ）とした。ここでは、－１０℃における吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上のものを高靭性であると評価し、合格とした。一方、ｖＥ－１０が４０Ｊ未満のものは不合格とした。また、試験温度－６０℃でも試験を行い、－６０℃における吸収エネルギーｖＥ－６０を求めた。なお、試験片は各３本とし、得られた値の算術平均をステンレス鋼部材の吸収エネルギー（Ｊ）とした。
　（６）耐食性試験
　耐食性試験として、腐食試験、耐硫化物応力腐食割れ試験（耐ＳＳＣＣ試験）を行った。
　［腐食試験］
得られたステンレス鋼部材から、厚さ３ｍｍ×幅３０ｍｍ×長さ４０ｍｍの腐食試験片を機械加工によって作製し、腐食試験を実施し、耐炭酸ガス腐食性を評価した。
腐食試験は、Ｃｒ量が１４％以下の場合（条件Ａ）は、オートクレーブ中に保持された試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：１５０℃、１０ａｔｍのＣＯ２ガス雰囲気）中に、上記の腐食試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間（３３６時間）として実施した。腐食試験後の試験片について重量を測定し、腐食試験前後の重量減から計算し、腐食速度を求めた。腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下のものを合格とし、０．１２５ｍｍ／ｙ超えのものを不合格とした。
　Ｃｒ量が１４％越えの場合（条件Ｂ）は、オートクレーブ中に保持された試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：１８０℃、１０ａｔｍのＣＯ２ガス雰囲気）中に、上記の腐食試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間（３３６時間）として実施した。腐食試験後の試験片について重量を測定し、腐食試験前後の重量減から計算し、腐食速度を求めた。腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下のものを合格とし、０．１２５ｍｍ／ｙ超えのものを不合格とした。
　また、腐食試験後の試験片について、倍率：１０倍のルーペを用いて試験片表面の孔食発生の有無を観察した。なお、孔食有りとは、直径：０．２ｍｍ以上の孔食が有る場合をいう。ここでは、孔食の発生が無いものを合格とし、孔食の発生が有るものを不合格とした。
　なお、本実施例では、上記腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下、かつ、上記孔食の発生が無いものを、耐炭酸ガス腐食性に優れると評価する。
　［耐ＳＳＣＣ試験］
　得られたステンレス鋼部材から、試験片長手方向が造形方向と直行するように、丸棒状の試験片（直径：６．４ｍｍφ）を機械加工によって作製し、ＮＡＣＥ(Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇｓ)　ＴＭ０１７７　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠して、耐硫化物応力腐食割れ試験（耐ＳＳＣＣ（Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　ＣｏｒｒｏｓｉｏｎＣｒａｃｋｉｎｇ）試験）を実施した。
耐ＳＳＣＣ試験は、試験液：５質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５℃、Ｈ２Ｓ：０．１ａｔｍ、ＣＯ２：０．９ａｔｍの雰囲気）に、酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：３．５に調整した水溶液を用い、この水溶液中に試験片を浸漬し、浸漬時間を７２０時間とし、降伏応力の１００％を負荷応力として負荷して、実施した。そして、試験後の試験片について、割れの有無を観察した。ここでは、割れが無いものを合格とし、割れが有るものを不合格とした。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例は、いずれも、上記した成分組成、粒径Ｄ５０および見掛密度が適切な範囲内に制御されたステンレス鋼粉末であった。そして、この鋼粉末から造形されたステンレス鋼部材は、高強度であり、低温環境における優れた低温靭性を有するとともに、ＣＯ２、Ｃｌ－を含む高温の厳しい腐食環境下やＨ２Ｓを含む環境下における優れた耐食性を有していた。
　一方、本発明の範囲を外れる比較例は、ステンレス鋼粉末が適切な範囲内に制御されていなかった。そして、この鋼粉末から造形されたステンレス鋼部材は、降伏強さ、耐食性、低温靭性の少なくとも１つが本発明で目的とする特性値を得られていなかった。

 

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０６％、
    Ｓｉ：０．０１～１．０％、
    Ｍｎ：０．０１～２．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％未満、
    Ｃｒ：１１．０％超え１５．０％以下、
    Ｎｉ：２．５～８．０％、
    Ｖ：０．００５～０．５％、
    Ａｌ：０．１％以下、
    Ｎ：０．１００％以下、
    Ｏ：０．３％以下、
    Ｍｏ：３．５％以下、
    を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    質量累積分布の５０％に位置するメジアン径である粒径Ｄ５０が１０～２００μｍであり、
    見掛密度が３．５～５．０Ｍｇ／ｍ３であるステンレス鋼粉末。
  2. 　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｃｕ：３．５％以下、
    Ｗ：３．０％以下、
    Ｎｂ：０．５％以下、
    Ｔｉ：０～０．３０％、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｚｒ：０～０．２％、
    Ｃｏ：０～１．０％、
    Ｔａ：０～０．１％、
    Ｃａ：０～０．０５０％、
    ＲＥＭ：０～０．１％、
    Ｍｇ：０～０．０１％、
    Ｓｎ：０～０．５％、
    Ｓｂ：０～０．５％のうちから選択された１種または２種以上を含有する請求項１に記載のステンレス鋼粉末。
  3. 　質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０６％、
    Ｓｉ：０．０１～１．０％、
    Ｍｎ：０．０１～２．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％未満、
    Ｃｒ：１１．０％超え１５．０％以下、
    Ｎｉ：２．５～８．０％、
    Ｖ：０．００５～０．５％、
    Ａｌ：０．１％以下、
    Ｎ：０．１００％以下、
    Ｏ：０．３％以下、
    Ｍｏ：３．５％以下、
    を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    体積率で、４５％以上の焼戻マルテンサイト相、０～４０％のフェライト相、および２５％以下の残留オーステナイト相を有する鋼組織を有し、
    降伏強さが６５５ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃試験における試験温度－１０℃での吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上であるステンレス鋼部材。
  4. 　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｃｕ：３．５％以下、
    Ｗ：３．０％以下、
    Ｎｂ：０．５％以下、
    Ｔｉ：０～０．３０％、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｚｒ：０～０．２％、
    Ｃｏ：０～１．０％、
    Ｔａ：０～０．１％、
    Ｃａ：０～０．０５０％、
    ＲＥＭ：０～０．１％、
    Ｍｇ：０～０．０１％、
    Ｓｎ：０～０．５％、
    Ｓｂ：０～０．５％
    のうちから選択された１種または２種以上を含有する請求項３に記載のステンレス鋼部材。
  5. 　長径２μｍ以上の介在物の個数が１０個／ｍｍ２以下である請求項３または４に記載のステンレス鋼部材。
  6. 　前記焼戻マルテンサイト相において、隣接した粒と５°以上の方位差をもつ結晶粒のなかで、粒径が５μｍ以上である前記結晶粒の個数が全結晶粒数の１０％以下である請求項３または４に記載のステンレス鋼部材。
  7. 　前記焼戻マルテンサイト相において、隣接した粒と５°以上の方位差をもつ結晶粒のなかで、粒径が５μｍ以上である前記結晶粒の個数が全結晶粒数の１０％以下である請求項５に記載のステンレス鋼部材。
  8. 　請求項１または２に記載のステンレス鋼粉末を用いて造形物を形成する造形工程と、
    　前記造形物に対して、８５０～１１５０℃の温度域に加熱した後、空冷以上の平均冷却速度で５０℃以下の温度域まで冷却する焼入処理および、５００～６５０℃の温度域で加熱する焼戻処理をそれぞれ１回以上含む熱処理工程と、
    を有するステンレス鋼部材の製造方法。
  9. 　前記造形工程は、積層造形法を用いて造形物を形成する工程である請求項８に記載のステンレス鋼部材の製造方法。
     

     
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