JP2010084220A - 衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】従来オーステナイト系ステンレス鋼が使われていた分野の一部に代替して用いることができる衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材およびその製造方法の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜６．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．０〜３．５％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｎ：０．０５〜０．２５％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％,Ｏ：０．０１０％以下を含有し、下記式（１）のＮｉ_ｂａｌが−８．０〜−４．０であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ傾角１５度以上のフェライト粒界密度が鋼材断面の平方ｍｍあたり５０ｍｍ以上存在することを特徴とする衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材。
Ｎｉ_ｂａｌ＝Ｎｉ_ｅｑ（Ｎｉ当量）＋１．１×Ｃｒ_ｅｑ（Ｃｒ当量）＋８．２・・・（１）
【選択図】 図１

Description

本発明は、大気環境、水環境、および塩化物環境で使用される耐食性を有すると共に衝撃靭性に優れた安価なＮｉ節減型二相ステンレス鋼材とその製造方法に係わる。詳しくは溶体化熱処理を施した二相ステンレス熱間圧延鋼材とその製造方法であり、たとえばダム、水門、真空設備用材料、海水淡水化用材料、石油精製、化学工業などのプラントにおける配管や熱交換器等として従来オーステナイト系ステンレス鋼が使われていた分野の一部に代替して本発明鋼材を用いることができる。

従来３０４、３０４Ｌタイプを代表とするオーステナイト系ステンレス鋼が使われていた分野の一部に代替して広く適用できる二相ステンレス鋼材の開発が進められている。
ＡＳＴＭ−Ａ２４０に規格化された省Ｎｉ型二相ステンレス鋼：Ｓ３２００１、Ｓ３２１０１、Ｓ３２２０２に対応する特許が登録、出願されている（例えば、特許文献１〜３参照）。

これらの鋼はＮｉの節減をＮの増量もしくはＭｎの増量で補った鋼種であり、３０４Ｌから３１６Ｌタイプのステンレス鋼と同等の耐食性を示し、これらの鋼に替えて一部用途への適用が拡大している。

二相ステンレス鋼は一般に脆性破壊を起こさないとされるオーステナイト相に加えフェライト相を有することから、衝撃靭性においてフェライト系ステンレス鋼と同様に延性−脆性遷移を示し、オーステナイト系ステンレス鋼に比べ靭性が一般に劣る。特にＣｒを多く含有し、Ｎｉの含有量が少ない二相ステンレス鋼は靭性が乏しい。このためＮｉ節減型二相ステンレス鋼は一般に衝撃遷移温度が高く、常温以下あるいは厚手材の適用において衝撃特性を考慮する必要があった。たとえばＮｉを６％含有するＳ３２２０５の板厚２０ｍｍ程度の厚板の圧延直角方向シャルピー吸収エネルギー遷移温度は−１００℃程度であるのに対してＮｉ含有量が２％以下のＮｉ節減型鋼種においては０℃前後であり、１００℃程度の遷移温度差が存在している。

上記のＮｉ節減型二相ステンレス鋼材の衝撃靭性における制約を解決するために本発明は企図されたものであり、従来３０４、３０４Ｌタイプを代表とするオーステナイト系ステンレス鋼が使われていた分野の一部に代替して広く適用できる二相ステンレス鋼材の開発をさらに押し進めようとするものである。

しかしながらＮｉ節減型二相ステンレス鋼に関して、本発明者が目的としている熱間圧延鋼材の靱性を向上させるための手法を明示した文献は見あたらない。
米国特許第４８２８６３０号明細書 欧州特許第１３２７００８号明細書 欧州特許出願公開第１８６７７４８号明細書

本発明は、上記実情に鑑み、二相ステンレス熱間圧延鋼材の靱性を向上させた衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材およびその製造方法を提供することを課題とするものである。

本発明者らは２１Ｃｒ−１．５Ｎｉ−５Ｍｎ−０．２１％Ｎ系を含むＮｉ節減型二相ステンレス鋼と種々の実験室溶製鋼の鋼片を用いて熱間圧延・溶体化熱処理実験をおこない、板厚１２ｍから３０ｍｍの熱間圧延鋼材を得て、衝撃靭性と金属組織の関係について研究した。

二相ステンレス鋼材はσ相、窒化物が析出しやすく、また熱間加工性が乏しいため高温での仕上圧延、高温の溶体化熱処理により製造がおこなわれており、フェライト相組織に注目した製造工程の改善は従来実施されてこなかった。基本的に靭性が乏しいＮｉ節減型二相ステンレス鋼において本発明が目標とする十分な靭性を付与するためにはフェライト相の靭性を改善する組織制御が必要となり、本発明者らがこの点に着目し研究をおこなった。二相ステンレス鋼のフェライト相組織はオーステナイト相により分断され、光学顕微鏡組織を一見すると常に微細な状態を保っているように思われた。しかしながら、詳細に金属組織を調査解析した結果、実際にはフェライト相の内部、オーステナイト相の内部には粒界が存在していることから、特にフェライト相内の粒界密度は加工熱処理条件により変化させることができ、したがってフェライト相そのものが微細化するはずのものと予想された。そこで本発明者らは熱間圧延条件、溶体化熱処理条件を変化させた鋼材組織について走査電子顕微鏡反射電子による結晶方位像観察法（ＳＥＭ−ＥＢＳＤ／ＯＩＭ）により観察・研究し、低温圧延と低温の溶体化熱処理によってフェライト組織の微細化が実現すること、これと対応してＮｉ節減型二相ステンレス鋼材（Ｎｉ含有量が３．５％以下のＮｉ節減型鋼種）の衝撃靭性が改善することを見いだした。

その結果、Ｎｉ節減型二相ステンレス鋼材の化学組成と組織および製造方法についての本発明に至った。

すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。

（１） 質量％で、
Ｃ：０．０６％以下、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜６．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：１．０〜３．５％、
Ｃｒ：１８〜２４％、
Ｎ：０．０５〜０．２５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ｏ：０．０１０％以下
を含有し、下記式（１）で規定するＮｉ_ｂａｌが−８．０〜−４．０であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ傾角１５度以上のフェライト粒界密度が鋼材断面の平方ｍｍあたり５０ｍｍ以上存在することを特徴とする衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材。
Ｎｉ_ｂａｌ＝Ｎｉ_ｅｑ＋１．１×Ｃｒ_ｅｑ＋８．２ （１）
ただし、上記式（１）において、Ｎｉ_ｅｑおよびＣｒ_ｅｑは、下記式（２）、式（３）を意味する。
Ｎｉ_ｅｑ＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５（Ｍｎ＋Ｃｕ） （２）
Ｃｒ_ｅｑ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｂ （３）

（２） 質量％で、さらに、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｕ：３．０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｗ：１．０％以下、
Ｃｏ：２．０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材。

（３） 傾角１５度以上のフェライト粒界密度が鋼材断面の平方ｍｍあたり１００ｍｍ以上存在することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材。

（４） 質量％で、
Ｃｒ：１９〜２２％、
Ｎ：０．１０〜０．２０％、
Ｎｉ：１．５〜３．０％、
Ｍｎ２．０〜４．０％、
Ｃｕ：０．５〜１．５％
に制約したことを特徴とする上記（２）または（３）に記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材。

（５） 熱間圧延の加熱温度を１０００〜１２５０℃とし、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上かつ９５０℃以下の仕上温度で熱間圧延することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材の製造方法。

（６） 溶体化熱処理を９００〜１０２０℃の均熱温度にて実施することを特徴とする上記（１）〜（４）項のいずれかに記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材の製造方法。

本発明により、大気環境、水環境、および塩化物環境で使用される耐食性を有すると共に衝撃靭性に優れた安価なＮｉ節減型二相ステンレス熱間圧延鋼材を提供することが可能となり、ダム、水門、真空設備用材料、海水淡水化用材料、石油精製、化学工業などのプラントにおける配管や熱交換器等として従来オーステナイト系ステンレス鋼が使われていた分野の一部に代替して本発明鋼材を用いることができるなど産業上寄与するところは極めて大である。

以下に、本発明を詳細に説明する。
先ず、本発明の請求項１記載の化学成分および組織の限定理由について説明する。

Ｃは、ステンレス鋼の耐食性を確保するために、少ないほうが好ましく、０．０６％以下の含有量に制限する。０．０６％を越えて含有させるとＣｒ炭化物が生成して、耐食性、靱性が劣化する。ただ、Ｃを０．０００１％未満と少なくするためには多大の精錬コストがかかるので、下限を０．０００１％とすることが好ましい。

Ｓｉは、脱酸のため０．０５％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％である。

Ｍｎは、脱酸のため０．１％以上添加する。さらに１％以上の添加によりオーステナイト相を増加させ靭性を改善する効果を有する。しかしながら、６．０％を超えて添加すると靭性改善の効果が飽和するとともに耐食性が劣化する。そのため、上限を６．０％に限定する。好ましい含有量は２．０〜４．０％である。

Ｐは、不可避的に含有される不純物であって、熱間加工性および靱性を劣化させるため、０．０５％以下に限定する。好ましくは、０．０３％以下である。

Ｓは、不可避的に含有される不純物であって、熱間加工性、靱性および耐食性をも劣化させるため、０．０１０％以下に限定する。好ましくは、０．００２０％以下である。

Ｎｉは、オーステナイト組織を安定にし、各種酸に対する耐食性、さらに靭性を改善するため１．０％以上含有させる。一方高価な合金であり、コストの観点より３．５％以下の含有量に制限する。好ましい含有量は１．５〜３．０％である。

Ｃｒは、基本的な耐食性を確保するため１８％以上含有させる。一方２４％を超えて含有させるとフェライト相分率が増加し靭性および溶接部の耐食性を阻害する。このためＣｒの含有量を１８％以上２４％以下とした。好ましい含有量は１９〜２２％である。

Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度、耐食性を高める有効な元素である。このために０．０５％以上含有させる。固溶限度はＣｒ含有量に応じて高くなるが、本発明鋼においては０．２５％を越えて含有させるとＣｒ窒化物を析出して靭性および耐食性を阻害するようになるため含有量の上限を０．２５％とした。好ましい含有量は０．１０〜０．２０％である。

Ａｌは、鋼の脱酸のための重要な元素であり、鋼中の酸素を低減するためにＳｉとあわせて含有させる。Ｓｉ含有量が０．３％を越える場合は添加しなくて良い場合もあるが、酸素量の低減は靭性確保のために必須であり、このために０．００１％以上の含有が必要である。一方でＡｌ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ＡｌＮを生じてステンレス鋼の靭性を阻害する。その程度はＮ含有量にも依存するが、Ａｌが０．０５％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０．０５０％と定めた。好ましくは０．０３％以下である。

Ｏは、非金属介在物の代表である酸化物を構成する重要な元素であり、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０．０１０％と定めた。好ましくは０．００５％以下である。

下記式（１）に示すＮｉ_ｂａｌはオーステナイト相とフェライト相の分率を決める重要な因子であり、靭性、耐食性、熱間加工性を所望の範囲とするために上下限を定めた。Ｎｉ_ｂａｌは式（２）に示すＮｉ_ｅｑ（Ｎｉ当量）と式（３）に示すＣｒ_ｅｑ（Ｃｒ当量）により計算される。夫々の元素の含有量の係数、当量式の係数はオーステナテトおよびフェライトを増加させる程度に応じて正および負の数値を与えている。当発明者らは式（２）、（３）の当量式により計算されるＮｉ_ｂａｌ値をもとに二相ステンレス熱間圧延鋼材の靭性、耐食性、熱間加工性に対する最適値を求めた。Ｎｉ_ｂａｌが−８．０を下回るとフェライト相が多くなり、母材靭性と溶接部の靭性および耐食性が低下する。また−４．０を越えると熱間加工性が低下する。このため−８．０〜−４．０の範囲に定めた。
Ｎｉ_ｂａｌ＝Ｎｉ_ｅｑ＋１．１×Ｃｒ_ｅｑ＋８．２ ・・・ （１）
ただし、上記式（１）において、Ｎｉ_ｅｑおよびＣｒ_ｅｑは、下記式（２）、式（３）を意味する。
Ｎｉ_ｅｑ＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５（Ｍｎ＋Ｃｕ） ・・・ （２）
Ｃｒ_ｅｑ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｂ ・・・ （３）
なお、式中の元素は含有質量％である。

傾角１５度以上のフェライト粒界密度は本発明の熱間圧延鋼材の靭性を支配する重要因子であって、一般に大傾角粒界として認識されている。鋼材断面の単位面積当たりに観察されるフェライト粒界のうち隣接する結晶粒の傾角が１５度以上の粒界総長により定義される。この定義にもとづき異相粒界＝フェライト／オーステナイト粒界を含む。低温衝撃靭性試験においてフェライト相の劈開破壊により低靭性を示すようになるが、Ｎｉ節減型二相ステンレス熱間圧延鋼材において大傾角フェライト粒界（フェライト／オーステナイト粒界を含む）の存在により靭性が改善されることを本発明者らは見いだした。二相ステンレス鋼材は繊維組織を示すため、最も粒界密度が大きい断面である圧延方向に直角の断面において粒界密度を求める。大傾角フェライト粒界密度は走査電子顕微鏡反射電子による結晶方位像観察法（ＳＥＭ−ＥＢＳＤ／ＯＩＭ）の手法により測定することができる。

即ち、熱間圧延鋼材の圧延方向に直角の断面のミクロ組織評価用の試料を作成し、加工層を取り除く研磨をおこなったのちに電界放出型電子銃を有するＳＥＭ内でＥＢＳＤ測定を実施する。測定位置は１／４板厚位置でおよそ０．１２〜０．５ｍｍ²の面積を１〜２ミクロンピッチで結晶方位測定し、ＴＳＬ社製の結晶方位解析ソフトＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）により組織の定量化をおこなうことで、測定することができる。

本発明者らはＮｉ節減型二相ステンレス鋼の化学組成、制御圧延条件、および溶体化熱処理条件を種々振らせた実験をおこない、熱間圧延鋼材の靭性と組織の関係について種々検討を行った結果、図１の大傾角（傾角１５度以上）のフェライト粒界密度（ｍｍ／ｍｍ^２）と−２０℃および−６０℃の衝撃特性（Ｊ／ｃｍ^２）の関係に示すように、本発明では傾角１５度以上のフェライト粒界密度が鋼材断面の平方ｍｍあたり５０ｍｍ以上存在させることにより優れた靭性が発現することを見いだした。さらには平方ｍｍあたり１００ｍｍ以上の傾角１５度以上のフェライト粒界密度を有するように制御することでさらに高い靱性を示すようになった。以上の結果よりこの粒界密度の限界値を定めた。なお、このフェライト粒界密度は、高い方が靭性値を向上させる点で好ましいが、上限を２５０ｍｍ／ｍｍ^２程度とするのが現実的である。

ついで本発明の請求項２記載の限定理由について説明する。

Ｍｏ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り、必要に応じて含有させることができる。このためには０．２％以上含有させることが好ましい。本発明鋼ではコストの点より１．０％以下の含有量を上限とするが、Ｍｏは非常に高価な元素であり、さらには０．５％以下とすることが望ましい。

Ｃｕは、ステンレス鋼の酸に対する耐食性を付加的に高める元素であり、かつ靭性を改善する作用を有する。３．０％を越えて含有させると固溶度を超えてεＣｕが析出し脆化を発生するので上限を３．０％とした。Ｃｕはオーステナイト相を安定にし靭性を改善する効果を有する。このために０．５％以上含有させることが推奨される。Ｃｕを含有させる場合の好ましい含有量は０．５〜１．５％である。

Ｔｉは、極微量で酸化物、窒化物、硫化物を形成し鋼の凝固および高温加熱組織の結晶粒を微細化する元素であり、必要に応じて添加される。一方０．０５％を越えて二相ステンレス鋼に含有させると粗大なＴｉＮが生成して鋼の靭性を阻害するようになる。このためその含有量の上限を０．０５％と定めた。Ｔｉの好適な含有率は０．００３〜０．０２０％である。

Ｎｂは、熱間圧延組織の結晶粒微細化に有効な元素であって、しかも耐食性を高める作用も有する。Ｎｂが形成する窒化物、炭化物は熱間加工および熱処理の過程で生成し、結晶粒成長を抑制し、鋼材を強化する作用を有する。このために０．０１％以上含有させると良い。一方過剰な添加は熱間圧延前の加熱時に未固溶析出物として析出するようになって靭性を阻害するようになるためその含有量の上限を０．２０％と定めた。添加する場合の好ましい含有率範囲は、０．０３％〜０．１０％である。

Ｖ、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添加される元素である。
Ｖは、耐食性を高める目的のために０．０５％以上含有させると良いが、０．５％を超えて含有させると粗大なＶ系炭窒化物が生成し、靱性が劣化する。そのため、上限を０．５％に限定する。添加する場合の好ましい含有量は０．１〜０．３％の範囲である。

Ｗは、Ｍｏと同様にステンレス鋼の耐食性を付加的に向上させる元素であり、０．０５％以上含有させると良いが、Ｖに比べて固溶度が大きい。本発明鋼において耐食性を高める目的のためには１．０％を上限に含有させる。好ましい含有量は０．０５〜０．５％である。

Ｃｏは、鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、選択的に添加される。その含有量は０．０３％以上が好ましい。２．０％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ため上限を２．０％と定めた。添加する場合の好ましい含有量は０．０３〜１．０％である。

更に、本発明の請求項２記載の元素のうち熱間加工性の向上を図るため必要に応じ含有させるＢ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを下記の通り限定する。

Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ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。ＢとＣａについては０．０００５％以上、Ｍｇについては０．０００１％以上、ＲＥＭについては０．００５％以上で熱間加工性を改善する効果が生じる。しかし、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭいずれも過剰な添加は逆に熱間加工性および靭性を低下するためその含有量の上限を次のように定めた。ＢとＣａについては０．００５０％、Ｍｇについては０．００３０％、ＲＥＭについては０．１００％である。好ましい含有量はそれぞれＢとＣａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５０％である。ここでＲＥＭはＬａやＣｅ等のランタノイド系希土類元素の含有量の総和とする。

請求項３では請求項１、２のより好ましい実施形態について限定したものである。

傾角１５度以上のフェライト粒界密度は大きいほど良く、鋼材断面の平方ｍｍあたり１００ｍｍ以上存在することが好ましい。

請求項４では請求項１、２、３のより好ましい実施形態について請求する。

Ｃｒは靭性確保の観点より低い含有量が好ましく、２２％以下が良い。耐食性および組織安定性の観点より１９％以上とすることが良い。

Ｎは溶接部の靭性確保の観点より０．１０％以上とすることが好ましく、熱間加工性の観点より０．２０％以下とすることが好ましい。

Ｎｉは靭性確保の観点より１．５％以上とすることが好ましく、コストの観点より３．０％以下とすることが好ましい。

Ｍｎはオーステナイト相を増加させ靭性を改善するため２．０％以上の含有が好ましく、耐食性の観点より４．０％以下の含有量とすることが好ましい。

Ｃｕはオーステナイト相を増加させ靭性を改善するためおよび耐酸性、すきま腐食性を改善するため０．５％以上の含有が好ましく、耐孔食性の低下を抑制するため１．５％以下の含有量とすることが好ましい。なお、その他の成分については請求項１で限定した成分を含有するものである。

ついで本発明の請求項５記載の限定理由について説明する。

熱間圧延の加熱は鋼材の変形抵抗を低下させ、鋼材表面にスケールを生成させるためにおこなう。加熱温度が高すぎるとフェライト相の組織が大きくなり好ましくない。このため上限温度を１２５０℃とした。加熱温度が低すぎるとスケール生成が少なくなり圧延ロールと鋼材の焼き付きにより表面品質が低下する。このため加熱温度の下限を１０００℃とした。

圧延温度はフェライト組織の微細化を実現するために低下することが必要である。特に熱間圧延鋼材製品の板厚が大きい場合は圧延温度の低下と圧下量の確保が重要である。このために１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上加えて製品板厚まで熱間圧延する。累積圧下率が３０％未満では歪みの蓄積量が小さく、フェライト組織中の転位の蓄積が不足する。熱間圧延後のフェライト組織に歪みを残留させるためにはフェライト相の再結晶温度である９５０℃以下の仕上温度とすることにより達成される。このようなフェライト相に歪を残留させた後に最終の溶態化熱処理を施すことでフェライト結晶粒の微細化が実現し、フェライト粒界密度が５０、もしくは１００ｍｍ／ｍｍ^２以上の微細組織を実現でき、所望の高い靭性が得られる。

以上より、傾角１５度以上のフェライト粒界密度を鋼材断面の平方ｍｍあたり５０ｍｍ以上存在させるために、熱間圧延の加熱温度を１０００〜１２５０℃、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上、９５０℃以下の圧延仕上温度を限定した。

ついで本発明の請求項６記載の限定理由について説明する。

溶体化熱処理は熱間圧延中に析出したＣｒの析出物を固溶し、加工結晶粒を再結晶させるために実施する。このためには９００℃以上の温度が必要である。析出物の固溶と再結晶は熱処理温度が高いほど進行するが、高すぎると組織の粗大化が進行し、靭性を低下する。特に靭性の乏しい厚手材においては熱間圧延時の歪の蓄積が不十分となることが多いが、溶態化熱処理温度を１０２０℃以下の低い値に制御することでフェライト結晶粒の成長が抑制され、フェライト粒界密度を５０ｍｍ／ｍｍ^２以上の値に制御することができ、所望の靭性を確保することができる。このため１０２０℃以下の均熱温度とすることが有効である。好ましくは９３０〜１０００℃である。ただし請求項５に記載の熱間圧延条件が実現できる場合においては１０２０℃を超える溶態化熱処理温度においてもフェライト粒界密度を高い値にすることができ、所望の靭性を確保することが可能となる。

以下に実施例に基づいて本発明を説明する。表１に供試鋼の化学組成を示す。なお表１に記載されている成分以外はＦｅおよび不可避的不純物元素である。また、表１に示した成分について含有量が記載されていない部分は不純物レベルであることを示す。また表中のＲＥＭはランタノイド系希土類元素を意味し、含有量はそれら元素の合計を示している。

鋼種番号Ａの鋼片は実機溶製スラブより採取され、厚さが８０ｍｍの鋼片を熱間圧延素材とした。鋼種番号Ｔ、Ｂ〜Ｐの鋼は実験室の５０ｋｇの真空誘導炉により溶製され、厚さが約１００ｍｍの扁平鋼塊に鋳込まれ、次いで熱間鍛造により厚さが８０ｍｍの鋼片とされた。

熱間圧延は所定の温度に加熱した後、実験室の２段圧延機により実施し、１０００℃での温度調整の後、圧下を繰り返し、最終圧延パスの入り側で鋼板温度を測定した後、所定の最終板厚へと圧延を実施した。最終圧延パスの入り側温度を圧延仕上温度とした。製品の板幅は１３０〜１５０mmの範囲内であった。１０００℃での温度調整時の鋼材厚さと製品厚さより累積圧下率を求めた。熱間圧延後の鋼板の耳割れが片側５ｍｍ以上発生した場合に熱間加工性評価を×、５ｍｍ未満を○として表２に記載した。溶体化熱処理は所定の温度に設定した熱処理炉に鋼板を挿入し、鋼板の板厚に応じた均熱時間を取った後に抽出し、ただちに水冷を実施した。

熱間圧延鋼材の金属組織の評価は圧延方向に直角の断面のミクロ組織評価用の試料を作成し、加工層取り除く研磨をおこなったのちに電界放出型電子銃を有するＳＥＭ内でＥＢＳＤ測定を実施した。測定位置は１／４板厚位置でおよそ０．１２〜０．５ｍｍ²の面積を１〜２ミクロンピッチで結晶方位測定し、ＴＳＬ社製の結晶方位解析ソフトＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ． Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）により組織の定量化をおこなった。このうち１５度以上の傾角を有するフェライト相の粒界密度の測定結果を表２に示した。

熱間圧延鋼材の衝撃靭性は２ｍｍＶ機械加工ノッチを圧延方向に加工したＪＩＳ４号シャルピー試験片により破面が圧延方向に平行に伝播する向きに各２本採取した。なお１２ｍｍ、２０ｍｍの板厚の材料では板厚中央部のフルサイズシャルピー試験片にて、板厚３０ｍｍの材料は板厚１／４部を中心として採取したフルサイズシャルピー試験片にて評価した。試験温度は−２０℃とし、最大エネルギー５００Ｊ仕様の試験機にて衝撃試験を実施した。表２に衝撃値の平均値（Ｊ／ｃｍ²）の結果を示した。

表２の結果から明らかなように本発明例においては熱間圧延および溶体化熱処理条件の制御によりフェライト相組織が微細化され、鋼材の衝撃値が−２０℃において５０Ｊ／ｃｍ^２以上の良好な値を示し、Ａ〜Ｋの鋼種については熱間加工性も良好であった。比較例２３〜３２では熱圧延鋼材の製造条件が請求項５、６の範囲からはずれるか、鋼の組成と組織が請求項１、２の範囲からはずれており、十分な衝撃靭性が得られないか、熱間加工性が所望の範囲に届かないかいずれかもしくは両方の悪い特性を示した。

以上の実施例からわかるように本発明により衝撃靱性が良好なＮｉ節減型二相ステンレス熱間圧延鋼材が得られることが明確となった。

本発明により、ダム、水門、真空設備用材料、海水淡水化用材料、石油精製、化学工業などのプラントにおける配管や熱交換器等として従来オーステナイト系ステンレス鋼が使われていた分野の一部に代替して安価なＮｉ節減型二相ステンレス鋼材を用いることができるなど産業上寄与するところは極めて大である。

大傾角（傾角１５度以上）のフェライト粒界密度と−２０℃および−６０℃の衝撃特性の関係を示す図である。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０６％以下、
   Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
   Ｍｎ：０．１〜６．０％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ｎｉ：１．０〜３．５％、
   Ｃｒ：１８〜２４％、
   Ｎ：０．０５〜０．２５％、
   Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
   Ｏ：０．０１０％以下
   を含有し、Ｎｉ_ｂａｌが−８．０〜−４．０であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ傾角１５度以上のフェライト粒界密度が鋼材断面の平方ｍｍあたり５０ｍｍ以上存在することを特徴とする衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材。
   Ｎｉ_ｂａｌ＝Ｎｉ_ｅｑ＋１．１×Ｃｒ_ｅｑ＋８．２ ・・・ （１）
   ただし、上記式（１）において、Ｎｉ_ｅｑおよびＣｒ_ｅｑは、下記式（２）、式（３）を意味する。
   Ｎｉ_ｅｑ＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５（Ｍｎ＋Ｃｕ） ・・・ （２）
   Ｃｒ_ｅｑ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｂ ・・・ （３）
2. 質量％で、さらに、
   Ｍｏ：１．０％以下、
   Ｃｕ：３．０％以下、
   Ｔｉ：０．０５％以下、
   Ｎｂ：０．２０％以下、
   Ｖ：０．５％以下、
   Ｗ：１．０％以下、
   Ｃｏ：２．０％以下、
   Ｂ：０．００５０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   Ｍｇ：０．００３０％以下、
   ＲＥＭ：０．１００％以下
   のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材。
3. 傾角１５度以上のフェライト粒界密度が鋼材断面の平方ｍｍあたり１００ｍｍ以上存在することを特徴とする請求項１または２に記載の衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材。
4. 質量％で、
   Ｃｒ：１９〜２２％、
   Ｎ：０．１０〜０．２０％、
   Ｎｉ：１．５〜３．０％、
   Ｍｎ：２．０〜４．０％、
   Ｃｕ：０．５〜１．５％
   に制約したことを特徴とする請求項２または３に記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材。
5. 熱間圧延の加熱温度を１０００〜１２５０℃とし、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上かつ９５０℃以下の仕上温度で熱間圧延することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材の製造方法。
6. 溶体化熱処理を９００〜１０２０℃の均熱温度にて実施することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の二相ステンレス熱間圧延鋼材の製造方法。

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