焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼的制作方法

焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼的制作方法
【專利摘要】本發明提供一種焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，作為具有與通用的雙相不銹鋼同等的耐蝕性、且抑制了焊接熱影響區的耐蝕性下降的高N雙相不銹鋼，其奧氏體相面積率為40～70%、根據下述（式1）得到的PI值為30～38、根據下述（式2）得到的NI值為100～140、根據下述（式3）得到的γpre為1350～1450。PI＝Cr＋3.3Mo＋16N--（式1）NI＝（Cr＋Mo）/N--（式2）γpre＝15Cr28Si12Mo＋19Ni＋4Mn＋19Cu＋770N＋1160C＋1475（式3）。
【專利說明】焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼
【技術領域】
[0001]本發明涉及作為具有奧氏體相和鐵素體相雙相的雙相不銹鋼中的抑制了 N1、Mo等的高價合金含量的合金節省型雙相不銹鋼，抑制了成為使用時的一大課題的焊接熱影響區的耐蝕性下降，從而可謀求提高在焊接結構物中應用該鋼時成為瓶頸的焊接操作性的合金節省型雙相不銹鋼。
【背景技術】
[0002]雙相不銹鋼在鋼組織中具有奧氏體相和鐵素體相雙相，作為高強度高耐蝕性的材料從以前起一直用于石油化學裝置材料、泵材料、化學儲罐用材料等。另外，雙相不銹鋼一般為低Ni的成分系，因此伴隨著最近的金屬原料價格高漲的狀況，作為與不銹鋼主流的奧氏體系不銹鋼相比合金成本低且其變動小的材料而引人注目。
[0003]另外，作為雙相不銹鋼的最近的話題，有合金節省型的開發和其用量的增加。
[0004]所謂合金節省型，是與以往的雙相不銹鋼相比抑制了高價合金的含量，使低合金成本的優點更加突出的鋼種，其中專利文獻I和2以ASTM-A240進行標準化，前者與S32304(代表成分 23Cr-4N1-0 .17N)對應，后者與 S32101 (代表成分 22Cr_l.5N1-5Mn-0.22N)對應。
[0005]以往鋼的主要鋼種為JIS SUS329J3L及SUS329J4L，它們與奧氏體系的高耐蝕鋼SUS316L相比具有更高的耐蝕性，分別添加有大約6~7% (以下有關成分的％表示質量％)的高價N1、大約3~4%的高價Mo。
[0006]與此相對，合金節省型雙相不銹鋼將耐蝕性規定為接近SUS316L或通用鋼的SUS304的水平，可是將Mo規定為大約0，將Ni大幅度降低了 S32304中的約4%、S32101中的約1%。
[0007]另外，最近開發了具有接近于JIS SUS329J3L的耐蝕性、同時降低了 Ni或Mo的鋼種，記載于專利文獻3中，在ASTM-A240中作為S82441被標準化。具體地講，通過與SUS329J3L相比將Mo從大約3降低到大約1.6，將Ni從大約6降低到大約3.6，而將Cr從大約23提高到大約24，將Mn從大約1.5提高到大約3，將N從大約0.15提高到大約0.27，從而確保耐蝕性，同時謀求低廉化。
[0008]專利文獻4作為專利文獻I的S32304的改良型，為了提高酸性環境中的耐蝕性而添加了 Cu，為提高強度而添加了 Nb、V、Ti中的任一種。此外，專利文獻5作為延展性及深沖性優良的奧氏體-鐵素體系不銹鋼，規定了合金節省型雙相鋼的成分系，但其中，作為選擇元素添加0.5%以下的V，作為其效果是使鋼組織微細化而提高強度的元素。
[0009]在這些合金節省型雙相鋼中成為課題的是焊接熱影響區的耐蝕性下降。合金節省型的雙相不銹鋼通常替代N1、Mo而多添加N。如此的高N雙相鋼在進行焊接時，在焊接部附近的熱影響區(所謂HAZ區)，在接受某界限以上的線能量的情況下，有時產生耐蝕性的極端下降。
[0010]因此高N雙相鋼盡管合金成本廉價，但是其限定使用于耐蝕性和韌性不太成為問題的用途中，或者限定用作面向低線能量即降低了焊接速度的焊接的結構材。[0011]為了克服此問題，
【發明者】們在專利文獻6中公開了一種焊接熱影響區的耐蝕性和韌性良好的合金節省型雙相不銹鋼，其特征在于，含有C:0.06%以下、S1:0.1~1.5%、Mn:
2.0 ~4.0%、P:0.05% 以下、S:0.005% 以下、Cr:19.0 ~23.0%、N1:1.00 ~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%,T1:0.05%以下，剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成，Md30值為80以下，Ni — bal.為一 8以上且一 4以下,且N含量的上限用與Ni — bal.的關系式表不，奧氏體相面積率為40~70%，2XNi + Cu為3.5以上。該發明的要點是，除了固溶水平的微量V的添加以外，通過規定根據奧氏體量推斷式即N1- bal.的N的上限，抑制HAZ區的氮化物析出。
[0012]現有技術文獻
[0013]專利文獻
[0014]專利文獻1:日本特開昭61-56267號公報
[0015]專利文獻2:W02002/27056號公報
[0016]專利文獻3:W02010/70202號公報
[0017]專利文獻4:W096/18751號公報
[0018]專利文獻5:日本特開2006-183129號公報
[0019]專利文獻6:W02009/119895號公報
[0020]專利文獻7:日本特開2006-241590號公報

【發明內容】

[0021]發明所要解決的問題
[0022]本發明的目的是，通過以就專利文獻6所示的合金節省型的雙相不銹鋼所得到的技術上的見識為基礎，如專利文獻3所述為在比SUS329J3L水平的更高耐蝕性的雙相不銹鋼中應用上述技術上的見識進行調整，結果提供一種除了盡量抑制合金成本外，還抑制了上述的HAZ區的耐蝕性下降，減少了作為結構材等使用時的課題的合金節省型雙相不銹鋼。
[0023]用于解決問題的手段
[0024]本
【發明者】們對盡量抑制上述HAZ區的耐蝕性下降的方法進行了詳細研究，結果就該現象的發生機理及抑制對策得到見識，從而完成本發明。其發生機理與專利文獻6相同，但抑制對策因更加提高Cr、Mo而不相同。在焊接HAZ區耐蝕性下降的理由如下。
[0025]對于添加到雙相不銹鋼中的N，其大部分在奧氏體相中固溶，向鐵素體相中的固溶為極少量。因焊接時的加熱鐵素體相的比例增加，奧氏體相減少，鐵素體中的固溶N量增加，但在焊接后的冷卻時，因冷卻速度快而使奧氏體相沒有返回到焊接前的量，鐵素體中的固溶N量與焊接前相比停留在高的水平。可是，鐵素體相的N固溶限比較小，所以冷卻時超過固溶限的部分成為Cr氮化物并析出。因該氮化物析出而消耗Cr，產生所謂的Cr缺乏層，由此使耐蝕性下降。這是焊接HAZ區耐蝕性下降的理由。
[0026]下面雖是耐蝕性下降的抑制對策，但通常作為降低鐵素體中的固溶C、N量的方法，眾所周知使T1、Nb這樣的碳`氮化物穩定化元素合金化，在鐵素體不銹鋼中，將C、N含量降低到極低水平、添加0.1~0.6%范圍的T1、Nb的高純度鐵素體不銹鋼已實用化。
[0027]可是，如果在大量含有N的合金節省型雙相不銹鋼中使如此量的T1、Nb合金化，則該N以氮化物的形式大量析出，阻礙韌性。
[0028]因而，本
【發明者】們考慮了與N具有親和力的V、Nb、B等元素的作用，調查研究了其含量與合金節省型雙相不銹鋼焊接HAZ區的耐蝕性和韌性的關聯性，得到以下的新見識。
[0029]在合金節省型雙相不銹鋼中，V、Nb、B等元素與N的親和力的大小分別不同，根據元素的種類和量生成各自的氮化物的溫度區有所不同。如T1、Zr那樣親和力非常強的元素在凝固點前后的相當高的高溫下產生氮化物析出，而且親和力比較強的B在熱軋或溶體化熱處理的溫度附近產生氮化物析出，導致韌性下降。可是，關于V或Nb，通過調整其含量，能夠在生成Cr的氮化物的900~600°C的溫度區調整固溶/析出。[0030]因而，本
【發明者】們對利用添加V的改進對策進一步進行了研究。如以往文獻中所記載，有向雙相不銹鋼中添加V的先例，但通常進行的V添加是為提高強度，或為與上述的T1、Nb同樣盡量作為V氮化物使固溶N析出而抑制作為Cr的氮化物的析出，為抑制Cr缺乏層的所謂穩定化而進行的，通常進行使V氮化物析出的水平的V添加。對此，在本申請發明中，通過基于以下的考慮而限于固溶水平的V添加，得到了能夠抑制HAZ區的氮化物析出的見識。其機理如下。
[0031]Cr氮化物因在焊接導致的加熱后的冷卻時在HAZ區為500~900°C范圍的氮化物析出溫度區暴露幾秒~幾十秒的短時間而析出。此外，V與N的親和性雖比T1、Nb等低，但是比Cr高，降低N的活度。因此V的微量添加使Cr氮化物的析出延遲，能夠在幾十秒的短時間內抑制Cr氮化物的析出量。
[0032]但是，如果進行以往方法這樣的V的大量添加，雖提高耐蝕性，但韌性因大量的V氮化物析出而與以往鋼同樣地下降。
[0033]對此，
【發明者】們發現了通過將V限于固溶水平的添加，利用相互作用使Cr氮化物的析出延遲的方法。認為其機理如下。
[0034]如上所述，Cr氮化物通過在焊接導致的加熱后的冷卻時在HAZ區為500~900°C范圍的氮化物析出溫度區暴露幾秒~幾十秒的短時間而析出。而且，因V和N的親和性高，降低N的活度，所以V的微量添加使Cr氮化物的析出延遲，可在幾十秒的短時間內抑制Cr氮化物析出。
[0035]但是，為發揮上述的添加V的效果，V必須處于固溶狀態。為此，除了抑制過剩添加V以外，還要盡可能地降低焊接后冷卻時的鐵素體中的N量。為了盡可能地降低焊接后冷卻時的鐵素體中的N量，光抑制N添加量是沒有意義的，需要充分確保更多地固溶N的奧氏體相。
[0036]為了明確確保該奧氏體相的條件，本
【發明者】們通過模擬計算求出了平衡析出溫度，試驗了使各成分的貢獻的大小定式化。具體而言，關于奧氏體相的平衡析出溫度推斷值Y pre,通過采用熱力學數據的平衡計算算出了添加元素的影響，再通過實驗進行確認，導出下述的(式3)。再有，(式3)中各元素名表示其含量的質量％。
[0037]ypre =- 15Cr — 28Si — 12Mo + 19Ni + 4Mn + 19Cu + 770N + 1160C + 1475(式3)
[0038]關于N量，
【發明者】們在專利文獻6中按母材奧氏體量的推斷式和N的關系式直接規定了上限。
[0039]對此，在本發明這樣的高Cr、Mo鋼時情況有所不同。在該鋼時，因Cr或Mo與N的相互作用析出延遲，所以即使是最終以相當量析出這樣的N量，氮化物也不在短時間內析出，其結果是，判明:如果將從Cr、Mo和N的關系式的得到的NI值即(Cr + Mo) /N規定在適當范圍，則在焊接熱輸入導致的短時間的加熱時停留在實質上無問題的程度的析出量。
[0040]為了明確以上所述的V、Ypre、NI值的適當范圍，本
【發明者】們進行了模擬焊接HAZ區的熱循環的下述的實驗。即，對各式各樣的成分的鋼材，依次進行I)用15秒從室溫升溫到1250。。、2)在1250°C保持5秒鐘、3)用15秒從1250°C等溫冷卻到900。。、4)用135秒從900°C等溫冷卻到400°C、5)通過吹送氮等從400°C驟冷到室溫，即對試樣賦予圖1這樣的熱過程，評價了該試樣的特性。 [0041]該加熱曲線圖是為模擬不銹鋼中通常所用的焊接的熱循環而簡略化的。2)的最高溫度區域與氮固溶限小的鐵素體相的增加區大致對應，3)的中等程度的溫度區域與一部分鐵素體相向奧氏體相的相變區大致對應，4)的低溫區與氮化物的析出區大致對應。各自的通過時間以實際的測溫數據為基礎而作成。即通過該加熱曲線圖，能夠模擬實際的焊接時的氮化物的析出條件。
[0042]通過該評價法，明確了可抑制由HAZ區的氮化物析出導致的耐蝕性下降的成分的適當范圍。
[0043]首先，發現HAZ區的奧氏體量與上述(式3)的Ypre具有函數關系。HAZ區的奧氏體量從耐蝕性、耐應力腐蝕裂紋性、韌性等的觀點出發,40~70%的面積率是適當的，由此通過逆運算規定了 Ypre的適當范圍。
[0044]接著，通過使V的添加量在0.05%以上且0.25%以下，能夠得到對抑制Cr氮化物析出具有較大效果的雙相不銹鋼。
[0045]另外，作為可抑制Cr氮化物析出、且保持耐蝕性的范圍，發現了可按圖2所示的奧氏體相析出溫度及NI值的關系規定的適當范圍。
[0046]基于以上的結果，謀求了這些控制因素的適當化，從而發明了可解決上述課題的成分系的合金節省型雙相不銹鋼。
[0047]由以上的見識得出，作為本發明要旨的構成如下。
[0048](I) 一種焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，
[0049]以質量% 計，含有 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:23.0 ~27.0%、N1:2.0 ~6.0%、Mo:0.5 ~2.5%、Cu:0.5 ~3.0%、V:0.05 ~0.25%、Al:0.003 ~0.045%、O:0.007% 以下、N:0.20 ~0.28% ；
[0050]進一步含有選自Ca:0.0005 ~0.0050%、Mg:0.0005 ~0.0050%、REM:0.005 ~0.050%中的I種或2種以上，剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成，奧氏體相面積率為40 ~70% ；
[0051]根據下述(式I)得到的PI值為30~38，
[0052]根據下述(式2)得到的NI值為100~140，
[0053]根據下述(式3)得到的奧氏體相的平衡析出溫度推斷值Ypre為1350~1450。
[0054]PI = Cr + 3.3Mo + 16N (式 I)
[0055]NI= (Cr+ Mo)/N (式 2)
[0056]ypre =- 15Cr — 28Si — 12Mo + 19Ni + 4Mn + 19Cu + 770N + 1160C + 1475(式3)[0057]上述式中各元素名表示其含量的質量％。
[0058]( 2)根據上述(I)所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，以質量％計，進一步含有Nb:0.02~0.08%，根據下述(式4)得到的值為0.003~0.015。
[0059]NbXN (式 4)
[0060]上述式中各元素名表示其含量的質量％。
[0061](3)根據上述(I)或(2)所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，以質量%計,進一步含有Co:0.02~1.00%ο
[0062](4)根據上述(I)~(3)中任I項所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，以質量％計，進一步含有B:0.0040%以下。
[0063](5)根據上述(I)~(4)中任I項所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，以質量％計，進一步含有選自T1:0.05%以下、Zr:0.02%以下、Ta:0.07%以下、W:1.0%以下、Sn:0.1%以下中的I種或2種以上。
[0064](6)根據上述(I)~(5)中任I項所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，氮化物開始平衡地析出的上限溫度即鉻氮化物析出溫度TN為1000°C以下。
[0065]發明效果
[0066]根據本發明的上述(I)的實施方式，能夠提供一種雙相不銹鋼，其具有與SUS329J3L這樣的通用水平的雙相不銹鋼相同水平的耐蝕性,且極力抑制了 Ni或Mo這樣的高成本的合金的使用，因此抑制了在較多添加N的雙相不銹鋼中成為一大課題的焊接熱影響區的耐蝕性下降，減少了用于`結構材等時的課題。其結果是，能以低成本謀求向代替奧氏體系不銹鋼的用途的擴大，對產業上的貢獻是非常大的。
[0067]在本發明的上述(2)的實施方式中，通過微量添加Nb可進一步抑制由氮化物析出導致的焊接熱影響區的耐蝕性下降。
[0068]在本發明的上述(3)的實施方式中，可抑制該鋼的焊接熱影響區的耐蝕性下降，同時可進一步提高母材的耐蝕性、韌性。
[0069]在本發明的上述(4)的實施方式中，可抑制該鋼的焊接熱影響區的耐蝕性下降，同時可提高熱加工性。
[0070]在本發明的上述(5)的實施方式中，可抑制該鋼的焊接熱影響區的耐蝕性和韌性的下降，同時能夠進一步提高耐蝕性。
[0071]根據本發明的上述(6)的實施方式，可進一步抑制耐蝕性下降。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0072]圖1是表示模擬焊接熱循環的熱處理的熱過程的圖。
[0073]圖2是表示HAZ區的耐蝕性良好的條件范圍的圖。
【具體實施方式】
[0074]以下對本發明進行詳細的說明。
[0075]首先，對本發明的上述(I)的實施方式的限定理由進行說明。再有，有關成分的％
表示質量％。
[0076]C為確保不銹鋼的耐蝕性而限制在0.06%以下的含量。如果超過0.06%地含有則生成Cr碳化物，使耐蝕性劣化。優選為0.04%以下。另一方面，極端降低含量使成本大幅度上升，因此優選將下限規定為0.001%。
[0077]Si為脫氧而添加0.1%以上。但是，如果超過1.5%地添加則韌性劣化。因此，將上限限定在1.5%。優選的范圍為0.2~1.0%。
[0078]Mn使雙相不銹鋼中的奧氏體相增加，且抑制加工誘發馬氏體的生成，提高韌性，此外提高氮的固溶度，抑制焊接部中的氮化物的析出，因而添加2.0%以上。但是，如果超過4.0%地添加則耐蝕性劣化。因此，將上限限定在4.0%。優選的范圍為超過2.0%且低于3.0%。
[0079]P是鋼中不可避免地含有的元素，使熱加工性劣化，因此限定在0.05%以下。優選為0.03%以下。另一方面，極端降低含量使成本大幅度上升，因此優選將下限規定為0.005%。
[0080]S與P同樣是鋼中不可避免地含有的元素，使熱加工性、韌性及耐蝕性劣化，因此限定在0.005%以下。優選為0.002%以下。另一方面，極端降低含量使成本大幅度上升，因此優選將下限規定為0.0001%。
[0081]Cr對于確保耐蝕性是基本的必需元素，是提高根據下述(式I)得到的PI值的3種中的I種元素。也是比較廉價的合金，在本發明中含有23.0%以上。另一方面，也是使鐵素體相增加的元素，如果超過27.0%地含有，則在本發明的成分體系中鐵素體量過多,損害耐蝕性和韌性。因此將Cr含量規定為23.0%以上且27.0%以下。優選的范圍為超過24.0%且低于26.0%。再有，(式I)中各兀素名表不其含量的質量％。
[0082]PI = Cr + 3.3Mo + 16N (式 I)
[0083]Ni是使雙相不銹鋼中的奧氏體相增加的元素，在本發明的成分體系中為確保奧氏體相,此外為抑制加工誘發馬氏體的生成,提高韌性及確保對各種酸的耐蝕性而添加2.0%以上。另一方面，因是高價合金而在本發明中盡量抑制，規定為6.0%以下。優選的范圍為超過3.0%且低于5.5%ο
[0084]Mo是提高上述PI值的3種中的I種元素，對于較大地提高不銹鋼的耐蝕性是非常有效的元素。在本發明中為確保PI值而含有0.5%以上。另一方面，因是非常高價的元素而在本發明盡可能地抑制，將其上限規定為2.5%以下。優選的范圍為超過1.0%且低于2.0%。
[0085]Cu與Ni同樣，對于增加雙相不銹鋼中的奧氏體相、及抑制加工誘發馬氏體的生成而提高韌性、以及改善對各種酸的耐蝕性是有效的元素，且與Ni相比是廉價的合金，因此在本發明中添加0.5%以上。另一方面，如果超過3.0%地含有則阻礙熱加工性，所以將上限規定為3.0%。優選的范圍為超過0.6%且小于等于2.0%，更優選的范圍為超過0.8%且小于等于1.5%，特別優選的范圍為超過1.0%且小于等于1.5%。
[0086]V在本發明中是重要的添加元素。如前所述為了降低N的活度，使氮化物的析出延遲，添加0.05%以上是必要的。另一方面，如果超過0.25%地添加，則因V氮化物的析出而使HAZ區韌性下降，因此將上限規定為0.25%。優選的范圍為0.06%~0.20%。
[0087]Al對于鋼的脫氧是重要的元素，為了降低鋼中的氧而含有0.003%以上是必要的。另一方面Al是與N的親和力比較大的元素，如果過剩地添加則生成A1N，阻礙母材的韌性。其程度也依賴于N含量，但如果Al超過0.045%則韌性下降顯著，所以將其含量的上限規定為0.045%。優選為0.030%以下。
[0088]O是構成非金屬夾雜物的代表即氧化物的有害的元素，過剩的含有阻礙韌性。此外如果生成粗大的簇狀氧化物則成為表面缺陷的原因。因此將其含量的上限規定為0.007%。優選為0.005%以下。另一方面，極端降低含量使成本大幅度上升，所以優選將下限規定為0.0005%。
[0089]N是通過固溶于奧氏體相中提高強度、耐蝕性，并且使雙相不銹鋼中的奧氏體相增加的有效的元素，特別是對于提高奧氏體相的PI值是重要的。因此含有0.20%以上。另一方面，如果超過0.28%地含有，使NI值在100以上實質上是不可能的，所以將含量的上限規定為0.28%ο優選的含量為0.22~0.26%ο
[0090]本發明的雙相鋼由于為高N且高奧氏體的成分體系，所以熱加工性與通常的雙相不銹鋼相比較差，在直接進行熱軋時有產生邊部裂紋等的可能性。對此，Ca、Mg、REM都是改善鋼的熱加工性的元素，可以此目的添加其中的I種或2種以上。另一方面，所有過剩的添加反而使熱加工性下降，所以按以下規定其含量的上限。關于Ca和Mg分別為0.0050%，關于REM為0.050%。這里REM為La或Ce等鑭系稀土類元素的含量的總和。再有，關于Ca和Mg，由于從0.0005%開始得到穩定的效果，因此優選的范圍為0.0005~0.0050%,關于REM，由于從0.005%開始得到穩定的效果，因此優選的范圍為0.005~0.050%。
[0091]在本發明的雙相鋼中，為得到良好的特性，使奧氏體相面積率在40~70%的范圍是必要的。在低于40%時韌性不良，在超過70%時出現熱加工性、應力腐蝕裂紋的問題。此外，在哪種情況下耐蝕性都不良。
[0092]特別是在本發明鋼中，為了極力抑制由氮化物析出導致的耐蝕性和韌性的下降，最好盡可能地使氮的固溶限大的奧氏體相增多。當將溶體化熱處理溫度條件在雙相鋼的通常的條件即1050°C附近進行時 ，為確保該奧氏體量，可通過在本發明的規定范圍內調整奧氏體相增加元素和鐵素體相增加元素的含有比例來進行。
[0093]接著，將用下述(式I)表示的PI值規定為30以上且38以下。PI值是專利文獻7等中也記載的、表示不銹鋼的耐點腐蝕性的一般的指標。由于本發明的目的是提供一種具有與最通用的雙相不銹鋼即SUS329J3L同等的耐蝕性的不銹鋼，所以為確保與該鋼同等的PI值將下限規定為30。另一方面，在本發明的成分體系中，在確保(Cr + Mo)/N的基礎上能夠實現的最大為38，所以將上限規定為38。再有，(式I)中各元素名表示其含量的質量％。
[0094]PI = Cr + 3.3Mo + 16N (式 I)
[0095]接著，將用下述(式2)表示的NI值規定為100以上且140以下。該NI值在Cr、Mo和N的關系中是鉻氮化物析出延遲的水平的指標。該值為100以上，即使在相當于可進行埋弧焊的焊接線能量為3.5kJ/mm的焊接熱影響區的圖1的加熱曲線圖中，也停留在無問題的水平的析出。另一方面，如果該值超過140，則N相對過少，產生Y量(奧氏體量)的下降、奧氏體相中的耐蝕性的下降等問題，所以將上限規定為140。優選為100以上且125以下。再有，(式2)中各元素名表示其含量的質量％。
[0096]NI = (Cr + Mo) /N (式 2)
[0097]接著，將成為用于評價下述(式3)所示的焊接冷卻時的奧氏體相析出驅動力的指標的奧氏體相的平衡析出溫度的推斷值Ypre規定為1350以上且1450以下。Ypre越大越容易生成奧氏體相。
[0098]該式通過采用Thermo-Calc公司的熱力學計算軟件“Thermo-Calc”(注冊商標)的平衡計算來求出，通過實驗進行了修正。
[0099]再有，Ypre的高溫側超過熔點(雖因成分不同而不同，但大體為1400°C)，但在本發明中使用該數值作為評價奧氏體相的驅動力的指標，因此假想地延長。
[0100]如前所述焊接熱影響區中的耐蝕性下降是因為以焊接加熱導致的奧氏體量的減少為誘因，冷卻中Cr2N析出 ，在α晶界形成Cr缺乏層。所以，通過確保Ypre在一定以上，通過與上述的(Cr + Mo) /N控制組合，只要抑制Cr2N的析出就能夠避免耐蝕性下降。
[0101]
【發明者】們通過圖1的焊接模擬進行了實驗，確認焊接部奧氏體量與(式3)的Ypre對應，如果為1350以上則可得到充分的耐蝕性。相反如果超過1450則奧氏體相過剩，出現應力腐蝕裂紋或熱加工性的問題。優選為1370~1430。再有，(式3)中各元素名表示其含量的質量％。
[0102]ypre =- 15Cr — 28Si — 12Mo + 19Ni + 4Mn + 19Cu + 770N + 1160C + 1475(式3)
[0103]接著，對本發明的上述(2)的實施方式的限定理由進行說明。
[0104]Nb如前所述對于降低N的活度、抑制氮化物析出是有效的元素，可選擇性地添加。但是，由于與N的親和力比較高，少量的添加使Nb氮化物析出，所以操作需要注意。因而，通過以達到固溶限以下的添加的方式添加到根據與N的關系式求出的上限，能夠進一步填補V的效果。為了得到此效果需要將Nb添加0.02%以上。但是如果過剩地添加則Nb氮化物析出，損害包含母材的韌性，所以需要在0.08%以下。
[0105]另外，通過以求出所謂固溶度積的下述(式4)的值達到0.003~0.015的方式添加Nb，得到上述所示的效果，且對韌性不會不造成不良影響。再有，(式4)中各元素名表示其含量的質量％。
[0106]NbXN (式 4)
[0107]接著，對本發明的上述(3)的實施方式的限定理由進行說明。
[0108]Co對于提高鋼的韌性和耐蝕性是有效的元素，可選擇性地添加。如果其含量低于0.02%則效果低，如果超過1.00%地含有則因是高價元素而不能發揮與成本相符的效果。因此將添加時的含量規定為0.02~1.00%。從成本方面考慮優選的范圍為大于等于0.02%且低于0.30%ο
[0109]接著，對本發明的上述(4)的實施方式的限定理由進行說明。
[0110]B是改善鋼的熱加工性的元素，可選擇性地添加。優選添加0.0003%以上，由此能夠穩定地提高晶界強度，提高熱加工性。但是，過剩的添加因過剩析出硼化物反而損害熱加工性，所以將上限規定為0.0040%。
[0111]接著，對本發明的上述(5)的實施方式的限定理由進行說明。
[0112]T1、Zr、Ta通過添加能夠抑制C或S對耐蝕性的不良影響，但如果過剩地添加則出現產生韌性下降等的不良影響，因此將選擇性地添加時的含量限定為Ti < 0.05%、Zr ( 0.02%、Ta ( 0.07%。
[0113]W是為附加地提高雙相不銹鋼的耐蝕性而選擇性地添加的元素，因是高價元素，過剩添加會招致成本增加，所以含有1.0%以下。[0114]Sn是附加地提高耐酸性的選擇性元素，從熱加工性的觀點出發，作為上限可添加0.1%。
[0115]再有，T1、Zr、Ta、W、Sn的穩定地發揮效果的含量分別為0.001%以上、0.003%以上、0.01%以上、0.05%以上、0.05%以上。
[0116]接著，對本發明的上述(6)的實施方式的限定理由進行說明。
[0117]鉻氮化物析出溫度TN是氮化物開始平衡地析出的上限溫度，是可通過實驗求出的特性值。在將被溶體化熱處理的鋼材在800~1100°C均熱處理20分鐘后，在5秒以內供給水冷，對冷卻后的鋼材，根據實施例中詳述的非金屬夾雜物的電解提取殘渣分析法求出鉻氮化物的析出量，規定為Cr殘渣量達到0.03%以下的均熱處理溫度中的最低溫度。TN越低越將鉻氮化物析出的溫度區限定在低溫側，所以可抑制鉻氮化物的析出速度或析出量。
[0118]這里，之所以將均熱處理溫度規定在800~1100°C，是因為這是焊接導致的加熱后的冷卻時的HAZ區的一般溫度區。在本發明中為了在一般進行的焊接導致的加熱后的冷卻時不使鉻氮化物析出，而按該溫度區規定。
[0119]此外，作為鉻氮化物充分平衡的時間，將均熱處理溫度規定為20分鐘。在低于20分鐘時，相當于析出量的變化激烈的區域，難以得到測定的再現性，如果規定超過20分鐘，則測定需要長時間。所以，如果從通過使鉻氮化物充分平衡來確保再現性的觀點出發，也可以將均熱處理溫度規定為超過20分鐘。
[0120]在均熱處理后，如果到供給水冷需要長時間，則鋼材溫度緩慢下降，鉻氮化物析出，于是得到與測定過的溫度下的鉻氮化物量不同的值。所以規定在均熱處理后在5秒以內供給水冷。
[0121]此外，之所以規定為Cr殘渣量為0.03%以下的溫度中的最低溫度，是因為通過實驗確認殘渣量為0.03%以下是對耐蝕性或韌性不產生不良影響的析出量。
[0122]關于本發明目的即對焊接部中的鉻氮化物析出的抑制，在本發明這樣的高Cr、Mo環境下，如前所述通過控制NI值，能夠抑制氮化物的快速析出，所以不能認為該條件是必需的，但如果將TN設定為1000°C以下，則氮化物析出性的可靠性進一步增加。優選為960°C以下。
[0123]再有，對于降低TN，降低N量是有效的，但N量的極端的下降帶來奧氏體相比率的下降和焊接部耐蝕性的下降。因此，適當地設計奧氏體相的生成元素即N1、Mn、Cu的含量和N含量是必要的。
[0124]此外，TN因降低N含量而下降，但在本發明鋼中為了提高耐蝕性而含有0.20%以上的N，在此種情況下，使TN低于800°C是困難的。因此，將TN的下限規定為800°C。
[0125]本發明的合金節省型雙相不銹鋼材可通過下述方法制造:在1100~1250°C下對具有上述任一種所述組成的雙相不銹鋼的鑄坯或鋼坯進行再加熱，在700~1000°C的精軋溫度下進行熱軋，在900~1100°C的熱處理溫度下，在可確保與板厚相應的母材特性的均熱時間內(例如在IOmm材時為2~40分鐘)，對熱軋過的鋼進行熱處理，然后進行冷卻來進行制造。
[0126]實施例
[0127]以下對實施例進行記載。表1示出供試鋼的化學組成。再有，表1記載的成分以外為Fe及不可避免的雜質元素。此外，表1中記載的PI值、NI值、Y pre的意思分別是指:[0128]PI = Cr + 3.3Mo + 16N (式 I)
[0129]NI = (Cr + Mo) /N (式 2)
[0130]ypre =- 15Cr — 28Si — 12Mo + 19Ni + 4Mn + 19Cu + 770N + 1160C + 1475(式3)
[0131]上述式中各元素名表示其含量的質量％。
[0132]表中的鉻氮化物析出溫度TN按以下的步驟求出。
[0133](a)在后述的條件下對IOmm厚的供試鋼進行溶體化熱處理。
[0134](b)在800~1100°C的任意溫度下進行20分鐘均熱處理，然后在5秒以內進行水冷。
[0135](C)對冷卻后的供試鋼表層進行#500研磨。
[0136](d)分取3g試料，在非水溶液中(3%馬來酸+ 1%四甲基氯化銨+剩余甲醇)進行電解(IOOmV恒電壓)，溶解基體。
[0137](e )用0.2 μ m孔徑的過濾器過濾殘渣(=析出物)，提取析出物。
[0138](f)分析殘渣的化學組成，求出其鉻含量。將該殘渣中的鉻含量作為鉻氮化物的析出量的指標。
[0139](g)使(b)的均熱處理溫度多種變化，將殘渣中的鉻含量為0.03%以下的均熱處理溫度中的最低溫度規定為TN。
[0140]再有，空欄表示沒有添加或`為雜質水平。此外表中的REM表示鑭系稀土類元素，含量表示這些元素的合計。
[0141]用實驗室的50kg真空感應爐，在MgO坩堝中熔煉這些成分鋼，鑄造成厚度大約IOOmm的扁平鋼錠。由鋼錠的本體部分加工熱軋用原材料，在1180°C的溫度下進行了 I~2h加熱后，按精軋溫度950~850°C的條件進行軋制，得到12mm厚X大約700mm長的熱軋鋼板。再有，將剛軋制后的鋼材溫度由800°C以上的狀態實施噴霧冷卻到200°C以下。在10500C X20分鐘均熱后在水冷條件下實施最終的溶體化熱處理。
[0142]另外，將按上述制造的厚鋼板作為原材料進行焊接實驗。在評價材上制作坡口角度35°、鈍邊Imm的 > 型坡口，進行采用埋弧焊的焊接實驗。以12_厚鋼板作為原材料，使用絲徑4.ΟπιπιΦ的與JIS SUS329J3L同金屬系的市售焊絲，在焊接電流:520~570Α、電弧電壓:30~33V、焊接速度:30~33cm/min的條件下制作焊接接頭。
[0143]對通過上述得到的厚鋼板及焊接接頭按以下所述進行了特性評價。
[0144]關于熱加工性的評價，將軋制材大約700mm中的最長的邊部裂紋的長度作為邊部裂紋長度，將IOmm以下的判斷為良好。
[0145]關于母材的沖擊特性，由軋制直角方向各切取3根JIS4號V型缺口夏氏試驗片，以破壞朝軋制方向傳播的方式加工V型缺口，用最大能量500J規格的試驗機測定一 20°C下的沖擊值，將150J/cm2以上判斷為良好。
[0146]關于奧氏體相面積率，通過對與軋制方向平行的斷面進行埋入鏡面研磨，在KOH水溶液中進行電解腐蝕，然后通過光學顯微鏡觀察進行圖像分析，測定鐵素體相面積率，將剩余的部分作為奧氏體相面積率。
[0147]另外為了評價耐蝕性，對從母材及焊接接頭(包括全部母材、HAZ區、焊縫金屬)的表層采集的試驗片的表面進行#600研磨，按照ASTM G48Method E規定，通過氯化鐵浸潰試驗測定了點腐蝕發生溫度。在母材將30°C以上判斷為良好，在焊接接頭中將20°C以上判斷為良好。
[0148]評價結果示于表2。
[0149]在本發明鋼中，軋制材的邊部裂紋、母材的沖擊特性、CPT、焊接HAZ區的CPT都顯
示出良好的值。
[0150]關于熱加工性，在P、S、Cu過剩的情況下，熱軋板的邊部裂紋超過IOmm (鋼N0.J、K、Q)。
[0151]此外，沒有添加Ca、Mg、REM的(N0.X)及相反過剩添加Ca、Mg、REM的(N0.Y、Z、AA)都同樣熱加工性下降。
[0152]另外，過剩添加B、Sn的(N0.AD、AH)也同樣。
[0153]另外奧氏體相面積率過高的N0.D、AJ也超過10mm。認為N0.D因Ypre過高。
[0154]關于母材韌性，過剩添加S1、S、Al、V、Nb、T1、Zr、Ta 的鋼 N0.G、K、S、W、AB、AE、AF、AG突破200J/cm2，為不良。N0.AC中Nb的絕對值小，但NbXN為0.017，超出本發明范圍(NbXN:0.003~0.015)，為韌性不良。再有，本發明鋼N0.4的NbXN為0.013，本發明鋼 N0.13 的 NbXN 為 0.014。
[0155]相反，Ni過少的N0.L也韌性不良。
[0156]另外，S1、Al過少的鋼N0.F、R因脫氧不良而為高0，為起因于大量夾雜物的韌性不良。
`[0157]另外奧氏體量過少的N0.Al也韌性不良。
[0158]關于母材的耐蝕性，C、Mn、S過剩的鋼N0.E、1、K及Cr、Mo、N過少的鋼N0.Μ、0、Τ，CPT低于30°C，為不良。
[0159]關于HAZ區的耐蝕性，如圖2所示NI值及Y pre在規定的范圍內，CPT為20°C以上，為特性良好，另一方面，在母材不良的鋼(N0.E、1、K、M、O、T)、NI值偏離范圍的N0.A、B及Ypre過低的C中為不良。
[0160]此外，V添加量少的N0.V也不良。
[0161]在Mn、Ni過少的N0.H、L及Cr、N過多的N0.N、U中因氮化物析出而使耐蝕性下降。此外奧氏體量過少的N0.Al也同樣。再有，Cu過少的N0.P的耐酸性與其它材料相比下降較大。
[0162]由以上的實施例得知，通過本發明可得到焊接部耐蝕性良好的雙相不銹鋼是明確的。
[0163]
【權利要求】
1.一種焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，
以質量 ％ 計，含有 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:23.0 ~27.0%、N1:2.0 ~6.0%、Mo:0.5 ~2.5%、Cu:0.5 ~3.0%、V:0.05 ~0.25%、Al:0.003 ~0.045%、O:0.007% 以下、N:0.20 ~0.28% ；
進一步含有選自 Ca:0.0005 ~0.0050%、Mg:0.0005 ~0.0050%、REM:0.005 ~0.050%中的I種或2種以上，剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成，奧氏體相面積率為40~70% ；根據下述(式I)得到的PI值為30~38， 根據下述(式2)得到的NI值為100~140， 根據下述(式3)得到的奧氏體相的平衡析出溫度推斷值Ypre為1350~1450，
PI = Cr + 3.3Mo + 16N (式 I)
NI = (Cr + Mo) /N (式 2)
ypre =- 15Cr — 28Si — 12Mo + 19Ni + 4Mn + 19Cu + 770N + 1160C + 1475 (式3) 上述式中各元素名表示其 含量的質量％。
2.根據權利要求1所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，以質量％計，進一步含有Nb:0.02~0.08%，根據下述(式4)得到的值為0.003~0.015 ； NbXN (式 4) 上述式中各元素名表示其含量的質量％。
3.根據權利要求1或2所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，以質量％計，進一步含有Co:0.02~1.00%ο
4.根據權利要求1~3中任I項所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，以質量％計，進一步含有B:0.0040%以下。
5.根據權利要求1~4中任I項所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，以質量％計，進一步含有選自T1:0.05%以下、Zr:0.02%以下、Ta:0.07%以下、W:1.0%以下、Sn:0.1%以下中的I種或2種以上。
6.根據權利要求1~5中任I項所述的焊接部耐蝕性優良的雙相不銹鋼，其特征在于，氮化物開始平衡地析出的上限溫度即鉻氮化物析出溫度TN為1000°C以下。
【文檔編號】C22C38/58GK103562424SQ201280012483
【公開日】2014年2月5日 申請日期:2012年3月9日 優先權日:2011年3月9日
【發明者】及川雄介, 柘植信二, 井上裕滋, 松橋亮 申請人:新日鐵住金不銹鋼株式會社