JP6063845B2 - 構造体およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、二相ステンレス鋼を適用した構造体とその製造方法に関する。

二相ステンレス鋼はオーステナイト相(γ相)及びフェライト相(α相)の二相が混合した組織を有しており、耐応力腐食割れ性と高靱性を示す。FeにCr 22-26%, Ni4-7%, Mo 1-4%が合金化された組成が主な材料である。

二相ステンレス鋼はフェライト相を含有するので、600〜950℃の温度範囲においてσ相が析出する。このσ相はFe, Cr, Moを主成分とし、σ相の析出に伴い靱性が劣化したり、衝撃値が大幅に低下する。またσ相の析出は周辺のCrやMo濃度を低下させるため耐食性が低下する。特に二相ステンレス鋼の溶接部のように大きな熱負荷がかかる部分で、σ相の析出が顕著となる。このようなことから二相ステンレス鋼は一般に350℃以下の温度で使用する。

上記のような機械的性質低下及び耐食性劣化を防止するためにσ相の成長を抑制する方法として、例えば特許文献1には、900℃以上1040℃以下に保持し固溶化する工程と急冷を組み合わせた熱処理法が開示されている。また特許文献2には、鋼材をキュリー点以下の温度範囲で磁場中において熱処理する工程が開示されている。

特願平９−１１１３３５号公報 特開平１０−２８７９２１号公報

しかし、上記特許文献1の熱処理方法では、構造体に対して局所的に900℃以上の高温加熱と急冷をすることになるので、構造体が変形したり応力が残留してしまう。

また特許文献2の熱処理方法では、強磁性を示す主相であるフェライト相のキュリー点以下の温度範囲であるため、残留応力を除去するのは困難である。

本発明の目的は、二相ステンレス鋼のσ相成長を抑制すると共に残留応力を除去し、構造物の信頼性を向上することにある。

上記目的は、請求項に記載の発明により達成される。

本発明によれば、二相ステンレス鋼のσ相成長を抑制すると共に残留応力を除去し、構造物の信頼性を向上することができる。

磁場処理設備 磁場処理後のX線回折強度 磁場処理設備 磁場処理設備

熱処理温度範囲が二相ステンレス鋼の主相フェライト相のキュリー点(Tc)よりも高く900℃未満の場合、残留応力が低減してもσ相の成長は抑制困難である。σ相は主相フェライト相が分解してσ相とγ相となる反応により成長する。主相フェライト相は強磁性であり、σ相及びγ相は非磁性である。磁場が印加された時に、主相フェライト相は強磁性のため磁化が磁場方向に向くが、他の非磁性相のスピンは主相フェライト相に比較すれば磁場に対するスピンの向きが揃おうとする感度は低い。

二相ステンレス鋼を磁場印加しながら加熱して磁化の温度依存性を調べた結果、1T以上の磁場により主相フェライトのTcが20℃上昇すること、及び1T以上の磁場により700〜800℃に主相よりも磁化の変化率が小さい磁気変態点が認められること、1T以上の磁場により熱処理後の飽和磁化が無磁場熱処理の場合よりも大きくなることが確認できた。

上記の結果から、600℃〜800℃の熱処理温度範囲であっても、1〜10Tの磁場印加により主相フェライト相がσ相及びγ相へ分解することを抑制できることが明らかになった。主相フェライト相が分解しにくいのは、主相フェライト相の構造が磁場印加により安定化するためである。磁場印加によりフェライト相の磁化が700℃においても零にならないということは、700℃においてもフェライト相の中で局所的に強磁性を維持しているということを示している。フェライト相のスピンが磁場に平行になろうとしてフェライトの構造が安定化するのである。磁場が1T以上になると、この効果が顕著に表れ、スピンが磁場方向に平行になる場合とランダムな場合とではエネルギー差が認められ、磁場方向に平行な方が自由エネルギーが低くなるため、フェライト相の強磁性がより高温で維持される。

強磁性を示すフェライト相が磁場印加により安定になる結果、フェライト相から磁化の小さい他の相への変態や反応が抑制される。このような抑制効果は主相のキュリー点以上、磁場印加時の磁化消失温度以下の温度範囲が特に望ましく、二相ステンレス鋼では600℃〜800℃である。

二相ステンレス鋼を溶接した構造体を例として、以下に詳細を説明する。

二相ステンレス鋼の組成をFe-25.28Cr-7.01Ni-3.90Mo-0.99Mn-0.43Cu-0.13W-0.024C-0.27N(wt%)とし、二相ステンレス鋼を溶接して構造体を形成した。溶接部は、二相ステンレス材の融点以上に加熱、急冷されるため熱応力にともなう残留歪みが発生する。残留歪みは低温破壊などに繋がるため除去する必要がある。この残留歪みを除去するために溶接部を融点以下の温度に加熱する。被溶接部材を加熱しながら磁場をかける設備の一例を図1に示す。磁場処理設備は磁場導入ヨーク2及びコイル4を備え、二相ステンレス管1の外周に配置されたコイル4からの高周波磁場によって二相ステンレス管1を加熱する。加熱された溶接部3には、磁場導入ヨーク2により高周波磁場よりも大きな静磁場が印加される。

高周波加熱する溶接部の温度を700℃とし、静磁場の磁場強度を2Tとして、10℃/分の加熱速度で加熱後30分保持し、50〜100℃/分の冷却速度で400℃以上の温度範囲を冷却する。静磁場の方向は管の径方向に垂直な方向とし、400℃以上の温度領域で静磁場を印加した。

静磁場の印加の有無について上記熱処理前後の二相ステンレス鋼のシャルピー衝撃値について評価した結果、熱処理前に200J/cm²の衝撃値であったが、無磁場の場合60J/cm²に減少し、2Tの静磁場印加により190J/cm²の値となり、静磁場印加による効果が顕著であった。

無磁場において700℃30分保持された二相ステンレス鋼にはσ相が認められたが、2Tの静磁場を印加して700℃30分保持された二相ステンレス鋼ではσ相が成長していない。これは静磁場印加により強磁性相であるフェライト相が安定化されるためである。

静磁場印加による効果を下記に説明する。静磁場は磁場導入ヨーク2に永久磁石または電磁石を用いて印加される。静磁場は溶接部3を管の長手方向に印加され、溶接部両脇の磁場導入ヨーク2により閉磁路を形成する。管の長手方向は二相ステンレス鋼の加工方向であり、フェライト相やオーステナイト相の結晶粒が長手方向に伸びている。溶接部近傍にもこのような結晶粒が伸びた組織が残留し、静磁場印加時には結晶粒が伸びた方向で反磁場が小さく静磁場の効果が出やすい。

無磁場の場合にはフェライト相とオーステナイト相の界面付近からフェライト相に向かってσ相が成長する。2Tの静磁場を印加した場合、強磁性であるフェライト相の磁化が磁場方向に平行になり強磁性を維持するかまたは局所的にスピンが平行である方が自由エネルギーが低くなる。このような効果から、主相フェライト相のキュリー温度は500℃であるが、2Tの静磁場下ではキュリー温度が520℃に上昇する。キュリー温度の上昇は印加する静磁場の磁場強度が0.5T以上で顕著になる。

静磁場の磁場強度が10Tを超えると磁場に誘導された拡散が顕著になり、磁化の高い相が形成される。即ち、磁場強度が10Tを超えた場合、フェライト相が含有するCrやMoの濃度が減少し、フェライト相の磁化が増加することにより自由エネルギーが減少する。このような拡散はフェライト相以外にCrやMoが拡散することを助長し、Cr濃度が高いσ相の成長を助長する。このことから磁場強度は10T以下が望ましい。

本実施例において、静磁場印加の条件について下記に説明する。溶接継ぎ手部の溶接部には応力が残留し、残留応力を除去するには700℃で10分以上加熱保持することが有効である。高周波加熱する溶接部の温度を700℃とし、Ar雰囲気において静磁場の磁場強度を2Tとして、10℃/分の加熱速度とする。加熱速度が5℃/分では加熱時間が長くなり、σ相が成長し易くなる。冷却速度が50℃/分未満の場合もσ相が成長し易くなる。静磁場の方向は管の径方向に垂直な方向が最も有効であり、静磁場印加は加熱前から可能であるが、400℃未満では拡散速度が小さいため磁場印加効果は顕著ではない。そこで400℃以上の温度領域で静磁場を印加した。

二相ステンレス鋼の組成をFe-25Cr-7Ni-3.6Mo-0.8Mn-0.01C-0.27N(wt%)とし、0.2%耐力が700N/mm²の圧延材を用いた。溶接、溶接後の熱処理などの熱履歴によってσ相などの金属間化合物が析出することにより衝撃値が低下する。衝撃値の低下を抑制するためにはσ相などの金属間化合物の成長を抑制する必要がある。圧延材の圧延方向に平行に静磁場を印加しながら熱処理するとσ相の成長が抑制可能である。

上記圧延材は、平均的に層状のα相及びγ相が形成されている。α相のキュリー温度は500℃である。構造体に二相ステンレス鋼を使用する場合、構造体は溶接部を有している。溶接時の熱影響部は溶接部を全て含むと共に、溶接部よりも広い面積である。熱影響部の残留応力を除去するために熱影響部を加熱する。加熱温度はα相のキュリー温度である500℃を超え鉄のキュリー温度である770℃以下の温度範囲が望ましく、本実施例では600℃1時間保持後、50℃/分の冷却速度で冷却した。

熱影響部付近のみを加熱し、加熱中にヨークから2Tの磁場を圧延方向にほぼ平行に印加した。この磁場印加によりα相が安定となりσ相の析出が抑制される。冷却後の熱影響部のα相体積率はγ相体積率よりも大きくなる。X線回折強度の分布は図2のようになる。即ち、熱影響部においてα相の回折強度が極大となり、α相の回折強度はγ相の回折強度よりも大きくなる。熱影響部以外の部分（非溶接部）ではα相の回折強度はγ相の回折強度より小さくなる。逆に、熱影響部でのγ相の回折強度は極小となる。熱影響部は、溶接時の熱が伝搬する部分であり、上記のα相の回折強度が急激に増加する偏曲点付近を境とする。

上記のような磁場印加の影響について以下説明する。600℃の加熱温度において磁場が2T以上であればα相のキュリー点は上昇し、一部のα相は700〜770℃となる。これは磁場によりα相が安定となり、一部のα相の磁化が高温まで維持される。磁場によりスピンが平行になる方が自由エネルギーが低くなるためである。スピンが平行になって磁化を大きくした方が磁場印加中に自由エネルギーが低くなることから、磁化が零に近いσ相への分解は進みにくい。磁場印加により、キュリー点の高いα相であるFe-1〜15Cr-1〜4Ni-1〜2Moが形成され、700℃においても0.01〜1emu/gの磁化が認められる。

磁場が2T未満の場合、α相のキュリー温度上昇効果が小さく、700℃におけるα相の磁化の値も0.01emu/g未満となりσ相の析出を抑制しにくい。磁場印加方向は圧延材の圧延方向に平行な場合に最も効果が高い。これは圧延方向にα相が伸びた組織になっており反磁場がこの方向で小さくなるためである。圧延方向に対して±30度の範囲であれば磁場の効果が発揮されα相を最も安定化できσ相の析出を抑制できる。圧延方向から45度方向に磁場を印加した場合、磁場強度を30-60％高くすることによって初めて圧延方向に平行な場合と同等となる。加熱温度が未加熱時のα相のキュリー温度以下の場合、磁場がα相結晶粒全体に印加され、CrやMoなどのσ形成元素の磁場誘起拡散は起こりにくい。これに対し、加熱温度がキュリー温度（磁化の温度に対する微分値の極大値を示す温度）を超えて磁場印加した場合、α相内のCrやMo濃度が低下する場所で磁化が高くなり、磁束が集中し易くなるため、α相からγ相へのCrやMoが拡散するようになる。このためα相内のCrやMoの濃度が減少しσ相が析出しにくくなる。またγ相からα相へNiが拡散し、α相の磁化が増大する。

二相ステンレス鋼の組成は本実施例の材料組成以外にFe-22Cr-1.4Ni-0.3Mo-5.0Mn-0.02C-0.2N(wt%)、Fe-24Cr-3.9Ni-0.3Mo-1.6Mn-0.01C-0.1Nにおいても同様の効果が確認できる。

Cr及びMoを含有する二相ステンレス鋼にはフェライト相（α相）及びオーステナイト相(γ相)の二相が共存し、高強度と高耐食性が実現されている。Crは20-26wt%, Moは0.3-4wt%の範囲であり、γ相よりもα相でCrやMoの濃度が高い。

このような材料を溶接する際に、磁場を印加しながら溶接することで特に溶接後の冷却中に磁場2Tを圧延材の圧延方向に印加すると、α相の磁化が磁場方向に平行にかつ高磁化を維持した方が自由エネルギーが低くなるために、α相の磁化は無磁場の場合よりも高くなる。高磁化を維持しようとするためにα相中のCrやMo濃度は無磁場の場合よりも減少する。磁場印加によりα相とγ相中のCr濃度ならびにMo濃度の差が減少しσ相の析出が抑制される。

溶接中よりも溶接後の冷却過程で磁場印加することで、σ相が析出しにくいα相の組成にすることができ、その後の熱処理では無磁場でも効果を発揮する。磁場が2T未満の場合にはCrやMoの磁場誘起拡散が顕著ではないためα相内のCrやMo濃度は無磁場の場合とほとんど変化しない。磁場が2T以上10T以下の範囲ではα相内のCr、Mo濃度がそれぞれ無磁場の場合よりも1.5wt%, 1.0wt%低下してγ相内の濃度に近づく。磁場誘起による拡散に伴った濃度変化より、α相内のσ形成元素であるCrやMo濃度が減少してσ相析出が抑制されるのである。

二相ステンレス鋼の組成をFe-25Cr-7Ni-3.6Mo-1.1V-0.8Mn-0.01C-0.27N(wt%)とし、0.2%耐力が600N/mm²の圧延材を用いた。この組成の圧延材は、平均的に層状のα相及びγ相が形成されている。α相のキュリー温度は600℃である。二相ステンレス鋼を使用した構造体は溶接部を有している。溶接時の熱影響部は溶接部よりも広い面積であり、熱影響部の残留応力を除去するために熱影響部を加熱する。加熱温度はα相のキュリー温度である600℃を超えのFe-V合金のキュリー温度である830℃以下の温度範囲が望ましく、本実施例では700℃、1時間保持後50℃/分の冷却速度で冷却した。

熱影響部付近のみを加熱し、加熱中にヨークから2Ｔの磁場を圧延方向にほぼ平行に印加した。この磁場印加によりα相が安定となりσ相の析出が抑制される。冷却後の熱影響部のα相体積率はγ相体積率よりも大きくなる。

上記のような磁場印加の影響について以下説明する。700℃の加熱温度において磁場が2T以上であればα相のキュリー点は上昇し、一部のα相は750〜820℃となる。これは磁場によりα相が安定となり、Vがα相に偏在するようになり、一部のα相の磁化が高温まで維持される。磁場によりスピンが平行になる方が自由エネルギーの値が低くなるためである。スピンが平行になって磁化を大きくした方が磁場印加中に自由エネルギーが低くなることから、磁化が零に近いσ相への分解は進みにくい。磁場印加により、キュリー点の高いα相であるFe-1〜15Cr-1〜4Ni-1〜2Mo-0.5〜2Vが形成され、700℃においても0.01〜5 emu/gの磁化が認められる。

磁場が2T未満の場合、α相のキュリー温度上昇効果が小さく、700℃におけるα相の磁化の値も0.01emu/g未満となりσ相の析出抑制効果が小さい。磁場印加方向は圧延材の圧延方向に平行な場合に最も効果が高い。これは圧延方向にα相が伸びた組織になっており反磁場がこの方向で小さくなるためである。圧延方向に対して±30度の範囲であれば磁場の効果が発揮されα相を最も安定化できσ相の析出を抑制できる。圧延方向から45度方向に磁場を印加した場合、磁場強度を30-60％高くすることによって初めて圧延方向に平行な場合と同等となる。

加熱温度がα相のキュリー温度以下の場合、磁場がα相結晶粒全体に印加され、CrやMoなどのσ形成元素の磁場誘起拡散は起こりにくい。これに対し、加熱温度がキュリー温度（磁化の温度に対する微分値の極大値を示す温度）を超えて磁場印加した場合、α相内のCrやMo濃度が低下する場所で磁化が高くなり、Vの偏在によりキュリー温度が上昇し、磁束が集中し易くなるため、α相からγ相へ、CrやMoが拡散するようになる。このためα相内のCrやMoの濃度が減少しσ相が析出しにくくなる。

二相ステンレス鋼の組成は本実施例の材料組成以外にFe-22Cr-1.4Ni-0.3Mo-5.0Mn-1.2V-0.02C-0.2N(wt%)、Fe-24Cr-3.9Ni-0.3Mo-1.6Mn-1.5V-0.01C-0.1Nにおいても同様の効果が確認できる。Vの添加量が5wt%を超えるとV偏在によるσ相の形成が顕在化するのでVは0.2〜5wt%の範囲で添加することが望ましい。0.2wt%未満のV濃度ではキュリー温度上昇効果がほとんどみられない。

図3に磁場処理設備の一例を示す。二相ステンレス構造体の一部である二相ステンレス管14には溶接後の熱影響部15があり、この熱影響部の歪み取りまたは組織改質のために磁場中熱処理を施す。熱源は高周波加熱を使用し、その渦電流加熱コイル13が配置され、永久磁石12から磁場が印加される。熱影響部15のα相の比率はフェライトスコープ11により確認できる。α相が消失しない温度で磁場処理を遂行するため、フェライトスコープによりα相が磁場印加により減少しないことが確認でき、磁場強度と温度はフェライトスコープの出力によって永久磁石の配置と高周波加熱電源の出力により調整できる。

Cr及びMoを含有する二相ステンレス鋼にはフェライト相（α相）及びオーステナイト相(γ相)の二相が共存し、高強度と高耐食性が実現されている。Crは20-26wt%, Mo 0.3-4wt%の範囲である。1050℃で0.5時間溶体化処理後50℃/分から150℃/分の範囲で冷却する。冷却時に2T以上の磁場を印加する。磁場印加によりα相の磁化を上昇させるためにα相中のCr及びMoがγ相中に拡散する。α相の磁化が高くなりキュリー温度が上昇する。

このような材料を溶接する際に、磁場を印加しながら溶接することで特に溶接後の冷却中に磁場1Tを圧延材の圧延方向に印加すると、α相の磁化が磁場方向に平行にかつ高磁化を維持した方が自由エネルギーが低くなるために、α相の磁化は無磁場の場合よりも高くなる。高磁化を維持しようとするためにα相中のCrやMo濃度は無磁場の場合よりも減少する。磁場印加によりα相とγ相中のCr濃度ならびにMo濃度の差が減少しσ相の析出が抑制される。

溶接中よりも溶接後の冷却過程で磁場印加することで、σ相が析出しにくいα相の組成にすることができ、その後の熱処理では無磁場でも効果を発揮する。磁場が2T未満の場合にはCrやMoの磁場誘起拡散が顕著ではないためα相内のCrやMo濃度は無磁場の場合とほとんど変化しない。磁場が1T以上10T以下の範囲ではα相内のCr、Mo濃度がそれぞれ無磁場の場合よりも1.5wt%, 1.0wt%低下してγ相内の濃度に近づく。磁場誘起による拡散に伴った濃度変化より、α相内のσ形成元素であるCrやMo濃度が減少してσ相析出が抑制されるのである。

キュリー点が500℃であるbcc構造のα相と20℃で非磁性のfcc構造を有するγ相を主相とするステンレス材料に磁場印加して加熱保持後急速冷却する。キュリー点以上の温度で加熱し、キュリー点以上の温度範囲で冷却速度を50℃/min以上とする。磁場は1T以上とすることでσ相やχ相の析出が抑制される。溶接後の配管を磁場中熱処理することでσ相の脆化を抑えることができる。

図4のような磁場印加加熱設備を使用し、被処理材20がα相とγ相を主相とする材料である。被処理材と電磁石21の間にヒータ22が配置され、被処理材の溶接部または熱影響部を750℃に加熱する。加熱保持時間は5分である。加熱冷却中は電磁石21により2Tの静磁場を印加した。冷却時は不活性ガスを導入し、被処理材を水冷することで、200℃/分の冷却速度でキュリー点以上の温度範囲を冷却した。

上記磁場中熱処理によりσ相またはχ相の一部がbcc構造のα相に変態する。これは磁場によって高温で磁化率の高い構造が安定化し、磁化率の小さい相が磁化率が大きな相に変化するためと考えられる。このように磁場中熱処理と磁場中急冷により磁場によって誘起された非平衡相が形成できる。

本実施例で重要となるパラメータは、加熱温度、昇温速度、加熱保持時間、冷却速度、及び磁場強度である。熱処理前の強磁性相とは異なる磁気変態点である非平衡な強磁性相が形成可能な範囲は、加熱温度が550〜850℃、昇温速度10〜100℃/分、加熱保持時間1〜10分、冷却速度50〜500℃/分、磁場強度0.5〜30Tである。これらの数値条件は材料組成や粒径、配向性によって異なるが、磁場印加中の冷却速度が20℃/分以下になると上記非平衡相は形成されず脆化が進行する。

磁場中で冷却速度を50〜500℃/分とするためには、加熱保持後ヒータを異動させ、冷媒ガスを導入する。厚肉材で冷却速度が小さい場合は、さらに冷却用の液体を流す。磁場中冷却により、磁場中熱処理前には認められなかった磁気変態点を示す磁性相が形成される。

このような磁場中急冷によって成長する磁場誘起非平衡相は、二相ステンレス鋼のみならず軟磁性材、硬質磁性材、熱電材料、超伝導材料、ステンレス鋼材、工具鋼、耐摩耗材などに適用可能である。

1---二相ステンレス管、2----磁場導入ヨーク、3---溶接部、4---コイル
11---フェライトスコープ、12---永久磁石、13---渦電流加熱コイル、14---二相ステンレス管、15---熱影響部、20---被処理材、21---電磁石、22---ヒータ

Claims (1)

1. 二相ステンレス鋼を溶接して形成する構造体の製造方法において、
   前記二相ステンレス鋼の溶接部を含む熱影響部に1〜10Tの磁場を印加しながら、主相のキュリー点以上であり磁場印加時の磁化消失温度以下の温度範囲である600℃〜800℃の温度で熱処理することを特徴とする二相ステンレス鋼の構造体の製造方法。