JP2020100859A

JP2020100859A - 二相ステンレス溶接溝形鋼およびその製造方法

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Publication number: JP2020100859A
Application number: JP2018238616A
Authority: JP
Inventors: 木村　謙; Ken Kimura; 謙木村; 実菜美花井; Minami Hanai; 健一長▲崎▼; Kenichi Nagasaki; 山本　晋也; Shinya Yamamoto; 晋也山本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-12-20
Filing date: 2018-12-20
Publication date: 2020-07-02
Anticipated expiration: 2038-12-20
Also published as: JP7192483B2

Abstract

【課題】耐食性および寸法精度に優れた二相ステンレス溶接溝形鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｘ方向に延びかつＸ方向に垂直な断面がＵ字形状であり、側壁部１１ａ，１１ｂと、底部１２とを備える溝形鋼１０であって、溝形鋼１０は、Ｘ方向に垂直な断面がＬ字形状である母材部１３ａ，１３ｂと、底部１２においてＸ方向に延在する溶接金属部１４とを有し、母材部１３ａ，１３ｂと溶接金属部１４との境界部には、溶接熱影響部１５ａ，１５ｂが形成されており、母材部１３ａ，１３ｂは、オーステナイト相の面積率が３０〜７０％であり、残部がフェライト相および析出物である金属組織を有し、溶接熱影響部における臨界孔食発生温度Ｔ１（℃）と、母材部における臨界孔食発生温度Ｔ２（℃）とが、［Ｔ１≧Ｔ２−５］を満足し、Ｘ方向における、曲がり許容差が３ｍｍ／ｍ以下である、二相ステンレス溶接溝形鋼１０。【選択図】図１

Description

本発明は、二相ステンレス溶接溝形鋼およびその製造方法に関する。

二相ステンレス鋼は、耐食性に優れるとともに、特に高い強度を有することから、建材または構造材料として使用されている。熱間圧延ステンレス鋼板および鋼帯の中で二相ステンレス鋼の鋼種としては、ＪＩＳＧ４３０４に記載のＳＵＳ３２９Ｊ１またはＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ等が挙げられる。

これら従来の二相ステンレス鋼は、添加元素量が多く比較的高価であるため、添加元素量を抑えたリーン型の二相ステンレス鋼が開発されている。特許文献１および２には、Ｎｉ含有量が低く、ＭｎおよびＮ等のオーステナイト生成元素を活用した安価な二相ステンレス鋼が開示されている。

一方、Ｕ字の断面形状からなる溝形鋼は、建材または構造材として用いられる。ステンレス溝形鋼は、熱間成形（ＪＩＳＧ４３１７記載）または冷間成形（ＪＩＳＧ４３２０記載）によって製造される。これら以外にも、鋼板を折り曲げて溝形鋼とする方法もある。

また、圧延または成形で製造が困難な場合には、Ｌ字の断面形状からなる山形鋼２つを溶接して溝形鋼を製造する。この溶接溝形鋼は、前述した溝形鋼とは異なり、溶接部の耐食性が劣化し、寸法精度の確保が難しいという問題がある。特に、長尺の場合、曲がりが問題となる。溶接に伴う耐食性の低下の原因は、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物析出による鋭敏化である。

特に、二相ステンレス鋼では、耐食性および強度確保を目的としてＮを添加することが多く、Ｃｒ窒化物による鋭敏化が懸念される。さらに、溶接およびその後の固溶化熱処理時の冷却過程において、熱膨張・収縮の不均一により形状変化が生じる。二相ステンレス鋼の場合、熱膨張係数の異なるフェライト相とオーステナイト相との混合組織からなること、冷却過程でのオーステナイト相の一部のフェライト相へ変態により、単相のステンレス鋼に比べて変形が大きく、長尺の場合に曲がりが生じやすい。

特開昭６１−５６２６７号公報特開２０１０−２２９４５９号公報

「新版溶接・接合技術特論」産報出版社溶接学会編（平成１７年初版発行）、１７８頁

近年の二相ステンレス鋼の適用の広がりを受け、耐食性および寸法精度に優れた二相ステンレス溶接溝形鋼が望まれている。しかし、これらを満足する二相ステンレス溶接溝形鋼は存在しないのが現状である。

本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、耐食性および寸法精度に優れた二相ステンレス溶接溝形鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、二相ステンレス鋼を溶接した溝形鋼の耐食性および寸法精度に及ぼす製造条件の影響を検討した。溶接後に熱処理を行うことで耐食性が向上することが知られている（例えば、非特許文献１を参照。）。特に、溶接後の熱処理条件と耐食性および形状との関係について詳細に検討を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。

以下の（ａ）、（ｂ）に本発明で得られた溶接部の耐食性に関する知見について説明する。

（ａ）Ｎを０．０５０％以上添加した二相ステンレス鋼を溶接した場合、溶接金属部および溶接熱影響部（以下、これらを「溶接部」と総称する。）の耐食性が、溶接をしていない部分（母材部）に比べて劣化する。溶接部および母材部の臨界孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定し、比較した場合、溶接部のＣＰＴは母材に比べて１０〜１５℃低くなる。

（ｂ）二相ステンレス鋼を溶接した後に固溶化熱処理をした場合、溶接部の耐食性は改善し、母材に比べて５℃以内の低下に収まる。熱処理温度は高く、その後の冷却速度が速い場合に耐食性の改善効果が大きい。具体的には、熱処理温度を９５０℃以上とし、冷却速度を０．３℃／ｓ以上とする必要がある。

さらに、以下の（ｃ）、（ｄ）に本発明で得られた溶接での寸法精度に関する知見を説明する。

（ｃ）二相ステンレスを溶接して製造した溝形鋼において、熱処理の温度が高すぎると変形が生じる。これは、高温では軟質なフェライト相の分率が増えて高温強度が低下し、クリープ変形したためと考えられる。具体的には、熱処理温度を１０５０℃以下とする必要がある。

（ｄ）二相ステンレス鋼を溶接し、その後に熱処理をした時の冷却速度が速い場合、冷却時に鋼材が変形する。これは熱膨張係数の異なるフェライト相とオーステナイト相との混合組織に起因し、冷却時に導入される熱ひずみが部位により異なるためと考えられる。具体的には、冷却速度を１０℃／ｓ以下とする必要がある。

以上のことから、耐食性および寸法精度を満足する二相ステンレス溶接溝形鋼およびその製造方法を明らかにした。

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、下記の二相ステンレス溶接溝形鋼およびその製造方法を要旨とする。

（１）一方向に延びかつ前記一方向に垂直な断面がＵ字形状であり、一対の側壁部と、前記一対の側壁部を接続する底部とを備える溝形鋼であって、
前記溝形鋼は、前記一方向に垂直な断面がＬ字形状である一対の母材部と、前記一対の母材部に挟まれ、前記底部において前記一方向に延在する溶接金属部とを有し、
前記母材部と前記溶接金属部との境界部には、溶接熱影響部が形成されており、
前記母材部は、オーステナイト相の面積率が３０〜７０％であり、残部がフェライト相および析出物である金属組織を有し、
前記溶接熱影響部における臨界孔食発生温度Ｔ１（℃）と、前記母材部における臨界孔食発生温度Ｔ２（℃）とが、下記（ｉ）式を満足し、
前記一方向における、曲がり許容差が単位長さ（ｍ）当たり３ｍｍ以下である、
二相ステンレス溶接溝形鋼。
Ｔ１≧Ｔ２−５・・・（ｉ）

（２）前記一方向に垂直な断面において、前記底部から前記一対の側壁部が延びる側を内側、その反対側を外側とした時に、
前記溶接金属部の内側部分におけるオーステナイトの面積率が、前記溶接金属部の外側部分におけるオーステナイトの面積率より高い、
上記（１）に記載の二相ステンレス溶接溝形鋼。

（３）前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０６０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．１〜６．０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１９．０〜２６．０％、
Ｎｉ：１．０〜８．０％、
Ｎ：０．０５０〜０．２５％、
Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１５％、
Ｍｏ：０〜４．０％、
Ｃｕ：０〜４．０％、
Ｗ：０〜４．０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．３０％、
Ｂ：０〜０．００４０％、
残部：Ｆｅおよび不純物である、
上記（１）または（２）に記載の二相ステンレス溶接溝形鋼。

（４）前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０５〜４．０％、
Ｃｕ：０．０５〜４．０％、
Ｗ：０．０５〜４．０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．３０％、および、
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の二相ステンレス溶接溝形鋼。

（５）（ａ）一方向に延び、前記一方向に垂直な断面がＬ字形状の山形鋼を左右対称に２つ配置し、溶接により接合して、断面がＵ字形状の溝形鋼とする工程と、
（ｂ）前記溝形鋼を９５０〜１０５０℃の温度域まで加熱した後、該温度域で３〜１５ｍｉｎ保持し、その後、該温度域から４００℃までの平均冷却速度が０．３〜１０℃／ｓとなる条件で冷却する工程と、を備える、
二相ステンレス溶接溝形鋼の製造方法。

（６）前記溝形鋼が、一対の側壁部と、前記一対の側壁部を接続する底部とを備え、前記一方向に垂直な断面において、前記底部から前記一対の側壁部が延びる側を内側とした場合に、
前記（ａ）の工程において、前記内側から、窒素ガスによりシールした状態で溶接を行う、
上記（５）に記載の二相ステンレス溶接溝形鋼の製造方法。

（７）前記山形鋼が、上記（３）または（４）に記載の化学組成を有する、
上記（５）または（６）に記載の二相ステンレス溶接溝形鋼の製造方法。

本発明によれば、耐食性および寸法精度に優れた二相ステンレス溶接溝形鋼を工業的に安定して得ることができる。

本発明の一実施形態に係る二相ステンレス溶接溝形鋼を示す概略斜視図である。溝形鋼試験片の模式図を示す図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

１．全体構成
図１は、本発明の一実施形態に係る二相ステンレス溶接溝形鋼を示す概略斜視図である。図１に示すように、本実施形態に係る二相ステンレス溶接溝形鋼１０は、一方向（図１におけるＸ方向）に延びかつ一方向に垂直な断面がＵ字形状であり、一対の側壁部１１ａ，１１ｂと、一対の側壁部１１ａ，１１ｂを接続する底部１２とを備える。

また、二相ステンレス溶接溝形鋼は、一方向に垂直な断面がＬ字形状である一対の母材部１３ａ，１３ｂと、一対の母材部１３ａ，１３ｂに挟まれ、底部１２において一方向に延在する溶接金属部１４とを有する。さらに、母材部１３ａ，１３ｂと溶接金属部１４との境界部には、溶接熱影響部１５ａ，１５ｂが形成されている。

２．金属組織
母材部１３ａ，１３ｂは、オーステナイト相の面積率が、常温で３０〜７０％であり、残部がフェライト相および析出物である金属組織を有する。オーステナイト相の面積率が３０％未満であると、十分な強度が得られない。一方、オーステナイト相の面積率が７０％超であると、十分な強度が得られないことに加え、わずかな歪によって表面割れが生じやすくなる。オーステナイト相の面積率は、４０〜６０％であることが好ましい。オーステナイト相以外の相は、フェライト相および析出物である。析出物は炭化物、窒化物、硫化物、または金属間化合物等のいずれでもよい。

また、図１に示すように、一方向に垂直な断面において、底部１２から一対の側壁部１１ａ，１１ｂが延びる側を内側、その反対側を外側とした時に、溶接金属部１４の内側部分におけるオーステナイトの面積率が、溶接金属部１４の外側部分におけるオーステナイトの面積率より高いことが好ましい。オーステナイト相は熱膨張率が大きく溶接後の冷却により体積が縮小する。一方、オーステナイト相がフェライト相に変態すると体積が膨張する。

すなわち、溶接後の冷却過程で、溶接金属部の内側部分より外側部分においてフェライト相の面積率を高くすることにより、相対的に内側より外側での膨張が大きくなり、内側に対する圧縮応力が残存することになる。その結果、溝形鋼の反りまたはねじれなどの変形が抑制され、寸法精度が向上する。

なお、溶接金属部１４の内側部分とは、底部１２の厚さ方向において、溶接金属部１４の内側表面から１．０ｍｍの領域を指し、溶接金属部１４の外側部分とは、底部１２の厚さ方向において、溶接金属部１４の外側表面から１．０ｍｍの領域を指すものとする。なお、溶接条件によっては溶接部内側および外側に溶接金属が盛り上がって形成され、底部の表面からはみ出る場合がある。その際には、はみ出した部分を研削して内側および外側を平坦にする処理が行われる。前述の表面からの距離とは、研削後の溶接金属表面からの距離を示す。

オーステナイトの面積率は、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）により測定する。具体的には、溶接金属部は、溶接部中央の幅１００μｍ×全板厚を対象とし、１μｍの測定間隔（ステップ）で測定を行うものとする。そして、解析結果からＦＣＣ相を特定し面積率を求め、オーステナイトの面積率とする。比較的均質な母材部は、角１００μｍを対象とすることで十分と考えられ、同じステップで測定を行うものとする。

３．耐食性
本発明に係る二相ステンレス溶接溝形鋼１０においては、溶接熱影響部１５ａ，１５ｂにおける臨界孔食発生温度Ｔ１（℃）と、母材部１３ａ，１３ｂにおける臨界孔食発生温度Ｔ２（℃）とが、下記（ｉ）式を満足する。
Ｔ１≧Ｔ２−５・・・（ｉ）

なお、臨界孔食発生温度は、ＡＳＴＭＧ４８記載のＥ法で測定することとする。試験温度は５℃ずつ変化させ、試験後に２５μｍ以上の深さを有する孔食が認められる最低温度を臨界孔食発生温度と定義する。図２は、溝形鋼試験片の模式図を示す図である。図２に溶接熱影響部および母材部における臨界孔食発生温度の測定に供する試験片の採取位置を示す。

溶接熱影響部における臨界孔食発生温度を測定するには、溶接部、溶接熱影響部、母材を含むように６０ｍｍ程度の長さの試験片を採取して試験することとする。溶接熱影響部は溶接金属部から約３ｍｍの範囲内であるため、上記サイズの試験片で溶接熱影響部の耐食性を十分調査できる。母材部については、溶接部（溶接熱影響部）から１０ｍｍ以上離れた位置から試験片を採取し、前述のように臨界孔食発生温度を調査する。試験はｎ数が３で測定し、最も深い孔食深さを代表値とする。

４．寸法精度
本発明に係る二相ステンレス溶接溝形鋼１０においては、一方向における、曲がり許容差が単位長さ（ｍ）当たり３ｍｍ以下である。これは、ＪＩＳＧ４３１７記載の熱間成形ステンレス鋼形鋼の溝形鋼における曲がり許容差と同じ値である。

５．化学組成
母材部の化学組成については特に制限はないが、以下に示す化学組成を有することが好ましい。各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．００１〜０．０６０％
Ｃは、耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど好ましく、Ｃ含有量を０．０６０％以下とすることが好ましい。しかし、過度な低減は精錬コストの上昇に繋がるため、Ｃ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。製造性の点から、Ｃ含有量のより好ましい範囲は０．０１０〜０．０４５％である。

Ｓｉ：０．０１〜１．５０％
Ｓｉは、強度を高める元素であり、精錬時の脱酸効果を有するため、その含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、過度な含有は、製造時の割れを招くため、Ｓｉ含有量を１．５０％以下とすることが好ましい。製造性の点から、Ｓｉ含有量は１．００％以下であることがより好ましい。

Ｍｎ：０．１〜６．０％
Ｍｎは、比較的安価であるため、Ｎｉの代わりに添加される場合がある。高強度化に有効であり、脱酸効果を有するため、その含有量を０．１％以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は耐食性の劣化を招くため、Ｍｎ含有量を６．０％以下とすることが好ましい。製造性およびコストを両立するためには、Ｍｎ含有量は０．５〜３．５％であることがより好ましい。

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、製造性および溶接性を阻害する元素であり、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｐ含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。しかし、過度な低減は精錬コストの上昇に繋がるため、Ｐ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。製造性および溶接性の点から、Ｐ含有量のより好ましい範囲は０．００５〜０．０４０％であり、さらに好ましい範囲は０．０１０〜０．０３０％である。

Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、鋼中に含まれる不可避的不純物元素であり、熱間加工性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は低いほど好ましく、０．００５０％以下とすることが好ましい。熱間加工性の点から、Ｓ含有量は低いほど好ましいが、過度な低減は原料および精錬のコストの上昇に繋がるため、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。製造性の点から、Ｓ含有量のより好ましい範囲は０．０００１〜０．００２０％であり、さらに好ましい範囲は０．０００２〜０．００１０％である。

Ｃｒ：１９．０〜２６．０％
Ｃｒは、耐酸化性、耐食性を向上する元素である。二相ステンレス鋼として十分な耐食性を確保するために、Ｃｒ含有量を１９．０％以上とすることが好ましい。しかし、過度なＣｒの含有は高温雰囲気に曝された際、脆化相であるσ相の生成を助長することに加え、合金コストの上昇を招くため、Ｃｒ含有量を２６．０％以下とすることが好ましい。製造性の点から、Ｃｒ含有量のより好ましい範囲は２０．０〜２３．５％である。

Ｎｉ：１．０〜８．０％
Ｎｉは、耐食性を向上させ、二相ステンレス鋼ではオーステナイト相を安定化させる。耐食性向上のために、Ｎｉ含有量を１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉは合金コストが高価であるため、その含有量を８．０％以下とすることが好ましい。製造性の点から、Ｎｉ含有量のより好ましい範囲は１．５〜６．０％である。

Ｎ：０．０５０〜０．２５％
Ｎは、耐食性を向上させる元素であり、またＮｉと同様にオーステナイトを安定化させるため、Ｎｉの代替として用いることができる。Ｎ含有量が少ない場合には十分な耐食性が得られないため、Ｎ含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量が多い方が耐食性には効果的であるが、溶製時に窒素ガス化して気泡を生成する場合があるため、Ｎ含有量を０．２５％以下とすることが好ましい。製造性の観点から、Ｎ含有量のより好ましい範囲は０．１０〜０．２０％である。

Ａｌ：０．００３〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸元素として用いられる。脱酸元素として０．００３％以上含有すれば効果があるため、Ａｌ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は硬質化を招くため、Ａｌ含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。製造性の観点から、Ａｌ含有量のより好ましい範囲は０．００５〜０．０３０％である。

Ｔｉ：０〜０．０５０％
Ｔｉは、Ｃ、Ｎと結合し、溶接部耐食性の向上および高強度化に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方、過度の含有は耐食性の低下および合金コスト増を招くため、Ｔｉ含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｔｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｎｂ：０〜０．１５％
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合し、溶接部耐食性の向上および高強度化に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方、過度の含有は耐食性の低下および合金コスト増を招くため、Ｎｂ含有量を０．１５％以下とすることが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｎｂ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。

Ｍｏ：０〜４．０％
Ｃｕ：０〜４．０％
Ｗ：０〜４．０％
Ｍｏ、ＣｕおよびＷは、耐食性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方、過度の含有はコスト増加および熱間加工性の低下を招く。そのため、いずれの元素の含有量も４．０％以下とすることが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、これらの元素から選択される１種以上の含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。

Ｍｇ：０〜０．００５０％
Ｃａ：０〜０．００５０％
ＲＥＭ：０〜０．３０％
Ｂ：０〜０．００４０％
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＢは、熱間加工性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方、過度の含有は製造性を阻害することに繋がる。そのため、Ｍｇ含有量を０．００５０％以下、Ｃａ含有量を０．００５０％以下、ＲＥＭ含有量を０．３０％以下、Ｂ含有量を０．００４０％以下とすることが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、上記効果を発揮するため、Ｍｇ：０．０００２％以上、Ｃａ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．００５％以上、Ｂ：０．０００３％以上から選択される１種以上を含有することが好ましい。

本発明の母材部の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

なお、溶接金属部の化学組成については、特に限定されないが、溶接金属部における耐食性を母材部と同程度以上に高めるためには、溶接金属の化学組成を、以下の範囲とするのが好ましい。

すなわち、溶接金属部の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜４．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１９．０〜２７．０％、Ｎｉ：１．０〜１０．０％、Ｎ：０．０５０〜０．２５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｍｏ：０〜６．０％、Ｃｕ：０〜４．０％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．３０％、Ｂ：０〜０．００４０％、残部：Ｆｅおよび不純物であることが好ましい。

溶接金属部の化学組成は、溶接時における母材と溶接材料との流入割合で決定される。溶接材料としては市販される材料を用いればよく、例えば、二相ステンレス鋼溶接棒ＤＰ８を用いることができる。

６．製造方法
本発明の二相ステンレス溶接溝形鋼の製造方法については特に制限は設けないが、以下に示す方法により製造することが可能である。

（ａ）溶接工程
まず、一方向に延び、一方向に垂直な断面がＬ字形状の山形鋼を２つ用意する。山形鋼の製造方法については特に制限はないが、例えば、上述した化学組成を有する鋼片を熱間圧延によりＬ字形状に加工することで得られる。

そして、上記の山形鋼を左右対称に２つ配置し、溶接により接合して、断面がＵ字形状の溝形鋼とする。溶接に際しては、溶接材料を用いる。溶接方法についても特に制限はなく、ＭＩＧ溶接が好ましいが、ＣＯ_２溶接または被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）等の方法を採用してもよい。

なお、接合される溝形鋼は、一対の側壁部と、一対の側壁部を接続する底部とを備える構造となる。この際に、溝形鋼の一方向に垂直な断面において、底部から一対の側壁部が延びる側を内側とした場合に、内側から、窒素ガスによりシールした状態で溶接を行うことが好ましい。

溶接部を窒素ガスによりシールすることで、鋼中に含有される窒素の、溶接に伴う低減を抑制することが可能となる。そして、内側での窒素濃度の低減を抑制することで、窒素ガスによるシールを行っていない外側に対して、内側でのオーステナイト相の割合を相対的に増加させることができる。

なお、外側から溶接する場合には、大気中での溶接により鋼中の窒素を低減させ、熱膨張率が小さく、変態を生じないフェライト相を増加させればよい。

（ｂ）熱処理工程
溶接工程の後に、熱処理工程を行う。熱処理工程においては、接合後の溝形鋼を９５０〜１０５０℃の温度域まで加熱する。そして、その温度域で３〜１５ｍｉｎ保持する。その後、溝形鋼を上記の温度域から４００℃までの平均冷却速度が０．３〜１０℃／ｓとなる条件で冷却する。

熱処理温度が９５０℃未満であるか、保持時間が３ｍｉｎ未満であると、耐食性を劣化させる原因となる炭化物および窒化物の溶解が十分ではない。一方、熱処理温度が１０５０℃超であるか、保持時間が１５ｍｉｎ超となると、熱処理時に溝形鋼が変形するおそれがある。二相ステンレス鋼では、高温で軟質のフェライト相率が高まるため、高温ではクリープ変形するためである。

熱処理に引き続いて行われる冷却において、熱処理温度から４００℃までの平均冷却速度が０．３℃／ｓ未満であると、冷却途中で炭化物および窒化物が析出し、耐食性が劣化する。特に、母材部と溶接熱影響部との臨界孔食発生温度の差が１０℃以上となり、溶接熱影響部が優先的に腐食する。一方、平均冷却速度が１０℃／ｓ超であると、冷却時に溝形鋼のねじれ変形が生じて、寸法形状が悪化する。

上記のような冷却速度を確保するためには、熱処理後に水を使用した冷却を使用しない方がよい。直接鋼材に水をかけると、部分的に冷却速度が速まり、変形の原因となるためである。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有する二相ステンレス鋼を溶製し、種々の条件で加熱した後、熱間圧延を実施し、厚さ６ｍｍのＬ字形状の断面を有する山形鋼とした。表面を酸洗後、２００ｍｍ長さに切断した。上記の山形鋼を２つ並べて左右対称に配置し、２００ｍｍ長さ部分同士をＭＩＧ溶接し、溝形鋼とした。

溶接は、３．２ｍｍφの二相ステンレス鋼（ＬｏｗＣ−２２Ｃｒ−６Ｎｉ−３Ｍｏ−０．１Ｎ：ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ相当）をワイヤとして用い、内側または外側から電圧３０Ｖ、電流５２０Ａ、速度５５ｃｐｍの条件で実施した。溶接時に吹き付けるガスは、窒素ガスを主体とし、一部にてＡｒ−３％Ｏ_２ガスを使用した。

溶接部裏面を研削した後、表２に示す種々の条件で熱処理を行った。冷却後、溝形鋼の反りを調査した。反りは、溝形鋼の溶接部を含む面（底面）の外側を底（設置面）として平面に置いたとき、地面から浮いている最大高さｈを測定することで評価した。

次に、耐食性の調査を行った。まず、溶接部を含む位置および溶接部から１０ｍｍ以上離れた位置から、それぞれ１５ｍｍ×６０ｍｍの試験片を採取し、全面＃６００研磨した。そして、上記試験片をＡＳＴＭＧ４８Ｅ法に準拠した臨界孔食発生温度測定試験に供した。

試験後、光学顕微鏡で孔食最大深さ部と表面とのそれぞれに焦点深度を合わせることでその差を測定し、孔食深さとした。試験温度は５℃ずつ変化させ、試験後に２５μｍ以上の深さを有する孔食が認められる最低温度を臨界孔食発生温度とした。なお、試験溶液は−５℃未満で凍るため、試験の最低温度を−５℃とした。母材の耐食性が≦−５℃のものは耐食性不良（×）とした。

結果を表２に併せて示す。

表２に示す結果から明らかなように、本発明の規定を満足する本発明例では、耐食性および寸法精度が優れる結果となった。

１０二相ステンレス溶接溝形鋼
１１ａ，１１ｂ側壁部
１２底部
１３ａ，１３ｂ母材部
１４溶接金属部
１５ａ，１５ｂ溶接熱影響部

Claims

一方向に延びかつ前記一方向に垂直な断面がＵ字形状であり、一対の側壁部と、前記一対の側壁部を接続する底部とを備える溝形鋼であって、
前記溝形鋼は、前記一方向に垂直な断面がＬ字形状である一対の母材部と、前記一対の母材部に挟まれ、前記底部において前記一方向に延在する溶接金属部とを有し、
前記母材部と前記溶接金属部との境界部には、溶接熱影響部が形成されており、
前記母材部は、オーステナイト相の面積率が３０〜７０％であり、残部がフェライト相および析出物である金属組織を有し、
前記溶接熱影響部における臨界孔食発生温度Ｔ１（℃）と、前記母材部における臨界孔食発生温度Ｔ２（℃）とが、下記（ｉ）式を満足し、
前記一方向における、曲がり許容差が単位長さ（ｍ）当たり３ｍｍ以下である、
二相ステンレス溶接溝形鋼。
Ｔ１≧Ｔ２−５・・・（ｉ）
前記一方向に垂直な断面において、前記底部から前記一対の側壁部が延びる側を内側、その反対側を外側とした時に、
前記溶接金属部の内側部分におけるオーステナイトの面積率が、前記溶接金属部の外側部分におけるオーステナイトの面積率より高い、
請求項１に記載の二相ステンレス溶接溝形鋼。
前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０６０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．１〜６．０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１９．０〜２６．０％、
Ｎｉ：１．０〜８．０％、
Ｎ：０．０５０〜０．２５％、
Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１５％、
Ｍｏ：０〜４．０％、
Ｃｕ：０〜４．０％、
Ｗ：０〜４．０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．３０％、
Ｂ：０〜０．００４０％、
残部：Ｆｅおよび不純物である、
請求項１または請求項２に記載の二相ステンレス溶接溝形鋼。
前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０５〜４．０％、
Ｃｕ：０．０５〜４．０％、
Ｗ：０．０５〜４．０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．３０％、および、
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項３までのいずれかに記載の二相ステンレス溶接溝形鋼。
（ａ）一方向に延び、前記一方向に垂直な断面がＬ字形状の山形鋼を左右対称に２つ配置し、溶接により接合して、断面がＵ字形状の溝形鋼とする工程と、
（ｂ）前記溝形鋼を９５０〜１０５０℃の温度域まで加熱した後、該温度域で３〜１５ｍｉｎ保持し、その後、該温度域から４００℃までの平均冷却速度が０．３〜１０℃／ｓとなる条件で冷却する工程と、を備える、
二相ステンレス溶接溝形鋼の製造方法。
前記溝形鋼が、一対の側壁部と、前記一対の側壁部を接続する底部とを備え、前記一方向に垂直な断面において、前記底部から前記一対の側壁部が延びる側を内側とした場合に、
前記（ａ）の工程において、前記内側から、窒素ガスによりシールした状態で溶接を行う、
請求項５に記載の二相ステンレス溶接溝形鋼の製造方法。
前記山形鋼が、請求項３または請求項４に記載の化学組成を有する、
請求項５または請求項６に記載の二相ステンレス溶接溝形鋼の製造方法。