特許 7574423 ステンレス鋼の生成方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2024-10-18

(45)【発行日】2024-10-28

(54)【発明の名称】ステンレス鋼の生成方法

(51)【国際特許分類】

   C21D 6/00 20060101AFI20241021BHJP

   C21D 1/04 20060101ALI20241021BHJP

   C21D 9/00 20060101ALI20241021BHJP

   C21C 7/00 20060101ALI20241021BHJP

   B22D 11/00 20060101ALI20241021BHJP

   B22D 11/22 20060101ALI20241021BHJP

   B22F 9/08 20060101ALI20241021BHJP

【ＦＩ】

C21D6/00 102L

C21D1/04

C21D9/00 Z

C21C7/00 B

C21C7/00 F

B22D11/00 B

B22D11/22 A

B22D11/22 B

C21D9/00 101W

B22F9/08 A

【請求項の数】 11

(21)【出願番号】P 2023518187

(86)(22)【出願日】2021-10-08

(65)【公表番号】

(43)【公表日】2023-10-20

(86)【国際出願番号】 EP2021077932

(87)【国際公開番号】W WO2022074229

(87)【国際公開日】2022-04-14

【審査請求日】2023-04-05

(31)【優先権主張番号】20201101.1

(32)【優先日】2020-10-09

(33)【優先権主張国・地域又は機関】EP

(73)【特許権者】

【識別番号】591064047

【氏名又は名称】オウトクンプ オサケイティオ ユルキネン

【氏名又は名称原語表記】ＯＵＴＯＫＵＭＰＵ ＯＹＪ

(74)【代理人】

【識別番号】110001151

【氏名又は名称】あいわ弁理士法人

(72)【発明者】

【氏名】ヨンソン、ヤン、ワイ．

(72)【発明者】

【氏名】オリバー、ジェイムズ

(72)【発明者】

【氏名】リムバッハ－マリアル、ナタリア

(72)【発明者】

【氏名】ヘドストローム、ピーター

【審査官】河野 一夫

(56)【参考文献】

【文献】特開２０１７－１９７８００（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１６－０８４４９３（ＪＰ，Ａ）

【文献】特表２０１０－５０３７７０（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開平１０－２７３７３１（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１２－１７２２１２（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開平０１－１９７０４６（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２１Ｄ ６／００

Ｃ２１Ｄ １／０４

Ｃ２１Ｄ ９／００

Ｃ２１Ｃ ７／００

Ｂ２２Ｄ １１／００

Ｂ２２Ｄ １１／２２

Ｂ２２Ｆ ９／０８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

ステンレス鋼生成プロセスにおけるステンレス鋼の脆化を抑制する方法であって、
・従来のステンレス鋼製造プロセスにおいてステンレス鋼を製造するステップと、
・焼鈍ステップにおいて前記ステンレス鋼を焼鈍するステップと、
・冷却ステップにおいて前記鋼を冷却するステップ又は焼き入れステップにおいて前記鋼を焼き入れするステップと、
・前記ステンレス鋼に磁場を印加するステップと、を含み、
前記磁場は、前記冷却又は焼き入れステップ中に前記ステンレス鋼に印加され、
前記冷却又は焼き入れステップは、焼き入れステップ（水タンクにおけるバッチ焼き入れ若しくはインライン噴霧）又は冷却ステップ（強制空気若しくは自然冷却のいずれかによる空冷として）のいずれかによって、前記鋼の温度を焼鈍温度から３５０℃未満にまで低下させることを特徴とする、方法。

【請求項2】

前記ステンレス鋼生成プロセスは、
・ステンレス鋼生成のための原材料／スクラップ材料を溶融すること、
・ステンレス鋼をインゴット、スラブ、ブルーム又はアトマイズされた金属粉末に鋳造すること、
・前記ステンレス鋼を、ビレット、プレート、シート、ストリップ、コイル、バー、ロッド、ワイヤ、外形及び形状、シームレス及び溶接チューブ及び／又はパイプ、成形形状、ニアネットシェイプ粉末冶金及び外形に圧延、プレス又は成形することによって更に加工すること、を含む、請求項１に記載の方法。

【請求項3】

前記原材料は、真空酸素脱炭を伴って又は伴わずに電気アーク炉内で溶融される、請求項２に記載の方法。

【請求項4】

前記ステンレス鋼は、鋳型に出鋼される、請求項１～３のいずれか一項に記載の方法。

【請求項5】

前記ステンレス鋼は、銅鋳型に出鋼される、請求項１～４のいずれか一項に記載の方法。

【請求項6】

前記ステンレス鋼は、スラブに連続的に鋳造される、請求項１～５のいずれか一項に記載の方法。

【請求項7】

前記焼鈍ステップは、均質化、軟化、及び二次相の溶解のために、前記鋼の温度を９００℃を超える温度まで上昇させることを含む、請求項１～６のいずれか一項に記載の方法。

【請求項8】

前記冷却又は焼き入れステップは、前記鋼の材料特性を維持するために前記鋼の温度を低下させる、前記請求項１～７のいずれか一項に記載の方法。

【請求項9】

前記焼鈍ステップは、バッチ焼鈍又はインライン焼鈍のためのバッチ炉内で行われる、請求項１～８のいずれか一項に記載の方法。

【請求項10】

焼き入れ中に印加される前記磁場は、０．２Ｔ超の磁場強度を有する、請求項１～９のいずれか一項に記載の方法。

【請求項11】

前記ステンレス鋼は、フェライト含有ステンレス鋼又はマルテンサイト含有ステンレス鋼である、請求項１～１０のいずれか一項に記載の方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、鋼の脆化を抑制する方法に関する。特に、本方法は、外部磁場による二相グレード及びフェライトグレードの脆化を抑制することを含む。

【背景技術】

【0002】

ステンレス鋼の優れた特性は、部分的には、最終処理工程中に行われる熱処理によるものである。ステンレス鋼製品が、長い耐用年数のために、良好な耐食性、成形性及び強度などの必要とされる特性を有するためには、行われる熱処理は厳密に制御される必要がある。熱処理は、これらの所望の特性を向上させるが、適切に行われない場合、部品を「敏感にする」可能性もある。敏感化のリスクは、一般に、ステンレス鋼グレードがより高合金化される、すなわち、より高いＣｒ及びＭｏレベルになるにつれて増加する。例えば、７００℃～９５０℃の範囲の滞留時間は、シグマ相及び炭化クロムの形成を防止するために回避されなければならず、これらは両方とも、高合金化オーステナイト及び二相ステンレス鋼グレードの耐食性及び機械的特性を低下させ得る。これを回避するために、熱処理後の冷却は、製品形態に応じて、水浴中での水焼き入れ又は水噴霧によって行うことが好ましい。二相ステンレス鋼の場合、可能な限り回避すべき別の温度領域は、２５０℃～５００℃である。この温度領域内では、スピノーダル分解として知られる現象が起こり得る。

【0003】

しばしば４７５℃脆化とも呼ばれるスピノーダル分解は、靭性を劇的に損なう二相材料の劣化である。例えば４７５℃では、二相及びフェライトグレードにおいて、フェライト相の分解及び脆化は、その温度で３分間保持した後に衝撃靱性が５０％低下し得る程度まで起こり得る。より低い温度、２５０～３５０℃では、分解は依然として起こるが、かなり低い速度で、特性に同じレベルの悪影響を与えるには、その温度では最大数万時間が必要とされる。

【0004】

最近になって、厚いゲージ部品（四角板（quarto plate）など）について、ある程度のスピノーダル分解が、溶体化焼鈍後の部品の冷却／焼き入れ中に起こり得ることが認識されている。冷却／焼き入れは、最も典型的には、水浴中のバッチ（又はインラインの大量噴霧）で行われる。しかし、水の撹拌が激しい浴であっても、部品の冷却速度が遅すぎて、望ましくない材料特性をもたらす可能性がある。焼き入れ部品よりもゆっくりと冷却する空冷部品は、材料が臨界温度領域を通って冷却するのにより長い時間がかかるので、スピノーダル分解を更により受けやすい。高度に合金化された二相グレード及びフェライト系は、冷却中にシグマ相などの望ましくない相の析出を受けやすい可能性があることが十分に確立されているが、前述のように、スピノーダル分解が、したがって冷却／焼き入れステップ中に特性の低下に重要な役目を果たす可能性もあるという事実は新知見である。シグマ相析出を受けない低合金化二相及びフェライトグレードは、より少ない程度ではあるが、水で焼き入れされたときにスピノーダル分解を依然として受けやすい可能性がある。しかしながら、バーのような低合金グレードの幾つかの製品は、圧延されたままの製品を生成するために空冷することができる。空気中で冷却するときの冷却速度は比較的遅いので、この方法で生成されたグレードはスピノーダル分解を受けやすい。

【0005】

特願平０９２１７１４９Ａ号は、４７５℃脆化が、５０μｍより大きい粒径を有する厚ゲージ鋳造物の冷却中に起こり得ることを示している。彼らは、シグマ相、４７５℃脆化及び誘起応力を抑制するために、４７５℃脆化を制限するために冷却速度が５００℃から３００℃まで１０℃／分より高い必要があることを含めて、高度な冷却スケジュールが必要であることを教示している。しかしながら、このような冷却アプローチは、インライン焼き入れプロセスでは不可能であり、焼き入れ用の大型タンクを使用する工業規模のバッチ焼鈍では実用的ではない。更に、１０℃／分は、いくつかの材料において、例えば、５０μｍを最も超える粒径を有する厚いゲージ材料において、スピノーダル分解を回避するには依然として遅すぎる。材料特性に起因して、大きな板厚での可能な限り高い冷却速度は、４７５℃脆化を十分に抑制するほど十分に速くはない。

【0006】

特開２００６２１２６７４Ａ号は、フェライトグレードが、コイリング中に適切に冷却されない場合に、熱間圧延コイルにおける４７５℃脆化に起因する脆性をどのように被る可能性があるかを説明している。コイルの先端が脆化温度範囲のすぐ上でマンドレルに入り、その後、内蔵冷却機能を有するマンドレルによってコイリング中に急速に冷却されるように、特定の温度でコイリングを開始することによって解決策が提案される。しかしながら、このアプローチは、例えばプレート材料又はバー上では実際的に不可能である。また、例えば焼鈍の直後に酸洗いを行うインラインプロセスにおいても可能ではない。

【0007】

中国特許第１０８３１５５４９Ａ号は、老化した二相ステンレス鋼に電気パルス処理を施す二相ステンレス鋼の老化脆化を除去する方法であって、パルス処理のパラメータ範囲が、周波数１～２００Ｈｚ、パルス幅２０μｓ～１ｍｓ、電流１０～２０００Ａ、機能時間１～６時間であることを特徴とする方法を主張している。この方法は、老化した二相鋼を４７５℃領域に長時間曝露した後に回復させると言われているが、鋼の処理中の発生を防止しない。

【発明の概要】

【0008】

本発明者らは、４７５℃の脆化が冷却／焼き入れステップ中にさえ起こり得ることを最近見出した。冷却中に４７５℃脆化を受けた材料の特性は、上述の４７５℃での等温老化と同程度ではないが、衝撃靱性に関していくらか低下することが確認されている。しかしながら、シグマ相（同じ冷却／焼き入れ中にも形成される）の存在と組み合わせて、衝撃靱性は、許容可能なレベル未満に更に低下する可能性があり、したがって、供給される材料の板厚又は品質を制限する。したがって、この脆化を抑制することは、高規格製品を達成するために不可欠である。

【0009】

本発明は、独立請求項に開示されるものによって定義される。好ましい実施形態は、従属請求項に記載されている。

【0010】

本発明の目的は、先行技術の欠点の少なくともいくつかを克服し、ステンレス鋼の脆化を抑制する方法を提供することである。

【0011】

本発明の第１の態様によれば、ステンレス鋼生成プロセスにおけるステンレス鋼の脆化を抑制する方法であって、従来のステンレス鋼生成プロセスにおいてステンレス鋼を製造するステップと、ステンレス鋼を焼鈍するステップと、鋼を冷却／焼き入れするステップと、鋼に磁場を印加するステップと、を含む方法が提供される。磁場は、冷却又は焼き入れステップにおいて鋼に印加される。

【0012】

本発明によってかなりの利点が得られる。本発明によって、驚くべきことに、ステンレス鋼の脆化が抑制され、したがって高品質のステンレス鋼製品が提供され得ることが見出された。

【0013】

更なる特徴及び利点は、以下の説明から明らかになるであろう。

【図面の簡単な説明】

【0014】

本発明は、添付の図面を参照して、より詳細に例示される。

【図1】ＧＬＥＥＢＬＥ試験装置を使用することによって得られた異なる冷却曲線を示す。ＧＬＥＥＢＬＥ装置は、一般に、材料の熱機械試験のために、及び物理的プロセス、例えば、工業的熱処理及びその後の冷却をシミュレートするために使用される。したがって、この装置は、４７５℃現象に関連する異なる冷却条件をシミュレートするのに理想的である。試料は、所望の焼鈍温度、この例では１１００℃に加熱され、その後、四角板、バーなどの工業生産に典型的な冷却条件をシミュレートするように制御冷却される。図１において、１１００℃から１００℃未満までの全冷却を通して６０℃／分の平均冷却速度を有する、典型的な工業的冷却曲線が破線で示され、臨界脆化温度範囲（５５０℃）の開始まで６０℃／分の通常の工業的冷却、続いてこの範囲を通して５００℃超／分での急速冷却を伴う、実線で示される急速冷却曲線がシミュレートされた。

【図2】スーパー二相グレードについての４５０℃での相の分離（より長い曝露時間でのピーク強度の増加及びより低い波長へのシフト）の証拠を示すＳＡＮＳデータ（強度Ｉ（Ｑ）［ｃｍ^－１］対逆波長Ｑ［ｎｍ^－１］）のプロットである。この図はまた、外部磁場（１．５Ｔ）がどのようにピーク（スピノーダル分解）を抑制し、したがって脆化を抑制するかを示す。

【図3】二相グレードについての４５０℃での相の分離（より長い曝露時間でのピーク強度の増加及びより低い波長へのシフト）の証拠を示すＳＡＮＳデータ（強度Ｉ（Ｑ）［ｃｍ^－１］対逆波長Ｑ［ｎｍ^－１］）のプロットである。図３はまた、外部磁場（１．５Ｔ）がどのようにピーク、したがって脆化を抑制するかを示す。

【図4】ＳＡＮＳデータのプロット（強度Ｉ（Ｑ）［ｃｍ^－１］対逆波長Ｑ［ｎｍ^－１］）であり、６０℃／分で初期の通常の工業的冷却材料（プロットにおいて「徐」と識別される）が、より急速な冷却条件、５５０～３５０℃にわたって、５００℃超／分（プロットにおいて「高速」と識別される）と比較して、既に受け取ったままの状態におけるナノ構造に対してどのように影響を及ぼすかを示す。

【発明を実施するための形態】

【0015】

本発明は、ステンレス鋼生成プロセスにおいてステンレス鋼の脆化を抑制する方法であって、従来のステンレス鋼製造プロセスにおいてステンレス鋼を製造するステップと、９００～１２５０℃の焼鈍温度範囲を有する焼鈍ステップにおいてステンレス鋼を焼鈍するステップと、３５０℃～５５０℃、及び３５０℃未満、特に２００℃未満、好ましくは１５０℃以下、好適には１００℃までの臨界温度範囲にわたって、強制空気を伴う又は伴わない空冷を含む、水浴又は任意の他の適切な焼き入れ媒体／プロセスにおいて鋼を焼き入れするステップと、焼鈍ステップ若しくは冷却／焼き入れステップのいずれかの間、又は焼鈍ステップ及び冷却／焼き入れステップの両方の間、鋼に磁場を印加するステップと、を含む方法に関する。

【0016】

図１は、異なる冷却速度が、４７５℃脆化に関して二相ステンレス鋼の特性に影響を及ぼし得ることを示す。通常の工業プロセス冷却（破線）は、この冷却期間中にある程度のスピノーダル分解が既に起こっているので、低い衝撃靱性強度を与える。材料が５５０℃から３５０℃まで急速に焼き入れされる場合（黒い実線）、衝撃靱性は著しく高い（表１）。これは、スピノーダル分解が起こる時間がなかったからである。空気冷却された試料の場合、臨界領域における滞留時間は通常のプロセス冷却よりも著しく長いので、衝撃靱性は、プロセス冷却された試料の場合よりも論理的に更に低い。

【0017】

図２、図２の曲線は、スーパー二相材料の異なる熱処理及びプロセス条件を表す。４５０℃で５００時間老化された材料は、Ｑ０．００７ｎｍ^－１付近に強度の大きなピークを有し、これは、比較的大量のスピノーダル分解及びおそらく脆化を示す。この温度で６時間後、ピーク強度はより小さくなり、より高い逆波長（Ｑ ０．０１ｎｍ^－１）へといくらかシフトしており、これは、より短い曝露時間を考慮すると予想され得るように、相分離がより小さいことを示す。この傾向は、２時間保持された試料についても続き、より小さいが依然として非常に有意なピークを有する。比較すると、磁場（１．５Ｔ）の存在下で４５０℃で６時間及び２時間保持された材料は、バックグラウンドレベルからピーク強度が観察されないので、相分離の兆候を示さない。これは、磁場の存在下で、４７５℃脆化が、少なくとも６時間までの等温老化条件において完全に抑制されることを示す。

【0018】

図３は、スーパー二相グレード２５０７ではなく二相グレード２２０５を除いて、図２と同様の同知見を示す。二相グレードは、それらがより少ないＣｒを有するという事実のために、スーパー二相グレードよりも脆化の影響を受けにくいという事実にもかかわらず。図３は、４５０℃で６時間、かなりの程度のスピノーダル分解が存在し、３０分後であってもいくらか影響を受けたナノ構造を観察することができることを依然として示している。また、このグレードであっても、外部磁場の存在下では、相分離は著しく抑制される。

【0019】

図４は、異なる条件下で冷却された試料についてのＳＡＮＳデータ（強度Ｉ（Ｑ）［ｃｍ－１］対逆波長Ｑ［ｎｍ^－１］）をプロットしている。４７５℃の温度領域への総曝露時間は、図２の条件よりも短い。一般的なバックグラウンド強度は、一般的な微細構造の違い、例えば異なるオーステナイト間隔に起因して、「徐」冷却試料曲線と「高速」冷却試料曲線との間で異なる。しかし、約０．０１ｎｍ^－１での強度のわずかな湾曲（データ点は、プロットに加えられたバックグラウンド参照線よりも高い強度を示す）は、ナノ構造の変化を測定し、徐冷された試料が初期相分離を示すのに対して、高速冷却された試料は影響を受けないようであることを示す。図４の徐冷された試料のプロセス冷却速度は、図１の徐冷された試料の条件（５０～７０℃／分及び表１）と同様であり、これも低い衝撃靱性を有していた。このことは、生成により生成された材料が、受け取ったままの状態で既にある程度の相分離及び脆化を有し得ることを示す。相分離の程度、したがって脆化は、冷却速度が５０℃／分よりもはるかに小さい場合、空冷部品においてより深刻になる。図４の「高速」冷却された試料は、通常のプロセス焼き入れ条件下で可能であるよりも速く急速に冷却された（５００℃超／分）。したがって、実際のプロセスでは、四角板などの厚板を、脆化の開始を回避するのに十分な速さで冷却することは不可能である。外部磁場の印加は、この問題を克服し、スピノーダル分解／脆化なしに材料が送達されることを可能にする。

【0020】

実施形態
本発明は、ステンレス鋼生成プロセスにおけるステンレス鋼の脆化を抑制する方法に関する。ある実施形態では、本プロセスは、焼鈍されたステンレス鋼を提供するステップと、冷却又は焼き入れステップにおいて鋼を冷却又は焼き入れするステップと、ステンレス鋼に磁場を印加するステップと、を含む。冷却／焼き入れは、最も典型的には、水浴（若しくは大量噴霧インライン）又は空冷でバッチで実施される。磁場は、冷却又は焼き入れステップ中にステンレス鋼に印加される。本発明の実施形態は、全てのタイプのステンレス鋼に適していることが分かっている。したがって、別の実施形態では、焼鈍ステンレス鋼を提供するステップは、原材料及び／又はスクラップ材料の溶融、ステンレス鋼のインゴット、スラブ、ブルーム若しくはアトマイズされた金属粉末への鋳造、又はステンレス鋼のビレット、プレート、シート、ストリップ、コイル、バー、ロッド、ワイヤ、外形及び形状、シームレス及び溶接管及び／又はパイプ、成形形状、ニアネットシェイプ粉末冶金及び外形への圧延、プレス又は成形による更なる加工、その後のインゴット鋳造又は連続鋳造のいずれかによる鋳造が続いて、熱間圧延及び／又は冷間圧延されるか、又は９００℃～１２５０℃の温度範囲での最終焼鈍の準備ができた鍛造などの全てのプロセスによって生成されたステンレス鋼を含むが、これらに限定されない。更なる実施形態では、ステンレス鋼溶融物を使用して、焼鈍及び冷却又は焼き入れのための静水圧プレス又は付加製造のための金属粉末を生成することができる。

【0021】

一実施形態では、ニッケル及びモリブデンのような原材料は、真空酸素脱炭の有無にかかわらず、電気アーク炉内でスクラップ金属とともに溶融される。電気アーク炉は、本発明の実施形態の目的のために特に効率的である。

【0022】

ある実施形態では、ステンレス鋼は、鋳型に出鋼される。鋳型は、当業者に既知の種々の材料から作製され得る。一実施形態では、ステンレス鋼は、銅製の鋳型に出鋼される。更なる実施形態では、ステンレス鋼は、スラブに連続的に鋳造される。

【0023】

上述したように、ステンレス鋼製造プロセスは、焼鈍ステップを含む。そのようなプロセスは、９００℃～１２５０℃の温度範囲における１つ以上の焼鈍ステップを含んでもよい。ある実施形態において、焼鈍ステップは、ステンレス鋼を均質化し、二次相を軟化及び溶解させる目的を有する。二次相としては、例えば、炭化物、窒化物及びシグマ相のような金属間化合物が挙げられる。したがって、ある実施形態では、焼鈍ステップは、鋼の温度を９００℃を超える温度まで上昇させることを含む。焼鈍ステップは、実施形態において、バッチ焼鈍のためのバッチ炉内で、又はインライン焼鈍によって、行われてもよい。

【0024】

ステンレス鋼製造プロセスはまた、冷却又は焼き入れステップを含む。焼き入れステップの数は、通常、焼鈍ステップの数に等しい。ある実施形態では、冷却又は焼き入れステップは、鋼の温度を低下させて、鋼の材料特性を維持する。

【0025】

ある実施形態では、焼き入れステップは、鋼の温度を焼鈍温度から、二次相又は脆化がもはや形成又は発生し得ない温度未満、すなわち３５０℃以下、特に２００℃未満、好ましくは１５０℃以下、好適には１００℃以下まで、水槽中でのバッチ焼き入れ、インライン焼き入れ、噴霧、及び二相ステンレス鋼を生成する際にステンレス鋼産業において使用されるような他の適切な焼き入れ技術から選択される焼き入れ方法によって、低下させる。いくつかの実施形態では、焼き入れステップは、鋼の温度を室温まで、又は室温～３５０℃の範囲の温度まで低下させる。本出願の目的のために、室温は、２０～２５℃の範囲の温度を意味する。２０℃未満への冷却は、特別な利点を有さない。

【0026】

別の実施形態では、冷却ステップは、強制空気又は自然冷却のいずれかによる空冷によって鋼の温度を室温まで低下させる。

【0027】

更なる実施形態では、磁場は、０．２Ｔ超、好ましくは１．０超、最も好適には１．５～３．０Ｔの範囲の磁場強度を有する。磁気強度を３．０Ｔより大きく増加させても、材料が磁気飽和に達するので、特別な利点はない。磁場によって、ステンレス鋼の脆化が抑制される。

【0028】

上述したように、本発明の実施形態は、全てのステンレス鋼に適している。特定の実施形態では、ステンレス鋼は、フェライト含有ステンレス鋼又はマルテンサイト含有ステンレス鋼である。

【0029】

以下の非限定的な実施例は、本発明の少なくともいくつかの実施形態を例示する。

【0030】

実施例
二相グレードは、４７５℃脆化に敏感である。衝撃靱性試験（シャルピー衝撃試験）は、標準化された試験方法（例えば、ＩＳＯ １４８－１：２０１６、ＩＳＯ １７７８１に準拠し、ＡＳＴＭ Ａ９２３方法Ｂに記載されているような二相グレードの有害相の存在を判定するための試験方法として十分に確立されている）であり、材料が何らかの方法で、例えば、４７５℃脆化によって敏感になったかどうかを判定するのに理想的に適している。図１に示すように、通常の焼鈍温度とは異なる冷却条件に供された二相グレードに対して、－４０℃で衝撃靭性試験を行った。この目的のために、ＧＬＥＥＢＬＥ機器を使用して、水浴中で焼き入れされたときの厚板材料の典型的な冷却曲線をシミュレートし、したがって、臨界温度範囲５５０～３５０℃を通る冷却は、通常の速度であった（図１の破線）。比較において、他の試料を同じ条件下で５５０℃まで冷却し、次いで、臨界温度範囲を通して急速に焼き入れして、４７５℃脆化の開始を完全に排除した（図１の実線）。このＧＬＥＥＢＬＥシミュレーション及び衝撃靭性試験に使用した試料は、衝撃試験用のｖノッチを有する標準サイズ５５×１０×６ｍｍであった。６ｍｍの厚さは、冷却ステップを通して正確な温度制御を可能にした。図１の冷却条件からの表１の結果は、通常のプロセス焼き入れでは、衝撃靱性が、脆化を回避するために急速焼き入れが使用された試料よりも低いことを示しており、厚板の通常の冷却条件下で４７５℃の脆化が存在することを示している。

【0031】

小角中性子散乱（ＳＡＮＳ）は、等温的に又はプロセス冷却中に約４７５℃の温度に曝露された後の二相鋼のスピノーダル分解に起因するナノ構造の進化を強調するために適用されている。同様に、ＳＡＮＳは、スピノーダル分解が、印加された外部磁場による同じ曝露の後に抑制されることを示すために使用されている。具体的には、ＳＡＮＳは、二相鋼が２５０～５００℃の温度に曝露されたときにＦｅリッチ及びＣｒリッチ（偏析）ドメインの発達とともに存在する、ナノ構造における、すなわち原子レベルでのスピノーダル分解を測定する。この相分離が脆化をもたらし、例えば衝撃靭性を制限する。１０×１０×１ｍｍの試料サイズを使用した。１ｍｍの厚さにより、良好な信号強度が可能になり、また、そうでなければより厚い試料で経験され得る多重散乱が回避される。１０×１０ｍｍの寸法は、加熱された試料が必要とされる場合に試料全体にわたって均一な温度を与えるのに理想的である。

【0032】

ＳＡＮＳ装置を使用して、異なる条件下で二相鋼におけるスピノーダル分解の存在を強調するためにいくつかの試験が行われ、この材料が４７５℃脆化のこの現象に対してどのくらい敏感であるか、及び例えば１．５Ｔの磁場の存在においてどのように抑制され得るかを示している。

【0033】

図２及び図３は、２つの異なるオーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼についてＳＡＮＳを使用して相分離を明確に検出することができる方法を示す。予め焼鈍及び焼き入れされた材料は、４５０℃で６時間及び５００時間保持された。時間の増加とともに、ピーク強度は増加し、ピークの位置は、より低いＱ（ｎｍ^－１）に向かって移動し、スピノーダル分解が時間とともに進行することを示す。これは、この図２におけるスーパー二相グレードのより高い合金含有量、特にクロムに起因して、図３と比較して図２においてより明白である。試験はまた、強度１．５Ｔの印加外部磁場の存在下で６時間まで４７５℃で保持された試料に対して実施された。これらの試験は、相分離の程度、したがって脆化が、そうでなければ磁場なしで観察される強度ピークが存在しないことによって示されるように、非常に低くかつ取るに足らないレベルに抑制され得ることを示した。これは、図２及び図３の両方の二相グレードに当てはまり、大量のスピノーダル分解が潜在的に存在する場合であっても（図２）、これは磁場の存在下で抑制され得ることを示す。

【0034】

図４は、厚板材料の場合のように比較的ゆっくりと冷却される（約６０℃／分）通常のプロセス焼き入れ下では、急速に冷却された材料と比較して、受け取ったままの状態におけるわずかな強度ピークによって示されるように、いくらかの相分離が存在することを示す。既に述べたように、図４の「高速試料」と同程度に速い急速冷却（５００℃超／分）は、多くのプレートでは不可能であり、したがって、磁場を使用するなど、４７５℃脆化を抑制する手段の必要性が望まれる。

【0035】

印加外部磁場の存在下では、二相合金における分解の動力学が著しく抑制されることと、脆化も著しく遅延されるはずであることとが示されている。

【0036】

この目的のために、０．２Ｔ超の外部磁場が、部品の冷却又は焼き入れプロセス全体の間、冷却又は焼き入れされるステンレス鋼に印加されるべきであり、好ましくは、６００℃未満からの冷却又は焼き入れの間に印加されるべきである。磁場は、冷却又は焼き入れされるべき材料全体が０．２Ｔ超の磁場によって取り囲まれるように印加される。

【0037】

【表1】

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】