JP2003301241A

JP2003301241A - 尿素製造プラント用二相ステンレス鋼、溶接材料、尿素製造プラントおよびその機器

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Publication number: JP2003301241A
Application number: JP2003027562A
Authority: JP
Inventors: Yoshimi Yamadera; 芳美山寺; Kazuhiro Ogawa; 和博小川; Hidenori Nagashima; 英紀長島
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd; Toyo Engineering Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp; Toyo Engineering Corp
Priority date: 2002-02-05
Filing date: 2003-02-04
Publication date: 2003-10-24
Anticipated expiration: 2023-02-04
Also published as: JP3716372B2

Abstract

(57)【要約】【課題】優れた耐食性を有する尿素製造プラント用二相
ステンレス鋼の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.5％以
下、Mn：２％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.003％以
下、Cr：26％以上で28％未満、Ni：６〜10％、Mo：0.2
〜1.7％、Ｗ：２％を超えて３％まで、Ｎ：0.3％を超え
て0.4％までを含み、残部がFeおよび不純物からなり、
不純物としてのCuが0.3％以下の尿素製造プラント用二
相ステンレス鋼。この鋼は、さらにCa、CeおよびＢの中
の一種以上を含有してもよく、不純物中のAlが0.05％以
下、Ｏ（酸素）が0.01％以下であるのが望ましい。ま
た、固溶化状態の硬さと、800℃で30分加熱し水冷する
熱処理を施したときの硬さとの差がビッカース硬さで80
以下であるのが望ましい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、尿素製造プラント
用の二相ステンレス鋼に関する。この二相ステンレス鋼
は、尿素製造プラントの材料が曝される環境において優
れた耐食性を有するものである。本発明はまた、上記の
二相ステンレス鋼で製造された溶接材料、尿素製造プラ
ントおよび溶接金属が二相ステンレス鋼である溶接接合
部を有する尿素製造プラント用機器に関する。

【０００２】

【従来の技術】種々の化学プラントの構成材料には十分
な強度とともに、優れた耐食性が要求される。特に、尿
素製造プラントでは、アンモニア−カーバメイトという
腐食性の強い中間物質が生成するので、プラント構成材
料には高度の耐食性が必要である。従来、このような部
材用の鋼材として、JISのSUS316系からSUS317系、さら
にSUS310系というオーステナイト系ステンレス鋼が使用
されてきた。

【０００３】フェライト相およびオーステナイト相から
なる二相ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス
鋼に比較して安価でありながら耐食性も優れている。従
って、SUS329系の二相ステンレス鋼が尿素製造プラント
用材料としても使用されている。

【０００４】二相ステンレス鋼として代表的なものはSU
S329J3LまたはSUS329J4Lに規定されるNi−Cr−Mo−Ｎ系
鋼である。そして、尿素製造プラントの材料として用い
るために、このような成分系の鋼を基本として、耐食性
その他の性質を改良した二相ステンレス鋼が下記のよう
にいくつか提案されている。

【０００５】特許文献１では、特に尿素製造プラントで
の使用を意図した二相ステンレス鋼が提案されている。
その鋼はNi：３〜10％、Cr：28〜35％、Mo：1.0〜4.0％
およびＮ：0.2〜0.6％を主な合金成分とする二相ステン
レス鋼でヒューイ試験（Hueytest) での優れた耐食性が
示されている。同公報に記載の発明は、Ｗ含有量を最大
２％まで許容するとされているが、実際にＷを含む鋼は
開示されていない。そればかりか、Ｗは、金属間化合物
の析出を促進する元素であるので、添加を回避すべきで
ある旨、記載されている。更に、耐食性の観点からCrを
28％以上させることとしている。また、Cuは1.0％まで
含有されていてもよいとされている。

【０００６】二相ステンレス鋼の問題点の一つは、シグ
マ相（σ相）の生成である。シグマ相は、600〜850℃程
度の温度で加熱されたときに生成する金属間化合物であ
り、これが生成すると鋼の硬さが増加して脆化するだけ
でなく耐食性も劣化する。尿素製造プラント等では、構
成材料の溶接や熱間曲げ加工において、特定の熱影響を
うける部分（以下「熱影響部」という）があり、そこに
シグマ相が生成すると、局部的に耐食性の劣る部位がで
きてしまう。熱影響部の耐食性は、鋼中のシグマ相の析
出量によって変動し、シグマ相の析出量が多くなるほど
劣化する。従って、熱影響部の存在が避けられない部材
として使用される二相ステンレス鋼においては、シグマ
相が生成し難い合金設計が求められる。

【０００７】尿素製造プラントの構成部材としては、一
般に鋼管や鋼板が使用される。これらの鋼管および鋼板
は、鍛造、押出、圧延等の熱間加工により、あるは更に
冷間加工を施して製造される。二相ステンレス鋼の熱間
加工においては、素材の加熱温度の上昇に伴い鋼中のフ
ェライト量が増加し、その後の加工においてフェライト
粒の不均一変形に起因するリジングが発生する。このた
め製品の表面にしわ疵が残る。

【０００８】特に、上記の特許文献１に提案されている
ようなCrを多量に含有する二相ステンレス鋼は、加熱に
よってフェライト量の増加が促進される。リジングを防
ぐには、このフェライト量を抑える合金設計もあわせて
考える必要がある。

【０００９】特許文献２では、優れた熱間加工性ととも
に塩化物環境や酸液中での優れた耐食性、さらに優れた
組織安定性を有する二相ステンレス鋼が開示されてお
り、その主な合金成分は、Ni：3.0〜10.0％、Cr：27.0
〜35.0％、Mo：０〜3.0％、Ｗ：2.0〜5.0％、Cu：0.5〜
3.0％およびＮ：0.30〜0.55％である。この二相ステン
レス鋼は、耐食性と機械的性質を兼ね備えるためにCuお
よびＷをともに含有させている。しかし、後に詳述する
とおり、Cuを含有させると、尿素液中に存在するアンモ
ニアと錯イオンを形成して腐食を進行させるので、尿素
製造プラント環境で使用する場合には十分な耐食性が得
られない。

【００１０】

【特許文献１】特表平8-511829号公報

【特許文献２】米国特許第6,312,532号上記の特許文献
に開示される合金は、溶接性（溶接部の耐食性）に配慮
して成分設計がなされたものではない。また、上記の特
許文献には優れた耐食性を持つ溶接金属、およびその溶
接金属を得るための溶接材料に関する記載がまったくな
い。実用材料としては、母材の性能のみならず、溶接部
の性能においても優れていなければならず、特に尿素製
造プラント用機器では溶接部の耐食性について充分な配
慮が必要である。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】本発明の第一の目的
は、尿素製造プラント用の二相ステンレス鋼であって、
強度および耐食性に優れ、しかも前記の熱影響部のよう
な熱履歴を受けてもシグマ相が生成し難く、また、熱間
加工において良好な表面性状が得られる二相ステンレス
鋼を提供することにある。

【００１２】本発明の第二の目的は、尿素製造装置の機
器の溶接に適する溶接材料を提供することにある。

【００１３】本発明の第三の目的は、上記の二相ステン
レス鋼を使用した尿素製造プラントを提供することにあ
る。

【００１４】本発明の第四の目的は、溶接金属が優れた
耐食性を有する溶接接合部を持つ尿素合成装置用機器を
提供することにある。

【００１５】

【課題を解決するための手段】１．尿素製造プラント用
二相ステンレス鋼本発明の尿素製造プラント用二相ステンレス鋼は、下記
のとおりである。なお、以下の説明において、各元素の
含有量の「％」は、全て「質量％」を意味する。

【００１６】Ｃ：0.03％以下、Si：0.5％以下、Mn：２
％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.003％以下、Cr：26％
以上で28％未満、Ni：６〜10％、Mo：0.2〜1.7％、Ｗ：
２％を超えて３％まで、Ｎ：0.3％を超え0.4％までを含
み、残部がFeおよび不純物からなり、不純物としてのCu
が0.3％以下である尿素製造プラント用二相ステンレス
鋼。

【００１７】本発明の二相ステンレス鋼は、Feの一部に
代えて、Ca：0.0001〜0.01％、Ce：0.0001〜0.07％およ
びＢ：0.0001〜0.01％から選択される一種以上を含有し
てもよく、不純物中のAlが0.05％以下、Ｏ（酸素）が0.
01％以下であるのが望ましい。また、固溶化された状態
から、800℃で30分加熱し水冷する熱処理を施したとき
の硬さの増加がビッカース硬さで80以下であるのが最も
望ましい。

【００１８】２．二相ステンレス鋼の溶接材料本発明の溶接材料は、下記の組成を有する二相ステンレ
ス鋼からなるものである溶接材料である。

【００１９】Ｃ：0.03％以下、Si：0.5％以下、Mn：２
％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.003％以下、Cr：26％
以上で28％未満、Ni：６〜10％、Mo：0.2〜1.7％、Ｗ：
２％を超えて３％まで、Ｎ：0.3％を超え0.4％までを含
み、残部がFeおよび不純物からなり、不純物としてのCu
が0.3％以下である二相ステンレス鋼からなる溶接材
料。

【００２０】ここで、溶接材料というのは、ワイヤ、ロ
ッド、フープ等の形で溶加材として使用されるものであ
り、必要に応じてフラックスとともに用いられる。この
溶接材料は、TIG、MIGおよびMAG溶接、サブマージアー
ク溶接、被覆アーク溶接のような溶接方法で使用でき
る。

【００２１】上記の溶接材料も、Feの一部に代えて、C
a：0.0001〜0.01％、Ce：0.0001〜0.07％およびＢ：0.0
001〜0.01％から選択される一種以上を含有してもよ
く、不純物中のAlが0.05％以下、Ｏ（酸素）が0.01％以
下であるのが望ましい。

【００２２】３．尿素製造プラント本発明の尿素製造プラントは、ストリッパー管、コンデ
ンサー管、反応器および配管の少なくとも一つが、上記
１の本発明の二相ステンレス鋼からなることを特徴とす
る。

【００２３】４．尿素製造プラント用機器本発明の尿素製造プラント用機器は、下記のとおりであ
る。

【００２４】溶接接合部の溶接金属が、質量％で、Ｃ：
0.03％以下、Si：0.5％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.04
％以下、Ｓ：0.003％以下、Cr：26％以上で28％未満、N
i：６〜10％、Mo：0.2〜1.7％、Ｗ：２％を超え３％ま
で、Ｎ：0.3％を超え0.4％までを含み、残部がFeおよび
不純物からなり、不純物としてのCuが0.3％以下であっ
て、かつ下記の(a)式および(b)式を満たす二相ステンレ
ス鋼であることを特徴とする尿素製造プラント用機器。

【００２５】Mo＋1.1Ni≦11.5 ・・・(a) Mo−0.8Ni≦−3.6 ・・・(b) ただし、式中のMoおよびNiはそれぞれの含有量（質量
％）である。

【００２６】上記の溶接金属も、Feの一部に代えて、C
a：0.0001〜0.01％、Ce：0.0001〜0.07％およびＢ：0.0
001〜0.01％から選択される一種以上を含有してもよ
く、不純物中のAlが0.05％以下、Ｏ（酸素）が0.01％以
下であるのが望ましい。

【００２７】ここで、尿素製造プラント用機器とは、尿
素製造プラントに使用される管、容器、その他の部品で
あり、溶接管のようにそれ自体が溶接工程を経て製造さ
れるもの、およびプラントの組み立てに際して溶接で接
合されるものの一切である。

【００２８】

【発明の実施の形態】１．二相ステンレス鋼本発明の二相ステンレス鋼の特徴の第一は、Cuの含有量
を0.3％以下に抑えたことにある。その第二は、Moの含
有量を最小限度にとどめて、Ｗの含有量を高めたことに
ある。まず、これらの特徴について説明する。

【００２９】(1) Cuの制限 Cuは、耐酸性および組織安定性の向上等を意図して、二
相ステンレス鋼にも好んで添加されている。例えば、前
掲の米国特許第6,312,532号に開示される鋼では0.5〜3.
0％のCuが必須とされている。

【００３０】本発明者は、尿素製造プラントの腐食環境
での二相ステンレス鋼の耐食性にCuがどのように影響す
るかを調べた。使用した鋼はCu含有量の異なる下記の鋼
A〜Dである。

【００３１】鋼A…Cr：27％、Mo：1.0％、Ｗ：2.2％、N
i：7.5％、Cu：0.1％の二相ステンレス鋼鋼B…Cr：27％、Mo：1.0％、Ｗ：2.3％、Ni：7.3％、C
u：0.3％の二相ステンレス鋼鋼C…Cr：27％、Mo：1.1％、Ｗ：2.0％、Ni：7.3％、C
u：0.7％の二相ステンレス鋼鋼D…Cr：27％、Mo：1.0％、Ｗ：2.2％、Ni：7.7％、C
u：1.4％の二相ステンレス鋼上記の鋼の厚さ10mmの熱延鋼板に、1100℃で5分間加熱
して水冷する溶体化熱処理を施した後、尿素製造プラン
トを模擬したパイロット試験装置のストリッパーに500
時間浸漬し、腐食速度を調べた。その結果を図１に示
す。

【００３２】図１から明らかなように、Cuの含有量が0.
1％および0.3％の鋼Aと鋼Bでは、腐食速度は一定（約0.
015g／m^２・h）である。しかし、Cu含有量が0.7％の鋼C
では、腐食速度が約0.023g／m^２・hに増大している。こ
の事実から、一般に耐食性向上に寄与すると言われてい
るCuは、尿素製造プラントの腐食環境では腐食を促進す
る元素であることがわかる。これは、固溶状態にある微
量のCuであっても、尿素製造プラントの腐食環境では液
中に溶出することが原因であると考えられる。

【００３３】(2) Moの制限とＷの利用シグマ相の生成を促進するのはCr、Mo等のフェライト安
定化元素である。しかし、これらの元素は、二相ステン
レス鋼の耐食性を確保するための基本元素であるから、
その含有量をむやみに減らすことはできない。そこで、
本発明者はMoと近似な作用効果を有するＷをMoに代替し
て使用することを考え、MoとＷがシグマ相の生成に及ぼ
す影響を詳細に調べた。

【００３４】シグマ相の析出量は、鋼の硬さの増加量で
判断することができる。そこで、下記の試験を行った。

【００３５】化学組成の異なる下記の鋼ａ〜ｃの二相ス
テンレス鋼を試験材とし、まず、固溶化された状態とす
るために、通常の溶体化処理（1100℃から水冷する溶体
化処理）を施し、さらに熱影響部を想定した条件（加熱
温度：800℃、加熱時間：30min、冷却条件：水冷）で熱
処理した。以下、この熱処理を「熱影響部相当熱処理」
と記す。

【００３６】上記の溶体化処理の状態と、さらに熱影響
部相当熱処理を施した状態とにおける硬さ（ビッカース
硬さ）の変化を下記の式によって求めた。

【００３７】ΔHv＝Hv1−Hv2 ここで、Hv1は熱影響部相当熱処理を施した状態でのビ
ッカース硬さ、Hv2は溶体化処理の状態（固溶化状態）
でのビッカース硬さである。

【００３８】鋼ａ…Cr：27％、Mo：0.8％、Ｗ：2.8％、Ni：7.5％の
二相ステンレス鋼鋼ｂ…Cr：27％、Mo：1.6％、Ｗ：2.2％、Ni：7.5％の
二相ステンレス鋼鋼ｃ…Cr：27％、Mo：2.3％、Ｗ：2.1％、Ni：8.0％の
二相ステンレス鋼図２に熱影響部相当熱処理の前後におけるビッカース硬
さの増加量（ΔHv）と、JIS G 0573（ステンレス鋼の65
％硝酸腐食試験方法…ヒューイ試験に相当）の試験で調
べた熱影響部相当熱処理後における鋼の腐食速度との関
係を示す。

【００３９】図示のとおり、硬さの増加（ΔHv）は、鋼
ａでは約20、鋼ｂでは約75であるが、鋼ｃでは約140に
達する。そして、鋼ｂまでは腐食速度は0.06g／(m^２・
h）程度のほぼ一定で、良好な耐食性を示す。このこと
から、硬さの増加量（ΔHv）が80までであれば、優れた
耐食性が維持できるが、ΔHvが80を超えると耐食性の低
下が起きると結論してよい。

【００４０】上記のような鋼種によるΔHvの相違、それ
に伴う耐食性の相違は、化学組成の相違、具体的にはMo
とＷの含有量の相違に起因する。即ち、熱影響部相当熱
処理の前後の硬さの増加量（ΔHv）を80以下にするよう
に各成分の含有量を選ぶことによって、熱影響部のよう
な熱履歴を受けても良好な耐食性が得られるのである。

【００４１】次に、二相ステンレス鋼の熱間加工時に発
生するしわ疵について詳細に調査を行った。二相ステン
レス鋼では加熱温度の上昇に伴い鋼中のフェライト量が
増加し、その後の加工においてフェライト粒の不均一変
形に起因するリジングが発生して製品表面にしわ疵がで
きる。

【００４２】本発明者らは、鋼の化学組成の面から素材
加熱時のフェライト量を調査して新たな知見を得た。即
ち、Moの一部に代えてＷを含有させた二相ステンレス鋼
では、素材加熱中のフェライト量はCr含有量に大きく影
響される。従って、しわ疵を発生させずに加工するため
にはCr含有量を適正範囲に選ぶことが必要である。

【００４３】本発明は、上記の知見を基礎とし、各成分
の含有量を最適範囲に選ぶことによって完成された。以
下、各成分の作用効果と含有量の限定理由を説明する。

【００４４】Ｃ：0.03％以下Ｃは、オーステナイト生成元素であり、強度を向上させ
るのに有効な元素であるが、その含有量が多すぎると、
熱影響部に炭化物が析出し、耐食性を低下させる。従っ
て、本発明では、Ｃを不純物として、その許容上限を0.
03％とした。これ以下でできるだけ少なくするのが望ま
しい。

【００４５】Si：0.5％以下 Siは、溶鋼の脱酸に有効な元素であるが、その含有量が
多すぎると、耐食性を低下させる。従って、製鋼時に脱
酸剤として添加するのは差し支えないが、含有量（鋼中
残留量）は0.5％以下に抑えるべきである。含有量は不
純物レベルでもよい。

【００４６】Mn：２％以下 Mnも溶鋼の脱酸に有効な元素であるが、その含有量が２
％を超えると耐食性の劣化を招く。従って、Mnの含有量
は２％以下とすべきである。下限は不純物レベルでもよ
い。

【００４７】Ｐ：0.04％以下Ｐは、鋼の熱間加工性や機械的性質に悪影響を及ぼす不
純物である。さらにステンレス鋼では粒界偏析によって
耐食性を低下させる。0.04％は不純物としての許容上限
であり、これ以下で、できるだけ少ない方がよい。

【００４８】Ｓ：0.003％以下Ｓも鋼の加工性その他に悪影響を及ぼす不純物である。
また、Ｐと同じく粒界偏析によってステンレス鋼の耐食
性を損なう。従って、Ｓの含有量は0.003％以下で可能
なかぎり少ない方がよい。

【００４９】Cr：26％以上で28％未満 Crは、フェライト生成元素であるとともに、耐食性を向
上させる二相ステンレス鋼の基本成分の一つである。そ
の含有量が26％未満では特に尿素製造プラントのような
厳しい腐食環境に耐える耐食性が十分でない。一方、そ
の含有量が過剰な場合、熱影響部相当の熱履歴を受けた
ときにシグマ相の析出が多くなり硬さが増すので、熱影
響部における耐食性が低下する。また、Cr含有量が28％
以上になると、熱間加工においてフェライト粒の不均一
変形によるリジングが発生し、その結果、製品表面にし
わ疵が発生して歩留りの低下を招く。従って、Cr含有量
を26％以上、28％未満とした。

【００５０】Ni：６〜10％ Niは、オーステナイト生成元素であり、二相組織をもた
らす主要合金成分であるとともに靱性および耐食性を向
上させるのに有効な元素である。その含有量が６％未満
では上記の効果が十分ではない。他方、過剰なNiはシグ
マ相の生成を促し、熱影響部の耐食性を低下させるの
で、本発明ではNi含有量の上限を10％とした。

【００５１】Mo：0.2〜1.7％ Moは、フェライト生成元素であり、二相ステンレス鋼で
は特に耐孔食性を改善する合金成分として積極的に使用
される。しかしながら、前記のとおり、Moはシグマ相の
生成を促進する成分であり、約２％以上の含有量では、
熱影響部相当の熱履歴を受けたときにシグマ相析出によ
る耐食性劣化が避けがたい。そこで、本発明では、Moの
含有量を必要最小限に抑えて、代わりにMoと同様に耐食
性向上の効果があって、しかもMoよりもシグマ相を生成
させる作用の小さいＷを比較的多量に添加することとし
た。Mo含有量の0.2％は必要最少量であり、1.7％はＷの
添加を考慮した上でシグマ相の析出を抑制できる上限値
である。

【００５２】Ｗ：２％を超えて３％までＷは、Moと同じくフェライト生成元素であり、Moとの共
存下で二相ステンレス鋼の耐食性を顕著に改善する成分
である。従来、二相ステンレス鋼にＷを添加する提案は
なされている。例えば、先に掲げた特表平8-511829号公
報の発明では「Ｗは最大2.0％まで」としているが、実
際にＷを含む鋼は開示されておらず、むしろＷは金属間
化合物の析出を促進する元素として添加を回避すべきで
ある旨、示唆されている。即ち、Moの一部に代えてＷを
多量に含有させるという思想は見られない。

【００５３】前記の特許文献２（米国特許第6,312,532
号）に記載される発明は、Moの一部に代えてＷを含有さ
せるというものであるが、これに伴い金属間化合物の析
出を抑制するためにＷと0.5〜3.0％Cuとの複合添加を必
須としている。しかし、先に述べたとおり、尿素製造プ
ラント環境では、Cuは、尿素液中に存在するアンモニア
と錯イオンを形成して腐食を進行させる有害元素であ
り、その添加は避けるべきである。本発明の大きな特徴
の一つは、有害なCuを0.3％以下に抑え、Cr含有量の適
正化とともにMoおよびＷの含有量を最適化することによ
り、シグマ相の析出を抑えることにある。

【００５４】本発明では、Ｗの積極的利用によってMoの
作用効果を補う。この効果は、２％以下では得られな
い。しかし、Ｗの過剰添加もシグマ相析出を促すので、
その上限は３％とした。

【００５５】Ｎ：0.3％を超えて0.4％までＮは、オーステナイト生成元素であるとともに、耐食性
を向上させるのに有効な元素である。その含有量が0.3
％以下では上記の効果が十分ではなく、一方、その含有
量が0.4％を超えると、熱間加工性が低下する。従っ
て、Ｎの適正含有量は0.3％を超えて0.4％までである。

【００５６】本発明の二相ステンレス鋼の一つは上記成
分の外、残部がFeおよび不純物からなるものである。本
発明の二相ステンレス鋼のもう一つは、上記の成分に加
えて、Ca：0.0001〜0.01％、Ce：0.0001〜0.07％および
Ｂ：0.0001〜0.01％の中の１種以上を含有するものであ
る。これらの元素は、いずれも二相ステンレス鋼の熱間
加工性を向上させるのに有効な元素である。

【００５７】Ca、CeおよびＢのいずれも、その含有量が
0.0001％未満では上記の効果が十分ではない。但し、Ca
の場合は0.01％、Ceの場合は0.07％をそれぞれ超える
と、鋼中介在物が多くなって耐食性を低下させる。ま
た、Ｂの含有量が0.01％を超えても耐食性が劣化する。
従って、Caの含有量は0.0001〜0.01％、Ceの含有量を0.
0001〜0.07％、Ｂの含有量は0.0001〜0.01％とするのが
よい。

【００５８】本発明鋼の不純物の中で、.Alは0.05％以
下、Ｏ（酸素）は0.01％以下であるのが望ましい。以
下、それぞれの元素についての限定理由を述べる。

【００５９】Alは、酸化物を生成し、これが鋼中に残存
して耐食性を低下させる。従って、Alの含有量は、0.05
％以下でできるだけ少ないのが望ましい。また、酸素
は、アルミナ等の酸化物系介在物を生成し、二相ステン
レス鋼の加工性および耐食性を低下させるので、0.01％
以下とするのが望ましい。

【００６０】本発明の二相ステンレス鋼は、固溶化され
た状態から、800℃で30分加熱し水冷する熱処理を施し
たときの硬さの増加がビッカース硬さで80以下であるの
が望ましい。その理由は、先に図２によって説明したと
おりである。

【００６１】２．溶接材料本発明の溶接材料の化学組成は、上記１で述べた二相ス
テンレス鋼と同じである。この溶接材料を溶加材として
用いることによって、溶接金属は母材と同等の機械的性
質と耐食性を持つに到る。

【００６２】３．尿素製造プラント本発明の二相ステンレス鋼は、特に、尿素製造プラント
におけるストリッパー管、コンデンサー管、反応器およ
び配管の少なくとも一種に使用するのに最適である。

【００６３】４．尿素製造プラント用機器本発明の尿素製造プラント用機器は、溶接接合部の溶接
金属が前記のとおりの化学組成を有することを特徴とす
る。

【００６４】溶接金属とは、一般的には母材と溶接材料
とが溶融混合して凝固したものをいう。多層溶接の場
合、溶接金属の化学組成は、各層ごとに異なる可能性が
あるので、各層から切粉を採取して分析することが多
い。しかし、耐食性には、腐食環境に接する溶接金属の
最外層の化学組成が影響する。従って、本発明では、溶
接金属の化学組成とは、表面および裏面に位置する最外
層の切粉の分析値と定義する。管の円周溶接のような片
側からの溶接の場合は初層と最終層が上記の最外層であ
り、両面からの溶接の場合は各面の最終層が最外層であ
る。

【００６５】溶接金属の化学組成を定めた理由は、母材
となる二相ステンレス鋼（前記１の二相ステンレス鋼）
の化学組成を定めた理由と同じである。ただし、溶接金
属においては、下記の(a)式および(b)式を満たすことが
望ましい。

【００６６】Mo＋1.1Ni≦11.5 ・・・(a) Mo−0.8Ni≦−3.6 ・・・(b) 溶接金属は、短時間で急冷されて凝固する。その凝固の
ままの組織ではシグマ相の生成傾向はシグマ相の核生成
の影響を強く受ける。従って、シグマ相の生成を減らす
には核生成と核の成長段階での制御が重要である。核生
成のポテンシャルは、Ｗを２％程度添加することによっ
て抑えられるが、これに加えて溶接金属のMoとNiの含有
量を調整することによっても抑制できることがわかっ
た。前記の(a)式はこの核生成ポテンシャルに及ぼすMo
とNiの影響を定量的に究明して得たものである。

【００６７】(a)式に示すように、MoおよびNiの含有量
を減らせば核生成ポテンシャルを小さくすることができ
て、シグマ相の生成量が減り溶接金属の耐食性は向上す
る。しかし、Ni含有量の過度の低減は、有害な窒化物の
生成を助長する。このNi低減の好ましくない影響を抑え
る条件が(b)式を満たすことである。(a)式および(b)式
を同時に満たすことによって、溶接金属は尿素製造プラ
ントの腐食環境でもより優れた耐食性を示すことにな
る。

【００６８】(a)式および(b)式の意味をさらに詳しく述
べれば下記のとおりである。

【００６９】シグマ相はCrとMoがほぼ１：１の組成の金
属間化合物である。従って、溶接等の加熱でシグマ相の
核が生成するためには、Crの濃化が必要であるが、Moは
必ずしもシグマ相の主要構成元素ではない。しかし、Mo
が存在することによって核生成のための活性化エネルギ
ーが小さくなり、より小さなエンブリオ（核の萌芽）で
あっても消滅することなく安定な核となる。

【００７０】一方、Niは、シグマ相の析出温度ではフェ
ライト相を不安定にする。その結果、フェライト相がシ
グマ相とオーステナイト相に分解する反応の駆動力を高
める。

【００７１】以上の理由で、MoとNiはシグマ相の核生成
ポテンシャルを高めるのである。そして、本発明者は、
Niの寄与度がMoの1.1倍であることを確認して前記(a)式
の左辺、即ち、核生成頻度の相対的な大きさを表すパラ
メータを定めた。更に、このパラメータを11.5以下とす
れば、尿素製造プラントの腐食環境でより優れた耐食性
を確保できることを試験によって確かめた（後述の図３
参照）。

【００７２】窒化物の析出駆動力は、短時間で拡散がお
きる500℃以上の温度域でのNの固溶度と拡散速度に左右
される。Niは、フェライト相のみで凝固した溶接金属が
冷却される過程でオーステナイトの析出開始温度を高め
る。高温でオーステナイト相が析出すると、フェライト
相中に過飽和に存在するＮが短時間でより固溶度の高い
オーステナイト相の方に移動して、オーステナイト相の
成長をさらに促す。その結果、冷却の進行とともに高ま
るフェライト相中のＮの過飽和度が緩和されて窒化物の
生成が抑制されるのである。

【００７３】Moは逆にオーステナイト相の析出開始温度
を低くする。その寄与度はNiの0.8倍であることがわか
った。(b)式の左辺は、オーステナイト相生成温度の変
化に基づくフェライト相中のＮの過飽和度の相対的な大
きさを表すパラメータである。このパラメータを−3.6
以下にすることによって溶接金属中のシグマ相の生成を
減らすことができ、より優れた耐食性を持たせることが
できる。

【００７４】

【実施例】真空誘導溶解炉によって表１に示す組成の鋼
を溶製し、熱間鍛造および熱間圧延を施して肉厚10mmの
鋼板とした後、溶体化熱処理（1100℃で５分間加熱した
後、水冷）を施し、所定寸法の試験片を切り出し、下記
の試験に供した。これらの結果を表２に示す。

【００７５】(1) 幅10mm×厚さ3mm×長さ40mmの試験片
を切り出し、JIS G 0573（ステンレス鋼の65％硝酸腐食
試験方法）に基づいて腐食試験を行い、腐食速度を求め
た。この試験では溶体加熱処理後の耐食性を評価した。

【００７６】(2) 幅10mm×厚さ3mm×長さ40mmの試験片
を切り出し、尿素製造プラントを模擬したパイロット試
験装置のストリッパーでの500時間浸漬試験を行い、腐
食速度を求めた。

【００７７】(3) 上記の溶体化熱処理を施した後、幅2
5mm×厚さ12mm×長さ40mmの試験片を切り出し、熱影響
部相当熱処理（800℃×30分、水冷）を施した後、ビッ
カース硬さを測定し、硬さの変化量（ΔHv）を求めた。

【００７８】同じく、真空誘導溶解炉によって表１に示
す組成の鋼を溶製し、熱間鍛造した後、外径175mm、内
径40mm、長さ600mmの中空丸ビレットを作製し、このビ
レットを1200℃に加熱した後、押出加工を行い、製品表
面に発生したしわ疵の深さを調べた。しわ疵の深さが0.
3mm未満の場合を「○」、しわ疵の深さが0.3mm以上の場
合を「×」として評価した。この結果も表２に併記す
る。

【００７９】

【表１】

【００８０】

【表２】

【００８１】なお、表１および表２に示したNo.14は、
特許文献１（特表平8-511829号公報）に記載される発明
の二相ステンレス鋼に相当し、No.18は、特許文献２
（米国特許第6,312,532号）に記載される発明の二相ス
テンレス鋼に相当し、No.19は、SUS329J4Lに相当する二
相ステンレス鋼である。

【００８２】本発明鋼であるNo.1〜10はいずれも、上記
の(1)の試験において腐食速度が現在実用されているNo.
19のSUS329J4Lの腐食速度である0.068g／(m^２・h)よりも
小さく、優れた耐食性を示している。一方、Cr含有量が
本発明で規定される範囲を下回るNo.11およびNo.19は腐
食速度が大きく、耐食性が劣っている。さらに、Ｗまた
はＮ含有量が本発明で規定される範囲を下回るNo.16お
よびNo.17も腐食速度が上記No.19の0.068g／(m^２・h）を
超えており、耐食性が不十分である。

【００８３】本発明鋼は、上記の(2)の試験においてもN
o.19の腐食速度0.019g／(m^２・h）以下の優れた耐食性を
示している。一方、No.18は、1.5％のCuを含有するため
腐食が進行し、腐食速度が大きくなっている。

【００８４】本発明鋼であるNo.1〜10はいずれも、上記
の(3)の試験において硬さの変化量ΔHvが80以下であ
る。本発明鋼であるNo.3およびNo.9ならびに比較鋼であ
るNo.15およびNo.19について、上記の(1)の腐食試験法
によって熱影響部相当熱処理後の腐食速度を求めたとこ
ろ、それぞれ0.055g／(m^２・h)、0.058g／(m^２・h)、0.17
2g／(m^２・h)および0.185g／(m^２・h)であった。これらの
結果からも、熱影響部相当熱処理による硬さ変化（ΔH
v）が小さい本発明鋼は、熱影響部においてもシグマ相
の生成が抑制されていて、優れた耐食性を有することが
明らかである。

【００８５】本発明鋼においては、熱間加工におけるし
わ疵の発生が抑制されて、良好な製品の表面品質が得ら
れた。一方、Cr含有量が本発明で規定する範囲を超える
No.12〜14は、製品表面にしわが発生し、品質の悪化と
ともに歩留りの低下を招く。

【００８６】以上の試験結果に基づく総合評価を表２に
示す。耐食性、熱影響部相当熱処理によるシグマ相の発
生に起因する硬さの変化、および熱間加工によるしわ疵
発生の全ての点において適正と判断される鋼を「○」と
し、その中の一つでも良くない鋼を「●」とした。本発
明の二相ステンレス鋼は、尿素製造プラントの厳しい腐
食環境での使用に最適な材料であることが分かる。

【００８７】表３に示す化学組成の鋼から厚さ10mmの板
と外径２mmの線材を作製し、開先角度30°のＶ開先内に
それぞれ板と同じ組成の線材を溶接材料として溶接継手
を作製した。溶接はTIG溶接法であり、入熱を15kJ／cm
として片側から多層溶接を行った。得られた溶接金属の
組成は溶接材料のそれと同じである。従って、表３は溶
接金属の組成をも示すことになる。なお、表３には前記
(a)式および(b)式の右辺を左辺に移項したパラメータを
表示した。これらのパラメータが０以下であれば耐食性
がより優れていることになる。

【００８８】上記の溶接継手の溶接線を中心として、溶
接線と平行方向が40mmの辺となる厚さ３mm、幅６mm、長
さ40mmの腐食試験片を採取し、前記JIS G 0573に基づい
て腐食試験を行い、腐食速度を求めた。

【００８９】これらの結果を表４に示す。また、図３
は、表４の腐食試験結果をNiおよびMoの含有量との関係
で整理したものである。

【００９０】

【表３】

【００９１】

【表４】

【００９２】表４から明らかなように、どの試験片でも
腐食速度が小さく、優れた耐食性を示している。特に
「Mo＋1.1Ni−11.5」と「Mo−0.8Ni＋3.6」がともに０
よりも小さいNo.20〜23は、腐食速度が一段と小さく、
前記(a)式および(b)式を満たすのが望ましいことが図３
からもわかる。

【００９３】

【発明の効果】本発明の二相ステンレス鋼は、強度およ
び耐全面腐食性に優れるとともに、熱影響部における耐
食性にも優れる。また、熱間加工時のしわ疵が発生せ
ず、製造歩留りの低下を招くこともない。この二相ステ
ンレス鋼は、尿素製造プラントに使用される材料として
最適である。また、本発明の溶接材料によれば、機械的
性質および耐食性に優れた溶接金属を持つ接合が可能に
なる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Cu含有量の異なる二相ステンレス鋼の、尿素製
造プラントを模擬したパイロット試験装置のストリッパ
ー浸漬試験の結果を示す図である。

【図２】溶接熱影響部を想定した熱処理を施したときの
ビッカース硬さの増加量（ΔHv）と腐食速度との関係を
示す図である。

【図３】溶接金属の耐食性に及ぼすNiとMoの含有量の影
響を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者小川和博大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内 (72)発明者長島英紀千葉県千葉市美浜区真砂１丁目11番地12号 204号室

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.5％以
下、Mn：２％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.003％以
下、Cr：26％以上で28％未満、Ni：６〜10％、Mo：0.2
〜1.7％、Ｗ：２％を超え３％まで、Ｎ：0.3％を超え0.
4％までを含み、残部がFeおよび不純物からなり、不純
物としてのCuが0.3％以下である尿素製造プラント用二
相ステンレス鋼。
【請求項２】質量％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.5％以
下、Mn：２％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.003％以
下、Cr：26％以上で28％未満、Ni：６〜10％、Mo：0.2
〜1.7％、Ｗ：２％を超え３％まで、Ｎ：0.3％を超え0.
4％まで、ならびにCa：0.0001〜0.01％、Ce：0.0001〜
0.07％およびＢ：0.0001〜0.01％の中から選択される一
種以上を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純
物としてのCuが0.3％以下である尿素製造プラント用二
相ステンレス鋼。
【請求項３】質量％で、不純物のAlが0.05％以下、Ｏ
（酸素）が0.01％以下である請求項１または２に記載の
尿素製造プラント用二相ステンレス鋼。
【請求項４】固溶化された状態から、800℃で30分加熱
し水冷する熱処理を施したときの硬さの増加がビッカー
ス硬さで80以下である請求項１から３までのいずれかに
記載の尿素製造プラント用二相ステンレス鋼。
【請求項５】質量％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.5％以
下、Mn：２％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.003％以
下、Cr：26％以上で28％未満、Ni：６〜10％、Mo：0.2
〜1.7％、Ｗ：２％を超え３％まで、Ｎ：0.3％を超え0.
4％までを含み、残部がFeおよび不純物からなり、不純
物としてのCuが0.3％以下である二相ステンレス鋼から
なる溶接材料。
【請求項６】質量％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.5％以
下、Mn：２％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.003％以
下、Cr：26％以上で28％未満、Ni：６〜10％、Mo：0.2
〜1.7％、Ｗ：２％を超え３％まで、Ｎ：0.3％を超え0.
4％まで、ならびにCa：0.0001〜0.01％、Ce：0.0001〜
0.07％およびＢ：0.0001〜0.01％の中から選択される一
種以上を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純
物としてのCuが0.3％以下である二相ステンレス鋼から
なる溶接材料。
【請求項７】質量％で、不純物のAlが0.05％以下、Ｏ
（酸素）が0.01％以下である請求項５または６に記載の
二相ステンレス鋼からなる溶接材料。
【請求項８】ストリッパー管、コンデンサー管、反応器
および配管の少なくとも一つが請求項１から４までのい
ずれかに記載の二相ステンレス鋼からなることを特徴と
する尿素製造プラント。
【請求項９】溶接接合部の溶接金属が、質量％で、Ｃ：
0.03％以下、Si：0.5％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.04
％以下、Ｓ：0.003％以下、Cr：26％以上で28％未満、N
i：６〜10％、Mo：0.2〜1.7％、Ｗ：２％を超え３％ま
で、Ｎ：0.3％を超え0.4％までを含み、残部がFeおよび
不純物からなり、不純物としてのCuが0.3％以下であっ
て、かつ下記の(a)式および(b)式を満たす二相ステンレ
ス鋼であることを特徴とする尿素製造プラント用機器。 Mo＋1.1Ni≦11.5 ・・・(a) Mo−0.8Ni≦−3.6 ・・・(b) ただし、式中のMoおよびNiはそれぞれの含有量（質量
％）を意味する。
【請求項１０】溶接接合部の溶接金属が、質量％で、
Ｃ：0.03％以下、Si：0.5％以下、Mn：２％以下、Ｐ：
0.04％以下、Ｓ：0.003％以下、Cr：26％以上で28％未
満、Ni：６〜10％、Mo：0.2〜1.7％、Ｗ：２％を超え３
％まで、Ｎ：0.3％を超え0.4％まで、ならびにCa：0.00
01〜0.01％、Ce：0.0001〜0.07％およびＢ：0.0001〜0.
01％の中から選択される一種以上を含有し、残部がFeお
よび不純物からなり、不純物としてのCuが0.3％以下で
あって、かつ下記の(a)式および(b)式を満たす二相ステ
ンレス鋼であることを特徴とする尿素製造プラント用機
器。 Mo＋1.1Ni≦11.5 ・・・(a) Mo−0.8Ni≦−3.6 ・・・(b) ただし、式中のMoおよびNiはそれぞれの含有量（質量
％）を意味する。
【請求項１１】溶接金属の不純物のAlが0.05質量％以
下、Ｏ（酸素）が0.01質量％以下である請求項９または
１０に記載の尿素製造プラント用機器。