JP2022152427A - 二相ステンレス鋼鍛造材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】二相ステンレス鋼鍛造材で見られるシグマ相起因の鍛造割れを抑制でき、再加熱を行うことなく鍛造ができるため、製造性が非常に良好であり、かつ寸法精度が向上し研削歩留を低減することができ、溶接部を含めてＳＵＳ３１６Ｌと同等以上の十分な耐食性を有する二相ステンレス鋼鍛造材を提供することを目的とする。【解決手段】下記式１で表されるＰＲＥＮが２８．０～３５．０を満足し、オーステナイト量が３０面積％以上７０面積％以下で、フェライト相に分配された各成分を用いて計算した下記式２で表されるシグマ相析出温度推定式ＴＳＩＧＭＡが９００℃以下であることを特徴とする二相ステンレス鋼鍛造材。ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・［式１］ＴＳＩＧＭＡ＝１２Ｃｒα＋６Ｎｉα＋５４Ｍｏα＋２３Ｓｉα－１５Ｍｎα＋４６５・・・［式２］【選択図】なし

Description

本発明は、耐食性が良好で熱間鍛造における成形性に優れた二相ステンレス鋼鍛造材およびその製造方法に関するものである。

食品や薬品等の製造設備や貯蔵タンク等の素材には、当該品への金属混入を抑止するため、耐食性の良好なステンレス鋼を使用することが多い。食品には塩分が含まれていることが多いことから、ステンレス鋼の中でも耐食性の良好なＳＵＳ３１６Ｌが用いられることが多い。

一方、最近、汎用的に使われているオーステナイト系ステンレス鋼を代替して、二相ステンレス鋼を適用することが多くなってきている。二相ステンレス鋼はフェライト相とオーステナイト相をおおよそ等量含むステンレス鋼で、耐食性に加え、強度が他のステンレス鋼や炭素鋼より高く薄肉軽量化できることに加え、高価なニッケルの使用量が少ないというメリットがあり、例えば水門やダムのような大型構造物などに広く用いられるようになってきている。

二相ステンレス鋼のＪＩＳ鋼種は、ＳＵＳ８２１Ｌ１、ＳＵＳ３２３Ｌ、ＳＵＳ３２９Ｊ１、ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、ＳＵＳ３２７Ｌの６鋼種がある。そのうちＳＵＳ８２１Ｌ１はＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３２３ＬはＳＵＳ３１６Ｌの代替として開発された鋼種であり、ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、ＳＵＳ３２７Ｌはそれより過酷な環境においても耐食性を有する高耐食鋼種である。

ところで、鋼を加工成型する手法の一つに熱間鍛造がある。当該法は素材を加熱し叩くことで成型するものであり、冷間鍛造では強度が高く成型しがたい鋼も比較的容易に成型できるうえ、圧延法と比べ大型部品を製造するのに優れた手法である。
食品、薬品の製造設備において、配管等をつなぐ際にフランジが使用される。このフランジは複雑な形状を有していることが多く、製造法として熱間鍛造を用いることが多々ある。

二相ステンレス鋼の加工に熱間鍛造法を適用する場合の課題として、シグマ相の析出がある。シグマ相はＦｅにＣｒ、Ｍｏ等が濃化した金属間化合物で、８００℃～９００℃付近に一定時間保持されることで析出するものであり、数％程度でも析出すると、熱間延性が低下し鍛造時に大きな割れを生じることに加え、材料の靭性、耐食性が極端に低下する。熱間鍛造は、一般に熱間圧延と比べ加工に要する時間が長く、加工途中に温度が低下して９００℃を下回ることが容易に起きる。

この場合、熱間割れを回避するために改めて再加熱する必要があり、製造効率を大きく損なう。さらに、鍛造温度が高くなるほど、素材が軟質となるため変形しやすいこと、室温までの熱収縮量が大きくなることから、寸法精度が低下し、結果、加工後の研削代が大きくなり、コスト、作業性を損ねる。
二相ステンレス鋼の鋼種のうちＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、ＳＵＳ３２７Ｌは、非常に優れた耐食性を有するが、いずれも９００℃以下の低温で鍛造するとシグマ相が析出する問題を有する。

この課題に対し、特許文献１では、鍛造後に熱処理を行うが、その際に冷却条件を適正化（１０００℃以上に加熱後５００℃まで５～１２．５℃／分で、その後１０℃／分以上で冷却）することでフェライト相の平均粒径を５０μｍ以上と粗大化させシグマ相の析出を抑制する技術が開示されている。
また、特許文献２では、ＳｉやＭｎを、０．００５～０．１％と極小化することでシグマ相の析出を抑制する技術が開示されている。

フランジ用の素材としてもう一つ考慮すべき特性として、溶接部の靭性、耐食性がある。フランジは多くの場合、配管等に周溶接して取り付けるからである。二相ステンレス鋼に含有されたＮは、溶接時の加熱冷却によってＣｒ窒化物として析出する。この窒化物は、割れの伝播を促進することで靭性を低下させ、また、析出によりＣｒが消費されいわゆるＣｒ欠乏層を生じることで耐食性を低下させる。

二相ステンレス鋼の鋼種のうちＳＵＳ３２３Ｌは、母材の耐食性はＳＵＳ３１６Ｌ同等以上であり、シグマ相の析出もほとんどない鋼種であるが、溶接の条件によってはＳＵＳ３１６Ｌの耐食性レベルを下回ることがある課題をもつ。ＳＵＳ８２１Ｌ１もシグマ相の析出は少なく、溶接部の耐食性低下も少ない成分系であるが、ＳＵＳ３０４代替鋼のため当該用途には不向きである。

一方、特許文献３では、汽水や海水に近い塩化物イオン濃度が高い環境で優れた耐食性を示しかつ経済性の高い二相ステンレス鋼材として、合金成分をＣ：０．００１～０．０３％、Ｓｉ：０．０５～１．５％、Ｍｎ：０．１～２．０％未満、Ｃｒ：２０．０～２６．０％、Ｎｉ：２．０～７．０％、Ｍｏ：０．５～３．０％、Ｎ：０．１０～０．２５％、Ａｌ：０．００３～０．０５％に調整したうえで、Ｎｂを０．００５～０．１０％と微量含有しかつ抽出残渣中の［Ｎｂ］、［Ｃｒ］量を最適化した二相ステンレス鋼が開示されている。

特開平９－２１７１４９号 特開平１１－５０１９９号 国際公開第２０１８／１８１９９０号

本発明者は、従来技術を検討した結果、解決すべき課題があることを見出した。特許文献１は鍛造後の熱処理による改善であり、鍛造時のシグマ相析出による鍛造割れの回避およびそれに伴う作業性の低下改善、さらに寸法精度の向上に寄与するものではない。

特許文献２は、Ｓｉ、Ｍｎの極低化は原料を高純化する必要があり多大なコストを有する。ＳＵＳ３２３Ｌ、ＳＵＳ８２１Ｌ１はシグマ相析出による課題は回避できるが、溶接部の耐食性の課題を回避できない。

特許文献３の鋼については溶接部の耐食性の課題はクリアでき、耐食性に関してはＳＵＳ３１６Ｌのフランジを代替しうる可能性はあるが、シグマ相析出の課題をクリアできるかは明確でない。

結局、低コストで、溶接部を含めてＳＵＳ３１６Ｌ並み以上の耐食性を確保しつつ、鍛造の煩雑さ、寸法精度の低さを回避する技術は開示されていない。本発明は、二相ステンレス鋼鍛造材において鋼材成分や製造条件を見直し、耐食性を確保しつつシグマ相の析出を抑制し、鍛造製品の寸法精度を向上させることを課題とする。

シグマ相は一般に高Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの二相ステンレス鋼で生じやすいとされている。これら元素を低減すると、シグマ相が析出する温度が低下する。発明者らは、このシグマ相析出開始温度を求め、これが９００℃以下の場合製造時に実質的にシグマ相の悪影響を被ることなく鍛造を完成しうることを見出した。これは、シグマ相形成には拡散速度の比較的遅いＭｏが移動することが必要であるが、シグマ相析出開始温度Ｔ_SIGMAが低いと、Ｔ_SIGMA以下においても析出駆動力となる過冷度が低いため、拡散速度が遅くなる低温で析出を生じるのに相当な長時間を要するためである。

一方、Ｃｒ、Ｍｏは鋼の耐食性を向上させるのに重要な元素である。そこで本発明者らは、耐食性の低下は最小限にとどめたうえで、シグマ相実質的に熱間鍛造に悪影響を及ぼさない成分範囲および製造方法について鋭意検討し、本発明に至ったものである。

具体的には、鋼の成分に加えＰＲＥＮ（耐孔食指数）を規定して耐食性を担保するとともに、二相ステンレス鋼においてシグマ相析出の発生源となるフェライト相の成分を測定してその成分範囲を基にシグマ相析出開始温度を９００℃以下に規定することにした。

さらに製造法として、鋼の成分と素材加熱温度を規定することによって当該フェライト相の成分を得る方法を見出し、本発明に至ったものである。
これらの知見から、本発明のその要旨とするところは以下の通りである。

［１］
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０５０％、
Ｓｉ：０．０５～０．８０％、
Ｍｎ：０．１０％～３．００％、
Ｃｒ：２１．５～２６．０％、
Ｎｉ：３．０～６．０％、
Ｍｏ：０．５～２．５％、
Ｎ：０．１０～０．２５％を含有し、
さらに
Ａｌ：０～０．０５％、
Ｎｂ：０～０．１５％、
Ｔｉ：０～０．０２０％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｚｒ：０～０．０５％、
Ｈｆ：０～０．０８％、
Ｓｎ：０～０．１０％、
Ｗ：０～１．０％、
Ｃｏ：０～１．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｖ：０～０．３０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不純物であり、
不純物のうち
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、に制限し、
下記式１で表されるＰＲＥＮが２８．０～３５．０を満足し、
オーステナイト量が３０面積％以上７０面積％以下で、
フェライト相に分配された各成分を用いて計算した下記式２で表されるシグマ相析出予測温度Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}が９００℃以下である
ことを特徴とする二相ステンレス鋼鍛造材
ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・(式１）
Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}＝１２Ｃｒ_α＋６Ｎｉ_α
＋５４Ｍｏ_α＋２３Ｓｉ_α－１５Ｍｎ_α＋４６５・・・(式２）
但し、式１中における元素記号は、前記二相ステンレス鋼鍛造材中のそれぞれの元素の含有量（質量％）を、式２中におけるαを付した元素記号は前記二相ステンレス鋼鍛造材中のフェライト相に分配されたそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
［２］
さらに化学組成が、質量％で、
Ａｌ：０．００３～０．０５％、
Ｎｂ：０．００５～０．１５％、
Ｔｉ：０．００３～０．０２０％、
Ｔａ：０．００５～０．２０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０５％、
Ｈｆ：０．００１～０．０８％、
Ｓｎ：０．００５～０．１０％、
Ｗ：０．０１～１．０％、
Ｃｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｕ：０．０１～３．０％、
Ｖ：０．０１～０．３０％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００５～０．０５０％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の二相ステンレス鋼鍛造材。
［３］
前記［１］または［２］に記載の成分組成を有し、下記式３で表されるシグマ相析出予測温度Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}が８９０℃以下である二相ステンレス鋼材を１１５０℃以上１３５０℃以下に加熱した後、熱間鍛造することを特徴とする請求項１に記載の二相ステンレス鋼鍛造材の製造方法
Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}＝４Ｃｒ＋２８Ｎｉ＋５５Ｍｏ＋５Ｓｉ－６Ｍｎ－３０Ｎ＋５６０・・・(式３）
但し、式３中における元素記号は、前記二相ステンレス鋼鍛造材中のそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
［４］
前記熱間鍛造において、前記二相ステンレス鋼材の前記熱間鍛造の最終表面温度が９００℃未満となることを特徴とする［３］に記載の二相ステンレス鋼鍛造材の製造方法
［５］
［１］または［２］に記載の二相ステンレス鋼鍛造材を用いたフランジ。
［６］
食品および薬品の製造設備に用いられる［５］に記載のフランジ。
［７］
前記［１］または［２］に記載の二相ステンレス鋼鍛造材を用いた溶接構造物。

本発明により得られる鍛造材は、十分な耐食性を有し、さらに高強度による軽量化を図れ、さらに鍛造の回数を最小限にできるとともに、鍛造時の寸法精度が優れ研削歩留を低減できることで、コストを最小限に抑制できる。

［二相ステンレス鋼の組成］
以下に、まず本発明を構成する二相ステンレス鋼鍛造材の組成および組織の限定理由について説明する。なお本明細書において特に断りのない限り成分に関する％は質量％を表す。

Ｃは、０．０５０％を超えて含有させると熱間圧延時にＣｒ炭化物が生成して、耐食性が劣化する。そのため含有量を０．０５０％以下にするとよい。好ましくは、０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下にするとよい。
一方、下限は特に限定しないが、Ｃ量を低減するコストの観点から０．００１％を下限とする。好ましくは０．０２５％、または０．００５％にするとよい。

Ｓｉは、脱酸のため０．０５％以上含有するとよい。好ましくは、０．１０％以上、さらに好ましくは０．２０％以上にするとよい。
一方、過剰な含有は靭性を劣化させるとともにシグマ相の析出を促進するため、０．８０％以下にするとよい。好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．４０％以下にするとよい。

Ｍｎはオーステナイト相を増加させ靭性を改善する効果を有する。そのため０．１０％以上含有するとよい。好ましくは０．３０％以上、さらに好ましくは０．５０％以上にするとよい。
一方、Ｍｎはステンレス鋼の耐食性を低下する元素であるので、その含有量を３．００％以下にするとよい。好ましくは２．００％以下、さらに好ましくは１．５０％以下にするとよい。

Ｃｒは、本発明鋼の基本的な耐食性を確保するため２１．５０％以上含有させるとよい。好ましくは２３．００％以上、さらに好ましくは２３．４０％以上にするとよい。
一方で、Ｃｒを、２６．００％を超えて含有させるとシグマ相の析出を促進しＴ_{ＳＩＧＭＡ}およびＴ_{ＳＩＧＭＡ２}を上昇させる。またフェライト相分率が増加し靭性および溶接を行った場合の溶接部の耐食性を阻害する。このためＣｒの含有量を２６．００％以下にするとよい。好ましくは２５．００％以下、さらに好ましくは２４．５０％以下にするとよい。

Ｎｉは、オーステナイト組織を安定にし、各種酸に対する耐食性、さらに靭性を改善するため３．０％以上含有させるとよい。好ましくは、４．０％以上、さらに好ましくは４．５％以上にするとよい。
一方、Ｎｉはシグマ相の析出を促進しＴ_{ＳＩＧＭＡ}およびＴ_{ＳＩＧＭＡ２}を上昇させるうえ、高価であるため、Ｎｉは６．０％以下の含有量にするとよい。

Ｍｏは、耐食性を高める非常に有効な元素であり、耐食性を確保するために０．５％以上含有させるとよい。好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは１．２％以上にするとよい。
一方、Ｍｏは高価であるうえ、シグマ相の析出促進に大きく寄与し、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}およびＴ_{ＳＩＧＭＡ２}を大きく上昇させる元素であるため、可能な限り抑制することが望ましい。そのため、Ｍｏ含有量は２．５％以下とするとよい。好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下にするとよい。

Ｎは、強力なオーステナイト生成元素であるとともに、オーステナイト相に固溶して二相ステンレス鋼の強度、耐食性を高める非常に有効な元素であり、さらにはシグマ相の析出抑制効果の高い元素であるため、０．１０％以上含有させるとよい。好ましくは０．１２％以上、さらに好ましくは０．１５％以上にするとよい。
一方、Ｎの固溶限度はＣｒ含有量に応じて高くなるので、上記Ｃｒ含有量との関係から０．２５％超含有させるとＣｒ窒化物を析出して靭性および耐食性を阻害するようになる。そのため、Ｎ含有量を０．２５％以下にするとよい。好ましくは０．２２％以下、さらに好ましくは０．２０％以下にするとよい。

Ｏ（酸素）は、不純物であり、ステンレス鋼の熱間加工性、靱性、耐食性を阻害する元素であるため、できるだけ少なくすることが好ましい。そのため、Ｏ含有量は０．００６％以下にするとよい。また、Ｏ含有量の下限は特に限定しないが、酸素を極端に低減するには精錬に非常に大きなコストが必要となるため、経済性を考慮すると酸素量は０．００１％以上あってもよい。

Ｐは原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性および靱性を劣化させるため、できるだけ少ない方がよく、０．０５％以下にするとよい。好ましくは、０．０４％以下にするとよい。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、Ｐを極低量に低減するには、精錬時のコストが高くなる。このため、経済的観点よりＰ量の下限を０．０１％にするとよい。

Ｓは原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性を阻害し鍛造時の割れを助長するとともに、靱性および耐食性をも劣化させるため、できるだけ少ない方がよく、上限を０．００５０％以下にするとよい。好ましくは、０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下にするとよい。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓを極低量に低減するには、精錬時のコストが高くなる。このため、経済的観点よりＳ量の下限を０．０００１％にするとよい。

残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物とは、原料中に含まれる元素や、製造中に意図せず含有される元素などである。

さらに、本発明の一実施形態として、Ｆｅに代わり以下の元素のうち１種または２種以上を含有してもよい。これら元素は特に含有しなくてもよく含有量の範囲は０％も含み、含有しない場合であっても本発明の課題解決には影響しない。

Ａｌは、鋼の脱酸効果がある元素であり、また本鋼の介在物の組成を制御するため、ＣａおよびＭｇとともに含有してもよい。Ａｌは鋼中の酸素を低減するためにＳｉとあわせて含有させてもよい。Ａｌは介在物の組成を制御し耐孔食性を高める効果もあり、その効果をより確実にするために０．００３％以上含有してもよい。好ましくは０．００５％以上にするとよい。
一方、ＡｌはＮとの親和力が比較的大きな元素であり、過剰に含有するとＡｌの窒化物を生じてステンレス鋼の靭性を阻害する。その程度はＮ含有量にも依存するが、Ａｌが０．０５％を超えると靭性低下が著しくなるためその含有量を０．０５％以下にするとよい。好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下にするとよい。

Ｎｂは、Ｎと親和力が強く、クロム窒化物の析出速度をさらに低下する作用を有する元素である。このため、０．００５％以上含有してもよい。好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上にするとよい。
一方、Ｎｂを過剰に含有するとＮｂの窒化物が多量に析出し、靱性を阻害するようになることから、その含有量を０．１５％以下にするとよい。好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下にするとよい。
なお、Ｎｂは高価な元素であるが、品位の低いスクラップに含有されるＮｂを積極的に利用することで、ステンレス溶解原料コストを安価にすることができる。このような方法により、Ｎｂ含有鋼の溶解コストの低減を図ることが好ましい。

Ｔｉは、Ｎとの間に非常に強い親和力があり、鋼中でＴｉの窒化物を形成することから含有させてもよい。但し粗大な窒化物を形成しやすく、０．０２０％を超えて含有させるとＴｉの窒化物により靱性を阻害するようになることから、その含有量を０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下にするとよい。Ｔｉを含有する場合、その効果をより確実に得るため０．００３％以上含有するとよく、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．００６％以上にするとよい。

Ｔａは、介在物の改質により耐食性を向上させる元素であり含有してもよい。但し、Ｔａ量が０．２００％超の場合、常温延性の低下や靭性の低下を招くため、Ｔａ含有量は、好ましくは０．２００％以下にするとよく、より好ましくは０．１００％以下である。少量のＴａ量で効果を発現させる場合には、Ｔａ量を０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ｔａを含有する場合、その効果をより確実にするため、好ましくはＴａ量を０．００５％以上とするとよい。

Ｚｒ、Ｈｆは、熱間加工性や鋼の清浄度を向上ならびに耐酸化性改善に対して有効な元素である。Ｓｎは耐酸性を向上させる効果があるため含有してもよい。
一方、これらの元素の過度な含有は粒界強度低下による粒界破壊を助長するため、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｈｆ：０．０８％以下、Ｓｎ：０．１０％以下とする必要がある。これらの効果をより確実に得るため、好ましくはＺｒ：０．００１％以上、Ｈｆ：０．００１％以上、Ｓｎ：０．００５％以上を含有するとよい。

Ｗは、Ｍｏと同様にステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、含有してもよい。しかし、高価な元素であるので１．００％以下にするとよい。好ましくは０．７０％以下、さらに好ましくは０．５０％以下にするとよい。含有する場合、その効果をより確実に得るため０．０１％以上含有するとよく、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上にするとよい。

Ｃｏは、鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、含有してもよい。Ｃｏは、高価な元素であるため１．０％以下含有するとよい。好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．５％以下含有するとよい。Ｃｏを含有する場合、その効果をより確実に得るため０．０１％以上含有するとよく、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．１０％以上にするとよい。

Ｃｕは、ステンレス鋼の酸に対する耐食性を付加的に高める元素であり、かつ靭性を改善する作用を有するため、含有してもよい。Ｃｕを３．０％超含有させると熱間圧延後の冷却時に固溶度を超えてεＣｕが析出し脆化するので３．００％以下含有するとよい。好ましくは１．７０％以下、さらに好ましくは１．５％以下含有するとよい。Ｃｕを含有する場合、０．０１％以上、好ましくは０．３３％以上、さらに好ましくは０．４５％以上含有させるとよい。

Ｖは、Ｎと親和力があり、クロム窒化物の析出速度を低下する作用を有する元素である。このため、含有させてもよい。しかし、０．３０％を越えて含有させるとＶの窒化物が多量に析出し、靱性を阻害するようになることから、Ｖの含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％以下にするとよい。Ｖを含有する場合、その効果をより確実に得るため０．０１％以上含有するとよく、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０８％以上にするとよい。

Ｂは、鋼の熱間加工性を改善する元素である。また、Ｎとの親和力が非常に強い元素であり、多量に含有させるとＢの窒化物が析出して、靱性を阻害するようになる。このため、その含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下にするとよい。Ｂを含有する場合、その効果をより確実に得るため０．０００１％以上含有するとよく、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１４％以上にするとよい。

ＣａおよびＭｇは介在物の組成を制御し、耐孔食性と熱間加工性を高めるために含有してもよい。

一方、ＣａおよびＭｇは、いずれも過剰な含有は逆に熱間加工性および靭性を低下するため、Ｃａについては０．００５０％以下、Ｍｇについては０．００５０％以下にするとよい。好ましくはＣａを０．００４０％以下、Ｍｇを０．００２５％以下、さらに好ましくはＣａを０．００３５％以下、Ｍｇを０．００２０％以下にするとよい。
ＣａおよびＭｇを含有する場合、０．００３％以上０．０５０％以下のＡｌとともに溶解原料を用いて含有され、もしくは脱酸および脱硫操業を通じてその含有量が調整され、Ｃａの含有量を０．０００５％以上、Ｍｇの含有量を０．０００５％以上にするとよい。好ましくはＣａを０．００１０％以上、Ｍｇを０．００１０％以上、さらに好ましくはＣａを０．００１５％以上、Ｍｇを０．００１５％以上にするとよい。

ＲＥＭは鋼の熱間加工性を改善する元素であり、その目的で含有してもよい。一方で過剰な含有は逆に熱間加工性および靭性を低下するため、０．０５０％以下含有するとよい。好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下にするとよい。ＲＥＭを含有する場合は、その効果をより確実にするため０．００５％以上含有するとよい。好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上含有するとよい。
ここでＲＥＭは、スカンジウムＳｃ、イットリウムＹ、およびランタンＬａやセリウムＣｅ等のランタノイド系希土類元素を指し、ＲＥＭ含有量とは、ＲＥＭに属する各元素の含有量の総和とする。

［オーステナイト量が３０面積％以上７０面積％以下］
一般に二相ステンレス鋼においてオーステナイト量は、フェライト量と等量に近い方が望ましい。フェライト過多の場合は靭性が低下し、またＣｒ窒化物の析出が起こりやすくなる。一方、オーステナイト過多の場合は熱間加工性を阻害し鍛造時の割れを助長し、また応力腐食割れが起きやすくなる。さらにいずれの場合もフェライト相、オーステナイト相間の成分差が激しくなり、どちらかの相で耐食性が低下する。そこで、オーステナイト量として３０面積％以上７０面積％以下にするとよい。オーステナイト量とフェライト量はできるだけ等量であることが好ましいので、オーステナイト量は好ましくは３５％以上、４０％以上、または４５％以上にするとよく、同様に６５％以下、６０％以下、または５５％以下にするとよい。

オーステナイト量は、鋼材断面を鏡面研磨したものを用いて、エッチング処理、光学顕微鏡による観察および画像解析を行うことにより、オーステナイト面積率を測定することによって求める。鋼材断面は、鋼材の厚さ方向（鋼材表面に垂直方向）であれば任意の断面でよい。加工の影響を避ける観点から、断面内の中央部付近で測定することが望ましい。

［２８．０≦ＰＲＥＮ≦３５．０］
二相ステンレス鋼の場合、溶接を行った場合のＣｒ窒化物析出による耐食性低下を考慮して、同等の耐食性を狙う場合にオーステナイト系より高めのＰＲＥＮを確保することが多い。実験を行った結果、耐孔食性の指標である下記式１で定義されるＰＲＥＮが２８．０未満になると、二相ステンレス鋼母材のオーステナイト量が３０～７０面積％であっても汽水環境下において溶接熱影響部でＳＵＳ３１６Ｌを下回る耐食性となった。

ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（式１）
但し、式１中における元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。

また、二相ステンレス鋼母材のＰＲＥＮを高めるためにＣｒ、Ｍｏの含有量を過大にすると、後述するＴ_{ＳＩＧＭＡ}およびＴ_{ＳＩＧＭＡ２}を上昇させ、シグマ相が生成されやすくなるだけでなく、合金コストの増加や金属間化合物の生成を招く。一方Ｎの含有量を過大にすると靱性が悪化する等の悪影響が現れる。

以上より、本発明ではオーステナイト量を３０～７０面積％、かつ二相ステンレス鋼母材の上記式（１）で定義されるＰＲＥＮ値を２８．０以上３５．０以下とするとよい。ＰＲＥＮ値は、好ましくは２９．０以上、３０．０以上、３０．５以上、または３１．０以上にするとよく、また３４．５以下、３４．０以下、３３．５以下、または３３．０以下にするとよい。

［Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}≦９００℃］
従来型の二相ステンレス鋼では鍛造に時間を要して表面温度が約９００℃を下回ると、金属間化合物であるシグマ相が析出し、熱間延性および靭性を大きく低下させるため、材料割れの原因となる。このことから、表面温度が９００℃を下回った時点で再加熱を必要としていた。しかしながら、材料の成分を最適化しシグマ相の析出を抑制することで、二相ステンレス鋼であっても鍛造時にシグマ相析出による特性低下を起こさない材料を得ることができることを見出した。

二相ステンレス鋼においてシグマ相は、フェライト相が相変態することによってもたらされるので、フェライト相とオーステナイト相に成分分配が起きることに鑑み発明者らは鋭意検討の結果、シグマ相の平衡析出温度であるＴ_{ＳＩＧＭＡ}をフェライト相に分配される成分含有量から導くことができることを見出し、これに基づきシグマ相析出を抑制しうる材料が得られることが分かった。

具体的には、二相ステンレス鋼鍛造材について、フェライト相の成分を測定し、それらフェライト相の成分含有量を下記式２に代入してシグマ相の平衡析出温度であるＴ_{ＳＩＧＭＡ}を計算し、これが９００℃以下とするとよいことを見出した。即ち、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}は、シグマ相の平衡析出温度の予測温度であり、式２はその予測式である。Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}以下にならない限りシグマ相が析出しないと予測されるから、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}が低くなるように成分を調整すれば、温度低下による再加熱までの鍛造時間を確保することができる。それだけでなく、温度が低下するとシグマ相析出に必要な元素の拡散が低下するため、析出速度自体が抑制される。式２は、サーモカルク社の熱力学計算ソフト「Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ」（登録商標）を用いた平衡計算より求めた式を基本とし、さらに本発明者らの実験により修正を加えたものである。

Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}＝１２Ｃｒ_α＋６Ｎｉ_α
＋５４Ｍｏ_α＋２３Ｓｉ_α－１５Ｍｎ_α＋４６５・・・（式２）
式２中におけるαが付いた元素記号はフェライト相に分配されたそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。

フェライト相の成分は、鋼材断面を鏡面研磨したものを用いて、ＥＰＭＡを用い厚さ方向に線分析を行うと、フェライト相とオーステナイト相に対応してＣｒ、Ｍｏが高い部分と低い部分に明確に分かれるので、高い部分をフェライト相として、その数値データを平均することで求められる。あるいはＣｒ、Ｍｏが濃化しているフェライト相を判定したうえで、フェライト相上の複数箇所を点分析して平均してもよい。
鋼材断面は、オーステナイト量の測定と同様、鋼材の任意断面でよく、断面中の中央部で測定するとよい。

［本発明の鍛造材の製造方法］
次に、本発明の鍛造材の製造方法について説明する。
上記した成分組成の鋼を溶製して、鍛造用の鋼塊を製造する。鋼の溶製方法、鋼塊の製造方法は特に限定しない。既存の常法により鍛造用鋼塊を製造することができる。
上記Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}は、鍛造材（鍛造された鋼材）中のフェライトに配分された成分含有量から求まる予想温度である。従って、鍛造後のフェライト相中の成分を予測しなければならない。そこで、本発明者らは、鍛造用鋼塊の段階でも、鍛造後の鍛造材中のフェライト相の成分含有量を推定し、シグマ相へ移行析出温度を予測することを発想し、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}を見出した。

［Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}≦８９０℃］
Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}は、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}と異なり鋼の元素含有量より計算される式である。Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}と同様に、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}はシグマ相の平衡析出温度の予測温度であり、式３はその予測式である。本発明者らは、鋼中の元素含有量と加熱温度とを組み合わせることでフェライト相とオーステナイト相への成分の分配状況まで予測することができることを見出し導いた。即ち、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}のように鋼中のフェライト相へ分配された成分含有量を測定する必要がなく、熱間鍛造前の熱処理の加熱温度が１１５０～１３５０℃の範囲であれば、鋼中の成分含有量からシグマ相の平衡析出温度を予測するものである。具体的には、二相ステンレス鋼鍛造材の鋼の成分を測定し各元素の含有量を（予め成分含有量が既知であれば、測定することなく、その含有量を）、式３に代入してシグマ相の平衡析出温度であるＴ_{ＳＩＧＭＡ２}を計算したものである。Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}はＴ_{ＳＩＧＭＡ}と同様に扱える指標である。即ち、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}以下の温度にならない限りシグマ相が析出しないと予測されるため、再加熱までの鍛造時間を延長することができる。それだけでなく、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}が低い場合はシグマ相析出に必要な元素の拡散が低下するため、析出速度自体が抑制される。式３は、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}と同様、サーモカルク社の熱力学計算ソフト「Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ」（登録商標）を用いた平衡計算より求めた式を基本とし、さらに本発明者らの実験により修正を加えたものである。
Ｔ_SIGMA2の上限は、実際のＴ_SIGMAとのバラツキを考慮して８９０℃とし、好ましくは８８０℃、８７０℃、８６０℃または８５０℃にするとよい。

Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}＝４Ｃｒ＋２８Ｎｉ＋５５Ｍｏ＋５Ｓｉ－６Ｍｎ－３０Ｎ＋５６０・・・（式３）
但し、式３中における元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。

［素材の加熱温度：１１５０～１３５０℃］
さらに、鍛造材製造時の素材の加熱温度を１１５０℃以上、１３５０℃以下と規定する。加熱温度を高めることによって、素材のＣｒやＭｏの偏析が緩和されることに加え、フェライト相へのＣｒ、Ｍｏへの分配が少なくなる効果があり、結果としてフェライト相からシグマ相への変態が抑制される。この効果を有するには加熱温度を１１５０℃超にするとよい。好ましくは１１７０℃超、より好ましくは１２００℃超、さらに好ましくは１２２０℃以上にするとよい。一方、加熱温度が高すぎると、炉の損傷が激しくなることから１３５０℃以下にするとよい。好ましくは１３００℃以下である。

［熱間鍛造の表面温度における最終温度：９００℃未満］
Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}やＴ_{ＳＩＧＭＡ２}が９００℃以下であれば表面温度が９００℃未満となっても、シグマ相の析出による熱間割れを回避する必要がないため、再加熱を不要とできる。それにより、再加熱の回数を大きく低減することができ、製造性が非常に向上する。さらに低い温度で鍛造することで、低強度による加工時の変形および冷却時の熱収縮による変形を抑制できることから寸法精度が向上する。結果として、研削の工数や、研削ロスを低減することができる。

本発明者らの知見では、表面温度が８００℃未満でも問題なく鍛造可能で、さらに寸法精度を高めることができる。一方、表面温度が５００℃未満になると、熱間強度が高くなりすぎて、加工を行うのが困難になる。そのため熱間鍛造する際に表面温度は、好ましくは５００℃以上とするよい。

以下、実施例にて本発明を説明する。
表１に、サンプルとなる二相ステンレス鋼の成分を示す。各サンプルの成分になるように調整した鋼を実験室の２５～７５ｋｇ真空誘導炉によりＭｇＯるつぼ中で溶製し、厚さと幅が約１００ｍｍの角鋼塊に鋳造した。なお、表１において、空欄は、該当する成分が含有されていないことを示す。鋼塊の本体部分より約２０ｋｇの熱間鍛造用素材を加工し、これを１２５０℃の温度に加熱し２ｈ保持した後、２０ｍｍ厚までハンマー鍛造して鍛造材（一回鍛造材）を得た。その際、表面温度は約６５０℃まで低下した。

表２に、鍛造材の評価結果を示す。まず、鍛造材の外観観察を行い、研削で除去できないレベルである数ｍｍ深さの割れが生じたものを×、生じなかったものを〇とした。また、鍛造材の四隅の厚さを測定し、狙い値２０ｍｍとの最大差を寸法誤差（ｍｍ）とした。

次に、鍛造材の表層部より組織観察用試料を採取し、断面を鏡面研磨し、ＥＰＭＡを用いて観察した。観察試料の厚さ方向に１μｍピッチで１ｍｍ長さの線分析を行い、Ｃｒ、Ｍｏが高い部分と低い部分に二分化しているうち高い部分をフェライト相として、その数値データを平均してフェライト相の成分を求めた。

また、割れ判定が〇となったサンプルを１０６０℃で１時間保持後に水冷する溶体化熱処理を行い、当該材の表層の１ｍｍ下より孔食試験片を採取した。耐食性評価として、溶体化熱処理したサンプルを５０℃の３．５％ＮａＣｌ溶液中にて孔食電位の測定をＪＩＳ Ｇ０５７７に規定される方法に準拠して実施した。また、靭性評価として、溶体化熱処理したサンプルの表層１ｍｍ下よりＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、試験温度－２０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。

さらに、パイプの差し込み溶接を模擬すべく、以下のような溶接試験体を作成した。当該材の表面を研磨したのち２０ｍｍ厚×５０ｍｍ×１００ｍｍと５ｍｍ厚×５０ｍｍ×１００ｍｍに切断し、前者の２０ｍｍ×１００ｍｍの面と後者の５０ｍｍ×１００ｍｍの面が接触し、前者の５０ｍｍ×１００ｍｍの面と後者の５ｍｍ×１００ｍｍの切断面が同一平面になるように直角に組み合わせ、接触部両側をタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）で溶接して溶接継手を作製した。溶接条件は、１．２ｍｍφ径のＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ系の溶接ワイヤを使用し、溶接電流：２００Ａ、アーク電圧：１２Ｖ、溶接速度：２０ｃｍ／ｍｉｎ、１００％Ａｒシールドガス流量：１５リットル／ｍｉｎである。

溶接部の耐食性評価として、当該材の断面より、溶接熱影響部および溶接金属を全て含むように、孔食試験片を採取し、５０℃の３．５％ＮａＣｌ溶液中にて孔食電位の測定をＪＩＳ Ｇ０５７７に規定される方法に準拠して実施した。

表２には、各鍛造材のフェライト相成分分析結果、オーステナイト相面積率、鍛造時の割れの有無、寸法誤差、母材の耐食性および靭性評価、さらに溶接部の耐食性評価結果を示す。
本発明例の鍛造材は、いずれも大きな割れを生じず、寸法誤差が１．０ｍｍ以下であり、５０℃における母材の孔食電位が０．３Ｖ ｖｓＳＳＥ以上、溶接部の孔食電位が０．２８Ｖ ｖｓＳＳＥ以上で－２０℃の衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ^２以上と良好な特性を示した。

一方、比較例のＮｏ．１４、１６は、それぞれＣｒ、Ｍｏが過多のため、Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}が９００℃を超え、その結果鍛造中にシグマ相が析出し、割れが生じた。Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}が９００℃を超えたＮｏ．２１も同様だった。Ｎｏ．９、１１、１３、１５、１９はそれぞれＣ過多、Ｍｎ過多、Ｃｒ過少、Ｍｏ過少、ＰＲＥＮ過少のため耐食性が不良であった。Ｎｏ．１７はＮ過少のため、溶接部でＣｒ窒化物が析出し、耐食性不良であった。Ｎｏ．１８はＮ過多のため、Ｃｒ窒化物が析出し、靭性、耐食性ともに不良であった。Ｎｏ．１２、２０はそれぞれＮｉ過少、フェライト過多のため靭性が不良であった。

次に、表３に、途中で再加熱せずに一気に鍛造した鍛造材（一回鍛造材）と、途中再加熱した鍛造材（再加熱付加材）を対比した結果と示す。
上記サンプルと同様、Ｎｏ．５、７、２１の鋼材、１２５０℃の温度に加熱して２ｈ保持した後、２０ｍｍ厚までハンマー鍛造し鍛造用素材を加工した。その際、９００℃に達した場合に１２５０℃で再加熱する工程を二度加え、９００℃超で鍛造が完了するようにして鍛造材（再加熱付加材）を得た。当該材について外観観察を行い、研削で除去できないレベルである数ｍｍ深さの割れが生じたものを×、生じなかったものを〇とした。また、鍛造材の四隅の厚さを測定し、狙い値２０ｍｍとの最大差を寸法誤差（ｍｍ）とした。

再加熱付加材と一回鍛造材それぞれの割れ状況および寸法精度を表３に示す。なお、ア、ウ、オはそれぞれ表２と同じである。Ｎｏ．５、７を一回鍛造した場合、割れの問題はなく、寸法精度は良好であった。Ｎｏ．２１を一回鍛造した場合、大きな割れを生じ製品を採取できなかった。再加熱付加材の３サンプルは、ともに最低温度９００℃狙いで鍛造しているので割れの問題なく製造可能であるが、寸法誤差が１．０ｍｍを超過し、後工程の研削の負荷が非常に大きくなった。

さらに、表４には、加熱温度の影響について調べた結果を示す。上記サンプルと同様、Ｎｏ．５、７、２１の鋼材より同様に鍛造用素材を加工し、加熱温度を１１３０～１３２０℃の間で変え、その温度で２ｈ保持した後、２０ｍｍ厚までハンマー鍛造した鍛造材（一回鍛造材）を得た。その際、鍛造完了時の表面温度は約６００～８８０℃くらいまで低下した。当該材を１０６０℃×１時間に加熱保持後水冷して溶体化熱処理を行って評価をした。

表４のｃ、ｈ、ｋは表２と同じである。加熱温度が低くなるに従いＴ_{ｓｉｇｍａ}が高温化しているが、いずれもＴ_{ｓｉｇｍａ}が９００℃以下の場合に割れを生じていないことが判る。その境界温度は鋼材の成分より計算したＴ_{ｓｉｇｍａ２}の差異によって変化するが、Ｎｏ．２１のようにＴ_{ｓｉｇｍａ２}が元々８９０℃超の場合、１１５０℃以上の加熱を行えばＴ_{ｓｉｇｍａ}が９００℃を超えることはない。

本発明により得られる二相ステンレス鋼鍛造材は、製造時のシグマ相の析出をほぼ抑制することにより、再加熱を行うことなく鍛造割れを防止でき、製造性が非常に良好である。また、鍛造温度を低くできることから寸法精度が向上し、研削歩留を低減することができる。また、溶接部を含めてＳＵＳ３１６Ｌと同等以上の十分な耐食性を有し、さらに高強度による軽量化を図れ、さらに鍛造に要するコストも最小限に抑制できることから、大幅なコスト削減、高効率化に寄与することができ、産業面、環境面に寄与するところは極めて大である。
例えば、食品や薬品等の製造設備や貯蔵タンク等のフラン素材に、現行ＳＵＳ３１６Ｌの代替素材として適用が想定される。

Claims (7)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．００１～０．０５０％、
   Ｓｉ：０．０５～０．８０％、
   Ｍｎ：０．１０％～３．００％、
   Ｃｒ：２１．５～２６．０％、
   Ｎｉ：３．０～６．０％、
   Ｍｏ：０．５～２．５％、
   Ｎ：０．１０～０．２５％を含有し、
   さらに
   Ａｌ：０～０．０５％、
   Ｎｂ：０～０．１５％、
   Ｔｉ：０～０．０２０％、
   Ｔａ：０～０．２０％、
   Ｚｒ：０～０．０５％、
   Ｈｆ：０～０．０８％、
   Ｓｎ：０～０．１０％、
   Ｗ：０～１．０％、
   Ｃｏ：０～１．０％、
   Ｃｕ：０～３．０％、
   Ｖ：０～０．３０％、
   Ｂ：０～０．００５０％、
   Ｃａ：０～０．００５０％、
   Ｍｇ：０～０．００５０％、
   ＲＥＭ：０～０．０５０％、
   のうち１種または２種以上を含有し、
   残部がＦｅおよび不純物であり、
   不純物のうち
   Ｏ：０．００６％以下、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．００５０％以下、に制限し、
   下記式１で表されるＰＲＥＮが２８．０～３５．０を満足し、
   オーステナイト量が３０面積％以上７０面積％以下で、
   フェライト相に分配された各成分を用いて計算した下記式２で表されるシグマ相析出予測温度Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}が９００℃以下である
   ことを特徴とする二相ステンレス鋼鍛造材。
   ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・(式１）
   Ｔ_{ＳＩＧＭＡ}＝１２Ｃｒ_α＋６Ｎｉ_α
   ＋５４Ｍｏ_α＋２３Ｓｉ_α－１５Ｍｎ_α＋４６５・・・（式２）
   但し、式１中における元素記号は、前記二相ステンレス鋼鍛造材中のそれぞれの元素の含有量（質量％）を、式２中におけるαを付した元素記号は前記二相ステンレス鋼鍛造材中のフェライト相に分配されたそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
2. さらに化学組成が、質量％で、
   Ａｌ：０．００３～０．０５％、
   Ｎｂ：０．００５～０．１５％、
   Ｔｉ：０．００３～０．０２０％、
   Ｔａ：０．００５～０．２０％、
   Ｚｒ：０．００１～０．０５％、
   Ｈｆ：０．００１～０．０８％、
   Ｓｎ：０．００５～０．１０％、
   Ｗ：０．０１～１．０％、
   Ｃｏ：０．０１～１．０％、
   Ｃｕ：０．０１～３．０％、
   Ｖ：０．０１～０．３０％、
   Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
   Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
   ＲＥＭ：０．００５～０．０５０％、
   のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の二相ステンレス鋼鍛造材。
3. 請求項１または２に記載の成分組成を有し、下記式３で表されるシグマ相析出予測温度Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}が８９０℃以下である鋼材を１１５０℃以上１３５０℃以下に加熱した後、熱間鍛造することを特徴とする請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼鍛造材の製造方法。
   Ｔ_{ＳＩＧＭＡ２}＝４Ｃｒ＋２８Ｎｉ＋５５Ｍｏ＋５Ｓｉ－６Ｍｎ－３０Ｎ＋５６０・・・（式３）
   但し、式３中における元素記号は、前記二相ステンレス鋼鍛造材中のそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
4. 前記熱間鍛造において、前記二相ステンレス鋼材の前記熱間鍛造の最終表面温度が９００℃未満となることを特徴とする請求項３に記載の二相ステンレス鋼鍛造材の製造方法
5. 請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼鍛造材を用いたフランジ。
6. 食品および薬品の製造設備に用いられる請求項５に記載のフランジ。
7. 請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼鍛造材を用いた溶接構造物。