JP5972870B2 - 機械加工性を向上させたオーステナイト−フェライトステンレス鋼 - Google Patents

Description

本発明は、オーステナイト−フェライトステンレス鋼に関し、より詳細には、材料製造用構造部材（化学、石油化学、紙、海上）またはエネルギー製造設備の製造を対象としたものに関するものであるが、必ずしもこれらに限定されない。

この鋼は、前述の業界または食品および農業業界などの多くの用途において、４３０１ステンレス鋼を交換するためにより一般的に使用でき、形成されたワイヤ（溶接されたグリッドなど）、プロフィル（ストレーナなど）、軸などから構成される部品を含む。成形部品および鍛造部品も作製され得る。

この目的のために、１．４３０１および１．４３０７ステンレス鋼種がよく知られており、この微構造は、アニールされた状態で、実質的にオーステナイトであり、冷間加工された状態では、これらステンレス鋼種は、さらに、可変比率の加工硬化されたマルテンサイトを含むことができる。しかし、これらの鋼は、多くの量の添加ニッケルを含み、ニッケルのコストは一般的に法外に高い。さらに、これらの鋼種は、特に降伏強度については、アニールされた状態で弱い引張特性、およびそれほど高くない耐応力腐食を有するので、特定の用途について技術的観点から問題を示す可能性がある。最後に、これらのオーステナイト鋼種は、熱伝導率が高く、コンクリート構造体用の補強として使用される場合に良好な断熱を抑えることを意味する。

つい最近、低合金オーステナイト−フェライト鋼種が現われ、１．４１６２を示し、低含有量のニッケル（３％未満）を含み、モリブデンを含まないが、所望のオーステナイト含有量を維持しながら、これらの鋼種の低ニッケル・レベルを補うために高い含有量の窒素を含む。恐らく０．２００％より大きい窒素含有量を添加することを可能とするために、そのとき、高い含有量のマンガンを添加することが必要である。しかし、このような窒素レベルで、次に、ある場合には面倒になりうる圧延棒上に表面欠陥を引き起こす連続鋳造ブルームにおいて長手方向のくぼみの形成が観察される。このような鋼種の製造は、このように、この貧弱な鍛造性により特に扱いにくくなる。さらに、これらの鋼種は貧弱な機械加工性を有する。

フェライトまたはフェライト・マルテンサイトと呼ばれるステンレス鋼種も知られており、この微構造は、熱処理の定められた範囲について、規格ＥＮ１００８８の鋼種１．４０１７などのフェライトおよびマルテンサイトから構成される。これらの鋼種は、一般的に２０％未満のクロム含有量で、機械的引張特性が高いが、満足な耐食性を有さない。

本発明の目的は、ニッケルおよびモリブデンなどの高価な合金元素を過剰に添加することなく、以下を有するステンレス鋼を利用可能にすることによって、先行技術の鋼および製造方法の欠点を改善することである：
−良好な鍛造性、
−良好な機械的特性、特に、アニールされた状態で、または溶解状態で設置された４００または４５０ＭＰａより大きい降伏強度限界および大きな厚みの板および棒上の良好な、好ましくは、２０℃で１００Ｊより大きく、−４６℃で２０Ｊより大きい衝撃強度、
−高い一般的耐食性、
−良好な機械加工性。

このために、本発明の第１の目的は、オーステナイト−フェライトステンレス鋼であって、この組成は、重量％で、以下を含む：
０．０１％≦Ｃ≦０．１０％、
２０．０％≦Ｃｒ≦２４．０％、
１．０％≦Ｎｉ≦３．０％、
０．１２％≦Ｎ≦０．２０％、
０．５％≦Ｍｎ≦２．０％、
１．６％≦Ｃｕ≦３．０％、
０．０５％≦Ｍｏ≦１．０％、
Ｗ≦０．１５％、
０．０５％≦Ｍｏ＋Ｗ／２≦１．０％、
０．２％≦Ｓｉ≦１．５％、
Ａｌ≦０．０５％、
Ｖ≦０．５％、
Ｎｂ≦０．５％、
Ｔｉ≦０．５％、
Ｂ≦０．００３％、
Ｃｏ≦０．５％、
ＲＥＭ≦０．１％、
Ｃａ≦０．０３％、
Ｍｇ≦０．１％、
Ｓｅ≦０．００５％、
Ｏ≦０．０１％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０４０％、
残部は、鉄および製造に起因する不純物であり、微構造は、オーステナイトおよび３５から６５体積％のフェライト、好ましくは３５から５５体積％のフェライトから構成され、組成は、さらに、以下の関係に従うオーステナイト−フェライトステンレス鋼である：
４０≦ＩＦ≦６５、好ましくは４５≦ＩＦ≦５５
ここで、ＩＦ＝１０％Ｃｒ＋５．１％Ｍｏ＋１．４％Ｍｎ＋２４．３％Ｓｉ＋３５％Ｎｂ＋７１．５％Ｔｉ−５９５．４％Ｃ−２４５．１％Ｎ−９．３％Ｎｉ−３．３％Ｃｕ−９９．８
およびＩＲＣＧＣＵ≧３２．０、好ましくは≧３４．０
ここで、ＩＲＣＧＣＵ＝％Ｃｒ＋３．３％Ｍｏ＋２％Ｃｕ＋１６％Ｎ＋２．６％Ｎｉ−０．７％Ｍｎ
および０≦ＩＵ≦６．０
ここで、ＩＵ＝３％Ｎｉ＋％Ｃｕ＋％Ｍｎ−１００％Ｃ−２５％Ｎ−２（％Ｃｒ＋％Ｓｉ）−６％Ｍｏ＋４５。

単独または組み合わせて得られる好ましい実施形態では、本発明による鋼は、以下を有する：
−０．１２から０．１８重量％の窒素含有量、
−２．０から２．８重量％の銅含有量、
−０．５重量％未満のモリブデン含有量、
−０．０５重量％未満の炭素含有量。

本発明の第２の目的は、本発明による鋼の板、帯または熱間圧延コイルを製造する方法であって、以下の方法によって構成される：
−鋼のインゴットまたはスラブに本発明による組成を備え、
−１１５０から１２８０℃の温度で前記インゴットまたは前記スラブを熱間圧延して、板、帯またはコイルを得る。

ある特定の実施形態では、本発明による鋼の熱間圧延板を製造する方法は、以下からなるステップを含む：
−１１５０から１２８０℃の温度で前記インゴットまたは前記スラブを熱間圧延して、いわゆる四つ折判の板を得、次いで、
−９００から１１００℃の温度で熱処理を行い、
−空気中で急冷することによって前記板を冷却する。

他の特定の実施形態では、本発明による鋼の熱間圧延棒またはワイヤを製造する方法であって、以下からなるステップを含む：
−鋼の連続鋳造されたインゴットまたはブルームに本発明による組成を備え、
−１１５０から１２８０℃の温度から前記インゴットまたは前記ブルームを熱間圧延して、空気中で冷却された棒または水中で冷却されたワイヤ・コイルを得、
次いで場合により、
−９００から１１００℃の温度で熱処理を行い、
−急冷によって前記棒または前記コイルを冷却する。

特定の実施形態では、本発明による方法は、さらに、単独または組み合わせて得られる次の特性を含む：
冷却の終わりに、前記棒の冷間延伸または前記ワイヤの伸線加工を行う、
本発明によって得られた熱間圧延棒の冷間プロフィルを行う、
本発明によって得られた熱間圧延棒をビレットに切断し、次いで、１１００℃から１２８０℃で前記ビレットの鍛造を行う。

本発明の他の特性および利点は、次の説明を読むことで現れ、もっぱら実施例として付与される。

本発明による二相ステンレス鋼は、以下に定められた含有量を含む。

鋼種の炭素含有量は、０．０１重量％から０．１０重量％、好ましくは０．０５重量％未満である。実際、この元素のあまりにも高い含有量は、溶接部の熱影響域における炭化クロムの析出の危険を増大させることによって、局部的耐食性を低減する。

鋼種のクロム含有量は、良好な耐食性を得るために、２０．０から２４．０重量％、好ましくは２１．５から２４重量％であり、３０４または３０４Ｌ鋼種で得られるものと少なくとも同等である。

鋼種のニッケル含有量は、１．０から３．０重量％であり、好ましくは２．８重量％以下である。このオーステナイト形成元素は、耐腐食空洞形成の良好な特性を得るために添加される。ニッケルを添加することは、衝撃強度と延性とによる良好な妥協を達成することにも役立つ。実際、衝撃強度遷移曲線を低温にシフトすることが興味深く、衝撃強度特性が重要な大きな棒または厚い四つ折判の板の製造に特に有利である。ニッケルの高い価格のために含有量は３．０％に限定される。

ニッケル含有量は、本発明による鋼において限定されるので、９００℃から１１００℃の熱処理後に適切なオーステナイト含有量を得るために、他のオーステナイト形成元素を異常に高い量で添加し、フェライト形成元素の含有量を限定することが望ましいことが分かった。

このように、鋼種の窒素含有量は、０．１２％から０．２０％、好ましくは０．１２％から０．１８％であり、これは、窒素が製造工程中に鋼に添加されることを一般的に意味する。このオーステナイト形成元素は、第一に、応力を受けて良好な耐食性に適切なある割合のオーステナイトを含む二相フェライト／オーステナイト鋼を製造すること、および高い機械的特性を得ることに関与する。オーステナイト形成元素は、溶接域の熱影響域におけるフェライトの形成を限定することも可能にし、これら溶接域の脆化の危険を回避する。窒素が０．１６％より多いと、欠陥が連続鋳造ブルームで現われ始めるので、窒素の最大含有量は限定される。これらの欠陥は、圧延棒上に表面欠陥を順に生成する長手方向のくぼみからなり、特定の場合には面倒になり得る。０．１８％を超えると、長手方向のくぼみは非常に著しく、さらに、この鋼種の構造中に溶解状態で残ることができる窒素の最大量を超えることとの関連があるブローホールが観察される。

鋼種のマンガン含有量は、０．５重量％から２．０重量％、好ましくは０．５から１．９重量％、さらに好ましくは０．５から１．８重量％である。マンガンは、１１５０℃未満でオーステナイト形成元素である。より高温度で、マンガンは、冷却の際のオーステナイトの形成を遅らせ、溶接部の熱影響域におけるフェライトの過剰形成をもたらし、溶接部の熱影響域の衝撃強度を過剰に低くする。さらに、マンガンは、鋼中に２．０％より上の量で存在するなら、取鍋に使用される特定の耐火物を攻撃するので、鋼種の製造および精錬の間に問題を引き起こし、これらの高価な要素のより頻繁な置換、従って工程におけるより頻繁な中断を必要とする。組成にグレードアップをもたらすために通常使用されるマンガン鉄の添加は、さらに、燐およびセレンの顕著な含有量を含み、鋼中の導入には望ましくなく、鋼種の精錬中に取り除くことが困難である。さらに、マンガンは、脱炭の可能性を制限することによってこの精錬を妨害する。マンガンは、硫化マンガンＭｎＳおよび酸化介在物の形成のために鋼種の耐食性を低減するので、工程の下流でさらに問題も引き起こす。マンガンの含有量が減少すると、鍛造性、より一般的には、熱間変形能が向上することが試験で示されたので、１．９重量％未満、さらに１．８重量％未満、さらに好ましくは１．６重量％未満にマンガンが限定されることが好ましい。特に、含有量が２．０％より高い場合には鋼種を熱間圧延に適さなくする亀裂の形成が観察される。

銅は、オーステナイト形成元素であり、１．６から３．０重量％、好ましくは２．０から２．８重量％、さらに２．２から２．８重量％の含有量で存在する。銅は、所望の二相オーステナイト−フェライト構造を得ることに関与し、鋼種の窒素レベルをあまりに増大させることが強いられることなく、より良好な一般的耐食性を得ることを可能にする。さらに、固溶体中の銅は、制酸環境での耐食性を向上する。１．６％未満では、上記のように、所望の二相構造を有することが必要とされる窒素レベルがあまりにも大きくなり始め、連続鋳造ブルームの表面品質の問題を防ぐことができない。３．０％より上で、局部的耐食性の減少および２００℃より上での長期使用（１年を超える。）の間の衝撃強度の減少を引き起こす可能性がある銅の偏析および／または析出を危うくし始める。

モリブデンは、フェライト形成元素であり、０．０５から１．０重量％、またはさらに０．０５から０．５重量％の含有量で鋼種中に存在する元素であるが、タングステンは、０．１５重量％未満の含有量で添加され得る任意の元素である。しかし、コスト上の理由から、タングステンを添加しないことが好ましく、そのとき、タングステンの含有量を残りの０．０５重量％に限定する。

さらに、これらの２つの元素の含有量は、合計Ｍｏ＋Ｗ／２が１．０重量％未満、好ましくは０．５重量％未満、さらに０．４重量％未満、特に好ましくは０．３重量％未満である。実際、本発明者らは、これらの２つの元素、およびその合計を表示値未満に維持することにより、脆化金属間析出が全く観察されず、それによって、熱処理後の板および帯の空気中の冷却または熱間状態での加工が可能となり、鋼板または帯用の製造工程が特に抑制されないことを見出した。さらに、本発明者らは、特許請求の範囲に規定するこれらの元素を制御することによって、鋼種の溶接性が向上されることを観察した。

シリコンは、フェライト形成元素であり、０．２％から１．５重量％、好ましくは１．０重量％未満の含有量で存在する。シリコンは、製造工程中に鋼浴の良好な脱酸素を確実にするために添加されるが、この含有量は、熱間圧延後の粗悪な急冷に際してシグマ相形成の危険があるために限定される。

アルミニウムは、フェライト形成元素であり、低融点のアルミン酸カルシウム介在物を得るために、０．０５重量％未満、好ましくは０．００５重量％から０．０４０重量％の含有量で鋼種に添加され得る任意の元素である。窒化アルミニウムの過剰な形成を防ぐために、アルミニウムの最大含有量は限定される。

バナジウムは、フェライト形成元素であり、鋼の孔あき耐食性を向上させるため、鋼種中に０．０２重量％から０．５重量％、好ましくは０．２重量％未満の量で存在し得る任意の元素である。バナジウムは、クロムの添加中に与える残留元素として存在することもできる。

ニオブは、フェライト形成元素であり、０．００１重量％から０．５重量％の量で鋼種中に存在し得る任意の元素である。ニオブは、ＮｂＮ型の微細なニオブ窒化物またはＮｂＣｒＮ（Ｚ相）型のニオブおよびクロム窒化物が形成される結果、より良好なチップ破損により、鋼種の引張強度およびこの機械加工性を向上させることができる。粗いニオブ窒化物が形成されるのを制限するために、ニオブの含有量は限定される。

チタンは、フェライト形成元素であり、０．００１重量％から０．５重量％の量で、好ましくは０．００１から０．３重量％の量で鋼種中に存在し得る任意の元素である。チタンは、微細な窒化チタンが形成される結果、鋼種の機械的強度およびより良好なチップ破損により、この機械加工性を向上させることができる。特に溶鋼中に形成する窒化チタンのクラスタが形成されるのを回避するためにチタンの含有量は限定される。

ホウ素は、その熱間変形を向上させるために、０．０００１重量％から０．００３重量％の量で本発明による鋼種中に存在し得る任意の元素である。

コバルトは、オーステナイト形成元素であり、０．０２から０．５重量％の量で鋼種中に存在し得る任意の元素である。コバルトは、原料によってもたらされる残留元素である。コバルトが核施設における部品の照射後に引き起こす可能性がある主にメンテナンス上の問題のために、コバルトは限定される。

レアアース元素（ＲＥＭと称せられる。）は、０．１重量％の量で鋼種中に存在し得る任意の元素である。特に、セリウムおよびランタンが挙げられる。これらの元素は、望ましくない金属間化合物を形成しやすいため、これらの元素の含有量は限定される。

酸化物介在物の特性を制御し、機械加工性を向上させるために、本発明による鋼種中にカルシウムが０．０００１から０．０３重量％、好ましくは０．０００５重量％を超える量でもよい。この元素は、硫黄と結合して耐食性特性を低下させる硫化カルシウムを形成しやすいため、この元素の含有量は限定される。

硫化物および酸化物の性質を変更するために、最終含有量で０．１％のマグネシウムを添加することができる。

セレンは、耐食性への悪影響があるため、好ましくは、０．００５重量％未満で維持される。この元素は、一般的にマンガン鉄インゴットの不純物として鋼種にもたらされる。

酸素含有量は、溶接部の鍛造性および衝撃強度を向上させるために、好ましくは、０．０１重量％に限定される。

硫黄は、０．０３０重量％未満の含有量で、好ましくは、０．００３重量％未満の含有量で維持される。上記のように、この元素は、マンガンまたはカルシウムとともに硫化物を形成するため、硫黄の存在は耐食性に対して有害である。硫黄は、不純物と考えられている。

燐は、不純物であるとみなされ、０．０４０重量％未満の含有量で維持される。

組成の残部は、鉄および不純物で構成されている。既に上記したものに加えて、特に、ジルコニウム、錫、ヒ素、鉛またはビスマスが挙げられる。錫は、０．１００重量％未満、好ましくは０．０３０重量％未満の含有量で存在することで、溶接の問題を防止することができる。ヒ素は、０．０３０重量％未満、好ましくは０．０２０重量％未満の含有量で存在し得る。鉛は、０．００２重量％未満、好ましくは０．００１０重量％未満の含有量で存在し得る。ビスマスは、０．０００２重量％未満、好ましくは０．００００５重量％未満の含有量で存在し得る。ジルコニウムは、０．０２％の量で存在し得る。

本発明による鋼の微構造は、アニールされた状態で、オーステナイトおよびフェライトから構成され、好ましくは、１０５０℃で１時間の処理後に、フェライト３５から６５体積％で、さらに特に好ましくはフェライト４５から５５体積％の割合である。

本発明者らは、下記式が１０５０℃で適切にフェライトの含有量を考慮することも見出した：
ＩＦ＝１０％Ｃｒ＋５．１％Ｍｏ＋１．４％Ｍｎ＋２４．３％Ｓｉ＋３５％Ｎｂ＋７１．５％Ｔｉ−５９５．４％Ｃ−２４５．１％Ｎ−９．３％Ｎｉ−３．３％Ｃｕ−９９．８。

従って、１０５０℃で３５から６５％のフェライトの割合を得るためには、指数ＩＦは４０から６５であるべきである。

アニールされた状態で、微構造は、シグマ相および他の金属間化合物相など微構造の機械的特性に有害な他の相を含まない。冷間加工状態では、オーステナイトの一部は、変形の有効温度および適用される冷間変形の量に応じてマルテンサイトに変換されてもよい。

さらに、本発明者らは、クロム、モリブデン、銅、窒素、ニッケルおよびマンガンの重量パーセントが、次の関係に従う場合、問題の鋼種が良好な一般的耐食性を有することを見出した。

ＩＲＣＧＵ≧３２．０、好ましくは≧３４．０
ここで、ＩＲＣＧＵ＝％Ｃｒ＋３．３％Ｍｏ＋２％Ｃｕ＋１６％Ｎ＋２．６％Ｎｉ−０．７％Ｍｎ

最後に、本発明者らは、ニッケル、銅、マンガン、炭素、窒素、クロム、シリコンおよびモリブデンの重量パーセントが、次の関係に従う場合、問題の鋼種が良好な機械加工性を有することを確認した：
０≦ＩＵ≦６．０

ここで、ＩＵ＝３％Ｎｉ＋％Ｃｕ＋％Ｍｎ−１００％Ｃ−２５％Ｎ−２（％Ｃｒ＋％Ｓｉ）−６％Ｍｏ＋４５。

一般的に言えば、本発明による鋼は、四つ折判の板としても知られている熱間圧延板の形態だけでなく、スラブまたはインゴットから熱間圧延帯の形態、および熱間圧延帯から冷間圧延帯の形態でも作製、製造され得る。鋼は、棒またはワイヤ棒、またはプロフィルまたは鍛造片に熱間圧延されることもでき、これらの製品は、次いで、鍛造により熱間変形され、または延伸棒またはプロフィル、または延伸ワイヤに冷間変形され得る。本発明による鋼は、成形によって加工されることもでき、この後の熱処理は行われてもよく、または行われなくてもよい。

最良の可能な性能を得るために、好ましくは、本発明による組成を有する鋼のインゴット、スラブまたはブルームを最初に得ることを含む本発明による方法が使用される。

このインゴット、スラブまたはブルームは、電気炉中で原料の溶融、この後の脱炭を備えたＡＯＤまたはＶＯＤ型真空再溶融によって一般的に得られる。この後、底なしインゴット型内での連続鋳造によって、インゴットの形態で、またはスラブまたはブルームの形態で鋼種を注ぐことができる。特に、対向する圧延ロール間での連続鋳造によって、薄スラブの形態で鋼種を直接注ぐことを検討することもできる。

インゴットまたはスラブまたはブルームの入手後に、１１５０から１２８０℃の温度に達する再加熱を場合により行うが、スラブは連続鋳造から到着するため、鋳造熱で直接スラブに作用させることも可能である。

鋼板の製造の場合には、次いで、スラブまたはインゴットを熱間圧延して、５から１００ｍｍの厚みを一般的に有するいわゆる四つ折判の板を得る。この段階で一般的に使用される減少率は、３から３０％の間で変化する。この鋼板は、次いで、９００から１１００℃の温度で再加熱することによってこの段階で形成された析出物を溶解状態に戻す熱処理を受け、次いで冷却される。

本発明による方法は、空気中での急冷による冷却を必要とし、この種の鋼種に使用される標準的な水による急速な冷却よりも達成が簡単である。しかし、必要な場合は、水中で冷却を行うこともできる。

空気中でのこの遅い冷却は、特に、本発明による組成のニッケルおよびモリブデンの限定された含有量の結果可能となり、この使用特性に対し有害な金属間相の析出は、おこりにくい。この冷却は、特に、０．１から２．７℃／ｓの速度で行われ得る。

この状態で四つ折判の板を供給することを望む場合には、熱間圧延の終わりに、四つ折判の板は、平らにされ、クリッピングされ、酸洗いされ得る。

３から１０ｍｍの厚みを備えたホットストリップミル上でこの素地鋼を圧延することもできる。

インゴットまたはブルームから長い製品を製造する場合には、１１５０から１２８０℃の温度で、溝付きロールで、マルチケージ圧延スタンド上の１つ以上の熱源内で熱間圧延して、棒または圧延ワイヤまたはワイヤ棒コイルを得ることができる。スタートブルームと最終製品との断面比は、圧延製品の内部安定性を確実にするために、好ましくは、３より大きい。

棒の作製後、棒は、単に空気中に置くことによって、圧延の終わりに冷却される。

圧延ワイヤの作製後、この圧延ワイヤは、圧延装置の出口の水タンクのコイル内で急冷することによって、またはコンベア上に広げて、８５０℃から１１００℃の温度の溶体化炉をコンベア上で通過した後に、水中で交互に急冷することによって冷却できる。

構造の再結晶を達成し引張強度特性をわずかに低くすることを望む場合には、場合により、９００℃から１１００℃の炉内で、圧延熱源内で既に処理されたこれらの棒またはコイル上でさらなる熱処理を行うことができる。

これらの棒またはこれらのワイヤ・コイルの冷却の終わりに、製品の最終用途に応じて、様々な熱間または冷間成形処理を行うことができる。このように、冷却の終わりに、棒の冷間延伸またはワイヤの延伸を行うことができる。

熱間圧延棒を冷間プロフィルすることも、または棒をビレットに切断し、これらを鍛造した後に鋼片を製造することもできる。

様々な溶解物が作製され、次いで、異なる直径および特性の棒に変換された。

機械的特性
引張特性Ｒｐ_０．２およびＲ_ｍは、規格ＮＦＥＮ１０００２−１によって決定された。衝撃強度ｋＶは、規格ＮＦＥＮ１００４５によって異なる温度で決定された。

旋削試験
これら旋削試験は、キスラーフォースプレートを装備した、最大５８００ｒｐｍで作動する２８ｋＷ旋盤ＲＡＭＯ ＲＴＮ３０で行われる。試験はすべて乾燥して行われた。使用された基準の先端は、二相ステンレス鋼に最適であると考えられる先端ＳＴＥＬＬＲＡＭ ＳＰ０８１９ ＣＮＭＧ１２０４０８Ｅ−４Ｅである。

これらの試験は、鋼種の機械加工性のレベルについて２つの特性値を決定することを可能にする：
−ｍ／ｍｉｎで表された旋削速度ＶＢ_{１５／０．１５}（ＶＢ_{１５／０．１５}がより高いほど、機械加工性がより良好である。）
−チップ破損域ＺＦＣ（ＺＦＣがより大きいほど、機械加工性がより良好である。）

１．ＶＢ _{１５／０．１５} の決定
試験は、効果的な機械加工の１５分間、０．１５ｍｍの側面磨耗を発生する旋削速度を見出すことにある。試験は、被覆された炭化物の先端で規則的な旋削通過で行われる。設定されたパラメーターは次のとおりである：
−通過深さａ_ｐ＝１．５ｍｍ
−供給ｆ＝０．２５ｍｍ／回転

これらの試験中、側面磨耗は、３２倍の倍率で、カメラに結合された光学系によって測定される。この測定は、この区域の見かけの長さの比率として磨耗域の表面である。０．４５ｍｍより大きい（ＶＢの値の３倍）である切欠きが現われる、または０．１５ｍｍの側面磨耗を得る前に先端の不具合が発生する場合には、ＶＢ_{１５／０．１５}の値を見出すことができないと考えられる；次いで、０．４５ｍｍの側面磨耗も１５分での先端の不具合もない最高速度を決定し、ＶＢ_{１５／０．１５}がこの値より大きい結果として示す。

本発明の文脈では、上記条件下で測定された２２０ｍ／分未満のＶＢ_{１５／０．１５}の値が本発明に従わないと考えられる。

２．ＺＦＣの決定
ＺＦＣの値を決定する前に、最小切断速度Ｖｃ_ｍｉｎを定める必要がある。

２．１）Ｖｃ _ｍｉｎ の評価
ＶＣ_ｍｉｎの決定は、増大した速度で旋削通過によって行われる。非常に低い切断速度Ｖ_ｃ（４０ｍ／分）でスタートし、通過の経過中にＶｂ_{１５／０．１５}より大きな速度に規則的に上昇する。エネルギーＫｃの記録は、直接曲線Ｋｃ＝ｆ（Ｖｃ）を進ませる。

切断条件は次のとおりである：
−通過深さａ_ｐ＝１．５ｍｍ
−供給ｆ＝０．２５ｍｍ／回転
−ＶＢ_{１５／０．１５}の条件下で旋削通過によって破壊された工具
得られた曲線は、大多数の場合の単調減少である。Ｖｃ_ｍｉｎの値は、曲線の変曲に相当するものである。

２．２）ＺＦＣの評価
Ｖｃ_ｍｉｎの１２０％に等しい速度で、切断条件を変えて、一定速度で６秒の機械加工の試験を行う。このように、供給（０．１ｍｍ／回転から０．０５ｍｍ／回転の１ステップ当たり０．４ｍｍ／回転まで）および通過深さ（０．５ｍｍから０．５ｍｍの１ステップ当たり４ｍｍまで）のテーブルを一掃する。

ｆ−ａ_ｐの５６の組み合わせの各々について、得られたチップを退避させ、これらを「Ｃ．Ｏ．Ｍ．旋削」ＩＳＯ３６８５の規格であらかじめ定められたチップ形態と比較する。ＺＦＣは、チップが良好に破損されるｆおよびａ_ｐで条件を集めるテーブルの区域であり、満足な組み合わせの数を数えることによって定量化される。

本発明の文脈では、上記条件下で測定された１５未満のＺＦＣの値は本発明に従わないと考えられる。

腐食試験
溶解または活性の臨界電流は、２３℃で２モル／Ｌで、硫酸媒体中でμＡ／ｃｍ^２で付与されて決定された。ランダム電位測定が、最初に９００秒間行われる；次に、動電位曲線が、−７５０ｍＶ／ＥＣＳから＋１Ｖ／ＥＣＳまで１０ｍＶ／分の速度でプロットされる。このように得られた分極曲線上で、臨界電流は、不動態領域に先立って明らかにされたピークの極大電流に相当する。

次の表は、試験された組成、および得られた製品についての結果および特性評価をまとめる。

第一に、比較鋼種６から８および１２は、連続鋳造ブルーム上に長手方向のくぼみの形成を示す一方、本発明による鋼種１から５は、くぼみがなく、このように、本発明による鋼種の良好な可鍛性を示した。

さらに、本発明による試験の降伏強度限界は、４５０ＭＰａよりかなり高く、例えば、比較鋼種９について観察されたものと異なる。

２０℃、同様に−４６℃での大きな厚みの板および棒での衝撃強度値は、同様に満足であり、特に、例えば、比較鋼種６および７のものよりも良好である。

さらに、本発明による鋼種はすべて、切断速度およびチップ破損域の両方の点で良好な機械加工性を示す。反対に、比較鋼種１１と１２と同様に比較鋼種６および７は、ＩＵ指数が負であり、満足な切断速度を示さず、一方、比較鋼種１０は、指数が６．０より大きく、不十分なチップ破損域を有する。

本発明による鋼種の一般的耐食性は、非常に満足であり、特に、比較鋼種８より良好である。

このように、本発明による鋼種は、求められた特性、即ち、良好な可鍛性、アニールされた状態または溶解状態で４００または４５０ＭＰａより大きい降伏強度限界、大きな厚みの板および棒の良好な、好ましくは２０℃で１００Ｊおよび−４６℃で２０Ｊより大きい衝撃強度、高い一般的耐食性、および良好な機械加工性をすべて網羅する唯一のものであることが分かる。

Claims (13)

1. オーステナイト−フェライトステンレス鋼であって、この組成は、重量％で以下を含み：
   ０．０１％≦Ｃ≦０．１０％、
   ２０．０％≦Ｃｒ≦２４．０％、
   １．０％≦Ｎｉ≦３．０％、
   ０．１２％≦Ｎ≦０．２０％、
   ０．５％≦Ｍｎ≦２．０％、
   １．６％≦Ｃｕ≦３．０％、
   ０．０５％≦Ｍｏ≦１．０％、
   Ｗ≦０．１５％、
   ０．０５％≦Ｍｏ＋Ｗ／２≦１．０％、
   ０．２％≦Ｓｉ≦１．５％、
   Ａｌ≦０．０５％、
   Ｖ≦０．５％、
   Ｎｂ≦０．５％、
   Ｔｉ≦０．５％、
   Ｂ≦０．００３％、
   Ｃｏ≦０．５％、
   ＲＥＭ≦０．１％、
   Ｃａ≦０．０３％、
   Ｍｇ≦０．１％、
   Ｓｅ≦０．００５％、
   Ｏ≦０．０１％、
   Ｓ≦０．０３０％、
   Ｐ≦０．０４０％、
   残部は、鉄および製造に起因する不純物、ならびにオーステナイトおよび３５から６５体積％のフェライトから構成される微構造であり、組成は、さらに以下の関係に従う、オーステナイト−フェライトステンレス鋼：
   ４０≦ＩＦ≦６５
   ここで、ＩＦ＝１０％Ｃｒ＋５．１％Ｍｏ＋１．４％Ｍｎ＋２４．３％Ｓｉ＋３５％Ｎｂ＋７１．５％Ｔｉ−５９５．４％Ｃ−２４５．１％Ｎ−９．３％Ｎｉ−３．３％Ｃｕ−９９．８
   およびＩＲＣＧＣＵ≧３２．０
   ここで、ＩＲＣＧＣＵ＝％Ｃｒ＋３．３％Ｍｏ＋２％Ｃｕ＋１６％Ｎ＋２．６％Ｎｉ−０．７％Ｍｎ
   および０≦ＩＵ≦６．０
   ここで、ＩＵ＝３％Ｎｉ＋％Ｃｕ＋％Ｍｎ−１００％Ｃ−２５％Ｎ−２（％Ｃｒ＋％Ｓｉ）−６％Ｍｏ＋４５。
2. ＩＲＣＧＵ≧３４
   であることをさらに特徴とする、請求項１に記載の鋼。
3. フェライトの割合は、３５から５５体積％であることをさらに特徴とする、請求項１または２のいずれか一項に記載の鋼。
4. ４５≦ＩＦ≦５５
   であることをさらに特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼。
5. 窒素含有量は、０．１２から０．１８重量％であることをさらに特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼。
6. 銅含有量は、２．０から２．８重量％であることをさらに特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼。
7. モリブデン含有量は、０．５重量％未満であることをさらに特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼。
8. 炭素含有量は、０．０５重量％未満であることをさらに特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼。
9. 請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼の組成および組織を有する熱延鋼板、帯またはコイルを製造する方法であって、
   −鋼のインゴットまたはスラブが請求項１から８のいずれか一項に記載の組成を備え、
   −１１５０から１２８０℃の温度で前記インゴットまたは前記スラブを熱間圧延して、板、帯またはコイルを得る、方法。
10. 請求項９に記載の方法であって、
    −１１５０から１２８０℃の温度で前記インゴットまたは前記スラブを熱間圧延して、板を得、
    −９００から１１００℃の温度で熱処理を行い、
    −空気中で急冷することによって前記板を冷却する、方法。
11. 請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼の組成および組織を有する熱間圧延棒またはワイヤを製造する方法であって、以下の（Ａ）〜（Ｄ）、または、（Ａ）及び（Ｂ）を含む方法において、
    −（Ａ）連続鋳造された鋼のインゴットまたはブルームが請求項１から８のいずれか一項に記載の組成を備え、
    −（Ｂ）１１５０から１２８０℃の温度から前記インゴットまたは前記ブルームを熱間圧延して、空気中で冷却された棒または水中で冷却されたワイヤを得、
    次いで、
    −（Ｃ）９００から１１００℃の温度で熱処理を行い、
    −（Ｄ）急冷によって前記棒または前記ワイヤを冷却する、方法。
12. 冷却の終わりに、前記棒の冷間延伸または前記ワイヤの伸線加工を行う、請求項１１に記載の方法。
13. 鍛造鋼片を製造する方法であって、
    請求項１１の方法によって得られた熱間圧延棒を切断し、
    次いで、１１００℃から１２８０℃で鍛造を行う、方法。