CN102770572A - 真空容器用双相不锈钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种替代奥氏体系不锈钢的气体脱离特性优异的节Ni型双相不锈钢材，该钢材的特征在于，以质量%计，含有C：0.06%以下，Si：0.05～1.5%，Mn：0.5～10.0%，P：0.05%以下，S：0.010%以下，Ni：0.1～5.0%，Cr：18.0～25.0%，N：0.05～0.30%，Al：0.001～0.05%，并且钢中氢含量为3ppm以下，其余量包含Fe以及不可避免的杂质。

Description

真空容器用双相不锈钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及作为真空容器用的气体脱离特性优异的廉价的节Ni型双相不锈钢材及其制造方法。
背景技术
半导体元件、液晶面板、薄膜太阳能电池的生产近年快速增加，而且存在制品大型化的倾向。这些制品的制造需要真空工艺，作为真空容器使用了不锈钢、铝、钛等的金属材料。作为真空容器的不锈钢，一直以来使用以SUS304钢为代表的奥氏体系的材料。另外，随着真空设备的大型化，开始使用板厚直到80mm左右的较厚的不锈钢材。
作为对真空容器用材料所要求的特性，可举出气体的放出少。特别是作为超高真空用材料，研究了表面研磨条件和烘焙处理对奥氏体系不锈钢、铝合金、钛等的气体放出特性的影响等（参照非专利文献1），可知由研磨工艺带来的表面粗糙度的降低和表面氧化层的减少是有效的。另外，也知道在100～450℃下的长时间烘焙是有效的（参照非专利文献2）。
另外，曾公开了下述见解：通过使含有较多Mn的奥氏体不锈钢材形成Mn含有量高的被膜来改善真空特性（参照专利文献1），认为也可以进行这样的观点下的材料开发。
另一个所要求的特性是强度和可焊性。随着真空容器大型化，该特性越来越变得重要。特别是如预排气室那样在使大气压和真空反复的部位使用的构件，应用疲劳特性优异的高强度材料是合理的。但是，奥氏体系不锈钢的屈服强度下限值为200MPa左右，是作为大型化的真空容器用的材料希望改善的特性。
双相不锈钢含有较多的Cr、Mo，与奥氏体系不锈钢相比具有强度较高的特征，由于是高价格的材料，因此作为真空容器用的应用事例较少。然而，最近开发了节减Ni含有量并增加了Mn含有量的双相不锈钢，从钢材成本方面也看到通过容器材料的薄壁化而具有应用可能性。但是，在双相不锈钢中节减Ni、添加Mn那样的成分设计中，具有损害延展性、韧性的可能性，并且对于真空特性（气体脱离特性），尚未明确知道铁素体相和奥氏体相的存在怎样地影响。
因此，本发明人等着眼于节Ni型双相不锈钢材的强度、韧性、表面特性、气体脱离特性、热处理特性、研磨特性，对于作为真空容器的适用性进行了研讨。
双相不锈钢是由铁素体相和奥氏体相的组织构成的材料，除了具有高的强度以外，还兼备延展性、韧性和可焊性。因此，可以说具备作为替代奥氏体系不锈钢的前提的基本特性。但是，对于含有50%左右的缺乏韧性、氢的固溶极限小的铁素体相所致的影响需要把握。另外，作为真空容器用材料最重要的特性，可举出通过机械·电解·化学研磨等得到平滑且清洁的表面、水等的表面吸附气体的脱离特性优异、钢中氢的放出能力小，将弄清用于对双相不锈钢材给予这些特性的方法，作为真空容器用实用材料进行开发作为目标。
在该开发实行时进行了调查，但关于双相不锈钢，评价作为本发明人等作为目的的真空容器用材料的适用性、并具体地示出的文献没有看到。双相不锈钢含有较多的Cr、N，因此耐点腐蚀性高，因此具有对钢材表面进行酸洗加工的工序的效率小的课题。在这样的课题认识下，着眼于双相不锈钢的冷加工和真空特性的关联较重要，采用作为对象的双相不锈钢实施了对于0～20%冷加工材的真空特性的基础实验。其结果，明确了：存在通过冷加工，钢的氢放出被促进这一新的课题。即，在考虑节Ni型双相不锈钢的依赖于化学组成的制造工序上的特征，并且作为真空容器用双相不锈钢材进行开发时，认识到了正确地控制钢材表面的特性的必要性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：特开2003-13181号公报
非专利文献
非专利文献1：J.Vac.Soc.Jpn.Vol.50,No.1,2007,p47-52
非专利文献2：J.Vac.Soc.Jpn.Vol.49,No.6,2006,p335-338
非专利文献3：J.Vac.Soc.Jpn.Vol.50,No.42007,p228
发明内容
本发明以得到替代奥氏体系不锈钢的真空容器用的节Ni型双相不锈钢材为目的，明确该钢材的化学组成·表面特性以及制造方法。
本发明人等为了解决上述课题，进行了如下的实验。
首先，使用具有各种的组成的双相不锈钢，实施热轧制·固溶热处理、以及根据情况的在1000K以下的热处理之后，接着在各种的条件下进行喷丸以及酸洗，得到了板厚10mm至40mm的热轧制钢材。
对于得到的钢材，通过拉伸试验实施强度测定，实施JIS B0601所规定的表面粗糙度测定以及通过维氏硬度测定实施表皮下硬化深度的定量化。
另外，为了评价气体脱离特性，从上述钢材表面通过机械加工切取具有3mm厚×14mm×14mm的尺寸的气体分析用试样，对于进行了用于使表面平滑的机械研磨（直到＃150号带式研磨乃至#600湿式研磨）的试样、以及一部分省略机械研磨的酸洗态的试样，实施了使用磷酸系溶液的电解研磨后，实施了脱离气体分析。脱离气体分析，是在排气到10^(-7)Pa的分析用真空容器内，将搁置于透明石英台上的试样以升温速度1.25℃/秒加热到200℃，将脱离出来的水以及氢进行离子化，用四极质谱仪（QMS）定量分析。作为比较材料，对于SUS304钢进行同样的测定，利用相对值来评价双相不锈钢材的真空特性（气体脱离特性）。
通过以上的实验，弄清了适合于真空容器用途的气体脱离特性优异的双相不锈钢材的化学组成和表面特性以及制造方法，以至于完成了本发明。
即，本发明的要旨如下。
（1）一种气体脱离特性优异的双相不锈钢材，其特征在于，以质量%计，含有C：0.06%以下，Si：0.05～1.5%，Mn：0.5～10.0%，P：0.05%以下，S：0.010%以下，Ni：0.1～5.0%，Cr：18.0～25.0%，N：0.05～0.30%，Al：0.001～0.05%，并且钢中氢含有量为3ppm以下，其余量包含Fe以及不可避免的杂质。
（2）根据（1）所述的气体脱离特性优异的双相不锈钢材，表面粗糙度的最大截面高度Rt为40μm以下，并且表皮下硬化层深度为0.15mm以下。
（3）根据（1）或（2）所述的气体脱离特性优异的双相不锈钢材，其特征在于，以质量%计，还含有Mo：4.0%以下，Cu：3.0%以下、Ti：0.05%以下、Nb：0.20%以下、V：0.5%以下、W：1.0%以下、Co：2.0%以下、B：0.0050%以下、Ca：0.0050%以下、Mg：0.0030%以下、REM：0.10%以下之中的1种或2种以上。
（4）根据（1）～（3）的任一项所述的气体脱离特性优异的双相不锈钢材，屈服强度为400～700MPa。
（5）一种制造（1）～（4）的任一项所述的气体脱离特性优异的双相不锈钢材的方法，其特征在于，包括：在400～800K的温度区实施热处理工序的工序。
根据本发明，可提供强度以及气体脱离特性优异的双相不锈钢材，作为用于半导体元件、液晶面板、薄膜太阳能电池等的制造的真空容器用材料，代替以往使用奥氏体系不锈钢的构件的一部分，可比以往的钢材薄壁化来使用等等，产业上贡献极大。
附图说明
图1是表示用于测定表皮下硬化深度的试样的形态的图。
具体实施方式
以下具体说明本发明。首先，对于本发明的（1）中记载的要件、即双相不锈钢的化学组成以及钢中氢含量的限定理由进行说明。
C，为了确保不锈钢的耐蚀性，限制在0.06%以下的含有量。如果超过0.06%地含有，则生成Cr碳化物，耐蚀性、韧性劣化。优选为0.03%以下。
Si，为了钢的熔炼中的脱氧而含有0.05%以上。但是如果超过1.5%地含有，则韧性劣化。因此，将上限限定为1.5%。优选的含有量为0.2～1.0%。
Mn，为了改善钢的韧性以及真空特性（气体脱离特性），含有0.5%以上。Mn的含有，具有使奥氏体相增加从而改善韧性的效果以及在氧化皮膜中浓缩从而改善氧化处理后的脱离气体特性的作用。但是如果超过10.0%地含有，则耐蚀性以及韧性劣化。因此，将上限限定为10.0%。优选的含有量为3.0～8.0%。
P是杂质，使钢的热加工性以及韧性劣化，因此含有量限定为0.05%以下。优选为0.03%以下。
S是杂质，使钢的热加工性、韧性以及耐蚀性劣化，因此含有量限定为0.010%以下。优选为0.0020%以下。
Ni使钢的奥氏体组织稳定，改善对于各种酸的耐蚀性以及韧性，因此含有0.1%以上。另一方面，Ni是高价格的合金，从成本的观点出发，限制为5.0%以下的含有量。优选的含有量为1.5～4%。
Cr，为了确保钢的基本的耐蚀性，含有18.0%以上。另一方面，如果超过25.0%地含有，则铁素体相分率增加，损害韧性以及焊接区的耐蚀性。因此Cr的含有量设定为18.0%以上25.0%以下。优选的含有量为19～23%。
N是固溶于钢的奥氏体相，提高强度、耐蚀性的有效元素。因此含有0.05%以上。固溶极限相应于Cr含有量而变高，但在本发明钢中，若超过0.30%地含有，则析出Cr氮化物，损害韧性以及耐蚀性，因此将含有量的上限设定为0.30%。优选的含有量为0.10～0.25%。
Al是用于钢脱氧的重要元素，为了降低钢中的氧，与Si同时地含有。在Si含有量大于0.3%的情况下，有时也可以不添加，但降低氧含量是确保韧性所必需的，因此需要含有0.001%以上。另一方面，Al是与N的亲合力比较大的元素，如过量地添加，则产生AlN，损害钢的韧性。虽然其程度也依赖于N含有量，但若Al超过0.05%则韧性的降低变得显著，因此其含有量的上限设定为0.05%。优选上限为0.03%。
O（氧）是构成作为非金属夹杂物的代表的氧化物的主要元素，过剩的含有损害韧性。另外，若生成粗大的簇状氧化物，则成为表面划伤的原因。但是在本发明中，含有量的上限并不特别规定，但优选为0.010%以下。
钢中氢含量，对从真空容器材料放出到真空内的氢或水的量造成影响。另外已知，钢中氢在钢材表面被氧化，由此变化成水，促进水的脱离。特别是含有铁素体相的双相不锈钢，氢的扩散较大，因此需要将钢材中的氢含有量控制为较小。本发明人等发现，通过设定为3ppm以下的含有量，可实现与奥氏体系不锈钢相同水准的气体放出特性，将其含有量的上限确定为3ppm。钢中氢含量越少越好，优选为2ppm以下，进一步优选为1ppm以下。
本发明的（2），规定了钢材的表面粗糙度最大截面高度Rt以及表面硬度。Rt以及表面硬度是关于钢材的机械研磨特性的指标，在表面为硬质的双相不锈钢中，为了组合机械研磨和电化学研磨，得到平滑且清洁的表面，规定了优选的钢材坯料的表面特性。如实施例所示，Rt超过40μm、或者表皮下硬化层深度超过0.15mm的钢材，进行了直到#150的带式机械研磨乃至直到#600的湿式砂纸研磨和电解研磨后的气体脱离特性不好，因此确定了上述的规定。作为该气体脱离特性降低的原因，具有表皮下硬化层的存在增大氢的脱离速度的可能性，另外，可考虑微观的表层缺陷残留的可能性。
Rt越小越好，优选为20μm以下，更优选为10μm以下。
为了使Rt为40μm以下、并且使表皮下硬化层深度为0.15mm以下，适当管理喷丸的粒径、投射密度并进行酸洗即可。
接着，对于本发明的（3）中记载的限定理由进行说明。本发明的双相不锈钢，除了上述（1）的组成以外，还可以根据需要含有Mo、Cu、Ti、Nb、V、W、Co、B、Ca、Mg、REM之中的1种或2种以上。
Mo是附加地提高不锈钢的耐蚀性的非常有效的元素，可根据需要含有。因此优选含有0.2%以上。本发明钢，从成本方面出发，将4.0%的含有量作为上限，但Mo为非常高的价格的元素，因此更优选为1.0%以下。
Cu是附加地提高不锈钢的对于酸的耐蚀性的元素，并且具有改善韧性的作用。如果超过3.0%地含有，则超过固溶度，析出εCu，发生脆化，因此将上限设定为3.0%。Cu具有稳定奥氏体相，改善韧性的效果。因此推荐含有0.3%以上。含有Cu的情况下的优选的含有量为0.3～1.5%。
Ti是以极微量形成氧化物、氮化物、硫化物，将钢的凝固以及高温加热组织的晶粒细化的元素，根据需要含有。另一方面，如果超过0.05%地含于双相不锈钢中，则生成粗大的TiN，损害钢的韧性。因此其含有量的上限确定为0.05%。Ti的优选的含有量为0.003～0.020%。
Nb是对热轧制组织的晶粒细化有效的元素，而且还具有提高耐蚀性的作用。Nb形成的氮化物、碳化物在热加工以及热处理的过程中生成，抑制晶粒长大，具有强化钢材的作用。因此优选含有0.01%以上。另一方面，过量的添加会在热轧制前的加热时作为未固溶析出物析出，损害韧性，因此其含有量的上限确定为0.20%。在含有它的情况下的优选的含有量范围为0.03%～0.10%。
V、W是为附加地提高双相不锈钢的耐蚀性而含有的元素。
V为了提高耐蚀性的目的，优选含有0.05%以上，但如果超过0.5%地含有，则生成粗大的V系碳氮化物，韧性劣化。因此将上限限定为0.5%。在添加的情况下的优选的含有量为0.1～0.3%的范围。
W，是与Mo同样地附加地提高不锈钢的耐蚀性的元素，与V相比，固溶度大。在本发明钢中为了提高耐蚀性的目的，以1.0%为上限而含有。优选的含有量为0.05～0.5%。
Co是对提高钢的韧性和耐蚀性有效的元素，可选择性地添加。其含有量优选为0.03%以上。如果超过2.0%地含有，则由于是高价格的元素，因此不能发挥与成本相符的效果，因此将上限确定为2.0%。在含有它的情况下的优选的含有量为0.03～1.0%。
B、Ca、Mg、REM都是改善钢的热加工性的元素，在该目的下含有1种或2种以上。B、Ca、Mg、REM都是在过量地含有时反而降低热加工性以及韧性，因此将其含有量的上限如下地确定。
对于B和Ca，为0.0050%，对于Mg，为0.0030%，对于REM，为0.10%。优选的含有量分别为：B和Ca：0.0005～0.0030%、Mg：0.0001～0.0015%、REM：0.005～0.05%。在此，REM是La、Ce等的镧系稀土元素的含有量的总和。
本发明的（4）规定了双相不锈钢材的屈服强度。为了谋求容器材料的薄壁化，优选强度较大，优选最低具有400MPa以上的屈服强度。另一方面，若超过700MPa则韧性劣化，因此将其上限设定为700MPa。屈服强度可根据化学组成、固溶热处理条件、或者后述的本发明（5）中记载的在400～800K下进行的热处理条件等调整。
本发明的（5）涉及本发明的双相不锈钢的制造方法，对于用于使双相不锈钢材的强度上升以及钢中氢含有量降低的热处理条件进行了规定。
在该热处理中，通过双相不锈钢的时效硬化来实现钢材的强度上升，同时促进钢中氢含量降低，出于该目的，优选在400～800K的温度区实施。通过施加该热处理，可将钢中氢含有量降低到2ppm以下、进而降低到1ppm以下，伴随着氢含量的降低，真空特性稍微改善。同时对于屈服强度，也可提高到500MPa以上、进而提高到600MPa以上。
在上述温度区下的热处理时间优选为5分钟以上。另一方面，在给予过量的时间的热处理、屈服强度超过700MPa的情况下，会损害钢材的韧性。因此，热处理时间的上限根据钢材的时效强化·脆化特性分别确定即可。
另外，作为真空容器制造后，如果在400～800K的温度区实施热处理（烘焙处理），则可在降低氢含量的同时，将吸附于容器表面的水脱离，对于真空特性提高是非常有效果的。
本发明的钢材，是作为真空容器使用的钢材，可以为钢板、型钢、棒、线材、管等的形态，但主要作为钢板而制造。熔炼具有（1）或者进而（3）中记载的钢组成的钢，通过连续铸造制成钢坯或在铸造成为钢锭后进行轧制而制成钢坯。对于熔炼、铸造，可根据通常的双相不锈钢的熔炼、铸造来进行。将该钢坯加热后进行热轧制，制成所需要的形状的钢材。关于热轧制的条件也没有特别的限定，根据通常的双相不锈钢的热轧制的加热、轧制条件进行即可。钢材可通过实施固溶热处理后，根据需要进而实施用于脱氢以及时效硬化的热处理后，对钢材表面实施喷丸、研磨、酸洗等的表面处理，形成为所需要的表面性状，从而制造出。
实施例
以下通过实施例更具体地说明本发明。表1表示供试钢的化学组成。再者，表1中记载的成分以外为Fe以及不可避的杂质元素。另外，对于表1中所示的成分，未记载含有量的部分表示是杂质水平。另外，表中的REM意指镧系稀土元素，含有量表示那些元素的合计。
钢种编号T的钢坯从实机熔炼板坯制取，将厚度为80mm的钢坯作为热轧制坯料。钢种编号A～Q的钢，利用实验室的50kg的真空感应炉熔炼，R的钢利用50kg大气熔化炉熔炼，铸造成厚度约110mm的扁平钢块，接着通过热锻造制成厚度为80mm的钢坯。另外，钢种编号T2的钢坯，对应于上述实机熔炼板坯中氢含有量在作为热轧制钢材酸洗后的阶段变为4ppm的部位。
Figure BDA00002032523200101
热轧制，是将上述的钢坯加热至规定的温度后，利用实验室的2段轧机反复进行压下。在850～950℃实施精轧，制成为板厚10～40mm的钢板（钢材）。
固溶热处理，是将钢板装入设定为950～1050℃的规定温度的热处理炉中，采取与钢板的板厚相应的均热时间后抽出，其后实施水冷。
得到的热轧制钢材（未进行酸洗处理）的氢含量测定和真空特性的评价如下。将钢材的表皮磨削0.5mm后，制取了板厚3mm的3mm×14mm的大小的氢含量测定试样以及板厚3mm的14mm×14mm的大小的真空特性评价用试样。氢含量采用惰性气体熔融热传导法求出，其结果示于表2。真空特性用的试样，作为试样调整，实施了直到#600的湿式研磨后，采用磷酸系电解研磨液，以0.1～3A/cm2的电流密度进行20～30微米的电解研磨，进而在常温35%硝酸中浸渍30分钟。
真空特性的评价使用了升温脱离气体分析计。在试样台上放置上述试样，将在台升温速度10℃／分下升温到200℃的过程中脱离的水以及氢定量。曾报告了常温下的真空排气特性与升温脱离气体分析中的100～130℃下脱离的离子电流强度对应（参照非专利文献3）。基于该报告，求出对于SUS304钢的该温度下的相对于水和氢的离子电流强度之和的评价试样的离子电流强度的相对比的数值。其结果示于表2的真空特性-1。判断为：该数值低于2.0、优选低于1.5是良好的。
热轧制钢材的拉伸试验，对于板厚10mm的材料，采用平行部为8mm直径的圆棒拉伸试件，对于板厚20、30、40mm的材料，采用平行部为10mm直径的圆棒拉伸试件，在与轧制方向垂直的方向制取。再者，对于板厚30、40mm的材料，以板厚1/4部为中心来制取。其中，屈服强度的结果示于表2。
热轧制钢材的冲击韧性，采用沿轧制方向加工出2mmV机械加工切口的JIS4号夏比冲击试件，按破断面与轧制方向平行地传播的方向各制取了2根。再者，10mm的材料，采用3/4尺寸的夏比冲击试件，20mm的板厚的材料，采用板厚中央部的全尺寸夏比冲击试件，板厚30mm、40mm的材料，采用以板厚1/4部为中心制取的全尺寸夏比冲击试件，进行评价。试验温度设为-20℃，采用最大能量500J规格的试验机实施了冲击试验。表2表示出各3根的冲击值的平均值（J/cm2）的结果。
表2
Figure BDA00002032523200121
如表2所示可知，本发明涉及的热轧制钢材，与SUS304钢比较，都显示出良好的真空特性，并且屈服强度超过400MPa，韧性也高达50J/cm2以上，作为真空容器用材料显示出优异的特性。
另一方面，表2的比较例，真空特性比比较材的SUS304钢差，或者强度或韧性不足。
接着，热轧制酸洗钢材采用以下的方法作成。
喷丸的磨粒尺寸选择小、中、大这3种，根据热轧制钢材的通板速度·通板次数来变更投射密度，除去了上述的双相不锈钢热轧制钢材的表层氧化皮的一部分。接着在40～60℃、10～20%HNO3、3～8%HF的氟硝酸液中浸渍20分钟～24小时，将氧化皮完全除去。
从该热轧制酸洗钢材切取表面粗糙度和硬化层深度评价用的试样，通过JIS B0601所规定的表面粗糙度测定实施最大截面高度Rt的定量化以及通过100gf的维氏硬度测定实施表皮下硬化深度的定量化。表面粗糙度测定的评价长度设定为3.0mm，进行各3次的测定，采用其中的最大值。
表皮下硬化深度测定，为了更加精度良好地测定狭窄的厚度范围，如图1所示那样切割试样，形成倾斜面，使倾斜切断面朝向上面而埋入到树脂中。其后，从与钢材表面对应的位置以0.1mm间距测定20点的该倾斜切断面的硬度。即，测定了直到与钢材表皮下1mm对应的深度的硬度。该测定对于各个测定点按n＝3进行，根据其平均值求出表皮下硬度分布。作为表皮下硬化深度，对于内部的平均硬度，求出Hv50以上硬化了的部分的表皮下厚度，示于表3。在此，所谓内部的平均硬度，是由表皮下深度0.5～1.0mm部分的硬度的平均值求出的。
对于一部分的热轧制酸洗钢材，在大气中实施了用于时效硬化和降低氢含量的热处理（时效热处理）。通过该时效热处理，生成了薄的氧化皮膜。
热轧制酸洗钢材以及时效热处理钢材的氢含量测定以及真空特性评价，采用与未进行酸洗处理的上述的热轧制钢材同样的方法实施。但是，真空特性评价用的试样，首先通过#150带式研磨除去钢材表面的凹凸后，制取厚度为3mm的14mm×14mm的试样，同样地进行直到#600的湿式研磨、电解研磨、硝酸浸渍，制成了包含一部分的表皮下硬化层的升温脱离气体分析用试样。
另外，与未进行酸洗处理的上述的热轧制钢材同样地实施了拉伸试验、冲击试验。
热轧制酸洗钢材的评价结果示于表3的氢含量、真空特性-2、屈服强度、冲击特性。
表3的试验No.15的比较例，采用小磨粒只实施了短时间的喷丸，因此酸洗需要长时间。其结果，氢含量为0.0004质量%，真空特性降低。试验No.16的比较例，实施了长时间的中磨粒的喷丸，大致完全除去了氧化皮，酸洗以短时间完成。因此硬化层为0.25mm，变大，真空特性降低。试验No.17～20的比较例，实施了大磨粒的喷丸和酸洗。硬化层为0.20mm，变大。因此试验No.18～20的比较例，真空特性不好。试验No.17的比较例，实施了长时间的时效热处理，因此屈服强度过度增加，同时脆化了。相对于这些比较例，本发明例的热轧制酸洗钢材，都显示出良好的真空特性、屈服强度、冲击特性。
由以上的实施例可知，根据本发明得到真空特性良好的双相不锈钢材已变得明确。
Figure BDA00002032523200151
产业上的利用可能性
根据本发明，可提供强度高、Ni含有量少的较经济的真空容器用双相不锈钢材，可使大型真空容器的成本降低等，产业上的贡献极大。

Claims (5)

1.一种气体脱离特性优异的双相不锈钢材，其特征在于，以质量%计，含有C：0.06%以下，Si：0.05～1.5%，Mn：0.5～10.0%，P：0.05%以下，S：0.010%以下，Ni：0.1～5.0%，Cr：18.0～25.0%，N：0.05～0.30%，Al：0.001～0.05%，并且钢中氢含有量为3ppm以下，其余量包含Fe以及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的气体脱离特性优异的双相不锈钢材，表面粗糙度的最大截面高度Rt为40μm以下，并且表皮下硬化层深度为0.15mm以下。
3.根据权利要求1或2所述的气体脱离特性优异的双相不锈钢材，其特征在于，以质量%计，还含有Mo：4.0%以下，Cu：3.0%以下、Ti：0.05%以下、Nb：0.20%以下、V：0.5%以下、W：1.0%以下、Co：2.0%以下、B：0.0050%以下、Ca：0.0050%以下、Mg：0.0030%以下、REM：0.10%以下之中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3的任一项所述的气体脱离特性优异的双相不锈钢材，屈服强度为400～700MPa。
5.一种制造权利要求1～4的任一项所述的气体脱离特性优异的双相不锈钢材的方法，其特征在于，包括：在400～800K的温度区实施热处理工序的工序。
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