CN103370435A - 双相不锈钢 - Google Patents

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Abstract

本发明提供能够抑制大线能量焊接时的σ相的析出、高温氯化物环境下的耐SCC性优异、并且具有高强度的双相不锈钢。本发明的双相不锈钢具有：下述化学组成，即按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.0100%以下、Cu：超过2.00%且为4.00%以下、Ni：4.00～8.00%、Cr：20.0～28.0%、Mo：0.50～2.00%、N：0.100～0.350%和sol.Al：0.040%以下，剩余部分由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(2)；铁素体率为50%以上的组织；和550MPa以上的屈服强度，2.2Cr+7Mo+3Cu>66(1)；Cr+11Mo+10Ni<12(Cu+30N)(2)。

Description

双相不锈钢
技术领域
本发明涉及双相不锈钢，更详细而言，涉及作为管线管用的钢材合适的双相不锈钢。
背景技术
由油田、天然气田产出的石油和天然气含有伴生气。伴生气含有二氧化碳(CO2)和硫化氢(H2S)等腐蚀性气体。管线管在输送石油、天然气的同时，运送上述伴生气。因此，对于管线管而言，应力腐蚀裂纹(Stress CorrosionCracking：SCC)、硫化物应力腐蚀裂纹(Sulfide Stress Cracking：SSC)和成为壁厚减少的原因的全面腐蚀裂纹成为问题。
SCC和SSC的裂纹的发展速度快。因此，对于SCC和SSC而言，从产生起到贯通管线管为止的时间短。进而，局部性地产生SCC和SSC。因此，对于管线管用钢材要求优异的耐蚀性(耐SCC性、耐SSC性、耐全面腐蚀性)，尤其是要求耐SCC性和耐SSC性。
国际公开第96/18751号、日本特开2003-171743号公报提出了耐蚀性优异的双相不锈钢。国际公开第96/18751号的双相不锈钢含有1～3%的Cu。记载了由此氯化物及硫化物环境下的双相不锈钢的耐蚀性提高。
日本特开2003-171743号公报的双相不锈钢的制造方法中，适当调整Cr、Ni、Cu、Mo、N和W的含量，将双相不锈钢中的铁素体相的面积率控制在40～70%。记载了由此双相不锈钢的强度、韧性、耐海水性提高。
发明内容
但是，对于国际公开第96/18751号中公开的双相不锈钢而言，在大线能量焊接时焊接部附近部分的耐蚀性易降低，并且焊接部附近部分易脆化。对于日本特开2003-171743号公报中公开的双相不锈钢而言，同样地在大线能量焊接时焊接部附近部分的耐蚀性易降低，焊接部附近部分易脆化。焊接部附近部分的耐蚀性的降低以及脆化的原因在于，在大线能量焊接时，在焊接部附近部分析出作为金属间化合物的σ相。
对于日本特开2003-171743号公报中公开的双相不锈钢而言，进而在含有上述伴生气、具有120～200℃的温度区域的高温氯化物环境下，耐SCC性低。
进而，最近，对管线管用钢材要求高的强度。具体而言，要求屈服强度80ksi(550MPa以上)的钢材。
本发明的目的在于，提供能够抑制大线能量焊接时的σ相的析出、高温氯化物环境下的耐SCC性优异、并且具有高强度的双相不锈钢。
本发明的双相不锈钢具有：下述化学组成，即按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.0100%以下、Cu：超过2.00%且为4.00%以下、Ni：4.00～8.00%、Cr：20.0～28.0%、Mo：0.50～2.00%、N：0.100～0.350%和sol.Al：0.040%以下，剩余部分由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(2)；铁素体率为50%以上的组织；和550MPa以上的屈服强度。
2.2Cr+7Mo+3Cu>66  (1)
Cr+11Mo+10Ni<12(Cu+30N)  (2)
在此，在式(1)和式(2)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量(质量%)。
本发明的双相不锈钢能够抑制大线能量焊接时的σ相的析出、高温氯化物环境下的耐SCC性优异。进而，本发明的双相不锈钢具有高强度。
优选上述双相不锈钢进而满足式(3)。
0.6X-Y-5.2+(T-1070)×0.007≥0  (3)
在此，式(3)中的T为固溶处理温度(℃)。X由式(4)定义。Y由式(5)定义。
X=Cr+1.5Si+Mo  (4)
Y=Ni+0.5Mn+30C+30N  (5)
在式(4)和式(5)中的元素符号中代入钢中的所对应的元素的含量(质量%)。
上述双相不锈钢的化学组成可以含有选自以下的第一组～第三组中的至少一组中的一种或两种以上的元素来替代Fe的一部分，
第一组：V：1.50%以下
第二组：Ca：0.0200%以下、Mg：0.020%以下和B：0.0200%以下
第三组：稀土元素(REM)：0.2000%以下
附图说明
图1为表示钢中的Cr、Mo和Cu含量与钢的耐SCC性的关系的图。
图2为表示双相不锈钢中的铁素体率与屈服强度的关系的图。
图3为表示钢中的铁素体形成元素的含量、奥氏体形成元素的含量、固溶处理温度与铁素体率的关系的图。
图4A为实施例中制作的板材的俯视图。
图4B为图4A所示板材的主视图。
图5A为实施例中制作的焊接接头的俯视图。
图5B为图5A所示焊接接头的主视图。
图6为由图5A和图5B所示焊接接头采集的4点弯曲试验片的立体图。
具体实施方式
以下参照附图对本发明的实施方式进行具体说明。以下，元素的含量的“%”指的是质量%。
本发明人等进行了各种实验和详细研究，得到以下的发现。
(a)为了抑制大线能量焊接时的σ相的析出，需要抑制Cr含量和Mo含量。但是，钼(Mo)强化以铬(Cr)作为主要成分的钝态覆膜，提高双相不锈钢的耐SCC性。因此，在含有二氧化碳和硫化氢、气氛温度为120℃～200℃的高温氯化物环境下，若Cr含量和Mo含量少，则在双相不锈钢中，有可能得不到优异的耐SCC性。
(b)Cu在高温氯化物环境下降低钢材的腐蚀速度。因此，若使Cr含量和Mo含量低，并且含有Cu，则可以强化钝态覆膜。
图1为表示相对于Cr含量、Mo含量和Cu含量的双相不锈钢的耐SCC性的图。图1通过后述实施例1的调查方法得到。图1的纵轴为“7Mo+3Cu”值。“7Mo+3Cu”值基于双相不锈钢中的Mo含量和Cu含量求得。具体而言，在“7Mo+3Cu”中的“Mo”、“Cu”中代入所对应的双相不锈钢的Mo含量(质量%)、Cu含量(质量%)。图1的横轴为双相不锈钢的Cr含量(质量%)。图1中的多个点中的“○”点表示在实施例中记载的SCC试验中，双相不锈钢未产生SCC。“●”点表示产生了SCC。附加在各点的右上的编号对应于后述实施例的表1中的试验编号。也就是说，各点为表1中的所对应的试验编号的SCC试验的结果。
参照图1，对于在由7Mo+3Cu=-2.2Cr+66定义的直线P0的上方的点的双相不锈钢而言，未产生SCC。另一方面，对于在直线P0的下方的点的双相不锈钢而言，产生了SCC。
由以上结果可知，若双相不锈钢满足式(1)，则钝态覆膜得到强化，耐SCC性提高。
2.2Cr+7Mo+3Cu>66  (1)
在此，在式(1)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量(质量%)。
(c)Cu含量为2.00%以下时，得不到充分的耐蚀性(耐SCC性、耐SSC性和耐全面腐蚀性)。因此，Cu含量需要超过2.00%。
(d)将双相不锈钢焊接时，焊接部附近部分短时间内被加热，短时间内被冷却。由于这种短时间的加热及冷却而易析出σ相。为了抑制σ相的析出，优选抑制σ相的核生成及核生长。
(e)若增加Ni含量，则σ相的核生成的驱动力增加。因此，为了抑制σ相的生成，不含有Ni为宜。但是，若不含有Ni，则双相不锈钢的韧性、以及包括耐SCC性的耐蚀性降低。因此，为了抑制双相不锈钢的韧性及耐蚀性的降低的同时抑制σ相的析出，优选根据Cu含量和N含量调整Ni含量。具体而言，若双相不锈钢满足式(2)，则抑制双相不锈钢的韧性和耐蚀性的降低的同时能抑制σ相的析出。
Cr+11Mo+10Ni<12(Cu+30N)  (2)
在此，在式(2)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量(质量%)。
式(2)的左边=Cr+11Mo+10Ni表示σ相的析出驱动力的大小程度。对于双相不锈钢而言，Cr、Mo和Ni提高σ相析出的核生成的驱动力。Mo含量对σ相的析出驱动力的贡献度为Cr含量的11倍。Ni含量对σ相的析出驱动力的贡献度为Cr含量的10倍。
另一方面，式(2)的右边=12(Cu+30N)表示σ相的析出抑制力的大小程度。Cu含量对σ相的析出抑制力的贡献度相当于Cr含量对σ相的析出驱动力的贡献度的12倍。N含量对σ相的析出抑制力的贡献度相当于Cu含量的贡献度的30倍。
Cu和N抑制σ相析出的原因推定如下所述。铁素体与奥氏体的边界面(以下称为铁素体/奥氏体边界面)为σ相的核生成部位。在配置于晶格的Ni原子的附近配置Cu原子或N原子时，铁素体/奥氏体边界面中的界面能的降低受到抑制。若界面能的降低受到抑制，则σ相析出时的自由能的减少量减小。因此，σ相的核生成的驱动力减小。
进而，Cu以Cu富集相形式在基体中超微细地析出。析出了的Cu分散在基体中。析出了的Cu有可能成为σ相的核生成部位。在基体中分散析出的许多Cu与作为σ相的本来的核生成部位的铁素体/奥氏体边界面竞争。铁素体/奥氏体边界面中的σ相的核生长比分散析出了的Cu中的σ相的核生长快。因此，通过分散析出了的Cu，铁素体/奥氏体边界面中的σ相的核生长延迟，σ相的析出受到抑制。
(f)若Ni含量满足式(2)，则易在配置于晶格的Ni原子附近配置Cu原子和N原子。因此，σ相的生成受到抑制。
(g)若双相不锈钢中的铁素体率为50%以上，则双相不锈钢的屈服强度为550MPa(80ksi)以上。在此，铁素体率指的是钢中的铁素体相的面积率。屈服强度(MPa)指的是基于ASTM A370的0.2%条件屈服强度。
图2为表示上述本发明的化学组成的范围内的双相不锈钢的铁素体率(%)与屈服强度(MPa)的关系的图。参照图2，双相不锈钢内的屈服强度随着铁素体率升高而升高。并且，若铁素体率为50%以上，则屈服强度为550MPa以上。图2中的“○”点处于本发明的范围内，“●”点处于本发明的范围之外。
(h)双相不锈钢的铁素体率与钢中的铁素体形成元素、奥氏体形成元素、和固溶处理温度(℃)相关。具体而言，若满足式(3)，则双相不锈钢的铁素体率为50%以上。
0.6X-Y-5.2+(T-1070)×0.007≥0  (3)
在此，式(3)中的X由式(4)定义。式中的Y由式(5)定义。
X=Cr+1.5Si+Mo  (4)
Y=Ni+0.5Mn+30C+30N  (5)
在式(4)和式(5)中的元素符号中代入钢中的所对应的元素的含量(质量%)。
X指的是Cr当量，由铁素体形成元素构成。X表示对钢中的铁素体生成的贡献度。Y指的是Ni当量，由奥氏体形成元素构成。Y表示对钢中的奥氏体相生成的贡献度。
定义F3=0.6X-Y-5.2+(T-1070)×0.007。图3为表示F3与铁素体率的关系的图。图3通过以下的方法得到。在各种固溶处理温度下制造本发明的化学组成的范围内的多种双相不锈钢。基于所制造的双相不锈钢的化学组成，得到图3的图。
参照图3，“○”点处于本发明的范围内，“●”点处于本发明的范围之外。若F3为0以上，则铁素体率为50%以上。因此，若具有上述化学组成的双相不锈钢满足式(3)，则铁素体率为50%以上。其结果，如图2所示，双相不锈钢的屈服强度为550MPa以上。
基于以上的发现，完成了本发明的双相不锈钢。以下对本发明的双相不锈钢进行说明。
[化学组成]
本发明的双相不锈钢具有以下的化学组成。
C：0.030%以下
碳(C)使奥氏体稳定化。也就是说，C为奥氏体形成元素。另一方面，若含有过量的C，则易析出碳化物，耐蚀性降低。因此，C含量为0.030%以下。C含量的优选上限为0.025%，进一步优选为0.020%。
Si：0.20～1.00%
硅(Si)抑制焊接时的熔融金属的流动性的降低，抑制焊接缺陷的生成。另外，Si为铁素体形成元素。另一方面，若含有过量的Si，则易生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，Si含量为0.20～1.00%。Si含量的优选上限为0.80%，进一步优选为0.65%。Si含量的优选下限为0.30%，进一步优选为0.35%。
Mn：8.00%以下
锰(Mn)将钢脱硫以及脱氧，提高钢的热加工性。Mn进而提高氮(N)的溶解度。Mn进而为奥氏体形成元素。另一方面，若含有过量的Mn则耐蚀性降低。因此，Mn含量为8.00%以下。Mn含量的优选上限为7.50%，进一步优选为5.00%。Mn含量的优选下限为0.03%，进一步优选为0.05%。
P：0.040%以下
磷(P)为杂质。P降低钢的耐蚀性和韧性。因此，优选P含量少。P含量为0.040%以下。优选的P含量为0.030%以下，进一步优选为0.020%以下。
S：0.0100%以下
硫(S)为杂质。S降低钢的热加工性。S进而形成硫化物。硫化物成为点腐蚀的产生起点，因此降低钢的耐点腐蚀性。因此，优选S含量少。S含量为0.0100%以下。优选的S含量为0.0050%以下，进一步优选为0.0010%以下。
Cu：超过2.00%且为4.00%以下
铜(Cu)在高温氯化物环境下强化钝态覆膜，提高包括耐SCC性的耐蚀性。Cu进而在大线能量焊接时在母材中超微细地析出，抑制铁素体-奥氏体相边界中的σ相的析出。若Cu含量高于2.00%，则能得到优异的耐蚀性，并且σ相的析出受到抑制。另一方面，若含有过量的Cu，则钢的热加工性降低。因此，C含量超过2.00%且为4.00%以下。Cu含量的优选下限为2.20%，进一步优选为2.40。
Ni：4.00～8.00%
镍(Ni)使奥氏体稳定化。也就是说，镍为奥氏体形成元素。Ni进而提高钢的韧性、提高钢的包括耐SCC性的耐蚀性。另一方面，若含有过量的Ni，则易生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，Ni含量为4.00～8.00%。Ni含量的优选下限为4.20%，进一步优选为4.50%。Ni含量的优选上限为7.00%，进一步优选为6.00%。
Cr：20.0～28.0%
铬(Cr)提高钢的耐蚀性，尤其是在高温氯化物环境下提高钢的耐SCC性。Cr进而为铁素体形成元素。另一方面，若含有过量的Cr，则生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，钢的焊接性降低，热加工性降低。因此，Cr含量为20.0～28.0%。Cr含量的优选下限为22.0%，进一步优选为24.0%。Cr含量的优选上限为27.5%，进一步优选为27.0%。
Mo：0.50～2.00%
钼(Mo)提高钢的耐SCC性。Mo进而为铁素体形成元素。另一方面，若含有过量的Mo，则生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，钢的焊接性降低，热加工性降低。因此，Mo含量为0.50～2.00%。Mo含量的优选下限为0.80%，进一步优选为1.00%。
N：0.100～0.350%
氮(N)为强力的奥氏体形成元素，提高钢的热稳定性和耐蚀性。本发明的双相不锈钢含有作为铁素体形成元素的Cr和Mo。若考虑到双相不锈钢内的铁素体量与奥氏体量的平衡，则N含量为0.100%以上。另一方面，若含有过量的N，则产生作为焊接缺陷的气孔。若含有过量的N，则进而在焊接时易生成氮化物，钢的韧性和耐蚀性降低。因此，N含量为0.100～0.350%。N含量的优选下限进而为0.120%，进一步优选为0.150%。N含量的优选上限进而为0.330%，进一步优选为0.300%。
sol.Al：0.040%以下
铝(Al)将钢脱氧。另一方面，若含有过量的Al，则形成氮化铝(AlN)，降低钢的韧性和耐蚀性。因此，Al含量为0.040%以下。本说明书中所称的Al含量指的是酸可溶Al(sol.Al)的含量。
Al含量的优选下限为0.003%，进一步优选为0.005%。Al含量的优选上限为0.035%，进一步优选为0.030%。
本发明的双相不锈钢的剩余部分由Fe和杂质组成。在此所称的杂质指的是作为钢的原料利用的矿石、废料、或由于制造工序的各种主要原因而混入的元素。本发明中，钨(W)为杂质。具体而言，W含量为0.1%以下。
[关于式(1)和式(2)]
本发明的双相不锈钢的化学组成进而满足式(1)和式(2)。
2.2Cr+7Mo+3Cu>66  (1)
Cr+11Mo+10Ni<12(Cu+30N)  (2)
在此，在式(1)和式(2)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量(质量%)。
[关于式(1)]
本发明的双相不锈钢中，为了抑制σ相的析出，对Cr含量和Mo含量进行限制。因此，为了强化钝态覆膜，优选含有适当量的Cu。
定义F1=2.2Cr+7Mo+3Cu。F1为66以下时，在高温氯化物环境下，耐SCC性低。若F1超过66，则即使在高温氯化物环境下，也能得到充分优异的耐SCC性。
[关于式(2)]
如上所述，式(2)中的“Cr+11Mo+10Ni”表示σ相的析出驱动力的大小程度。“12(Cu+30N)”表示σ相的析出抑制力的大小程度。
定义F2=Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N)。F2小于0时、也就是说满足式(2)时，σ相的析出抑制力大于σ相的析出驱动力。因此，在大线能量焊接时，可以充分抑制在铁素体/奥氏体相边界中析出σ相。
[选择元素]
本发明的双相不锈钢的化学组成可以含有选自以下的第一组～第三组中的至少一组中的一种或两种以上的元素来替代Fe。也就是说，第一组～第三组的元素为根据需要可以含有的选择元素。
第一组：V：1.50%以下
第二组：Ca：0.0200%以下、Mg：0.020%以下和B：0.0200%以下
第三组：稀土元素(REM)：0.2000%以下
以下对这些选择元素进行详细说明。
[第一组]
V：1.50%以下
钒(V)为选择元素。V提高双相不锈钢的耐蚀性，尤其是提高酸性环境下的耐蚀性。更具体而言，若含有Mo和Cu的同时含有V，则钢的耐裂隙腐蚀性提高。另一方面，若含有过量的V，则钢中的铁素体量过量地增加，钢的耐蚀性降低。因此，V含量为1.50%以下，优选不足1.50%。若V含量为0.05%以上，则能显著地得到上述效果。但是，即使V含量不足0.05%也能得到某种程度的上述效果。V含量的优选上限为0.50%，进一步优选为0.10%。
[第二组]
Ca：0.0200%以下
Mg：0.020%以下
B：0.0200%以下
钙(Ca)、镁(Mg)和硼(B)均为选择元素。Ca、Mg和B均固定钢中的S和O(氧)，从而提高钢的热加工性。本发明的双相不锈钢的S含量少。因此，即使不含有Ca、Mg和B，钢的热加工性也高。但是，例如通过斜轧法制造无缝钢管时，有时要求进一步高的热加工性。若含有选自由Ca、Mg和B组成的组中的一种或两种以上，则能得到进一步高的热加工性。
另一方面，若含有过量的Ca、Mg和B中的一种或两种以上，则非金属夹杂物(Ca、Mg和B的氧化物和硫化物等)增加。非金属夹杂物成为点腐蚀的起点，因此钢的耐蚀性降低。因此，Ca含量为0.0200%以下，Mg含量为0.020%以下，B含量为0.0200%以下。
为了显著地得到上述效果，优选Ca、Mg和B中的至少一种的含量或两种以上的总含量为S(质量%)+1/2×O(质量%)以上。但是，若含有少量的Ca、Mg和B中的至少一种或两种以上，则也能得到某种程度的上述效果。
含有Ca、Mg和B中的两种时，这些元素的总含量为0.04%以下。含有Ca、Mg和B全部时，这些元素的总含量为0.06%以下。
[第三组]
稀土元素(REM)：0.2000%以下
稀土元素(REM)为选择元素。REM与Ca、Mg和B同样地固定钢中的S和O(氧)，提高钢的热加工性。另一方面，若含有过量的REM，则非金属夹杂物(稀土元素的氧化物和硫化物等)增加，钢的耐蚀性降低。因此，REM含量为0.2000%以下。为了显著地得到上述效果，优选REM含量为S(质量%)+1/2×O(质量%)以上。但是，若含有少量的REM，则也能得到某种程度的上述效果。
REM指的是包括镧系元素的15种元素以及Y和Sc的总称。含有这些元素中的一种或两种以上。REM的含量指的是上述中的一种或两种以上的元素的总含量。
[组织]
本发明的双相不锈钢的组织由铁素体和奥氏体形成，剩余部分为析出物和夹杂物。
本发明的双相不锈钢的组织中，铁素体率为50%以上。在此，铁素体率指的是铁素体面积率，通过以下的方法测定。由双相不锈钢的任意部位采集试样。对所采集的试样进行机械研磨后，对研磨了的试样在10%草酸溶液中进行电解蚀刻。对经过电解蚀刻的试样进而在10%KOH溶液中进行电解蚀刻。使用光学显微镜对经过电解蚀刻的试样表面进行图像解析，求出铁素体率。
若铁素体率为50%以上，则如图2所示，能得到550MPa以上(80ksi以上)的强度
[制造方法]
将具有上述化学组成的双相不锈钢熔炼。双相不锈钢可以通过电炉熔炼、或通过Ar-O2混合气体底吹脱碳炉(AOD炉)熔炼。另外，双相不锈钢也可以通过真空脱碳炉(VOD炉)熔炼。熔炼了的双相不锈钢可以通过铸锭法制造为钢锭、或通过连续铸造法制造为铸坯(板坯、大方坯或小方坯)。
使用所制造的钢锭或铸坯，制造双相不锈钢钢材。双相不锈钢钢材例如为双相不锈钢钢板、双相不锈钢钢管。
双相不锈钢钢板例如通过以下的方法制造。对所制造的钢锭或板坯进行热加工，制造双相不锈钢钢板。热加工例如为热锻、热轧。
双相不锈钢钢管例如通过以下的方法制造。对所制造的钢锭、板坯或大方坯进行热加工从而制造小方坯。对所制造的小方坯进行热加工，制造双相不锈钢钢管。热加工例如为利用曼内斯曼法的穿轧。作为热加工，可以实施热挤出或热锻。所制造的双相不锈钢钢管可以为无缝钢管或焊接钢管。
双相不锈钢钢管为焊接钢管时，例如对上述双相不锈钢钢管实施弯曲加工，形成开缝管。将开缝管的长度方向的两端面通过埋弧焊法等周知的焊接法焊接，制造焊接钢管。
对于所制造的双相不锈钢钢材实施固溶处理。具体而言，将双相不锈钢钢材容纳于热处理炉，在固溶处理温度(℃)下均热。均热后，通过水冷等将双相不锈钢骤冷。
固溶处理温度T(℃)满足式(3)。
0.6X-Y-5.2+(T-1070)×0.007≥0  (3)
式中的X由式(4)定义。式中的Y由式(5)定义。
X=Cr+1.5Si+Mo  (4)
Y=Ni+0.5Mn+30C+30N  (5)
在式(4)和式(5)中的元素符号中代入钢中的所对应的元素的含量(质量%)。
定义F3=0.6X-Y-5.2+(T-1070)×0.007。若F3值为0以上、也就是说满足式(3)，则双相不锈钢钢材的铁素体率为50%以上。因此，双相不锈钢的屈服强度为550MPa(80ksi)以上。
固溶处理中的优选均热时间为2～60分钟。
本发明的双相不锈钢钢材为维持固溶的状态(所谓维持固溶的材料)。也就是说，实施固溶处理后，不实施其它的热处理、除了冷矫正之外的其它的冷加工(冷拔、皮尔格轧制)来用作产品。
实施例
使用150kg的容量的真空熔化炉将具有各种化学组成的双相不锈钢熔炼。使用熔炼了的双相不锈钢，通过各种制造条件制造多块双相不锈钢钢板。使用所制造的钢板，调查铁素体率、屈服强度、耐SCC性和由于大线能量焊接所导致的σ相析出的有无。
[调查方法]
将具有表1所示钢A～钢Y的化学组成的双相不锈钢熔炼。
Figure BDA00003660008700151
表1中的化学组成栏中示出各钢记号(钢A～钢Z)的钢中的所对应的元素的含量(质量%)。各钢记号的化学组成的表1中记载的元素以外的剩余部分为Fe和杂质。表中的“-”表示所对应的元素含量为杂质水平。表中的“Others”栏中示出所对应的钢中含有的W以外的选择元素。例如“.023B-.0026Ca”表示B含量为0.023%、Ca含量为0.0026%。
钢A～钢L、钢O和钢T的化学组成处于本发明的化学组成的范围内。另一方面，钢M、钢N、钢P～钢S、钢U～钢Y的化学组成中的任意一种元素处于本发明的范围之外。
将熔炼了的双相不锈钢铸造，制造钢锭。将所制造的各钢锭加热至1250℃。对加热了的钢锭进行热锻，制造板材。将所制造的板材再次加热至1250℃。对加热了的板材进行热轧，制造厚度15mm的钢板。轧制时的钢材的表面温度为1050℃。对于所制造的钢板，实施固溶处理。固溶处理温度为1070℃～1200℃、均热时间为30分钟。均热后，将钢板水冷至常温(25℃)，制造试验编号1～32的供试材料。
[试验片的制作]
由各供试材料制作图4A和图4B所示的两块板材10。图4A为板材10的俯视图、图4B为主视图。图4A和图4B中，附带“mm”的数值表示尺寸(单位mm)。
如图4A和图4B所示，板材10的厚度为12mm、宽度为100mm、长度为200mm。板材进而在长边侧具有坡口角度30度的V坡口面11。板材10通过机械加工制作。
使所制作的两块板材10的V坡口面11互相对置。通过TIC焊接，将两块板材10焊接，制作图5A和图5B所示的焊接接头20。图5A为焊接接头20的俯视图、图5B为主视图。焊接接头20具有表面21和背面22，在中央具备焊接部30。焊接部30由表面21侧通过多层焊接来形成，在板材10的长度方向上延伸。各试验编号的焊接部30均使用具有与钢A相同的化学组成、外径2mm的焊接材料来形成。TIG焊接中的线能量为30kJ/cm。
由焊接接头20的背面22侧采集包括焊接部30的板状的试验片40。图5B中的焊接接头20的虚线部分表示采集试验片40的部分。图6表示所采集的试验片的立体图。图6中的附带“mm”的数值表示尺寸(单位mm)。参照图6可知，试验片40为板状。试验片40的上表面41相当于焊接接头(图5)的背面22。试验片40的长度方向与焊接部30的长度方向正交。如图6所示，焊接部30与板材10的两条边界线30B中的一者配置于试验片40的中央。
[SCC试验]
使用试验片40实施4点弯曲试验，评价各供试材料的耐SCC性。使用4点弯曲夹具，对试验片40负荷根据ASTM G39的实际屈服应力(各供试材料的屈服应力)。将负荷了应力的试验片40浸渍在压入3MPa的CO2的25%NaCl水溶液(150℃)内，以这种状态保持720小时。经过720小时后，肉眼观察试验片40的表面是否产生SCC。进而，在垂直于上表面41的方向上切断试验片40。用500倍的光学显微镜对试验片40的断面进行观察，判断是否产生了SCC。
[σ相的面积率测定试验]
将各试验编号的焊接接头20在垂直于其焊接线及表面21的方向上切断。切断后，对焊接接头20的断面进行镜面研磨、蚀刻。蚀刻后，使用500倍的光学显微镜，选择四个视野的经过蚀刻的断面中作为焊接部附近部分的焊接热影响区(HAZ)，在各视野进行图像解析。图像解析中利用的各视野的面积为约40000μm2。通过图像解析，求出各视野(HAZ)内的σ相的面积率(%)。将由四个视野得到的面积率(%)的平均定义为该试验编号的HAZ内的σ相的面积率(%)。σ相的面积率为0.5%以上时，判断σ相析出。σ相的面积率不足0.5%时，判断σ相未析出。
[拉伸试验]
由各供试材料采集圆棒拉伸试验片。圆棒拉伸试验片的外径为6.35mm、平行部长度为25.4mm。平行部在供试材料的轧制方向上延伸。对于所采集的圆棒试验片，在常温下实施拉伸试验，将基于ASTM A370的0.2%条件屈服强度定义为屈服强度YS。
[铁素体率的测定]
各供试材料的铁素体率用以下的方法求得。由各供试材料采集组织观察用的试验片。对所采集的试验片进行机械研磨。对研磨了的试样在10%草酸溶液中进行电解蚀刻。对经过电解蚀刻的试验片进而在10%KOH溶液中进行电解蚀刻。使用光学显微镜(500倍)，选择四个视野的蚀刻后的试样表面，在各视野进行图像解析。此时，所观察的区域的面积为约40000μm2。在所观察的区域内求出铁素体率(%)。
[试验结果]
试验结果如表1所示。表1中的“X”栏中填写各试验编号中由式(4)求出的X值。“Y”栏中填写各试验编号中由式(5)求出的Y值。“固溶处理温度”栏中填写固溶处理温度(℃)。“铁素体率”栏中填写铁素体率(%)。“YS(MPa)”栏中填写屈服强度(MPa)。“YS(ksi)”栏中填写屈服强度(ksi)。“F3”栏中填写F3值(式(3)的左边)。“F1”栏中填写F1值(F1=2.2Cr+7Mo+3Cu)。“F2”栏中填写F2值(F2=Cr+11Mo+10Ni-12(Cu+30N))。“SCC”栏中，“无”表示所对应的试验编号的供试材料中未观察到SCC。“有”表示所对应的试验编号的供试材料中观察到SCC。“σ相”栏中，“无”表示σ相的面积率不足0.5%。“有”表示σ相的面积率为0.5%以上。
参照表1，试验编号1～8的供试材料的化学组成处于本发明的范围内。进而，试验编号1～8的供试材料满足式(1)和式(2)。因此，对于试验编号1～8的供试材料而言，未观察到SCC，也未产生σ相。试验编号1～8的供试材料进而满足式(3)。因此，试验编号1～8的供试材料的铁素体率为50%以上，屈服强度为550MPa以上。
试验编号9～18的供试材料的化学组成处于本发明的范围内。进而试验编号9～18的供试材料满足式(1)和式(2)。但是，试验编号9～18的供试材料不满足式(3)。因此，试验编号9～18的供试材料的铁素体率不足50%，屈服强度不足550MPa。
试验编号19的供试材料的Cr含量不足本发明的Cr含量的下限。因此，试验编号19的供试材料产生了SCC。试验编号20的供试材料的N含量不足本发明的N含量的下限。并且不满足式(1)和式(2)。因此，试验编号20的供试材料的HAZ产生了σ相，试验编号20的供试材料产生了SCC。
试验编号21的供试材料的化学组成处于本发明的范围内。但是，试验编号21的供试材料不满足式(1)。因此，试验编号21的供试材料产生了SCC。
试验编号22的供试材料的Ni含量不足本发明的Ni含量的下限。进而，试验编号22不满足式(1)。因此，试验编号22的供试材料中产生了SCC。试验编号23的供试材料的C含量超过本发明的C含量的上限，Ni含量不足本发明的Ni含量的下限。进而，试验编号23的供试材料不满足式(1)。因此，试验编号23的供试材料中产生了SCC。
试验编号24和25的供试材料的Cu含量不足本发明的Cu含量的下限。因此，试验编号24和25的供试材料中产生了SCC。
试验编号26的供试材料的化学组成处于本发明的范围内。但是，试验编号26的供试材料不满足式(1)和式(2)。因此，试验编号26的供试材料产生了σ相，产生了SCC。
试验编号27的供试材料的Cu含量不足本发明的Cu含量的下限，Mo含量超过本发明的Mo含量的上限。因此，试验编号27的供试材料产生了SCC、产生了σ相。
试验编号28、29和31的供试材料的Mo含量不足本发明的Mo含量的下限。因此，供试材料28、29和31产生了SCC。
试验编号30的供试材料的Cu含量不足本发明的Cu含量的下限。因此，试验编号30的供试材料产生了SCC，产生了σ相。
试验编号32的供试材料的化学组成处于本发明的范围内，并且满足式(1)。但是，试验编号32的供试材料不满足式(2)。因此，试验编号32的供试材料产生了σ相。
以上对本发明的实施方式进行了说明，但是上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因而，本发明不被上述实施方式限定，在不脱离其主旨的范围内，可以将上述实施方式适当变形来实施。
产业上的可利用性
本发明的双相不锈钢能够广泛适用于要求耐SCC性的环境。尤其是本发明的双相不锈钢能够适用作配设在氯化物环境下的管线管用的钢材。

Claims (5)

1.一种双相不锈钢，其具有：
下述化学组成，即按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.0100%以下、Cu：超过2.00%且为4.00%以下、Ni：4.00～8.00%、Cr：20.0～28.0%、Mo：0.50～2.00%、N：0.100～0.350%和sol.Al即酸可溶Al：0.040%以下，剩余部分由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(2)；
铁素体率为50%以上的组织；和
550MPa以上的屈服强度，
2.2Cr+7Mo+3Cu>66   (1)
Cr+11Mo+10Ni<12(Cu+30N)  (2)
在此，在式(1)和式(2)中的元素符号中代入钢中的各元素的含量，含量的单位为质量%。
2.根据权利要求1所述的双相不锈钢，其进而满足式(3)，
0.6X-Y-5.2+(T-1070)×0.007≥0  (3)
在此，在式(3)中的T代入固溶处理温度(℃)，X由式(4)定义，Y由式(5)定义，
X=Cr+1.5Si+Mo  (4)
Y=Ni+0.5Mn+30C+30N  (5)
在式(4)和式(5)中的元素符号中代入钢中的所对应的元素的含量，含量的单位为质量%。
3.根据权利要求1或2所述的双相不锈钢，其中，所述化学组成含有V：1.50%以下来替代所述Fe的一部分。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的双相不锈钢，其中，所述化学组成含有选自由Ca：0.0200%以下、Mg：0.020%以下和B：0.0200%以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的双相不锈钢，其中，所述化学组成含有稀土元素：0.2000%以下来替代所述Fe的一部分。
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