CN103562424B - 焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，作为具有与通用的双相不锈钢同等的耐蚀性、且抑制了焊接热影响区的耐蚀性下降的高N双相不锈钢，其奥氏体相面积率为40～70%、根据下述（式1）得到的PI值为30～38、根据下述（式2）得到的NI值为100～140、根据下述（式3）得到的γpre为1350～1450。PI＝Cr＋3.3Mo＋16N（式1）NI＝（Cr＋Mo）/N（式2）γpre＝15Cr28Si12Mo＋19Ni＋4Mn＋19Cu＋770N＋1160C＋1475（式3）。

Description

焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢
技术领域
本发明涉及作为具有奥氏体相和铁素体相双相的双相不锈钢中的抑制了Ni、Mo等的高价合金含量的合金节省型双相不锈钢，抑制了成为使用时的一大课题的焊接热影响区的耐蚀性下降，从而可谋求提高在焊接结构物中应用该钢时成为瓶颈的焊接操作性的合金节省型双相不锈钢。
背景技术
双相不锈钢在钢组织中具有奥氏体相和铁素体相双相，作为高强度高耐蚀性的材料从以前起一直用于石油化学装置材料、泵材料、化学储罐用材料等。另外，双相不锈钢一般为低Ni的成分系，因此伴随着最近的金属原料价格高涨的状况，作为与不锈钢主流的奥氏体系不锈钢相比合金成本低且其变动小的材料而引人注目。
另外，作为双相不锈钢的最近的话题，有合金节省型的开发和其用量的增加。
所谓合金节省型，是与以往的双相不锈钢相比抑制了高价合金的含量，使低合金成本的优点更加突出的钢种，其中专利文献1和2以ASTM-A240进行标准化，前者与S32304（代表成分23Cr-4Ni-0.17N）对应，后者与S32101（代表成分22Cr-1.5Ni-5Mn-0.22N）对应。
以往钢的主要钢种为JIS SUS329J3L及SUS329J4L，它们与奥氏体系的高耐蚀钢SUS316L相比具有更高的耐蚀性，分别添加有大约6～7%（以下有关成分的%表示质量%）的高价Ni、大约3～4%的高价Mo。
与此相对，合金节省型双相不锈钢将耐蚀性规定为接近SUS316L或通用钢的SUS304的水平，可是将Mo规定为大约0，将Ni大幅度降低了S32304中的约4%、S32101中的约1%。
另外，最近开发了具有接近于JIS SUS329J3L的耐蚀性、同时降低了Ni或Mo的钢种，记载于专利文献3中，在ASTM-A240中作为S82441被 标准化。具体地讲，通过与SUS329J3L相比将Mo从大约3降低到大约1.6，将Ni从大约6降低到大约3.6，而将Cr从大约23提高到大约24，将Mn从大约1.5提高到大约3，将N从大约0.15提高到大约0.27，从而确保耐蚀性，同时谋求低廉化。
专利文献4作为专利文献1的S32304的改良型，为了提高酸性环境中的耐蚀性而添加了Cu，为提高强度而添加了Nb、V、Ti中的任一种。此外，专利文献5作为延展性及深冲性优良的奥氏体-铁素体系不锈钢，规定了合金节省型双相钢的成分系，但其中，作为选择元素添加0.5%以下的V，作为其效果是使钢组织微细化而提高强度的元素。
在这些合金节省型双相钢中成为课题的是焊接热影响区的耐蚀性下降。合金节省型的双相不锈钢通常替代Ni、Mo而多添加N。如此的高N双相钢在进行焊接时，在焊接部附近的热影响区（所谓HAZ区），在接受某界限以上的线能量的情况下，有时产生耐蚀性的极端下降。
因此高N双相钢尽管合金成本廉价，但是其限定使用于耐蚀性和韧性不太成为问题的用途中，或者限定用作面向低线能量即降低了焊接速度的焊接的结构材。
为了克服此问题，发明者们在专利文献6中公开了一种焊接热影响区的耐蚀性和韧性良好的合金节省型双相不锈钢，其特征在于，含有C：0.06%以下、Si：0.1～1.5%、Mn：2.0～4.0%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Cr：19.0～23.0%、Ni：1.00～4.0%、Mo：1.0%以下、Cu：0.1～3.0%、V：0.05～0.5%、Al：0.003～0.050%、O：0.007%以下、N：0.10～0.25%、Ti：0.05%以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，Md30值为80以下，Ni－bal.为－8以上且－4以下，且N含量的上限用与Ni－bal.的关系式表示，奥氏体相面积率为40～70%，2×Ni＋Cu为3.5以上。该发明的要点是，除了固溶水平的微量V的添加以外，通过规定根据奥氏体量推断式即Ni－bal.的N的上限，抑制HAZ区的氮化物析出。
现有技术文献 
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-56267号公报
专利文献2：WO2002/27056号公报
专利文献3：WO2010/70202号公报
专利文献4：WO96/18751号公报
专利文献5：日本特开2006-183129号公报
专利文献6：WO2009/119895号公报
专利文献7：日本特开2006-241590号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的是，通过以就专利文献6所示的合金节省型的双相不锈钢所得到的技术上的见识为基础，如专利文献3所述为在比SUS329J3L水平的更高耐蚀性的双相不锈钢中应用上述技术上的见识进行调整，结果提供一种除了尽量抑制合金成本外，还抑制了上述的HAZ区的耐蚀性下降，减少了作为结构材等使用时的课题的合金节省型双相不锈钢。
用于解决问题的手段
本发明者们对尽量抑制上述HAZ区的耐蚀性下降的方法进行了详细研究，结果就该现象的发生机理及抑制对策得到见识，从而完成本发明。其发生机理与专利文献6相同，但抑制对策因更加提高Cr、Mo而不相同。在焊接HAZ区耐蚀性下降的理由如下。
对于添加到双相不锈钢中的N，其大部分在奥氏体相中固溶，向铁素体相中的固溶为极少量。因焊接时的加热铁素体相的比例增加，奥氏体相减少，铁素体中的固溶N量增加，但在焊接后的冷却时，因冷却速度快而使奥氏体相没有返回到焊接前的量，铁素体中的固溶N量与焊接前相比停留在高的水平。可是，铁素体相的N固溶限比较小，所以冷却时超过固溶限的部分成为Cr氮化物并析出。因该氮化物析出而消耗Cr，产生所谓的Cr缺乏层，由此使耐蚀性下降。这是焊接HAZ区耐蚀性下降的理由。
下面虽是耐蚀性下降的抑制对策，但通常作为降低铁素体中的固溶C、N量的方法，众所周知使Ti、Nb这样的碳氮化物稳定化元素合金化，在铁素体不锈钢中，将C、N含量降低到极低水平、添加0.1～0.6%范围的Ti、Nb的高纯度铁素体不锈钢已实用化。
可是，如果在大量含有N的合金节省型双相不锈钢中使如此量的Ti、 Nb合金化，则该N以氮化物的形式大量析出，阻碍韧性。
因而，本发明者们考虑了与N具有亲和力的V、Nb、B等元素的作用，调查研究了其含量与合金节省型双相不锈钢焊接HAZ区的耐蚀性和韧性的关联性，得到以下的新见识。
在合金节省型双相不锈钢中，V、Nb、B等元素与N的亲和力的大小分别不同，根据元素的种类和量生成各自的氮化物的温度区有所不同。如Ti、Zr那样亲和力非常强的元素在凝固点前后的相当高的高温下产生氮化物析出，而且亲和力比较强的B在热轧或溶体化热处理的温度附近产生氮化物析出，导致韧性下降。可是，关于V或Nb，通过调整其含量，能够在生成Cr的氮化物的900～600℃的温度区调整固溶/析出。
因而，本发明者们对利用添加V的改进对策进一步进行了研究。如以往文献中所记载，有向双相不锈钢中添加V的先例，但通常进行的V添加是为提高强度，或为与上述的Ti、Nb同样尽量作为V氮化物使固溶N析出而抑制作为Cr的氮化物的析出，为抑制Cr缺乏层的所谓稳定化而进行的，通常进行使V氮化物析出的水平的V添加。对此，在本申请发明中，通过基于以下的考虑而限于固溶水平的V添加，得到了能够抑制HAZ区的氮化物析出的见识。其机理如下。
Cr氮化物因在焊接导致的加热后的冷却时在HAZ区为500～900℃范围的氮化物析出温度区暴露几秒～几十秒的短时间而析出。此外，V与N的亲和性虽比Ti、Nb等低，但是比Cr高，降低N的活度。因此V的微量添加使Cr氮化物的析出延迟，能够在几十秒的短时间内抑制Cr氮化物的析出量。
但是，如果进行以往方法这样的V的大量添加，虽提高耐蚀性，但韧性因大量的V氮化物析出而与以往钢同样地下降。
对此，发明者们发现了通过将V限于固溶水平的添加，利用相互作用使Cr氮化物的析出延迟的方法。认为其机理如下。
如上所述，Cr氮化物通过在焊接导致的加热后的冷却时在HAZ区为500～900℃范围的氮化物析出温度区暴露几秒～几十秒的短时间而析出。而且，因V和N的亲和性高，降低N的活度，所以V的微量添加使Cr氮化物的析出延迟，可在几十秒的短时间内抑制Cr氮化物析出。
但是，为发挥上述的添加V的效果，V必须处于固溶状态。为此，除了抑制过剩添加V以外，还要尽可能地降低焊接后冷却时的铁素体中的N量。为了尽可能地降低焊接后冷却时的铁素体中的N量，光抑制N添加量是没有意义的，需要充分确保更多地固溶N的奥氏体相。
为了明确确保该奥氏体相的条件，本发明者们通过模拟计算求出了平衡析出温度，试验了使各成分的贡献的大小定式化。具体而言，关于奥氏体相的平衡析出温度推断值γpre，通过采用热力学数据的平衡计算算出了添加元素的影响，再通过实验进行确认，导出下述的（式3）。再有，（式3）中各元素名表示其含量的质量%。
γpre＝－15Cr－28Si－12Mo＋19Ni＋4Mn＋19Cu＋770N＋1160C＋1475  （式3）
关于N量，发明者们在专利文献6中按母材奥氏体量的推断式和N的关系式直接规定了上限。
对此，在本发明这样的高Cr、Mo钢时情况有所不同。在该钢时，因Cr或Mo与N的相互作用析出延迟，所以即使是最终以相当量析出这样的N量，氮化物也不在短时间内析出，其结果是，判明：如果将从Cr、Mo和N的关系式的得到的NI值即（Cr＋Mo）/N规定在适当范围，则在焊接热输入导致的短时间的加热时停留在实质上无问题的程度的析出量。
为了明确以上所述的V、γpre、NI值的适当范围，本发明者们进行了模拟焊接HAZ区的热循环的下述的实验。即，对各式各样的成分的钢材，依次进行1）用15秒从室温升温到1250℃、2）在1250℃保持5秒钟、3）用15秒从1250℃等速冷却到900℃、4）用135秒从900℃等速冷却到400℃、5）通过吹送氮等从400℃骤冷到室温，即对试样赋予图1这样的热过程，评价了该试样的特性。
该加热曲线图是为模拟不锈钢中通常所用的焊接的热循环而简略化的。2）的最高温度区域与氮固溶限小的铁素体相的增加区大致对应，3）的中等程度的温度区域与一部分铁素体相向奥氏体相的相变区大致对应，4）的低温区与氮化物的析出区大致对应。各自的通过时间以实际的测温数据为基础而作成。即通过该加热曲线图，能够模拟实际的焊接时的氮化物的析出条件。
通过该评价法，明确了可抑制由HAZ区的氮化物析出导致的耐蚀性下降的成分的适当范围。
首先，发现HAZ区的奥氏体量与上述（式3）的γpre具有函数关系。HAZ区的奥氏体量从耐蚀性、耐应力腐蚀裂纹性、韧性等的观点出发，40～70%的面积率是适当的，由此通过逆运算规定了γpre的适当范围。
接着，通过使V的添加量在0.05%以上且0.25%以下，能够得到对抑制Cr氮化物析出具有较大效果的双相不锈钢。
另外，作为可抑制Cr氮化物析出、且保持耐蚀性的范围，发现了可按图2所示的奥氏体相析出温度及NI值的关系规定的适当范围。
基于以上的结果，谋求了这些控制因素的适当化，从而发明了可解决上述课题的成分系的合金节省型双相不锈钢。
由以上的见识得出，作为本发明要旨的构成如下。
（1）一种焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，
以质量%计，含有C：0.06%以下、Si：0.1～1.5%、Mn：2.0～4.0%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Cr：23.0～27.0%、Ni：2.0～6.0%、Mo：0.5～2.5%、Cu：0.5～3.0%、V：0.05～0.25%、Al：0.003～0.045%、O：0.007%以下、N：0.20～0.28%；
进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050%、Mg：0.0005～0.0050%、REM：0.005～0.050%中的1种或2种以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，奥氏体相面积率为40～70%；
根据下述（式1）得到的PI值为30～38，
根据下述（式2）得到的NI值为100～140，
根据下述（式3）得到的奥氏体相的平衡析出温度推断值γpre为1350～1450。
PI＝Cr＋3.3Mo＋16N  （式1）
NI＝（Cr＋Mo）/N  （式2）
γpre＝－15Cr－28Si－12Mo＋19Ni＋4Mn＋19Cu＋770N＋1160C＋1475  （式3）
上述式中各元素名表示其含量的质量%。
（2）根据上述（1）所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征 在于，以质量%计，进一步含有Nb：0.02～0.08%，根据下述（式4）得到的值为0.003～0.015。
Nb×N  （式4）
上述式中各元素名表示其含量的质量%。
（3）根据上述（1）或（2）所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，以质量%计，进一步含有Co：0.02～1.00%。
（4）根据上述（1）～（3）中任1项所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，以质量%计，进一步含有B：0.0040%以下。
（5）根据上述（1）～（4）中任1项所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，以质量%计，进一步含有选自Ti：0.05%以下、Zr：0.02%以下、Ta：0.07%以下、W：1.0%以下、Sn：0.1%以下中的1种或2种以上。
（6）根据上述（1）～（5）中任1项所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，氮化物开始平衡地析出的上限温度即铬氮化物析出温度TN为1000℃以下。
发明效果
根据本发明的上述（1）的实施方式，能够提供一种双相不锈钢，其具有与SUS329J3L这样的通用水平的双相不锈钢相同水平的耐蚀性，且极力抑制了Ni或Mo这样的高成本的合金的使用，因此抑制了在较多添加N的双相不锈钢中成为一大课题的焊接热影响区的耐蚀性下降，减少了用于结构材等时的课题。其结果是，能以低成本谋求向代替奥氏体系不锈钢的用途的扩大，对产业上的贡献是非常大的。
在本发明的上述（2）的实施方式中，通过微量添加Nb可进一步抑制由氮化物析出导致的焊接热影响区的耐蚀性下降。
在本发明的上述（3）的实施方式中，可抑制该钢的焊接热影响区的耐蚀性下降，同时可进一步提高母材的耐蚀性、韧性。
在本发明的上述（4）的实施方式中，可抑制该钢的焊接热影响区的耐蚀性下降，同时可提高热加工性。
在本发明的上述（5）的实施方式中，可抑制该钢的焊接热影响区的耐蚀性和韧性的下降，同时能够进一步提高耐蚀性。
根据本发明的上述（6）的实施方式，可进一步抑制耐蚀性下降。
附图说明
图1是表示模拟焊接热循环的热处理的热过程的图。
图2是表示HAZ区的耐蚀性良好的条件范围的图。
具体实施方式
以下对本发明进行详细的说明。
首先，对本发明的上述（1）的实施方式的限定理由进行说明。再有，有关成分的%表示质量%。
C为确保不锈钢的耐蚀性而限制在0.06%以下的含量。如果超过0.06%地含有则生成Cr碳化物，使耐蚀性劣化。优选为0.04%以下。另一方面，极端降低含量使成本大幅度上升，因此优选将下限规定为0.001%。
Si为脱氧而添加0.1%以上。但是，如果超过1.5%地添加则韧性劣化。因此，将上限限定在1.5%。优选的范围为0.2～1.0%。
Mn使双相不锈钢中的奥氏体相增加，且抑制加工诱发马氏体的生成，提高韧性，此外提高氮的固溶度，抑制焊接部中的氮化物的析出，因而添加2.0%以上。但是，如果超过4.0%地添加则耐蚀性劣化。因此，将上限限定在4.0%。优选的范围为超过2.0%且低于3.0%。
P是钢中不可避免地含有的元素，使热加工性劣化，因此限定在0.05%以下。优选为0.03%以下。另一方面，极端降低含量使成本大幅度上升，因此优选将下限规定为0.005%。
S与P同样是钢中不可避免地含有的元素，使热加工性、韧性及耐蚀性劣化，因此限定在0.005%以下。优选为0.002%以下。另一方面，极端降低含量使成本大幅度上升，因此优选将下限规定为0.0001%。
Cr对于确保耐蚀性是基本的必需元素，是提高根据下述（式1）得到的PI值的3种中的1种元素。也是比较廉价的合金，在本发明中含有23.0%以上。另一方面，也是使铁素体相增加的元素，如果超过27.0%地含有，则在本发明的成分体系中铁素体量过多，损害耐蚀性和韧性。因此将Cr含量规定为23.0%以上且27.0%以下。优选的范围为超过24.0%且低于26.0%。 再有，（式1）中各元素名表示其含量的质量%。
PI＝Cr＋3.3Mo＋16N  （式1）
Ni是使双相不锈钢中的奥氏体相增加的元素，在本发明的成分体系中为确保奥氏体相，此外为抑制加工诱发马氏体的生成，提高韧性及确保对各种酸的耐蚀性而添加2.0%以上。另一方面，因是高价合金而在本发明中尽量抑制，规定为6.0%以下。优选的范围为超过3.0%且低于5.5%。
Mo是提高上述PI值的3种中的1种元素，对于较大地提高不锈钢的耐蚀性是非常有效的元素。在本发明中为确保PI值而含有0.5%以上。另一方面，因是非常高价的元素而在本发明尽可能地抑制，将其上限规定为2.5%以下。优选的范围为超过1.0%且低于2.0%。
Cu与Ni同样，对于增加双相不锈钢中的奥氏体相、及抑制加工诱发马氏体的生成而提高韧性、以及改善对各种酸的耐蚀性是有效的元素，且与Ni相比是廉价的合金，因此在本发明中添加0.5%以上。另一方面，如果超过3.0%地含有则阻碍热加工性，所以将上限规定为3.0%。优选的范围为超过0.6%且小于等于2.0%，更优选的范围为超过0.8%且小于等于1.5%，特别优选的范围为超过1.0%且小于等于1.5%。
V在本发明中是重要的添加元素。如前所述为了降低N的活度，使氮化物的析出延迟，添加0.05%以上是必要的。另一方面，如果超过0.25%地添加，则因V氮化物的析出而使HAZ区韧性下降，因此将上限规定为0.25%。优选的范围为0.06%～0.20%。
Al对于钢的脱氧是重要的元素，为了降低钢中的氧而含有0.003%以上是必要的。另一方面Al是与N的亲和力比较大的元素，如果过剩地添加则生成AlN，阻碍母材的韧性。其程度也依赖于N含量，但如果Al超过0.045%则韧性下降显著，所以将其含量的上限规定为0.045%。优选为0.030%以下。
O是构成非金属夹杂物的代表即氧化物的有害的元素，过剩的含有阻碍韧性。此外如果生成粗大的簇状氧化物则成为表面缺陷的原因。因此将其含量的上限规定为0.007%。优选为0.005%以下。另一方面，极端降低含量使成本大幅度上升，所以优选将下限规定为0.0005%。
N是通过固溶于奥氏体相中提高强度、耐蚀性，并且使双相不锈钢中的奥氏体相增加的有效的元素，特别是对于提高奥氏体相的PI值是重要的。 因此含有0.20%以上。另一方面，如果超过0.28%地含有，使NI值在100以上实质上是不可能的，所以将含量的上限规定为0.28%。优选的含量为0.22～0.26%。
本发明的双相钢由于为高N且高奥氏体的成分体系，所以热加工性与通常的双相不锈钢相比较差，在直接进行热轧时有产生边部裂纹等的可能性。对此，Ca、Mg、REM都是改善钢的热加工性的元素，可以此目的添加其中的1种或2种以上。另一方面，所有过剩的添加反而使热加工性下降，所以按以下规定其含量的上限。关于Ca和Mg分别为0.0050%，关于REM为0.050%。这里REM为La或Ce等镧系稀土类元素的含量的总和。再有，关于Ca和Mg，由于从0.0005%开始得到稳定的效果，因此优选的范围为0.0005～0.0050%，关于REM，由于从0.005%开始得到稳定的效果，因此优选的范围为0.005～0.050%。
在本发明的双相钢中，为得到良好的特性，使奥氏体相面积率在40～70%的范围是必要的。在低于40%时韧性不良，在超过70%时出现热加工性、应力腐蚀裂纹的问题。此外，在哪种情况下耐蚀性都不良。
特别是在本发明钢中，为了极力抑制由氮化物析出导致的耐蚀性和韧性的下降，最好尽可能地使氮的固溶限大的奥氏体相增多。当将溶体化热处理温度条件在双相钢的通常的条件即1050℃附近进行时，为确保该奥氏体量，可通过在本发明的规定范围内调整奥氏体相增加元素和铁素体相增加元素的含有比例来进行。
接着，将用下述（式1）表示的PI值规定为30以上且38以下。PI值是专利文献7等中也记载的、表示不锈钢的耐点腐蚀性的一般的指标。由于本发明的目的是提供一种具有与最通用的双相不锈钢即SUS329J3L同等的耐蚀性的不锈钢，所以为确保与该钢同等的PI值将下限规定为30。另一方面，在本发明的成分体系中，在确保（Cr＋Mo）/N的基础上能够实现的最大为38，所以将上限规定为38。再有，（式1）中各元素名表示其含量的质量%。
PI＝Cr＋3.3Mo＋16N  （式1）
接着，将用下述（式2）表示的NI值规定为100以上且140以下。该NI值在Cr、Mo和N的关系中是铬氮化物析出延迟的水平的指标。该值为 100以上，即使在相当于可进行埋弧焊的焊接线能量为3.5kJ/mm的焊接热影响区的图1的加热曲线图中，也停留在无问题的水平的析出。另一方面，如果该值超过140，则N相对过少，产生γ量（奥氏体量）的下降、奥氏体相中的耐蚀性的下降等问题，所以将上限规定为140。优选为100以上且125以下。再有，（式2）中各元素名表示其含量的质量%。
NI＝（Cr＋Mo）/N  （式2）
接着，将成为用于评价下述（式3）所示的焊接冷却时的奥氏体相析出驱动力的指标的奥氏体相的平衡析出温度的推断值γpre规定为1350以上且1450以下。γpre越大越容易生成奥氏体相。
该式通过采用Thermo-Calc公司的热力学计算软件“Thermo-Calc”（注册商标）的平衡计算来求出，通过实验进行了修正。
再有，γpre的高温侧超过熔点（虽因成分不同而不同，但大体为1400℃），但在本发明中使用该数值作为评价奥氏体相的驱动力的指标，因此假想地延长。
如前所述焊接热影响区中的耐蚀性下降是因为以焊接加热导致的奥氏体量的减少为诱因，冷却中Cr2N析出，在α晶界形成Cr缺乏层。所以，通过确保γpre在一定以上，通过与上述的（Cr＋Mo）/N控制组合，只要抑制Cr2N的析出就能够避免耐蚀性下降。
发明者们通过图1的焊接模拟进行了实验，确认焊接部奥氏体量与（式3）的γpre对应，如果为1350以上则可得到充分的耐蚀性。相反如果超过1450则奥氏体相过剩，出现应力腐蚀裂纹或热加工性的问题。优选为1370～1430。再有，（式3）中各元素名表示其含量的质量%。
γpre＝－15Cr－28Si－12Mo＋19Ni＋4Mn＋19Cu＋770N＋1160C＋1475  （式3）
接着，对本发明的上述（2）的实施方式的限定理由进行说明。
Nb如前所述对于降低N的活度、抑制氮化物析出是有效的元素，可选择性地添加。但是，由于与N的亲和力比较高，少量的添加使Nb氮化物析出，所以操作需要注意。因而，通过以达到固溶限以下的添加的方式添加到根据与N的关系式求出的上限，能够进一步填补V的效果。为了得到此效果需要将Nb添加0.02%以上。但是如果过剩地添加则Nb氮化物析出， 损害包含母材的韧性，所以需要在0.08%以下。
另外，通过以求出所谓固溶度积的下述（式4）的值达到0.003～0.015的方式添加Nb，得到上述所示的效果，且对韧性不会不造成不良影响。再有，（式4）中各元素名表示其含量的质量%。
Nb×N  （式4）
接着，对本发明的上述（3）的实施方式的限定理由进行说明。
Co对于提高钢的韧性和耐蚀性是有效的元素，可选择性地添加。如果其含量低于0.02%则效果低，如果超过1.00%地含有则因是高价元素而不能发挥与成本相符的效果。因此将添加时的含量规定为0.02～1.00%。从成本方面考虑优选的范围为大于等于0.02%且低于0.30%。
接着，对本发明的上述（4）的实施方式的限定理由进行说明。
B是改善钢的热加工性的元素，可选择性地添加。优选添加0.0003%以上，由此能够稳定地提高晶界强度，提高热加工性。但是，过剩的添加因过剩析出硼化物反而损害热加工性，所以将上限规定为0.0040%。
接着，对本发明的上述（5）的实施方式的限定理由进行说明。
Ti、Zr、Ta通过添加能够抑制C或S对耐蚀性的不良影响，但如果过剩地添加则出现产生韧性下降等的不良影响，因此将选择性地添加时的含量限定为Ti≤0.05%、Zr≤0.02%、Ta≤0.07%。
W是为附加地提高双相不锈钢的耐蚀性而选择性地添加的元素，因是高价元素，过剩添加会招致成本增加，所以含有1.0%以下。
Sn是附加地提高耐酸性的选择性元素，从热加工性的观点出发，作为上限可添加0.1%。
再有，Ti、Zr、Ta、W、Sn的稳定地发挥效果的含量分别为0.001%以上、0.003%以上、0.01%以上、0.05%以上、0.05%以上。
接着，对本发明的上述（6）的实施方式的限定理由进行说明。
铬氮化物析出温度TN是氮化物开始平衡地析出的上限温度，是可通过实验求出的特性值。在将被溶体化热处理的钢材在800～1100℃均热处理20分钟后，在5秒以内供给水冷，对冷却后的钢材，根据实施例中详述的非金属夹杂物的电解提取残渣分析法求出铬氮化物的析出量，规定为Cr残渣量达到0.03%以下的均热处理温度中的最低温度。TN越低越将铬氮化物 析出的温度区限定在低温侧，所以可抑制铬氮化物的析出速度或析出量。
这里，之所以将均热处理温度规定在800～1100℃，是因为这是焊接导致的加热后的冷却时的HAZ区的一般温度区。在本发明中为了在一般进行的焊接导致的加热后的冷却时不使铬氮化物析出，而按该温度区规定。
此外，作为铬氮化物充分平衡的时间，将均热处理温度规定为20分钟。在低于20分钟时，相当于析出量的变化激烈的区域，难以得到测定的再现性，如果规定超过20分钟，则测定需要长时间。所以，如果从通过使铬氮化物充分平衡来确保再现性的观点出发，也可以将均热处理温度规定为超过20分钟。
在均热处理后，如果到供给水冷需要长时间，则钢材温度缓慢下降，铬氮化物析出，于是得到与测定过的温度下的铬氮化物量不同的值。所以规定在均热处理后在5秒以内供给水冷。
此外，之所以规定为Cr残渣量为0.03%以下的温度中的最低温度，是因为通过实验确认残渣量为0.03%以下是对耐蚀性或韧性不产生不良影响的析出量。
关于本发明目的即对焊接部中的铬氮化物析出的抑制，在本发明这样的高Cr、Mo环境下，如前所述通过控制NI值，能够抑制氮化物的快速析出，所以不能认为该条件是必需的，但如果将TN设定为1000℃以下，则氮化物析出性的可靠性进一步增加。优选为960℃以下。
再有，对于降低TN，降低N量是有效的，但N量的极端的下降带来奥氏体相比率的下降和焊接部耐蚀性的下降。因此，适当地设计奥氏体相的生成元素即Ni、Mn、Cu的含量和N含量是必要的。
此外，TN因降低N含量而下降，但在本发明钢中为了提高耐蚀性而含有0.20%以上的N，在此种情况下，使TN低于800℃是困难的。因此，将TN的下限规定为800℃。
本发明的合金节省型双相不锈钢材可通过下述方法制造：在1100～1250℃下对具有上述任一种所述组成的双相不锈钢的铸坯或钢坯进行再加热，在700～1000℃的精轧温度下进行热轧，在900～1100℃的热处理温度下，在可确保与板厚相应的母材特性的均热时间内（例如在10mm材时为2～40分钟），对热轧过的钢进行热处理，然后进行冷却来进行制造。
实施例
以下对实施例进行记载。表1示出供试钢的化学组成。再有，表1记载的成分以外为Fe及不可避免的杂质元素。此外，表1中记载的PI值、NI值、γpre的意思分别是指：
PI＝Cr＋3.3Mo＋16N  （式1）
NI＝（Cr＋Mo）/N  （式2）
γpre＝－15Cr－28Si－12Mo＋19Ni＋4Mn＋19Cu＋770N＋1160C＋1475  （式3）
上述式中各元素名表示其含量的质量%。
表中的铬氮化物析出温度TN按以下的步骤求出。
（a）在后述的条件下对10mm厚的供试钢进行溶体化热处理。
（b）在800～1100℃的任意温度下进行20分钟均热处理，然后在5秒以内进行水冷。
（c）对冷却后的供试钢表层进行#500研磨。
（d）分取3g试料，在非水溶液中（3%马来酸＋1%四甲基氯化铵＋剩余甲醇）进行电解（100mV恒电压），溶解基体。
（e）用0.2μm孔径的过滤器过滤残渣（＝析出物），提取析出物。
（f）分析残渣的化学组成，求出其铬含量。将该残渣中的铬含量作为铬氮化物的析出量的指标。
（g）使（b）的均热处理温度多种变化，将残渣中的铬含量为0.03%以下的均热处理温度中的最低温度规定为TN。
再有，空栏表示没有添加或为杂质水平。此外表中的REM表示镧系稀土类元素，含量表示这些元素的合计。
用实验室的50kg真空感应炉，在MgO坩埚中熔炼这些成分钢，铸造成厚度大约100mm的扁平钢锭。由钢锭的本体部分加工热轧用原材料，在1180℃的温度下进行了1～2h加热后，按精轧温度950～850℃的条件进行轧制，得到12mm厚×大约700mm长的热轧钢板。再有，将刚轧制后的钢材温度由800℃以上的状态实施喷雾冷却到200℃以下。在1050℃×20分钟均热后在水冷条件下实施最终的溶体化热处理。
另外，将按上述制造的厚钢板作为原材料进行焊接实验。在评价材上 制作坡口角度35°、钝边1mm的レ型坡口，进行采用埋弧焊的焊接实验。以12mm厚钢板作为原材料，使用丝径4.0mmφ的与JIS SUS329J3L同金属系的市售焊丝，在焊接电流：520～570A、电弧电压：30～33V、焊接速度：30～33cm/min的条件下制作焊接接头。
对通过上述得到的厚钢板及焊接接头按以下所述进行了特性评价。
关于热加工性的评价，将轧制材大约700mm中的最长的边部裂纹的长度作为边部裂纹长度，将10mm以下的判断为良好。
关于母材的冲击特性，由轧制直角方向各切取3根JIS4号V型缺口夏氏试验片，以破坏朝轧制方向传播的方式加工V型缺口，用最大能量500J规格的试验机测定－20℃下的冲击值，将150J/cm2以上判断为良好。
关于奥氏体相面积率，通过对与轧制方向平行的断面进行埋入镜面研磨，在KOH水溶液中进行电解腐蚀，然后通过光学显微镜观察进行图像分析，测定铁素体相面积率，将剩余的部分作为奥氏体相面积率。
另外为了评价耐蚀性，对从母材及焊接接头（包括全部母材、HAZ区、焊缝金属）的表层采集的试验片的表面进行#600研磨，按照ASTM G48Method E规定，通过氯化铁浸渍试验测定了点腐蚀发生温度。在母材将30℃以上判断为良好，在焊接接头中将20℃以上判断为良好。
评价结果示于表2。
在本发明钢中，轧制材的边部裂纹、母材的冲击特性、CPT、焊接HAZ区的CPT都显示出良好的值。
关于热加工性，在P、S、Cu过剩的情况下，热轧板的边部裂纹超过10mm（钢No.J、K、Q）。
此外，没有添加Ca、Mg、REM的（No.X）及相反过剩添加Ca、Mg、REM的（No.Y、Z、AA）都同样热加工性下降。
另外，过剩添加B、Sn的（No.AD、AH）也同样。
另外奥氏体相面积率过高的No.D、AJ也超过10mm。认为No.D因γpre过高。
关于母材韧性，过剩添加Si、S、Al、V、Nb、Ti、Zr、Ta的钢No.G、K、S、W、AB、AE、AF、AG突破200J/cm2，为不良。No.AC中Nb的绝对值小，但Nb×N为0.017，超出本发明范围（Nb×N：0.003～0.015），为 韧性不良。再有，本发明钢No.4的Nb×N为0.013，本发明钢No.13的Nb×N为0.014。
相反，Ni过少的No.L也韧性不良。 
另外，Si、Al过少的钢No.F、R因脱氧不良而为高O，为起因于大量夹杂物的韧性不良。
另外奥氏体量过少的No.AI也韧性不良。 
关于母材的耐蚀性，C、Mn、S过剩的钢No.E、I、K及Cr、Mo、N过少的钢No.M、O、T，CPT低于30℃，为不良。
关于HAZ区的耐蚀性，如图2所示NI值及γpre在规定的范围内，CPT为20℃以上，为特性良好，另一方面，在母材不良的钢（No.E、I、K、M、O、T）、NI值偏离范围的No.A、B及γpre过低的C中为不良。
此外，V添加量少的No.V也不良。
在Mn、Ni过少的No.H、L及Cr、N过多的No.N、U中因氮化物析出而使耐蚀性下降。此外奥氏体量过少的No.AI也同样。再有，Cu过少的No.P的耐酸性与其它材料相比下降较大。
由以上的实施例得知，通过本发明可得到焊接部耐蚀性良好的双相不锈钢是明确的。
表2
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供一种双相不锈钢，其具有与SUS329J3L这样的通用水平的双相不锈钢同等水平的耐蚀性，且对在为极力抑制Ni或Mo这样的高成本合金的使用而较多添加N的双相不锈钢中成为一大课题的焊接热影响区的耐蚀性下降进行了抑制，能够减少用于结构材等时的课题。其结果是，能以低成本谋求向代替奥氏体系不锈钢的用途的扩大，对产业上的贡献是非常大的。

Claims (9)

1.一种焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，
以质量％计，含有C：0.06％以下、Si：0.1～1.5％、Mn：2.0～4.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Cr：23.0～27.0％、Ni：2.0～6.0％、Mo：0.5～2.5％、Cu：0.5～3.0％、V：0.05～0.25％、Al：0.003～0.045％、O：0.007％以下、N：0.20～0.28％；
进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％、REM：0.005～0.050％中的1种或2种以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，奥氏体相面积率为40～70％；
根据下述(式1)得到的PI值为30～38，
根据下述(式2)得到的NI值为100～140，
根据下述(式3)得到的奥氏体相的平衡析出温度推断值γpre为1350～1450，
PI＝Cr+3.3Mo+16N    (式1)
NI＝(Cr+Mo)/N     (式2)
γpre＝－15Cr－28Si－12Mo+19Ni+4Mn+19Cu+770N+1160C+1475    (式3)
上述式中各元素名表示其含量的质量％。
2.根据权利要求1所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，所述NI值为100～125。
3.根据权利要求1所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，所述γpre为1370～1430。
4.根据权利要求2所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，所述γpre为1370～1430。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，以质量％计，进一步含有下述A～D组中的至少1种以上，
A组：Nb：0.02～0.08％，且Nb×N：0.003～0.015
B组：Co：0.02～1.00％
C组：B：0.0040％以下
D组：选自Ti：0.05％以下、Zr：0.02％以下、Ta：0.07％以下、W：1.0％以下、Sn：0.1％以下中的1种或2种以上。
6.根据权利要求1～4中任1项所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，铬氮化物开始平衡地析出的上限温度即铬氮化物析出温度TN为1000℃以下。
7.根据权利要求5所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，铬氮化物开始平衡地析出的上限温度即铬氮化物析出温度TN为1000℃以下。
8.根据权利要求1～4中任1项所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，铬氮化物开始平衡地析出的上限温度即铬氮化物析出温度TN为960℃以下。
9.根据权利要求5所述的焊接部耐蚀性优良的双相不锈钢，其特征在于，铬氮化物开始平衡地析出的上限温度即铬氮化物析出温度TN为960℃以下。
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Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103298965B (zh) 2011-01-27 2016-09-28 新日铁住金不锈钢株式会社 合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材、具备双相不锈钢作为夹层材料的包层钢板及它们的制造方法
JP5329634B2 (ja) * 2011-12-06 2013-10-30 新日鐵住金ステンレス株式会社 二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼鋳片、および、二相ステンレス鋼鋼材
EP2770076B1 (en) * 2011-10-21 2019-12-04 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Duplex stainless steel, duplex stainless steel slab, and duplex stainless steel material
JP5329632B2 (ja) * 2011-10-21 2013-10-30 新日鐵住金ステンレス株式会社 二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼鋳片、および、二相ステンレス鋼鋼材
CN104919072B (zh) * 2013-01-15 2017-07-14 株式会社神户制钢所 双相不锈钢钢材和双相不锈钢钢管
JP6063845B2 (ja) * 2013-09-06 2017-01-18 株式会社日立製作所 構造体およびその製造方法
JP6302793B2 (ja) * 2013-09-11 2018-03-28 株式会社神戸製鋼所 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管
JP6482075B2 (ja) * 2014-09-02 2019-03-13 日本冶金工業株式会社 溶接二相ステンレス鋼管とその製造方法
JP6247194B2 (ja) * 2014-10-29 2017-12-13 株式会社神戸製鋼所 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管
JP2016084522A (ja) * 2014-10-29 2016-05-19 株式会社神戸製鋼所 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管
KR101973309B1 (ko) * 2015-03-26 2019-04-26 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 전단 단면의 내식성이 우수한 페라이트·오스테나이트계 스테인리스 강판
JP6726499B2 (ja) * 2016-03-29 2020-07-22 日鉄ステンレス株式会社 二相ステンレス鋼の溶接継手、二相ステンレス鋼の溶接方法および二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法
US11066719B2 (en) * 2016-06-01 2021-07-20 Nippon Steel Corporation Duplex stainless steel and method of manufacturing duplex stainless steel
JP6708482B2 (ja) * 2016-06-02 2020-06-10 日鉄ステンレス株式会社 貯蔵槽用二相ステンレス鋼
CN110475895B (zh) 2017-03-30 2021-06-15 日铁不锈钢株式会社 双相不锈钢及其制造方法
RU2693718C2 (ru) * 2017-06-16 2019-07-04 Акционерное общество "Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" АО "НПО "ЦНИИТМАШ" Дуплексная нержавеющая сталь для производства запорной и регулирующей арматуры
EP3502294A1 (en) * 2017-12-22 2019-06-26 Tubacex Innovación A.I.E. Duplex stainless steel resistant to corrosion
JP7192483B2 (ja) * 2018-12-20 2022-12-20 日本製鉄株式会社 二相ステンレス溶接溝形鋼およびその製造方法
KR102520119B1 (ko) 2018-12-28 2023-04-10 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 용접 구조물 및 그 제조 방법
CN113631732B (zh) * 2019-03-29 2023-03-21 日铁不锈钢株式会社 双相不锈钢焊接接头及其制造方法
CN110257707B (zh) * 2019-07-03 2021-04-20 宁波万冠熔模铸造有限公司 一种高氮双相不锈钢及其制备方法
US20220145438A1 (en) * 2019-08-19 2022-05-12 Nippon Steel Corporation Duplex stainless steel material
CN111893370B (zh) * 2020-07-09 2022-04-01 洛阳双瑞特种装备有限公司 一种高湿热海洋环境用高氮双相不锈钢制备方法
CN114250421B (zh) * 2021-12-31 2022-10-04 福建青拓特钢技术研究有限公司 焊后抗晶间腐蚀和点蚀性能优于316l的高氮奥氏体不锈钢及制造方法
TWI813491B (zh) * 2022-11-04 2023-08-21 中國鋼鐵股份有限公司 耐蝕性鋼材及其製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101346486A (zh) * 2006-08-08 2009-01-14 新日铁住金不锈钢株式会社 双相不锈钢
CN101688278A (zh) * 2007-09-27 2010-03-31 新日铁住金不锈钢株式会社 耐流锈性优良的铁素体系不锈钢

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0107489A1 (en) 1982-10-23 1984-05-02 MATHER & PLATT LIMITED Stainless steel alloy
SE451465B (sv) 1984-03-30 1987-10-12 Sandvik Steel Ab Ferrit-austenitiskt rostfritt stal mikrolegerat med molybden och koppar och anvendning av stalet
WO1985005129A1 (en) 1984-04-27 1985-11-21 Bonar Langley Alloys Limited High chromium duplex stainless steel
US4985091A (en) * 1990-01-12 1991-01-15 Carondelet Foundry Company Corrosion resistant duplex alloys
AT397515B (de) * 1990-05-03 1994-04-25 Boehler Edelstahl Hochfeste korrosionsbeständige duplex-legierung
JP3227734B2 (ja) 1991-09-30 2001-11-12 住友金属工業株式会社 高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法
EP0750053B1 (en) * 1994-12-16 2001-10-10 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Duplex stainless steel excellent in corrosion resistance
US5672315A (en) 1995-11-03 1997-09-30 Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. Superplastic dual-phase stainless steels having a small deformation resistance and excellent elongation properties
SE517449C2 (sv) 2000-09-27 2002-06-04 Avesta Polarit Ab Publ Ferrit-austenitiskt rostfritt stål
JP3758508B2 (ja) * 2001-02-13 2006-03-22 住友金属工業株式会社 二相ステンレス鋼管の製造方法
JP4760032B2 (ja) 2004-01-29 2011-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼
JP4754362B2 (ja) 2005-02-02 2011-08-24 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐食性、耐力、低温靱性が良好なオーステナイト系ステンレス熱間圧延鋼材およびその製造方法
GB0719288D0 (en) 2007-10-03 2007-11-14 Weir Materials Ltd Duplex stainless steel casting alloy compsotion
JP5345070B2 (ja) * 2008-03-26 2013-11-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼
JP5288980B2 (ja) 2008-10-02 2013-09-11 新日鐵住金ステンレス株式会社 衝撃靭性に優れた二相ステンレス熱間圧延鋼材とその製造方法
FI121340B (fi) 2008-12-19 2010-10-15 Outokumpu Oy Dupleksinen ruostumaton teräs
JP5511208B2 (ja) 2009-03-25 2014-06-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐食性の良好な省合金二相ステンレス鋼材とその製造方法
JP5366609B2 (ja) 2009-03-26 2013-12-11 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐食性の良好な省合金二相ステンレス鋼材とその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101346486A (zh) * 2006-08-08 2009-01-14 新日铁住金不锈钢株式会社 双相不锈钢
CN101688278A (zh) * 2007-09-27 2010-03-31 新日铁住金不锈钢株式会社 耐流锈性优良的铁素体系不锈钢

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