CN103781931B

CN103781931B - 双相不锈钢

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Publication number: CN103781931B
Application number: CN201280043127.0A
Authority: CN
Inventors: 高部秀树; 天谷尚; 小川和博
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-09-06
Filing date: 2012-08-28
Publication date: 2016-06-22
Anticipated expiration: 2032-08-28
Also published as: ES2719774T3; JPWO2013035588A1; MX362881B; EP2754726A1; US20140212322A1; CN103781931A; AU2012305447A1; BR112014005028A2; EP2754726B1; JP5170351B1; AU2012305447B2; MX2014002557A; BR112014005028B1; CA2847111A1; US10000832B2; WO2013035588A1; CA2847111C; EP2754726A4

Abstract

提供具有高强度、高温的氯化物环境下具有优异的耐SCC性和耐SSC性、并且σ相的析出受到抑制的双相不锈钢。本实施方式的双相不锈钢，其按质量%计含有C：0.03%以下、Si：0.2～1%、Mn：高于5.0%且为10%以下、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Ni：4.5～8%、sol.Al：0.040%以下、N：高于0.2%且为0.4%以下、Cr：24～29%、Mo：0.5～不足1.5%、Cu：1.5～3.5%、和W：0.05～0.2%，剩余部分由Fe和杂质组成，并且满足式(1)。Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≥65(1)在式(1)中的各元素符号代入所对应的元素的含量(质量%)。

Description

双相不锈钢

技术领域

本发明涉及不锈钢，更详细而言，涉及双相不锈钢。

背景技术

由油田和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/或硫化氢(H₂S)等腐蚀性气体。管线管输送含有上述腐蚀性气体的石油、天然气。因此，对于管线管而言，应力腐蚀裂纹(StressCorrosionCracking：SCC)、硫化物应力腐蚀裂纹(SulfideStressCracking：SSC)和成为壁厚减少的原因的全面腐蚀裂纹有可能成为问题。

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耐蚀性，其中特别是要求耐SCC性和耐SSC性。

双相不锈钢具有高的耐蚀性。因此，双相不锈钢被用作管线管用钢。

若将钢管高强度化，则可以使管线管用钢管薄壁化，制造成本降低。因此，要求管线管用途的双相不锈钢的高强度化。日本特开2003-171743号公报(专利文献1)和日本特开平5-132741号公报(专利文献2)提出了具有高强度的双相不锈钢。

专利文献1公开了以下的事项。专利文献1的双相不锈钢含有2.00%以上的Mo并且含有W。通过Mo和W的固溶强化，双相不锈钢的强度提高。专利文献1中进而含有22.00～28.00%的Cr、含有3.00～5.00%的Ni。由此，双相不锈钢的耐蚀性提高。

专利文献2公开了以下的事项。专利文献2的双相不锈钢含有2.00%以上的Mo并且含有W。对于双相不锈钢而言，进而PREW=Cr+3.3(Mo+0.5W)+16N为40以上。通过含有Mo和W，双相不锈钢的强度提高。进而，PREW为40以上，因此双相不锈钢的耐蚀性提高。

发明内容

但是，专利文献1和2中公开的双相不锈钢的Mo含量高。Mo含量高时，容易产生西格玛相(σ相)。σ相在制造时及焊接施工时析出。σ相硬而脆，因此双相不锈钢的韧性和耐蚀性降低。管线管用钢管特别是在设置管线管的现场焊接。因此，对于管线管用双相不锈钢而言，特别是优选抑制σ相的析出。

进而，如上所述，在包含含有二氧化碳和/或硫化氢的伴生气的环境(以下称为氯化物环境)下要求高的耐SCC性和耐SSC性。近年开发的油田和天然气田位于深层。深层的油田和天然气田具有80℃～150℃的高温的氯化物环境。因此，对于管线管用的双相不锈钢而言，要求即使在高温的氯化物环境下也优异的耐SCC性和耐SSC性。

本发明的目的在于，提供具有高强度、高温的氯化物环境下具有优异的耐SCC性和耐SSC性、并且σ相的析出受到抑制的双相不锈钢。

本发明提供的双相不锈钢，其按质量%计含有C：0.03%以下、Si：0.2～1%、Mn：高于5.0%且为10%以下、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Ni：4.5～8%、sol.Al：0.040%以下、N：高于0.2%且为0.4%以下、Cr：24～29%、Mo：0.5～不足1.5%、Cu：1.5～3.5%、和W：0.05～0.2%，剩余部分由Fe和杂质组成，并且满足式(1)。

Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≥65(1)

在式(1)中的各元素符号代入所对应的元素的含量(质量%)。

本发明提供的双相不锈钢具有高强度、高温氯化物环境下具有优异的耐SCC性和耐SSC性。进而，σ相的析出受到抑制。

上述双相不锈钢可以还含有V：1.5%以下来替代Fe的一部分。

上述双相不锈钢可以还含有选自由Ca：0.02%以下、Mg：0.02%以下、和B：0.02%以下组成的组中的一种或两种以上来替代Fe的一部分。

附图说明

图1为表示双相不锈钢的Mn含量与屈服强度及σ相析出的关系的图。

图2为表示双相不锈钢的Mo含量与屈服强度及σ相析出的关系的图。

图3为表示Mn含量及F1=Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2与耐SCC性的关系的图。

图4A为实施例中制作的板材的俯视图。

图4B为图4A所示的板材的主视图。

图5A为实施例中制作的焊接接头的俯视图。

图5B为图5A所示的焊接接头的主视图。

具体实施方式

以下参照附图对本发明的实施方式进行详细说明。对图中相同或相当部分附加相同符号，并且不重复其说明。以下，元素的含量的“%”只要没有说明则指的是质量%。

本发明人等对双相不锈钢的强度、高温氯化物环境下的耐SCC性及耐SSC性、σ相析出的抑制进行了调查及研究。其结果，本发明人等得到以下发现。

(A)Mo使钢的强度提高，但是促进σ相的析出。因此，Mo含量优选尽可能抑制得低。进而，W价格昂贵，因此W含量也优选尽可能抑制得低。

(B)若将Mo含量和W含量抑制得低，则双相不锈钢的强度降低。因此，通过提高Mn含量来替代Mo及W，提高双相不锈钢的强度。

图1为表示Mn含量与屈服强度及σ相析出的关系的图。图2为表示Mo含量与屈服强度及σ相析出的关系的图。图1和图2基于后述的实施例1和实施例3的拉伸试验和σ相面积率测定试验得到。图1和图2中，空心记号“○”指的是在σ相面积率测定试验中、未观察到σ相。实心记号“●”指的是观察到σ相。

参照图1和图2，在双相不锈钢中，Mo含量越高则屈服强度越高，同样地，Mn含量越高则屈服强度越高。而若Mn含量高于5.0%，则双相不锈钢的屈服强度达到550MPa以上、能够得到高的强度。

进而，Mo含量高时，双相不锈钢观察到σ相，与此相对，即使Mn含量升高，双相不锈钢也未观察到σ相。因此，若含有高于5.0%的Mn，则可以替代Mo和W来提高双相不锈钢的强度，并且σ相的生成也可以受到抑制。

(C)若Mn含量高于5.0%，则高温氯化物环境下，形成于双相不锈钢的表面的腐蚀覆膜变得不稳定。若腐蚀覆膜变得不稳定，则高温氯化物环境下耐SCC性降低。

为了提高含有高于5.0%的Mn的双相不锈钢的耐SCC性，使Ni含量为4.5%以上。Ni对于含有高于5.0%的Mn的双相不锈钢中的腐蚀覆膜的稳定化而言是有效的。若含有4.5%以上的Ni，则含有高于5.0%的Mn的双相不锈钢的耐SCC性提高。

(D)为了提高含有高于5.0%的Mn的双相不锈钢的耐SCC性，优选除了上述(C)之外，进而双相不锈钢还满足下式(1)。

Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≥65(1)

在式(1)中的各元素符号代入所对应的元素的质量%。

Cr、Ni、Mo和W都使腐蚀覆膜稳定化。在此，定义为F1=Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2。若F1满足式(1)，则即使Mn含量高于5.0%、也会形成稳定的腐蚀覆膜。因此，双相不锈钢的耐SCC性提高。

图3为表示Mn含量及F1与耐SCC性的关系的图。图3是基于后述的实施例3中的SCC试验结果得到的。图3中的空心记号“○”指的是未观察到SCC。实心记号“●”指的是观察到SCC。

参照图3，对于含有高于5.0%的Mn的双相不锈钢而言，若F1为65以上，则能够不依赖于Mn含量地得到优异的耐SCC性。另一方面，若F1值不足65，则在含有5.0%以上的Mn的双相不锈钢中产生SCC。因此，含有5.0%以上的Mn的双相不锈钢的情况下，通过满足式(1)，能够得到优异的耐SCC性。

基于以上的发现，本发明人等完成了本实施方式提供的双相不锈钢。以下对本实施方式提供的双相不锈钢进行详细说明。

[化学组成]

本实施方式提供的双相不锈钢具有以下的化学组成。

C：0.03%以下

碳(C)与氮(N)同样地使钢中的奥氏体相稳定化。另一方面，若C含量过高，则容易析出粗大的碳化物，钢的耐蚀性、特别是耐SCC性降低。因此，C含量为0.03%以下。优选的C含量的上限不足0.03%，更优选为0.02%，进一步优选不足0.02%。

Si：0.2～1%

硅(Si)在将双相不锈钢之间焊接时确保焊接金属的流动性。因此，焊接缺陷的产生受到抑制。另一方面，若Si含量过高，则生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，Si含量为0.2～1%。优选的Si含量的下限高于0.2%，更优选为0.35%，进一步优选为0.40%。优选的Si含量的上限不足1%，更优选为0.80%，进一步优选为0.65%。

Mn：高于5.0%且为10%以下

锰(Mn)使N对于钢的溶解度提高。因此，Mn抑制σ相的析出并且提高钢的强度。另一方面，若Mn含量过高，则钢的耐蚀性(耐SCC性和耐SCC性)降低。因此，Mn含量高于5.0%且为10%以下。优选的Mn含量的下限为5.5%，进一步优选高于6.0%。优选的Mn含量的上限不足10%。

P：0.040%以下

磷(P)为杂质。P使钢的耐蚀性和韧性降低。因此，P含量优选尽可能低。P含量为0.040%以下。优选的P含量不足0.040%，更优选为0.030%以下，进一步优选为0.020%以下。

S：0.010%以下

硫(S)为杂质。S使钢的热加工性降低。S进而形成硫化物、成为点腐蚀的产生起点。因此，S含量优选尽可能低。S含量为0.010%以下。优选的S含量不足0.010%，更优选为0.007%以下，进一步优选为0.002%以下。

Ni：4.5～8%

镍(Ni)使钢中的奥氏体相稳定化。Ni进而使钢的耐蚀性提高。特别是如本实施方式那样Mn含量高于5.0%时，Ni使高温氯化物环境下的钢的腐蚀覆膜稳定化。另一方面，若Ni含量过高，则双相不锈钢中的铁素体相的比例减少。进而，显著析出以σ相为代表的金属间化合物。因此，Ni含量为4.5～8%。优选的Ni含量的下限高于4.5%，进一步优选高于5%。优选的Ni含量的上限不足8%，更优选为7%，进一步优选为6.5%。

Sol.Al：0.040%以下

铝(Al)使钢脱氧。另一方面，若Al含量过高，则与钢中的N结合而形成AlN、钢的耐蚀性和韧性降低。因此，Al含量为0.040%以下。优选的Al含量的下限为0.005%。优选的Al含量的上限不足0.040%，更优选为0.030%，进一步优选为0.020%，本实施方式中，Al含量是酸可溶Al的含量(Sol.Al)。

N：高于0.2%且为0.4%以下

氮(N)为强的奥氏体构成组分，使双相不锈钢的热稳定性、强度和耐蚀性(特别是耐点腐蚀性)提高。另一方面，若N含量过高，则容易产生作为焊接缺陷的气孔。进而，由于焊接时的热影响而生成粗大的氮化物，使钢的韧性和耐蚀性降低。因此N含量高于0.2%且为0.4%以下。优选的N含量的上限不足0.4%，更优选为0.35%，进一步优选为0.30%。

Cr：24～29%

铬(Cr)使钢的耐蚀性、特别是氯化物环境下的耐SCC性提高。另一方面，若Cr含量过高则显著析出以σ相为代表的金属间化合物、钢的热加工性和焊接性降低。因此，Cr含量为24～29%。优选的Cr含量的下限高于24%，更优选为24.5%，进一步优选为25%。优选的Cr含量的上限不足29%。

Mo：0.5～不足1.5%

钼(Mo)使钢的耐SSC性和耐SCC性提高、特别是使耐SSC性提高。另一方面，若Mo含量过高，则显著析出以σ相为代表的金属间化合物。因此，Mo含量为0.5～不足1.5%。优选的Mo含量的下限高于0.5%，更优选为0.7%，进一步优选为0.8%。优选的Mo含量的上限为1.4%，进一步优选为1.2%。

Cu：1.5～3.5%

铜(Cu)使高温的氯化物环境下钝态覆膜强化，使钢的耐SCC性提高。Cu进而抑制铁素体相和奥氏体相的边界中的σ相的生成。具体而言，在大线能量焊接时，Cu在基体中极微细地析出。所析出的Cu成为生成σ相的核的结点。所析出的Cu与作为本来的σ相的核生成结点的铁素体相和奥氏体相的边界竞争。其结果，铁素体相和奥氏体相的边界中的σ相的析出受到抑制。Cu进而使钢的强度提高。另一方面，若Cu含量过高则钢的热加工性降低。因此，Cu含量为1.5～3.5%。优选的Cu含量的下限高于1.5%，进一步优选为2.0%。优选的Cu含量的上限不足3.5%，进一步优选为3.0%。

W：0.05～0.2%

钨(W)使钢的耐SSC性和耐SCC性提高。另一方面，若W含量过高，则其效果饱和，制造成本也升高。因此，W含量为0.05～0.2%。优选的W含量的下限高于0.05%。优选的W含量的上限不足0.2%，进一步优选为0.15%。

本实施方式提供的双相不锈钢的剩余部分由铁(Fe)和杂质组成。在此所称的杂质指的是由用作钢的原料的矿石、废料、或制造过程的环境等混入的元素。

本实施方式提供的双相不锈钢进而可以含有V来替代Fe的一部分。

V：1.5%以下

钒(V)为选择元素。V使钢的耐蚀性提高、特别是使酸性环境下的钢的耐蚀性提高。若含有V，则即使少也能够得到上述效果。另一方面，若V含量过高，则钢中的铁素体相的比例过度增大，钢的韧性和耐蚀性降低。因此，V含量为1.5%以下。优选的V含量的下限为0.05%。

本实施方式提供的双相不锈钢进而含有选自由Ca、Mg、和B组成的组中的一种或两种以上来替代Fe的一部分。Ca、Mg和B使钢的热加工性提高。

Ca：0.02%以下

Mg：0.02%以下

B：0.02%以下

钙(Ca)、镁(Mg)和硼(B)都为选择元素。Ca、Mg和B都使钢的热加工性提高。例如通过斜轧法制造无缝钢管时，要求高的热加工性。这种情况下，只要含有Ca、Mg和B中的一种以上，则钢的热加工性提高。若含有这些元素，则即使少也能够得到上述效果。另一方面，若这些元素中的一种以上的含量过高，则钢中的氧化物、硫化物和金属间化合物增加。氧化物、硫化物和金属间化合物成为点腐蚀的起点，因此钢的耐蚀性降低。因此，Ca含量为0.02%以下，Mg含量为0.02%以下，B含量为0.02%以下。

Ca含量、Mg含量和B含量的优选下限都为0.001%。Ca含量、Mg含量和B含量的优选上限都不足0.02%，更优选为0.010%，进一步优选为0.0050%。

[关于式(1)]

本实施方式提供的双相不锈钢的化学组成进而满足式(1)。

Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≥65(1)

在式(1)中的各元素符号代入所对应的元素的含量(质量%)。

Cr、Ni、Cu、Mo和W都使高温氯化物环境下、含有高于5.0%的Mn的双相不锈钢的腐蚀覆膜稳定化。这些元素中，Ni最能够使腐蚀覆膜稳定化。因此，Ni含量乘以系数“8”。另一方面，W对于腐蚀覆膜的稳定化的贡献率小。因此，W含量乘以系数“1/2”。

如图3所示，若F1=Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2为65以上，则含有高于5.0%的Mn的双相不锈钢中，耐SCC性提高。另一方面，若F1不足65，则高温氯化物环境下，含有高于5.0%的Mn的双相不锈钢的耐SCC性降低。

[屈服强度]

本实施方式提供的双相不锈钢的屈服强度为550MPa以上。在此，屈服强度以0.2%条件屈服应力定义。本实施方式提供的双相不锈钢中，替代抑制作为提高强度的元素的Mo含量和W含量，含有多于5.0%的相同地作为提高强度的元素的Mn。因此能够得到550MPa以上的高强度。

[制造方法]

对本实施方式提供的双相不锈钢的制造方法进行说明。首先，将具有上述化学组成、并且满足式(1)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，制造双相不锈钢材。双相不锈钢材例如为双相不锈钢板、双相不锈钢管。

双相不锈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，制造双相不锈钢板。热加工例如为热锻、热轧。

双相不锈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管可以为无缝钢管或焊接钢管。

双相不锈钢管为焊接钢管时，例如对上述双相不锈钢板实施弯曲加工，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材实施固溶热处理。具体而言，将双相不锈钢材装入到热处理炉，在周知的固溶热处理温度(900～1200℃)下均热。均热后，通过水冷等将双相不锈钢材骤冷。

通过以上的工序制造双相不锈钢材。所制造的双相不锈钢材的屈服强度为550MPa以上。本实施方式提供的双相不锈钢材为固溶热处理原样的材料。

实施例1

制造多种化学组成的双相不锈钢板，评价所制造的双相不锈钢板的屈服强度和σ相敏感性。

[试验方法]

使用真空熔化炉制造具有表1所示化学组成的记号A～K的钢液。由所制造的钢液制造钢锭。各钢锭的质量为150kg。

在表1中的“F1”栏记录F1(式(1)的左边)的值。

将钢锭加热到1250℃。将加热了的钢锭热锻，制造厚度40mm的钢板。将钢板加热到1250℃。将加热了的钢板热轧，从而制造厚度15mm的钢板。

对所制造的钢板实施固溶热处理，制造供试钢板。具体而言，将钢板在1025～1070℃下均热30分钟，将均热后的钢板水冷。通过以上的工序制造供试钢板。

[拉伸试验]

由各记号的供试钢板采集圆棒拉伸试验片。圆棒拉伸试验片的平行部的直径为4mm、长度为20mm。圆棒拉伸试验片的长度方向垂直于供试钢板的轧制方向。使用圆棒拉伸试验片，在常温(25℃)下实施拉伸试验，测定屈服强度(MPa)。将0.2%条件屈服应力定义为屈服强度。

[σ相的面积率测定试验]

通常，σ相析出的温度为850～900℃。因此，通过以下方法评价各记号的供试钢板的σ相敏感性。900℃下将供试钢板均热10分钟。由均热后的供试钢板采集具有与供试钢板的轧制方向垂直的表面(以下称为观察面)的试验片。将所采集的试验片的观察面进行镜面研磨及蚀刻。

使用500倍的光学显微镜，在经过蚀刻的断面中，选择任意四个视野，在各视野中进行图像分析。用于图像分析的各视野的面积约40000μm²。通过图像分析，求出各视野内的σ相的面积率(%)。将由四个视野得到的面积率(%)的平均定义为该记号的供试钢板的σ相的面积率(%)。σ相的面积率为1%以上时，判断为σ相析出。σ相的面积率不足1%时，判断为σ相未析出。

[试验结果]

表2示出试验结果。

[表2]

表2

在表2中的YS(MPa)栏记载各记号的供试钢板的屈服强度(MPa)。在“σ相敏感性”栏记载各记号的供试钢板的σ相的面积率测定试验的结果。“NF”指的是判断为未析出σ相。“F”指的是判断为析出了σ相。

参照表2，记号A～F的化学组成都处于本发明的化学组成的范围内，并且F1值满足式(1)。因此，记号A～F的供试材的屈服强度为550MPa以上，并且也未析出σ相。

另一方面，记号G及H的Mn含量不足本发明的Mn含量的下限。因此，记号G及H的屈服强度不足550MPa。

记号I～K的Mn含量不足本发明的Mn含量的下限。进而，记号I～K的Mo含量超过本发明的Mo含量的上限。因此，虽然记号I～K的屈服强度为550MPa以上，但是在记号I～K的任意一供试钢板中都析出σ相。

实施例2

用记号C及D、和记号I及J的各供试钢板制作焊接接头，评价接头部的σ相敏感性。

[试验方法]

由记号C、D、I及J的供试钢板制作图4A和图4B所示的四块板材10。图4A为板材10的俯视图、图4B为板材10的主视图。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10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。对于各记号，通过TIC焊接，将两块板材10焊接，制作两个图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为焊接接头20的主视图。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的长边方向上延伸。各记号的焊接部30均使用具有表3所示化学组成、外径2mm的焊接材料来形成。

[表3]

表3

各记号的两个焊接接头20中，一个焊接接头20的TIG焊接中的线能量为15kJ/cm。另一个焊接接头20的TIG焊接中的线能量为35kJ/cm。

[σ相的面积率测定试验]

将各试验编号的焊接接头20在垂直于其焊接部30的长度方向及表面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)，在各视野进行图像分析。图像分析中利用的各视野的面积为约40000μm²。通过图像分析，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1%以上时，判断为σ相析出。σ相的面积率不足1%时，判断为σ相未析出。

[试验结果]

表4示出试验结果。

[表4]

表4

在表4中的“线能量”栏的“15kJ/cm”栏记载TIG焊接的线能量为15kJ/cm下的各记号的试验结果。在“35kJ/cm”栏记载TIG焊接的线能量为35kJ/cm下的各记号的试验结果。栏内的“NF”指的是σ相的面积率不足1%、σ相未析出。“F”指的是σ相的面积率为1%以上、σ相析出。

参照表4，记号C及D的化学组成处于本发明的化学组成的范围内，F1值也满足式(1)。因此，TIG焊接的任意一线能量的情况下(15kJ/cm和35kJ/cm)，HAZ中都未析出σ相。

另一方面，记号I及J的Mo含量超过本发明的Mo含量的上限。因此，TIG焊接的任意一线能量的情况下(15kJ/cm和35kJ/cm)，HAZ中都析出σ相。

实施例3

与实施例1同样地制造多种化学组成的多种双相不锈钢板，评价所制造的双相不锈钢板的屈服强度、σ相的有无、耐SSC性和耐SCC性。

[试验方法]

使用真空熔化炉制造具有表5所示化学组成的记号A～L、M～Z、AA～AC的钢液。由所制造的钢液制造钢锭。各钢锭的质量为150kg。

基于与实施例1相同的制造条件，制造各记号的供试钢板。然后，通过与实施例1相同的方法，求出各记号的供试钢板的屈服强度(MPa)。进而，对于各记号的供试钢板，通过与实施例1相同的方法，实施σ相的面积率测定试验。

进而，对于各记号的供试钢板，实施以下所示的SCC试验和SSC试验，评价各记号的供试钢板的耐SCC性和耐SSC性。

[SCC试验]

由各记号的供试钢板采集4点弯曲试验片(以下仅称为试验片)。试验片的长度为75mm、宽度为10mm、厚度为2mm。试验片的长度方向垂直于供试钢板的轧制方向。对试验片利用4点弯曲附加挠曲。根据ASTMG39，使施加到试验片的应力与各试验片的0.2%条件屈服应力相等来确定各试验片的挠曲量。

准备加压封入了3MPa的CO₂的150℃的高压釜。将施加了挠曲的各试验片在高压釜内浸渍于按质量计为25%的NaCl水溶液720小时。经过720小时后，评价各试验片是否产生裂纹。具体而言，对试验片的拉伸应力附加部分的断面用100倍的光学显微镜进行观察，通过肉眼判断裂纹的有无。

[SSC试验]

由各记号的供试钢板采集与SCC试验的情况相同的4点弯曲试验片。在与SCC试验的情况相同的条件下，对各试验片利用4点弯曲赋予挠曲。

准备封入了3MPa的CO₂及0.003MPa的H₂S的90℃的高压釜。将上述施加了挠曲的试验片在高压釜中浸渍于按质量计为5%的NaCl水溶液720小时。经过720小时后，用与SCC试验的情况相同的方法评价各试验片是否产生裂纹。

[试验结果]

表6示出试验结果。

[表6]

表6

在表6中的“耐SCC性”栏记载SCC试验的评价结果。在“耐SSC性”栏记载SSC试验的评价结果。任意一栏中，“NF”指的是未观察到裂纹。F”指的是观察到裂纹。

参照表6，记号A～F及L～R的化学组成处于本发明的范围内，并且F1值满足式(1)。因此，屈服强度为550MPa以上，并且σ相未析出。其结果，这些供试钢板中，未观察到SCC和SSC。

另一方面，记号S的Mn含量不足本发明的Mn含量的下限。因此，屈服强度不足550MPa。记号S中，进而N含量不足本发明的N含量的下限。因此，SCC试验中产生点腐蚀，观察到SCC。记号S中，进而Mo含量不足本发明的Mo含量的下限。因此，SSC试验中观察到SSC。

记号T～V的Ni含量不足本发明的Ni含量的下限，F1值不满足式(1)。因此，SCC试验中观察到SCC。

记号W的Cu含量不足本发明的Cu含量的下限。因此，记号W的屈服强度不足550MPa。记号W中，进而Mo含量不足本发明的Mo含量的下限。因此，SSC试验中观察到SSC。记号W中进而Ni含量及Cr含量低于本发明的Ni含量及Cr含量，F1值不满足式(1)。进而，C含量高于本发明的C含量。因此，记号W中，SCC试验中观察到SCC。记号W中，Ni含量及Cr含量过低并且由于过量的C而生成Cr碳化物，因此腐蚀覆膜不稳定，认为产生了SCC。

记号X的Cr含量低于本发明的Cr含量，F1值不满足式(1)。记号X中，进而C含量高于本发明的C含量。因此，记号X中，在SCC试验中观察到SCC。记号X中，Cr含量过低并且由于过量的C而生成Cr碳化物，因此腐蚀覆膜不稳定，认为产生了SCC。

记号Y及Z的N含量不足本发明的N含量的下限，并且F1值不满足式(1)。因此，在SCC试验中，产生点腐蚀，观察到SCC。

记号AA～AC的化学组成处于本发明的化学组成的范围内。但是，这些记号的F1值都不满足式(1)。因此，记号AA～AC中，在SCC试验中观察到SCC。这些记号由于不满足式(1)，因此腐蚀覆膜不稳定，认为产生了SCC。

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。

Claims

1.一种双相不锈钢，其按质量％计组成为

C：0.03％以下、

Si：0.2～1％、

Mn：高于6.0％且不足10％、

P：0.040％以下、

S：0.010％以下、

Ni：高于5.0％且为8％以下、

sol.Al即酸可溶Al：0.040％以下、

N：高于0.2％且为0.4％以下、

Cr：24～29％、

Mo：0.5～不足1.5％、

Cu：1.5～3.5％、和

W：0.05～0.2％，

剩余部分由Fe和杂质组成，

并且满足式(1)，

Cr+8Ni+Cu+Mo+W/2≥65(1)

在式(1)中的各元素符号代入所对应的元素的含量，其中含量的单位为质量％。

2.根据权利要求1所述的双相不锈钢，其还含有V：1.5％以下来替代Fe的一部分。

3.根据权利要求1或2所述的双相不锈钢，其还含有选自由Ca：0.02％以下、Mg：0.02％以下、和B：0.02％以下组成的组中的一种或两种以上来替代Fe的一部分。