CN109072386A - 双相不锈钢和双相不锈钢的制造方法 - Google Patents

双相不锈钢和双相不锈钢的制造方法 Download PDF

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Abstract

提供一种低温韧性优异的双相不锈钢。双相不锈钢的化学组成以质量％计含有C：0.03％以下、Si：0.1～0.8％、Mn：2.3％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.040％以下、Ni：3～7％、Cr：20～28％、Mo：0.5～2.0％、Cu：大于2.0％且为4.0％以下、Co：0.02～0.5％、N：0.1～0.35％、O：0.010％以下等，所述双相不锈钢具有包含奥氏体相和铁素体相的组织，所述铁素体相的面积率为30～60％，在用电子探针显微分析仪测得的Ni含量的分布中，将频率的两个极大值中Ni含量高的一侧的极大值设为NiH、将Ni含量低的一侧的极大值设为NiL时，NiH和NiL满足下述式(1)。0.70×NiL≤NiH (1)。

Description

双相不锈钢和双相不锈钢的制造方法
技术领域
本发明涉及一种双相不锈钢和双相不锈钢的制造方法。更具体而言，本发明涉及一种适合作为管线管用钢材的双相不锈钢及其制造方法。
背景技术
油田、气田产出的石油或天然气中，作为伴生气体，含有二氧化碳(CO2)、硫化氢气体(H2S)等腐蚀性气体。输送这种含有腐蚀性气体的石油或天然气的管线管要用到双相不锈钢等高耐腐蚀性材料。
专利公报4640536中公开了一种双相不锈钢，其高热输入焊接时的溶接性优秀，且在含腐蚀性伴生气体的氯化物环境下的抗应力腐蚀裂纹性优秀。
专利公报5170351公报中公开了一种双相不锈钢，其具有高强度，并具有在高温氯化物环境下优秀的抗应力腐蚀裂纹性和抗硫化物应力腐蚀裂纹性。
专利公报5206904中公开了一种双相不锈钢，其可以抑制高热输入焊接时σ相的析出，在高温氯化物环境下的抗应力腐蚀裂纹性优秀，且具有高强度。
专利公报5229425中公开了一种具有高强度和高韧性的双相不锈钢。
国际公开第2012/111535号中公开了一种双相不锈钢焊接接头，其可以抑制高热输入焊接时σ相的析出，在高温氯化物环境下的抗应力腐蚀裂纹性优秀，且具有高强度。
国际公开第2012/121380号中公开了一种省合金双相不锈钢，其具有与常规双相不锈钢同等的耐腐蚀性，并抑制了焊接热影响部位的耐腐蚀性下降。特开2010-84220号公报中公开了一种冲击韧性优秀的省Ni双相不锈钢。
发明内容
预计今后在北海等低温地区也会推进管线管的铺设。而用于这种用途的双相不锈钢在耐腐蚀性的基础上，还需要有低温韧性。
双相不锈钢由奥氏体相和铁素体相构成，其性能由各相的特性决定。已知通过增加奥氏体相的量，可以提高韧性。但是，韧性与奥氏体相的量之间并非单纯的比例关系，最佳的比例并不明确。另外，在某种温度下具有足够韧性的材料，在更低温度下未必具有足够的韧性。
上述专利文献中，专利公报4640536、专利公报5170351和专利公报5206904对低温韧性未进行评价。专利公报5229425中虽然评价了0℃的吸收能，但没有评价更低温度下的韧性。专利公报5013030中虽然评价了焊接金属的低温韧性，但没有评价母材的低温韧性。
国际公开第2012/121380号和特开2010-84220号公报中，对于其双相不锈钢的用途，例举了化工罐等。但是，其双相不锈钢是否可以用于在酸性的氯化物环境下使用的管线管，却是未知数。另一方面，如果为了提高耐腐蚀性而增加了合金元素的含量，则可能不能保持原先期望的相平衡。
本发明的目的在于提供一种低温韧性优异的双相不锈钢及其制造方法。
本发明的一个实施方式的双相不锈钢的化学组成以质量％计为C：0.03％以下、Si：0.1～0.8％、Mn：2.3％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.040％以下、Ni：3～7％、Cr：20～28％、Mo：0.5～2.0％、Cu：大于2.0％且为4.0％以下、Co：0.02～0.5％、N：0.1～0.35％、O：0.010％以下、V：0～1.5％、Ca：0～0.02％、Mg：0～0.02％、B：0～0.02％、REM：0～0.2％、余量：Fe和杂质，所述双相不锈钢具有包含奥氏体相和铁素体相的组织，所述铁素体相的面积率为30～60％，在使用电子探针显微分析仪对300×300μm2的区域以0.6μm的间隔测定Ni含量、并将组距设定为0.05质量％而得到的Ni含量的分布中，将频率的两个极大值中Ni含量高的一侧的极大值设为NiH、将Ni含量低的一侧的极大值设为NiL时，NiH和NiL满足下述式(1)。
0.70×NiL≤NiH (1)
本发明的一个实施方式的双相不锈钢的制造方法包括：准备坯料的工序，所述坯料的化学组成以质量％计为C：0.03％以下、Si：0.1～0.8％、Mn：2.3％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.040％以下、Ni：3～7％、Cr：20～28％、Mo：0.5～2.0％、Cu：大于2.0％且为4.0％以下、Co：0.02～0.5％、N：0.1～0.35％、O：0.010％以下、V：0～1.5％、Ca：0～0.02％、Mg：0～0.02％、B：0～0.02％、REM：0～0.2％、余量：Fe和杂质；将所述坯料进行热加工的工序；以及，将所述热加工的坯料以960～1045℃的温度进行固溶处理的工序。
通过本发明，可得到低温韧性优异的双相不锈钢。
附图说明
图1是示出焊接热循环模拟(Gleeble)试验结果的图。
图2是示出由实施例制得的钢材的Ni含量分布的图。
图3是示出固溶温度与脆化率之间关系的散点图。
图4是示出固溶温度与(NiH/NiL)之间关系的散点图。
具体实施方式
本发明人等通过分析双相不锈钢的低温韧性，得到了以下发现。
双相不锈钢的低温韧性不仅受奥氏体相和铁素体相之间比例的影响，还受到成分在各相中的分配的影响。尤其会受到双相不锈钢中Ni分布状态的影响。具体而言，在双相不锈钢的Ni含量的分布中，将频率的两个极大值中Ni含量高的一侧的极大值设为NiH、将Ni含量低的一侧的极大值设为NiL时，若NiH和NiL满足下述式(1)，可得到优异的低温韧性。
0.70×NiL≤NiH (1)
NiH与NiL的比例，即(NiH/NiL)可通过双相不锈钢制造时的固溶温度进行调整。具体而言，如果降低固溶温度，则(NiH/NiL)变大。
另一方面，如果降低固溶温度，有可能会出现生成σ相、Cr2N、Cu析出物等析出相，韧性反而下降的情况。为了避免生成析出相，普通双相不锈钢一般是在1070℃左右进行固溶处理，但是采用该温度的话，难以满足式(1)。
如果限制Ni、Mo、Si等元素的含量，尤其是限制Ni含量的话，可以抑制析出相的生成。但是，Ni同时也是用来提高韧性的元素，所以如果限制Ni含量，即使满足了式(1)也得不到所需的韧性。
钴(Co)可提高双相不锈钢的韧性。Co不像Ni那样会促使σ相析出。另外，Co虽然是奥氏体形成元素，但其影响与Ni相比较小，即使含有Co，相平衡(奥氏体相和铁素体相的比例)也不会有太大改变。因此，为了弥补由于限制Ni而导致的韧性下降，使其中含有Co是有效的。
要提高韧性，减少非金属夹杂物也是很重要的。尤其重要的是减少氧化物类夹杂物。因此，需要严格限制氧的含量。
在如上述这般调整化学组成的基础上，将固溶温度设定在960～1045℃，可抑制析出相的生成，且满足式(1)。由此，可得到具有优异的低温韧性的双相不锈钢。
基于以上发现，完成了本发明。以下详细说明本发明的一个实施方式的双相不锈钢。
[化学组成]
本实施方式的双相不锈钢具有以下说明的化学组成。以下的说明中，元素含量的“％”表示质量％。
C：0.03％以下
碳(C)可使奥氏体稳定。但是，C含量大于0.03％时，容易析出碳化物，导致耐腐蚀性下降。因此，C含量为0.03％以下。C含量的下限优选为0.002％，更优选为0.005％。C含量的上限优选为0.025％，更优选为0.02％。
Si：0.1～0.8％
硅(Si)可提高焊接时熔融金属的流动性，因此在防止焊接缺陷方面是有效的元素。Si含量低于0.1％时，不能充分获得该效果。另一方面，Si含量大于0.8％时，容易生成σ相等析出相。因此，Si含量为0.1～0.8％。Si含量的下限优选为0.2％，更优选为0.3％。Si含量的上限优选为0.7％，更优选为0.6％。
Mn：2.3％以下
锰(Mn)可通过脱硫和脱氧效果提高热加工性。另外，Mn可增大N的溶解度。但是，Mn含量大于2.3％时，耐腐蚀性和韧性下降。另外，Cu含量较高的本实施方式的双相不锈钢中，如果Mn含量过高，就无法恰当地保证铁素体相和奥氏体相之间的平衡。因此，Mn含量为2.3％以下。Mn含量的下限优选为0.1％，更优选为0.5％。Mn含量的上限优选为2.1％，更优选为2.0％。Mn含量进而优选为低于2.0％，更优选为1.9％以下。
P：0.040％以下
磷(P)会作为杂质混入钢中，使钢的耐腐蚀性和韧性下降。因此，P含量为0.040％以下。P含量优选为0.030％以下，更优选为0.025％以下。
S：0.010％以下
硫(S)会作为杂质混入钢中，使钢的热加工性下降。另外，硫化物会成为点蚀发生的起点，使钢的耐点蚀性下降。因此，S含量为0.010％以下。S含量优选为0.005％以下，更优选为0.002％以下。
sol.Al：0.040％以下
铝(Al)可使钢脱氧。另一方面，钢中的N含量多的情况下，Al会作为氮化铝(AlN)析出，使钢的韧性和耐腐蚀性下降。因此，Al含量为0.040％以下。Al含量的下限优选为0.001％，更优选为0.005％。Al含量的上限优选为0.030％，更优选为0.025％。需要说明的是，本实施方式中的Al含量是指酸溶铝(sol.Al)的含量。
Ni：3～7％
镍(Ni)可使奥氏体稳定。Ni还可提高钢的韧性。Ni含量低于3％时，不能充分获得这些效果。另一方面，Ni含量大于7％时，容易生成σ相等析出相。因此，Ni含量为3～7％。Ni含量的下限优选为3.5％，更优选为4.0％。Ni含量的上限优选为6.5％，更优选为6％。
Cr：20～28％
铬(Cr)可提高钢的耐腐蚀性。Cr含量低于20％时，不能充分获得该效果。另一方面，Cr含量大于28％时，容易生成σ相等析出相。因此，Cr含量为20～28％。Cr含量的下限优选为21％，更优选为22％。Cr含量的上限优选为27％，更优选为26％。
Mo：0.5～2.0％
钼(Mo)可提高钢的耐腐蚀性。Mo含量低于0.5％时，不能充分获得该效果。另一方面，Mo含量大于2.0％时，容易生成σ相等析出相。因此，Mo含量为0.5～2.0％。Mo含量的下限优选为0.7％，更优选为1.0％。Mo含量的上限优选为1.8％，更优选为1.6％。
Cu：大于2.0％且为4.0％以下
铜(Cu)在含腐蚀性酸性气体的氯化物环境中，会增强以Cr为主成分的钝化覆膜。Cu还会在高热输入焊接时，微细析出到基质中，从而抑制在铁素体相和奥氏体相之间的界面处生成σ相。Cu含量在2.0％以下时，不能充分获得该效果。另一方面，Cu含量大于4.0％时，钢的热加工性下降。因此，Cu含量大于2.0％且为4.0％以下。Cu含量的下限优选为2.1％，更优选为2.2％。Cu含量的上限优选为3.8％，更优选为3.5％。
Co：0.02～0.5％
钴(Co)可提高双相不锈钢的韧性。本实施方式的双相不锈钢中，为了抑制σ相等析出相的生成，限制了Ni含量，因此含有Co更具效果。Co含量低于0.02％时，无法获得该效果。另一方面，Co昂贵，而且如果大量添加，则钢材的相平衡会改变，可能对性能造成影响。故而Co含量的上限设为0.5％。因此，Co含量为0.02～0.5％。Co含量的下限进而优选为0.05％，更优选为0.08％。Co含量的上限优选为0.3％，更优选为0.2％。
N：0.1～0.35％
氮(N)是一种强大的奥氏体形成元素，可提高双相不锈钢的热稳定性和耐腐蚀性。本实施方式的双相不锈钢由于大量含有铁素体形成元素Cr和Mo，因此为了使铁素体相和奥氏体相之间的平衡是恰当的，使N含量在0.1％以上。另一方面，N含量大于0.35％时，焊接时会产生吹孔。另外，焊接时生成的氮化物会导致焊接金属的韧性、耐腐蚀性下降。因此，N含量为0.1～0.35％。N含量的下限优选为0.12％，更优选为0.15％。N含量的上限优选为0.3％，更优选为0.25％。
O：0.010％以下
氧(O)会形成属于非金属夹杂物的氧化物，使双相不锈钢的韧性下降。因此，O含量为0.010％以下。O含量优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
本实施方式的双相不锈钢化学组成的余量为Fe和杂质。在此所述的杂质是指，从作为钢的原料使用的矿石或废料中混入的元素，或从制造过程的环境等混入的元素。
本实施方式的双相不锈钢的化学组成可进一步含有以下说明的元素来代替Fe的一部分。以下说明的元素均为可选元素。即，本实施方式的双相不锈钢的化学组成可含或不含以下元素的一部分或全部。
V：0～1.5％
钒(V)是可选元素。V可提高双相不锈钢的耐腐蚀性。更具体而言，通过使V与Mo和Cu复合含有，可提高耐缝隙腐蚀性。只要些许含有V，就可获得该效果。另一方面，V含量大于1.5％时，铁素体相过多，会导致韧性和耐腐蚀性下降。因此，V含量为0～1.5％。V含量的下限优选为0.01％，更优选为0.03％。V含量的上限优选为1.2％，更优选为1.0％。
Ca：0～0.02％
Mg：0～0.02％
B：0～0.02％
REM：0～0.2％
钙(Ca)、镁(Mg)、硼(B)和稀土元素(REM)均为可选元素。这些元素均可固定S或O，使热加工性提高。只要些许含有这些元素，就可获得该效果。另一方面，Ca、Mg和B各自的含量大于0.02％时，非金属夹杂物增加，韧性、耐腐蚀性下降。因此，Ca、Mg和B各自的含量为0～0.02％。同样地，REM含量大于0.2％时，非金属夹杂物增加，韧性、耐腐蚀性下降。因此，REM含量为0～0.2％。
Ca含量的下限优选为0.0001％，更优选为0.0005％。Ca含量的上限优选为0.01％，更优选为0.005％。Mg含量的下限优选为0.001％，更优选为0.005％。B含量的下限优选为0.0001％，更优选为0.0005％。B含量的上限优选为0.01％，更优选为0.005％。
需要说明的是，REM是镧系的15种元素加上Y和Sc，共17种元素的总称，可含有这些元素中的一种以上。REM含量是指这些元素的总含量。REM含量的下限优选为0.0005％，更优选为0.001％。REM含量的上限优选为0.1％，更优选为0.05％。
[组织]
本实施方式的双相不锈钢由奥氏体相和铁素体相构成，余量为析出物和夹杂物。
本实施方式的双相不锈钢的组织中，铁素体相的面积率为30～60％。铁素体相的面积率低于30％时，无法充分获得双相不锈钢所追求的耐腐蚀性。另一方面，铁素体相的面积率大于60％时，韧性下降。铁素体相的面积率的下限优选为32％，更优选为34％。铁素体相的面积率的上限优选为55％，更优选为50％，进而优选为45％。
铁素体相的面积率可通过化学组成和固溶温度进行调整。具体而言，如果减少奥氏体形成元素(C、Mn、Ni、Cu、Co、N等)的含量，增加铁素体形成元素(Cr、Mo等)的含量，铁素体相的面积率就会增加。另外，如果提高固溶温度，铁素体相的面积率会增加。
铁素体相的面积率可如下测得。从双相不锈钢采集试验片。将采集的试验片进行机械抛光后，再进行电解抛光。用光学显微镜观察抛光后的样品。在350×350μm2的观察视场中，得出铁素体相的面积率。铁素体相的面积率由基于ASTM E562的点算法得出。
[关于式(1)]
双相不锈钢的低温韧性不仅受奥氏体相和铁素体相之间比例的影响，还受到成分在各相中的分配的影响。尤其会受到双相不锈钢中Ni分布状态的影响。本实施方式的双相不锈钢在双相不锈钢Ni含量的分布中，将频率的两个极大值中Ni含量高的一侧的极大值设为NiH、将Ni含量低的一侧的极大值设为NiL时，NiH和NiL满足下述式(1)。
0.70×NiL≤NiH (1)
更具体而言，如下得出NiH和NiL。从双相不锈钢采集试验片。将采集的试验片进行机械抛光后，再进行电解抛光。使用电子探针显微分析仪对抛光后的试验片进行分析。电子探针显微分析仪可使用例如日本电子制JXA-8100。具体而言，使用加速电压15kV的电子束对300×300μm2的区域以0.6μm的间隔呈格子状测定，得出各点的Ni含量。将得到的总计250000点数据以组距0.05质量％制作出Ni含量的分布(直方图)。该直方图中，与奥氏体相和铁素体相对应地出现两个极大值。在这两个极大值中，将Ni含量高的一侧的极大值(峰值)设为NiH，将Ni含量低的一侧的极大值(峰值)设为NiL。
(NiH/NiL)在0.7以上时，可得到优异的低温韧性。(NiH/NiL)优选为0.8以上，更优选为1.0以上。
[机械性能]
本实施方式的双相不锈钢优选下式定义的脆化率在8％以下。
脆化率(％)＝{1-(AE-60/AE-20)}×100
其中，AE-60和AE-20是由基于ASTM A370的测试方法测得的-60℃和-20℃下的吸收能。
本实施方式的双相不锈钢的脆化率更优选为7％以下，进而优选为6％以下。
本实施方式的双相不锈钢优选具有65ksi(448MPa)以上的屈服强度，更优选具有70ksi(483MPa)以上的屈服强度。
[制造方法]
以下对本实施方式双相不锈钢的制造方法的一个例子进行说明。注意，本实施方式的双相不锈钢的制造方法不限于此。
准备具有上述化学组成的坯料。例如，使用电炉、Ar-O2混合气体底吹脱碳炉(AOD炉)、真空脱碳炉(VOD炉)等，熔炼钢。熔炼的熔液例如可以铸成钢锭，也可以用连续铸造法铸成棒状的钢坯。例如，可以将熔炼的熔液铸成方形铸坯，该方形铸坯优选加热到1250℃以上的温度后，通过轧制加工成圆棒状的钢坯。如果轧制前的加热温度低，则加工性能下降。
将准备好的坯料热加工成规定的形状。热加工可以是例如热轧、热锻造、穿孔轧制、热挤出。可以将钢锭锻造成钢板，也可以将如上制得的圆棒状的钢坯穿孔轧制成无缝钢管。
热加工前的加热温度优选为1250℃以上。如果热加工前的加热温度低，则加工性能下降。
图1是对下述表1所述的钢A进行焊接热循环模拟试验的结果。焊接热循环模拟试验为如下的试验，在高温下进行拉伸试验，基于试验后的试验片的截面收缩率值(Reduction of Area)来评价加工性能。截面收缩率值越高，越表示变形良好，加工性能优；而截面收缩率值越低，越表示未变形而断裂，所以加工性能差。如图1所示，对于本实施方式的化学组成而言，在1250～1340℃的范围内，焊接热循环模拟试验后的试验片的截面收缩率值不变；而低于1200℃时，截面收缩率值下降，加工性能下降。
如果加工性能下降，则作为无缝钢管制造工序的穿孔轧制会变得困难。热加工前的加工温度更优选为高于1250℃，进而优选为1260℃以上。
另一方面，如果热加工前的加热温度过高，则热加工时容易产生缺陷。热加工前的加热温度的上限优选为1340℃，更优选为1300℃。
对热加工的坯料进行固溶处理。具体而言，将坯料加热到规定的固溶温度并保持规定的时间后，进行快速冷却。可以对热加工后的高温的坯料进行固溶处理，也可以将热加工的坯料冷却到常温附近之后，再加热进行固溶处理。需要说明的是，对热加工后的高温的坯料进行固溶处理是更优选的，这是因为可以抑制在固溶处理前的冷却过程中生成析出相。不过，由于本实施方式中采用的是不易生成析出相的化学组成的坯料，因此即使是再加热进行固溶处理的制造方法，也可以充分抑制析出相的生成。
固溶温度为960～1045℃。固溶温度低于960℃时，难以抑制σ相、Cu析出物等析出相的生成。固溶温度大于1045℃时，难以使(NiH/NiL)在0.7以上。固溶温度的下限优选为965℃，更优选为970℃。固溶温度的上限优选为1040℃，更优选为1030℃。
保持时间并不特别限定，优选为均热时间5分钟以上，更优选为均热时间10分钟以上。即使更长时间进行均热，效果也几乎饱和。从生产成本的角度考虑，均热时间优选为30分钟以下，更优选为20分钟以下。保持后的快速冷却可以是例如水冷。
以上对双相不锈钢制造方法的一个例子进行了说明。由该制造方法制得的双相不锈钢具有优异的低温韧性。
实施例
以下，通过实施例更具体地说明本发明。本发明并不限于这些实施例。
用电炉将具有表1所示化学组成的钢熔炼，将熔液铸成方形铸坯，将该方形铸坯加热到1285℃后，通过轧制加工得到圆棒状的钢坯。表1中，“-”表示相应元素的含量为杂质水平。
[表1]
将制得的圆棒状的钢坯加热到1285℃后，通过曼内斯曼法的穿孔轧制得到无缝钢管。对各个无缝钢管，用不同的固溶温度进行固溶处理。下述表2中，试验编号1～19和21，是将热加工后的无缝钢管冷却到常温附近后，再加热之后进行固溶处理。试验编号20，是将热加工后的高温的无缝钢管进行固溶处理。固溶处理的均热时间均为10分钟，均热后水冷到常温。
对于固溶处理后的各个无缝钢管，进行Ni含量的定量分析、组织观察、拉伸试验和夏比冲击试验。
[Ni含量的定量分析]
从各个无缝钢管采集试验片，用实施方式中说明的方法，得出NiH和NiL。电子探针显微分析仪使用日本电子制JXA-8100，电子束的加速电压为15kV。观察面与管轴方向垂直。从各个试验片观察300×300μm2的区域，对各个试验片从总计250000点数据中测得Ni含量的分布，得出NiH和NiL。
[组织观察]
从各个无缝钢管采集试验片，用实施方式中说明的方法，得出铁素体相的面积率。观察面与管轴方向垂直。
[拉伸试验]
从各个无缝钢管采集试验片，以基于ASTM A370的试验方法进行拉伸试验。试验片以平行部与管轴方向平行的方式采集。试验在常温下实施。以0.2％条件屈服强度作为屈服强度。
[夏比冲击试验]
从各个无缝钢管采集试验片，以基于ASTM A370的试验方法进行夏比冲击试验。试验片的宽度为5mm，厚度为10mm，长度为55mm，V缺口深度为2mm，以长度方向与管轴方向平行的方式采集。试验在-20℃和-60℃下实施。测得各温度下的吸收能AE-20和AE-60，得出脆化率。进而，用扫描型电子显微镜观察各个试验片的断口。将-20℃的试验片的塑性断口率为100％且脆化率在8％以下的情况评价为具有优异的低温韧性。
各个无缝钢管的制造条件和评价结果如表2所示。
[表2]
表2
表2的“固溶温度”一栏中记载了固溶处理时的均热温度。“铁素体率”一栏中记载了各无缝钢管的铁素体相的面积率。“塑性断口率”一栏的“○”表示夏比冲击试验中-20℃的试验片的塑性断口率为100％，同一栏的“×”表示低于100％。“NiH/NiL”一栏的“-”表示未进行Ni含量的定量分析。
试验编号4、5、8、10、12～14和20的无缝钢管在-20℃下的塑性断口率为100％，且脆化率在8％以下。
试验编号1的无缝钢管在-20℃下的塑性断口率低于100％。试验编号2和3的无缝钢管的脆化率大于8％。这些无缝钢管由于固溶温度过低，因此生成了σ相等析出相。
试验编号6、7、9和11的无缝钢管的脆化率大于8％。可认为这是由于(NiH/NiL)过低。可认为(NiH/NiL)过低是由于固溶温度过高导致的。
试验编号15的无缝钢管的脆化率大于8％。可认为这是由于钢G的Cr含量过低导致的。
试验编号16的无缝钢管的脆化率大于8％。可认为这是由于钢H的Ni含量过高导致的。
试验编号17的无缝钢管的脆化率大于8％。可认为这是由于钢I的Co含量过低导致的。
试验编号18的无缝钢管在-20℃下的塑性断口率低于100％。可认为这是由于钢J的O含量过高导致的。
试验编号19的无缝钢管的脆化率大于8％。可认为这是由于钢K的Co含量过低导致的。
试验编号21的无缝钢管的脆化率大于8％。可认为其原因是钢L的Mn含量过高和铁素体相的面积率过低。
图2是显示试验编号3、4和6的无缝钢管的Ni含量分布的图。图3是显示由试验编号1～14制作的固溶温度与脆化率之间关系的散点图。图4是显示由试验编号1～14制作的固溶温度与(NiH/NiL)之间关系的散点图。
如图3和图4所示，固溶温度越低，(NiH/NiL)越高，脆化率越低。另一方面，固溶温度在950℃以下时，脆化率急剧升高。可认为这是由于在950℃附近会生成σ相、Cu析出物等析出相。
以上介绍了本发明的实施方式。上述实施方式仅为实施本发明的示例。因此，本发明不限于上述实施方式，在不脱离本发明的主旨范围内，可对上述实施方式进行适当变形实施。

Claims (5)

1.一种双相不锈钢，其化学组成以质量％计为
C：0.03％以下、
Si：0.1～0.8％、
Mn：2.3％以下、
P：0.040％以下、
S：0.010％以下、
sol.Al：0.040％以下、
Ni：3～7％、
Cr：20～28％、
Mo：0.5～2.0％、
Cu：大于2.0％且为4.0％以下、
Co：0.02～0.5％、
N：0.1～0.35％、
O：0.010％以下、
V：0～1.5％、
Ca：0～0.02％、
Mg：0～0.02％、
B：0～0.02％、
REM：0～0.2％、
余量：Fe和杂质，
所述双相不锈钢具有包含奥氏体相和铁素体相的组织，
所述铁素体相的面积率为30～60％，
在使用电子探针显微分析仪对300×300μm2的区域以0.6μm的间隔测定Ni含量、并将组距设定为0.05质量％而得到的Ni含量的分布中，将频率的两个极大值中Ni含量高的一侧的极大值设为NiH、将Ni含量低的一侧的极大值设为NiL时，NiH和NiL满足下述式(1)：
0.70×NiL≤NiH (1)。
2.根据权利要求1所述的双相不锈钢，
所述化学组成以质量％计含有V：0.01～1.5％。
3.根据权利要求1或2所述的双相不锈钢，
所述化学组成以质量％计含有选自由
Ca：0.0001～0.02％、
Mg：0.001～0.02％、
B：0.0001～0.02％、和
REM：0.0005～0.2％组成的组中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1～3的任意一项所述的双相不锈钢，
其满足下述式(2)：
{1-(AE-60/AE-20)}×100≤8 (2)
其中，AE-60和AE-20为-60℃和-20℃下的吸收能。
5.一种双相不锈钢的制造方法，其包括：
准备坯料的工序，所述坯料的化学组成以质量％计为C：0.03％以下、Si：0.1～0.8％、Mn：2.3％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.040％以下、Ni：3～7％、Cr：20～28％、Mo：0.5～2.0％、Cu：大于2.0％且为4.0％以下、Co：0.2～0.5％、N：0.1～0.35％、O：0.010％以下、V：0～1.5％、Ca：0～0.02％、Mg：0～0.02％、B：0～0.02％、REM：0～0.2％、余量：Fe和杂质；
对所述坯料进行热加工的工序；以及，
将所述热加工的坯料以960～1045℃的温度进行固溶处理的工序。
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