CN116997670A

CN116997670A - 双相不锈钢

Info

Publication number: CN116997670A
Application number: CN202280021821.6A
Authority: CN
Inventors: 尾久信介; 伊藤大贵; 天藤恭太郎; 岩崎祐二
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2021-03-15
Filing date: 2022-03-09
Publication date: 2023-11-03
Also published as: JPWO2022196498A1; EP4310214A1; WO2022196498A1

Abstract

一种双相不锈钢，其化学组成以质量％计为C：0.10％以下、Si：3.0％以下、Mn：8.0％以下、P：0.040％以下、S：0.020％以下、Cr：20.0～38.0％、Ni：3.00～12.00％、Mo：1.0～6.5％、Cu：3.0％以下、N：0.200～0.700％、Al：0～1.0％、Sn：0～1.0％、W：0～6.0％、Co：0～3.0％、Nb：0～0.50％、Ti：0～1.5％、V：0～1.0％、Zr：0～0.50％、Ta：0～0.100％、B：0～0.100％、Ca：0～0.50％、Mg：0～0.50％、REM：0～0.10％、余量：Fe和杂质，其中，PRE为41.0以上，Creq/Nieq为2.360～2.530，平均Md值为0.9140以下，σ相的面积率为2.0％以下。

Description

双相不锈钢

技术领域

本发明涉及双相不锈钢。

背景技术

双相不锈钢是在钢的组织中具有奥氏体相和铁素体相这两相的不锈钢。双相不锈钢由于具有优异的耐腐蚀性和高的强度，因此利用其高耐腐蚀性而正在不断应用于石油化工装置材料、泵材料、化学品储罐用材料等各个领域中。

例如，专利文献1公开了一种热制造性良好且廉价的含Sn双相不锈钢、双相不锈钢铸坯以及双相不锈钢钢材。

作为表示双相不锈钢的耐腐蚀性、尤其是耐点蚀性的参数，已知有PRE(耐点蚀当量(Pitting Resistance Equivalent)：Cr+3.3Mo+16N)，通常进行以提高PRE的值的方式来调整Cr、Mo和N的含量的成分设计。近年来，以耐腐蚀性的提高为目的，要求PRE成为40以上这样的钢材。

另一方面，在提高了Cr和Mo含量的双相不锈钢中，存在使机械的特性和耐腐蚀性降低的σ相等金属间化合物容易析出的问题。该σ相等析出时，由于坯料显著硬化，因此变得容易产生裂纹而使热加工性极度降低。此外，即使是最终产品，金属间化合物周边的韧性也会劣化，难以确保所期望的性能。

专利文献2公开了一种方法，其在制造高耐腐蚀性双相不锈钢时，通过抑制作为脆化相的σ相和X相等金属间化合物的析出，连续铸造在维持高耐腐蚀性的同时具有更优异的耐脆化性、铸造性和热加工性的高耐腐蚀性双相不锈钢。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2013-119627号公报

专利文献2：日本特开2017-80765号公报

发明内容

发明要解决的问题

但是，专利文献2中，由于有助于奥氏体相的稳定化、韧性提高、抑制氮化物析出的Ni的含量为7.0％以下，因此存在无法充分得到这些效果的担忧，尚存改善的余地。

但是，在Ni含量高的情况下，铁素体相内的Cr和Mo富集，会促进σ相的析出。存在由包含较多的σ相的钢形成的铸坯非常容易开裂而难以进行之后的热加工的问题。

本发明的目的在于提供一种即使是在PRE的值高且Ni含量高的情况下、也能够抑制由韧性降低所导致的裂纹的双相不锈钢。

用于解决问题的方案

本发明人等为解决上述课题进行了深入研究，其结果得出了以下见解。

(a)为了实现防止由双相不锈钢形成的铸坯裂纹，要求韧性的改善。

(b)通过对Cr当量(Creq)与Ni当量(Nieq)的比进行适当管理，控制凝固方式，能够抑制韧性的降低。

(c)通过将作为金属间化合物形成容易度的指标的Md值控制在规定值以下，并且控制铸造后的冷却条件，能够抑制σ相的析出。

(d)通过满足这些条件，即使是在PRE的值高且Ni含量高的情况下，得到的双相不锈钢也韧性良好，能够抑制裂纹。

本发明是基于上述见解完成的，其以下述双相不锈钢为主要内容。

(1)一种双相不锈钢，其化学组成以质量％计为

C：0.10％以下、

Si：3.0％以下、

Mn：8.0％以下、

P：0.040％以下、

S：0.020％以下、

Cr：20.0～38.0％、

Ni：3.00～12.00％、

Mo：1.0～6.5％、

Cu：3.0％以下、

N：0.200～0.700％、

Al：0～1.0％、

Sn：0～1.0％、

W：0～6.0％、

Co：0～3.0％、

Nb：0～0.50％、

Ti：0～1.5％、

V：0～1.0％、

Zr：0～0.50％、

Ta：0～0.100％、

B：0～0.100％、

Ca：0～0.50％、

Mg：0～0.50％、

REM：0～0.10％、

余量：Fe和杂质，

由下述(i)式定义的PRE的值为41.0以上，

由下述(ii)式定义的Creq与由下述(iii)式定义的Nieq的比Creq/Nieq的值为2.360～2.530，

由下述(iv)式定义的平均Md值为0.9140以下，

金相组织中所含的σ相的面积率为2.0％以下，

PRE＝Cr+3.3Mo+16N ··· (i)

Creq＝Cr+1.37Mo+1.5Si+2Nb+3Ti ··· (ii)

Nieq＝Ni+0.31Mn+22C+14.2N+Cu···(iii)

平均Md值＝ΣX_i·(Md)_i···(iv)

其中，上述(i)～(iii)式中的元素符号为各元素的含量(质量％)，上述(iv)式中的符号的含义如下：

X_i：合金成分i的原子分数，

(Md)_i：合金成分i的Md值(eV)。

(2)一种双相不锈钢的制造方法，其具备对具有上述(1)所述的化学组成的钢水进行连续铸造的连续铸造工序，

在所述连续铸造工序中，将铸坯一次冷却至950～1050℃的温度范围后，复热至最高到达温度成为1050℃以上，之后，在900～1000℃的温度范围内的滞留时间成为400s以下的条件下进行冷却。

(3)根据上述(2)所述的双相不锈钢的制造方法，其进一步具备对所述铸坯实施热轧的热轧工序，

在所述热轧工序中，在1150～1300℃的温度范围将所述铸坯加热1.5小时以上后，在终轧温度成为900～1110℃的条件下进行热轧，接着，在800～500℃的温度范围内的平均冷却速度成为0.1～1.0℃/s的条件下冷却至500℃以下的温度范围。

发明的效果

根据本发明，能够得到即使是在PRE的值高且Ni含量高的情况下、也能够抑制由韧性降低所导致的裂纹的双相不锈钢。

具体实施方式

以下对本发明的各特征进行详细说明。

1.化学组成

各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下的说明中，涉及含量的“％”表示“质量％”。

C：0.10％以下

C是固溶于奥氏体相来提高强度的元素。但是，大量含有时，由于碳化物的析出，耐腐蚀性降低。因此，C含量设为0.10％以下，优选设为0.050％以下。考虑到时效耐腐蚀性时，C含量更优选为0.030％以下。需要说明的是，虽然没必要对C含量设置下限，但是在想要得到上述的效果的情况下，优选为0.010％以上，更优选为0.015％以上。

Si：3.0％以下

Si作为脱氧元素使用，并且有时为了抗氧化性提高而添加。但是，大量含有时，会导致钢的硬质化，加工性劣化。因此，Si含量设为3.0％以下，优选设为2.0％以下或1.0％以下。需要说明的是，虽然没必要对Si含量设置下限，但是在想要得到上述的效果的情况下，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。

Mn：8.0％以下

Mn具有使奥氏体相增加、并且提高氮的固溶度、抑制制造时的气泡缺陷等的效果。但是，大量含有Mn时，耐腐蚀性降低。因此，Mn含量设为8.0％以下，优选设为3.0％以下或1.0％以下。需要说明的是，虽然没必要对Mn含量设置下限，但是在想要得到上述的效果的情况下，优选为0.20％以上，更优选为0.40％以上。

P：0.040％以下

P是在钢中不可避免地混入的元素，并且由于在Cr等原料中也含有P，因此难以降低，而大量含有P时，成形性降低。P含量越少越优选，将其设为0.040％以下。P含量优选为0.030％以下。

S：0.020％以下

S是在钢中不可避免地混入的元素，有时会与Mn结合形成夹杂物而成为生锈的基点。因此，S含量设为0.020％以下。由于S含量越低耐腐蚀性越提高，因此S含量优选为0.010％以下，更优选为0.0050％以下。

Cr：20.0～38.0％

Cr是为了确保耐腐蚀性所需的元素。此外，Cr是铁素体稳定化元素，为了得到奥氏体和铁素体的双相组织，考虑到相比率，需要含有20.0％以上的Cr。但是，大量含有Cr时，反而会导致耐腐蚀性的降低。因此，Cr含量设为38.0％以下。Cr含量优选为22.0％以上或24.0％以上，并优选为33.0％以下、28.0％以下或27.0％以下。

Ni：3.00～12.00％

Ni是奥氏体稳定化元素。另外，Ni具有使耐腐蚀性提高的效果。因此，Ni含量设为3.00％以上。但是，大量含有Ni时，会导致原料成本增加，并且可能产生应力腐蚀裂纹等问题。因此，Ni含量设为12.00％以下。Ni含量优选为5.00％以上，更优选为7.50％以上，并优选为10.00％以下。

Mo：1.0～6.5％

Mo是使耐腐蚀性提高的元素。因此，Mo含量设为1.0％以上。但是，大量含有Mo时，不仅会导致原料成本增加，而且反而会造成耐腐蚀性的降低。因此，Mo含量设为6.5％以下。Mo含量优选为2.0％以上，更优选为3.0％以上，并优选为5.5％以下，更优选为4.4％以下。

Cu：3.0％以下

Cu是对耐硫酸性的提高非常有效的元素。但是，大量含有Cu时，反而会导致耐腐蚀性的降低。因此，Cu含量设为3.0％以下。Cu含量优选为2.0％以下，更优选为0.90％以下。需要说明的是，虽然没必要对Cu含量设置下限，但是在想要得到上述的效果的情况下，Cu含量优选为0.10％以上，优选为0.20％以上。

N：0.200～0.700％

N是固溶于奥氏体相来提高强度和耐腐蚀性而有助于节省合金的元素。因此，N含量设为0.200％以上。但是，大量含有N时，由于气孔的产生所导致的缺陷等，使得钢的耐腐蚀性劣化。因此，N含量设为0.700％以下。N含量优选为0.240％以上，并优选为0.450％以下。

Al：0～1.0％

Al为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Al发挥脱硫、脱氧的效果。但是，大量含有Al时，成为喷嘴闭塞的原因的硬质尖晶石系夹杂物(MgO·Al₂O₃)会析出，除此之外，还会导致制造瑕疵的增多和原料成本的增加。因此，Al含量设为1.0％以下。Al含量优选为0.50％以下或0.10％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，Al含量优选为0.010％以上。

Sn：0～1.0％

Sn为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Sn提高钢的耐腐蚀性。但是，Sn是阻碍钢的加工性的元素。因此，Sn含量设为1.0％以下。Sn含量优选为0.50％以下或0.10％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，Sn含量优选为0.002％以上。

W：0～6.0％

W为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，W提高钢的耐SCC性和耐点蚀性。进而，W与Mo相比不容易生成σ相。因此，可以代替Mo的一部分而含有W。只要少量含有W，就能在一定程度上得到上述效果。但是，W含量过高时，生产成本变高。因此，W含量设为6.0％以下。W优选为3.0％以下，更优选为1.0％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，W含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

Co：0～3.0％

Co为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Co提高钢的强度。Co还使奥氏体稳定化。只要少量含有Co，就能在一定程度上得到上述效果。但是，Co含量过高时，除钢的耐腐蚀性会降低之外，生产成本变高。因此，Co含量设为3.0％以下。Co含量优选为2.0％以下或1.0％以下。在想要切实得到上述效果的情况下，Co含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。

Nb：0～0.50％

Nb为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Nb提高钢的强度。只要少量含有Nb，就能在一定程度上得到上述效果。但是，Nb含量过高时，钢的耐腐蚀性降低。因此，Nb含量设为0.50％以下。Nb含量优选为0.30％以下、0.10％以下或0.050％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，Nb含量优选为0.005％以上。

Ti：0～1.5％

Ti为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Ti提高钢的强度。只要少量含有Ti，就能在一定程度上得到上述效果。但是，Ti含量过高时，钢的耐腐蚀性降低。因此，Ti含量设为1.5％以下。Ti含量优选为0.50％以下、0.10％以下或0.050％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，Ti含量优选为0.005％以上。

V：0～1.0％

V为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，V提高钢的强度。只要少量含有V，就能在一定程度上得到上述效果。但是，V含量过高时，钢的耐腐蚀性降低。因此，V含量设为1.0％以下。V含量优选为0.80％以下、0.50％以下或0.30％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，V含量优选为0.01％以上或0.05％以上。

Zr：0～0.50％

Zr为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Zr有助于提高耐腐蚀性。只要少量含有Zr，就能在一定程度上得到上述效果。但是，Zr含量过高时，效果会饱和。因此，Zr含量设为0.50％以下。Zr含量优选为0.40％以下或0.30％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，Zr含量优选为0.005％以上。

Ta：0～0.100％

Ta为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Ta通过夹杂物的改性提高耐腐蚀性。但是，Ta含量过高时，会导致常温下的延展性降低。因此，Ta含量设为0.100％以下。Ta含量优选为0.050％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，Ta含量优选为0.005％以上。

B：0～0.100％

B为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，B提高热加工性。只要少量含有B，就能在一定程度上得到上述效果。但是，B含量过高时，上述效果会饱和。因此，B含量设为0.100％以下。B含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，B含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0003％以上。

Ca：0～0.50％

Ca为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Ca除脱硫、脱氧之外，还发挥防止尖晶石系夹杂物生成的效果。但是，大量含有Ca时，除耐腐蚀性降低之外，还会引起焊接时的飞溅产生量的增大。因此，Ca含量设为0.50％以下。Ca含量优选为0.050％以下，更优选为0.010％以下，进一步优选为0.0040％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，Ca含量优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。

Mg：0～0.50％

Mg为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Mg与钢中的S形成硫化物，减少S向晶界的偏析。其结果，钢的耐腐蚀性提高，也有助于热加工性的提高。只要少量含有Mg，就能在一定程度上得到上述效果。但是，Mg含量过高时，会形成粗大的氧化物或硫化物，成为点蚀的起点。其结果，钢的耐腐蚀性降低。因此，Mg含量设为0.50％以下。Mg含量优选为0.050％以下，更优选为0.010％以下，进一步优选为0.0040％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，Mg含量优选为0.0005％以上。

REM：0～0.10％

REM为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，REM改善钢的热加工性。因此，期望的是微量含有REM。但是，由于过多含有会使钢的耐腐蚀性降低，因此REM含量设为0.10％以下。REM含量优选为0.050％以下，更优选为0.010％以下。在想要切实得到上述的效果的情况下，REM含量优选为0.0005％以上或0.005％以上。

在此，本发明中，REM是指Sc、Y和镧系元素总计17种元素，前述REM的含量是指这些元素的总含量。需要说明的是，镧系元素在工业中以混合稀土合金的形式添加。

在本发明的双相不锈钢的化学组成中，余量为Fe和杂质。在此，“杂质”是指在工业上制造钢时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，其是在不对本发明产生不良影响的范围内被允许的成分。

本发明的双相不锈钢的化学组成除使各元素的含量在上述范围内之外，还需要使通过下述所示的式子算出的PRE的值、以及Creq/Nieq的值分别在规定的范围内。

PRE：41.0以上

PRE是表示不锈钢的耐腐蚀性的常规指标，根据钢的化学组成由下述(i)式计算。通过以使PRE的值成为41.0以上的方式进行合金设计，能够确保优异的耐腐蚀性。虽然没有必要对PRE的值设置上限，但过高时会有产生合金成本增加的问题的担忧。因此，PRE的值优选为60.0以下。

PRE＝Cr+3.3Mo+16N ··· (i)

其中，上述式中的元素符号为钢中所含的各元素的含有率(质量％)。

Creq/Nieq：2.360～2.530

Creq和Nieq分别由下述(ii)和(iii)式定义。通过将Creq/Nieq的值控制在2.360以上，可以形成F模式凝固，并能够确保韧性。Creq/Nieq的值优选为2.400以上。另一方面，Creq/Nieq过高时，会成为铁素体单相组织，无法得到双相钢的特性。因此，Creq/Nieq的值设为2.530以下。

Creq＝Cr+1.37Mo+1.5Si+2Nb+3Ti ··· (ii)

Nieq＝Ni+0.31Mn+22C+14.2N+Cu ··· (iii)

Creq/Nieq的值低而变为FA模式凝固时，形成在凝固的途中奥氏体结晶析出的以蠕虫状铁素体为主体的金相组织。蠕虫状铁素体为主体的金相组织中，由于铁素体/奥氏体相的界面协调性低，裂纹容易以相边界剥离的方式而进行，因此存在韧性降低的倾向。

与此相对，在Creq/Nieq的值为规定值以上的情况下，成为以铁素体单相凝固的F模式凝固。成为F凝固模式时，形成在铁素体完全凝固后通过固态相变而析出奥氏体的以针状铁素体为主体的金相组织。成为针状铁素体为主体的金相组织时，铁素体/奥氏体的界面协调性高，能够抑制韧性的降低。

2.Md值

Md值是多元体系的相稳定性的指标之一，是表示合金各成分的在d轨道上的电子轨道能量的值。并且，Md值越高，相越不稳定，σ相等金属间化合物变得越容易形成。本发明中，从抑制金属间化合物的析出的角度出发，将由下述(iv)式定义的平均Md值设为0.9140以下。从进一步抑制金属间化合物的析出的角度出发，理想的是0.9090以下。

平均Md值＝ΣX_i·(Md)_i···(iv)

其中，上述(iv)式中的符号的含义如下。

X_i：合金成分i的原子分数

(Md)_i：合金成分i的Md值(eV)

为了控制金属间化合物的析出，平均Md值越低越好，因此无需设置下限。但是，本发明所规定的成分体系中，难以将平均Md值设为小于0.8800。因此，平均Md值可以是0.8800以上。

合金成分i的Md值可以通过簇计算(使用由数个～数十个原子组成的集合体(簇)模型进行的分子轨道计算方法)来求出(M.Morinaga et al.,J.Phys.Soc.Jpn.,53(1984),p.653)。合金的平均Md值通过将由初始组成和偏析比求得的晶界和将最终凝固部的组成换算成原子分数而算出X_i，从而能够对金属间化合物的析出进行整理。

3.金相组织

本发明涉及的双相不锈钢中，金相组织中所含的σ相的面积率为2.0％以下。如上所述，除PRE的值之外，在Ni含量高时，会促进σ相的析出。尤其是在σ相的面积率超过2.0％时，韧性的劣化变得显著。因此，σ相的面积率设为2.0％以下。σ相的面积率优选为1.0％以下，更优选为0.10％以下，进一步优选为0.05％以下。σ相的面积率越低越好，因此无需设置下限。

关于其它金相组织，并无特别制限。但是，通过将Creq/Nieq的值调整为上述的范围，会成为铁素体和奥氏体的双相组织，并且形成F模式凝固。此时，以面积率计，优选含有50％以下的针状的铁素体，余量为奥氏体和作为不可避免的产物的金相组织。在上述的金相组织中，相对而言奥氏体的面积率变高，因此能够使韧性提高。

作为不可避免的产物，除上述的σ相之外，还可能包含Cr₂N等。Cr₂N等总计为2.0％以下时是允许的。

本发明中，铁素体和奥氏体的面积率是依据JIS Z 3119：2017并使用铁素体检测仪进行测定的。另外，关于铁素体是蠕虫状铁素体主体还是针状铁素体主体，可以通过使用光学显微镜在倍率50倍下进行的组织观察来判断。

进而，以距铸坯表面5mm的深度位置成为观察面的方式切出显微镜观察用的试样后，通过KOH电解蚀刻使σ相显露。之后，使用光学显微镜在400倍的倍率下获取60个视场的微观组织图像。之后，对所得到的图像进行二值化处理并进行σ相面积率的测定。需要说明的是，由于σ相在组织中不均匀地含有，因此从铸坯的5处以上采集试样，将各试样中的测定值平均而得到的值作为σ相面积率来采用。

4.制造方法

本发明涉及的双相不锈钢例如可以通过对具有上述的化学组成的钢水进行连续铸造来制造。即，本发明的双相不锈钢可以是铸坯。此时的铸造条件的控制变得很重要。本发明人等对于用于抑制σ相的析出的铸造条件首先进行了以下的研究。

连续铸造工序中，铸坯主要通过使用了水冷铜铸铸模的一次冷却和从铸坯表面喷射冷却喷雾的二次冷却这两个工序来进行冷却。其中，通过传热分析对在二次冷却中的水量进行各种变化时的铸坯表层5mm处的温度历程进行了调查。此时的铸造速度设为1.1m/min。

认为σ相的析出鼻点为900～1000℃左右。因此，铸造后的冷却过程中，缩短在900～1000℃的温度范围内滞留的时间在抑制σ相的析出方面是有效的。

研究的结果发现，通过将以往通常设为80L/min左右的二次冷却中的水量设定为0L/min进行自然冷却，可以使铸造坯表层部(5mm深度)在作为σ相的析出鼻点附近的900～1000℃的温度范围内滞留的时间最短。

具体而言，将铸造后的铸坯表层部一次冷却至950～1050℃的温度范围后，通过从铸坯中心部开始的复热，使最高到达温度上升至成为1050℃以上，之后通过自然冷却，将900～1000℃的温度范围内的滞留时间设为400s以下，可以将σ相的面积率设为2.0％以下。

为了降低σ相的面积率，优选上述滞留时间越短越好，优选为300s以下。

另外，本发明的双相不锈钢可以是板状或棒状的热轧材。在这种情况下，本发明涉及的双相不锈钢的制造方法进一步具备对上述铸坯实施热轧的热轧工序。对于热轧工序中的条件没有特别制限，例如，优选在下述的条件下进行。

进行热轧前，优选将上述的铸坯在1150～1300℃的温度范围加热1.5小时以上。由此，能够使铸坯中析出的σ相再次溶解。在此，上述加热时的温度和时间分别是指炉内的平均温度和在炉时间。

之后，对加热的铸坯实施粗轧和终轧。此时，终轧温度优选为900～1110℃。终轧结束后，优选在800～500℃的温度范围内的平均冷却速度成为0.1～1.0℃/s的条件下冷却至500℃以下的温度范围。上述的平均冷却速度更优选为0.7℃/s以下。对于此时的冷却方法并无特别限制，例如空气冷却即可。

对于从500℃以下起冷却至室温的期间的冷却速度并无特别限制，通过空气冷却、喷雾水冷、或水冷等进行冷却即可。在此，终轧温度是指具备多个机架的轧机的最终机架出口处的热轧材的表面温度。另外，进行终轧后的冷却速度是指热轧材的表面处的冷却速度。

进而，本发明的双相不锈钢可以是对上述的热轧材实施冷轧而得到的冷轧材。冷轧使用常规的方法进行即可。另外，可以对上述的热轧材或冷轧材实施退火，制成退火热轧材或退火冷轧材。此时，从抑制σ相的析出的角度出发，退火温度例如优选设为550～900℃。

以下通过实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不受这些实施例限定。

实施例

通过各种制造条件，制造了具有表1所示的化学组成的直径180mm的圆柱状的铸坯。关于各铸坯的连续铸造条件如表2所示。

[表1]

[表2]

使用得到的铸坯，具体通过以下的步骤进行金相组织的测定。首先，依据JIS Z3119：2017并使用铁素体检测仪对铁素体和奥氏体的面积率进行测定。另外，关于铁素体为蠕虫状铁素体主体还是针状铁素体主体，通过使用光学显微镜在倍率50倍下进行的组织观察来判断。

进而，以距铸坯表面5mm的深度位置为观察面的方式从5处切出显微镜观察用试样后，通过KOH电解蚀刻使σ相显露。之后，使用光学显微镜在400倍的倍率下获取60个视场的微观组织图像，对所得到的图像进行二值化处理并进行σ相面积率的测定。然后，将5个样品的测定值的平均值作为σ相面积率。

进而，评价各铸坯的韧性。从距各铸坯的表层5mm的位置处制作V缺口试验片。试验片的尺寸设为10mm×10mm×55mm，依据JIS Z 2242：2005供于夏比冲击试验。关于冲击特性，将在100℃下的冲击值为30.0J/cm²以上的情况定义为良好，将小于30.0J/cm²的情况定义为不良。

将这些结果一并示于表2中。由表2可清楚地知道，在σ相的面积率超过2.0％、或者金相组织成为蠕虫状铁素体主体的试验No.1、3、5、7、9和11～13中，冲击值不良。另外，这些试验在铸坯制造阶段产生了裂纹。

另一方面，在满足本发明规定的试验No.2、4、6、8、10和14～16中，得到的铸坯未产生裂纹，另外，冲击值也良好。对这些铸坯进一步进行了热加工性的评价。

从各铸坯的表层部切出直径8mm、长度110mm的试验片。之后，从室温起用30s升温至1250℃，保持30s。接着，以20℃/s的冷却速度冷却至1000℃，保持30s。之后，进行拉伸试验，测定拉伸强度和断面收缩率。

进而，对于满足本发明规定的试验No.2、4、6、8、10和14～16的铸坯，实施热轧，形成直径5.5mm的热轧材(线材)。具体而言，将铸坯在1200℃下加热2小时后，在终轧温度成为1100℃的条件下进行热轧，接着在800～500℃的温度范围内的平均冷却速度成为0.5℃/s的条件下空气冷却至400℃，进一步水冷至室温。

之后，对得到的热轧材，以垂直于长度方向和直径方向的截面成为观察面的方式切出5处显微镜观察用的试样后，通过KOH电解蚀刻使σ相显露。之后，使用光学显微镜在400倍的倍率下获取60个视场的微观组织图像，对所得到的图像进行二值化处理并进行σ相面积率的测定。然后，将5个样品的测定值的平均值作为σ相面积率。

如表2所示的那样，在本发明例中，1000℃下的断面收缩率为60.0％以上，具有良好的热加工性，进而，能够将热轧材中的σ相的面积率抑制在2.0％以下。

产业上的可利用性

Claims

1.一种双相不锈钢，其化学组成以质量％计为C：0.10％以下、

Si：3.0％以下、

Mn：8.0％以下、

P：0.040％以下、

S：0.020％以下、

Cr：20.0～38.0％、

Ni：3.00～12.00％、

Mo：1.0～6.5％、

Cu：3.0％以下、

N：0.200～0.700％、

Al：0～1.0％、

Sn：0～1.0％、

W：0～6.0％、

Co：0～3.0％、

Nb：0～0.50％、

Ti：0～1.5％、

V：0～1.0％、

Zr：0～0.50％、

Ta：0～0.100％、

B：0～0.100％、

Ca：0～0.50％、

Mg：0～0.50％、

REM：0～0.10％、

余量：Fe和杂质，

由下述(i)式定义的PRE的值为41.0以上，

由下述(iv)式定义的平均Md值为0.9140以下，

金相组织中所含的σ相的面积率为2.0％以下，

PRE＝Cr+3.3Mo+16N ·· · (i)

Creq＝Cr+1.37Mo+1.5Si+2Nb+3Ti ·· · (ii)

Nieq＝Ni+0.31Mn+22C+14.2N+Cu···(iii)

平均Md值＝ΣX_i·(Md)_i···(iv)

其中，上述(i)～(iii)式中的元素符号为各元素的质量％含量，上述(iv)式中的符号的含义如下：

X_i：合金成分i的原子分数

(Md)_i：合金成分i的Md值(eV)。

2.一种双相不锈钢的制造方法，其具备对具有权利要求1所述的化学组成的钢水进行连续铸造的连续铸造工序，

3.根据权利要求2所述的双相不锈钢的制造方法，其进一步具备对所述铸坯实施热轧的热轧工序，

在所述热轧工序中，在1150～1300℃的温度范围将所述铸坯加热1.5小时以上后，在终轧温度为900～1110℃的条件下进行热轧，接着，在800～500℃的温度范围内的平均冷却速度成为0.1～1.0℃/s的条件下冷却至500℃以下的温度范围。