JP2018193591A - 二相ステンレス鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高い強度と、優れた耐ＳＳＣ性と、優れた耐孔食性とを備え、溶体化熱処理を実施する前であっても、σ相が生成しない二相ステンレス鋼材を提供する。【解決手段】本発明による二相ステンレス鋼材は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：３〜７％、Ｃｒ：２３〜２８％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：２〜４％、Ｎ：０．１０〜０．３５％、及びＡｌ：０．００１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有する。鋼はさらに、６５５ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）を有する。ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）【選択図】図１
Description
本発明は、二相ステンレス鋼材、及び、二相ステンレス鋼材の製造方法に関する。
近年、世界的に原油消費量が拡大している。そこで、新規油田開発と共に、すでに開発された油田における原油の増産が求められている。その中で、油田の原油回収方法として、海水インジェクション法が適用されてきている。海水インジェクション法は、油井管中にポンプで高圧の海水を圧入することにより、油層内の圧力を高め、原油の回収量を高める技術である。すなわち、海水インジェクション法は、従来回収できなかった原油を回収し、油井の生産量を高めることができる。
海水インジェクション法に用いられる油井管には、海水が圧入される。そのため、海水インジェクション用の油井管では、通常の油井管に求められる性能（降伏強度及び耐ＳＳＣ性）に加え、耐海水腐食性能（耐孔食性）も求められる。これまでに、鋼の耐食性（耐ＳＳＣ性、耐孔食性等）を高める方法として、クロム（Ｃｒ）含有量を高める方法が知られている。そのため、強度と耐食性とが求められる環境下では、Ｃｒ含有量を高めた二相ステンレス鋼が使用される場合がある。
特開２００２−２４１８３８号公報（特許文献１）、国際公開第２０１２／１１１５３６号（特許文献２）、国際公開第２０１２／１１１５３７号（特許文献３）、特開平８−１２０４１３号公報（特許文献４）、特開２０１１−１７４１８３号公報（特許文献５）、特開２００７−０８４８３７号公報（特許文献６）、国際公開第２００５／０１４８７２号（特許文献７）、及び、特開２０１４−０４３６１６号公報（特許文献８）は、高い強度と優れた耐食性とを示す二相ステンレス鋼を提案する。
特許文献１に開示されている二相ステンレス鋼管は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０４％、Ｎ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｎｉ及びＣｏの合計：４．５〜１０％、Ｃｒ：２１〜３２％、及び、Ｍｏ：０．５〜５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物としてＰ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、及び、Ｏ：０．０１％以下であり、かつＰＩ（＝１０Ｃ＋１６Ｎ＋Ｓｉ＋１．２Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋３Ｍｏ）が３５以上である化学組成を有する。この二相ステンレス鋼管の製造方法は次のとおりである。熱間で製造された素管に、断面減少率で１０％以上の冷間加工または温間加工を施す。その後、６００〜９００℃の温度範囲の平均昇温速度Ｒ（℃／ｍｉｎ）が、６０−２０Ｇ≦Ｒ≦２６０−２０Ｇ（Ｇ＝Ｔ（Ｄ−Ｔ）／Ｄ［Ｔ：管の肉厚（ｍｍ）、Ｄ：管の外径（ｍｍ）］）を満足する条件（但し、２０≦Ｒ≦２２０）で昇温する。その後、１，０２０〜１，１８０℃の温度範囲で１分以上均熱した後、急冷する固溶化熱処理を施す。この二相ステンレス鋼管は、時効熱処理等によって炭窒化物、金属間化合物が析出することがなく、微細組織を有し、高強度である、と特許文献１には記載されている。
特許文献２に開示されている二相ステンレス鋼は、質量％で、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：２．００％を超え４．００％以下、Ｎｉ：４．００〜８．００％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｍｏ：０．５０％以上２．００％未満、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。鋼の組織は、フェライト率が３０〜７０％であり、フェライトの硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ以上である。この二相ステンレス鋼は、高強度及び高靭性を有する、と特許文献２には記載されている。
特許文献３に開示されている二相ステンレス鋼は、質量％で、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：２．００％を超え４．００％以下、Ｎｉ：４．００〜８．００％、Ｃｒ：２０．０〜２８．０％、Ｍｏ：０．５０〜２．００％、Ｎ：０．１００〜０．３５０％、及び、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）（２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６）及び式（２）（Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ＜１２（Ｃｕ＋３０Ｎ））を満たす化学組成を有する。鋼の組織は、フェライト率が５０％以上である。鋼は、５５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する。この二相ステンレス鋼は、大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑制し、高温塩化物環境下における耐ＳＳＣ性に優れ、高強度を有する、と特許文献３には記載されている。
特許文献４に開示されている二相ステンレス鋳造部材は、重量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：０．９％以下、Ｍｎ：０．９％以下、Ｎｉ：５．０〜８．０％、Ｃｒ：２４．０〜３０．０％、Ｍｏ：１．０〜２．５％、Ｃｕ：２．６〜３．５％、及び、Ｎ：０．１５〜０．２５％を含有し、残部は実質的にＦｅであり、不純物としてＡｌ：０．０５％以下の化学組成を有する。鋼の組織は、オーステナイトとフェライトの二相構造を有する。この二相ステンレス鋳造部材は、優れた靭性および強度を確保しつつ、耐食性および耐応力腐食割れ性に優れる、と特許文献４には記載されている。
特許文献５に開示されているスーパー二相ステンレス鋼は、重量％で、Ｃｒ：２１．０〜３８．０％、Ｎｉ：３．０〜１２．０％、Ｍｏ：１．５〜６．５％、Ｗ：０〜６．５％、Ｓｉ：３．０％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｍｎ：８．０％以下、Ｎ：０．２〜０．７％、Ｃ：０．１％以下、及び、Ｂ：０．１％以下、Ｃｕ：３．０％以下、Ｃｏ：３．０％以下の少なくとも一種、並びにＭＭ及び／またはＹを総量で０．０００１〜１．０％含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。ここで、ＭＭは、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、及び、Ｓｃの総称である。ＭＭ及び／またはＹと、鋼中Ａｌ、Ｏ及びＳとの溶解度積の関係式［ＭＭ及び／またはＹ＋Ａｌ］・［Ｏ＋Ｓ］の値が、０．００１×１０−５〜３０，０００×１０−５［％］の範囲にある。ＭＭが、鋼中において原子状態で固溶し、かつ化合物として存在し、孔食抵抗当量指数ＰＲＥＷ（＝重量％Ｃｒ＋３．３（重量％Ｍｏ＋０．５重量％Ｗ）＋３０重量％Ｎ）が４０≦ＰＲＥＷ≦６７を満足する。このスーパー二相ステンレス鋼は、金属間化合物の形成が抑制され、耐食性、耐脆化性、鋳造性及び熱間加工性に優れる、と特許文献５には記載されている。
特許文献６に開示されている二相ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：２０〜３０％、Ｎｉ：１〜１１％、Ｃｕ：０．０５〜３．０％、Ｎｄ：０．００５〜０．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．１〜０．５％、ならびにＭｏ：０．５〜６％、及び、Ｗ：１〜１０％のうち一方または両方を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物のなかのＰが０．０５％以下、Ｓが０．０３％以下の化学組成を有する。この二相ステンレス鋼は、熱間加工性に優れる、と特許文献６には記載されている。
特許文献７に開示されている二相ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎｉ：４〜１２％、Ｃｒ：１８〜３２％、Ｍｏ：０．２〜５％、Ｎ：０．０５〜０．４％、Ｏ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｃｕ：０〜２％、Ｂ：０〜０．０１％、及び、Ｗ：０〜４％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。鋼中の介在物のうち、Ｃａ及びＭｇの合計含有量が２０〜４０質量％であり、かつ、長径が７μｍ以上である酸化物系介在物が加工方向に垂直な断面１ｍｍ２あたり１０個以下である。この二相ステンレス鋼は、良好な耐孔食性を有する、と特許文献７には記載さている。
特許文献８に開示されている二相ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．２〜２．０％、Ｎｉ：５．０〜６．５％、Ｃｒ：２３．０〜２７．０％、Ｍｏ：２．５〜３．５％、Ｗ：１．５〜４．０％、Ｎ：０．２４〜０．４０％、及び、Ａｌ：０．０３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、σ相感受性指数Ｘ（＝２．２Ｓｉ＋０．５Ｃｕ＋２．０Ｎｉ＋Ｃｒ＋４．２Ｍｏ＋０．２Ｗ）が５２．０以下であり、強度指数Ｙ（＝Ｃｒ＋１．５Ｍｏ＋１０Ｎ＋３．５Ｗ）が４０．５以上であり、耐孔食性指数ＰＲＥＷ（＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ）が４０以上である化学組成を有する。鋼の組織は、圧延方向に平行な厚さ方向断面において、表層から１ｍｍ深さまでの厚さ方向に平行な直線を引いた時、該直線に交わるフェライト相とオーステナイト相との境界の数が１６０以上である。この二相ステンレス鋼は、σ相の析出が抑制されるので、製品熱処理温度を低温で処理でき、さらに耐水素脆化特性に優れる、と特許文献８には記載されている。
しかしながら、特許文献１、３、６、及び７では、溶体化熱処理後の鋼材をそのまま用いている。そのため、これらの技術で得られる鋼材は、高深度油井・ガス井での海水インジェクション法に適用するために必要な強度が得られない。特許文献２、４、及び５では、溶体化熱処理後の鋼材に対し、時効熱処理を実施して、鋼材の強度を高めている。しかしながら、時効熱処理は、耐食性が低下する場合がある。特許文献８では、溶体化熱処理前の鋼材に対して、加工度７５％以上の冷間加工を実施する。結晶粒度が小さくなるため強度は若干高まるものの、高深度油井への適用を考えると十分な強度とは言えず、また高強度化には高価な合金元素の多量添加が必須である。
本発明の目的は、高い強度と、優れた耐ＳＳＣ性と、優れた耐孔食性とを備える二相ステンレス鋼材及びその製造方法を提供することである。
本発明による二相ステンレス鋼材は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：３〜７％、Ｃｒ：２３〜２８％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：２〜４％、Ｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４％、Ｗ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ｃａ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０２％、Ｂ：０〜０．０２％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有する。二相ステンレス鋼材はさらに、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。
ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）
Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）
Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（１）〜式（３）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
式（１）中のＹＳには、鋼の降伏強度（ＭＰａ）が代入される。
ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）
Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）
Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（１）〜式（３）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
式（１）中のＹＳには、鋼の降伏強度（ＭＰａ）が代入される。
本発明による二相ステンレス鋼材の製造方法は、準備工程と、熱間加工工程と、溶体化熱処理工程と、冷間加工工程とを備える。準備工程では、上記化学組成を有する素材を準備する。熱間加工工程では、素材を熱間加工して、鋼材を製造する。溶体化熱処理工程では、鋼材に対して溶体化熱処理を実施して、溶体化熱処理材を製造する。冷間加工工程では、溶体化熱処理材に対して冷間加工を実施して、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する二相ステンレス鋼材を製造する。
本発明による二相ステンレス鋼材は、高い強度と、優れた耐ＳＳＣ性と、優れた耐孔食性とを備える。
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
本発明者らは、鋼管に代表される二相ステンレス鋼材の耐孔食性及び耐ＳＳＣ性について検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：３〜７％、Ｃｒ：２３〜２８％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：２〜４％、Ｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４％、Ｗ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ｃａ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０２％、Ｂ：０〜０．０２％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する二相ステンレス鋼材であれば、海水インジェクション法に用いた場合に十分な耐孔食性及び耐ＳＳＣ性が得られる可能性があると考えた。
一方、上述のとおり、海水インジェクション法に用いられる二相ステンレス鋼材（鋼管）は、油井管として必要な強度が求められる。具体的には、海水インジェクション法に用いられる二相ステンレス鋼材の降伏強度ＹＳが６５５ＭＰａ以上であることが望ましい。そこで、上述の化学組成の二相ステンレス鋼材の高強度化についてさらに検討を行った。
溶体化熱処理を実施したままの二相ステンレス鋼材（いわゆる溶体化まま材）の強度は、上記要求を満たさない。そこで、鋼の強度を高める方法として、二相ステンレス鋼材に対して、時効熱処理を実施することを検討した。時効熱処理は、Ｃｕ及び／又はＮｉ金属間化合物を析出させ、鋼の強度を高めることができる。すなわち、時効熱処理を実施した場合、溶体化処理後の二相ステンレス鋼材（いわゆる溶体化まま材）よりも強度は高くなる。一方、海水インジェクション法に適用できる油井管に要求される強度まで高めるためには、析出強化に寄与する合金元素の十分な添加と、長時間の時効熱処理とが必要である。
さらに検討した結果、時効熱処理により高強度化した場合、耐ＳＳＣ性が低下する可能性があることも判明した。具体的に、Ｃｕ及びＮｉは、鋼に固溶して耐ＳＳＣ性を高める。しかしながら、時効熱処理によりＣｕ及び／又はＮｉが析出すると、鋼のＣｕ及び／又はＮｉの固溶量が低下し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、海水インジェクション用途として二相ステンレス鋼材を鋼管に採用する場合、時効熱処理によって強度を高めても十分な強度が得られない場合があり、さらに、耐ＳＳＣ性が低い場合がある。
そこで本発明者らは、Ｃｕ及びＮｉの固溶量を維持しつつ、高強度化が可能な二相ステンレス鋼材についてさらに検討を行った。その結果、本発明者らは、時効熱処理に代えて、鋼の強度を高める手法として、冷間加工に着目した。
鋼に冷間加工を実施することにより、鋼の転位密度が高まり、鋼の強度が高まる。この場合、鋼中のＣｕ及び／又はＮｉの固溶量を低下させることなく、鋼の強度を高めることができる。したがって、鋼に冷間加工を実施すれば、二相ステンレス鋼材の強度と耐ＳＳＣ性とを両立できる。具体的には、熱間加工後、溶体化熱処理が実施された二相ステンレス鋼材に対して、時効熱処理に代えて、冷間加工を実施する。たとえば、二相ステンレス鋼材として二相ステンレス鋼管を製造する場合、冷間加工はたとえば冷間引抜であってもよく、冷間圧延であってもよい。時効熱処理を省略し、冷間加工を実施することにより、上述の化学組成を有する二相ステンレス鋼材の降伏強度は６５５ＭＰａ以上とすることができる。さらに、Ｃｕ及びＮｉの析出を抑制できるため、Ｃｕ及びＮｉの固溶量を維持でき、耐ＳＳＣ性を高めることができる。
上述のとおり、本発明による二相ステンレス鋼材は、時効熱処理に代えて、冷間加工を実施することによって鋼の強度を高め、さらに、固溶Ｃｕ及び固溶Ｎｉにより、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。しかしながら、さらなる検討の結果、冷間加工によって鋼の降伏強度を高めた場合、適用時は材料評価時の負荷応力が高まることとなるため、上述の化学組成を有する二相ステンレス鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合もあることが判明した。
そこで、本発明者らは、上記化学組成を有する二相ステンレス鋼材の降伏強度と耐ＳＳＣ性との関係について、さらに調査を行った。その結果、二相ステンレス鋼材の化学組成が次の式（１）を満たせば、二相ステンレス鋼材の強度を高めつつ、優れた耐ＳＳＣ性も維持できることを見出した。
ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（１）中の「Ｗ」には「０」が代入される。式（１）中のＹＳには、鋼の降伏強度（ＭＰａ）が代入される。
ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（１）中の「Ｗ」には「０」が代入される。式（１）中のＹＳには、鋼の降伏強度（ＭＰａ）が代入される。
Ｆｎ１＝Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎと定義する。Ｆｎ１は鋼の耐ＳＳＣ性を示す指標である。図１は、上述の化学組成を有する二相ステンレス鋼材における、Ｆｎ１と、降伏強度と、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。図１は、後述の実施例において得られた、Ｆｎ１と、降伏強度と、耐ＳＳＣ性の評価結果とを用いて作成した。図１中の実線は、Ｆｎ１＝ＹＳ／１５０を示す。図１中の破線は、Ｆｎ１＝ＹＳ／７５を示す。図１中の「○」はＳＳＣが確認されなかった鋼材を示し、図１中の「△」はＳＳＣが確認された鋼材を示す。
図１を参照して、Ｆｎ１がＹＳ／１５０以上であれば、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。一方、Ｆｎ１がＹＳ／１５０未満であれば、十分な耐ＳＳＣ性が得られない。したがって、Ｆｎ１はＹＳ／１５０以上である。一方、Ｆｎ１が高すぎれば、熱間加工性が低下する場合がある。したがって、Ｆｎ１はＹＳ／１５０〜ＹＳ／７５である。
本発明者らはさらに、耐孔食性についても検討した。その結果、上述の化学組成を有する二相ステンレス鋼材の場合、化学組成が次の式（２）を満たせば、耐孔食性を高めることができることを見出した。
Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（２）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（２）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
Ｆｎ２＝Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎと定義する。Ｆｎ２は、鋼の耐孔食性を示す指標である。Ｆｎ２が低すぎれば、鋼の耐孔食性が低下する。Ｆｎ２が３０．０以上であれば、上記化学組成を有する二相ステンレス鋼材において、優れた耐孔食性が得られる。
本発明者らはさらに、二相ステンレス鋼材におけるシグマ相（σ相）の生成抑制についても検討を行った。二相ステンレス鋼材においてσ相が生成すれば、熱間加工性が低下する。本発明者らによる検討の結果、上述の化学組成を有する二相ステンレス鋼材において、化学組成が次の式（３）を満たせば、二相ステンレス鋼材のσ相の生成を抑制できることを知見した。
Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（３）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（３）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
Ｆｎ３＝Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉと定義する。Ｆｎ３は、σ相生成を示す指標である。Ｆｎ３が高すぎれば、鋼中にσ相が生成し、靭性が顕著に低下する場合がある。Ｆｎ３が７．５０以下であれば、σ相の生成を抑制し良好な靭性が得られる。
以上の知見に基づいて完成した本発明による二相ステンレス鋼材は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：３〜７％、Ｃｒ：２３〜２８％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｃｕ：２〜４％、Ｎ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４％、Ｗ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：０〜０．２％、Ｃａ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０２％、Ｂ：０〜０．０２％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有する。二相ステンレス鋼材はさらに、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。
ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）
Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）
Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（１）〜式（３）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
式（１）中のＹＳには、鋼の降伏強度（ＭＰａ）が代入される。
ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）
Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）
Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（１）〜式（３）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
式（１）中のＹＳには、鋼の降伏強度（ＭＰａ）が代入される。
なお、二相ステンレス鋼材はたとえば、鋼管である。二相ステンレス鋼材は鋼板であってもよいし、棒鋼又は線材であってもよい。好ましくは、二相ステンレス鋼材は二相ステンレス鋼管である。この場合、海水インジェクション用途に適する。
上記化学組成は、Ｗ：０．０１〜１．０％を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．２％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｂ：０．０００５〜０．０２％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００５〜０．２％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上記二相ステンレス鋼材のミクロ組織は、式（４）を満たしてもよい。
Ａｓ／Ａｍ＞１．１０ （４）
ここで、Ａｓは、鋼の表面から厚さ方向に０．５ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト相の数を意味する。Ａｍは、二相ステンレス鋼の厚さをｔ（ｍｍ）と定義し、鋼の表面からｔ／４（ｍｍ）の位置から厚さ方向に（ｔ／４＋０．５）ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト粒の数を意味する。
Ａｓ／Ａｍ＞１．１０ （４）
ここで、Ａｓは、鋼の表面から厚さ方向に０．５ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト相の数を意味する。Ａｍは、二相ステンレス鋼の厚さをｔ（ｍｍ）と定義し、鋼の表面からｔ／４（ｍｍ）の位置から厚さ方向に（ｔ／４＋０．５）ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト粒の数を意味する。
上記二相ステンレス鋼材はたとえば、二相ステンレス鋼管である。
本発明による二相ステンレス鋼材の製造方法は、準備工程と、熱間加工工程と、溶体化熱処理工程と、冷間加工工程とを備える。準備工程では、上記化学組成を有する素材を準備する。熱間加工工程では、素材を熱間加工して、鋼材を製造する。溶体化熱処理工程では、鋼材に対して溶体化熱処理を実施して、溶体化熱処理材を製造する。冷間加工工程では、溶体化熱処理材に対して冷間加工を実施して、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する二相ステンレス鋼材を製造する。
以下、本発明の二相ステンレス鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本発明による二相ステンレス鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
本発明による二相ステンレス鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．００５〜０．０４％
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。ＣはＣｒと炭化物を形成し、鋼のＣｒ固溶量を低下する。その結果、鋼の耐食性が低下する。一方、Ｃ含有量が低すぎる場合、製造コストが高くなりすぎる。したがって、Ｃ含有量は０．００５〜０．０４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、より好ましくは０．０３０％である。
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。ＣはＣｒと炭化物を形成し、鋼のＣｒ固溶量を低下する。その結果、鋼の耐食性が低下する。一方、Ｃ含有量が低すぎる場合、製造コストが高くなりすぎる。したがって、Ｃ含有量は０．００５〜０．０４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、より好ましくは０．０３０％である。
Ｓｉ：０．２〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の脱酸に有効な元素である。Ｓｉ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎる場合、脱酸の効果は飽和する。Ｓｉ含有量が高すぎる場合さらに、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．２〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の脱酸に有効な元素である。Ｓｉ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎる場合、脱酸の効果は飽和する。Ｓｉ含有量が高すぎる場合さらに、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．２〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８％である。
Ｍｎ：０．１〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼中に固溶し鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化する元素であり、組織を安定化する。Ｍｎ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎる場合、表層のＣｒ酸化物皮膜を不安定化し、鋼の耐食性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９％であり、より好ましくは１．８％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼中に固溶し鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化する元素であり、組織を安定化する。Ｍｎ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎる場合、表層のＣｒ酸化物皮膜を不安定化し、鋼の耐食性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９％であり、より好ましくは１．８％である。
Ｐ：０．０４０％以下
りん（Ｐ）は、不純物である。Ｐは鋼の耐食性及び靭性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、より好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低いほうが好ましい。
りん（Ｐ）は、不純物である。Ｐは鋼の耐食性及び靭性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、より好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低いほうが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは鋼の熱間加工性を低下させる。Ｓはさらに、硫化物を形成する。硫化物は孔食の発生起点となる。その結果、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００７％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低いほうが好ましい。
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは鋼の熱間加工性を低下させる。Ｓはさらに、硫化物を形成する。硫化物は孔食の発生起点となる。その結果、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００７％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低いほうが好ましい。
Ｎｉ：３〜７％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の靭性を高め、鋼の耐食性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎる場合、σ相が生成されやすくなる。その結果、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は３〜７％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３．３％であり、より好ましくは３．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は６．５％であり、より好ましくは６．０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の靭性を高め、鋼の耐食性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎる場合、σ相が生成されやすくなる。その結果、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は３〜７％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３．３％であり、より好ましくは３．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は６．５％であり、より好ましくは６．０％である。
Ｃｒ：２３〜２８％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の表面に酸化被膜を形成し耐ＳＳＣ性や耐孔食性を高める。Ｃｒ含有量が低い場合、上記効果は十分に得られない。一方、Ｃｒはフェライト安定化元素であるため、Ｃｒ含有量が高すぎる場合、鋼中のオーステナイト分率を低下させ靭性を低下させる。Ｃｒ含有量が高すぎる場合さらに、σ相を生成し顕著に靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は２３〜２８％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２３．５％であり、より好ましくは２４.０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２７．５％であり、より好ましくは２７．０％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の表面に酸化被膜を形成し耐ＳＳＣ性や耐孔食性を高める。Ｃｒ含有量が低い場合、上記効果は十分に得られない。一方、Ｃｒはフェライト安定化元素であるため、Ｃｒ含有量が高すぎる場合、鋼中のオーステナイト分率を低下させ靭性を低下させる。Ｃｒ含有量が高すぎる場合さらに、σ相を生成し顕著に靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は２３〜２８％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２３．５％であり、より好ましくは２４.０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２７．５％であり、より好ましくは２７．０％である。
Ｍｏ：０．５〜１．５％
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒの酸化被膜を安定化させることで耐ＳＳＣ性及び耐孔食性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｍｏはフェライト安定化元素であり、Ｍｏ含有量が高すぎる場合、Ｃｒと同様にオーステナイト分率の低下に伴って、靭性を低下させる。Ｍｏ含有量が高すぎる場合さらに、σ相が生成されやすくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５〜１．５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．６％であり、より好ましくは０．７％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．４％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒの酸化被膜を安定化させることで耐ＳＳＣ性及び耐孔食性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｍｏはフェライト安定化元素であり、Ｍｏ含有量が高すぎる場合、Ｃｒと同様にオーステナイト分率の低下に伴って、靭性を低下させる。Ｍｏ含有量が高すぎる場合さらに、σ相が生成されやすくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５〜１．５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．６％であり、より好ましくは０．７％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．４％である。
Ｃｕ：２〜４％
銅（Ｃｕ）は、高温塩化物水溶液環境下で不動態被膜を強化し、鋼の耐食性を高める。Ｃｕはさらに、固溶状態で鋼の強度を高める。Ｃｕ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎる場合、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は２〜４％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．７％であり、より好ましくは３．５％である。
銅（Ｃｕ）は、高温塩化物水溶液環境下で不動態被膜を強化し、鋼の耐食性を高める。Ｃｕはさらに、固溶状態で鋼の強度を高める。Ｃｕ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎる場合、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は２〜４％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．７％であり、より好ましくは３．５％である。
Ｎ：０．１０〜０．３５％
窒素（Ｎ）は、オーステナイトを安定化し、鋼の熱的安定性及び耐食性を高める。Ｎ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎる場合、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０〜０．３５％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．１２％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
窒素（Ｎ）は、オーステナイトを安定化し、鋼の熱的安定性及び耐食性を高める。Ｎ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎる場合、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０〜０．３５％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．１２％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
Ａｌ：０．００１〜０．０４％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎる場合、ＡｌはＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、鋼の靭性及び耐食性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０４％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％である。本発明の二相ステンレス鋼において、Ａｌ含有量とは酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎる場合、上記効果は得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎる場合、ＡｌはＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、鋼の靭性及び耐食性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０４％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％である。本発明の二相ステンレス鋼において、Ａｌ含有量とは酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）を意味する。
本発明による二相ステンレス鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、二相ステンレス鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本発明の二相ステンレス鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
上述の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｗを含有してもよい。
上述の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｗを含有してもよい。
Ｗ：０〜１．０％
タングステン（Ｗ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＷはＭｏと同様の効果を有し、鋼の耐ＳＳＣ性や耐孔食性を高める。Ｗはさらに、Ｍｏと比較してσ相を生成しにくい。そのため、Ｍｏに代えてＷを含有させてもよい。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎる場合、Ｍｏと同様にσ相が生成されやすくなる。その結果、鋼の熱間加工性や靭性が低下する。Ｗ含有量が高すぎる場合さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｗ含有量は０〜１．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．１％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．８％である。
タングステン（Ｗ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＷはＭｏと同様の効果を有し、鋼の耐ＳＳＣ性や耐孔食性を高める。Ｗはさらに、Ｍｏと比較してσ相を生成しにくい。そのため、Ｍｏに代えてＷを含有させてもよい。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎる場合、Ｍｏと同様にσ相が生成されやすくなる。その結果、鋼の熱間加工性や靭性が低下する。Ｗ含有量が高すぎる場合さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｗ含有量は０〜１．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．１％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．８％である。
上述の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、及び、Ｔｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の強度を高める。
Ｃｏ：０〜１．０％
コバルト（Ｃｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｏは鋼の強度を高める。Ｃｏはさらに、オーステナイトを安定化する。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎる場合、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の耐食性が低下する。Ｃｏ含有量が高すぎる場合さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は０〜１．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．０５％である。
コバルト（Ｃｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｏは鋼の強度を高める。Ｃｏはさらに、オーステナイトを安定化する。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎる場合、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の耐食性が低下する。Ｃｏ含有量が高すぎる場合さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は０〜１．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．０５％である。
Ｖ：０〜１．０％
バナジウム（Ｖ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎる場合、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜１．０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％である。
バナジウム（Ｖ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎる場合、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜１．０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％である。
Ｎｂ：０〜０．２％
Ｎｂは、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎる場合、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．２％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｎｂは、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎる場合、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．２％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｔｉ：０〜０．２％
Ｔｉは、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎる場合、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．２％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｔｉは、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎる場合、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．２％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
上述の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂ、及び、ＲＥＭからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の耐食性を高める。
Ｃａ：０〜０．０２％
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼中のＳと硫化物を形成し、Ｓの粒界への偏析を低減する。その結果、鋼の耐食性が高まる。また熱間加工性の向上にも寄与する。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎる場合、粗大な酸化物や硫化物を形成し、孔食の起点となる。その結果、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０２％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼中のＳと硫化物を形成し、Ｓの粒界への偏析を低減する。その結果、鋼の耐食性が高まる。また熱間加工性の向上にも寄与する。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎる場合、粗大な酸化物や硫化物を形成し、孔食の起点となる。その結果、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０２％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
Ｍｇ：０〜０．０２％
マグネシウム（Ｍｇ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼中のＳと硫化物を形成し、Ｓの粒界への偏析を低減する。その結果、鋼の耐食性が高まる。また熱間加工性の向上にも寄与する。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎる場合、粗大な酸化物や硫化物を形成し、孔食の起点となる。その結果、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０２％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼中のＳと硫化物を形成し、Ｓの粒界への偏析を低減する。その結果、鋼の耐食性が高まる。また熱間加工性の向上にも寄与する。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎる場合、粗大な酸化物や硫化物を形成し、孔食の起点となる。その結果、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０２％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
Ｂ：０〜０．０２％
ホウ素（Ｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは熱間加工性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎる場合、上記効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．０２％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
ホウ素（Ｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは熱間加工性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎる場合、上記効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．０２％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
ＲＥＭ：０〜０．２％
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは酸硫化物を形成し、他の介在物の発生を抑制することで、耐食性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎる場合、粗大な酸化物や硫化物を形成し、孔食の起点となる。その結果、鋼の耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．２％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは酸硫化物を形成し、他の介在物の発生を抑制することで、耐食性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎる場合、粗大な酸化物や硫化物を形成し、孔食の起点となる。その結果、鋼の耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．２％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
［式（１）について］
本発明の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（１）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
さらに、式（１）中のＹＳには、鋼の降伏強度（ＭＰａ）が代入される。
本発明の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（１）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
さらに、式（１）中のＹＳには、鋼の降伏強度（ＭＰａ）が代入される。
Ｆｎ１（＝Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ）は、鋼の耐ＳＳＣ性を示す指標である。Ｆｎ１がＹＳ／１５０未満であれば、耐ＳＳＣ性が得られない。一方、Ｆｎ１がＹＳ／７５超であれば、鋼の熱間加工性が低下する場合がある。したがって、Ｆｎ１はＹＳ／１５０〜ＹＳ／７５である。
［式（２）について］
本発明の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（２）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
本発明の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（２）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
Ｆｎ２（＝Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ）は、鋼の耐孔食性を示す指標である。Ｆｎ２が低すぎれば、鋼の耐孔食性が低下する。したがって、Ｆｎ２は３０．０以上である。
［式（３）について］
本発明の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（３）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
本発明の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（３）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
Ｆｎ３（＝Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ）は、σ相生成を示す指標である。Ｆｎ３が高すぎれば、鋼中にσ相が生成し、鋼の熱間加工性及び耐食性が低下する場合がある。したがって、Ｆｎ３は７．５０以下である。Ｆｎ３の好ましい上限は７．４０であり、より好ましくは７．２０であり、さらに好ましくは７．００である。Ｆｎ３はなるべく低いほうが好ましい。
［降伏強度ＹＳについて］
本発明による二相ステンレス鋼材は、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本明細書でいう降伏強度は、引張試験から得られた０．２％耐力を意味する。本発明による二相ステンレス鋼材は、上述の化学組成を満たし、さらに時効熱処理に代えて（時効熱処理を省略して）冷間加工を実施することによって、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本発明による二相ステンレス鋼材はこのような高強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立できる。降伏強度ＹＳの好ましい下限は６８９ＭＰａ超である。
本発明による二相ステンレス鋼材は、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本明細書でいう降伏強度は、引張試験から得られた０．２％耐力を意味する。本発明による二相ステンレス鋼材は、上述の化学組成を満たし、さらに時効熱処理に代えて（時効熱処理を省略して）冷間加工を実施することによって、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本発明による二相ステンレス鋼材はこのような高強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立できる。降伏強度ＹＳの好ましい下限は６８９ＭＰａ超である。
降伏強度は、次の方法で測定できる。二相ステンレス鋼材から引張試験片を採取する。二相ステンレス鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央位置を中心軸として、鋼管の長手方向に平行な平行部を有する引張試験片を採取する。二相ステンレス鋼材が鋼板である場合、鋼板の厚さをｔとして、表面から板厚方向にｔ／４深さ位置を中心軸として、鋼板の圧延方向に平行な平行部を有する引張試験片を採取する。
採取された引張試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を常温（２５℃）、大気中で実施して、降伏強度ＹＳ（０．２％耐力、単位はＭＰａ）を求める。
［ミクロ組織について］
本発明による二相ステンレス鋼材は、好ましくは、鋼のミクロ組織が、式（４）を満たす。
Ａｓ／Ａｍ＞１．１０ （４）
ここで、Ａｓは、鋼の表面から厚さ方向に０．５ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト粒の数で定義される。Ａｍは、二相ステンレス鋼材の厚さをｔ（ｍｍ）と定義し、鋼材の表面からｔ／４（ｍｍ）の位置から厚さ方向に（ｔ／４＋０．５）ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト粒の数で定義される。
本発明による二相ステンレス鋼材は、好ましくは、鋼のミクロ組織が、式（４）を満たす。
Ａｓ／Ａｍ＞１．１０ （４）
ここで、Ａｓは、鋼の表面から厚さ方向に０．５ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト粒の数で定義される。Ａｍは、二相ステンレス鋼材の厚さをｔ（ｍｍ）と定義し、鋼材の表面からｔ／４（ｍｍ）の位置から厚さ方向に（ｔ／４＋０．５）ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト粒の数で定義される。
本発明の二相ステンレス鋼材は、鋼の強度を高めるため、時効熱処理に代えて、冷間加工が実施される。そのため、鋼のミクロ組織は、鋼の表層と鋼の内部とで、組織の形状が異なる。具体的に、鋼の表層は、鋼の内部と比較して、強く圧下される。そのため、鋼の表層における組織は、鋼の内部における組織と比較して、組織の圧延（又は引抜）方向への伸長の度合いが大きい。その結果、鋼の表層では、鋼の内部と比較して、鋼の厚さ方向の組織の厚みが小さくなる。したがって、鋼の表層と鋼の内部とで、鋼の厚さ方向に直線を引いた場合、直線に交わるオーステナイト粒の数は、鋼の表層の方が内部よりも多くなる。
図２を参照して、具体的に説明する。図２は、二相ステンレス鋼材が二相ステンレス鋼管である場合の側面図である。二相ステンレス鋼管は、外周面１０と、内周面２０とを備える。外周面１０と内周面２０との距離（つまり肉厚）をｔ（ｍｍ）と定義する。すなわち、二相ステンレス鋼管において、厚さ方向とは径方向に相当し、冷間加工時の圧下方向に相当する。
図３は、図２中の領域１００の拡大図である。外周面１０上の任意の点Ｐ１から、厚さ方向に５ｍｍの位置の点Ｐ２まで直線（線分）を引く。線分Ｐ１−Ｐ２は二相ステンレス鋼管の表層を意味する。線分Ｐ１−Ｐ２と交差するオーステナイト粒の数をＡｓ（個）と定義する。
さらに、点Ｐ１から厚さ方向にｔ／４（ｍｍ）の深さ位置の点Ｑ１から、厚さ方向にさらに５ｍｍの深さ位置の点Ｑ２まで直線（線分）を引く。線分Ｑ１−Ｑ２は二相ステンレス鋼管の内部を意味する。線分Ｑ１−Ｑ２に交差するオーステナイト粒の数をＡｍ（個）と定義する。
図２及び図３では、二相ステンレス鋼材の一例として、二相ステンレス鋼管におけるＡｓ及びＡｍについて説明した。しかしながら、本発明における二相ステンレス鋼材は鋼板でもよく、棒鋼でもよい。鋼板、棒鋼、及びその他鋼材においても、Ａｓ及びＡｍを同様に定義できる。
Ｆｎ４＝Ａｓ／Ａｍと定義する。Ｆｎ４は鋼の表面と鋼の内部とでの、オーステナイト相の、圧延又は引抜方向への伸長の度合いを比で示したものである。Ｆｎ４が小さすぎれば、冷間加工の加工度が十分でない。そのため、鋼の強度が不足する場合がある。したがって、Ｆｎ４は１．１０超が好ましい。
Ｆｎ４は次の方法で測定できる。二相ステンレス鋼材のＬ断面（圧延方向及び圧下方向に平行な断面）に対して鏡面研磨を実施する。研磨した表面を、１０％しゅう酸水溶液での電解エッチングを実施し、ミクロ組織を現出させる。エッチングされた観察面のうち、表面から厚さ方向に０．５ｍｍ位置までを５視野、さらにｔ／４位置から厚さ方向に（ｔ／４＋０．５）ｍｍ位置までを５視野、それぞれ特定する。特定した視野を１００倍の光学顕微鏡にて観察し、上記１０視野の写真画像を生成する。
各視野において、フェライト、オーステナイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。そのため、コントラストに基づいて、オーステナイトを特定できる。さらに、各視野において、厚さ方向（圧下方向）の直線を、圧延方向に０．１ｍｍごとに引く。各視野での直線とオーステナイト粒とが交わる数の平均をオーステナイト相の数と定義する。鋼の表層における５視野のオーステナイト相の数をＡｓ、鋼のｔ／４付近における５視野のオーステナイト相の数をＡｍとして求める。
［製造方法］
本発明の二相ステンレス鋼材の製造方法は、素材を準備する工程（準備工程）と、素材を熱間加工して鋼材を製造する工程（熱間加工工程）と、鋼材に対して溶体化熱処理を実施して溶体化熱処理材を製造する工程（溶体化熱処理工程）と、溶体化熱処理材を冷間加工して、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する二相ステンレス鋼材を製造する工程（冷間加工工程）とを備える。上述の二相ステンレス鋼材の製造方法の一例として、二相ステンレス鋼管の製造方法を説明する。以下、各工程について詳述する。
本発明の二相ステンレス鋼材の製造方法は、素材を準備する工程（準備工程）と、素材を熱間加工して鋼材を製造する工程（熱間加工工程）と、鋼材に対して溶体化熱処理を実施して溶体化熱処理材を製造する工程（溶体化熱処理工程）と、溶体化熱処理材を冷間加工して、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する二相ステンレス鋼材を製造する工程（冷間加工工程）とを備える。上述の二相ステンレス鋼材の製造方法の一例として、二相ステンレス鋼管の製造方法を説明する。以下、各工程について詳述する。
［準備工程］
準備工程では、上述の化学組成を有し、かつ、式（１）〜式（３）を満たす素材を準備する。たとえば、上記化学組成を有し、式（１）〜式（３）を満たす溶鋼を用いて、素材を準備する。式（１）については、想定する降伏強度（６５５ＭＰａ以上）に基づいて化学組成を設定する。
準備工程では、上述の化学組成を有し、かつ、式（１）〜式（３）を満たす素材を準備する。たとえば、上記化学組成を有し、式（１）〜式（３）を満たす溶鋼を用いて、素材を準備する。式（１）については、想定する降伏強度（６５５ＭＰａ以上）に基づいて化学組成を設定する。
上述の化学組成の溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。分塊圧延は実施しなくてもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、ビレット、又はインゴット）を製造する。素材の製造方法は特に限定されず、周知の方法で製造されればよい。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、上記準備工程で準備された素材を熱間加工して、鋼材を製造する。たとえば、素材であるビレットを熱間加工して、二相ステンレス鋼管を製造する。二相ステンレス鋼管はたとえば、継目無鋼管である。二相ステンレス鋼管が継目無鋼管である場合、熱間加工はたとえば、マンネスマン法による穿孔圧延である。この場合さらに、熱間加工として熱間押出を実施してもよい。
熱間加工工程では、上記準備工程で準備された素材を熱間加工して、鋼材を製造する。たとえば、素材であるビレットを熱間加工して、二相ステンレス鋼管を製造する。二相ステンレス鋼管はたとえば、継目無鋼管である。二相ステンレス鋼管が継目無鋼管である場合、熱間加工はたとえば、マンネスマン法による穿孔圧延である。この場合さらに、熱間加工として熱間押出を実施してもよい。
［溶体化熱処理工程］
溶体化熱処理工程では、製造された鋼材に対して、溶体化熱処理を実施する。たとえば、二相ステンレス鋼管を熱処理炉に装入し、溶体化処理温度で均熱を実施する。均熱後、二相ステンレス鋼管を急冷する。
溶体化熱処理工程では、製造された鋼材に対して、溶体化熱処理を実施する。たとえば、二相ステンレス鋼管を熱処理炉に装入し、溶体化処理温度で均熱を実施する。均熱後、二相ステンレス鋼管を急冷する。
本明細書において、上記溶体化処理後の二相ステンレス鋼材を、「溶体化まま材」という。「溶体化まま材」とは、溶体化熱処理を行った鋼材に対して、追加の熱処理を実施していない鋼材を意味する。すなわち、「溶体化まま材」は、時効熱処理が実施されていない鋼材である。
本発明による二相ステンレス鋼材は、式（３）を満たす。そのため、σ相が生成しにくい。その結果、溶体化熱処理工程における均熱温度及び均熱時間は、周知の条件で実施すれば十分である。均熱温度の一例は９８０〜１２００℃であり、均熱時間の一例は２〜６０分である。急冷方法はたとえば、水冷である。
なお、溶体化まま材に対して、必要に応じて、酸洗処理を実施してもよい。
［冷間加工工程］
冷間加工工程では、溶体化まま材を冷間加工して、式（１）を満たし、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する二相ステンレス鋼管とする。本発明の二相ステンレス鋼材は、時効熱処理に代えて（時効熱処理を省略して）、冷間加工を実施することにより、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本発明の二相ステンレス鋼材の製造方法は、時効熱処理を省略し、時効熱処理を実施しない。
冷間加工工程では、溶体化まま材を冷間加工して、式（１）を満たし、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する二相ステンレス鋼管とする。本発明の二相ステンレス鋼材は、時効熱処理に代えて（時効熱処理を省略して）、冷間加工を実施することにより、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本発明の二相ステンレス鋼材の製造方法は、時効熱処理を省略し、時効熱処理を実施しない。
冷間加工工程ではたとえば、溶体化熱処理後の二相ステンレス鋼管に対して冷間引抜を実施し、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する二相ステンレス鋼管を製造する。二相ステンレス鋼管を製造する場合、冷間加工はたとえば、冷間引抜であってもよく、冷間圧延であってもよい。冷間加工の加工度（断面減少率）を調整することにより、二相ステンレス鋼管の所望の降伏強度（６５５ＭＰａ以上）が得られる。
本発明による二相ステンレス鋼材は、時効熱処理に代えて、冷間加工を実施する。このとき、降伏強度が式（１）を満たすように降伏強度を調整することにより、高い強度と、優れた耐ＳＳＣ性及び耐孔食性とを得ることができる。
好ましくは、二相ステンレス鋼材は冷間加工を実施することにより、そのミクロ組織が式（４）を満たす。鋼のミクロ組織が式（４）を満たせば、より高い強度が得られる。Ｆｎ４は１．１０超が好ましい。
以上の製造工程により、二相ステンレス鋼管が製造される。なお、上述の二相ステンレス鋼材の製造方法は、鋼管に限定されるものではなく、鋼板であってもよいし、棒鋼であってもよい。以下、実施例を用いて、本発明による二相ステンレス鋼材をより詳しく説明する。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を、５０ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製し、造塊法により鋼塊（インゴット）を製造した。
各試験番号の鋼塊を熱間圧延して素材を準備した。素材を１２５０℃で加熱し、その後熱間鍛造ならびに熱間圧延して、厚さ２０ｍｍの鋼板（以後「鍛造材」という）を製造した。
各試験番号の鍛造材に対して、１０００〜１１００℃で３０分均熱し、その後水冷する溶体化熱処理を実施して溶体化まま材を製造した。続いて、試験番号１〜１５、及び１７〜２０の溶体化まま材に対し、さらに冷間圧延を実施して、供試材である二相ステンレス鋼材（鋼板）を製造した。試験番号１６は、冷間圧延を実施せず、溶体化まま材を供試材とした。
［評価試験］
各試験番号の鍛造材及び供試材を用いて、次の評価試験を実施した。
各試験番号の鍛造材及び供試材を用いて、次の評価試験を実施した。
［σ相観察試験］
各試験番号の鍛造材のＣ断面（圧延方向に垂直な断面）から、鍛造材の厚さをｔとして、ｔ／４位置を含む試験片を作成した。試験片のうち、上記Ｃ断面が顕鏡面となるように、試験片を樹脂埋めし、鏡面研磨を実施した。研磨した表面を、１０％しゅう酸水溶液での電解エッチングを実施し、ミクロ組織を現出させた。
各試験番号の鍛造材のＣ断面（圧延方向に垂直な断面）から、鍛造材の厚さをｔとして、ｔ／４位置を含む試験片を作成した。試験片のうち、上記Ｃ断面が顕鏡面となるように、試験片を樹脂埋めし、鏡面研磨を実施した。研磨した表面を、１０％しゅう酸水溶液での電解エッチングを実施し、ミクロ組織を現出させた。
エッチングされた観察面を１００倍の光学顕微鏡にて観察し、任意の１０視野（１視野の面積は１ｍｍ２）を特定した。特定した１０視野の写真画像を生成した。各視野において、コントラストに基づいてσ相を特定した。各視野のうち１視野にσ相が観察された場合、σ相が生成した（表２中の「×」）と評価した。一方、１視野もσ相が観察されなかった場合、σ相が生成しなかった（表２中の「○」）と評価した。評価結果を表２に示す。
［オーステナイト相の数測定試験］
各試験番号の供試材に対し、上述の方法でオーステナイト相の数を測定し、Ｆｎ４を求めた。求めたＦｎ４を表２に示す。
各試験番号の供試材に対し、上述の方法でオーステナイト相の数を測定し、Ｆｎ４を求めた。求めたＦｎ４を表２に示す。
［降伏強度測定試験］
各試験番号の供試材に対し、上述の方法で降伏強度ＹＳを求めた。求めた降伏応力ＹＳ（ＭＰａ）を表２に示す。さらに、Ｆｎ１と比較するため、ＹＳ／１５０（ＭＰａ）及びＹＳ／７５（ＭＰａ）を求めた。求めたＹＳ／１５０（ＭＰａ）及びＹＳ／７５（ＭＰａ）を、表２に示す。
各試験番号の供試材に対し、上述の方法で降伏強度ＹＳを求めた。求めた降伏応力ＹＳ（ＭＰａ）を表２に示す。さらに、Ｆｎ１と比較するため、ＹＳ／１５０（ＭＰａ）及びＹＳ／７５（ＭＰａ）を求めた。求めたＹＳ／１５０（ＭＰａ）及びＹＳ／７５（ＭＰａ）を、表２に示す。
［耐孔食性試験］
各試験番号の供試材から、ＡＳＴＭ Ｇ４８ ＭＥＴＨＯＤ Ａ用の板状試験片を採取した。板状試験片は厚さ３ｍｍ、幅２５ｍｍ、長さ５０ｍｍであった。試験浴として、６質量％のＦｅＣｌ３水溶液を用いた。試験浴の温度は２２℃に調整した。
各試験番号の供試材から、ＡＳＴＭ Ｇ４８ ＭＥＴＨＯＤ Ａ用の板状試験片を採取した。板状試験片は厚さ３ｍｍ、幅２５ｍｍ、長さ５０ｍｍであった。試験浴として、６質量％のＦｅＣｌ３水溶液を用いた。試験浴の温度は２２℃に調整した。
各丸棒試験片を上記試験浴に７２時間浸漬した。７２時間浸漬後の各丸棒試験片に対して、孔食の発生の有無を観察した。具体的には、各板状試験片を肉眼にて観察した。観察の結果、孔食の発生が確認された試験片は耐孔食性が劣る（表２中の「×」）と評価した。一方、孔食の発生が確認されなかった試験片は耐孔食性が優れる（表２中の「○」）と評価した。
［耐ＳＳＣ性試験］
各試験番号の供試材から、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの平滑４点曲げ試験片を採取した。４点曲げ試験片を用いて、硫化水素を含む試験液中で４点曲げ試験を実施した。具体的には、試験液として、１．７％のＮａＣｌ水溶液を準備した。試験中の４点曲げ試験片への負荷応力は、歪みゲージを用いて試験温度（１００℃）における実降伏応力とした。オートクレーブ中、１ｐｓｉ（０．０７ｂａｒ）Ｈ２Ｓ＋１０ｂａｒＣＯ２ガスで加圧密閉し、試験温度を１００℃で、試験片を７２０時間浸漬した。
各試験番号の供試材から、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの平滑４点曲げ試験片を採取した。４点曲げ試験片を用いて、硫化水素を含む試験液中で４点曲げ試験を実施した。具体的には、試験液として、１．７％のＮａＣｌ水溶液を準備した。試験中の４点曲げ試験片への負荷応力は、歪みゲージを用いて試験温度（１００℃）における実降伏応力とした。オートクレーブ中、１ｐｓｉ（０．０７ｂａｒ）Ｈ２Ｓ＋１０ｂａｒＣＯ２ガスで加圧密閉し、試験温度を１００℃で、試験片を７２０時間浸漬した。
試験後、試験片のＳＳＣの有無を目視、ならびに長手方向断面を切り出し引張り応力負荷面に対しｘ１０とｘ１００で観察し評価した。ＳＳＣの発生が確認された試験片は、耐ＳＳＣ性が劣る（表２中の「×」）と評価した。一方、ＳＳＣの発生が確認されなかった試験片は、耐ＳＳＣ性が優れる（表２中の「○」）と評価した。
［評価結果］
表２を参照して、試験番号１、４、５、７〜１５、２１、２２、及び、２４〜３１の化学組成は適切であり、式（１）〜（３）を満たした。さらに、降伏強度ＹＳは６６５ＭＰａ以上であった。そのため、製造時にσ相が生成せず、高い降伏強度にもかかわらず、優れた耐孔食性及び優れた耐ＳＳＣ性を示した。
表２を参照して、試験番号１、４、５、７〜１５、２１、２２、及び、２４〜３１の化学組成は適切であり、式（１）〜（３）を満たした。さらに、降伏強度ＹＳは６６５ＭＰａ以上であった。そのため、製造時にσ相が生成せず、高い降伏強度にもかかわらず、優れた耐孔食性及び優れた耐ＳＳＣ性を示した。
一方、試験番号２、３、及び６のＦｎ１は、ＹＳ／１５０よりも低かった。そのため、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号１６のＭｎ含有量は高すぎた。さらに冷間引抜が実施されず、ＹＳが低かった。すなわち、十分な強度が得られなかった。
試験番号１７及び１８のＭｎ含有量は高すぎた。さらに、Ｆｎ１はＹＳ／１５０よりも低かった。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号１９のＮｉ含有量は高すぎた。さらに、Ｆｎ３は高すぎた。その結果、σ相が生成した。
試験番号２０のＦｎ２は低すぎた。その結果、耐孔食性が低かった。
試験番号２３は冷間引抜が実施されず、ＹＳが低かった。すなわち、十分な強度が得られなかった。
試験番号３２のＦｎ３は高すぎた。その結果、σ相が生成した。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で、上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
本発明による二相ステンレス鋼材は、高い強度と優れた耐ＳＳＣ性及び耐孔食性とを有する。高い強度、耐ＳＳＣ性及び耐孔食性が求められる用途に広く適用可能である。特に、海水インジェクション用途の油井管として好適である。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．０４％、
Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：３〜７％、
Ｃｒ：２３〜２８％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％、
Ｃｕ：２〜４％、
Ｎ：０．１０〜０．３５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０４％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜０．２％、
Ｔｉ：０〜０．２％、
Ｃａ：０〜０．０２％、
Ｍｇ：０〜０．０２％、
Ｂ：０〜０．０２％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有し、
６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する、二相ステンレス鋼材。
ＹＳ／１５０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎ≦ＹＳ／７５ （１）
Ｃｒ＋３．３×（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ≧３０．０ （２）
Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｎｉ≦７．５０ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、Ｗが含有されない場合、式（１）〜式（３）中の「Ｗ」には「０」が代入される。
式（１）中のＹＳには、鋼の降伏強度（ＭＰａ）が代入される。 - 請求項１に記載の二相ステンレス鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｗ：０．０１〜１．０％を含有する、二相ステンレス鋼材。 - 請求項１又は請求項２に記載の二相ステンレス鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｃｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、及び、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、二相ステンレス鋼材。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の二相ステンレス鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
Ｂ：０．０００５〜０．０２％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００５〜０．２％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、二相ステンレス鋼材。 - 請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学組成を有する二相ステンレス鋼材であって、
鋼のミクロ組織が、式（４）を満たす、二相ステンレス鋼材。
Ａｓ／Ａｍ＞１．１０ （４）
ここで、Ａｓは、鋼の表面から厚さ方向に０．５ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト粒の数で定義される。Ａｍは、二相ステンレス鋼の厚さをｔ（ｍｍ）と定義し、鋼の表面からｔ／４（ｍｍ）の位置から厚さ方向に（ｔ／４＋０．５）ｍｍ位置まで直線を引いたとき、その直線に交わるオーステナイト粒の数で定義される。 - 前記二相ステンレス鋼材は、二相ステンレス鋼管である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の二相ステンレス鋼材。
- 請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を準備する工程と、
前記素材を熱間加工して、鋼材を製造する工程と、
前記鋼材に対して溶体化熱処理を実施して、溶体化熱処理材を製造する工程と、
前記溶体化熱処理材に対して冷間加工を実施して、６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有する二相ステンレス鋼材を製造する工程とを備える、二相ステンレス鋼材の製造方法。
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