JP4234592B2

JP4234592B2 - Duplex steel

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Publication number: JP4234592B2
Application number: JP2003525691A
Authority: JP
Inventors: スンドストリョーム，アン; ニイストリョーム，アンナ−レナ; カンガス，パシ
Original assignee: サンドビックインテレクチュアルプロパティーアクティエボラーグ
Priority date: 2001-09-02
Filing date: 2002-09-02
Publication date: 2009-03-04
Anticipated expiration: 2022-09-02
Also published as: EP1423548A1; JP2005501969A; BR0212270B1; ES2266557T3; NO338090B1; PL199387B1; BR0212270A; EP1722002B1; ES2300088T3; NO20040900L; DE60225951T2; CN100465325C; SE0102931D0; AU2002328002B2; KR20090128568A; US20030086808A1; ATE391192T1; EP1722002A1; SE524952C2; KR100989022B1

Abstract

The present invention relates to a duplex stainless steel alloy, with high resistance to corrosion in combination with good structural stability and hotworkability. The duplex stainless steel has the following composition in percent by weight: C max 0,03% Si max 0,5% Mn 0 - 3,0% Cr 24,0 - 30,0% Ni 4,9 - 10,0% Mo 3,0 - 5,0% N 0,28 - 0,5% B 0 - 0,0030% S max 0,010% W 0 - 3,0% Cu 0 - 2,0% Ru 0 - 0,3% Al 0 - 0,03% Ca 0 - 0,010% Ti 0 - 0,35 % V 0 - 0,55 % balance Fe and normal occurring impurities

Description

本発明は、ステンレス鋼に関し、詳しくはフェライト・オーステナイトマトリクスを有し高耐食性と組織安定性および熱間加工性とを併せ持った２相ステンレス鋼に関し、特に、フェライト相４０〜６５vol％を含みバランスの良い組成により、従来可能と考えられていた以上の塩化物含有環境中での使用に適した耐食性を備えた２相ステンレス鋼に関する。 The present invention relates to stainless steel, and more particularly to a duplex stainless steel having a ferrite-austenite matrix and having high corrosion resistance, structure stability, and hot workability, and particularly includes 40 to 65 vol% of a ferrite phase. The present invention relates to a duplex stainless steel having a corrosion resistance suitable for use in a chloride-containing environment that has been considered to be possible due to its good composition.

近年、耐食性金属材料の用いられる環境が厳しさを増しており、機械的性質と共に耐食性に対する要求も高まっている。２相鋼は、従来用いられていた鋼種、例えば高合金オーステナイト鋼、ニッケル基合金等の高合金鋼を代替するものとして開発されたが、これらの開発の延長上には無い。 In recent years, the environment in which corrosion-resistant metal materials are used is becoming more severe, and the demand for corrosion resistance as well as mechanical properties is increasing. Although the duplex stainless steel has been developed as a substitute for conventionally used steel types, for example, high alloy steels such as high alloy austenitic steel and nickel base alloy, it is not an extension of these developments.

塩化物含有環境中での耐食性を測る確立された指標は、耐孔食等量（Pitting Resistance Equivalent: ＰＲＥ)と呼ばれており、下記の式で定義される。 An established index for measuring corrosion resistance in chloride-containing environments is called Pitting Resistance Equivalent (PRE) and is defined by the following equation.

ＰＲＥ＝％Ｃｒ＋３．３％Ｍｏ＋１６％Ｎ
ここで、各元素の％は質量％である。 PRE =% Cr + 3.3% Mo + 16% N
Here,% of each element is mass%.

数値が大きいほど耐食性特に耐孔食性が高いことを示す。この性質に影響を及ぼす必須の合金元素は、上記の式によればＣｒ、Ｍｏ、Ｎである。このような鋼種の一例はＥＰ０２２０１４１号公報に開示されており、ここでも参考にした。この鋼種はＳＡＥ２５０７（ＵＮＳ３２７５０）で表示され、主合金元素として多量のＣｒ、Ｍｏ、Ｎが添加されている。これは、性質のうち特に塩化物環境中での耐食性を得るために開発された。 Larger values indicate higher corrosion resistance, particularly pitting corrosion resistance. The essential alloying elements that affect this property are Cr, Mo and N according to the above formula. An example of such a steel type is disclosed in EP0220141 and is also referred to here. This steel type is represented by SAE2507 (UNS32750), and a large amount of Cr, Mo, and N are added as main alloy elements. It was developed to obtain corrosion resistance in properties, especially in chloride environments.

最近、塩化物環境中での鋼の耐食性を最適化するのにＣｕおよびＷも効果的であることが分かってきた。そのため、Ｍｏの一部を置換するものとしてＷが用いられている。実例としては、市販合金ＤＰ３Ｗ（ＵＮＳＳ３９２７４）あるいはＺｅｒｏｎ１００があり、それぞれ２．０％、０．７％のＷを含有する。後者は更に０．７％のＣｕを含有させて酸環境中での耐食性を高めている。 Recently, Cu and W have also been found to be effective in optimizing the corrosion resistance of steel in chloride environments. Therefore, W is used to replace a part of Mo. Illustrative examples are commercially available alloys DP3W (UNS S39274) or Zeroon 100, which contain 2.0% and 0.7% W, respectively. The latter further contains 0.7% Cu to enhance the corrosion resistance in an acid environment.

合金元素としてＷを追加したため、耐食性の指標を発展させてＰＲＥ式からＰＲＥＷ式に変え、耐食性に対するＭｏとＷの影響の関係をより明確にしたのが下式である。 Since W is added as an alloying element, the following formula is obtained by developing the index of corrosion resistance and changing from the PRE formula to the PREW formula to clarify the relationship between the influence of Mo and W on the corrosion resistance.

ＰＲＥＷ＝％Ｃｒ＋３．３（％Ｍｏ＋０．５％Ｗ）＋１６％Ｎ
この式は例えばＥＰ０５４５７５３号公報に開示されている。この公報は耐食性全般を高めた２相ステンレス鋼を記載している。上述の各鋼種はＰＲＥ値が計算方法によらず４０より大きい。 PREW =% Cr + 3.3 (% Mo + 0.5% W) + 16% N
This formula is disclosed in, for example, EP0545753. This publication describes a duplex stainless steel with improved overall corrosion resistance. Each steel type mentioned above has a PRE value greater than 40 regardless of the calculation method.

塩化物環境中での耐食性が高い合金としては、ＥＰ０７０８８４５号公報に組成が開示されているＳＡＦ２９０６も言及しなくてはならない。この合金は、ＳＡＦ２５０７に比べてＣｒとＮを増量したことが特徴であり、耐粒界腐食性およびカルバミン酸アンモニウム中での耐食性に重点が置かれているが、塩化物含有環境中での耐食性も高い。 As an alloy having high corrosion resistance in a chloride environment, SAF 2906 whose composition is disclosed in EP 0708845 must also be mentioned. This alloy is characterized by an increased amount of Cr and N compared to SAF2507, with emphasis on intergranular corrosion resistance and corrosion resistance in ammonium carbamate, but corrosion resistance in chloride-containing environments. Is also expensive.

ＵＳ−Ａ−４９８５０９１に開示されている合金は、粒界腐食が生じ易い塩酸環境および硫酸環境を使用環境中での使用を意図する。主として、近年用いられているオーステナイト鋼を代替するものである。 The alloy disclosed in U.S. Pat. No. 4,498,091 is intended for use in hydrochloric acid and sulfuric acid environments where intergranular corrosion is likely to occur. It mainly replaces the austenitic steel used in recent years.

ＵＳ−Ａ−６０４８４１３に開示されている２相ステンレス鋼は、オーステナイトステンレス鋼を代替として塩化物含有環境中での使用を意図している。 The duplex stainless steel disclosed in US-A-6048413 is intended for use in chloride-containing environments as an alternative to austenitic stainless steel.

上記合金は全て高いＰＲＥ値を持っているが、欠点は、二次加工中の溶接などの熱処理によってシグマ相などの硬くて脆い析出物が生ずることである。その結果、材料が硬くなって加工性が低下し、結局、耐食性が低下する。 All of the above alloys have a high PRE value, but the disadvantage is that hard and brittle precipitates such as sigma phase are produced by heat treatment such as welding during secondary processing. As a result, the material becomes hard and the workability decreases, and eventually the corrosion resistance decreases.

２相ステンレス鋼の耐食性のうちで特に耐孔食性を更に高めるには、フェライトおよびオーステナイト両相のＰＲＥ値を増加させることが必要であり、しかもそれによって組織安定性および加工性が低下しないようにすることが必要である。活性な合金成分に関して両相の組成が等価でないと、一方の相の耐孔食性および耐隙間腐食性が低下する。結局、耐食性の低い方の相によって材料全体の耐食性が低下し、同時に、合金量の多い方の相によって全体の組織安定性が低下する。 In order to further enhance the pitting corrosion resistance among the corrosion resistance of the duplex stainless steel, it is necessary to increase the PRE value of both the ferrite and austenite phases, so that the structural stability and workability are not deteriorated. It is necessary to. If the compositions of the two phases are not equivalent with respect to the active alloy component, the pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance of one phase will be reduced. Eventually, the corrosion resistance of the entire material is lowered by the phase having the lower corrosion resistance, and at the same time, the overall structural stability is lowered by the phase having the larger alloy amount.

本発明の目的は、高い耐食性と優れた機械的性質とを兼備し、全面腐食および局部腐食に対して良好な耐食性を必要とする用途例えば塩化物含有環境中での用途に最適である２相ステンレス鋼を提供することである。 The object of the present invention is a two-phase that combines high corrosion resistance with excellent mechanical properties and is ideal for applications requiring good corrosion resistance against general and local corrosion, such as applications in chloride-containing environments. Is to provide stainless steel.

本発明のもう１つの目的は、フェライト量が４０〜６５vol％であり、オーステナイトおよびフェライト両相共にＰＲＥ値が少なくとも４６〜５０であり、オーステナイト相ＰＲＥ値とフェライト相ＰＲＥ値との最適比が０．９０〜１．１５、望ましくは０．９〜１．０５である２相ステンレス鋼を提供することである。 Another object of the present invention is that the ferrite content is 40 to 65 vol%, both the austenite and ferrite phases have a PRE value of at least 46 to 50, and the optimum ratio of the austenite phase PRE value to the ferrite phase PRE value is 0. .90 to 1.15, preferably 0.9 to 1.05, duplex stainless steel.

本発明の更にもう１つの目的は、臨界孔食温度（Critical Pitting Corrosion Temperature。以下「ＣＰＴ」と略称する）の値が９０℃より高く、望ましくは９５℃より高く、臨界隙間腐食温度（Critical Crevice Corrosion Temperature。以下「ＣＣＴ］と略称する）の値が６％ＦｅＣｌ₃中で５０℃以上、望ましくは６０℃以上である２相ステンレス鋼を提供することである。 Yet another object of the present invention is that the value of Critical Pitting Corrosion Temperature (hereinafter referred to as “CPT”) is higher than 90 ° C., preferably higher than 95 ° C., and the critical crevice corrosion temperature (Critical Crevice). It is to provide a duplex stainless steel having a Corrosion Temperature (hereinafter abbreviated as “CCT”) value of 50 ° C. or higher, preferably 60 ° C. or higher in 6% FeCl ₃ .

本発明の更にもう１つの目的は、室温での衝撃強度が１００Ｊ以上であり、室温での引張試験後の伸びが２５％以上である合金を提供することである。 Still another object of the present invention is to provide an alloy having an impact strength at room temperature of 100 J or more and an elongation after a tensile test at room temperature of 25% or more.

本発明の合金は、合金元素を多量に含有しているにもかかわらず、加工性特に熱間加工性が極めて良好なので、棒、溶接管やシームレス管等の管、板、ストリップ（条）、ワイヤ（線材）、溶接ワイヤ、また、ポンプ、バルブ、フランジ、カプリング等の部材の製造に非常に好適である。 The alloy of the present invention has extremely good workability, particularly hot workability, despite containing a large amount of alloying elements. Therefore, pipes such as rods, welded pipes and seamless pipes, plates, strips (strips), It is very suitable for production of members such as wires (wires), welding wires, pumps, valves, flanges, couplings and the like.

上記の目的は、本発明によれば、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｒ：２４．０〜３０．０％、Ｎｉ：４．９〜１０．０％、Ｍｏ：３．０〜５．０％、Ｎ：０．２８〜０．５％、Ｍｎ：０〜３．０％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｗ：０〜３．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｃｏ：０〜０．３％、Ｒｕ：０〜０．３％、残部Ｆｅおよび不可避不純物から成る２相ステンレス鋼によって達成される。 According to the present invention, the above-mentioned object is, in mass%, C: 0.03% or less, Si: 0.5% or less, Cr: 24.0-30.0%, Ni: 4.9-10. 0%, Mo: 3.0 to 5.0%, N: 0.28 to 0.5%, Mn: 0 to 3.0%, B: 0 to 0.0030%, S: 0.010% or less , Al: 0-0.03%, Ca: 0-0.010%, W: 0-3.0%, Cu: 0-2.0%, Co: 0-0.3%, Ru: 0 Achievable with a duplex stainless steel consisting of 0.3%, balance Fe and inevitable impurities.

系統的な開発実験を行なった結果、成分元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｏを良いバランスで組み合わせることによりフェライト中およびオーステナイト中へのこれら元素の配分が最適化され、それによりシグマ相の発生が発生せず高い耐食性が得られることが分かった。また加工性も良好であり、押出しでシームレス管が製造できる。高い耐食性と良好な組織安定性とを両立させようとすると、合金成分の組合せを更に限定した範囲にする必要がある。本発明の合金は、組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％以下
Ｓｉ：０．５％以下
Ｍｎ：０〜３．０％
Ｃｒ：２４．０〜３０．０％
Ｎｉ：４．９〜１０．０％
Ｍｏ：３．０〜５．０％
Ｎ：０．２８〜０．５％
Ｂ：０〜０．００３０％
Ｓ：０．０１０％以下
Ｃｏ：０〜３．５％
Ｗ：０〜３．０％
Ｃｕ：０〜２．０％
Ｒｕ：０〜０．３％
Ａｌ：０〜０．０３％
Ｃａ：０．０１０％
残部：Ｆｅおよび通常の不純物および添加物であって、フェライト量が４０〜６５vol％である。 As a result of systematic development experiments, the distribution of these elements in ferrite and austenite was optimized by combining the constituent elements Cr, Mo, Ni, N, Mn, Co in a good balance, thereby It was found that high corrosion resistance can be obtained without generation of sigma phase. Also, the processability is good, and seamless tubes can be produced by extrusion. In order to achieve both high corrosion resistance and good structural stability, it is necessary to further limit the combinations of alloy components. The alloy of the present invention has a composition of mass%,
C: 0.03% or less Si: 0.5% or less Mn: 0 to 3.0%
Cr: 24.0 to 30.0%
Ni: 4.9 to 10.0%
Mo: 3.0-5.0%
N: 0.28 to 0.5%
B: 0 to 0.0030%
S: 0.010% or less Co: 0 to 3.5%
W: 0 to 3.0%
Cu: 0 to 2.0%
Ru: 0 to 0.3%
Al: 0 to 0.03%
Ca: 0.010%
Remainder: Fe and usual impurities and additives, and the ferrite content is 40 to 65 vol%.

〔炭素Ｃ〕
炭素はフェライトおよびオーステナイト中への溶解度が低い。溶解度が低いためクロム炭化物が析出し易いので、炭素量は０．０３質量％以下とし、望ましくは０．０２質量％以下とする。 [Carbon C]
Carbon has low solubility in ferrite and austenite. Since the chromium carbide is likely to precipitate because of its low solubility, the carbon content is 0.03% by mass or less, preferably 0.02% by mass or less.

〔シリコンＳｉ〕
シリコンは製鋼の際に脱酸剤として用いられ、製造および溶接の際の流動性も高める。しかし、シリコン量が多すぎると、望ましくない金属間化合物が析出するので、シリコン量は０．５質量％以下とし、望ましくは０．３質量％以下とする。 [Silicon Si]
Silicon is used as a deoxidizer during steel making and also improves fluidity during manufacturing and welding. However, if the amount of silicon is too large, an undesirable intermetallic compound is precipitated, so the silicon amount is 0.5% by mass or less, and preferably 0.3% by mass or less.

〔マンガンＭｎ〕
マンガンはＮの溶解度を高めるために添加する。しかしマンガンは本発明鋼のタイプの鋼においてＮ溶解度への影響は小さい。その代わりに溶解度への影響が大きい他の元素が見出されている。一方、Ｍｎが多量のＳと共存すると、孔食の起点となる硫化マンガンの生成が促進される。そのため、Ｍｎ量は０〜３．０質量％の範囲内に制限し、望ましくは０．５〜１．２質量％の範囲内に制限する。 [Manganese Mn]
Manganese is added to increase the solubility of N. However, manganese has a small effect on N solubility in the steel of the present invention type. Instead, other elements have been found that have a large impact on solubility. On the other hand, when Mn coexists with a large amount of S, the production of manganese sulfide serving as a starting point of pitting corrosion is promoted. Therefore, the amount of Mn is limited to a range of 0 to 3.0% by mass, and preferably limited to a range of 0.5 to 1.2% by mass.

〔クロムＣｒ〕
クロムは大部分のタイプの腐食に対して耐食性を高めるために極めて効果的な元素である。更に、多量のクロムが存在すると、Ｎ溶解度が非常に高まる。したがって、耐食性を高めるにはＣｒ量をできるだけ多くすることが望ましい。耐食性を最高にするためには、Ｃｒ量を２４．０質量％以上とし、望ましくは２７〜２９質量％以上とする。しかしＣｒ量が増えると金属間化合物が析出する危険性が高くなるので、クロム量は３０．０質量％以下に制限する。 [Chromium Cr]
Chromium is an extremely effective element to increase corrosion resistance against most types of corrosion. Furthermore, the presence of large amounts of chromium greatly increases N solubility. Therefore, it is desirable to increase the Cr content as much as possible in order to improve the corrosion resistance. In order to maximize the corrosion resistance, the Cr amount is set to 24.0% by mass or more, and preferably 27 to 29% by mass or more. However, since the risk of precipitation of intermetallic compounds increases as the Cr content increases, the chromium content is limited to 30.0 mass% or less.

〔ニッケルＮｉ〕
ニッケルはオーステナイト安定化元素として用いられ、望みの量のフェライトを得るために適した添加量とする。フェライト量４０〜６５％においてオーステナイト相とフェライト相との比を望ましい値とするために、ニッケル添加量は４．９〜１０．０質量％とし、望ましくは４．９〜８．０質量％とする。 [Nickel Ni]
Nickel is used as an austenite stabilizing element and is added in an amount suitable for obtaining the desired amount of ferrite. In order to make the ratio of the austenite phase to the ferrite phase a desirable value when the ferrite content is 40 to 65%, the nickel addition amount is 4.9 to 10.0 mass%, preferably 4.9 to 8.0 mass%. To do.

〔モリブデンＭｏ〕
モリブデンは還元性の酸中および塩化物環境中での耐食性高めるのに効果的な元素である。多量のＭｏが多量のＣと共存すると金属間化合物の生成量が増加する危険がある。Ｍｏ量は３．０〜５．０質量％の範囲内とし、望ましくは３．６〜４．７質量％の範囲内、特に望ましくは４．０〜４．３質量％の範囲内とする。 [Molybdenum Mo]
Molybdenum is an effective element for enhancing corrosion resistance in reducing acids and chloride environments. When a large amount of Mo coexists with a large amount of C, there is a risk that the amount of intermetallic compound produced increases. The amount of Mo is in the range of 3.0 to 5.0% by mass, preferably in the range of 3.6 to 4.7% by mass, and particularly preferably in the range of 4.0 to 4.3% by mass.

〔窒素Ｎ〕
窒素は非常に活性な元素であり、耐食性、組織安定性、強度を高める。Ｎ量が高いと溶接後のオーステナイトの回復が促進されて溶接継手の性質が良好になる。Ｎの効果を十分に確保するには０．２８質量％以上のＮを添加する必要がある。Ｎ量が多いと、クロム窒化物の析出する危険性が高くなる。これはＣｒ量も多い場合に特に顕著である。更に、Ｎ量が多いと、溶鋼のＮ溶解度を超えてしまい、気孔（ポロシティ）が増加する危険がある。以上の理由で、Ｎ量は０．５質量％以下に限定する。望ましいＮ添加量は０．３５質量％を超え０．４５質量％以下である。 [Nitrogen N]
Nitrogen is a very active element that increases corrosion resistance, tissue stability, and strength. When the amount of N is high, the recovery of austenite after welding is promoted, and the properties of the welded joint are improved. In order to sufficiently secure the effect of N, it is necessary to add 0.28% by mass or more of N. If the amount of N is large, the risk of precipitation of chromium nitride increases. This is particularly noticeable when the amount of Cr is large. Furthermore, when there is much N amount, there exists a danger that it will exceed the N solubility of molten steel and a porosity (porosity) will increase. For the above reasons, the N content is limited to 0.5% by mass or less. A desirable N addition amount is more than 0.35 mass% and not more than 0.45 mass%.

〔ボロンＢ〕
ボロンは熱間加工性を高めるために添加する。しかし、Ｂ量が多すぎると溶接性および耐食性が低下する。したがって、Ｂ量は０．００３０質量％以下に制限する。 [Boron B]
Boron is added to improve hot workability. However, when there is too much B amount, weldability and corrosion resistance will fall. Therefore, the amount of B is limited to 0.0030% by mass or less.

〔硫黄Ｓ〕
硫黄は可溶性硫化物を生成して耐食性を低下させる。また熱間加工性も低下させる。そのため、硫黄量は０．０１０質量％に制限する。 [Sulfur S]
Sulfur produces soluble sulfides that reduce corrosion resistance. Also, hot workability is reduced. Therefore, the amount of sulfur is limited to 0.010% by mass.

〔コバルトＣｏ〕
コバルトは組織安定性と耐食性を高めるために添加する。Ｃｏはオーステナイト安定化元素である。効果を得るには、添加量を０．５質量％以上とし、望ましくは１．５質量％以上とする。コバルトは高価な元素なので、添加量は３．５質量％以下に制限する。 [Cobalt Co]
Cobalt is added to enhance the structural stability and corrosion resistance. Co is an austenite stabilizing element. In order to obtain the effect, the addition amount is set to 0.5% by mass or more, desirably 1.5% by mass or more. Since cobalt is an expensive element, the addition amount is limited to 3.5% by mass or less.

〔タングステンＷ〕
タングステンは耐孔食性および耐隙間腐食性を高める。しかし添加量が多すぎると、多量のＣｒおよびＭｏが共存する場合には、金属間化合物の析出量が増加する危険がある。Ｗ量は０〜３．０質量％とし、望ましくは０．５〜１．８質量％とする。 [Tungsten W]
Tungsten improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. However, when the addition amount is too large, there is a risk that the amount of precipitation of intermetallic compounds increases when a large amount of Cr and Mo coexist. The amount of W is 0 to 3.0% by mass, preferably 0.5 to 1.8% by mass.

〔銅Ｃｕ〕
銅は硫酸のような酸環境中での全面腐食に対する耐食性を高めるために添加する。同時に、銅は組織安定性にも影響を及ぼす。しかし、Ｃｕ量が多いと固溶限度を超えてしまう。したがって、Ｃｕ量は２．０質量％以下に制限し、望ましくは０．５〜１．５質量％とする。 [Copper Cu]
Copper is added to enhance the corrosion resistance against general corrosion in an acid environment such as sulfuric acid. At the same time, copper also affects tissue stability. However, if the amount of Cu is large, the solid solution limit is exceeded. Therefore, the amount of Cu is limited to 2.0% by mass or less, and preferably 0.5 to 1.5% by mass.

〔ルテニウムＲｕ〕
ルテニウムは耐食性を高めるために添加する。ルテニウムは非常に高価な元素なので、添加量は０．３質量％以下に制限し、望ましくは０より多く０．１質量％以下とする。 [Ruthenium Ru]
Ruthenium is added to increase the corrosion resistance. Since ruthenium is a very expensive element, the addition amount is limited to 0.3% by mass or less, preferably more than 0 and 0.1% by mass or less.

〔アルミニウムＡｌおよびカルシウムＣａ〕
アルミニウムおよびカルシウムは製鋼の際に脱酸剤として用いる。Ａｌ量は、窒化物の生成を抑制するために０．０３質量％以下に制限する。Ｃａは熱間加工性を高める。しかしスラグ量を不必要に増大させないために、Ｃａ量は０．０１０質量％以下に制限する。 [Aluminum Al and Calcium Ca]
Aluminum and calcium are used as deoxidizers during steelmaking. The amount of Al is limited to 0.03% by mass or less in order to suppress the formation of nitride. Ca improves hot workability. However, in order not to increase the slag amount unnecessarily, the Ca amount is limited to 0.010% by mass or less.

フェライト量は、機械的性質、耐食性、溶接性を良好に維持するために重要である。耐食性および溶接性の観点から、フェライト量は４０〜６５vol％とすることが望ましい。更に、フェライト量が多いと、低温衝撃強度の低下および水素誘起脆化の危険がある。したがって、フェライト量は４０〜６５vol％とし、望ましくは４２〜６０vol％、特に望ましくは４５〜５５vol％とする。 The amount of ferrite is important for maintaining good mechanical properties, corrosion resistance, and weldability. From the viewpoint of corrosion resistance and weldability, the ferrite content is desirably 40 to 65 vol%. Furthermore, if the amount of ferrite is large, there is a risk of low temperature impact strength reduction and hydrogen-induced embrittlement. Therefore, the ferrite content is 40 to 65 vol%, desirably 42 to 60 vol%, and particularly desirably 45 to 55 vol%.

以下の実施例では多数の試験溶解ヒートにより、特性に及ぼす種々の合金元素の影響を示す。溶解ヒート６０５１８２は参照組成であり、本発明の範囲内ではない。他の溶解ヒートについては、本発明をこれらに限定する必要は無く、本発明は特許請求の範囲によって規定される。 The following examples show the effect of various alloying elements on properties with multiple test melting heats. Melting heat 605182 is a reference composition and is not within the scope of the present invention. For other melting heats, the invention need not be limited to these, and the invention is defined by the claims.

特に記載していないが、ＰＲＥ値は全てＰＲＥＷ式により算出したものである。 Although not specifically described, all PRE values are calculated by the PREW equation.

〔実施例１〕
本実施例の試験溶解ヒートにおいて、研究室にて１７０ｋｇのインゴットを鋳造し、これを熱間鍛造して丸棒を作製した。更に熱間押出しして棒材（丸棒および平棒）とし、丸棒から試験材を採取した。平棒は更に、焼鈍した後に冷間圧延してから試験材を採取した。材料工学の観点から、上記の製造工程は例えば押出し後に冷間圧延を行なってシームレス管を製造する実機スケールを模したものと考えられる。表１に、第１バッチの溶解ヒートの組成を示す。 [Example 1]
In the test melting heat of this example, a 170 kg ingot was cast in a laboratory, and this was hot forged to produce a round bar. Furthermore, it hot-extruded to make a bar (round bar and flat bar), and a test material was collected from the round bar. The flat bar was further annealed and then cold-rolled before collecting the test material. From the viewpoint of material engineering, it is considered that the above manufacturing process imitates an actual machine scale for manufacturing a seamless pipe by performing cold rolling after extrusion, for example. Table 1 shows the composition of the melting heat of the first batch.

組織安定性を調べるために、各溶解ヒートのサンプルを９００〜１１５０℃で５０℃間隔の温度で焼鈍し、空気または水で急冷した。最も低い温度で金属間化合物が生成した。光学顕微鏡観察により、金属間化合物の量が検出できなくなる最も低い温度を求めた。その後、各溶解ヒートの別のサンプルを、上記の温度で５分間焼鈍し、一定の冷却速度１４０℃／minで室温まで冷却した。次いで、走査電子顕微鏡内で後方散乱電子線像のデジタルスキャンにより材料中のシグマ相の面積率を求めた。結果を表２に示す。 To examine the tissue stability, samples of each melting heat were annealed at 900-1150 ° C. at 50 ° C. intervals and quenched with air or water. Intermetallic compounds formed at the lowest temperature. The lowest temperature at which the amount of intermetallic compound could not be detected was determined by observation with an optical microscope. Thereafter, another sample of each melting heat was annealed at the above temperature for 5 minutes and cooled to room temperature at a constant cooling rate of 140 ° C./min. Next, the area ratio of the sigma phase in the material was obtained by digital scanning of the backscattered electron beam image in a scanning electron microscope. The results are shown in Table 2.

各元素についての特定量に基づきThermo-Calc (ＴＣ版Ｎ熱力学データベース鉄用（TC version N thermodynamic database for steel）TCFE99）でＴ_maxシグマを計算した。Ｔ_maxシグマはシグマ相についての溶解温度であり、溶解温度が高いと組織安定性が低い。 T _max sigma was calculated with Thermo-Calc (TC version N thermodynamic database for steel TCFE99) based on the specific amount for each element. T _max sigma is the dissolution temperature for the sigma phase, and the tissue stability is low when the dissolution temperature is high.

この実験の目的は、組織安定性で材料をランク付けすることであり、組織安定性とは熱処理後に急冷し腐食試験等に供した各サンプル中の実際のシグマ相の量ではない。この結果から、Thermo-Calcで算出したＴ_maxシグマはシグマ相量の実測値とは一致していないが、この実験範囲では、計算値Ｔ_maxシグマが最低の試験ヒートは実測シグマ量が最少であることが明瞭に分かる。 The purpose of this experiment is to rank the materials by tissue stability, which is not the actual amount of sigma phase in each sample that was quenched after heat treatment and subjected to a corrosion test or the like. From this result, the T _max sigma calculated by Thermo-Calc does not match the measured value of the sigma phase amount, but in this experimental range, the test heat with the lowest calculated value T _max sigma has the smallest measured sigma amount. You can see clearly.

全溶解ヒートについて「緑死」溶液（"Green Death" solution：１％ＦｅＣｌ₃、１％ＣｕＣｌ₂、１１％Ｈ₂ＳＯ₄、１．２％ＨＣｌ）中で試験を行ない孔食性をランク付けした。試験方法はＡＳＴＭＧ４８Ｃによる孔食試験に準ずるが、より腐食性の強い「緑死」溶液を用いた点が異なる。また、幾つかの溶解ヒートについてはＡＳＴＭＧ４８Ｃの通り行なった（溶解ヒート当り試験数２）。３％ＮａＣｌ中で電気化学試験も行なった（溶解ヒート当り試験数６）。全ての試験について結果を臨界孔食温度（critical pitting temperature：ＣＲＴ）として表３に示した。表３には、合金の全体の組成およびオーステナイトとフェライトについてＰＲＥＷ値（Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ）も併せて示してある。αはフェライト、γはオーステナイトを表す。 The total dissolution heat was tested in a “Green Death” solution (1% FeCl ₃ , 1% CuCl ₂ , 11% H ₂ SO ₄ , 1.2% HCl) to rank the pitting resistance. . The test method conforms to the pitting corrosion test according to ASTM G48C, except that a more corrosive “green death” solution is used. Some melting heats were performed as per ASTM G48C (2 tests per melting heat). Electrochemical tests were also performed in 3% NaCl (6 tests per melt heat). The results for all tests are shown in Table 3 as critical pitting temperature (CRT). Table 3 also shows the overall composition of the alloy and the PREW value (Cr + 3.3 (Mo + 0.5W) + 16N) for austenite and ferrite. α represents ferrite, and γ represents austenite.

オーステナイトまたはフェライトのＰＲＥ値のうち低い方の値と２相鋼のＣＰＴ値との間には直線的な比例関係が存在するはずであるが、表３中の結果ではＰＲＥ値だけでＣＰＴ値が決まってはいないことが分かる。図１に、準ＡＳＴＭＧ４８Ｃ試験で求めたＣＰＴ値のグラフを示す。２相鋼ＳＡＦ２５０７、ＳＡＦ２９０６および高合金オーステナイト鋼６５４ＳＭＯは参考例である。この結果から、試験溶解材は全て、準ＡＳＴＭＧ４８Ｃ試験によるＣＰＴ値がＳＡＦ２５０７、ＳＡＦ２９０６よりも良好であることが分かる。また、試験材のうちの幾つかは、準ＡＳＴＭＧ４８Ｃ試験によるＣＰＴ値が６５４ＳＭＯと同等以上である。試験溶解ヒート６０５１８３はコバルト添加材であり、クロムおよびモリブデンを多量に含有するにもかかわらず、一定冷却速度（−１４０℃／min）での組織安定性が良好であり、ＳＡＦ２５０７およびＳＡＦ２９０６よりも良好な結果が得られた。この実験から、ＰＲＥだけでＣＰＴ値を説明することはできず、オーステナイトのＰＲＥとフェライトのＰＲＥの比が高合金２相鋼の性質にとって極めて重要であり、両者の比率を最適化するには合金成分間の釣り合いを非常に狭い範囲で厳密に設定する必要があり、すなわち０．９〜１．１５、望ましくは０．９〜１．０５とすると同時に、ＰＲＥ値を４６より大きくすることが必要である。試験溶解ヒートについて準ＡＳＴＭＧ４８Ｃ試験によるＣＰＴとオーステナイトＰＲＥ／フェライトＰＲＥ比との関係を表３に示す。 There should be a linear proportional relationship between the lower of the PRE values of austenite or ferrite and the CPT value of the duplex stainless steel, but the results in Table 3 show that the CPT value is just the PRE value. You can see that it is not fixed. FIG. 1 shows a graph of CPT values obtained in the quasi-ASTM G48C test. Duplex steels SAF2507, SAF2906 and high alloy austenitic steel 654SMO are reference examples. From this result, it can be seen that all of the test melts have better CPT values in the quasi-ASTM G48C test than SAF2507 and SAF2906. Some of the test materials have a CPT value of quasi-ASTM G48C test equal to or higher than 654 SMO. Test melting heat 605183 is a cobalt additive, and has good structure stability at a constant cooling rate (−140 ° C./min) despite containing a large amount of chromium and molybdenum, and better than SAF2507 and SAF2906. Results were obtained. From this experiment, it is not possible to explain the CPT value only with PRE, and the ratio of austenite PRE to ferrite PRE is very important for the properties of high alloy dual phase steels. It is necessary to set the balance between the components strictly within a very narrow range, that is, 0.9 to 1.15, preferably 0.9 to 1.05, and at the same time, the PRE value needs to be larger than 46. It is. Table 3 shows the relationship between the CPT and the austenite PRE / ferrite ratio by the semi-ASTM G48C test for the test melting heat.

全溶解ヒートについて、室温（ＲＴ）、１００℃、２００℃での強度と、室温（ＲＴ）での衝撃強度を、繰返し数３回の平均値で示した。 About total melting heat, the intensity | strength in room temperature (RT), 100 degreeC, 200 degreeC, and the impact strength in room temperature (RT) was shown by the average value of 3 repetitions.

引張試験片（ＤＲ−５Ｃ５０）は、押出し棒材（φ２０ｍｍ）を表２の温度で２０分熱処理した後に空冷または水冷した材料から作製した（６０５１９５、６０５１９７、６０５１８４）。試験結果を表４および表５に示す。引張試験の結果から、クロム量、窒素量、タングステン量が、衝撃強度に対して強く影響することが分かる。６０５１５３以外の全溶解ヒートについて、室温（ＲＴ）での引張試験で要求値２５％の伸びが得られている。 Tensile test pieces (DR-5C50) were prepared from materials that were air-cooled or water-cooled after heat-treating an extruded bar (φ20 mm) at the temperature shown in Table 2 for 20 minutes (605195, 605197, 605184). The test results are shown in Table 4 and Table 5. From the results of the tensile test, it can be seen that the chromium content, the nitrogen content, and the tungsten content strongly influence the impact strength. For all melting heats other than 605153, an elongation of the required value of 25% was obtained in a tensile test at room temperature (RT).

この実験で明示されたことは、組織を最適化して良好な衝撃強度を得るには、水冷が必要なことである。室温試験での要求値は１００Ｊであり、６０５１８４および６０５１８７以外の全溶解ヒートでこれを達成しており、６０５１８７の方は要求値に非常に近い。 What has been demonstrated in this experiment is that water cooling is required to optimize the tissue and obtain good impact strength. The required value in the room temperature test is 100 J, and this is achieved with all melting heats other than 605184 and 605187, and 605187 is much closer to the required value.

表６に、タングステン不活性ガス（ＴＩＧ）再溶解試験の結果を示す。ここで、６０５１９３、６０５１８３、６０５１８４、６０５２５３は熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）が良好な組織であった。Ｔｉ含有材はＨＡＺにＴｉＮが認められた。クロム量と窒素量が多すぎると、Ｃｒ₂Ｎが析出する。Ｃｒ₂Ｎは材料特性を劣化させるので回避すべきものである。 Table 6 shows the results of the tungsten inert gas (TIG) redissolution test. Here, 605193, 605183, 605184, and 605253 were structures having good heat affected zones (HAZ). TiN was observed in the HAZ of the Ti-containing material. If the amount of chromium and the amount of nitrogen are too large, Cr ₂ N precipitates. Cr ₂ N should be avoided because it degrades the material properties.

〔実施例２〕
以下、更に多数の試験溶解ヒートにより最適組成を調べた。これらの溶解ヒートは、実施例１において組織安定性と耐食性が良好だった溶解ヒートをベースにしている。表７の溶解ヒートは全て本発明の組成範囲内であり、そのうち溶解ヒート１〜８は統計試験モデルであり、溶解ヒートｅ〜ｎは本発明の範囲内で追加した試験合金である。 [Example 2]
Hereinafter, the optimum composition was examined by a number of test melting heats. These melting heats are based on melting heats that had good structure stability and corrosion resistance in Example 1. The melting heats in Table 7 are all within the composition range of the present invention, of which melting heats 1-8 are statistical test models, and melting heats en are test alloys added within the scope of the present invention.

各試験溶解ヒートについて、２７０ｋｇインゴットに鋳造し、熱間鍛造により丸棒とした。更に押出しにより棒材とし、これから試験サンプルを採取した。次いで、棒材を焼鈍した後に、冷間圧延により平棒とし、これから更に試験材を採取した。表７に各試験溶解ヒートの組成を示す。 Each test melting heat was cast into a 270 kg ingot and formed into a round bar by hot forging. Further, rods were formed by extrusion, and test samples were collected therefrom. Next, after annealing the bar, it was made into a flat bar by cold rolling, and further test materials were collected therefrom. Table 7 shows the composition of each test melting heat.

表８のThermo-Calc値 (ＴＣ版Ｎ熱力学データベース鉄用（TC version N thermodynamic database for steel）TCFE99）は、全規定成分を種々に変化させたときの特性量に基づいている。フェライトおよびオーステナイトについてのＰＲＥ値は１１００℃での両者の平衡組成に基づいている。Ｔ_maxシグマはシグマ相の固溶化温度であり、固溶化温度が高くなると組織安定性は低下する。 The Thermo-Calc values in Table 8 (TC version N thermodynamic database for steel TCFE99) are based on the characteristic quantities when all specified components are changed in various ways. The PRE values for ferrite and austenite are based on the equilibrium composition of both at 1100 ° C. T _max sigma is the solution temperature of the sigma phase, and the tissue stability decreases as the solution temperature increases.

フェライト相とオーステナイト相の合金成分の分布をマイクロプローブ分析により調べた結果を表９に示す。 Table 9 shows the results of examining the distribution of the alloy components of the ferrite phase and the austenite phase by microprobe analysis.

全溶解ヒートについて「緑死」溶液（"Green Death" solution：１％ＦｅＣｌ₃、１％ＣｕＣｌ₂、１１％Ｈ₂ＳＯ₄、１．２％ＨＣｌ）中で試験を行ない孔食性をランク付けした。試験方法はＡＳＴＭＧ４８Ｃによる孔食試験に準ずるが、より腐食性の強い「緑死」溶液を用いた点が異なる。また、２％ＨＣｌ中での全面腐食試験も行ないランク付けした後に、露点試験を行なった。全試験結果を表１０、図２および図３に示す。全試験溶解で「緑死」溶液中での特性がＳＡＦ２５０７より良好であった。全溶解ヒートで、オーステナイトＰＲＥ／フェライトＰＲＥの比が０．９〜１．１５、更には０．９〜１．０５の規定範囲内にあり、同時に、オーステナイトおよびフェライトの両相ともにＰＲＥが４４を超えており、ほとんどの溶解ヒートで４４を大幅に超えている。幾つかの溶解ヒートは限界値の合計ＰＲＥ５０に達している。非常に興味深いことに、コバルト１．５質量％添加の溶解ヒート６０５２５１は、コバルト０．６質量％添加の溶解ヒート６０５２５０と比べてクロム量が少ないにもかかわらず、「緑死」溶液中での特性が同等であった。特に注目すべきは、溶解ヒート６０５２５１はＰＲＥ値が約４８であり、これは現状市販材の超２相合金より大きい値であり、同時に、１０１０℃以下でのＴ_maxシグマ値が実施例１の表２中の値に基づいて良好な組織安定性を示していることである。 The total dissolution heat was tested in a “Green Death” solution (1% FeCl ₃ , 1% CuCl ₂ , 11% H ₂ SO ₄ , 1.2% HCl) to rank the pitting resistance. . The test method conforms to the pitting corrosion test according to ASTM G48C, except that a more corrosive “green death” solution is used. In addition, a dew point test was conducted after ranking by performing a general corrosion test in 2% HCl. All test results are shown in Table 10, FIG. 2 and FIG. The properties in the “green death” solution were better than SAF 2507 for all test dissolutions. In the total melting heat, the ratio of austenite PRE / ferrite PRE is within the specified range of 0.9 to 1.15, and further 0.9 to 1.05, and at the same time, both the austenite and ferrite phases have a PRE of 44. It is over and 44 for most melting heats. Some melting heats have reached a limit value of total PRE50. Very interestingly, the melting heat 605251 with the addition of 1.5% by weight of cobalt in the “green death” solution despite the lower amount of chromium compared to the melting heat 605250 with the addition of 0.6% by weight of cobalt. The characteristics were equivalent. Of particular note, the melting heat 605251 has a PRE value of about 48, which is larger than the current commercially available super two-phase alloy, and at the same time, the T _max sigma value at 1010 ° C. or lower is that of Example 1. It shows that the structure stability is good based on the values in Table 2.

表１０において、合金の総組成についてのＰＲＥＷ値（％Ｃｒ＋３．３％（Ｍｏ＋０．５％Ｗ）＋１６％Ｎ）と、オーステナイトおよびフェライトのＰＲＥ（丸めた値。各相の組成に基づき値）とが、マイクロプローブによる測定値として特定されている。フェライト量は、１１００℃で熱処理した後に水冷した状態で測定した。 In Table 10, the PREW value (% Cr + 3.3% (Mo + 0.5% W) + 16% N) for the total composition of the alloy and the PRE (rounded value, based on the composition of each phase) of austenite and ferrite Is specified as a measurement value with a microprobe. The amount of ferrite was measured after heat treatment at 1100 ° C. and water cooling.

組織安定性を詳細に調べるために、各サンプルを１０８０℃、１１００℃、１１５０℃で２０分焼鈍した後に、水冷した。光学顕微鏡観察により、金属間化合物が認められなくなる温度を求めた。１０８０℃焼鈍後に水冷した状態で各溶解ヒートの組織を比較して、シグマ相の出現し易い溶解ヒートを特定した。結果を表１１に示す。組織観察の結果、溶解ヒート６０５２４９、６０５２５１、６０５２５２、６０５２５３、６０５２５４、６０５２５５、６０５２５９、６０５２６０、６０５２６６、６０５２６７はシグマ相が無かった。更に、溶解ヒート６０５２４９（１．５質量％コバルト添加）はシグマ相が無く、溶解ヒート６０５２５０（０．６質量％コバルト添加）は非常に少量のシグマ相が存在する。どちらも多量のクロム（約２９．０質量％）とモリブデン（約４．２５質量％）を添加してある。シグマ相の量を考慮しながら溶解ヒート６０５２４９、６０５２５０、６０５２５１、６０５２５２の組成を比較すると、最適範囲（この場合は組織安定性についての最適範囲）は非常に狭いことが分かる。また、溶解ヒート６０５２６３が多量のシグマ相を含むのに対して、溶解ヒート６０５２６８はほんの僅かなシグマ相しか含まないことも分かる。両者の主な相違点は、溶解ヒート６０５２６８には銅を添加してあることである。溶解ヒート６０５２６６、６０５２６７は、クロム量が多く、後者には銅が添加してあるにもかかわらず、シグマ相が無い。また、溶解ヒート６０５２６２、６０５２６３は、１．０質量％タングステンを添加してあり、多量のシグマ相を含む組織であるのに対して、溶解ヒート６０５２６９は同じく１．０質量％タングステンを添加してあるが、溶解ヒート６０５２６２、６０５２６３より窒素量が多く、シグマ相の量はかなり少ない。結局、良好な組織を得るためには、種々の合金成分間で、例えばクロムとモリブデンとの間で、その多量の添加量を高度にバランスさせる必要がある。 In order to examine the tissue stability in detail, each sample was annealed at 1080 ° C., 1100 ° C., and 1150 ° C. for 20 minutes, and then cooled with water. The temperature at which no intermetallic compound was observed was determined by observation with an optical microscope. The structures of the respective melting heats were compared in the state of water cooling after annealing at 1080 ° C., and the melting heat in which the sigma phase was likely to appear was identified. The results are shown in Table 11. As a result of the structure observation, melting heat 605249, 605251, 605252, 605253, 605254, 605255, 605259, 605260, 605266, and 605267 did not have a sigma phase. Further, the melting heat 605249 (1.5 mass% cobalt added) has no sigma phase, and the melting heat 605250 (0.6 mass% cobalt added) has a very small amount of sigma phase. In both cases, a large amount of chromium (about 29.0% by mass) and molybdenum (about 4.25% by mass) are added. Comparing the composition of the melting heats 605249, 605250, 605251, 605252 while considering the amount of sigma phase, it can be seen that the optimum range (in this case, the optimum range for tissue stability) is very narrow. It can also be seen that melting heat 605263 contains a large amount of sigma phase, whereas melting heat 605268 contains only a small amount of sigma phase. The main difference between the two is that copper is added to the melting heat 605268. The melting heats 605266 and 605267 have a large amount of chromium, and the latter has no sigma phase even though copper is added. In addition, melting heat 605262 and 605263 are added with 1.0 mass% tungsten and have a structure containing a large amount of sigma phase, whereas melting heat 605269 is similarly added with 1.0 mass% tungsten. Although there is more nitrogen than melting heat 605262, 605263, the amount of sigma phase is considerably less. Eventually, in order to obtain a good structure, it is necessary to highly balance the large amount of addition between various alloy components, for example, between chromium and molybdenum.

表１１は、１０８０℃で２０分焼鈍後に水冷した状態で光学顕微鏡観察した結果を示す。シグマ相の量は１〜５で示してあり、１はシグマ相が観察されず、５は極めて多量のシグマ相が観察されたことを表している。 Table 11 shows the result of observation with an optical microscope in the state of water cooling after annealing at 1080 ° C. for 20 minutes. The amount of sigma phase is shown as 1-5, where 1 indicates that no sigma phase is observed and 5 indicates that a very large amount of sigma phase is observed.

表１２に、幾つかの溶解ヒートについて衝撃強度試験の結果を示す。結果は非常に良好であり、１１００℃焼鈍後に水冷によって良好な組織が得られていることを示しており、試験した溶解ヒートの全てで大きな余裕を持って要求値１００Ｊをクリアしている。 Table 12 shows the impact strength test results for several melting heats. The results are very good, indicating that a good structure is obtained by water cooling after annealing at 1100 ° C., and the required value 100J is cleared with a large margin in all of the melting heats tested.

図４に、ほぼ全溶解ヒートについて熱間延性試験の結果を示す。棒、溶接管やシームレス管等の管、板、ストリップ（条）、ワイヤ（線材）、溶接ワイヤ、また、ポンプ、バルブ、フランジ、カプリング等の製品に適した材料を製造するには、良好な加工性が決定的に重要である。溶解ヒート６０５２４９、６０５２５０、６０５２６１、６０５２５２、６０５２５５、６０５２６６、６０５２６７は、約０．３８質量％の窒素を含んでいるもののほとんどが、熱間延性値が幾分高い。 FIG. 4 shows the results of the hot ductility test for almost the entire melting heat. Good for producing rods, pipes such as welded pipes and seamless pipes, plates, strips, wires (wires), welding wires, and materials suitable for pumps, valves, flanges, couplings and other products Processability is critical. Most of the melting heats 605249, 605250, 605261, 605252, 605255, 605266, and 605267, which contain about 0.38 mass% nitrogen, have somewhat higher hot ductility values.

〔結果のまとめ〕
良好な耐食性を確保すると共に、良好な組織安定性、熱間加工性、溶接性をも確保するためには、材料を下記に従って最適化する必要がある。 [Summary of results]
In order to ensure good corrosion resistance and also ensure good structural stability, hot workability, and weldability, the material must be optimized according to the following.

〇フェライト相のＰＲＥ値を４５より大とし、望ましくは４７以上とする。〇 The ferrite phase PRE value is greater than 45, preferably 47 or greater.

〇オーステナイト相のＰＲＥ値を４５より大とし、望ましくは４７以上とする。 O The austenite phase PRE value is greater than 45, preferably 47 or greater.

〇合金全体のＰＲＥ値を４６以上とする。 ○ The PRE value of the whole alloy is 46 or more.

〇オーステナイト相のＰＲＥ値とフェライト相のＰＲＥ値との比率を０．９〜１．１５とし、望ましくは０．９〜１．０５とする。 The ratio between the PRE value of the austenite phase and the PRE value of the ferrite phase is set to 0.9 to 1.15, preferably 0.9 to 1.05.

〇フェライト相の量を望ましくは４５〜５５vol％とする。 O The amount of ferrite phase is preferably 45 to 55 vol%.

〇Ｔ_maxシグマを１０１０℃以下とする。 * _Tmax sigma shall be 1010 degrees C or less.

〇窒素量は０．２８〜０．５質量％とし、望ましくは０．３５〜０．４８質量％、更に望ましくは０．３８〜０．４０質量％とする。 O The amount of nitrogen is 0.28 to 0.5 mass%, preferably 0.35 to 0.48 mass%, and more preferably 0.38 to 0.40 mass%.

〇コバルト量は０〜３．５質量％とし、望ましくは１．０〜２．０質量％、更に望ましくは１．３〜１．７質量％とする。 The amount of cobalt is 0 to 3.5% by mass, preferably 1.0 to 2.0% by mass, and more preferably 1.3 to 1.7% by mass.

〇窒素溶解度を高く確保するために、すなわち、窒素含有量が０．３８〜０．４０質量％である場合には、２９質量％以上のＣｒと３．０質量％以上ののＭｏとを添加することにより、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎの総量がＰＲＥ値の規定要件を満たすようにする。 * In order to ensure high nitrogen solubility, that is, when the nitrogen content is 0.38 to 0.40 mass%, 29 mass% or more of Cr and 3.0 mass% or more of Mo are added. By doing so, the total amount of Cr, Mo, and N satisfies the prescription requirement of the PRE value.

図１は、「緑死」溶液を用いた準ＡＳＴＭＧ４８Ｃ試験による試験溶解ヒートのＣＰＴ値を、２相鋼ＳＡＦ２５０７、ＳＡＦ２９０６および高合金オーステナイト鋼６５４ＳＭＯと比較して示す。FIG. 1 shows the CPT value of the test melt heat from the quasi-ASTM G48C test using the “green death” solution compared to the duplex stainless steels SAF2507, SAF2906 and the high alloy austenitic steel 654SMO. 図２は、「緑死」溶液を用いた準ＡＳＴＭＧ４８Ｃ試験による試験溶解ヒートのＣＰＴ値を、２相鋼ＳＡＦ２５０７および高合金オーステナイト鋼６５４ＳＭＯと比較して示す。FIG. 2 shows the CPT value of the test melting heat from the quasi-ASTM G48C test using the “green death” solution compared to the duplex stainless steel SAF2507 and the high alloy austenitic steel 654SMO. 図３は、７５℃の２％ＨＣｌ中でのエロージョン量の平均値（単位：ｍｍ／年）を示す。FIG. 3 shows the average value (unit: mm / year) of the amount of erosion in 2% HCl at 75 ° C. 図４は、試験溶解ヒートの大部分について行った熱間延性試験の結果を示す。FIG. 4 shows the results of a hot ductility test performed on the majority of the test melting heat.

Claims

% By mass
C: 0.03% or less Si: 0.5% or less Mn: 0 to 3.0%
Cr: 24.0 to 30.0%
Ni: 4.9 to 10.0%
Mo: 3.0-5.0%
N: more than 0.35% to 0.45%
B: 0 to 0.0030%
S: 0.010% or less Co: 0.5 to 3.5%
W: 0 to 3.0%
Cu: 0 to 2.0%
Ru: 0 to 0.3%
Al: 0 to 0.03%
Ca: 0 to 0.010%
The balance has a composition consisting of Fe and unavoidable impurities, ferrite amount Ri 40～65Vol% der,
PRE =% Cr + 3.3% Mo + 16% N and PREW =% Cr + 3.3 (% Mo + 0.5% W) + 16% N, where% is mass%, the PRE value or PREW value defined by the ferrite phase and A ferritic-austenitic duplex stainless steel characterized in that it is greater than 45 for both austenitic phases and greater than 46 for the total composition .

The steel according to claim 1, wherein the amount of Mn is 0.5 to 1.2 mass%.

The steel according to claim 1 or 2, wherein the Cr content is 27.0 to 29.0 mass%.

The steel according to any one of claims 1 to 3, wherein the amount of Ni is 5.0 to 8.0 mass%.

The steel according to any one of claims 1 to 4, wherein the Mo amount is 3.6 to 4.7% by mass.

The steel according to any one of claims 1 to 5, wherein the ruthenium content is greater than 0 and equal to or less than 0.1 mass%.

The steel according to any one of claims 1 to 6, wherein the amount of cobalt is 1.5 to 3.5 mass%.

The steel according to any one of claims 1 to 7, wherein the copper content is 0.5 to 2.0 mass%.

The steel according to claim 8, wherein the copper content is 1.0 to 1.5 mass%.

The steel according to any one of claims 1 to 9, wherein the ferrite content is 42 to 60 vol%.

The steel according to claim 10, wherein the ferrite content is 45 to 55 vol%.

The steel according to any one of claims 1 to 11, wherein the PRE value or PREW value is 47 to 49 for both the ferrite phase and the austenite phase.

The steel according to any one of claims 1 to 12 , wherein the ratio of the PRE (W) value of the austenite phase to the PRE (W) value of the ferrite phase is 0.90 to 1.15.

The steel according to claim 13, wherein the ratio of the PRE (W) value of the austenite phase and the PRE (W) value of the ferrite phase is 0.9 to 1.05.

The steel according to any one of claims 1 to 14 , wherein the steel is used in a chloride-containing environment.

In claim 15, the steel used in the bar.

Steel according to claim 15, used as a tube.

Steel according to claim 15, used as a plate or strip.

Steel according to claim 15, used as a wire.

The steel used as a member according to claim 15.