JP5345070B2

JP5345070B2 - 溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼

Info

Publication number: JP5345070B2
Application number: JP2009542284A
Authority: JP
Inventors: 雄介及川; 裕史浦島; 信二柘植; 裕滋井上; 亮松橋
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority date: 2008-03-26
Filing date: 2009-03-26
Publication date: 2013-11-20
Anticipated expiration: 2029-03-26
Also published as: WO2009119895A1; ZA201006750B; CN103498114B; CN103498113A; ES2735502T3; CN101981216A; KR20160010886A; KR20150024952A; CN103498113B; US9212412B2; EP2258885A4; CN101981216B; KR20130036778A; EP2258885A1; US20110097234A1; KR101533514B1; KR101533515B1; EP2258885B1; KR20100113642A; KR20160010887A

Description

本発明は、オーステナイト相とフェライト相の二相を持つ二相ステンレス鋼のうち、Ｎｉ，Ｍｏ等の高価な合金の含有量を抑えた省合金二相ステンレス鋼において、使用時の大きな課題の一つである溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制し、それにより溶接構造物への当該鋼適用時のネックとなり得る溶接作業性の向上を図ることが出来る省合金二相ステンレス鋼に関するものである。

二相ステンレス鋼は鋼の組織にオーステナイト相とフェライト相の両相を持ち、高強度高耐食性の材料として以前から石油化学装置材料、ポンプ材料、ケミカルタンク用材料等に使用されている。更に、二相ステンレス鋼は一般に低Ｎｉの成分系であることから、直近の金属原料高騰状況に伴い、ステンレス鋼の主流であるオーステナイト系ステンレス鋼より合金コストが低くかつ変動が少ない材料として注目を浴びている。
二相ステンレス鋼の直近のトピックとして省合金タイプの開発とその使用量増加がある。省合金タイプとは、二相ステンレス鋼の従来鋼より高価な合金の含有量を抑え、低い合金コストのメリットを更に増大させた鋼種で、特開昭６１−５６２６７号公報、ＷＯ２００２／２７０５６号公報、或は、ＷＯ９６／１８７５１号公報に開示されている。このうち、特開昭６１−５６２６７号公報およびＷＯ２００２／２７０５６号公報に開示された二相ステンレス鋼は、ＡＳＴＭ−Ａ２４０で規格化されており、前者はＳ３２３０４（代表成分２３Ｃｒ−４Ｎｉ−０．１７Ｎ），後者はＳ３２１０１（代表成分２２Ｃｒ−１．５Ｎｉ−５Ｍｎ−０．２２Ｎ）に対応する。従来の二相ステンレス鋼のメイン鋼種はＪＩＳＳＵＳ３２９Ｊ３ＬやＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌであるが、これらはオーステナイト系の高耐食鋼ＳＵＳ３１６Ｌよりも更に高耐食であり、高価なＮｉやＭｏをそれぞれ約６〜７％（以下、本発明において、成分についての％は質量％を表すわ）、約３〜４％添加している。これに対して、省合金二相ステンレス鋼は、耐食性をＳＵＳ３１６Ｌもしくは汎用鋼のＳＵＳ３０４に近いレベルとした代わりに、Ｍｏの添加をほぼ０とし、Ｎｉの添加をＳ３２３０４では約４％、Ｓ３２１０１では約１％と大幅に低減している。
特開２００６−１８３１２９号公報に記載の二相ステンレス鋼は、特開昭６１−５６２６７号公報に記載の二相ステンレス鋼Ｓ３２３０４の改良型として、酸性環境における耐食性を高めるためにＣｕ、強度を高めるためにＮｂ，Ｖ，Ｔｉの何れかを添加したものである。また、特開２００６−１８３１２９号公報では、延性および深絞り性に優れたオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼として、省合金二相鋼の成分系を規定しているが、その中で、選択元素として０．５％以下のＶ添加をしており、その効果として、鋼の組織を微細化し強度を高めるとある。

これらの二相ステンレス鋼の中で、特に、Ｎｉ，Ｍｏを極力低減したＳ３２１０１レベル（Ｎｉ：２％以下）の鋼において課題となるのが溶接熱影響部の耐食性と靭性低下である。
耐食性については、省合金タイプは元々従来鋼よりは耐食性に劣るものの、ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６Ｌに近いレベルになるように設計されており、溶体化熱処理後でかつ溶接の無い状態ではＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６Ｌと比べ遜色ない耐食性を有する。ところが特に省合金タイプの場合、溶接を行った際、溶接部近傍の熱影響部（いわゆるＨＡＺ部）において、ある限界以上の入熱量を受けた場合に、耐食性の極端な低下を起こし、ＳＵＳ３０４の耐食性レベルを下回ることがある。

靭性については、二相ステンレス鋼は、通常脆性破壊を起こさないとされるオーステナイト相と共に、脆性破壊の可能性があるフェライト相を有することから、オーステナイト系ステンレス鋼に比べ靱性が本質的には劣る。しかしながら、シグマ相のような金属間化合物等の関与が無い限り、通常はフェライト系ステンレス鋼のような急激な延性−脆性転移は起こさず、相当な低温で使用しない限り構造材として十分なレベルの靭性を有する。
しかしながら耐食性と同様に、ＨＡＺ部においては靭性が低下するので、応力による破壊を避けるべき構造用途には使用し難いレベルとなることがある。

以上の理由からＳ３２１０１レベルの省合金二相ステンレス鋼は、合金コストがかなり安価であるにもかかわらず、耐食性と靭性があまり問題にならない用途に限定して使用するか、もしくは、低入熱、即ち溶接速度を低めた溶接を行うようにして使用することとなり、オーステナイト系ステンレス鋼の代替として広く使用するには課題が多い。特開昭６１−５６２６７号公報に開示された鋼が規格化されたＳ３２３０４では、このような問題はほとんどみられないが、Ｎｉを約４％含有し、比較的高価である。特開昭６１−５６２６７号公報には、“Ｎｉ：２〜５．５％”との記載があり、Ｎｉ含有量は２％まで低減することが許容されるが、実際に２％まで低下させたものは上記の靱性低下が発現する。ＷＯ９６／１８７５１号公報に記載の鋼でも同様である。

本発明は省合金タイプの二相ステンレス鋼について、合金コストを極力抑えた上で、上述のようなＨＡＺ部の耐食性と靭性低下を抑制し、構造材等に使用する際の課題を少なくした省合金二相ステンレス鋼を提供することを目的とする。

本発明者らは上記のＨＡＺの耐食性と靭性低下を出来る限り抑制する方法について詳細に検討した結果、この現象の発生機構およびその低減策について知見を得、本発明に到った。
溶接ＨＡＺ部において耐食性と靭性が低下する理由は下記の通りである。二相ステンレス鋼に添加されたＮは、ほとんどがオーステナイト相中に固溶しフェライト相中への固溶はごく少量である。溶接時の加熱によってフェライト相の割合は増加し、オーステナイト相は減少する。フェライト中の固溶Ｎ量が増加するが、溶接後の冷却時には、冷却速度が速いためオーステナイト相は溶接前の量まで戻らず、フェライト相中の固溶Ｎ量が溶接前と比べて高いレベルに留まる。フェライト相のＮ固溶限は比較的小さいため、冷却時に固溶限を超えた分はＣｒ窒化物となり析出する。この窒化物は、割れの伝播を促進することで靭性を低下させ、また、析出によりＣｒが消費されいわゆるＣｒ欠乏層を生じることで耐食性を低下させる。

通常、フェライト相中の固溶Ｃ，Ｎ量を低減する手法としては「Ｔｉ，Ｎｂ」のような炭窒化物安定化元素を合金化することが広く知られており、フェライトステンレス鋼ではＣ，Ｎ含有量を極低レベルに低減し、０．１〜０．６％程度のＴｉ，Ｎｂを添加した高純度フェライトステンレス鋼が実用化されている。ところがＮを多量に合有する省合金二相ステンレス鋼にこのような量のＴｉ，Ｎｂを合金化すると、このＮが窒化物として多量に析出し、靭性を阻害することになる。本発明者らはＮとの親和力のあるＶ，Ｎｂ，Ｂ等の元素についての作用を考慮し、その合有量と省合金二相ステンレス鋼溶接ＨＡＺ部の耐食性と靭性との関連性を調査・研究することにより以下の知見を得た。

本発明の省合金二相ステンレス鋼においてＶ，Ｎｂ，Ｂ等の元素はそれぞれＮとの親和力の大きさが異なり、元素の種類と量に応じてそれぞれの窒化物が生成する温度域が異なる。Ｔｉ，Ｚｒのように親和力の非常に強い元素は凝固点前後のかなり高温で、親和力の比較的強いＢは熱間圧延や溶体化熱処理の温度付近で窒化物析出を生じてしまい、靭性低下をもたらすと考えられる。一方、ＶやＮｂは含有量の調整により、Ｃｒの窒化物が生成する９００〜６００℃の温度域で固溶／析出を調整できると予想された。そこで、本発明者らはＶ添加による改善策について検討を進めた。前述の文献に記載の通り、二相ステンレス鋼へのＶ添加の先例はあるが、通常行われるＶ添加は、強度を向上させるか、もしくは前述のＴｉ，Ｎｂと同様、固溶Ｎを出来る限りＶ窒化物として析出させＣｒの窒化物としての析出を抑え、Ｃｒ欠乏層を抑止するいわゆる安定化のために行うものであり、ＶはＶ窒化物を析出させるレベルの添加を行うのが通例である。それに対し、本願発明では、以下の考えに基づき固溶レベルのＶ添加に留めることにより、ＨＡＺ部の窒化物析出を抑制に寄与させることがポイントである。

その機構は次のとおりである。Ｃｒ窒化物は溶接による加熱後冷却時にＨＡＺ部が500〜900℃程度の窒化物析出温度域に数秒〜数十秒といった短時間晒されることにより析出する。ＶのＮとの親和性はＴｉ，Ｎｂ等よりは低いもののＣｒよりは高く、Ｎの活量を下げるため、Ｖの微量添加はＣｒ窒化物の析出を遅延させ、数十秒といった短時間ではＣｒ窒化物析出量を抑制可能である。一方、従来法のような多量添加を行うと、耐食性は向上するが靭性については多量のＶ窒化物が析出することとなり、従来鋼と同様に低下する。

上記のようなＶ添加の効果を発揮させるためにはＶが固溶状態にあるようにしなければならない。そのためにはいわゆる固溶度積［Ｖ］×［Ｎ］を一定以下とする必要がある。そのためにはＶの過剰な添加を抑制することに加え、フェライト中のＮ量を可能な限り抑制することにより比較的多量のＶ添加を許容することが出来る。二相鋼の場合、Ｎ添加は耐食性向上，オーステナイト相の割合の増加等に寄与するため、フェライト中のＮ量を規制するには単なるＮ量の抑制ではなく、フェライト量の制御とそのフェライト量に対応したＮ添加量への規制を組み合わせることが必要である。フェライト相中のＮ量は、鋼のＮ含有量を低めることだけでなく、オーステナイトの存在比率を高めることによって低くすることが出来る。なぜなら、オーステナイト相はフェライト相よりＮの固溶量が大きいからである。従って、いわゆるオーステナイト生成元素とフェライト生成元素の割合を制御するという意味で、オーステナイト量を推定する式として広く使用されているＮｉ−ｂａｌ．を規定したうえで、更にＮｉ−ｂａｌ．各々のレベルに応じてＶ添加の効果を発揮しうるＮ添加量の上限を規定することにより、Ｖ添加との組み合わせで大きな効果を得る二相ステンレス鋼を提供することが出来た。

なお、ＨＡＺ部の靱性を更に向上させるためには、窒化物の析出を抑制することに加えて、母材の靭性そのものを向上させることが有効である。その観点からは合金コストとして許容されるレベルのＮｉ，Ｃｕの添加が有効である。Ｎｉ，Ｃｕは主要なオーステナイト生成元素であることに加え、添加によりフェライト相の靭性を高めることが出来る。二相鋼において割れが伝播するのはフェライト相であるためＮｉ，Ｃｕ添加は靱性向上に非常に有効である。フェライト相の靭性を高めることにより、ある程度窒化物の析出が生じても靭性低下が構造用途として致命的なレベル、即ち室温レベルで脆性破壊するレベルまで達しない。
以上の結果からこれらの効果を盛り込み、更に成分の適正配分により上記課題を解決しうる成分系を有する省合金二相ステンレス鋼を発明するに至った。

また、本発明者らは、鋼のＨＡＺの耐食性と靭性が良好かどうか判別する手法として、鋼試料に、順に（ｉ)室温から1300℃まで15秒で昇温、(ii)1300℃に５秒間保定、（iii )1300℃から900℃まで15秒で等温冷却、（iv）900℃から400℃まで135秒で等温冷却、（ｖ）400℃から窒素吹付等により室温まで急冷、即ち、図１のような熱履歴を鋼試料に与え、その鋼試料の抽出残渣分析を行う以下のような評価法を見出した。
当該ヒートパターンは、ステンレス鋼で一般的に用いられている溶接の熱サイクルを模擬し簡略化したものになっている。(ii)の最高温度領域は窒素固溶限の小さいフェライト相の増加域、(iii )の中程度の温度領域は、フェライト相の一部のオーステナイト相への変態域、(iv)の低温域は、Ｃｒ窒化物の析出域に、それぞれ大まかに対応している。各々の通過時間は実際の測温データを元に作成した。すなわち、このヒートパターンによって、実際の溶接時のＣｒ窒化物が析出しやすい条件を模擬することができる。上記のような熱処理を施した後の二相ステンレス鋼材の抽出残渣分析を行うことで、当該鋼材の溶接部での析出物量を推定することが出来る。なお、当該鋼材においては析出物のほぼ全てが炭窒化物である。

以上、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％にて、
Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１９．０〜２３．０％、Ｎｉ：１．０〜４．０％、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００７％以下、Ｎ：０．１０〜０．２５％、Ｔｉ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
＜１＞式で表されるＭｄ３０値が８０以下、
＜２＞式で表されるＮｉ−ｂａｌ．が−８以上−４以下であり、かつＮｉ−ｂａｌ．とＮ含有量の関係が＜３＞式を満足し、オーステナイト相面積率が４０〜７０％であり、２×Ｎｉ＋Ｃｕが３．５以上であることを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２×（Ｃ＋Ｎ）−９．２×Ｓｉ−８．１×
Ｍｎ−２９×（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７×Ｃｒ−
１８．５×Ｍｏ−６８×Ｎｂ・・・・・・・・・＜１＞
Ｎｉ−ｂａｌ．＝（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ＋３０Ｃ＋
３０Ｎ）−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ
＋Ｗ）＋８．２・・・・・・・・・・・・＜２＞
Ｎ（％）≦０．３７＋０．０３×(Ｎｉ−ｂａｌ．)・・・・＜３＞
但し、上記の式において各元素名は何れもその含有量（％）を表す。

（２）（１）に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｎｂを０．０２〜０．１５％かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５、但し、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す、となるように含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。

（３）（１）に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｃａ≦０．００５０％、Ｍｇ≦０．００５０％、ＲＥＭ：≦０．０５０％、Ｂ≦０．００４０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。

（４）（１）に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｎｂを０．０２〜０．１５％、かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５、但し、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す、となるように含有し、更に、質量％にて、Ｃａ≦０．００５０％、Ｍｇ≦０．００５０％、ＲＥＭ：≦０．０５０％、Ｂ≦０．００４０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。

（５）（１）に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｃｏを０．０２〜１．００％含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。

（６）（１）に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｎｂを０．０２〜０．１５％、かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５、但し、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す、となるように含有し、更に、質量％にて、Ｃｏを０．０２〜１．００％含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。

（７）（１）に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｎｂを０．０２〜０．１５％、かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５、但し、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す、となるように含有し、更に、質量％にて、Ｃａ≦０．００５０％、Ｍｇ≦０．００５０％、ＲＥＭ：≦０．０５０％、Ｂ≦０．００４０％の１種または２種以上を含有し、更に、質量％にて、Ｃｏを０．０２〜１．００％含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。

（８）（１）に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％を含有し、かつｆ_ＮとＴｉ含有量とＮ含有量の積：ｆ_Ｎ×Ｔｉ×Ｎが０．００００４以上であり、かつＴｉ含有量とＮ含有量の積：Ｔｉ×Ｎが０．００８以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
但し、ｆ_Ｎは下記＜４＞式を満たす数値である。
ｌｏｇ_１０ｆ_Ｎ＝−０．０４６×Ｃｒ−０．０２×Ｍｎ−
０．０１１×Ｍｏ＋０．０４８×Ｓｉ＋
０．００７×Ｎｉ＋０．００９×Ｃｕ・・＜４＞
なお、上記の式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。

（９）（１）に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｚｒ≦０．０３％、Ｔａ≦０．１％、Ｗ≦１．０％、Ｓｎ≦０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。

（１０）（１）〜（９）の何れか1項に記載の二相ステンレス鋼であって、鋼が溶接時に受ける熱履歴を模擬した下記（ｉ）〜（ｖ）の熱処理を施した後の上記鋼のＣｒの抽出残渣量が０．０２５％以下であり、かつ下記＜５＞式に示すＣＲＮ値が０．５以上であることを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
(ｉ)室温から１３００℃まで１５秒で昇温、(ii)１３００℃にて５秒間保定、(iii )１３００℃から９００℃まで１５秒で等温冷却、iv）９００℃から４００℃まで１３５秒で等温冷却、ｖ）４００℃から室温まで急冷する。
ＣＲＮ＝（[Ｃｒ]／１０４）
／｛([Ｃｒ]／１０４)＋([Ｖ]／５１)＋([Ｎｂ]／９３)
＋([Ｂ]／１１)｝・・・・・・・・・・・・・・・・＜５＞
但し、[Ｃｒ]、[Ｖ]、[Ｎｂ]、[Ｂ]は何れも各元素の抽出残渣量(質量％)を表す。

本発明の（１）に記載の省合金二相ステンレス鋼では、オーステナイト系ステンレス鋼と比べ合金コストが低くかつコストの変動が少ない省合金タイプ二相ステンレス鋼において大きな課題の一つである溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制することができ、その結果オーステナイト系ステンレス鋼を代替する用途のうち溶接作業性が課題となっていた用途への拡大が図れ、産業上寄与するところは極めて大である。
本発明の（２）に記載の省合金二相ステンレス鋼では、Ｎｂの微量添加により窒化物析出による溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を更に抑制することが可能である。本発明の（３）及び（４）に記載の省合金二相ステンレス鋼においては、この鋼の溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制しつつ熱間加工性を向上することが可能である。本発明の（５）、（６）に記載の省合金二相ステンレス鋼においては、この鋼の溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制しつつ、また（７）に記載の省合金二相ステンレス鋼では、更に、熱間加工性も確保しつつ、当該鋼の靭性と耐食性を更に向上させることが可能である。
本発明の（８）に記載の省合金二相ステンレス鋼においては当該鋼の溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制しつつＴｉとＭｇの複合添加によりフェライト組織を微細化し靱性をより向上させることが可能であり、本発明の（９）に記載の省合金二相ステンレス鋼においては当該鋼の溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制しつつ更に耐食性を向上させることが出来る。また、本発明の（１０）に記載の省合金二相ステンレス鋼では、供試材に特定の熱処理を施した後の抽出残渣量を測定する場合の判別基準を規定したものであり、上述の溶接熱影響部の耐食性と靭性低下が抑制される材料であることを明確にしうる評価を備えたものである。

以下に本発明を詳細に説明する。
先ず、本発明の（１）に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成の限定理由について説明する。なお、成分についての％は、質量％を意味する。

Ｃは、ステンレス鋼の耐食性を確保するために、０．０６％以下の含有量に制限する。０．０６％を越えて含有させるとＣｒ炭化物が生成して、耐食性が劣化する。好ましくは、０．０４％以下である。一方、含有量を極端に減ずるには大幅なコストアップになるため、好ましくは下限を０．００１％とする。

Ｓｉは、脱酸のため０．１％以上添加する。しかしながら、１．５％を超えて添加すると靱性が劣化する。そのため、上限を１．５％に限定する。好ましい範囲は、０．２〜１．０％未満である。

Ｍｎは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させ、かつ加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し靱性を向上させ、また窒素の固溶度を上げ溶接部における窒化物の析出を抑制することから２．０％以上添加する。しかしながら、４．０％を超えて添加すると耐食性が劣化する。そのため、上限を４．０％に限定する。好ましい範囲は、２．０超〜３．０％未満である。

Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素であって、熱間加工性を劣化させるため、０．０５％以下に限定する。好ましくは０．０３％以下である。一方、含有量を極端に減することは大幅なコストアップになるため、好ましくは下限を０．００５％とする。

Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不可避的に含有される元素であって、熱間加工性、靱性および耐食性をも劣化させるため、０．００５％以下に限定する。好ましくは、０．００２％以下である。一方、含有量を極端に減ずるには大幅なコストアップになるため、好ましくは下限を０．０００１％とする。

Ｃｒは、耐食性を確保するために基本的に必要な元素である上、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制することにも効果があり、比較的安価な合金であるため、本発明では１９．０％以上含有させる。一方、フェライト相を増加させる元素であり、２３．０％を超えて含有させるとフェライト量が過多となり耐食性と靱性を害する。このためＣｒの含有量を１９．０％以上２３．０％以下とする。

Ｎｉは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させること、および加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し靱性を向上させること、更に各種酸に対する耐食性を改善するのに有効な元素であり、１．０％以上添加するが、高価な合金であるため本発明では可能な限り抑制し４．０％以下とする。好ましい範囲は、１．５０〜３％未満である。

Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める非常に有効な元素である。非常に高価な元素であるため本発明では可能な限り抑制し、その上限を１．０％以下と規定する。好ましい範囲は、０．１〜０．５％未満である。

Ｃｕは、Ｎｉと同様二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させること、および加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し靱性を向上させること、更に各種酸に対する耐食性を改善することに有効な元素であり、かつＮｉと比べて安価な合金であるため本発明では０．１％以上添加するが、３．０％を越えて含有させると熱間加工性を阻害するので上限を３．０％とする。好ましい範囲は、１．０％超〜２．０％である。

Ｖは、本発明において重要な添加元素である。前述のように、Ｎの活量を下げ、窒化物の析出を遅延させるためには０．０５％以上の添加が必要である。一方、０．５％を越えて添加するとＶ窒化物の析出によりＨＡＺ部靭性を低下させるため、上限は１．０％とする。好ましい範囲は、０．０６％〜０．３０％である。

Ａｌは、鋼の脱酸のための重要な元素であり、鋼中の酸素を低減するために０．００３％以上の添加が必要である。一方、ＡｌはＮとの親和力が比較的大きな元素であり、過剰に添加するとＡｌＮを生じて母材の靭性を阻害する。その程度はＮ含有量にも依存するが、Ａｌ含有量が０．０５０％を越えると靭性低下が著しくなるためその含有量の上限を０．０５０％と定める。好ましくは０．０３０％以下である。

Ｏは、非金属介在物の代表である酸化物を構成する有害な元素であり、過剰な含有は靭性を阻害する。また、粗大なクラスター状酸化物が生成すると表面疵の原因となる。
このためその含有量の上限を０．００７％と定める。好ましくは０．００５％以下である。一方、含有量を極端に減ずるには大幅なコストアップになるため、下限を０．０００５％とするのが好ましい。

Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度、耐食性を高めると共に二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させる有効な元素である。このために０．１０％以上含有させる。一方、０．２５％を越えて含有させると溶接熱影響部にＣｒ窒化物を析出して靭性を阻害するようになるため含有量の上限を０．２５％とする。好ましい含有量は０．１０〜０．２０％である。Ｎの上限は更に後述の通りＮｉ−ｂａｌ．との関係において規定される。

Ｔｉは前述のように、極微量の添加でも窒化物として析出し、靭性を阻害するため、可能な限り低減する。０．０５％を超えるとＮ含有量が最も少ない場合でも粗大なＴｉＮが生成して靭性を阻害するようになるため、０．０５％以下に制限する。

次に、下記＜１＞式のＭｄ３０は、一般にオーステナイト系ステンレス鋼において、加工誘起マルテンサイトによる加工硬化度合いを示す成分式として知られている式であり、「鉄と鋼」Ｖｏｌ．６３Ｎｏ．５ｐ．７７２等に記載されている。一般に合金添加量が少ないほどＭｄ３０が高くなり、加工硬化しやすくなる傾向にある。本発明鋼は二相ステンレス鋼であるが、省合金タイプのためオーステナイト相は従来の二相ステンレス鋼より加工硬化しやすいと考えられる。本発明者らは加工硬化度の大きい成分の材料は母材の靱性が低下することを見出し、Ｍｄ３０にて加工硬化度の上限を規定することとする。具体的には、Ｍｄ３０≦８０で良好な靱性を得ることが出来る。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２×（Ｃ＋Ｎ）−９．２×Ｓｉ−８．１
×Ｍｎ−２９×（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７×Ｃｒ−１８．５×
Ｍｏ−６８×Ｎｂ・・・・・・・・・・・・・・・・・・＜１＞

また、本発明の二相ステンレス鋼において良好な特性を得るためにはオーステナイト相面積率を４０〜７０％の範囲にすることが必要である。４０％未満では靱性不良が、７０％超では熱間加工性、応力腐食割れの問題が出てくる。また、何れの場合も耐食性が不良となる。特に本発明鋼では窒化物の析出による耐食性と靭性の低下を極力抑制すべく、窒素の固溶限の大きいオーステナイト相を可能な限り多めにした方がよい。溶体化熱処理を二相ステンレス鋼における通常の条件である１０５０℃付近で行う場合、上記オーステナイト量を確保するためには、本発明の規定範囲内でオーステナイト相増加元素（Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃ、Ｎなど）とフェライト相増加元素（Ｃｒ、Ｓｉ，Ｍｏ，Ｗなど）の含有割合を調整する。具体的には、下記＜２＞式で示すＮｉ―ｂａｌ．式を−８〜−４の範囲とする。好ましくは−７．１〜−４である。
Ｎｉ−ｂａｌ．＝（Ｎｉ＋０．５Ｃｕ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋
３０Ｎ）−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ
＋Ｗ）＋８．２・・・・・・・・・・・＜２＞

また、前述の通り、本発明においては、Ｖ添加を有効にするために、Ｎｉ−ｂａｌ．に対応してＮ量に上限を設けて規定する。その上限については、種々の成分の二相ステンレス鋼熱延板をラボ試作し、二相ステンレス鋼における通常の温度条件である１０５０℃として溶体化熱処理を行い、更に実際にこの鋼板に溶接を行ってＨＡＺ部の特性を評価した。その結果、図２に示すようにＮを下記＜３＞式に示すような範囲に抑えることで良好な特性を得られることが判明した。
Ｎ（％）≦０．３７＋０．０３×(Ｎｉ−ｂａｌ．)・・・・＜３＞
なお、図２における各プロットに対応する二相ステンレス熱延板サンプルの成分組成は、Ｃ：０．０１１〜０．０４７％、Ｓｉ：０．１３〜１．２１％、Ｍｎ：２．０８〜３．３３％、Ｐ≦０．０３５％、Ｓ≦０．００２５％、Ｎｉ：１．２４〜３．６６％、Ｃｒ：１９．５３〜２２．３３％、Ｍｏ：０．０７〜０．７１％、Ｖ：０．０５５〜０．４４４％、Ａｌ：０．００８〜０．０３６％、Ｎ：０．１１１〜０．２２２％の範囲である。

また、ＨＡＺ部の靱性を向上させるために、主要なオーステナイト生成元素である上に、フェライト相の靭性を高めることが出来るＮｉ，Ｃｕの添加を、合金コストとして許容されるレベルで行うことが有効である。本発明者らはＮｉおよびＣｕの効果について調査した結果、両元素の靭性向上効果に対する寄与代は２Ｎｉ＋Ｃｕによって整理できることを見出した。即ち、２Ｎｉ＋Ｃｕを３．５以上とすれば、比較的入熱量が大きくＨＡＺ部への加熱が著しい溶接入熱量３．５ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を行っても、通常の構造用途として問題ない−２０℃における吸収エネルギーが４７Ｊ（ＪＩＳＧ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」準拠）以上、衝撃値に換算すると（フルサイズのシャルピー試験片の断面積が０．８ｃｍ^２であることから）５８．７５Ｊ／ｃｍ^２以上を達成することが出来る。

次に本発明の（２）に記載の省合金二相ステンレス鋼の限定理由について説明する。本発明の（２）に記載の省合金二相ステンレス鋼は、更に、Ｎｂを含有する。
Ｎｂについては前述の通り、Ｎの活量を下げ窒化物の析出を抑制するのに有効な元素である。但し、Ｎとの親和力が比較的高く、少量の添加でＮｂ窒化物を析出してしまうので添加には注意が必要である。そこで、Ｎｂの添加量を、固溶限以下の添加となるようＮとの関係式によって求められる上限以下に規制することで、Ｖの効果を更に補填することが出来る。
この効果を得るためにはＮｂは０．０２％以上添加する必要がある。しかしながら、過剰添加するとＮｂ窒化物が析出し母材を含めた靱性を損ねるので０．１５％以下である必要がある。更に、Ｎｂ含有量とＮ含有量の積：Ｎｂ×Ｎ、いわゆる固溶度積を求める式において、この値を０．００３以上０．０１５以下とすることで上記に示す効果を得ることができ、かつ靱性への悪影響を及ぼさないＮｂの添加量範囲となる。

次に、本発明の（３）に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成の限定理由について説明する。本発明の（３）に記載の省合金二相ステンレス鋼は、更に、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，Ｂの一種以上を含有する。
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，Ｂは、いずれも鋼の熱間加工性を改善する元素であり、その目的で１種または２種以上添加される。いずれも過剰な添加は逆に熱間加工性を低下させるためその含有量の上限を次のように定める。ＣａとＭｇについては夫々０．００５０％、ＲＥＭについては０．０５０％である。ここでＲＥＭはＬａやＣｅ等のランタノイド系希土類元素の含有量の総和とする。なお、ＣａとＭｇについては０．０００５％から安定した効果が得られるので、好ましい範囲は０．０００５〜０．００５０％であり、ＲＥＭについては、０．００５％から安定した効果が得られるので好ましい範囲は０．００５〜０．０５０％である。
Ｂは、好ましくは０．０００３％以上添加することにより安定して粒界強度を上げ熱間加工性を向上させることができる。但し、過剰の添加は過剰析出ホウ化物により却って熱間加工性を損ねるので上限を０．００４０％とする。

本発明の（４）に記載の省合金二相ステンレス鋼は（２）に記載の省合金二相ステンレス鋼におけるＮｂの窒化物析出を抑制する効果と（３）に記載の省合金二相ステンレス鋼における成分添加による熱間加工性改善効果とを併せたものである。

次に、本発明の（５）に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成の限定理由について説明する。本発明の（５）に記載の省合金二相ステンレス鋼は、更に、Ｃｏを含有する。
Ｃｏは、鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、選択的に添加される。その含有量が０．０２％未満であると効果が少なく、１．００％を越えて含有させると高価な元素であるためにコストに見合った効果が発揮されないようになる。そのため添加する場合の含有量を０．０２〜１．００％と定める。

本発明の（６）に記載の省合金二相ステンレス鋼は、更にＮｂとＣｏを、本発明の（７）に記載の省合金二相ステンレス鋼は、更に、Ｎｂと、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，Ｂの一種以上と、Ｃｏを含有する。これらは、前述のそれぞれの元素の効果を併せ持つものである。

次に、本発明の（８）に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成の限定理由について説明する。本発明の（８）に記載の省合金二相ステンレス鋼は、更に、Ｍｇを、Ｔｉと複合して含有する。
前述のように、Ｔｉは極微量でも窒化物として析出してしまうため、本発明においてはＴｉの添加量を０．０５％以下に制限する。しかしながら、Ｍｇと複合添加すれば、ごく微細なＴｉＮを凝固段階で析出させることができ、フェライト組織を微細化させ、靭性を向上させることができる。このような効果を得ることを目的とする場合、ＴｉをＭｇと複合して添加することが好ましい。この場合には、好ましいＴｉ量は、０．００３−０．０５％である。さらに、微細なＴｉＮを凝固段階で析出させる場合は、Ｍｇと複合添加することに加えて、下記のようにｆ _ＮとＴｉ含有量とＮ含有量との積を考慮する。
すなわち、Ｔｉは特にＮ含有量が高い本発明鋼においてはＴｉＮを生成してデルタフェライトの晶出核として作用しフェライト粒径を微細化し、それによって靱性を向上させる効果がある。この目的のためには０．００３％以上の含有が好ましい。一方、０．０５％を越えて含有させると前述の通りＮ含有量が最も少ない場合でも粗大なＴｉＮが生成して靭性を阻害するようになる。このため好ましい含有量は上述のように、０．００３〜０．０５％である。

Ｍｇは、鋼中に固溶するとともにＭｇＯあるいはＭｇＯ・Ａｌ_２Ｏ_３といった酸化物として存在し、ＴｉＮが析出するための核として作用すると考えられる。安定して凝固組織を微細化するためのＭｇ含有量として０．０００１％以上が好ましい。一方多量に含有させると熱間加工性を阻害する。このため０．００５０％を含有量の上限とする。

ｆ_ＮとＴｉ含有量とＮ含有量の積：ｆ_Ｎ×Ｔｉ×Ｎは、デルタフェライトが晶出する前にＴｉＮを析出させることができるかによりその下限が決定される。ｆ_ＮはＮの濃度を補正する係数であり、鋼の組成に応じて＜４＞式の関係を満たすものである。＜４＞式の中に定められた元素の含有量にかかる係数は日本学術振興会製鋼第１９委員会編「製鋼反応の推奨平衡値」（Ｓ５９．１１．１発行）から引用したＮの活量に関する相互作用助係数である。但し、本発明鋼ではＮｂ含有量が非常に少ないため、ＮｂによるＮ活量補正項は無視し、二相ステンレス鋼に含有されるＣｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｓｉによる影響を考慮した＜４＞式とした。本発明者らはＴｉ量が０．０５％以下の少量の範囲でＮを０．１％以上含有する二相ステンレス鋼についてＭｇを０．０００１〜０．００３０％含有させ凝固組織の微細化条件を探索研究した結果、ｆ_Ｎ×Ｔｉ×Ｎの下限は０．００００４であることを知見した。従ってその下限を０．００００４と定める。一方、非金属介在物の大きさと量がともに鋼の靭性に対して影響を及ぼす。厚鋼板の靭性に及ぼすＴｉ，Ｎ量の影響を本発明者らが検討した結果、Ｔｉ×Ｎが大きいほど靭性を損なうことが判ったため、Ｔｉ含有量とＮ含有量の積：Ｔｉ×Ｎを０．００８以下と定める。
ｌｏｇ_１０ｆ_Ｎ＝−０．０４６×Ｃｒ−０．０２×Ｍｎ−
０．０１１×Ｍｏ＋０．０４８×Ｓｉ＋０．００７
×Ｎｉ＋０．００９×Ｃｕ・・・・・・・・＜４＞
上記の式において各元素名は何れもその含有量（％）を表す。

次に、本発明の（９）に記載の省合金二相ステンレス鋼の鋼組成の限定理由について説明する。本発明の（９）に記載の省合金二相ステンレス鋼は、更に、Ｚｒ，Ｔａ、Ｗ、Ｓｎの1種以上を含有する。
Ｚｒ，Ｔａは添加によりＣやＳの耐食性への悪影響を抑制する元素であるが、過剰に添加すると靱性低下を生じる等の悪影響が生じる。従って、その含有量は、Ｚｒ≦０．０３％、Ｔａ≦０．１％に限定する。Ｗは二相ステンレス鋼の耐食性を付加的に高めるために選択的に添加される元素である。過剰添加はフェライト量の増加を招くため１．０％以下を添加する。Ｓｎは耐酸性を付加的に向上させる元素であり、熱間加工性の観点から０．１％を上限として添加することが出来る。なお、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗの効果が安定する含有量は、それぞれ０．００３％、０．０１％、０．０５％、０．０５％である。

本発明の省合金の二相ステンレスステンレス鋼材は、（１）から（９）の何れかに記載の組成を有する二相ステンレス鋼の鋳片又は鋼片を、１１００〜１２５０℃で再加熱し、仕上げ温度７００〜１０００℃で熱間圧延し、熱間圧延した鋼を、９００〜１１００℃（ただし、後述の本発明の（１０）に記載の評価を外れない範囲）で、板厚に応じた母材特性を確保しうる均熱時間（例えば、板厚１０ｍｍ材では２〜４０分）で熱処理し、その後、冷却することによって製造することができる。

次に、本発明の（１０）に記載の省合金二相ステンレス鋼について説明する。
上述のように、本発明の組成を有する鋼は、鋼材及びその溶接熱影響部の耐食性および靭性が優れているものである。溶接熱影響部における耐食性を十分に発揮させる観点から、鋼組成に応じてより適切な溶体化熱処理条件を選定して行うことが好ましい。このため、溶接時の熱履歴を模擬した鋼試料の抽出残渣量を規定することにより、溶接熱影響部の耐食性を効率的に評価し、より安定した特性を備えた省合金二相ステンレス鋼を提供することができる。そして、これに基づいてより適正な溶体化熱処理条件の設定に反映させることができる。

Ｃｒ、Ｖ，Ｎｂ，Ｂ抽出残渣量は、それぞれの元素の炭・窒化物の析出量に対応する。図１のヒートパターンの熱処理を施した鋼試料について＜５＞式で表されるＣＲＮ値は、溶接後の鋼材の主な炭・窒化物総量のうちのＣｒ炭・窒化物の割合をモル分率で表している式である。Ｃｒ抽出残渣量が０．０２５％を超えた場合、析出に消費されたＣｒの分だけＣｒ欠乏層が生じ、耐食性低下をもたらす。一方、ＣＲＮ値が０．５未満の場合は、Ｖ，Ｎｂ，Ｂ等が固溶ではなく析出していることを示し、ＨＡＺ靭性等に悪影響を及ぼす。これら一連の実験、分析を行うことで、実際に溶接試験を行わなくともＨＡＺ部の耐食性と靭性が評価でき、本発明の省合金二相ステンレス鋼材の適正な溶体化熱処理条件を明確にすることが出来る。
ＣＲＮ＝（[Ｃｒ]／１０４）
／｛([Ｃｒ]／１０４)＋([Ｖ]／５１)＋([Ｎｂ]／９３)
＋([Ｂ]／１１)｝・・・・・・・・・・・・・・・・＜５＞
但し、[Ｃｒ]、[Ｖ]、[Ｎｂ]、[Ｂ]は何れも各元素の抽出残渣量(質量％)を表す。
抽出残渣量は、鋼を非水溶液中（例えば、３％マレイン酸＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋残部メタノール）で電解（例えば、１００ｍｖ定電圧）してマトリックスを溶解し、フイルター（例えば、０．２μm穴径）でろ過して、析出物を抽出する。その後、析出物を酸にて完全に溶解してイオン化し、例えば、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置（ＩＣＰ）にて各成分の抽出残渣量を測定することができる。

以下に実施例について説明する。
表１、表２（表１の続き１）、表３（表１続き２）、表４（表１続き３）に供試鋼の化学組成を示す（表１、表２が本発明例であり、表３、表４が比較例である）。なおこの表１〜表４に記載されている成分以外は残部はＦｅおよび不可避的不純物元素である。
また、表２、表４中に記載のＮｉ−ｂａｌ．、Ｍｄ３０、ｆ_Ｎは、は夫々、
Ｍｄ３０＝５５１−４６２×（Ｃ＋Ｎ）−９．２×Ｓｉ−８．１
×Ｍｎ−２９×（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７×Ｃｒ−１８．５×
Ｍｏ−６８×Ｎｂ・・・・・・・・・・・・・・・・・・＜１＞
Ｎｉ−ｂａｌ．＝（Ｎｉ＋０．５Ｃｕ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋
３０Ｎ）−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ
＋Ｗ）＋８．２・・・・・・・・・・・＜２＞
ｌｏｇ_１０ｆ_Ｎ＝−０．０４６×Ｃｒ−０．０２×Ｍｎ−
０．０１１×Ｍｏ＋０．０４８×Ｓｉ＋０．００７×
Ｎｉ＋０．００９×Ｃｕ・・・・・・・・・・・＜４＞
を意味するものである。
なお、空欄は測定していないことを示す。また表中のＲＥＭはランタノイド系希土類元素を意味し、含有量はそれら元素の合計を示している。
これらの成分を有する二相ステンレス鋼を実験室の５０ｋｇ真空誘導炉によりＭｇＯるつぼ中で溶製し、厚さが約１００ｍｍの扁平鋼塊に鋳造した。鋼塊の本体部分より熱間圧延用素材を加工し、１１８０℃の温度に１〜２ｈ加熱後、仕上温度９５０〜８５０℃の条件にて圧延し１２ｍｍ厚×約７００ｍｍ長の熱間圧延厚鋼板を得た。なお圧延直後の鋼材温度が８００℃以上の状態より２００℃以下までスプレー冷却を実施した。最終の溶体化熱処理は１０５０℃×２０分均熱後水冷の条件で実施した。Ｎｏ．１，４，１２，１３については、溶体化熱処理温度を９００℃から１１００℃まで５０℃刻みで変更したサンプルを作成した。

更に、上記にて製造した板厚１２ｍｍの厚鋼板を母材として溶接実験を行った。厚鋼板にベベル角度３５°、ルート面１ｍｍのレ型開先を形成し、ワイヤ径４．０ｍｍφのＪＩＳＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ共金系の市販溶接ワイヤを使用し、溶接電流：５２０〜５７０Ａ、アーク電圧：３０〜３３Ｖ、溶接速度：３０〜３３ｃｍ／ｍｉｎの溶接条件でサブマージアーク溶接により溶接継手を作成した。
上記により得られた厚鋼板および溶接継手について以下の特性評価を行った。熱間加工性の評価は、圧延材約７００ｍｍのうち最も長い耳割れの長さを耳割れ長さとし、この大小で比較した。厚鋼板（母材）の衝撃特性については、ＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー試験片を厚鋼板の圧延方向と直角の方向より各３本切り出し、破壊が圧延方向に伝播するようにＶノッチを加工して、最大エネルギー５００Ｊ仕様の試験機にて衝撃試験を実施し、−２０℃での衝撃値を測定した。ＨＡＺ部の衝撃特性については、溶接継手のＨＡＺ部のボンド部から１ｍｍ離れた部分に切欠が位置するように、母材と同様のＶノッチ試験片を採取し、母材と同じ条件で衝撃試験を実施し、−２０℃での衝撃値を測定した。オーステナイト面積率については、厚鋼板の圧延方向と平行な断面を、樹脂に埋込み、鏡面研磨し、ＫＯＨ水溶液中で電解エッチングを行った後、光学顕微鏡観察により画像解析を行うことによってフェライト面積率を測定し、残りの部分をオーステナイト面積率とした。更に耐食性を評価すべく、厚鋼板（母材）および溶接継手(母材，ＨＡＺ部，溶接金属を全て含む)の表層から採取した試験片の表面を＃６００研磨し、ＪＩＳＧ０５７７に規定された孔食電位測定を行った。

評価結果を表５、表６（表５の続き１）に示す。
本発明鋼では、圧延材の耳割れ、母材、溶接ＨＡＺ部の衝撃特性、孔食電位いずれも良好な値を示した。
ＨＡＺ部の耐食性については、図２に示すようにＮｉ−ｂａｌ．とＮとの関係式＜３＞式を満たす範囲内で孔食電位が飽和Ａｇ／ＡｇＣｌ電極電位にて２５０ｍＶを超え、特性良好となった。一方、これより高ＮのＮｏ．Ｊ、Ｑ、ｃ、ｈ、ｊでは不良であった。また、Ｖ添加量の少ないＮｏ．Ｍも不良であった。
母材の耐食性については、Ｃ、Ｍｎ、Ｓのいずれかが過剰の鋼Ｎｏ．Ａ、Ｅ、Ｇ、ｊおよびＣｒ、Ｎの少なすぎる鋼Ｎｏ．Ｉ、Ｐは孔食電位が飽和Ａｇ／ＡｇＣｌ電極電位にて３００ｍＶを切り不良であった。ＨＡＺ部の耐食性については母材が不良の鋼および前述の鋼に加え、Ｍｎが２．０未満のＮｏ．Ｄで窒化物析出により耐食性が低下した。

母材靱性、ＨＡＺ部靱性については２Ｎｉ＋Ｃｕと相関があり、３．５未満のＮｏ．ｉ，ｊは衝撃値が５８．７５Ｊ／ｃｍ^２を切り不良であった。また、母材の靱性については、Ｓｉ、Ｓ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗのいずれかを過剰添加した鋼Ｎｏ．Ｃ、Ｇ、Ｌ、Ｏ、ａ、ｂ、ｃは１５０Ｊ／ｃｍ^２を切り不良であった。逆に、Ｎｉが少なすぎるＮｏ．Ｈも靭性不良だった。また、Ｍｄ３０が大きすぎる鋼Ｎｏ．ｅも靭性が不良であった。更に、ＳｉまたはＡｌが少なすぎる鋼Ｎｏ．Ｂ、Ｎは脱酸不良となったため高Ｏとなり、多量の介在物起因の靱性不良となった。ＨＡＺ部の靭性については母材靭性が不良の鋼に加え、Ｍｎが２．０未満のＮｏ．Ｄで窒化物析出により低靭性となった。

熱間加工性については、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｓｎのいずれかが過剰な場合に熱延板の耳割れが２０ｍｍ以上となった（鋼Ｎｏ．Ｆ、Ｇ、Ｋ、ｄ）。また、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの添加（表５の鋼Ｎｏ．１０〜２０）によって向上し耳割れが非常に少なくなっているが、過剰添加すると却って熱間加工性が低下した（表６の鋼Ｎｏ．Ｔ〜Ｗ）。

オーステナイト相面積率については、Ｎｉ−ｂａｌ．が条件範囲を下回るＮｏ．Ｊ、ｃ、ｇで４０％未満となり、その結果靱性、耐食性が低下した。特にＮｏ．Ｊ、ｃはそれぞれＣｒ、Ｗが高すぎるためＮｉ−ｂａｌ．の条件範囲を満たすことが出来なかった。一方、Ｎｉ−ｂａｌ．が条件範囲を上回るＮｏ．ｆで７０％以上となり、その結果耐食性が低下した。
Ｎｂについては、Ｎｂを添加したＮｏ．３〜５，２０，２１はＮｂが無添加もしくは０．０２未満のＮｏ．１、２、６〜１９、２４〜３４、３５、３７やＮｂ×Ｎが０．００３未満のＮｏ．３６と比べ孔食電位が高い傾向にある。一方、Ｎｂ添加量が０．１５％を超えた鋼Ｎｏ．Ｒは母材、ＨＡＺ靱性不良であり、一方、Ｎｂ単味では条件を満たすがＮｂ×Ｎの値が０．０１５を超えたＮｏ．Ｓは同様に靱性不良を生じた。また、Ｍｏ無添加の鋼Ｎｏ．３７もＭｏ添加鋼と遜色が無かった。
ＴｉとＭｇの複合添加鋼については、ｆ_Ｎ×Ｔｉ×Ｎ≧０．００００４、Ｔｉ×Ｎ≦０．００８を満たす鋼Ｎｏ．２２，２３にてＨＡＺ靱性の更なる向上が図れたが、Ｔｉ＞０．０５もしくはＴｉ×Ｎ＞０．００８の鋼Ｎｏ．Ｘ，Ｙでは母材靱性不良となった。

次に、鋼Ｎｏ．１，４，１２，１３については溶体化熱処理温度を９５０〜１１００℃まで変更した材料について、図１に示す熱処理を加え、抽出残渣量を測定した。
表層を＃５００研磨した３ｇの試料を非水溶液中（３％マレイン酸＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋残部メタノール）で電解（１００ｍｖ定電圧）してマトリックスを溶解し、０．２μm穴径のフイルターでろ過して、析出物を抽出した。その後、析出物を酸にて完全に溶解してイオン化し、例えば、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置（ＩＣＰ）にて各成分の抽出残渣量を測定した。
その結果、Ｎｏ．１については、９５０，１０００℃溶体化熱処理においてはＣｒ抽出残渣量０．０２５％以下で、良好な特性を得た。一方、１０５０℃、１１００℃溶体化熱処理材はＣｒ抽出残渣量が０．０２５％を超えた。この材料のＨＡＺ部孔食電位は不良であった。Ｎｏ．４，１２については９５０〜１０５０℃材が良好、１１００℃材が不良であった。一方、Ｎｏ．１３は１０５０℃、１１００℃溶体化熱処理材の場合ＣＲＮが０．５以下となり、この材料のＨＡＺ部靭性は不良であった。
以上の実施例からわかるように本発明により溶接部の耐食性と靭性が良好な省合金型二相ステンレス鋼が得られることが明確となった。

本発明により、オーステナイト系ステンレス鋼と比べ合金コストが低位かつ安定的な省合金タイプ二相ステンレス鋼において大きな課題の一つである溶接熱影響部の耐食性と靭性低下を抑制出来、その結果オーステナイト系ステンレス鋼を代替する用途のうち溶接作業性が課題となっていた用途への拡大が図れ、産業上寄与するところは極めて大である。

図１は、本発明における溶接熱サイクルを模擬した熱処理の熱履歴を示した図である。図２は、本発明のけるＨＡＺの耐食性が良好なＮｉ−ｂａｌ．とＮの範囲を示した図である。

Claims

質量％にて、
Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１９．０〜２３．０％、Ｎｉ：１．０〜４．０％、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００７％以下、Ｎ：０．１０〜０．２５％、Ｔｉ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
＜１＞式で表されるＭｄ３０値が８０以下、
＜２＞式で表されるＮｉ−ｂａｌ．が−８以上−４以下であり、かつＮｉ−ｂａｌ．とＮ含有量の関係が＜３＞式を満足し、オーステナイト相面積率が４０〜７０％であり、２×Ｎｉ＋Ｃｕが３．５以上であることを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２×（Ｃ＋Ｎ）−９．２×Ｓｉ−８．１×
Ｍｎ−２９×（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７×Ｃｒ−
１８．５×Ｍｏ−６８×Ｎｂ・・・・・・・・・＜１＞
Ｎｉ−ｂａｌ．＝（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ＋３０Ｃ＋
３０Ｎ）−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ
＋Ｗ）＋８．２・・・・・・・・・・・・＜２＞
Ｎ（％）≦０．３７＋０．０３×(Ｎｉ−ｂａｌ．)・・・・＜３＞
但し、上記の式において各元素名は何れもその含有量（％）を表す。
請求項１に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｎｂを０．０２〜０．１５％かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５、但し、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す、となるように含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
請求項１に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｃａ≦０．００５０％、Ｍｇ≦０．００５０％、ＲＥＭ：≦０．０５０％、Ｂ≦０．００４０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
請求項１に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｎｂを０．０２〜０．１５％、かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５、但し、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す、となるように含有し、更に、質量％にて、Ｃａ≦０．００５０％、Ｍｇ≦０．００５０％、ＲＥＭ：≦０．０５０％、Ｂ≦０．００４０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
請求項１に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｃｏを０．０２〜１．００％含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
請求項１に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｎｂを０．０２〜０．１５％、かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５、但し、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す、となるように含有し、更に、質量％にて、Ｃｏを０．０２〜１．００％含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
請求項１に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｎｂを０．０２〜０．１５％、かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５、但し、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す、となるように含有し、更に、質量％にて、Ｃａ≦０．００５０％、Ｍｇ≦０．００５０％、ＲＥＭ：≦０．０５０％、Ｂ≦０．００４０％の１種または２種以上を含有し、更に、質量％にて、Ｃｏを０．０２〜１．００％含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
請求項１に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％を含有し、かつｆ_ＮとＴｉ含有量とＮ含有量の積：ｆ_Ｎ×Ｔｉ×Ｎが０．００００４以上であり、かつＴｉ含有量とＮ含有量の積：Ｔｉ×Ｎが０．００８以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
但し、ｆ_Ｎは下記＜４＞式を満たす数値である。
ｌｏｇ_１０ｆ_Ｎ＝−０．０４６×Ｃｒ−０．０２×Ｍｎ−
０．０１１×Ｍｏ＋０．０４８×Ｓｉ＋
０．００７×Ｎｉ＋０．００９×Ｃｕ・・＜４＞
なお、上記の式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。
請求項１に記載の二相ステンレス鋼において、更に、質量％にて、Ｚｒ≦０．０３％、Ｔａ≦０．１％、Ｗ≦１．０％、Ｓｎ≦０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
請求項1〜９の何れか1項に記載の二相ステンレス鋼であって、鋼が溶接時に受ける熱履歴を模擬した下記（ｉ）〜（iv）の熱処理を施した後の上記鋼のＣｒの抽出残渣量が０．０２５％以下であり、かつ下記＜５＞式に示すＣＲＮ値が０．５以上であることを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼。
(ｉ)室温から１３００℃まで１５秒で昇温、(ii)１３００℃にて５秒間保定、(iii )１３００℃から９００℃まで１５秒で等温冷却、(iv）９００℃から４００℃まで１３５秒で等温冷却、（ｖ）４００℃から室温まで急冷する。
ＣＲＮ＝（[Ｃｒ]／１０４）
／｛([Ｃｒ]／１０４)＋([Ｖ]／５１)＋([Ｎｂ]／９３)
＋([Ｂ]／１１)｝・・・・・・・・・・・・・・＜５＞
但し、[Ｃｒ]、[Ｖ]、[Ｎｂ]、[Ｂ]は何れも各元素の抽出残渣量(質量％)を表す。