JP6946737B2 - Duplex stainless steel and its manufacturing method - Google Patents

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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。 The present invention relates to a duplex stainless steel material and a method for producing a duplex stainless steel material.

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。 In recent years, crude oil consumption has been expanding worldwide. Therefore, along with the development of new oil fields, it is required to increase the production of crude oil in the already developed oil fields. Among them, the seawater injection method has been applied as a crude oil recovery method for oil fields. The seawater injection method is a technique for injecting high-pressure seawater into an oil well pipe with a pump to increase the pressure in the oil reservoir and increase the amount of crude oil recovered. That is, the seawater injection method can recover crude oil that could not be recovered in the past, and can increase the production amount of oil wells.

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。 Seawater is press-fitted into the well pipe used in the seawater injection method. Therefore, in an oil well pipe for seawater injection, in addition to the performance (yield strength and SSC resistance) required for a normal oil well pipe, seawater corrosion resistance (pitting corrosion resistance) is also required. So far, as a method for increasing the corrosion resistance (SSC resistance, pitting corrosion resistance, etc.) of steel, a method for increasing the chromium (Cr) content has been known. Therefore, in an environment where strength and corrosion resistance are required, duplex stainless steel with an increased Cr content may be used.

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。 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-241838 (Patent Document 1), International Publication No. 2012/111536 (Patent Document 2), International Publication No. 2012/111537 (Patent Document 3), Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-120413 (Patent Document 4) ), Japanese Patent Application Laid-Open No. 2011-174183 (Patent Document 5), Japanese Patent Application Laid-Open No. 2007-084837 (Patent Document 6), International Publication No. 2005/014872 (Patent Document 7), and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2014-043616. (Patent Document 8) proposes a two-phase stainless steel exhibiting high strength and excellent corrosion resistance.

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。 The duplex stainless steel pipe disclosed in Patent Document 1 has a mass% of C: 0.005 to 0.04%, N: 0.1 to 0.4%, Si: 0.1 to 1%, Mn. : 0.2 to 2%, total of Ni and Co: 4.5 to 10%, Cr: 21 to 32%, and Mo: 0.5 to 5%, the balance consisting of Fe and impurities. It has a chemical composition in which P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, and O: 0.01% or less as impurities, and PI (= 10C + 16N + Si + 1.2Mn + Ni + Co + Cr + 3Mo) is 35 or more. The manufacturing method of this duplex stainless steel pipe is as follows. The raw tube manufactured hot is subjected to cold working or warm working at a cross-sectional reduction rate of 10% or more. After that, the average heating rate R (° C./min) in the temperature range of 600 to 900 ° C. was 60-20G ≤ R ≤ 260-20G (G = T (DT) / D [T: tube wall thickness (T). mm), D: Outer diameter of the tube (mm)]), the temperature is raised under conditions (however, 20 ≦ R ≦ 220). Then, after soaking in a temperature range of 1,020 to 1,180 ° C. for 1 minute or more, a solution heat treatment for quenching is performed. Patent Document 1 describes that this duplex stainless steel tube has a fine structure and high strength without precipitation of carbonitrides and intermetallic compounds by aging heat treatment or the like.

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。 Duplex stainless steel disclosed in Patent Document 2 has C: 0.030% or less, Si: 0.20 to 1.00%, Mn: 8.00% or less, P: 0.040 in mass%. % Or less, S: 0.0100% or less, Cu: 2.00% or more and 4.00% or less, Ni: 4.00 to 8.00%, Cr: 20.0 to 30.0%, Mo: 0 .50% or more and less than 2.00%, N: 0.1000 to 0.350%, and sol. Al: Contains 0.040% or less, and the balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities. The structure of the steel has a ferrite ratio of 30 to 70% and a hardness of ferrite of 300 Hv 10 gf or more. Patent Document 2 describes that this duplex stainless steel has high strength and high toughness.

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。 The duplex stainless steel disclosed in Patent Document 3 has a mass% of C: 0.030% or less, Si: 0.20 to 1.00%, Mn: 8.00% or less, P: 0.040. % Or less, S: 0.0100% or less, Cu: 2.00% or more and 4.00% or less, Ni: 4.00 to 8.00%, Cr: 20.0 to 28.0%, Mo: 0 .50 to 2.00%, N: 0.1000 to 0.350%, and sol. Al: Containing 0.040% or less, the balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formulas (1) (2.2Cr + 7Mo + 3Cu> 66) and the formula (2) (Cr + 11Mo + 10Ni <12 (Cu + 30N)). The structure of steel has a ferrite ratio of 50% or more. Steel has a yield strength of 550 MPa or more. Patent Document 3 describes that this duplex stainless steel suppresses the precipitation of the σ phase during high heat input welding, has excellent SSC resistance in a high temperature chloride environment, and has high strength.

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。 The two-phase stainless steel cast member disclosed in Patent Document 4 has C: 0.08% or less, Si: 0.9% or less, Mn: 0.9% or less, Ni: 5.0 to 8 in weight%. 0.0%, Cr: 24.0 to 30.0%, Mo: 1.0 to 2.5%, Cu: 2.6 to 3.5%, and N: 0.15 to 0.25%. It is contained, the balance is substantially Fe, and has a chemical composition of Al: 0.05% or less as an impurity. The structure of the steel has a two-phase structure of austenite and ferrite. Patent Document 4 describes that this duplex stainless cast member is excellent in corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance while ensuring excellent toughness and strength.

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。 The super two-phase stainless steel disclosed in Patent Document 5 is Cr: 21.0 to 38.0%, Ni: 3.0 to 12.0%, Mo: 1.5 to 6.5 in weight%. %, W: 0 to 6.5%, Si: 3.0% or less, Al: 1.0% or less, Mn: 8.0% or less, N: 0.2 to 0.7%, C: 0. At least one of 1% or less, B: 0.1% or less, Cu: 3.0% or less, Co: 3.0% or less, and MM and / or Y in total amount of 0.0001 to 1.0%. It contains and the balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities. Here, MM is a general term for La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, and Sc. The value of the relational expression [MM and / or Y + Al] · [O + S] of the solubility product of MM and / or Y and Al, O and S in steel is 0.001 × 10-5 to 30,000 × 10 − It is in the range of 5 [%]. MM is solid-solved in the steel in an atomic state and exists as a compound, and the pitting corrosion resistance equivalent index PREW (= weight% Cr + 3.3 (weight% Mo + 0.5% by weight W) + 30% by weight N) is 40 ≦ Satisfy PREW ≦ 67. Patent Document 5 describes that this super duplex stainless steel is excellent in corrosion resistance, embrittlement resistance, castability and hot workability by suppressing the formation of intermetallic compounds.

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。 The duplex stainless steel disclosed in Patent Document 6 has a mass% of C: 0.03% or less, Si: 0.1 to 2.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Cr: 20 to 30%, Ni: 1 to 11%, Cu: 0.05 to 3.0%, Nd: 0.005 to 0.5%, sol. Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.1 to 0.5%, and Mo: 0.5 to 6%, and W: 1 to 10%, one or both of which are contained, and the balance. Is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition in which P is 0.05% or less and S is 0.03% or less. Patent Document 6 describes that this duplex stainless steel is excellent in hot workability.

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。 The two-phase stainless steel disclosed in Patent Document 7 has a mass% of C: 0.03% or less, Si: 0.01 to 2%, Mn: 0.1 to 2%, P: 0.05%. Hereinafter, S: 0.001% or less, Al: 0.003 to 0.05%, Ni: 4 to 12%, Cr: 18 to 32%, Mo: 0.2 to 5%, N: 0.05 to 0.4%, O: 0.01% or less, Ca: 0.0005 to 0.005%, Mg: 0.0001 to 0.005%, Cu: 0 to 2%, B: 0 to 0.01% , And W: 0 to 4%, and the balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities. Of the inclusions in the steel, the total content of Ca and Mg is 20 to 40% by mass, and the major axis is 7 μm or more. 10 or less oxide-based inclusions per 1 mm 2 cross section perpendicular to the processing direction. Is. Patent Document 7 describes that this duplex stainless steel has good pitting corrosion resistance.

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。 The two-phase stainless steel disclosed in Patent Document 8 has a mass% of C: 0.03% or less, Si: 0.3% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.040% or less, S: 0.008% or less, Cu: 0.2 to 2.0%, Ni: 5.0 to 6.5%, Cr: 23.0 to 27.0%, Mo: 2.5 to 3.5 %, W: 1.5 to 4.0%, N: 0.24 to 0.40%, and Al: 0.03% or less, the balance is composed of Fe and impurities, and the σ phase sensitivity index X (= 2.2Si + 0.5Cu + 2.0Ni + Cr + 4.2Mo + 0.2W) is 52.0 or less, the intensity index Y (= Cr + 1.5Mo + 10N + 3.5W) is 40.5 or more, and the pore corrosion resistance index PREW (= Cr + 3. 3 (Mo + 0.5W) + 16N) has a chemical composition of 40 or more. In the steel structure, when a straight line parallel to the thickness direction is drawn from the surface layer to a depth of 1 mm in the cross section in the thickness direction parallel to the rolling direction, the number of boundaries between the ferrite phase and the austenite phase intersecting the straight line is 160. That is all. Patent Document 8 describes that this duplex stainless steel has excellent hydrogen embrittlement resistance and can be treated at a low product heat treatment temperature because the precipitation of the σ phase is suppressed.

特開２００２−２４１８３８号公報JP-A-2002-241838 国際公開第２０１２／１１１５３６号International Publication No. 2012/111536 国際公開第２０１２／１１１５３７号International Publication No. 2012/111537 特開平８−１２０４１３号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 8-120413 特開２０１１−１７４１８３号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-174183 特開２００７−０８４８３７号公報JP-A-2007-084837 国際公開第２００５／０１４８７２号International Publication No. 2005/014872 特開２０１４−０４３６１６号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2014-0436116

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。 However, in Patent Documents 1, 3, 6 and 7, the steel material after the solution heat treatment is used as it is. Therefore, the steel materials obtained by these techniques do not have the strength required for application to the seawater injection method in deep oil wells and gas wells. In Patent Documents 2, 4, and 5, the strength of the steel material is increased by performing aging heat treatment on the steel material after the solution heat treatment. However, aging heat treatment may reduce corrosion resistance. In Patent Document 8, cold working with a working degree of 75% or more is carried out on the steel material before the solution heat treatment. Although the strength is slightly increased because the crystal grain size becomes smaller, it cannot be said that the strength is sufficient when considering the application to deep oil wells, and it is essential to add a large amount of expensive alloying elements to increase the strength.

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。 An object of the present invention is to provide a duplex stainless steel material having high strength, excellent SSC resistance, and excellent pitting corrosion resistance, and a method for producing the same.

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。 The two-phase stainless steel material according to the present invention has a mass% of C: 0.005 to 0.04%, Si: 0.2 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, P: 0. 040% or less, S: 0.010% or less, Ni: 3 to 7%, Cr: 23 to 28%, Mo: 0.5 to 1.5%, Cu: 2 to 4%, N: 0.10 to 0 0.35%, Al: 0.001 to 0.04%, W: 0 to 1.0%, Co: 0 to 1.0%, V: 0 to 1.0%, Nb: 0 to 0.2 %, Ti: 0 to 0.2%, Ca: 0 to 0.02%, Mg: 0 to 0.02%, B: 0 to 0.02%, and rare earth element (REM): 0 to 0. It contains 2%, the balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formulas (1) to (3). Duplex stainless steel further has a yield strength of 655 MPa or more.
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)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formulas (1) to (3). When W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formulas (1) to (3).
The yield strength (MPa) of steel is substituted for YS in the formula (1).

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。 The method for producing a duplex stainless steel material according to the present invention includes a preparatory step, a hot working step, a solution heat treatment step, and a cold working step. In the preparation step, a material having the above chemical composition is prepared. In the hot working process, the material is hot-worked to produce a steel material. In the solution heat treatment step, the solution heat treatment is performed on the steel material to produce the solution heat treatment material. In the cold working step, the solution heat-treated material is cold-worked to produce a duplex stainless steel material having a yield strength of 655 MPa or more.

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。 The duplex stainless steel material according to the present invention has high strength, excellent SSC resistance, and excellent pitting corrosion resistance.

図１は、Ｆｎ１＝Ｎｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋Ｃｕ−Ｍｎと、鋼の降伏強度と、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。FIG. 1 is a diagram showing the relationship between Fn1 = Ni + Mo + 0.5W + Cu−Mn, the yield strength of steel, and the SSC resistance. 図２は、二相ステンレス鋼管の側面図である。FIG. 2 is a side view of a duplex stainless steel pipe. 図３は、図２中の領域１００の拡大図である。FIG. 3 is an enlarged view of the region 100 in FIG.

以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.

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。 The present inventors have investigated the pitting corrosion resistance and SSC resistance of duplex stainless steel materials represented by steel pipes. As a result, in terms of mass%, C: 0.005 to 0.04%, Si: 0.2 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, P: 0.040% or less, S: 0.010% or less, Ni: 3 to 7%, Cr: 23 to 28%, Mo: 0.5 to 1.5%, Cu: 2 to 4%, N: 0.10 to 0.35%, Al : 0.001 to 0.04%, W: 0 to 1.0%, Co: 0 to 1.0%, V: 0 to 1.0%, Nb: 0 to 0.2%, Ti: 0 to 0 It contains 0.2%, Ca: 0 to 0.02%, Mg: 0 to 0.02%, B: 0 to 0.02%, and rare earth element (REM): 0 to 0.2%. It was considered that if the balance is a two-phase stainless steel material having a chemical composition consisting of Fe and impurities, sufficient porcelain corrosion resistance and SSC resistance may be obtained when used in the seawater injection method.

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。 On the other hand, as described above, the duplex stainless steel material (steel pipe) used in the seawater injection method is required to have the strength required for an oil well pipe. Specifically, it is desirable that the yield strength YS of the duplex stainless steel material used in the seawater injection method is 655 MPa or more. Therefore, further studies were conducted on increasing the strength of the duplex stainless steel material having the above-mentioned chemical composition.

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。 The strength of duplex stainless steel (so-called duplex stainless steel) that has undergone solution heat treatment does not meet the above requirements. Therefore, as a method for increasing the strength of steel, it was examined to carry out aging heat treatment on duplex stainless steel materials. The aging heat treatment can precipitate Cu and / or Ni intermetallic compounds to increase the strength of the steel. That is, when the aging heat treatment is carried out, the strength is higher than that of the duplex stainless steel material (so-called duplex stainless steel material) after the solution heat treatment. On the other hand, in order to increase the strength required for oil country tubular goods applicable to the seawater injection method, sufficient addition of alloying elements that contribute to precipitation strengthening and long-term aging heat treatment are required.

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。 As a result of further investigation, it was also found that the SSC resistance may decrease when the strength is increased by the aging heat treatment. Specifically, Cu and Ni are solid-solved in steel to enhance SSC resistance. However, when Cu and / or Ni is precipitated by the aging heat treatment, the solid solution amount of Cu and / or Ni of the steel is lowered, and the SSC resistance of the steel is lowered. Therefore, when a duplex stainless steel material is used for a steel pipe for seawater injection, sufficient strength may not be obtained even if the strength is increased by aging heat treatment, and further, SSC resistance may be low.

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。 Therefore, the present inventors further studied a duplex stainless steel material capable of increasing the strength while maintaining the solid solution amounts of Cu and Ni. As a result, the present inventors focused on cold working as a method for increasing the strength of steel instead of aging heat treatment.

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。 By cold working the steel, the dislocation density of the steel is increased and the strength of the steel is increased. In this case, the strength of the steel can be increased without reducing the solid solution amount of Cu and / or Ni in the steel. Therefore, if cold working is performed on the steel, both the strength of the duplex stainless steel material and the SSC resistance can be achieved at the same time. Specifically, a duplex stainless steel material that has been subjected to solution heat treatment after hot working is subjected to cold working instead of aging heat treatment. For example, when a duplex stainless steel pipe is manufactured as a duplex stainless steel material, the cold working may be, for example, cold drawing or cold rolling. By omitting the aging heat treatment and performing cold working, the yield strength of the duplex stainless steel material having the above-mentioned chemical composition can be 655 MPa or more. Further, since the precipitation of Cu and Ni can be suppressed, the solid solution amount of Cu and Ni can be maintained, and the SSC resistance can be improved.

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。 As described above, the duplex stainless steel material according to the present invention is subjected to cold working instead of aging heat treatment to increase the strength of the steel, and further, the solid solution Cu and the solid solution Ni provide excellent SSC resistance. Obtainable. However, as a result of further studies, when the yield strength of steel is increased by cold working, the load stress at the time of material evaluation increases at the time of application, so that the duplex stainless steel material having the above-mentioned chemical composition has SSC resistance. Was found to be reduced in some cases.

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。 Therefore, the present inventors further investigated the relationship between the yield strength and the SSC resistance of the duplex stainless steel material having the above chemical composition. As a result, it was found that if the chemical composition of the duplex stainless steel material satisfies the following formula (1), the strength of the duplex stainless steel material can be increased and excellent SSC resistance can be maintained.
YS / 150≤Ni + Mo + 0.5W + Cu-Mn≤YS / 75 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1). If W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formula (1). The yield strength (MPa) of steel is substituted for YS in the formula (1).

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。 It is defined as Fn1 = Ni + Mo + 0.5W + Cu-Mn. Fn1 is an index showing the SSC resistance of steel. FIG. 1 is a diagram showing the relationship between Fn1, yield strength, and SSC resistance in a duplex stainless steel material having the above-mentioned chemical composition. FIG. 1 was created using Fn1 obtained in Examples described later, yield strength, and evaluation results of SSC resistance. The solid line in FIG. 1 indicates Fn1 = YS / 150. The broken line in FIG. 1 indicates Fn1 = YS / 75. “◯” in FIG. 1 indicates a steel material in which SSC was not confirmed, and “Δ” in FIG. 1 indicates a steel material in which SSC was confirmed.

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。 With reference to FIG. 1, when Fn1 is YS / 150 or more, excellent SSC resistance can be obtained. On the other hand, if Fn1 is less than YS / 150, sufficient SSC resistance cannot be obtained. Therefore, Fn1 is YS / 150 or more. On the other hand, if Fn1 is too high, the hot workability may decrease. Therefore, Fn1 is YS / 150 to YS / 75.

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。 The present inventors also examined pitting corrosion resistance. As a result, it has been found that in the case of a duplex stainless steel material having the above-mentioned chemical composition, pitting corrosion resistance can be enhanced if the chemical composition satisfies the following formula (2).
Cr + 3.3 × (Mo + 0.5W) + 16N ≧ 30.0 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (2). If W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formula (2).

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。 It is defined as Fn2 = Cr + 3.3 × (Mo + 0.5W) + 16N. Fn2 is an index showing the pitting corrosion resistance of steel. If Fn2 is too low, the pitting corrosion resistance of the steel will decrease. When Fn2 is 30.0 or more, excellent pitting corrosion resistance can be obtained in a duplex stainless steel material having the above chemical composition.

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。 The present inventors also investigated the suppression of the formation of the sigma phase (σ phase) in duplex stainless steel materials. If the σ phase is generated in a duplex stainless steel material, the hot workability is lowered. As a result of studies by the present inventors, it has been found that in a duplex stainless steel material having the above-mentioned chemical composition, if the chemical composition satisfies the following formula (3), the formation of the σ phase of the duplex stainless steel material can be suppressed.
Mo + 0.5W + Ni ≦ 7.50 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (3). If W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formula (3).

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。 It is defined as Fn3 = Mo + 0.5W + Ni. Fn3 is an index showing σ phase generation. If Fn3 is too high, a σ phase may be formed in the steel and the toughness may be significantly reduced. When Fn3 is 7.50 or less, the formation of the σ phase is suppressed and good toughness can be obtained.

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。 The two-phase stainless steel material according to the present invention completed based on the above findings has a mass% of C: 0.005 to 0.04%, Si: 0.2 to 1.0%, and Mn: 0.1 to 2. .0%, P: 0.040% or less, S: 0.010% or less, Ni: 3 to 7%, Cr: 23 to 28%, Mo: 0.5 to 1.5%, Cu: 2 to 4 %, N: 0.10 to 0.35%, Al: 0.001 to 0.04%, W: 0 to 1.0%, Co: 0 to 1.0%, V: 0 to 1.0% , Nb: 0-0.2%, Ti: 0-0.2%, Ca: 0-0.02%, Mg: 0-0.02%, B: 0-0.02%, and rare earth elements (REM): Contains 0 to 0.2%, the balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formulas (1) to (3). Duplex stainless steel further has a yield strength of 655 MPa or more.
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)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formulas (1) to (3). When W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formulas (1) to (3).
The yield strength (MPa) of steel is substituted for YS in the formula (1).

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。 The duplex stainless steel material is, for example, a steel pipe. The duplex stainless steel material may be a steel plate, a bar steel or a wire rod. Preferably, the duplex stainless steel material is a duplex stainless steel pipe. In this case, it is suitable for seawater injection applications.

上記化学組成は、Ｗ：０．０１〜１．０％を含有してもよい。 The chemical composition may contain W: 0.01 to 1.0%.

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。 The chemical composition is Co: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 1.0%, Nb: 0.005 to 0.2%, and Ti: 0.005 to 0.2%. It may contain one or more selected from the group consisting of.

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。 The chemical composition is Ca: 0.0005-0.02%, Mg: 0.0005-0.02%, B: 0.0005-0.02%, and rare earth element (REM): 0.0005- It may contain one or more selected from the group consisting of 0.2%.

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。 The microstructure of the duplex stainless steel material may satisfy the formula (4).
As / Am> 1.10 (4)
Here, As means the number of austenite phases that intersect the straight line when a straight line is drawn from the surface of the steel to a position of 0.5 mm in the thickness direction. Am defines the thickness of duplex stainless steel as t (mm), and draws a straight line from the t / 4 (mm) position to the (t / 4 + 0.5) mm position in the thickness direction from the surface of the steel. When, it means the number of austenite grains that intersect the straight line.

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。 The duplex stainless steel material is, for example, a duplex stainless steel pipe.

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。 The method for producing a duplex stainless steel material according to the present invention includes a preparatory step, a hot working step, a solution heat treatment step, and a cold working step. In the preparation step, a material having the above chemical composition is prepared. In the hot working process, the material is hot-worked to produce a steel material. In the solution heat treatment step, the solution heat treatment is performed on the steel material to produce the solution heat treatment material. In the cold working step, the solution heat-treated material is cold-worked to produce a duplex stainless steel material having a yield strength of 655 MPa or more.

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。 Hereinafter, the duplex stainless steel material of the present invention will be described in detail. Unless otherwise specified, "%" for an element means mass%.

［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。 [Chemical composition]
The chemical composition of duplex stainless steel according to the present invention contains the following elements.

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。 C: 0.005 to 0.04%
Carbon (C) is inevitably contained. C forms carbides with Cr and reduces the amount of Cr solid solution in steel. As a result, the corrosion resistance of steel is reduced. On the other hand, if the C content is too low, the manufacturing cost becomes too high. Therefore, the C content is 0.005 to 0.04%. The preferred upper limit of the C content is 0.035%, more preferably 0.030%.

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。 Si: 0.2-1.0%
Silicon (Si) is an effective element for deoxidizing steel. If the Si content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the deoxidizing effect saturates. If the Si content is too high, the hot workability of the steel is further reduced. Therefore, the Si content is 0.2 to 1.0%. The preferable lower limit of the Si content is 0.25%. The preferable upper limit of the Si content is 0.8%.

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。 Mn: 0.1 to 2.0%
Manganese (Mn) dissolves in the steel to increase the strength of the steel. Mn is also an element that stabilizes austenite and stabilizes the structure. If the Mn content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the Cr oxide film on the surface layer may be destabilized and the corrosion resistance of the steel may be lowered. Therefore, the Mn content is 0.1 to 2.0%. The preferable lower limit of the Mn content is 0.2. The preferred upper limit of the Mn content is 1.9%, more preferably 1.8%.

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。 P: 0.040% or less Phosphorus (P) is an impurity. P reduces the corrosion resistance and toughness of steel. Therefore, the P content is 0.040% or less. The preferred upper limit of the P content is 0.035%, more preferably 0.030%. The P content is preferably as low as possible.

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。 S: 0.010% or less Sulfur (S) is an impurity. S reduces the hot workability of steel. S further forms a sulfide. Sulfide is the starting point for pitting corrosion. As a result, the corrosion resistance of steel is reduced. Therefore, the S content is 0.010% or less. The preferred upper limit of the S content is 0.007%, more preferably 0.005%. The S content is preferably as low as possible.

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。 Ni: 3-7%
Nickel (Ni) stabilizes austenite. Ni also increases the toughness of steel and enhances the corrosion resistance of steel. If the Ni content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ni content is too high, the σ phase is likely to be generated. As a result, the toughness of steel is reduced. Therefore, the Ni content is 3-7%. The preferred lower limit of the Ni content is 3.3%, more preferably 3.5%. The preferred upper limit of the Ni content is 6.5%, more preferably 6.0%.

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。 Cr: 23-28%
Chromium (Cr) forms an oxide film on the surface of steel to enhance SSC resistance and pitting corrosion resistance. When the Cr content is low, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, since Cr is a ferrite stabilizing element, if the Cr content is too high, the austenite fraction in the steel is lowered and the toughness is lowered. If the Cr content is too high, a σ phase may be generated and the toughness may be significantly reduced. Therefore, the Cr content is 23-28%. The preferred lower limit of the Cr content is 23.5%, more preferably 24.0%. The preferred upper limit of the Cr content is 27.5%, more preferably 27.0%.

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。 Mo: 0.5-1.5%
Molybdenum (Mo) enhances SSC resistance and pitting corrosion resistance by stabilizing the oxide film of Cr. If the Mo content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, Mo is a ferrite stabilizing element, and when the Mo content is too high, the toughness decreases as the austenite fraction decreases, as with Cr. If the Mo content is too high, the σ phase is more likely to be formed. Therefore, the Mo content is 0.5 to 1.5%. The preferred lower limit of the Mo content is 0.6%, more preferably 0.7%. The preferred upper limit of the Mo content is 1.4%.

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。 Cu: 2-4%
Copper (Cu) strengthens the passivation film in a high-temperature chloride aqueous solution environment and enhances the corrosion resistance of steel. Cu further increases the strength of the steel in the solid solution state. If the Cu content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cu content is too high, the hot workability of the steel will decrease. Therefore, the Cu content is 2-4%. The preferred upper limit of the Cu content is 3.7%, more preferably 3.5%.

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。 N: 0.10 to 0.35%
Nitrogen (N) stabilizes austenite and enhances the thermal stability and corrosion resistance of steel. If the N content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, the toughness and hot workability of the steel will decrease. Therefore, the N content is 0.10 to 0.35%. The preferable lower limit of the N content is 0.12%. The preferable upper limit of the N content is 0.30%.

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。 Al: 0.001 to 0.04%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, Al forms AlN. AlN reduces the toughness and corrosion resistance of steel. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.04%. The preferable lower limit of the Al content is 0.010%. The preferable upper limit of the Al content is 0.035%. In the duplex stainless steel of the present invention, the Al content means acid-soluble Al (so-called "sol.Al").

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。 The balance of the chemical composition of duplex stainless steel according to the present invention consists of Fe and impurities. Here, the impurities are those mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as a raw material when the duplex stainless steel material is industrially manufactured, and adversely affect the duplex stainless steel material of the present invention. It means what is allowed within the range not given.

［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。 [About arbitrary elements]
The chemical composition of the duplex stainless steel material described above may further contain W instead of a part of Fe.

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。 W: 0-1.0%
Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. When contained, W has the same effect as Mo and enhances the SSC resistance and pitting corrosion resistance of steel. Furthermore, W is less likely to generate the σ phase than Mo. Therefore, W may be contained instead of Mo. If W is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the W content is too high, the σ phase is likely to be generated as in Mo. As a result, the hot workability and toughness of steel are reduced. If the W content is too high, the manufacturing cost will be higher. Therefore, the W content is 0 to 1.0%. The lower limit of the W content is preferably 0.01%, more preferably 0.1%. The preferred upper limit of the W content is 0.8%.

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。 The chemical composition of the duplex stainless steel material described above may further contain one or more selected from the group consisting of Co, V, Nb, and Ti instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and increase the strength of steel.

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。 Co: 0-1.0%
Cobalt (Co) is an optional element and may not be contained. When contained, Co increases the strength of the steel. Co also stabilizes austenite. If even a small amount of Co is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Co content is too high, the strength of the steel becomes too high and the corrosion resistance of the steel decreases. If the Co content is too high, the manufacturing cost will be higher. Therefore, the Co content is 0 to 1.0%. The lower limit of the Co content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%.

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。 V: 0-1.0%
Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When included, V increases the strength of the steel. If even a small amount of V is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the V content is too high, the strength of the steel becomes too high and the corrosion resistance of the steel decreases. Therefore, the V content is 0 to 1.0%. The preferable lower limit of the V content is 0.01%.

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: 0-0.2%
Nb is an optional element and may not be contained. When included, Nb increases the strength of the steel. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content is too high, the strength of the steel becomes too high and the corrosion resistance of the steel decreases. Therefore, the Nb content is 0 to 0.2%. The preferable lower limit of the Nb content is 0.005%.

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: 0-0.2%
Ti is an optional element and may not be contained. When included, Ti increases the strength of the steel. If even a small amount of Ti is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ti content is too high, the strength of the steel becomes too high and the corrosion resistance of the steel decreases. Therefore, the Ti content is 0 to 0.2%. The preferable lower limit of the Ti content is 0.005%.

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。 The chemical composition of the duplex stainless steel material described above may further contain one or more selected from the group consisting of Ca, Mg, B, and REM instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the corrosion resistance of steel.

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。 Ca: 0-0.02%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca forms a sulfide with S in the steel, reducing the segregation of S into grain boundaries. As a result, the corrosion resistance of steel is increased. It also contributes to the improvement of hot workability. If even a small amount of Ca is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ca content is too high, coarse oxides and sulfides are formed, which serves as a starting point for pitting corrosion. As a result, the corrosion resistance of steel is reduced. Therefore, the Ca content is 0 to 0.02%. The preferable lower limit of the Ca content is 0.0005%.

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。 Mg: 0-0.02%
Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. When contained, Mg forms a sulfide with S in the steel to reduce the segregation of S into grain boundaries. As a result, the corrosion resistance of steel is increased. It also contributes to the improvement of hot workability. If even a small amount of Mg is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mg content is too high, coarse oxides and sulfides are formed, which serves as a starting point for pitting corrosion. As a result, the corrosion resistance of steel is reduced. Therefore, the Mg content is 0 to 0.02%. The preferable lower limit of the Mg content is 0.0005%.

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。 B: 0 to 0.02%
Boron (B) is an optional element and may not be contained. When contained, B enhances hot workability. If B is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the B content is too high, the effect will be saturated. Therefore, the B content is 0 to 0.02%. The preferable lower limit of the B content is 0.0005%.

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。 REM: 0-0.2%
Rare earth elements (REM) are optional elements and may not be contained. When contained, REM enhances corrosion resistance by forming acid sulfides and suppressing the generation of other inclusions. If even a small amount of REM is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the REM content is too high, it will form coarse oxides and sulfides, which will be the starting point for pitting corrosion. As a result, the corrosion resistance of steel is reduced. Therefore, the REM content is 0 to 0.2%. The preferred lower limit of the REM content is 0.0005%.

［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。 [About equation (1)]
The chemical composition of the duplex stainless steel material of the present invention further satisfies the formula (1).
YS / 150≤Ni + Mo + 0.5W + Cu-Mn≤YS / 75 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1). If W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formula (1).
Further, the yield strength (MPa) of the steel is substituted for YS in the formula (1).

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。 Fn1 (= Ni + Mo + 0.5W + Cu-Mn) is an index showing the SSC resistance of steel. If Fn1 is less than YS / 150, SSC resistance cannot be obtained. On the other hand, if Fn1 exceeds YS / 75, the hot workability of the steel may decrease. Therefore, Fn1 is YS / 150 to YS / 75.

［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。 [About equation (2)]
The chemical composition of the duplex stainless steel material of the present invention further satisfies the formula (2).
Cr + 3.3 × (Mo + 0.5W) + 16N ≧ 30.0 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (2). If W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formula (2).

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。 Fn2 (= Cr + 3.3 × (Mo + 0.5W) + 16N) is an index showing the pitting corrosion resistance of steel. If Fn2 is too low, the pitting corrosion resistance of the steel will decrease. Therefore, Fn2 is 30.0 or more.

［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。 [About equation (3)]
The chemical composition of the duplex stainless steel material of the present invention further satisfies the formula (3).
Mo + 0.5W + Ni ≦ 7.50 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (3). If W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formula (3).

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。 Fn3 (= Mo + 0.5W + Ni) is an index showing σ phase formation. If Fn3 is too high, a σ phase may be formed in the steel, which may reduce the hot workability and corrosion resistance of the steel. Therefore, Fn3 is 7.50 or less. The preferred upper limit of Fn3 is 7.40, more preferably 7.20, and even more preferably 7.00. It is preferable that Fn3 is as low as possible.

［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。 [About yield strength YS]
The duplex stainless steel material according to the present invention has a yield strength of 655 MPa or more. Yield strength as used herein means 0.2% proof stress obtained from a tensile test. The duplex stainless steel material according to the present invention has a yield strength of 655 MPa or more by satisfying the above-mentioned chemical composition and further performing cold working instead of aging heat treatment (without aging heat treatment). The duplex stainless steel material according to the present invention can achieve both such high strength and excellent SSC resistance. The preferable lower limit of the yield strength YS is more than 689 MPa.

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。 The yield strength can be measured by the following method. Take a tensile test piece from duplex stainless steel. When the duplex stainless steel material is a steel pipe, a tensile test piece having a parallel portion parallel to the longitudinal direction of the steel pipe is collected with the center position of the wall thickness of the steel pipe as the central axis. When the duplex stainless steel material is a steel sheet, a tensile test piece having a parallel portion parallel to the rolling direction of the steel sheet, with the thickness of the steel sheet as t and the t / 4 depth position in the plate thickness direction from the surface as the central axis. Collect.

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。 A tensile test based on JIS Z2241 (2011) is carried out on the collected tensile test pieces at room temperature (25 ° C.) in the air to determine the yield strength YS (0.2% proof stress, unit is MPa). ..

［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。 [About microstructure]
In the duplex stainless steel material according to the present invention, preferably, the microstructure of the steel satisfies the formula (4).
As / Am> 1.10 (4)
Here, As is defined by the number of austenite grains that intersect the straight line when a straight line is drawn from the surface of the steel to a position of 0.5 mm in the thickness direction. Am defines the thickness of duplex stainless steel as t (mm), and draws a straight line from the surface of the steel to the position of (t / 4 + 0.5) mm in the thickness direction from the position of t / 4 (mm). When defined by the number of austenite grains that intersect the straight line.

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。 The duplex stainless steel material of the present invention is cold-worked instead of aging heat treatment in order to increase the strength of the steel. Therefore, the microstructure of steel differs in the shape of the structure between the surface layer of steel and the inside of steel. Specifically, the surface layer of steel is strongly compressed as compared to the inside of steel. Therefore, the structure on the surface layer of the steel has a larger degree of elongation in the rolling (or drawing) direction than the structure inside the steel. As a result, in the surface layer of the steel, the thickness of the structure in the thickness direction of the steel is smaller than that in the inside of the steel. Therefore, when a straight line is drawn between the surface layer of the steel and the inside of the steel in the thickness direction of the steel, the number of austenite grains intersecting the straight line is larger in the surface layer of the steel than in the inside.

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。 A specific description will be given with reference to FIG. FIG. 2 is a side view when the duplex stainless steel material is a duplex stainless steel pipe. The duplex stainless steel pipe includes an outer peripheral surface 10 and an inner peripheral surface 20. The distance (that is, wall thickness) between the outer peripheral surface 10 and the inner peripheral surface 20 is defined as t (mm). That is, in a duplex stainless steel pipe, the thickness direction corresponds to the radial direction and corresponds to the reduction direction during cold working.

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０．５ｍｍ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。 FIG. 3 is an enlarged view of the region 100 in FIG. From an arbitrary point P1 on the outer peripheral surface 10, 0. Draw a straight line (line segment) to the point P2 at the position of 5 mm. The line segments P1-P2 mean the surface layer of a duplex stainless steel pipe. The number of austenite grains that intersect the line segments P1-P2 is defined as As (pieces).

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０．５ｍｍ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。 Further, from the point Q1 at the depth position of t / 4 (mm) in the thickness direction from the point P1, 0. Draw a straight line (line segment) to the point Q2 at a depth of 5 mm. The line segments Q1-Q2 mean the inside of a duplex stainless steel pipe. The number of austenite grains intersecting the line segments Q1-Q2 is defined as Am (pieces).

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。 In FIGS. 2 and 3, as and Am in a duplex stainless steel pipe have been described as an example of a duplex stainless steel material. However, the duplex stainless steel material in the present invention may be a steel plate or a bar steel. As and Am can be similarly defined for steel plates, steel bars, and other steel materials.

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。 It is defined as Fn4 = As / Am. Fn4 indicates the degree of elongation of the austenite phase in the rolling or drawing direction between the surface of the steel and the inside of the steel as a ratio. If Fn4 is too small, the degree of cold working is not sufficient. Therefore, the strength of the steel may be insufficient. Therefore, Fn4 is preferably more than 1.10.

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。 Fn4 can be measured by the following method. Mirror polishing is performed on the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the rolling direction) of the duplex stainless steel material. The polished surface is electrolytically etched with a 10% aqueous solution of oxalic acid to reveal a microstructure. Of the etched observation surfaces, 5 visual fields are specified from the surface to the 0.5 mm position in the thickness direction, and 5 visual fields are specified from the t / 4 position to the (t / 4 + 0.5) mm position in the thickness direction. .. The specified field of view is observed with a 100x optical microscope to generate a photographic image of the above 10 fields of view.

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。 In each field of view, the contrast of each phase such as ferrite and austenite is different for each phase. Therefore, austenite can be identified based on the contrast. Further, in each field of view, a straight line in the thickness direction (compression direction) is drawn every 0.1 mm in the rolling direction. The average number of intersections of straight lines and austenite grains in each field of view is defined as the number of austenite phases. The number of austenite phases in the five fields of view on the surface layer of the steel is determined as As, and the number of austenite phases in the five fields of view in the vicinity of t / 4 of the steel is determined as Am.

［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。 [Production method]
The method for producing a two-phase stainless steel material of the present invention includes a process of preparing a material (preparation process), a process of hot-processing the material to produce a steel material (hot processing process), and a solution heat treatment for the steel material. A step of producing a solution heat-treated material (solution heat treatment step) and a step of cold-working the solution heat-treated material to produce a two-phase stainless steel material having a yield strength of 655 MPa or more (cold working). Process) and. As an example of the above-mentioned method for manufacturing a duplex stainless steel material, a method for manufacturing a duplex stainless steel pipe will be described. Hereinafter, each step will be described in detail.

［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。 [Preparation process]
In the preparatory step, materials having the above-mentioned chemical composition and satisfying the formulas (1) to (3) are prepared. For example, a material is prepared using molten steel having the above chemical composition and satisfying the formulas (1) to (3). For formula (1), the chemical composition is set based on the assumed yield strength (655 MPa or more).

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。 Shards (slabs, blooms, billets) are produced by a continuous casting method using molten steel having the above-mentioned chemical composition. An ingot may be produced by an ingot method using molten steel. If necessary, slabs, blooms or ingots may be lump-rolled to produce billets. It is not necessary to carry out slab rolling. The material (slab, bloom, billet, or ingot) is manufactured by the above process. The method for producing the material is not particularly limited, and the material may be produced by a well-known method.

［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。 [Hot working process]
In the hot working process, the material prepared in the above preparatory step is hot-worked to produce a steel material. For example, a duplex stainless steel pipe is manufactured by hot working the billet, which is a material. Duplex stainless steel pipes are, for example, seamless steel pipes. When duplex stainless steel pipes are seamless steel pipes, hot working is, for example, drilling and rolling by the Mannesmann method. In this case, hot extrusion may be further carried out as hot working.

［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。 [Soluble heat treatment process]
In the solution heat treatment step, the solution heat treatment is performed on the manufactured steel material. For example, a duplex stainless steel pipe is placed in a heat treatment furnace and soaking is performed at the solution heat treatment temperature. After soaking, the duplex stainless steel pipe is rapidly cooled.

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。 In the present specification, the duplex stainless steel material after the solution treatment is referred to as "as-is solution material". The “as-is solution” means a steel material that has undergone solution heat treatment but has not undergone additional heat treatment. That is, the "as-is solution" is a steel material that has not been subjected to aging heat treatment.

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。 The duplex stainless steel material according to the present invention satisfies the formula (3). Therefore, it is difficult to generate the σ phase. As a result, it is sufficient that the soaking temperature and the soaking time in the solution heat treatment step are carried out under well-known conditions. An example of the soaking temperature is 980 to 1200 ° C., and an example of the soaking time is 2 to 60 minutes. The quenching method is, for example, water cooling.

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。 If necessary, the material as it is dissolved may be pickled.

［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。 [Cold processing process]
In the cold working step, the material is cold-worked as it is dissolved to obtain a duplex stainless steel pipe satisfying the formula (1) and having a yield strength of 655 MPa or more. The duplex stainless steel material of the present invention has a yield strength of 655 MPa or more by performing cold working instead of aging heat treatment (omission of aging heat treatment). In the method for producing a duplex stainless steel material of the present invention, the aging heat treatment is omitted and the aging heat treatment is not performed.

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。 In the cold working step, for example, cold drawing is performed on a duplex stainless steel pipe after solution heat treatment to produce a duplex stainless steel pipe having a yield strength of 655 MPa or more. When producing a duplex stainless steel pipe, the cold working may be, for example, cold drawing or cold rolling. By adjusting the workability (cross-section reduction rate) of cold working, a desired yield strength (655 MPa or more) of a duplex stainless steel pipe can be obtained.

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。 The duplex stainless steel material according to the present invention is cold-worked instead of aging heat treatment. At this time, by adjusting the yield strength so that the yield strength satisfies the equation (1), high strength and excellent SSC resistance and pitting corrosion resistance can be obtained.

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。 Preferably, the duplex stainless steel material is cold-worked so that its microstructure satisfies equation (4). If the microstructure of the steel satisfies the formula (4), higher strength can be obtained. Fn4 is preferably more than 1.10.

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。 Duplex stainless steel pipe is manufactured by the above manufacturing process. The above-mentioned method for producing a duplex stainless steel material is not limited to a steel pipe, and may be a steel plate or a bar steel. Hereinafter, the duplex stainless steel material according to the present invention will be described in more detail with reference to Examples.

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。 The molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted using a vacuum melting furnace of 50 kg, and an ingot was produced by an ingot forming method.

Figure 0006946737
Figure 0006946737

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。 The ingots of each test number were hot-rolled to prepare the material. The material was heated at 1250 ° C., and then hot forged and hot rolled to produce a steel sheet having a thickness of 20 mm (hereinafter referred to as "forged material").

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１７〜３２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。
The forged material of each test number was subjected to solution heat treatment at 1000 to 1100 ° C. for 30 minutes and then water-cooled to produce the material as it was dissolved. Subsequently, cold rolling was further carried out on the as-is solution materials of test numbers 1 to 15 and 17 to 32 to produce a duplex stainless steel material (steel plate) as a test material. In test number 16, cold rolling was not carried out, and the material as a solution was used as the test material.

［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。 [Evaluation test]
The following evaluation tests were carried out using the forged materials and test materials of each test number.

［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。 [Σ phase observation test]
From the C cross section (cross section perpendicular to the rolling direction) of the forging material of each test number, a test piece including the t / 4 position was prepared with the thickness of the forging material as t. Of the test pieces, the test pieces were resin-filled and mirror-polished so that the cross section C was a mirror surface. The polished surface was electrolytically etched with a 10% aqueous oxalic acid solution to reveal a microstructure.

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。 The etched observation surface was observed with a 100x optical microscope, and an arbitrary 10 visual fields (the area of one visual field was 1 mm 2 ) were specified. A photographic image of the specified 10 fields of view was generated. In each field of view, the σ phase was identified based on the contrast. When the σ phase was observed in one of the visual fields, it was evaluated that the σ phase was generated (“x” in Table 2). On the other hand, when the σ phase was not observed in any of the visual fields, it was evaluated that the σ phase was not generated (“◯” in Table 2). The evaluation results are shown in Table 2.

Figure 0006946737
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［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。 [Austenite phase number measurement test]
The number of austenite phases was measured for the test material of each test number by the above-mentioned method, and Fn4 was determined. The obtained Fn4 is shown in Table 2.

［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。 [Yield strength measurement test]
The yield strength YS was determined for the test material of each test number by the above method. The obtained yield stress YS (MPa) is shown in Table 2. Further, YS / 150 (MPa) and YS / 75 (MPa) were determined for comparison with Fn1. The obtained YS / 150 (MPa) and YS / 75 (MPa) are shown in Table 2.

［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。 [Pitting corrosion resistance test]
Plate-shaped test pieces for ASTM G48 METHODA were collected from the test materials of each test number. The plate-shaped test piece had a thickness of 3 mm, a width of 25 mm, and a length of 50 mm. As a test bath, a 6% by mass FeCl 3 aqueous solution was used. The temperature of the test bath was adjusted to 22 ° C.

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。 Each round bar test piece was immersed in the above test bath for 72 hours. The presence or absence of pitting corrosion was observed for each round bar test piece after immersion for 72 hours. Specifically, each plate-shaped test piece was observed with the naked eye. As a result of observation, the test piece in which the occurrence of pitting corrosion was confirmed was evaluated as having inferior pitting corrosion resistance (“x” in Table 2). On the other hand, the test pieces in which the occurrence of pitting corrosion was not confirmed were evaluated as having excellent pitting corrosion resistance (“◯” in Table 2).

［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。 [SSC resistance test]
Smooth 4-point bending test pieces having a thickness of 2 mm, a width of 10 mm, and a length of 75 mm were collected from the test materials of each test number. A 4-point bending test was performed in a test solution containing hydrogen sulfide using a 4-point bending test piece. Specifically, a 1.7% NaCl aqueous solution was prepared as a test solution. The load stress on the 4-point bending test piece during the test was the actual yield stress at the test temperature (100 ° C.) using a strain gauge. In the autoclave, the test piece was pressure-sealed with 1 psi (0.07 bar) H 2 S + 10 bar CO 2 gas, the test temperature was 100 ° C., and the test piece was immersed for 720 hours.

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。 After the test, the presence or absence of SSC in the test piece was visually observed, and a cross section in the longitudinal direction was cut out and evaluated by observing the tensile stress loading surface at x10 and x100. The test piece in which the occurrence of SSC was confirmed was evaluated as having inferior SSC resistance (“x” in Table 2). On the other hand, the test piece in which the occurrence of SSC was not confirmed was evaluated as having excellent SSC resistance (“◯” in Table 2).

［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。 [Evaluation results]
With reference to Table 2, the chemical compositions of test numbers 1, 4, 5, 7-15, 21, 22, and 24-31 were appropriate and satisfied formulas (1)-(3). Further, the yield strength YS was 665 MPa or more. Therefore, the σ phase was not generated during production, and despite the high yield strength, excellent pitting corrosion resistance and excellent SSC resistance were exhibited.

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。 On the other hand, Fn1 of test numbers 2, 3, and 6 was lower than YS / 150. Therefore, the SSC resistance was low.

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。 The Mn content of test number 16 was too high. Furthermore, cold drawing was not performed and YS was low. That is, sufficient strength could not be obtained.

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。 The Mn content of test numbers 17 and 18 was too high. Moreover, Fn1 was lower than YS / 150. As a result, the SSC resistance was low.

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。 The Ni content of test number 19 was too high. Moreover, Fn3 was too high. As a result, the σ phase was generated.

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。 Fn2 of test number 20 was too low. As a result, the pitting corrosion resistance was low.

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。 Test number 23 was not cold drawn and had a low YS. That is, sufficient strength could not be obtained.

試験番号３２のＦｎ３は高すぎた。その結果、σ相が生成した。 Fn3 of test number 32 was too high. As a result, the σ phase was generated.

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。 The embodiments of the present invention have been described above. However, the embodiments described above are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and the above-described embodiment can be appropriately modified and implemented without departing from the spirit of the present invention.

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。 The duplex stainless steel material according to the present invention has high strength, excellent SSC resistance and pitting corrosion resistance. It can be widely applied to applications requiring high strength, SSC resistance and pitting corrosion resistance. In particular, it is suitable as an oil well pipe for seawater injection.

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。 By mass%
C: 0.005 to 0.04%,
Si: 0.2-1.0%,
Mn: 0.1 to 2.0%,
P: 0.040% or less,
S: 0.010% or less,
Ni: 3-7%,
Cr: 23-28%,
Mo: 0.5-1.5%,
Cu: 2-4%,
N: 0.10 to 0.35%,
Al: 0.001 to 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 to 0.02% and
Rare earth element (REM): Contains 0-0.2%, the balance consists of Fe and impurities,
It has a chemical composition satisfying formulas (1) to (3) and has a chemical composition.
Duplex stainless steel having a yield strength of 655 MPa or more.
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)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formulas (1) to (3). When W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formulas (1) to (3).
The yield strength (MPa) of steel is substituted for YS in the formula (1). 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。 The duplex stainless steel material according to claim 1.
The chemical composition is
W: Duplex stainless steel containing 0.01-1.0%. 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。 The duplex stainless steel material according to claim 1 or 2.
The chemical composition is
Co: 0.01-1.0%,
V: 0.01-1.0%,
Nb: 0.005 to 0.2% and
Duplex stainless steel material containing one or more selected from the group consisting of Ti: 0.005 to 0.2%. 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。 The duplex stainless steel material according to any one of claims 1 to 3.
The chemical composition is
Ca: 0.0005-0.02%,
Mg: 0.0005-0.02%,
B: 0.0005 to 0.02% and
Rare earth element (REM): Duplex stainless steel containing one or more selected from the group consisting of 0.0005-0.2%. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の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、１００倍の光学顕微鏡にて観察し、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、１００倍の光学顕微鏡にて観察し、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。 The duplex stainless steel material according to any one of claims 1 to 4.
Duplex stainless steel whose microstructure of steel satisfies equation (4).
As / Am> 1.10 (4)
Here, As is defined by the number of austenite grains intersecting the straight line when observed with a 100x optical microscope and a straight line is drawn from the surface of the steel to a position of 0.5 mm in the thickness direction. Am is observed with a 100x optical microscope, and the thickness of duplex stainless steel is defined as t (mm), and is defined as t / 4 (mm) from the surface of the steel in the thickness direction (t / 4 + 0). .5) When a straight line is drawn to the mm position, it is defined by the number of austenite grains that intersect the straight line. 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。 The duplex stainless steel material according to any one of claims 1 to 5, wherein the duplex stainless steel material is a duplex stainless steel pipe. 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（２）及び（３）を満たす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以上であって、式（１）を満たす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。
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。 By mass%
C: 0.005 to 0.04%,
Si: 0.2-1.0%,
Mn: 0.1 to 2.0%,
P: 0.040% or less,
S: 0.010% or less,
Ni: 3-7%,
Cr: 23-28%,
Mo: 0.5-1.5%,
Cu: 2-4%,
N: 0.10 to 0.35%,
Al: 0.001 to 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 to 0.02% and
Rare earth element (REM): A step of preparing a material having a chemical composition containing 0 to 0.2%, the balance of which is Fe and impurities, and satisfying the formulas (2) and (3).
The process of manufacturing steel by hot-working the material,
A process of producing a solution heat-treated material by performing a solution heat treatment on the steel material, and
Manufacture of a duplex stainless steel material comprising a step of cold-working the solution heat-treated material to produce a duplex stainless steel material having a yield strength of 655 MPa or more and satisfying the formula (1). Method.
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)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formulas (1) to (3). When W is not contained, "0" is substituted for "W" in the formulas (1) to (3).
The yield strength (MPa) of steel is substituted for YS in the formula (1).
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BR112021003350B8 (en) * 2018-08-31 2023-12-19 Jfe Steel Corp Seamless duplex stainless steel tube and method for manufacturing the same
CN113646457B (en) * 2019-03-29 2022-10-25 日铁不锈钢株式会社 Clad steel sheet and method for manufacturing same
US20230090536A1 (en) * 2020-02-27 2023-03-23 Jfe Steel Corporation Stainless steel pipe and method for manufacturing same
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CN113652602A (en) * 2021-07-07 2021-11-16 上海大学 High-performance duplex stainless steel wire rope alloy material and preparation method thereof
JP7256435B1 (en) * 2021-09-29 2023-04-12 日本製鉄株式会社 duplex stainless steel
JP7364955B1 (en) 2022-07-04 2023-10-19 日本製鉄株式会社 Duplex stainless steel material
WO2024085155A1 (en) * 2022-10-18 2024-04-25 日本製鉄株式会社 Duplex stainless steel material
CN116145052A (en) * 2023-02-08 2023-05-23 江苏天隆铸锻有限公司 Double-phase stainless steel with good low-temperature impact toughness and preparation process thereof
CN115948635B (en) * 2023-03-09 2023-05-09 太原科技大学 Copper-containing antibacterial stainless steel and surface treatment process thereof

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002339042A (en) * 2001-05-17 2002-11-27 Hitachi Metals Ltd Duplex stainless steel for shaft having excellent pitting corrosion resistance
JP5211841B2 (en) * 2007-07-20 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 Manufacturing method of duplex stainless steel pipe
ES2708945T3 (en) * 2009-01-19 2019-04-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Procedure to produce a duplex stainless steel pipe
EP2476771B1 (en) * 2009-09-10 2015-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Two-phase stainless steel
AU2012218661B2 (en) * 2011-02-14 2015-04-30 Nippon Steel Corporation Duplex stainless steel
MX355892B (en) * 2011-02-14 2018-05-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Duplex stainless steel, and process for production thereof.

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