WO2012111536A1 - 二相ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

二相ステンレス鋼およびその製造方法 Download PDF

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大介 元家
昌彦 濱田
尚 天谷
展公 長山
健太 山田
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住友金属工業株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a duplex stainless steel and a manufacturing method thereof, and more particularly to a duplex stainless steel suitable as a steel material for a line pipe and a manufacturing method thereof.
  • Oil and natural gas produced from oil and gas fields contain associated gas.
  • the accompanying gas contains a corrosive gas such as carbon dioxide (CO 2 ) and hydrogen sulfide (H 2 S).
  • a line pipe conveys the above-mentioned accompanying gas while conveying oil and natural gas. Therefore, in a line pipe, stress corrosion cracking (SCC), sulfide stress corrosion cracking (SSC), and overall corrosion cracking that causes a reduction in wall thickness are problems. Therefore, excellent corrosion resistance is required for stainless steel for line pipes.
  • Duplex stainless steel has excellent corrosion resistance. Therefore, duplex stainless steel is used for line pipes.
  • the duplex stainless steel for line pipes is required to have excellent yield strength and toughness.
  • Techniques aimed at improving the strength and toughness of the duplex stainless steel are disclosed in JP-A-10-60598, JP-A-10-60526, JP-A-7-268552, and JP-A-6-184699. No. 6-145903, Japanese Patent No. 2726591 and Japanese Patent No. 3155431.
  • the duplex stainless steel disclosed in JP-A-10-60598 and JP-A-10-60526 contains 2 to 6% Mo and 4 to 10% W, and further contains 1 to 4% Cu. Containing.
  • the duplex stainless steel is described as having excellent strength by aging heat treatment at 480 ° C. for 4 hours.
  • duplex stainless steel cast disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 7-268552 contains 0.1 to 2% C and 2% or less Cu. It is described that duplex stainless steel has high strength by performing precipitation hardening heat treatment at 600 to 700 ° C.
  • the duplex stainless steel disclosed in JP-A-6-184699 is made of a cast material.
  • the duplex stainless steel contains 0.5-4% Cu and 0.5-3% W.
  • fine Nb carbonitride and V carbonitride are dispersed by performing precipitation hardening heat treatment at 600 to 700 ° C. This describes that high strength can be obtained.
  • the duplex stainless steel disclosed in JP-A-6-145903 is made of a cast material.
  • the duplex stainless steel contains 0.5-4% Cu, 0.5-3% W, and 0.1-0.5% Ta.
  • Cu and W are solid-solved in ferrite and strengthen the ferrite.
  • Ta forms carbides and finely disperses in ferrite, increasing the strength. Thereby, it is described that the duplex stainless steel has an excellent corrosion display strength.
  • duplex stainless steel disclosed in Japanese Patent No. 2726591 contains 1 to 4% Cu and 2% or less W.
  • the duplex stainless steel is precipitation strengthened by precipitating Cu by a precipitation strengthening treatment at 600 to 700 ° C. Thereby, duplex stainless steel is described as having excellent strength.
  • the duplex stainless steel cast member disclosed in Japanese Patent No. 3155431 contains 2.6 to 3.5% Cu and is aged at 480 ° C. for 4 hours.
  • Japanese Patent No. 3155431 describes that the strength of steel is improved by precipitation strengthening of Cu.
  • the duplex stainless steel described in the above patent document may not be able to achieve both excellent strength and excellent toughness.
  • excellent strength may not be obtained.
  • excellent toughness may not be obtained due to excessive precipitation of carbides.
  • JP-A-7-268552, JP-A-6-184699, and JP-A-2726591 excellent strength and toughness may not be obtained.
  • JP-A-6-145903 coarse carbides are formed by Ta, and excellent toughness may not be obtained.
  • Japanese Patent No. 3155431 an excellent strength may not be obtained.
  • An object of the present invention is to provide a duplex stainless steel having high strength and high toughness.
  • the stainless steel according to the present invention is, in mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.20 to 1.00%, Mn: 8.00% or less, P: 0.040% or less, S: 0.00. 0100% or less, Cu: more than 2.00% and 4.00% or less, Ni: 4.00 to 8.00%, Cr: 20.0 to 30.0%, Mo: 0.50% to 2.00 %, N: 0.100 to 0.350% and sol. Al: 0.040% or less is contained, and the balance has a chemical composition composed of Fe and impurities, and a structure in which the ferrite ratio is 30 to 70% and the hardness of the ferrite is 300 Hv 10 gf or more.
  • the duplex stainless steel according to the present invention has high strength and high toughness.
  • the chemical composition of the above-mentioned duplex stainless steel contains one or more elements selected from at least one of the following first to third groups instead of a part of Fe. Also good.
  • Group 1 V: 1.50% or less
  • Group 2 Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.02% or less, and B: 0.0200% or less
  • Group 3 Rare earth elements (REM): 0. 2000% or less
  • the duplex stainless steel according to the present invention is solution-treated at 980 to 1200 ° C. and further subjected to aging heat treatment at 460 to 630 ° C.
  • the production method of the duplex stainless steel material according to the present invention is, in mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.20 to 1.00%, Mn: 8.00% or less, P: 0.040% or less.
  • Al a step of producing a duplex stainless steel material containing 0.040% or less, the balance being Fe and impurities, and a solution treatment of the produced duplex stainless steel material at 980 to 1200 ° C. And a aging heat treatment at 460 to 630 ° C. for the solution-treated duplex stainless steel material.
  • FIG. 1A is a diagram showing the relationship between the aging heat treatment temperature and the yield strength of the duplex stainless steel.
  • FIG. 1B is a diagram showing the relationship between the aging heat treatment temperature and the toughness of the duplex stainless steel.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the aging heat treatment temperature and the ferrite hardness and austenite hardness in the duplex stainless steel.
  • % of the element content means mass%.
  • the present inventors have conducted various experiments and detailed studies, and obtained the following knowledge.
  • FIG. 1A is a diagram showing the relationship between the aging heat treatment temperature (° C.) and the yield strength (MPa) of the duplex stainless steel.
  • FIG. 1A was obtained by the following method.
  • a duplex stainless steel having the same chemical composition as steel A in Table 1 described later was melted.
  • An ingot was produced by casting the melted duplex stainless steel. Each manufactured ingot was heated to 1250 ° C. The heated ingot was hot forged to produce a plate material. The manufactured plate was again heated to 1250 ° C. The heated plate was hot rolled to produce a plurality of steel plates. The surface temperature of the steel material during rolling was 1050 ° C.
  • the solution treatment was performed at 1070 ° C. on the manufactured plurality of steel plates. At this time, the soaking time was 5 minutes. After the solution treatment, aging heat treatment was performed on the plurality of steel plates at various aging heat treatment temperatures. The soaking time of the aging heat treatment was 30 minutes. The yield strength (MPa) of the heat-treated steel sheet was measured. At this time, 0.2% offset proof stress based on ASTM A370 was defined as yield strength (MPa). Based on the yield strength obtained, FIG. 1A was created.
  • the yield strength graph G YS of the duplex stainless steel shows an upwardly convex shape having a peak near the aging heat treatment temperature of 550 ° C. More specifically, the yield strength increases as the aging heat treatment temperature increases until the aging heat treatment temperature reaches 550 ° C. On the other hand, when the aging heat treatment temperature exceeds 550 ° C., the yield strength decreases as the aging heat treatment temperature increases. As shown in FIG. 1A, when the aging heat treatment temperature is 460 to 630 ° C., the yield strength of the duplex stainless steel is 550 MPa or more. Further, when the aging heat treatment temperature is 480 to 600 ° C., the yield strength of the duplex stainless steel becomes 580 MPa or more.
  • FIG. 1B is a diagram showing the relationship between the aging heat treatment temperature and the absorbed energy (vE0) of the duplex stainless steel obtained by the Charpy impact test at 0 ° C.
  • FIG. 1B was obtained by the following method.
  • a full-size V-notch specimen (width 10 mm, thickness 10 mm, length 55 mm, notch depth 2 mm) was collected from each steel plate produced when creating FIG. 1A.
  • the Charpy impact test was implemented at 0 degreeC using the extract
  • the absorbed energy vE0 of the duplex stainless steel gradually decreases with the aging heat treatment temperature when the aging heat treatment temperature is 630 ° C. or lower.
  • the toughness of the duplex stainless steel rapidly decreases as the aging heat treatment temperature increases. That is, the absorbed energy vE0 has an inflection point when the aging heat treatment temperature is around 630 ° C.
  • the absorbed energy vE0 is as high as 100 J or higher.
  • the absorbed energy vE0 of the duplex stainless steel is 150 J or more.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the aging heat treatment temperature and the Vickers hardness (Hv 10 gf ) of the ferrite phase and austenite phase in the duplex stainless steel.
  • FIG. 2 was obtained by the following method.
  • Samples for observing the structure were collected from each steel plate produced when creating FIG. 1A. After the collected sample was mechanically polished, the polished sample was electrolytically etched in a 30% KOH solution. The etched sample surface was observed using an optical microscope, and a ferrite phase and an austenite phase were confirmed. Arbitrary 10 points were selected from the confirmed ferrite phase. Vickers hardness according to JISZ2244 was measured at 10 selected points. The test force at the time of measurement was 98.07 N (the hardness symbol is “Hv 10 gf ”). The average of 8 points obtained by removing the maximum value and the minimum value from the measured Vickers hardness was defined as the hardness of the ferrite. Similarly, arbitrary 10 points were selected from the confirmed austenite phase. Vickers hardness was measured at the 10 selected points in the same manner as the ferrite phase. The average of 8 points obtained by removing the maximum value and the minimum value from the measured Vickers hardness was defined as the hardness of austenite.
  • the ferrite phase hardness graph GFH has the same shape as the yield strength of the duplex stainless steel shown in FIG. 1A. Specifically, the curve GFH shows an upwardly convex shape having a peak near the aging heat treatment temperature of 550 ° C.
  • the hardness of the ferrite phase is 300 Hv 10 gf or more when the aging heat treatment temperature is 460 to 630 ° C. Furthermore, when the aging heat treatment temperature is 480 to 600 ° C., the hardness of the ferrite phase is 315 Hv 10 gf or more.
  • the graph GAH indicating the hardness of the austenite phase is substantially constant at 245 to 250 MPa even when the aging heat treatment temperature is increased.
  • the yield strength of the duplex stainless steel decreases (see FIG. 1A). Furthermore, if the aging heat treatment temperature is too high, ⁇ phase, Mo carbide and Cr carbide are generated in the steel, and the toughness of the duplex stainless steel is reduced (see FIG. 1B).
  • the aging heat treatment temperature is 460 to 630 ° C.
  • the ferrite ratio in the steel is 30 to 70%, and a sufficient amount of fine Cu is precipitated in the ferrite. Therefore, as shown in FIG. 2, the ferrite hardness is 300 Hv 10 gf or more.
  • the strength of the duplex stainless steel becomes 550 MPa or more. Furthermore, if it is the above-mentioned temperature range, since the production
  • the duplex stainless steel according to the present invention has the following chemical composition.
  • C 0.030% or less Carbon (C) stabilizes austenite.
  • C Carbon
  • Mo carbides in particular reduce the toughness of the steel. Therefore, the C content is 0.030% or less.
  • a preferable upper limit of the C content is further 0.020%, and a more preferable C content is less than 0.020%.
  • Si 0.20 to 1.00%
  • Silicon (Si) suppresses the decrease in fluidity of the molten metal during welding and suppresses the generation of weld defects.
  • the Si content is 0.20 to 1.00%.
  • the upper limit with preferable Si content is further 0.80%, More preferably, it is 0.65%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.30% further, More preferably, it is 0.35%.
  • Mn 8.00% or less
  • Manganese (Mn) desulfurizes and deoxidizes steel and improves the hot workability of steel. Mn further increases the solubility of nitrogen (N). On the other hand, if Mn is contained excessively, the corrosion resistance decreases. Therefore, the Mn content is 8.00% or less.
  • the upper limit with preferable Mn content is further 7.50%, More preferably, it is 5.00%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.03%, More preferably, it is 0.05%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P decreases the corrosion resistance and toughness of the steel. Therefore, it is preferable that the P content is small.
  • the P content is 0.040% or less.
  • P content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less.
  • S 0.0100% or less Sulfur (S) is an impurity. S decreases the hot workability of steel. S further forms sulfides. Since sulfide is a starting point of pitting corrosion, it reduces the pitting corrosion resistance of steel. Therefore, it is preferable that the S content is small.
  • the S content is 0.0100% or less.
  • the preferable S content is 0.0050% or less, more preferably 0.0010% or less.
  • Cu more than 2.00% and 4.00% or less Copper (Cu) reinforces the passive film and enhances corrosion resistance including SCC resistance. Further, Cu precipitates finely in ferrite by aging heat treatment. The deposited Cu increases the hardness of the ferrite and increases the strength of the steel. Further, Cu precipitates extremely finely in the base metal even during high heat input welding, and suppresses the precipitation of the ⁇ phase at the ferrite / austenite phase boundary. On the other hand, if Cu is contained excessively, the hot workability of the steel is lowered. Therefore, the Cu content is more than 2.00% and 4.00% or less. The minimum with preferable Cu content is further 2.20%, More preferably, it is 2.40%.
  • Ni 4.00 to 8.00%
  • Nickel (Ni) stabilizes austenite. Ni further increases the toughness of the steel and the corrosion resistance including the SCC resistance of the steel.
  • Ni is excessively contained, an intermetallic compound represented by the ⁇ phase is likely to be generated. Therefore, the Ni content is 4.00 to 8.00%.
  • the minimum with preferable Ni content is 4.20%, More preferably, it is 4.50%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 7.50%, More preferably, it is 7.00%.
  • Chromium (Cr) increases the corrosion resistance of steel.
  • Cr increases the SCC resistance of steel.
  • an intermetallic compound represented by the ⁇ phase is generated.
  • Cr carbide is generated.
  • the sigma phase and Cr carbide reduce the toughness of the steel and the hot workability. Therefore, the Cr content is 20.0 to 30.0%.
  • the minimum with preferable Cr content is 22.0%, More preferably, it is 24.0%.
  • the upper limit with preferable Cr content is further 28.0%, More preferably, it is 27.0%.
  • Mo Molybdenum
  • Mo improves the SCC resistance of steel.
  • Mo an intermetallic compound typified by a ⁇ phase is generated.
  • the ⁇ phase reduces the toughness, weldability and hot workability of steel.
  • Mo carbide is further generated.
  • Mo carbide reduces the toughness of steel. Therefore, the Mo content is 0.50% or more and less than 2.00%.
  • the minimum of preferable Mo content is 0.80%, More preferably, it is 1.00%.
  • N 0.100 to 0.350%
  • Nitrogen (N) is a strong austenite forming element and enhances the thermal stability and corrosion resistance of steel.
  • the duplex stainless steel according to the present invention contains Cr and Mo which are ferrite forming elements. Considering the balance between the ferrite content and the austenite content in the duplex stainless steel, the N content is 0.100% or more.
  • the N content is 0.100 to 0.350%.
  • the minimum with preferable N content is 0.120%, More preferably, it is 0.150%.
  • Al aluminum (Al) deoxidizes steel. On the other hand, if Al is contained excessively, aluminum nitride (AlN) is formed, and the toughness and corrosion resistance of the steel are lowered. Therefore, the Al content is 0.040% or less.
  • the Al content referred to in the present specification means the content of acid-soluble Al (sol. Al). In the present invention, Al is an essential element.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.003%, and more preferably 0.005%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.035%, More preferably, it is 0.030%.
  • the balance of the duplex stainless steel according to the present invention consists of Fe and impurities.
  • the impurities here mean ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in due to various factors in the manufacturing process.
  • W is an impurity.
  • W promotes the formation of the ⁇ phase.
  • W further forms carbides.
  • the sigma phase and the W carbide reduce the toughness of the steel. Therefore, in the present invention, W is an impurity, and the W content is 0.1% or less.
  • the chemical composition of the duplex stainless steel according to the present invention may contain one or more elements selected from at least one of the following first to third groups, instead of Fe: . That is, the elements of the first group to the third group are selective elements that can be contained as necessary.
  • Group 1 V: 1.50% or less
  • Group 2 Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.02% or less
  • B 0.0200% or less
  • Group 3 Rare earth elements (REM): 0. 2000% or less
  • V Vanadium
  • V is a selective element.
  • V enhances the corrosion resistance of the duplex stainless steel, and particularly enhances the corrosion resistance in an acidic environment. More specifically, if V is contained together with Mo and Cu, the crevice corrosion resistance of the steel is increased. On the other hand, if V is contained excessively, the amount of ferrite in the steel excessively increases and the corrosion resistance of the steel decreases. Therefore, the V content is 1.50% or less, preferably less than 1.50%. If V content is 0.05% or more, the said effect will be acquired notably. However, even if the V content is less than 0.05%, the above effect can be obtained to some extent.
  • the upper limit with preferable V content is further 0.50%, More preferably, it is 0.10%.
  • the S content of the duplex stainless steel according to the present invention is low. Therefore, even if Ca, Mg and B are not contained, the hot workability of steel is high. However, for example, when producing a seamless steel pipe by a tilt rolling method, higher hot workability may be required. When one or more selected from the group consisting of Ca, Mg and B are contained, higher hot workability can be obtained.
  • non-metallic inclusions such as oxides and sulfides of Ca, Mg and B
  • the Ca content is 0.0200% or less
  • the Mg content is 0.02% or less
  • the B content is 0.0200% or less.
  • the content of at least one of Ca, Mg and B or the total content of two or more is S (mass%) + 1/2 ⁇ O (mass%) or more. Is preferred. However, the above effect can be obtained to some extent if at least one or more of Ca, Mg and B are contained.
  • the total content of these elements is 0.04% or less.
  • the total content of these elements is 0.06% or less.
  • Rare earth element (REM) 0.2000% or less
  • Rare earth element (REM) is a selective element. REM, like Ca, Mg, and B, fixes S and O (oxygen) in steel and improves hot workability of steel.
  • the REM content is 0.2000% or less.
  • the REM content is preferably S (mass%) + 1/2 ⁇ O (mass%) or more. However, if REM is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent.
  • REM is a generic name including 15 lanthanoid elements, Y and Sc. One or more of these elements are contained. The content of REM means the total content of one or more elements described above.
  • the structure of the duplex stainless steel according to the present invention is composed of ferrite and austenite, and the balance is precipitates and inclusions.
  • the ferrite ratio is 30 to 70%.
  • the ferrite ratio is a ferrite area ratio and is measured by the following method. A sample is taken from any point of the duplex stainless steel. After the collected sample is mechanically polished, the polished sample is electrolytically etched in a 30% KOH solution. The etched sample surface is observed using an optical microscope. At this time, the ferrite rate is measured by a point count method according to ASTM E562.
  • the hardness of the ferrite is 300 Hv 10 gf or more.
  • the hardness of the ferrite is determined by the following method. Of the samples used for the above-described structure observation, 10 points in arbitrary ferrite are selected. At the selected 10 points, the Vickers hardness according to JISZ2244 is measured. The test force at the time of measurement is 98.07 N (the hardness symbol is “Hv 10 gf ”). The average of 8 points excluding the maximum value and the minimum value of the measured Vickers hardness is defined as the hardness of the ferrite.
  • the ferrite ratio When the ferrite ratio is less than 30%, the duplex stainless steel cannot obtain a sufficient yield strength. Specifically, the yield strength of the duplex stainless steel is less than 550 MPa. On the other hand, when the ferrite ratio exceeds 70%, the toughness of the duplex stainless steel becomes too low. Therefore, the upper limit of the ferrite rate is 70%.
  • the duplex stainless steel cannot obtain a sufficient yield strength unless Cu is sufficiently precipitated in the ferrite. Specifically, even if the ferrite ratio is 30 to 70%, if the ferrite hardness is less than 300 Hv 10 gf , the yield strength of the duplex stainless steel is less than 550 MPa.
  • duplex stainless steel has excellent strength. Furthermore, if the ferrite ratio is 30 to 70%, the duplex stainless steel has excellent toughness. When the ferrite ratio is 30 to 70% and the ferrite hardness is 300 Hv 10 gf or more, the yield strength of the duplex stainless steel is 550 MPa or more, and the absorbed energy vE0 is 100 J or more.
  • the ferrite hardness is 315 Hv 10 gf or more.
  • the yield strength of the duplex stainless steel is 580 MPa or more.
  • a duplex stainless steel having the above chemical composition is melted.
  • the duplex stainless steel may be melted by an electric furnace or by an Ar—O 2 mixed gas bottom blowing decarburization furnace (AOD furnace).
  • the duplex stainless steel may also be melted by a vacuum decarburization furnace (VOD furnace).
  • the melted duplex stainless steel may be manufactured into an ingot by an ingot forming method, or may be manufactured into a slab (slab, bloom or billet) by a continuous casting method.
  • duplex stainless steel material is, for example, a duplex stainless steel plate or a duplex stainless steel pipe.
  • the duplex stainless steel sheet is manufactured, for example, by the following method.
  • the manufactured ingot or slab is hot-worked to manufacture a duplex stainless steel sheet.
  • Hot working is, for example, hot forging or hot rolling.
  • the duplex stainless steel pipe is manufactured, for example, by the following method.
  • a billet is manufactured by hot-working the manufactured ingot, slab or bloom.
  • the manufactured billet is hot-worked to produce a duplex stainless steel pipe.
  • Hot working is, for example, piercing and rolling by the Mannesmann method. Hot extrusion may be performed as hot working, or hot forging may be performed.
  • the manufactured duplex stainless steel pipe may be a seamless pipe or a welded steel pipe.
  • duplex stainless steel pipe is a welded steel pipe
  • the above duplex stainless steel pipe is bent into an open pipe. Both end surfaces in the longitudinal direction of the open pipe are welded by a known welding method such as a submerged arc welding method to produce a welded steel pipe.
  • Solution treatment is performed on the manufactured duplex stainless steel. Specifically, the duplex stainless steel material is charged into a heat treatment furnace and soaked at a solution treatment temperature of 980 to 1200 ° C. After soaking, the duplex stainless steel is quenched by water cooling or the like. A preferable soaking time in the solution treatment is 2 to 60 minutes.
  • aging heat treatment is performed on the duplex stainless steel material. Specifically, a duplex stainless steel material is charged into a heat treatment furnace. Then, soaking is performed at an aging heat treatment temperature of 460 to 630 ° C. After soaking, the duplex stainless steel is air-cooled. A preferable soaking time in the aging heat treatment is 2 to 60 minutes.
  • the ferrite ratio of the duplex stainless steel is adjusted to 30 to 70%. Further, the ferrite hardness is 300 Hv 10 gf or more. As a result, the duplex stainless steel obtains excellent yield strength and toughness.
  • a preferred solution treatment temperature is 1050 to 1150 ° C.
  • a preferred aging heat treatment temperature is 480 to 600 ° C.
  • the ferrite ratio is 35 to 55%
  • the ferrite hardness is 315 Hv 10 gf or more.
  • the yield strength of the duplex stainless steel becomes 580 MPa or more.
  • a more preferable aging heat treatment temperature is higher than 480 ° C. and not higher than 600 ° C., more preferably 500 to 600 ° C.
  • Duplex stainless steels having various chemical compositions were melted using a 150 kg capacity vacuum melting furnace.
  • a plurality of duplex stainless steel sheets were produced under various production conditions using the melted duplex stainless steel.
  • the yield strength and toughness of the manufactured steel sheet were investigated.
  • the chemical composition of Steel A to Steel F was within the range of the chemical composition of the present invention.
  • the chemical composition of Steel X to Steel Z was outside the range of the chemical composition of the present invention.
  • the Cr content of Steel X was less than the lower limit of the Cr content of the present invention.
  • the Cu content of steel Y was less than the lower limit of the Cu content of the present invention.
  • the Cu content of steel Z was less than the lower limit of the Cu content of the present invention.
  • Mo content of steel Z exceeded the upper limit of Mo content of the present invention.
  • Ingots were produced by casting molten duplex stainless steel.
  • the manufactured ingot was heated to 1250 ° C.
  • the heated ingot was hot forged to produce a plate material.
  • the manufactured plate was again heated to 1250 ° C.
  • the heated plate material was hot-rolled to produce a plurality of steel plates having a thickness of 15 mm.
  • the surface temperature of the steel material during rolling was 1050 ° C.
  • a plurality of manufactured steel sheets were subjected to solution treatment and aging heat treatment, and steel sheets with test numbers 1 to 15 in Table 2 were manufactured.
  • the solution treatment was carried out on the steel plates of each test number.
  • the solution treatment temperature (° C.) was as shown in Table 2, and the soaking time was 5 minutes for all test numbers. More specifically, each steel plate was charged into a heat treatment furnace and then held at a solution treatment temperature (° C.) shown in Table 2 for 5 minutes. Then, each steel plate was taken out from the heat treatment and cooled with water until the surface temperature of the steel plate reached ordinary temperature (25 ° C.).
  • aging heat treatment was performed on the steel sheet.
  • the aging heat treatment temperature (° C.) was as shown in Table 2, and the soaking time was 30 minutes for all test numbers. More specifically, each steel plate was charged into a heat treatment furnace and then held at the aging heat treatment temperature (° C.) shown in Table 2 for 30 minutes. Then, each steel plate was taken out from the heat treatment furnace and air-cooled until the surface temperature of the steel plate reached normal temperature (25 ° C.).
  • the ferrite rate of the steel sheet of each test number was determined by the following method. A specimen for structure observation was taken from each steel plate. The collected specimen was mechanically polished, and the polished specimen was electrolytically etched in a 30% KOH solution. The surface of the sample after etching was observed using an optical microscope (400 times). At this time, the area of the observed region was about 2000 ⁇ m 2 . The ferrite percentage (%) was determined within the observed region. The ferrite ratio was determined by a point count method based on ASTM E562.
  • the ferrite hardness of each test number steel sheet was determined by the following method. Ten points in arbitrary ferrite were selected from the observation region of the above-described specimen for tissue observation. At each selected point, the Vickers hardness according to JISZ2244 was measured. The test force at the time of measurement was 98.07N. The average of 8 points excluding the maximum and minimum values of the measured Vickers hardness was defined as the ferrite hardness (Hv 10 gf ).
  • yield strength and tensile strength test A round bar tensile test piece was taken from each test number steel plate. The outer diameter of the round bar tensile test piece was 6.35 mm, and the parallel part length was 25.4 mm. The parallel part extended in the rolling direction of the steel sheet. A tensile test was performed at room temperature on the collected round bar test pieces, and yield strength YS (MPa) and tensile strength TS (MPa) were obtained. The 0.2% offset proof stress based on ASTM A370 was defined as the yield strength YS (MPa).
  • the chemical compositions of the steel plates with test numbers 1 to 8 were within the scope of the present invention. Further, the solution treatment temperature and the aging heat treatment temperature of the steel plates of Test Nos. 1 to 8 were within the scope of the present invention. Therefore, the ferrite ratios of the steel sheets with test numbers 1 to 8 were in the range of 30 to 70%, and the ferrite hardness was 300 Hv 10 gf or more. As a result, the yield strength YS of the steel plates with test numbers 1 to 8 was 550 MPa or more, and more specifically, 580 MPa or more. Further, the absorbed energy vE0 at 0 ° C. of the steel plates of test numbers 1 to 8 was 100 J or more.
  • the chemical composition of the steel plate of test number 9 was within the scope of the present invention, but the aging heat treatment temperature was 450 ° C., which was lower than the lower limit of the aging heat treatment temperature of the present invention. Therefore, the yield strength YS of the steel plate of test number 9 was less than 550 MPa. It is presumed that the amount of Cu sufficient to increase the strength of the entire ferrite did not precipitate because the aging heat treatment temperature was too low.
  • the chemical composition of the steel plate of test number 10 was within the range of the present invention, the aging heat treatment temperature was 700 ° C., which exceeded the upper limit of the present invention. Therefore, the ferrite hardness of the steel sheet of test number 10 was less than 300 Hv 10 gf , and the yield strength YS was 550 MPa or less. It is presumed that because the aging heat treatment temperature was too high, Cu was dissolved in ferrite and the amount of Cu precipitation was low.
  • the absorbed energy vE0 of the steel plate of test number 10 was less than 100J. It is presumed that because the aging heat treatment temperature was too high, a large amount of ⁇ phase, Mo carbide, and Cr carbide precipitated.
  • the Cr content of the steel plate of test number 11 was less than the lower limit of the Cr content of the present invention. Therefore, the ferrite rate was less than 30%, and the yield strength YS was less than 550 MPa. It is estimated that the yield strength YS was low because the ferrite rate was too small.
  • the Cu content of the steel plate of test number 12 was less than the lower limit of the Cu content of the present invention. Therefore, the ferrite hardness was less than 300 Hv 10 gf , and the yield strength YS was less than 550 MPa. It is presumed that the amount of Cu deposited in the ferrite was small because the Cu content was too small.
  • the Cu content of the steel plate of test number 13 was less than the lower limit of the Cu content of the present invention. Furthermore, the Mo content of the steel plate of test number 13 exceeded the upper limit of the Mo content of the present invention. Therefore, the yield strength YS was less than 550 MPa, and the absorbed energy vE0 was less than 100J. Since the Cu content was too small, the amount of Cu precipitation was small, and it was estimated that the yield strength YS was low. Furthermore, since there was too much Mo content, it is estimated that the (sigma) phase and Mo carbide precipitated abundantly and toughness was low.
  • the chemical composition of the steel plate of test number 14 was within the scope of the present invention, and the solution treatment temperature was also within the scope of the present invention.
  • the steel sheet of test number 14 was not subjected to aging heat treatment. Therefore, the ferrite hardness was less than 300 Hv 10 gf , and the yield strength was less than 550 MPa.
  • the chemical composition of the steel plate of test number 15 was within the range of the present invention, the aging heat treatment temperature was 700 ° C., which exceeded the upper limit of the present invention. Therefore, the ferrite rate of the steel sheet of test number 15 was less than 30%, the ferrite hardness was less than 300 Hv 10 gf , and the yield strength was less than 550 MPa. It is presumed that the target performance was not satisfied because the aging heat treatment temperature was too high and the ferrite rate was too low.
  • duplex stainless steel according to the present invention is widely applicable in fields where high strength and high toughness are required.
  • the duplex stainless steel according to the present invention is applicable as a steel material for line pipes.

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Abstract

　高強度及び高靭性を有する二相ステンレス鋼を提供する。本発明によるステンレス鋼は、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と、フェライト率が３０～７０％であり、前記フェライトの硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ以上である組織とを有する。

Description

二相ステンレス鋼およびその製造方法
　本発明は、二相ステンレス鋼及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、ラインパイプ用の鋼材として好適な二相ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
　油田、ガス田から産出される石油及び天然ガスは、随伴ガスを含有する。随伴ガスは、炭酸ガス（ＣＯ２）及び硫化水素（Ｈ２Ｓ）等の腐食性ガスを含有する。ラインパイプは、石油や天然ガスを輸送するとともに、上述の付随ガスを搬送する。そのため、ラインパイプでは、応力腐食割れ（Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＳＣＣ）、硫化物応力腐食割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＳＳＣ）、及び、肉厚減少の原因となる全面腐食割れが問題になる。したがって、ラインパイプ用のステンレス鋼では、優れた耐食性が要求される。二相ステンレス鋼は、優れた耐食性を有する。そのため、二相ステンレス鋼は、ラインパイプに利用される。
　ラインパイプ用の二相ステンレス鋼ではさらに、上述の耐食性に加えて、優れた降伏強度及び靭性が要求される。二相ステンレス鋼の強度及び靭性の向上を目的とした技術は、特開平１０－６０５９８号公報、特開平１０－６０５２６号公報、特開平７－２６８５５２号公報、特開平６－１８４６９９号公報、特開平６－１４５９０３号公報、特許第２７２６５９１号及び特許第３１５５４３１号に開示されている。
　特開平１０－６０５９８号公報及び特開平１０－６０５２６号公報に開示された二相ステンレス鋼は、２～６％のＭｏ及び４～１０％のＷを含有し、さらに、１～４％のＣｕを含有する。二相ステンレス鋼は、４８０℃で４時間時効熱処理されることにより、優れた強度を有すると記載されている。
　特開平７－２６８５５２号公報に開示された二相ステンレス鋳鋼は、０．１～２％のＣと、２％以下のＣｕとを含有する。二相ステンレス鋳鋼は、６００～７００℃で析出硬化熱処理を行うことにより、高い強度を得ると記載されている。
　特開平６－１８４６９９号公報に開示された二相ステンレス鋼は、鋳造材からなる。二相ステンレス鋼は、０．５～４％のＣｕと、０．５～３％のＷとを含有する。二相ステンレス鋼は、６００～７００℃で析出硬化熱処理を行うことにより、微細なＮｂ炭窒化物やＶ炭窒化物が分散する。これにより、高い強度が得られると記載されている。
　特開平６－１４５９０３号公報に開示された二相ステンレス鋼は、鋳造材からなる。二相ステンレス鋼は、０．５～４％のＣｕと、０．５～３％のＷと、０．１～０．５％のＴａとを含有する。ＣｕとＷとはフェライトに固溶してフェライトを強化する。Ｔａは炭化物を形成し、フェライト中に微細分散し、強度を高める。これにより、二相ステンレス鋼は優れた腐食披露強度を有すると記載されている。
　特許第２７２６５９１号に開示された二相ステンレス鋼は、１～４％のＣｕと、２％以下のＷとを含有する。二相ステンレス鋼は、６００～７００℃の析出強化処理により、Ｃｕを析出して析出強化される。これにより、二相ステンレス鋼は、優れた強度を有すると記載されている。
　特許第３１５５４３１号に開示された二相ステンレス鋳造部材は、２．６～３．５％のＣｕを含有し、４８０℃で４時間時効熱処理される。特許第３１５５４３１号では、Ｃｕの析出強化により、鋼の強度が向上すると記載されている。
　しかしながら、上記の特許文献に記載された二相ステンレス鋼は、優れた強度と優れた靭性とを両立することができない場合がある。具体的には、特開平１０－６０５９８号公報及び特開平１０－６０５２６号公報では、優れた強度が得られない場合がある。さらに、特開平１０－６０５９８号公報及び特開平１０－６０５２６号公報では、炭化物の過剰な析出により、優れた靭性が得られない場合がある。特開平７－２６８５５２号公報、特開平６－１８４６９９号公報及び特許第２７２６５９１号では、優れた強度及び靭性が得られない場合がある。特開平６－１４５９０３号公報では、Ｔａにより粗大な炭化物が形成され、優れた靭性が得られない場合がある。特許第３１５５４３１号では、優れた強度が得られない場合がある。
　本発明の目的は、高強度及び高靭性を有する二相ステンレス鋼を提供することである。
　本発明によるステンレス鋼は、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と、フェライト率が３０～７０％であり、前記フェライトの硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ以上である組織とを有する。
　本発明による二相ステンレス鋼は、高強度及び高靭性を有する。
　上述の二相ステンレス鋼の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、以下の第１群～第３群のうちの少なくとも１群から選択される１種又は２種以上の元素を含有してもよい。
　第１群：Ｖ：１．５０％以下
　第２群：Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２％以下及びＢ：０．０２００％以下
　第３群：希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
　好ましくは、本発明による二相ステンレス鋼は、９８０～１２００℃で溶体化処理され、さらに、４６０～６３０℃で時効熱処理される。
　本発明による二相ステンレス鋼材の製造方法は、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二相ステンレス鋼材を製造する工程と、製造された二相ステンレス鋼材を、９８０～１２００℃で溶体化処理する工程と、溶体化処理された二相ステンレス鋼材を、４６０～６３０℃で時効熱処理する工程とを備える。
図１Ａは、時効熱処理温度と、二相ステンレス鋼の降伏強度との関係を示す図である。 図１Ｂは、時効熱処理温度と、二相ステンレス鋼の靭性との関係を示す図である。 図２は、時効熱処理温度と、二相ステンレス鋼中のフェライト硬度及びオーステナイト硬度との関係を示す図である。
　以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　本発明者らは、種々の実験と詳細な検討を行い、以下の知見を得た。
　（ａ）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二相ステンレス鋼に対して、適切な温度で溶体化処理を実施した後、適切な温度で時効熱処理を実施する。これにより、フェライト内に多数の微細Ｃｕが析出し、二相ステンレス鋼の強度が高まる。
　（ｂ）図１Ａは、時効熱処理温度（℃）と二相ステンレス鋼の降伏強度（ＭＰａ）との関係を示す図である。図１Ａは以下の方法により得られた。
　後述の表１中の鋼Ａと同じ化学組成を有する二相ステンレス鋼を溶製した。溶製された二相ステンレス鋼を鋳造してインゴットを製造した。製造された各インゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して板材を製造した。製造された板材を再び１２５０℃に加熱した。加熱された板材を熱間圧延して複数の鋼板を製造した。圧延時の鋼材の表面温度は１０５０℃であった。
　製造された複数の鋼板に対して、１０７０℃で溶体化処理を実施した。このとき、均熱時間は５分であった。溶体化処理後、複数の鋼板に対して、種々の時効熱処理温度で時効熱処理を実施した。時効熱処理の均熱時間は３０分であった。時効熱処理された鋼板の降伏強度（ＭＰａ）を測定した。このとき、ＡＳＴＭ　Ａ３７０に基づく０．２％オフセット耐力を降伏強度（ＭＰａ）と定義した。得られた降伏強度に基づいて、図１Ａを作成した。
　図１Ａを参照して、二相ステンレス鋼の降伏強度のグラフＧＹＳは、時効熱処理温度が５５０℃近傍でピークを有する上に凸の形状を示す。より具体的には、時効熱処理温度が５５０℃になるまで、時効熱処理温度の上昇とともに、降伏強度は上昇する。一方、時効熱処理温度が５５０℃を超えると、時効熱処理温度の上昇とともに、降伏強度は低下する。図１Ａに示すとおり、時効熱処理温度が４６０～６３０℃である場合、二相ステンレス鋼の降伏強度は５５０ＭＰａ以上となる。さらに、時効熱処理温度が４８０～６００℃である場合、二相ステンレス鋼の降伏強度は、５８０ＭＰａ以上になる。
　（ｃ）図１Ｂは、時効熱処理温度と、０℃におけるシャルピー衝撃試験で得られた二相ステンレス鋼の吸収エネルギ（ｖＥ０）との関係を示す図である。図１Ｂは、以下の方法で得られた。図１Ａを作成するときに製造された各鋼板から、フルサイズのＶノッチ試験片（幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍ）を採取した。採取されたＶノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に基づいて、０℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギ（ｖＥ０）を求めた。
　図１Ｂを参照して、二相ステンレス鋼の吸収エネルギｖＥ０は、時効熱処理温度が６３０℃以下の場合、時効熱処理温度とともに、徐々に低下する。そして、時効熱処理温度が６３０℃を超えると、時効熱処理温度の上昇とともに、二相ステンレス鋼の靭性は急速に低下する。つまり、吸収エネルギｖＥ０は、時効熱処理温度が６３０℃近傍で変曲点を有する。そして、時効熱処理温度が６３０℃以下において、吸収エネルギｖＥ０は、１００Ｊ以上と高い。さらに、時効熱処理温度が６００℃以下である場合、二相ステンレス鋼の吸収エネルギｖＥ０は１５０Ｊ以上である。
　（ｄ）図２は、時効熱処理温度と二相ステンレス中のフェライト相及びオーステナイト相のビッカース硬度（Ｈｖ１０ｇｆ）との関係を示す図である。図２は、以下の方法により得られた。
　図１Ａを作成するときに製造された各鋼板から、組織観察用試料を採取した。採取された試料を機械研磨した後、研磨された試料を３０％ＫＯＨ溶液中で電解エッチングした。光学顕微鏡を用いてエッチングされた試料表面を観察し、フェライト相とオーステナイト相とを確認した。確認されたフェライト相内から任意の１０点を選択した。選択された１０点において、ＪＩＳＺ２２４４に準拠したビッカース硬度を測定した。測定時の試験力は、９８．０７Ｎ（硬さ記号は「Ｈｖ１０ｇｆ」）にした。測定されたビッカース硬度から最大値と最小値とを除いた８点の平均を、フェライトの硬度と定義した。同様に、確認されたオーステナイト相内から任意の１０点を選択した。選択された１０点において、フェライト相と同様にビッカース硬度を測定した。測定されたビッカース硬度から最大値と最小値とを除いた８点の平均を、オーステナイトの硬度と定義した。
　図２を参照して、フェライト相の硬度のグラフＧＦＨは、図１Ａに示す二相ステンレス鋼の降伏強度と同様の形状を有する。具体的には、曲線ＧＦＨは、時効熱処理温度５５０℃近傍にピークを有する上に凸の形状を示す。そして、フェライト相の硬度は、時効熱処理温度が４６０～６３０℃である場合、３００Ｈｖ１０ｇｆ以上である。さらに、時効熱処理温度が４８０～６００℃である場合、フェライト相の硬度は、３１５Ｈｖ１０ｇｆ以上である。一方、オーステナイト相の硬度を示すグラフＧＡＨは、時効熱処理温度が上昇しても、２４５～２５０ＭＰａでほぼ一定である。
　（ｅ）以上の知見より、以下の事項が推定される。上述の化学組成を有する二相ステンレスに対して時効熱処理を実施する場合、時効熱処理温度が低すぎれば、鋼中のフェライト率が高くなる。この場合、単位面積当たりのフェライト中に析出するＣｕ量が少ない。そのため、二相ステンレス鋼のフェライト硬度が低くなりすぎ（図２参照）、二相ステンレス鋼の降伏強度は低下する（図１Ａ参照）。一方、時効熱処理温度が高すぎれば、鋼中のフェライト率が低くなり、かつ、フェライト中のＣｕが固溶する。そのため、フェライト硬度が低下する（図２参照）。その結果、二相ステンレス鋼の降伏強度は低下する（図１Ａ参照）。さらに、時効熱処理温度が高すぎれば、鋼中にσ相、Ｍｏ炭化物及びＣｒ炭化物が生成し、二相ステンレス鋼の靭性が低下する（図１Ｂ参照）。
　（ｆ）時効熱処理温度が４６０～６３０℃であれば、鋼中のフェライト率が３０～７０％になり、さらに、フェライト中に十分な量の微細Ｃｕが析出する。そのため、図２に示すように、フェライト硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ以上となる。その結果、図１Ａに示すように、二相ステンレスの強度が５５０ＭＰａ以上になる。さらに、上述の温度範囲であれば、σ相やＭｏ炭化物、Ｃｒ炭化物の生成を抑制できるため、図１Ｂに示すように、二相ステンレスの吸収エネルギｖＥ０が１００Ｊ以上となる。
　（ｇ）本発明による二相ステンレス鋼では、Ｍｏ含有量を少なくする。さらに、Ｗを含有しない。つまり、本発明において、Ｗは不純物である。時効熱処理を実施すれば、ＭｏやＷは鋼中でσ相などの金属間化合物及び炭化物を形成しやすくなる。σ相、並びに、Ｍｏ及びＷの炭化物は、鋼の靭性を低下する。したがって、本発明において、Ｍｏ含有量は低く抑え、Ｗは不純物である。
　以上の知見に基づいて、本発明による二相ステンレス鋼は完成された。以下、本発明による二相ステンレス鋼について説明する。
　［化学組成］
　本発明による二相ステンレス鋼は、以下の化学組成を有する。
　Ｃ：０．０３０％以下
　炭素（Ｃ）は、オーステナイトを安定化する。一方、Ｃが過剰に含有されれば、炭化物が生成されやすくなる。Ｍｏ炭化物は特に、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限はさらに、０．０２０％であり、さらに好ましいＣ含有量は、０．０２０％未満である。
　Ｓｉ：０．２０～１．００％
　珪素（Ｓｉ）は、溶接時の溶融金属の流動性の低下を抑制し、溶接欠陥の生成を抑制する。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成されやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限はさらに、０．８０％であり、さらに好ましくは、０．６５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限はさらに、０．３０％であり、さらに好ましくは、０．３５％である。
　Ｍｎ：８．００％以下
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱硫及び脱酸し、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｎはさらに、窒素（Ｎ）の溶解度を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、８．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限はさらに、７．５０％であり、さらに好ましくは、５．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．０３％であり、さらに好ましくは、０．０５％である。
　Ｐ：０．０４０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の耐食性及び靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０４０％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、鋼の熱間加工性を低下する。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ため、鋼の耐孔食性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。好ましいＳ含有量は、０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
　Ｃｕ：２．００％を超え４．００％以下
　銅（Ｃｕ）は、不動態皮膜を強化し、耐ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。Ｃｕはさらに、時効熱処理により、フェライト中に微細に析出する。析出されたＣｕは、フェライトの硬度を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕはさらに、大入熱溶接時にも母材中に極微細に析出し、フェライト／オーステナイト相境界でのσ相の析出を抑制する。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、２．００％を超え４．００％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい下限はさらに、２．２０％であり、さらに好ましくは、２．４０％である。
　Ｎｉ：４．００～８．００％
　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ＳＣＣ性を含む耐食性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成されやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、４．００～８．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、４．２０％であり、さらに好ましくは、４．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は、７．５０％であり、さらに好ましくは７．００％である。
　Ｃｒ：２０．０～３０．０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性を高める。Ｃｒは特に、鋼の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成される。さらに、Ｃｒ炭化物が生成される。σ相及びＣｒ炭化物は、鋼の靭性を低下し、熱間加工性も低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、２０．０～３０．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は、２２．０％であり、さらに好ましくは、２４．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限はさらに、２８．０％であり、さらに好ましくは２７．０％である。
　Ｍｏ：０．５０％以上２．００％未満
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の耐ＳＣＣ性を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、σ相に代表される金属間化合物が生成される。σ相は、鋼の靭性、溶接性及び熱間加工性を低下する。Ｍｏが過剰に含有されればさらに、Ｍｏ炭化物が生成される。Ｍｏ炭化物は、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０％以上２．００％未満である。好ましいＭｏ含有量の下限は、０．８０％であり、さらに好ましくは、１．００％である。
　Ｎ：０．１００～０．３５０％
　窒素（Ｎ）は、強力なオーステナイト形成元素であり、鋼の熱的安定性及び耐食性を高める。本発明による二相ステンレス鋼は、フェライト形成元素であるＣｒとＭｏとを含有する。二相ステンレス鋼内のフェライト量とオーステナイト量のバランスを考慮すれば、Ｎ含有量は０．１００％以上である。一方、Ｎが過剰に含有されれば、溶接欠陥であるブローホールが発生する。Ｎが過剰に含有されればさらに、溶接時に窒化物が生成されやすくなり、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．１００～０．３５０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．１２０％であり、さらに好ましくは、０．１５０％である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）を形成し、鋼の靭性及び耐食性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０４０％以下である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。本発明において、Ａｌは必須元素である。
　Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．００３％であり、さらに好ましくは、０．００５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０３５％であり、さらに好ましくは、０．０３０％である。
　本発明による二相ステンレス鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造工程の種々の要因により混入される元素を意味する。なお、本発明においてＷは不純物である。時効熱処理を実施する場合、Ｗはσ相の生成を促進する。Ｗはさらに、炭化物を形成する。σ相及びＷ炭化物は鋼の靭性を低下する。そのため、本発明において、Ｗは不純物であり、Ｗ含有量は、０．１％以下である。
　［選択元素について］
　本発明による二相ステンレス鋼の化学組成は、Ｆｅに代えて、以下の第１群～第３群のうちの少なくとも１群から選択される１種又は２種以上の元素を含有してもよい。つまり、第１群～第３群の元素は、必要に応じて含有可能な選択元素である。
　第１群：Ｖ：１．５０％以下
　第２群：Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２％以下及びＢ：０．０２００％以下
　第３群：希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
　以下、これらの選択元素について詳述する。
　［第１群］
　Ｖ：１．５０％以下
　バナジウム（Ｖ）は、選択元素である。Ｖは、二相ステンレス鋼の耐食性を高め、特に、酸性環境下での耐食性を高める。より具体的には、ＶがＭｏ及びＣｕと共に含有されれば、鋼の耐隙間腐食性が高まる。一方、Ｖが過剰に含有されれば、鋼中のフェライト量が過剰に増加し、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は１．５０％以下であり、好ましくは、１．５０％未満である。Ｖ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。しかしながら、Ｖ含有量が０．０５％未満であっても、上記効果はある程度得られる。Ｖ含有量の好ましい上限はさらに、０．５０％であり、さらに好ましくは、０．１０％である。
　［第２群］
　Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｍｇ：０．０２％以下
　Ｂ：０．０２００％以下
　カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）及びボロン（Ｂ）は、いずれも選択元素である。Ｃａ、Ｍｇ及びＢはいずれも、鋼中のＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋼の熱間加工性を高める。本発明による二相ステンレス鋼のＳ含有量は少ない。したがって、Ｃａ、Ｍｇ及びＢが含有されていなくても、鋼の熱間加工性は高い。しかしながら、たとえば、傾斜圧延法により継目無鋼管を製造する場合、さらに高い熱間加工性が求められる場合がある。Ｃａ、Ｍｇ及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有すれば、さらに高い熱間加工性が得られる。
　一方、Ｃａ、Ｍｇ及びＶの１種又は２種以上が過剰に含有されれば、非金属介在物（Ｃａ、Ｍｇ及びＢの酸化物及び硫化物等）が増加する。非金属介在物は孔食の起点となるため、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０２００％以下、Ｍｇ含有量は、０．０２％以下、Ｂ含有量は０．０２００％以下である。
　上記効果を顕著に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ及びＢの少なくとも１種の含有量又は２種以上の合計の含有量が、Ｓ（質量％）＋１／２×Ｏ（質量％）以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｃａ、Ｍｇ及びＢの少なくとも１種又は２種以上が少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。
　Ｃａ、Ｍｇ及びＢのうちの２種類を含有する場合、それらの元素の合計含有量は０．０４％以下である。Ｃａ、Ｍｇ及びＢ全てを含有する場合、それらの元素の合計含有量は、０．０６％以下である。
　［第３群］
　希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
　希土類元素（ＲＥＭ）は、選択元素である。ＲＥＭは、Ｃａ、Ｍｇ及びＢと同様に、鋼中のＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋼の熱間加工性を高める。一方、ＲＥＭが過剰に含有されれば、非金属介在物（希土類元素の酸化物及び硫化物等）が増加し、鋼の耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は、０．２０００％以下である。上記効果を顕著に得るためには、ＲＥＭ含有量がＳ（質量％）＋１／２×Ｏ（質量％）以上であるのが好ましい。しかしながら、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。
　ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素と、Ｙ及びＳｃとを含む総称である。これらの元素の１種又は２種以上が含有される。ＲＥＭの含有量は、上述の１種又は２種以上の元素の総含有量を意味する。
　［組織］
　本発明による二相ステンレス鋼の組織は、フェライトとオーステナイトとからなり、残部は、析出物及び介在物である。
　本発明による二相ステンレス鋼の組織において、フェライト率は３０～７０％である。ここで、フェライト率とは、フェライト面積率であり、以下の方法で測定される。二相ステンレス鋼の任意の箇所から試料を採取する。採取された試料を機械研磨した後、研磨された試料を３０％ＫＯＨ溶液中で電解エッチングする。光学顕微鏡を用いてエッチングされた試料表面を観察する。このとき、フェライト率をＡＳＴＭ　Ｅ５６２に準じたポイントカウント法により測定する。
　さらに、フェライトの硬度は、３００Ｈｖ１０ｇｆ以上である。ここで、フェライトの硬度は以下の方法で決定する。上述の組織観察に用いられた試料のうち、任意のフェライト内の１０点を選択する。選択された１０点において、ＪＩＳＺ２２４４に準拠したビッカース硬度を測定する。測定時の試験力は、９８．０７Ｎ（硬さ記号は「Ｈｖ１０ｇｆ」）にする。測定したビッカース硬度の最大値と最小値とを除いた８点の平均を、フェライトの硬度と定義する。
　フェライト率が３０％未満である場合、二相ステンレス鋼は十分な降伏強度を得られない。具体的には、二相ステンレス鋼の降伏強度が５５０ＭＰａ未満になる。一方、フェライト率が７０％を超える場合、二相ステンレス鋼の靭性が低くなりすぎる。そのため、フェライト率の上限は７０％である。
　さらに、フェライト率が３０～７０％の範囲内であっても、Ｃｕがフェライト内に十分析出していなければ、二相ステンレス鋼は十分な降伏強度を得られない。具体的には、フェライト率が３０～７０％であっても、フェライト硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ未満であれば、二相ステンレス鋼の降伏強度は５５０ＭＰａ未満になる。
　フェライト率が３０～７０％であり、かつ、フェライト硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ以上であれば、フェライト内に十分な量のＣｕが析出されている。そのため、二相ステンレス鋼は優れた強度を有する。さらに、フェライト率が３０～７０％であれば、二相ステンレス鋼は優れた靭性を有する。フェライト率が３０～７０％であり、かつフェライト硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ以上である場合、二相ステンレス鋼の降伏強度は５５０ＭＰａ以上になり、吸収エネルギｖＥ０は１００Ｊ以上になる。
　好ましくは、フェライト硬度は３１５Ｈｖ１０ｇｆ以上である。この場合、二相ステンレス鋼の降伏強度は５８０ＭＰａ以上になる。
　［製造方法］
　上述の化学組成を有する二相ステンレス鋼を溶製する。二相ステンレス鋼は、電気炉により溶製されてもよいし、Ａｒ－Ｏ２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）により溶製されてもよい。二相ステンレス鋼はまた、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）により溶製されてもよい。溶製された二相ステンレス鋼は、造塊法によりインゴットに製造されてもよいし、連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム又はビレット）に製造されてもよい。
　製造されたインゴット又は鋳片を用いて二相ステンレス鋼材を製造する。二相ステンレス鋼材はたとえば、二相ステンレス鋼板や、二相ステンレス鋼管である。
　二相ステンレス鋼板は、たとえば、以下の方法で製造される。製造されたインゴット又はスラブを熱間加工して、二相ステンレス鋼板を製造する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造や熱間圧延である。
　二相ステンレス鋼管は、たとえば、以下の方法で製造される。製造されたインゴット、スラブ又はブルームを熱間加工してビレットを製造する。製造された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。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。熱間加工として熱間押出を実施してもよいし、熱間鍛造を実施してもよい。製造される二相ステンレス鋼管は継目無管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。
　二相ステンレス鋼管が溶接鋼管である場合、たとえば、上述の二相ステンレス鋼管に対して曲げ加工を実施してオープンパイプにする。オープンパイプの長手方向の両端面をサブマージアーク溶接法等の周知の溶接法により溶接し、溶接鋼管を製造する。
　製造された二相ステンレス鋼材に対して、溶体化処理を実施する。具体的には、二相ステンレス鋼材を熱処理炉に装入し、９８０～１２００℃の溶体化処理温度で均熱する。均熱後、二相ステンレス鋼を水冷等により急冷する。溶体化処理における好ましい均熱時間は２～６０分である。
　溶体化処理後、二相ステンレス鋼材に対して、時効熱処理を実施する。具体的には、二相ステンレス鋼材を熱処理炉に装入する。そして、４６０～６３０℃の時効熱処理温度で均熱する。均熱後、二相ステンレス鋼を空冷する。時効熱処理における好ましい均熱時間は２～６０分である。
　以上の条件で溶体化熱処理及び時効熱処理を実施すれば、二相ステンレス鋼のフェライト率が調整され、３０～７０％になる。さらに、フェライト硬度は３００Ｈｖ１０ｇｆ以上になる。その結果、二相ステンレス鋼は、優れた降伏強度及び靭性を得る。
　好ましい溶体化処理温度は、１０５０～１１５０℃であり、かつ、好ましい時効熱処理温度は、４８０～６００℃である。この場合、フェライト率は３５～５５％になり、フェライト硬度は３１５Ｈｖ１０ｇｆ以上になる。その結果、二相ステンレス鋼の降伏強度は５８０ＭＰａ以上になる。さらに好ましい時効熱処理温度は、４８０℃よりも高く６００℃以下であり、さらに好ましくは、５００～６００℃である。
　種々の化学組成を有する二相ステンレス鋼を１５０ｋｇの容量の真空溶解炉を用いて溶製した。溶製された二相ステンレス鋼を用いて、種々の製造条件により、複数の二相ステンレス鋼板を製造した。製造された鋼板の降伏強度及び靭性を調査した。
　［調査方法］
　表１に示す鋼Ａ～鋼Ｆ及び鋼Ｘ～鋼Ｚの化学組成を有する二相ステンレス鋼を溶製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の化学組成欄には、各鋼Ａ～鋼Ｆ、鋼Ｘ～鋼Ｚの鋼中の元素の含有量（質量％）が示される。各鋼種番号の化学組成の表１に記載された元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。表中の「－」は、対応する元素含有量が不純物レベルであることを示す。
　鋼Ａ～鋼Ｆの化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であった。一方、鋼Ｘ～鋼Ｚの化学組成は、本発明の化学組成の範囲外であった。具体的には、鋼ＸのＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の下限未満であった。鋼ＹのＣｕ含有量は、本発明のＣｕ含有量の下限未満であった。鋼ＺのＣｕ含有量は、本発明のＣｕ含有量の下限未満であった。そして、鋼ＺのＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の上限を超えた。
　溶製された二相ステンレス鋼を鋳造してインゴットを製造した。製造されたインゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して板材を製造した。製造された板材を再び１２５０℃に加熱した。加熱された板材を熱間圧延して厚さ１５ｍｍの複数の鋼板を製造した。圧延時の鋼材の表面温度は１０５０℃であった。
　製造された複数の鋼板に対して、溶体化処理及び時効熱処理を実施して、表２の試験番号１～１５の鋼板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　各試験番号の鋼板に対して、溶体化処理を実施した。溶体化処理温度（℃）は、表２に示すとおりであり、均熱時間はいずれの試験番号も５分であった。より具体的には、各鋼板を熱処理炉に装入した後、表２に示す溶体化処理温度（℃）で５分間保持した。その後、各鋼板を熱処理から取り出し、鋼板の表面温度が常温（２５℃）になるまで水冷した。
　溶体化処理を実施した後、鋼板に対して、時効熱処理を実施した。時効熱処理温度（℃）は、表２に示すとおりであり、均熱時間はいずれの試験番号も３０分であった。より具体的には、各鋼板を熱処理炉に装入した後、表２に示す時効熱処理温度（℃）で３０分保持した。その後、各鋼板を熱処理炉から取り出し、鋼板の表面温度が常温（２５℃）になるまで空冷した。
　［フェライト率の測定］
　各試験番号の鋼板のフェライト率を以下の方法で求めた。各鋼板から組織観察用の試験片を採取した。採取された試験片を機械研磨し、研磨された試験片を３０％ＫＯＨ溶液中で電解エッチングした。光学顕微鏡（４００倍）を用いてエッチング後の試料表面を観察した。このとき、観察される領域の面積は約２０００μｍ２であった。観察された領域内でフェライト率（％）を求めた。フェライト率はＡＳＴＭ　Ｅ５６２に準拠したポイントカウント法により求めた。
　［フェライト硬度測定試験］
　各試験番号の鋼板のフェライト硬度を以下の方法で決定した。上述の組織観察用の試験片の観察領域のうち、任意のフェライト内の１０点を選択した。選択された各点において、ＪＩＳＺ２２４４に準拠したビッカース硬度を測定した。測定時の試験力は、９８．０７Ｎであった。測定したビッカース硬度の最大値と最小値とを除いた８点の平均を、フェライト硬度（Ｈｖ１０ｇｆ）と定義した。
　［降伏強度及び引張強度試験］
　各試験番号の鋼板から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の外径は、６．３５ｍｍであり、平行部長さは２５．４ｍｍであった。平行部は、鋼板の圧延方向に延在した。採取された丸棒試験片に対して、常温で引張試験を実施し、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。ＡＳＴＭ　Ａ３７０に基づく０．２％オフセット耐力を降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と定義した。
　［靭性試験］
　靭性試験として、シャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験用に、各鋼板からフルサイズのＶノッチ試験片（幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍ）を採取した。採取されたＶノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に基づいて、０℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギ（ｖＥ０）を求めた。
　［調査結果］
　試験結果を表２に示す。表２中の「フェライト率」欄には、各試験番号のフェライト率（％）が記載される。「フェライト硬度」欄には、各試験番号のフェライト硬度（Ｈｖ１０ｇｆ）が記載される。「ＹＳ」欄には、各試験番号の降伏強度（ＭＰａ）が記載される。「ＴＳ」欄には、各試験番号の引張強度（ＭＰａ）が記載される。「ｖＥ０」欄には、各試験番号の０℃における吸収エネルギ（Ｊ）が記載される。
　表２を参照して、試験番号１～８の鋼板の化学組成は、本発明の範囲内であった。さらに試験番号１～８の鋼板の溶体化処理温度及び時効熱処理温度は本発明の範囲内であった。そのため、試験番号１～８の鋼板のフェライト率は３０～７０％の範囲内であり、かつ、フェライト硬度はいずれも、３００Ｈｖ１０ｇｆ以上であった。その結果、試験番号１～８の鋼板の降伏強度ＹＳは５５０ＭＰａ以上であり、さらに詳しくは、５８０ＭＰａ以上であった。さらに、試験番号１～８の鋼板の０℃における吸収エネルギｖＥ０は、１００Ｊ以上であった。
　一方、試験番号９の鋼板の化学組成は本発明の範囲内であったものの、時効熱処理温度が４５０℃であり、本発明の時効熱処理温度の下限未満であった。そのため、試験番号９の鋼板の降伏強度ＹＳは５５０ＭＰａ未満であった。時効熱処理温度が低すぎたため、フェライト全体の強度を上げるのに十分なＣｕ量が析出しなかったためと推定される。
　試験番号１０の鋼板の化学組成は本発明の範囲内であったものの、時効熱処理温度が７００℃であり、本発明の上限を超えた。そのため、試験番号１０の鋼板のフェライト硬度は３００Ｈｖ１０ｇｆ未満であり、降伏強度ＹＳは５５０ＭＰａ以下であった。時効熱処理温度が高すぎたため、Ｃｕがフェライトに固溶し、Ｃｕ析出量が低かったためと推定される。
　さらに、試験番号１０の鋼板の吸収エネルギｖＥ０は、１００Ｊ未満であった。時効熱処理温度が高すぎたため、σ相及びＭｏ炭化物、Ｃｒ炭化物が多量に析出したためと推定される。
　試験番号１１の鋼板のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の下限未満であった。そのため、フェライト率が３０％未満であり、降伏強度ＹＳが５５０ＭＰａ未満であった。フェライト率が少なすぎたため、降伏強度ＹＳが低かったものと推定される。
　試験番号１２の鋼板のＣｕ含有量は、本発明のＣｕ含有量の下限未満であった。そのため、フェライト硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ未満であり、降伏強度ＹＳが５５０ＭＰａ未満であった。Ｃｕ含有量が少なすぎたため、フェライト中のＣｕ析出量が少なかったと推定される。
　試験番号１３の鋼板のＣｕ含有量は、本発明のＣｕ含有量の下限未満であった。さらに、試験番号１３の鋼板のＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の上限を超えた。そのため、降伏強度ＹＳが５５０ＭＰａ未満であり、吸収エネルギｖＥ０が１００Ｊ未満であった。Ｃｕ含有量が少なすぎたため、Ｃｕ析出量が少なく、降伏強度ＹＳが低かったと推定される。さらに、Ｍｏ含有量が多すぎたため、σ相及びＭｏ炭化物が多量に析出し、靭性が低かったと推定される。
　試験番号１４の鋼板の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、溶体化処理温度も本発明の範囲内であった。しかしながら、試験番号１４の鋼板では、時効熱処理を実施しなかった。そのため、フェライト硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ未満であり、降伏強度が５５０ＭＰａ未満であった。
　試験番号１５の鋼板の化学組成は本発明の範囲内であったものの、時効熱処理温度が７００℃であり、本発明の上限を超えた。そのため、試験番号１５の鋼板のフェライト率は３０％未満であり、フェライト硬度は３００Ｈｖ１０ｇｆ未満であり、降伏強度は５５０ＭＰａ未満であった。時効熱処理温度が高すぎ、フェライト率が少なすぎたため、目標の性能を満足できなかったと推定される。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。
　本発明による二相ステンレス鋼は、高強度及び高靭性が求められる分野に広く適用可能である。特に、本発明による二相ステンレス鋼は、ラインパイプ用の鋼材として適用可能である。

Claims (6)

  1. 　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と、
    　フェライト率が３０～７０％であり、前記フェライトの硬度が３００Ｈｖ１０ｇｆ以上である組織とを有する、二相ステンレス鋼。
  2. 　請求項１に記載の二相ステンレス鋼であって、
    　前記化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：１．５０％以下を含有する、二相ステンレス鋼。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の二相ステンレス鋼であって、
    　前記化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２％以下及びＢ：０．０２００％以下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。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載に二相ステンレス鋼であって、
    　前記化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、希土類元素：０．２０００％以下を含有する、二相ステンレス鋼。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の二相ステンレス鋼であって、
    　９８０～１２００℃で溶体化処理され、さらに、４６０～６３０℃で時効熱処理される、二相ステンレス鋼。
  6. 　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％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二相ステンレス鋼材を製造する工程と、
    　製造された前記二相ステンレス鋼材を、９８０～１２００℃で溶体化処理する工程と、
    　溶体化処理された前記二相ステンレス鋼材を、４６０～６３０℃で時効熱処理する工程とを備える、二相ステンレス鋼材の製造方法。
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