WO2012111537A1 - 二相ステンレス鋼 - Google Patents

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健太 山田
展公 長山
昌彦 濱田
大介 元家
尚 天谷
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住友金属工業株式会社
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    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Definitions

  • the present invention relates to a duplex stainless steel, and more particularly to a duplex stainless steel suitable as a steel material for a line pipe.
  • 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.
  • SCC and SSC have a fast crack growth rate. Therefore, in SCC and SSC, the time from occurrence to penetration through the line pipe is short. Furthermore, SCC and SSC occur locally. Therefore, the steel material for line pipes is required to have excellent corrosion resistance (SCC resistance, SSC resistance, and general corrosion resistance), and in particular, SCC resistance and SSC resistance are required.
  • WO 96/18751 duplex stainless steel contains 1-3% Cu. This describes that the corrosion resistance of duplex stainless steel in chloride and sulfide environments is enhanced.
  • the content of Cr, Ni, Cu, Mo, N and W is appropriately adjusted, and the area ratio of the ferrite phase in the duplex stainless steel is set to 40. Control to ⁇ 70%. This describes that the strength, toughness and seawater resistance of the duplex stainless steel are enhanced.
  • the corrosion resistance in the vicinity of the welded portion is likely to deteriorate during high heat input welding, and the portion in the vicinity of the welded portion tends to become brittle.
  • the corrosion resistance in the vicinity of the welded portion tends to be lowered, and the portion in the vicinity of the welded portion tends to become brittle.
  • the cause of the deterioration of the corrosion resistance in the vicinity of the weld and the embrittlement is that a sigma phase ( ⁇ phase), which is an intermetallic compound, precipitates in the vicinity of the weld during high heat input welding.
  • the duplex stainless steel disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-171743 further has low SCC resistance in a high-temperature chloride environment containing the above-mentioned accompanying gas and having a temperature range of 120 to 200 ° C.
  • steel for line pipes is required to have high strength. Specifically, a steel material having a yield strength of 80 ksi (550 MPa or more) is required.
  • An object of the present invention is to provide a duplex stainless steel that can suppress the precipitation of the ⁇ phase during high heat input welding, has excellent SCC resistance in a high-temperature chloride environment, and has high strength. .
  • the duplex 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: 0.0100% or less, Cu: more than 2.00% and 4.00% or less, Ni: 4.00 to 8.00%, Cr: 20.0 to 28.0%, Mo: 0.50 to 2. 00%, N: 0.100 to 0.350% and sol.
  • Al containing 0.040% or less, the balance being Fe and impurities, satisfying the chemical composition satisfying the formulas (1) and (2), the structure having a ferrite ratio of 50% or more, and the yield strength of 550 MPa or more And have.
  • the content (mass%) of each element in steel is substituted for the element symbols in the formulas (1) and (2).
  • the duplex stainless steel according to the present invention can suppress the precipitation of the ⁇ phase during high heat input welding, and is excellent in SCC resistance in a high-temperature chloride environment. Furthermore, the duplex stainless steel according to the invention has a high strength.
  • the above-mentioned duplex stainless steel further satisfies the formula (3).
  • T in Formula (3) is a solution treatment temperature (° C.).
  • X is defined by Formula (4).
  • Y is defined by equation (5).
  • X Cr + 1.5Si + Mo (4)
  • Y Ni + 0.5Mn + 30C + 30N (5)
  • the content (% by mass) of the corresponding element in the steel is substituted.
  • 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: 0.020% or less, and B: 0.0200% or less
  • Group 3 Rare earth elements (REM): 0. 2000% or less
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the Cr, Mo, and Cu contents in steel and the SCC resistance of the steel.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the ferrite rate and the yield strength in the duplex stainless steel.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship among the content of ferrite-forming elements in steel, the content of austenite-forming elements, the solution treatment temperature, and the ferrite rate.
  • FIG. 4A is a plan view of a plate material produced in the example. 4B is a front view of the plate member shown in FIG. 4A.
  • FIG. 5A is a plan view of a welded joint produced in the example.
  • FIG. 5B is a front view of the welded joint shown in FIG. 5A.
  • FIG. 6 is a perspective view of a four-point bending test specimen taken from the welded joint shown in FIGS. 5A and 5B.
  • % of the element content means mass%.
  • the present inventors have conducted various experiments and detailed studies, and obtained the following knowledge.
  • (B) Cu reduces the corrosion rate of steel in a high-temperature chloride environment. Therefore, if the Cr content and the Mo content are kept low and Cu is contained, the passive film can be strengthened.
  • FIG. 1 is a diagram showing the SCC resistance of duplex stainless steel with respect to Cr content, Mo content and Cu content.
  • FIG. 1 was obtained by an investigation method of an example described later.
  • the vertical axis in FIG. 1 is the “7Mo + 3Cu” value.
  • the “7Mo + 3Cu” value is determined based on the Mo content and Cu content in the duplex stainless steel. Specifically, the Mo content (mass%) and Cu content (mass%) of the corresponding duplex stainless steel are substituted for “Mo” and “Cu” in “7Mo + 3Cu”.
  • the horizontal axis in FIG. 1 is the Cr content (% by mass) of the duplex stainless steel. Among the plurality of points in FIG.
  • the left side of formula (2) Cr + 11Mo + 10Ni indicates the magnitude of the driving force for precipitation of the ⁇ phase.
  • Cr, Mo and Ni increase the driving force for nucleation of ⁇ phase precipitation.
  • the contribution of the Mo content to the precipitation driving force of the ⁇ phase is 11 times that of the Cr content.
  • the contribution of the Ni content to the precipitation driving force of the ⁇ phase is 10 times the Cr content.
  • the right side of the formula (2) 12 (Cu + 30N) indicates the magnitude of the sigma phase precipitation inhibiting force.
  • the contribution of the Cu content to the precipitation suppression force of the ⁇ phase corresponds to 12 times the contribution of the Cr content to the precipitation driving force of the ⁇ phase.
  • the contribution of the N content to the precipitation suppression force of the ⁇ phase corresponds to 30 times the contribution of the Cu content.
  • the reason why Cu and N suppress sigma phase precipitation is estimated as follows.
  • the interface between ferrite and austenite (hereinafter referred to as the ferrite / austenite interface) is a nucleation site for the ⁇ phase.
  • ferrite / austenite interface The interface between ferrite and austenite (hereinafter referred to as the ferrite / austenite interface) is a nucleation site for the ⁇ phase.
  • Cu precipitates very finely in the matrix as a Cu concentrated phase.
  • the deposited Cu is dispersed in the matrix.
  • the deposited Cu can be a nucleation site of ⁇ phase.
  • a large number of Cu dispersed and precipitated in the matrix competes with the ferrite / austenite interface, which is the original nucleation site of the ⁇ phase.
  • the nucleation of the ⁇ phase at the ferrite / austenite interface is faster than the nucleation of the ⁇ phase in the dispersed and precipitated Cu. Therefore, the Cu deposited in a dispersed manner delays the nucleation of the ⁇ phase at the ferrite / austenite interface and suppresses the precipitation of the ⁇ phase.
  • the yield strength of the duplex stainless steel becomes 550 MPa (80 ksi) or more.
  • the ferrite ratio means the area ratio of the ferrite phase in the steel.
  • Yield strength (MPa) means 0.2% offset proof stress based on ASTM A370.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the ferrite percentage (%) and the yield strength (MPa) of the duplex stainless steel within the range of the chemical composition of the present invention described above.
  • the yield strength in the duplex stainless steel increases as the ferrite rate increases.
  • the yield strength is 550 MPa or more.
  • the “ ⁇ ” point in FIG. 2 is within the scope of the present invention, and the “ ⁇ ” point is outside the scope of the present invention.
  • the ferrite rate of the duplex stainless steel is related to the ferrite forming element, the austenite forming element, and the solution treatment temperature (° C.) in the steel. Specifically, if the expression (3) is satisfied, the ferrite ratio of the duplex stainless steel becomes 50% or more.
  • X in Formula (3) is defined by Formula (4).
  • Y in the formula is defined by formula (5).
  • X Cr + 1.5Si + Mo (4)
  • Y Ni + 0.5Mn + 30C + 30N (5)
  • the content (% by mass) of the corresponding element in the steel is substituted.
  • X means Cr equivalent and is composed of ferrite forming elements. X represents the degree of contribution to the formation of ferrite in the steel.
  • Y means Ni equivalent and is composed of an austenite forming element. Y shows the contribution to the austenite phase production
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between F3 and the ferrite ratio.
  • FIG. 3 was obtained by the following method. A plurality of duplex stainless steels within the chemical composition of the present invention were produced at various solution treatment temperatures. The graph of FIG. 3 was obtained based on the chemical composition of the manufactured duplex stainless steel.
  • the “ ⁇ ” point is within the scope of the present invention, and the “ ⁇ ” point is outside the scope of the present invention. If the F3 value is 0 or more, the ferrite rate is 50% or more. Therefore, if the duplex stainless steel having the above chemical composition satisfies the formula (3), the ferrite rate becomes 50% or more. As a result, as shown in FIG. 2, the yield strength of the duplex stainless steel becomes 550 MPa or more.
  • the duplex stainless steel according to the present invention has the following chemical composition.
  • C 0.030% or less Carbon (C) stabilizes austenite. That is, C is an austenite forming element. On the other hand, if C is contained excessively, carbides are likely to precipitate, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the C content is 0.030% or less.
  • the upper limit with preferable C content is 0.025%, More preferably, it is 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.
  • Si is a ferrite forming element.
  • the Si content is 0.20 to 1.00%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.80%, More preferably, it is 0.65%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.30%, 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). Further, Mn is an austenite forming element. 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 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) strengthens the passive film under high temperature chloride environment and enhances the corrosion resistance including SCC resistance. Furthermore, Cu precipitates very finely in the base metal during high heat input welding, and suppresses the precipitation of the ⁇ phase at the ferrite / austenite phase boundary. If the Cu content is higher than 2.00%, excellent corrosion resistance is obtained, and precipitation of the ⁇ phase is suppressed. 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 2.20%, More preferably, it is 2.40%.
  • Nickel (Ni) stabilizes austenite. That is, nickel is an austenite forming element. Ni further increases the toughness of the steel and the corrosion resistance including the SCC resistance of the steel. On the other hand, if 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 7.00%, More preferably, it is 6.00%.
  • Chromium (Cr) increases the corrosion resistance of the steel, and in particular, enhances the SCC resistance of the steel in a high temperature chloride environment. Further, Cr is a ferrite forming element. On the other hand, if Cr is excessively contained, an intermetallic compound represented by the ⁇ phase is generated. Therefore, the weldability of steel is lowered and the hot workability is lowered. Therefore, the Cr content is 20.0 to 28.0%.
  • the minimum with preferable Cr content is 22.0%, More preferably, it is 24.0%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 27.5%, More preferably, it is 27.0%.
  • Mo 0.50 to 2.00% Molybdenum (Mo) increases the SCC resistance of the steel. Mo is also a ferrite forming element. On the other hand, if Mo is excessively contained, an intermetallic compound typified by a ⁇ phase is generated. Therefore, the weldability of steel is lowered and the hot workability is lowered. Therefore, the Mo content is 0.50 to 2.00%. The minimum with 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 further 0.120%, More preferably, it is 0.150%.
  • the upper limit with preferable N content is further 0.330%, More preferably, it is 0.300%.
  • sol. Al 0.040% or less
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel.
  • AlN aluminum nitride
  • 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).
  • 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.
  • tungsten (W) is an impurity. Specifically, the W content is 0.1% or less.
  • the Cr content and the Mo content are limited in order to suppress the precipitation of the ⁇ phase. Therefore, it is preferable to contain an appropriate amount of Cu in order to strengthen the passive film.
  • F1 2.2Cr + 7Mo + 3Cu.
  • F2 Cr + 11Mo + 10Ni-12 (Cu + 30N).
  • 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 0.020% 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 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 0.020% 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 50% or more.
  • 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 10% oxalic acid solution. The electrolytically etched sample is further electrolytically etched in a 10% KOH solution. Image analysis is performed on the surface of the electrolytically etched sample using an optical microscope to obtain the ferrite rate.
  • ferrite ratio 50% or more, as shown in FIG. 2, a strength of 550 MPa or more (80 ksi or more) can be obtained.
  • 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 casting 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 stored in a heat treatment furnace and soaked at a solution treatment temperature (° C.). After soaking, the duplex stainless steel is quenched by water cooling or the like.
  • the solution treatment temperature T (° C.) satisfies the formula (3).
  • X in the formula is defined by formula (4).
  • Y in the formula is defined by formula (5).
  • X Cr + 1.5Si + Mo (4)
  • Y Ni + 0.5Mn + 30C + 30N (5)
  • the content (% by mass) of the corresponding element in the steel is substituted.
  • F3 0.6X ⁇ Y ⁇ 5.2 + (T ⁇ 1070) ⁇ 0.007. If the F3 value is 0 or more, that is, if the formula (3) is satisfied, the ferrite ratio of the duplex stainless steel material is 50% or more. Therefore, the yield strength of the duplex stainless steel becomes 550 MPa (80 ksi) or more.
  • the preferred soaking time in the solution treatment is 2 to 60 minutes.
  • the duplex stainless steel material according to the present invention is in a solution state (so-called solution material). That is, after performing the solution treatment, the product is used as a product without performing another heat treatment or other cold processing (cold drawing or pilger rolling) excluding cold straightening.
  • 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 ferrite rate, yield strength, SCC resistance, and the presence or absence of precipitation of ⁇ phase by high heat input welding were investigated.
  • Ingots were produced by casting molten 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 steel plate having a thickness of 15 mm. The surface temperature of the steel material during rolling was 1050 ° C. Solution treatment was performed on the manufactured steel sheet. The solution treatment temperature was 1070 ° C. to 1200 ° C., and the soaking time was 30 minutes. After soaking, the steel sheet was water-cooled to room temperature (25 ° C.) to produce test materials having test numbers 1 to 32.
  • FIGS. 4A and 4B Two plate members 10 shown in FIGS. 4A and 4B were produced from each test material.
  • 4A is a plan view of the plate 10 and
  • FIG. 4B is a front view.
  • the numerical value attached with “mm” indicates a dimension (unit: mm).
  • the plate 10 was 12 mm thick, 100 mm wide, and 200 mm long.
  • the plate further had a V groove face 11 having a groove angle of 30 ° on the long side.
  • the plate material 10 was produced by machining.
  • FIGS. 5A and 5B The V groove surfaces 11 of the two produced plate members 10 were arranged to face each other.
  • Two plate members 10 were welded by TIG welding to produce a welded joint 20 shown in FIGS. 5A and 5B.
  • 5A is a plan view of the welded joint 20
  • FIG. 5B is a front view.
  • the welded joint 20 has a front surface 21 and a back surface 22 and has a welded portion 30 in the center.
  • the welded portion 30 was formed by multilayer welding from the surface 21 side, and extended in the long side direction of the plate 10.
  • Each welded part 30 of each test number was formed using a welding material having the same chemical composition as steel A and having an outer diameter of 2 mm.
  • the amount of heat input in TIG welding was 30 kJ / cm.
  • a plate-like test piece 40 including the welded portion 30 was taken from the back surface 22 side of the welded joint 20.
  • the broken line part of the welded joint 20 in FIG. 5B shows the part from which the test piece 40 was collected.
  • FIG. 6 shows a perspective view of the collected test piece.
  • the numerical value attached with “mm” in FIG. 6 indicates a dimension (unit: mm).
  • the test piece 40 was plate-shaped.
  • the upper surface 41 of the test piece 40 corresponded to the back surface 22 of the welded joint (FIG. 5).
  • the longitudinal direction of the test piece 40 was orthogonal to the longitudinal direction of the welded portion 30.
  • one of the two boundary lines 30 ⁇ / b> B between the welded portion 30 and the plate material 10 was disposed at the center of the test piece 40.
  • the ferrite ratio of each test material was determined by the following method. A specimen for observing the structure was collected from each specimen. The collected specimen was mechanically polished. The polished specimen was electrolytically etched in a 10% oxalic acid solution. The electrolytically etched specimen was further electrolytically etched in a 10% KOH solution. Four views of the sample surface after etching were selected using an optical microscope (500 times), and image analysis was performed in each view. At this time, the area of the observed region was about 40000 ⁇ m 2 . The ferrite percentage (%) was determined within the observed region.
  • Test results The test results are shown in Table 1.
  • the X value obtained by equation (4) is entered for each test number.
  • the Y value obtained by equation (5) is entered for each test number.
  • the solution treatment temperature the solution treatment temperature (° C.) is entered.
  • the ferrite ratio the ferrite ratio (%) is entered.
  • the yield strength MPa
  • the yield strength ksi
  • the F3 value the left side of Expression (3) is entered.
  • SCC SCC
  • “None” indicates that no SCC was observed in the test material having the corresponding test number.
  • “Present” indicates that SCC was observed in the test material having the corresponding test number.
  • ⁇ phase indicates that the area ratio of the ⁇ phase was less than 0.5%. “Present” indicates that the area ratio of the ⁇ phase was 0.5% or more.
  • the chemical compositions of the test materials of test numbers 1 to 8 were within the scope of the present invention. Furthermore, the test materials of test numbers 1 to 8 satisfied the expressions (1) and (2). Therefore, no SCC was observed in the test materials of test numbers 1 to 8, and no ⁇ phase was generated. The test materials of test numbers 1 to 8 further satisfied the formula (3). Therefore, the ferrite ratio of the test materials of test numbers 1 to 8 was 50% or more, and the yield strength was 550 MPa or more.
  • test materials of test numbers 9 to 18 were within the scope of the present invention. Further, the test materials of test numbers 9 to 18 satisfied the expressions (1) and (2). However, the test materials of test numbers 9 to 18 did not satisfy the formula (3). Therefore, the ferrite ratio of the test materials of test numbers 9 to 18 was less than 50%, and the yield strength was less than 550 MPa.
  • the Cr content of the test material of test number 19 was less than the lower limit of the Cr content of the present invention. Therefore, SCC occurred in the test material of test number 19.
  • the N content of the test material of test number 20 was less than the lower limit of the N content of the present invention. And Formula (1) and Formula (2) were not satisfy
  • test material of test number 21 was within the scope of the present invention. However, the test material of test number 21 did not satisfy the formula (1). Therefore, SCC occurred in the test material of test number 21.
  • the Ni content of the test material of test number 22 was less than the lower limit of the Ni content of the present invention. Furthermore, the test number 22 did not satisfy the formula (1). Therefore, SCC occurred in the test material of test number 22.
  • the C content of the test material of test number 23 exceeded the upper limit of the C content of the present invention, and the Ni content was less than the lower limit of the Ni content of the present invention. Furthermore, the test material of test number 23 did not satisfy the formula (1). Therefore, SCC occurred in the test material of test number 23.
  • the Cu content of the test materials of test numbers 24 and 25 was less than the lower limit of the Cu content of the present invention. Therefore, SCC occurred in the test materials of test numbers 24 and 25.
  • test material of test number 26 was within the scope of the present invention. However, the test material of test number 26 did not satisfy the expressions (1) and (2). Therefore, a ⁇ phase occurred in the test material of test number 26, and SCC occurred.
  • the Cu content of the test material of test number 27 was less than the lower limit of the Cu content of the present invention, and the Mo content exceeded the upper limit of the Mo content of the present invention. Therefore, SCC was generated in the test material of test number 27, and a ⁇ phase was generated.
  • the Mo content of the test materials of test numbers 28, 29 and 31 was less than the lower limit of the Mo content of the present invention. Therefore, SCC occurred in the specimens 28, 29 and 31.
  • the Cu content of the test material of test number 30 was less than the lower limit of the Cu content of the present invention. Therefore, SCC was generated in the test material of test number 30, and a ⁇ phase was generated.
  • test material of test number 32 is within the scope of the present invention and satisfies the formula (1). However, the test material of test number 32 did not satisfy the formula (2). Therefore, a ⁇ phase occurred in the test material of test number 32.
  • duplex stainless steel according to the present invention can be widely applied to environments where SCC resistance is required.
  • the duplex stainless steel according to the present invention is applicable as a steel material for line pipes arranged in a chloride environment.

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Abstract

　大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑えることができ、高温塩化物環境下における耐ＳＣＣ性に優れ、かつ、高強度を有する二相ステンレス鋼を提供する。本発明によ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）及び式（２）を満たす化学組成と、フェライト率が５０％以上である組織と、５５０ＭＰａ以上の降伏強度とを有する。　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ＜１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）　（２）

Description

二相ステンレス鋼
　本発明は、二相ステンレス鋼に関し、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。
　ＳＣＣ及びＳＳＣは、割れの進展速度が速い。そのため、ＳＣＣ及びＳＳＣにおいては、発生からラインパイプを貫通するまでの時間が短い。さらに、ＳＣＣ及びＳＳＣは局所的に発生する。そのため、ラインパイプ用鋼材には、優れた耐食性（耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性、耐全面腐食性）が要求され、特に、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が要求される。
　国際公開第９６／１８７５１号、特開２００３－１７１７４３号公報は、耐食性に優れた二相ステンレス鋼を提案する。国際公開第９６／１８７５１号の二相ステンレス鋼は、Ｃｕを１～３％含有する。これにより、塩化物及び硫化物環境下における二相ステンレス鋼の耐食性が高まると記載されている。
　特開２００３－１７１７４３号公報の二相ステンレス鋼の製造方法は、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎ及びＷの含有量を適正に調整し、二相ステンレス鋼中のフェライト相の面積率を４０～７０％に制御する。これにより、二相ステンレス鋼の強度、靭性、耐海水性が高まると記載されている。
　しかしながら、国際公開第９６／１８７５１号に開示された二相ステンレス鋼においては、大入熱溶接時に溶接部近傍部分の耐食性が低下しやすく、かつ、溶接部近傍部分が脆化しやすい。特開２００３－１７１７４３号公報に開示された二相ステンレス鋼においても同様に、大入熱溶接時に、溶接部近傍部分の耐食性が低下しやすく、溶接部近傍部分が脆化しやすい。溶接部近傍部分の耐食性の低下、及び脆化の原因は、大入熱溶接時に、溶接部近傍部分に金属間化合物であるシグマ相（σ相）が析出するためである。
　特開２００３－１７１７４３号公報に開示された二相ステンレス鋼においてはさらに、上述の付随ガスを含有し、１２０～２００℃の温度域を有する高温塩化物環境下において、耐ＳＣＣ性が低い。
　さらに、最近では、ラインパイプ用鋼材は、高い強度が求められる。具体的には、降伏強度が８０ｋｓｉ（５５０ＭＰａ以上）の鋼材が要求される。
　本発明の目的は、大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑えることができ、高温塩化物環境下における耐ＳＣＣ性に優れ、かつ、高強度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）及び式（２）を満たす化学組成と、フェライト率が５０％以上である組織と、５５０ＭＰａ以上の降伏強度とを有する。
　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）
　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ＜１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　本発明による二相ステンレス鋼は、大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑えることができ、高温塩化物環境下における耐ＳＣＣ性に優れる。さらに、本発明による二相ステンレス鋼は、高強度を有する。
　好ましくは、上述の二相ステンレス鋼はさらに、式（３）を満たす。
　０．６Ｘ－Ｙ－５．２＋（Ｔ－１０７０）×０．００７≧０　（３）
　ここで、式（３）中のＴは、溶体化処理温度（℃）である。Ｘは、式（４）で定義される。Ｙは、式（５）で定義される。
　Ｘ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ　（４）
　Ｙ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋３０Ｎ　（５）
　式（４）及び式（５）中の元素記号は、鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　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：０．０２０％以下及びＢ：０．０２００％以下
　第３群：希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０００％以下
図１は、鋼中のＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕ含有量と、鋼の耐ＳＣＣ性との関係を示す図である。 図２は、二相ステンレス鋼におけるフェライト率と、降伏強度との関係を示す図である。 図３は、鋼中のフェライト形成元素の含有量と、オーステナイト形成元素の含有量と、溶体化処理温度と、フェライト率との関係を示す図である。 図４Ａは、実施例において作製された板材の平面図である。 図４Ｂは、図４Ａに示す板材の正面図である。 図５Ａは、実施例において作製された溶接継手の平面図である。 図５Ｂは、図５Ａに示す溶接継手の正面図である。 図６は、図５Ａ及び図５Ｂに示された溶接継手から採取された４点曲げ試験片の斜視図である。
　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）大入熱溶接時におけるσ相の析出を抑制するには、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を抑制する必要がある。しかしながら、モリブデン（Ｍｏ）は、クロム（Ｃｒ）を主成分とする不動態皮膜を強化し、二相ステンレス鋼の耐ＳＣＣ性を高める。したがって、炭酸ガス及び硫化水素を含有し、雰囲気温度が１２０℃～２００℃の高温塩化物環境下において、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が少なければ、二相ステンレス鋼において、優れた耐ＳＣＣ性が得られない場合がある。
　（ｂ）Ｃｕは高温塩化物環境下において、鋼材の腐食速度を低減する。したがって、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を低く抑えて、Ｃｕを含有すれば、不動態皮膜を強化できる。
　図１は、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量及びＣｕ含有量に対する、二相ステンレス鋼の耐ＳＣＣ性を示す図である。図１は後述する実施例の調査方法により得られた。図１の縦軸は、「７Ｍｏ＋３Ｃｕ」値である。「７Ｍｏ＋３Ｃｕ」値は、二相ステンレス鋼中のＭｏ含有量及びＣｕ含有量に基づいて求められる。具体的には、「７Ｍｏ＋３Ｃｕ」中の「Ｍｏ」、「Ｃｕ」には、対応する二相ステンレス鋼のＭｏ含有量（質量％）、Ｃｕ含有量（質量％）が代入される。図１の横軸は、二相ステンレス鋼のＣｒ含有量（質量％）である。図１中の複数の点のうち「○」点は、実施例中に記載されたＳＣＣ試験において、二相ステンレス鋼にＳＣＣが発生しなかったことを示す。「●」点は、ＳＣＣが発生したことを示す。各点の右上に付された番号は、後述する実施例の表１中の試験番号に対応する。つまり、各点は、表１中の対応する試験番号のＳＣＣ試験の結果である。
　図１を参照して、７Ｍｏ＋３Ｃｕ＝－２．２Ｃｒ＋６６で定義される直線Ｐ０よりも上方の点の二相ステンレス鋼ではＳＣＣが発生しなかった。一方、直線Ｐ０よりも下方の点の二相ステンレス鋼では、ＳＣＣが発生した。
　以上の結果より、二相ステンレス鋼が式（１）を満たせば、不動態皮膜が強化され、耐ＳＣＣ性が向上する。
　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　（ｃ）Ｃｕ含有量が２．００％以下である場合、十分な耐食性（耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性及び耐全面腐食性）が得られない。したがって、Ｃｕ含有量は２．００％を超える必要がある。
　（ｄ）二相ステンレス鋼を溶接するとき、溶接部近傍部分は短時間で加熱され、短時間で冷却される。このような短時間の加熱及び冷却により、σ相が析出しやすくなる。σ相の析出を抑制するためには、σ相の核生成及び核成長を抑制するのが好ましい。
　（ｅ）Ｎｉ含有量が増加すれば、σ相の核生成の駆動力が増加する。したがって、σ相の生成を抑制するためには、Ｎｉを含有しなければよい。しかしながら、Ｎｉを含有しなければ、二相ステンレス鋼の靭性、及び、耐ＳＣＣ性を含む耐食性が低下する。したがって、二相ステンレス鋼の靭性及び耐食性の低下を抑制しつつ、σ相の析出を抑制するためには、Ｃｕ含有量及びＮ含有量に応じて、Ｎｉ含有量を調整するのが好ましい。具体的には、二相ステンレス鋼が式（２）を満たせば、二相ステンレス鋼の靭性及び耐食性の低下を抑制しつつ、σ相の析出が抑制される。
　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ＜１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）　（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　式（２）の左辺＝Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉは、σ相の析出駆動力の大きさを示す。二相ステンレス鋼において、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉは、σ相析出の核生成の駆動力を高める。σ相の析出駆動力へのＭｏ含有量の寄与度は、Ｃｒ含有量に対して１１倍である。σ相の析出駆動力へのＮｉ含有量の寄与度は、Ｃｒ含有量に対して１０倍である。
　一方、式（２）の右辺＝１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）は、σ相の析出抑止力の大きさを示す。σ相の析出抑止力へのＣｕ含有量の寄与度は、σ相の析出駆動力へのＣｒ含有量の寄与度に対して１２倍に相当する。σ相の析出抑止力へのＮ含有量の寄与度は、Ｃｕ含有量の寄与度に対して３０倍に相当する。
　Ｃｕ及びＮがσ相析出の抑制する理由は、以下のとおり推定される。フェライトとオーステナイトとの境界面（以下、フェライト／オーステナイト境界面という）は、σ相の核生成サイトである。結晶格子に配置されたＮｉ原子の近傍に、Ｃｕ原子又はＮ原子が配置されたとき、フェライト／オーステナイト境界面での界面エネルギの低下が抑制される。界面エネルギの低下が抑制されれば、σ相析出時の自由エネルギの減少量が小さくなる。そのため、σ相の核生成の駆動力が小さくなる。
　さらに、ＣｕはＣｕ濃化相としてマトリックス中に極微細に析出する。析出されたＣｕはマトリックス中に分散される。析出されたＣｕは、σ相の核生成サイトとなり得る。マトリックス中に分散析出された多数のＣｕは、σ相の本来の核生成サイトであるフェライト／オーステナイト境界面と競合する。フェライト／オーステナイト境界面でのσ相の核成長は、分散析出されたＣｕでのσ相の核成長よりも早い。したがって、分散析出されたＣｕにより、フェライト／オーステナイト境界面でのσ相の核成長が遅れ、σ相の析出が抑制される。
　（ｆ）Ｎｉ含有量が式（２）を満たせば、結晶格子に配置されたＮｉ原子の近傍にＣｕ原子及びＮ原子が配置されやすい。そのため、σ相の生成が抑制される。
　（ｇ）二相ステンレス鋼中のフェライト率が５０％以上であれば、二相ステンレスの降伏強度が５５０ＭＰａ（８０ｋｓｉ）以上になる。ここで、フェライト率は、鋼中のフェライト相の面積率を意味する。降伏強度（ＭＰａ）は、ＡＳＴＭ　Ａ３７０に基づく０．２％オフセット耐力を意味する。
　図２は、上述の本発明の化学組成の範囲内の二相ステンレス鋼のフェライト率（％）と、降伏強度（ＭＰａ）との関係を示す図である。図２を参照して、二相ステンレス鋼内の降伏強度は、フェライト率の上昇にともなって上昇する。そして、フェライト率が５０％以上になると、降伏強度は５５０ＭＰａ以上になる。図２中の「○」点は、本発明の範囲内であり、「●」点は本発明の範囲外である。
　（ｈ）二相ステンレス鋼のフェライト率は、鋼中のフェライト形成元素と、オーステナイト形成元素と、溶体化処理温度（℃）とに関係する。具体的には、式（３）を満たせば、二相ステンレス鋼のフェライト率が５０％以上になる。
　０．６Ｘ－Ｙ－５．２＋（Ｔ－１０７０）×０．００７≧０　（３）
　ここで、式（３）中のＸは、式（４）で定義される。式中のＹは、式（５）で定義される。
　Ｘ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ　（４）
　Ｙ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋３０Ｎ　（５）
　式（４）及び式（５）中の元素記号は、鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ＸはＣｒ当量を意味し、フェライト形成元素で構成される。Ｘは、鋼中のフェライト生成への寄与度を示す。Ｙは、Ｎｉ当量を意味し、オーステナイト形成元素で構成される。Ｙは、鋼中のオーステナイト相生成への寄与度を示す。
　Ｆ３＝０．６Ｘ－Ｙ－５．２＋（Ｔ－１０７０）×０．００７と定義する。図３は、Ｆ３とフェライト率との関係を示す図である。図３は以下の方法により得られた。本発明の化学組成の範囲内である複数の二相ステンレス鋼を、種々の溶体化処理温度で製造した。製造された二相ステンレス鋼の化学組成に基づいて、図３のグラフを得た。
　図３を参照して、「○」点が本発明の範囲内であり、「●」点が本発明の範囲外である。Ｆ３値が０以上であれば、フェライト率が５０％以上となる。したがって、上述の化学組成を有する二相ステンレス鋼が式（３）を満たせば、フェライト率が５０％以上になる。その結果、図２に示すとおり、二相ステンレス鋼の降伏強度が５５０ＭＰａ以上になる。
　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。つまり、Ｃはオーステナイト形成元素である。一方、Ｃが過剰に含有されれば、炭化物が析出しやすくなり、耐食性が低下する。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、０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％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。また、Ｓｉはフェライト形成元素である。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、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、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。Ｍｎはさらに、オーステナイト形成元素である。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、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、高温塩化物環境下において、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、大入熱溶接時に、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。Ｃｕ含有量が２．００％より高ければ、優れた耐食性が得られ、かつ、σ相の析出が抑制される。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、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。つまり、ニッケルは、オーステナイト形成元素である。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、７．００％であり、さらに好ましくは６．００％である。
　Ｃｒ：２０．０～２８．０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性を高め、特に、高温塩化物環境下において、鋼の耐ＳＣＣ性を高める。Ｃｒはさらに、フェライト形成元素である。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。そのため、鋼の溶接性が低下し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、２０．０～２８．０％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、２７．５％であり、さらに好ましくは２７．０％である。
　Ｍｏ：０．５０～２．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の耐ＳＣＣ性を高める。Ｍｏはさらに、フェライト形成元素である。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。そのため、鋼の溶接性が低下し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０～２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、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さらに、０．１２０％であり、さらに好ましくは、０．１５０％である。Ｎ含有量の好ましい上限はさらに、０．３３０％であり、さらに好ましくは０．３００％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。
　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。本発明において、タングステン（Ｗ）は不純物である。具体的には、Ｗ含有量は０．１％以下である。
　［式（１）及び式（２）について］
　本発明による二相ステンレス鋼の化学組成はさらに、式（１）及び式（２）を満たす。
　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）
　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ＜１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
　［式（１）について］
　本発明による二相ステンレス鋼では、σ相の析出を抑制するためにＣｒ含有量及びＭｏ含有量が制限される。したがって、不動態皮膜を強化するためには、適正量のＣｕを含有するのが好ましい。
　Ｆ１＝２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕと定義する。Ｆ１が６６以下である場合、高温塩化物環境下において、耐ＳＣＣ性が低い。Ｆ１が６６を超えると、高温塩化物環境下においても、十分に優れた耐ＳＣＣ性が得られる。
　［式（２）について］
　上述のとおり、式（２）中の「Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ」は、σ相の析出駆動力の大きさを示す。「１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）」は、σ相の析出抑止力の大きさを示す。
　Ｆ２＝Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）と定義する。Ｆ２が０未満である場合、つまり、式（２）が満たされる場合、σ相の析出抑止力が、σ相の析出駆動力よりも大きくなる。そのため、大入熱溶接時に、フェライト／オーステナイト相境界にσ相が析出するのを十分に抑制できる。
　［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：０．０２０％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、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：０．０２０％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、０．０２０％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のうち、フェライト率は５０％以上である。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１０％シュウ酸溶液中で電解エッチングする。電解エッチングされた試料をさらに、１０％ＫＯＨ溶液中で電解エッチングする。光学顕微鏡を用いて電解エッチングされた試料表面を画像解析し、フェライト率を求める。
　フェライト率が５０％以上であれば、図２に示すとおり、５５０ＭＰａ以上（８０ｋｓｉ以上）の強度が得られる。
　［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収納し、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。
　溶体化処理温度Ｔ（℃）は、式（３）を満たす。
　０．６Ｘ－Ｙ－５．２＋（Ｔ－１０７０）×０．００７≧０　（３）
　式中のＸは式（４）で定義される。式中のＹは、式（５）で定義される。
　Ｘ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ　（４）
　Ｙ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋３０Ｎ　（５）
　式（４）及び式（５）中の元素記号は、鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　Ｆ３＝０．６Ｘ－Ｙ－５．２＋（Ｔ－１０７０）×０．００７と定義する。Ｆ３値が０以上であれば、つまり、式（３）が満たされば、二相ステンレス鋼材のフェライト率が５０％以上となる。そのため、二相ステンレス鋼の降伏強度が５５０ＭＰａ（８０ｋｓｉ）以上になる。
　溶体化処理における好ましい均熱時間は２～６０分である。
　本発明による二相ステンレス鋼材は、溶体化ままの状態（いわゆる溶体化まま材）である。つまり、溶体化処理を実施した後、他の熱処理や、冷間矯正を除く他の冷間加工（冷間抽伸やピルガー圧延）を実施することなく、製品として使用される。
　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。製造された鋼板を用いて、フェライト率、降伏強度、耐ＳＣＣ性及び大入熱溶接によるσ相の析出の有無を調査した。
　［調査方法］
　表１に示す鋼Ａ～鋼Ｙ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、各鋼記号（鋼Ａ～鋼Ｚ）の鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が示される。各鋼記号の化学組成の表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。表中の「Ｏｔｈｅｒｓ」欄には、対応する鋼に含有されたＷ以外の選択元素を示す。たとえば、「．０２３Ｂ－．００２６Ｃａ」は、Ｂ含有量が０．０２３％であり、Ｃａ含有量が０．００２６％であることを示す。
　鋼Ａ～鋼Ｌ、鋼Ｏ及び鋼Ｔ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Ｍ、鋼Ｎ、鋼Ｐ～鋼Ｓ、鋼Ｕ～鋼Ｙの化学組成中のいずれかの元素は、本発明の範囲外であった。
　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厚さ１５ｍｍ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。製造された鋼板に対して、溶体化処理を実施した。溶体化処理温度は１０７０℃～１２００℃であり、均熱時間は３０分であった。均熱後、鋼板を常温（２５℃）になるまで水冷して、試験番号１～３２の供試材を製造した。
　［試験片の作製］
　各供試材から、図４Ａ及び図４Ｂに示す２枚の板材１０を作製した。図４Ａは、板材１０の平面図であり、図４Ｂは、正面図である。図４Ａ及び図４Ｂにおいて、「ｍｍ」が付属した数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。
　図４Ａ及び図４Ｂに示すとおり、板材１０は、厚さ１２ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍであった。板材はさらに、長辺側に開先角度が３０°のＶ開先面１１を有した。板材１０は、機械加工により作製された。
　作製された２枚の板材１０のＶ開先面１１を互いに対向して配置した。ＴＩＧ溶接により、２枚の板材１０を溶接し、図５Ａ及び図５Ｂに示す溶接継手２０を作製した。図５Ａは溶接継手２０の平面図であり、図５Ｂは正面図である。溶接継手２０は、表面２１と、裏面２２とを有し、中央に溶接部３０を備えた。溶接部３０は、表面２１側から多層溶接により形成され、板材１０の長辺方向に延在した。各試験番号の溶接部３０はいずれも、鋼Ａと同じ化学組成を有し外径２ｍｍの溶接材を用いて形成された。ＴＩＧ溶接における入熱量は、３０ｋＪ／ｃｍであった。
　溶接継手２０の裏面２２側から、溶接部３０を含む板状の試験片４０を採取した。図５Ｂ中の溶接継手２０の破線部分は、試験片４０が採取された部分を示す。図６に採取された試験片の斜視図を示す。図６中の「ｍｍ」が付属した数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図６を参照して、試験片４０は板状であった。試験片４０の上面４１は、溶接継手（図５）の裏面２２に相当した。試験片４０の長手方向は、溶接部３０の長手方向と直交した。図６に示すとおり、溶接部３０と板材１０との２つの境界線３０Ｂのうちの一方が、試験片４０の中央に配置された。
　［ＳＣＣ試験］
　試験片４０を用いて４点曲げ試験を実施し、各供試材の耐ＳＣＣ性を評価した。４点曲げ治具を用いて、試験片４０に、ＡＳＴＭ　Ｇ３９に準拠した実降伏応力（各供試材の降伏応力）を負荷した。応力が負荷された試験片４０を、３ＭＰａのＣＯ２が圧入された２５％ＮａＣｌ水溶液（１５０℃）内に浸漬し、そのまま７２０時間保持した。７２０時間が経過した後、試験片４０の表面にＳＣＣが発生しているか否かを目視により観察した。さらに、試験片４０を、上面４１に垂直な方向に切断した。試験片４０の断面を５００倍の光学顕微鏡で観察し、ＳＣＣが発生しているか否かを判断した。
　［σ相の面積率測定試験］
　各試験番号の溶接継手２０を、その溶接線及び表面２１に垂直な方向に切断した。切断後、溶接継手２０の断面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングした後、５００倍の光学顕微鏡を用いて、エッチングされた断面のうち、溶接部近傍部分である溶接熱影響部（ＨＡＺ）を４視野選択し、各視野において画像解析した。画像解析に利用された各視野の面積は約４００００μｍ２であった。画像解析により、各視野（ＨＡＺ）内のσ相の面積率（％）を求めた。４つの視野で得られた面積率（％）の平均を、その試験番号のＨＡＺ内のσ相の面積率（％）と定義した。σ相の面積率が０．５％以上である場合、σ相が析出したと判断した。σ相の面積率が０．５％未満である場合、σ相が析出していないと判断した。
　［引張試験］
　各供試材から、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、供試材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た。ＡＳＴＭ　Ａ３７０に基づく０．２％オフセット耐力を降伏強度（ＹＳ）とした。
　［フェライト率の測定］
　各供試材のフェライト率を以下の方法で求めた。各供試材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た。研磨された試験片を１０％シュウ酸溶液中で電解エッチングした。電解エッチングされた試験片をさらに、１０％ＫＯＨ溶液中で電解エッチングした。光学顕微鏡（５００倍）を用いてエッチング後の試料表面を４視野選択し、各視野において画像解析した。このとき、観察される領域の面積は約４００００μｍ２であった。観察された領域内でフェライト率（％）を求めた。
　［試験結果］
　試験結果を表１に示す。表１中の「Ｘ」欄には、各試験番号において式（４）で求められるＸ値が記入される。「Ｙ」欄には、各試験番号において式（５）で求められるＹ値が記入される。「溶体化処理温度」欄には、溶体化処理温度（℃）が記入される。「フェライト率」欄には、フェライト率（％）が記入される。「ＹＳ（ＭＰａ）」欄には、降伏強度（ＭＰａ）が記入される。「ＹＳ（ｋｓｉ）」欄には、降伏強度（ｋｓｉ）が記入される。「Ｆ３」欄には、Ｆ３値（式（３）の左辺）が記入される。「Ｆ１」欄には、Ｆ１値（Ｆ１＝２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ）が記入される。「Ｆ２」欄には、Ｆ２値（Ｆ２＝Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ－１２（Ｃｕ＋３０Ｎ））が記入される。「ＳＣＣ」欄において、「無し」は、対応する試験番号の供試材においてＳＣＣが観察されなかったことを示す。「有り」は、対応する試験番号の供試材において、ＳＣＣが観察されたことを示す。「σ相」欄において、「無し」はσ相の面積率が０．５％未満であったことを示す。「有り」はσ相の面積率が０．５％以上であったことを示す。
　表１を参照して、試験番号１～８の供試材の化学組成は、本発明の範囲内であった。さらに試験番号１～８の供試材は、式（１）及び式（２）を満たした。そのため、試験番号１～８の供試材ではＳＣＣが観察されず、σ相も発生しなかった。試験番号１～８の供試材はさらに、式（３）を満たした。そのため、試験番号１～８の供試材のフェライト率は５０％以上であり、降伏強度は５５０ＭＰａ以上であった。
　試験番号９～１８の供試材の化学組成は、本発明の範囲内であった。さらに、試験番号９～１８の供試材は、式（１）及び式（２）を満たした。しかしながら、試験番号９～１８の供試材は、式（３）を満たさなかった。そのため、試験番号９～１８の供試材のフェライト率は５０％未満であり、降伏強度は５５０ＭＰａ未満であった。
　試験番号１９の供試材の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、試験番号１９の供試材には、ＳＣＣが発生した。試験番号２０の供試材のＮ含有量は、本発明のＮ含有量の下限未満であった。そして、式（１）及び式（２）を満たさなかった。そのため、試験番号２０の供試材のＨＡＺにσ相が発生し、試験番号２０の供試材にはＳＣＣが発生した。
　試験番号２１の供試材の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、試験番号２１の供試材は、式（１）を満たさなかった。そのため、試験番号２１の供試材にはＳＣＣが発生した。
　試験番号２２の供試材のＮｉ含有量は、本発明のＮｉ含有量の下限未満であった。さらに、試験番号２２は式（１）を満たさなかった。そのため、試験番号２２の供試材ではＳＣＣが発生した。試験番号２３の供試材のＣ含有量は本発明のＣ含有量の上限を超え、Ｎｉ含有量は本発明のＮｉ含有量の下限未満であった。さらに、試験番号２３の供試材は式（１）を満たさなかった。そのため、試験番号２３の供試材ではＳＣＣが発生した。
　試験番号２４及び２５の供試材の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、試験番号２４及び２５の供試材ではＳＣＣが発生した。
　試験番号２６の供試材の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、試験番号２６の供試材は式（１）及び式（２）を満たさなかった。そのため、試験番号２６の供試材にσ相が発生し、ＳＣＣが発生した。
　試験番号２７の供試材のＣｕ含有量は、本発明のＣｕ含有量の下限未満であり、Ｍｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の上限を超えた。そのため、試験番号２７の供試材にはＳＣＣが発生し、σ相が発生した。
　試験番号２８、２９及び３１の供試材のＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の下限未満であった。そのため、供試材２８、２９及び３１にはＳＣＣが発生した。
　試験番号３０の供試材の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、試験番号３０の供試材にはＳＣＣが発生し、σ相が発生した。
　試験番号３２の供試材の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、式（１）を満たした。しかしながら、試験番号３２の供試材は、式（２）を満たさなかった。そのため、試験番号３２の供試材には、σ相が発生した。
　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、耐ＳＣＣ性が求められる環境に広く適用できる。特に、本発明による二相ステンレス鋼は、塩化物環境下に配設されるラインパイプ用の鋼材として適用可能である。

Claims (5)

  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：２０．０～２８．０％、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）及び式（２）を満たす化学組成と、
    　フェライト率が５０％以上である組織と、
    　５５０ＭＰａ以上の降伏強度とを有する、二相ステンレス鋼。
    　２．２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３Ｃｕ＞６６　（１）
    　Ｃｒ＋１１Ｍｏ＋１０Ｎｉ＜１２（Ｃｕ＋３０Ｎ）　（２）
    　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、鋼中の各元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の二相ステンレス鋼であってさらに、
    　式（３）を満たす、二相ステンレス鋼。
    　０．６Ｘ－Ｙ－５．２＋（Ｔ－１０７０）×０．００７≧０　（３）
    　ここで、式（３）中のＴには、溶体化処理温度（℃）が代入される。Ｘは、式（４）で定義される。Ｙは、式（５）で定義される。
    　Ｘ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ　（４）
    　Ｙ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋３０Ｎ　（５）
    　式（４）及び式（５）中の元素記号は、鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  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、Ｖ：１．５０％以下を含有する、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：０．０２０％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。
  5. 　請求項１～請求項４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。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103938115A (zh) * 2014-03-03 2014-07-23 黄忠波 一种双相不锈钢合金材料
WO2017208946A1 (ja) * 2016-06-01 2017-12-07 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼及び二相ステンレス鋼の製造方法
WO2018043214A1 (ja) * 2016-09-02 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 二相ステンレス鋼およびその製造方法
JP2018059157A (ja) * 2016-10-06 2018-04-12 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼
JP2018193591A (ja) * 2017-05-18 2018-12-06 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼材及びその製造方法
US10793930B2 (en) 2016-02-17 2020-10-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic-austenitic two-phase stainless steel material and method for manufacturing same
WO2020218426A1 (ja) * 2019-04-24 2020-10-29 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法
JPWO2021033672A1 (ja) * 2019-08-19 2021-02-25

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011030709A1 (ja) * 2009-09-10 2011-03-17 住友金属工業株式会社 二相ステンレス鋼
MX355892B (es) * 2011-02-14 2018-05-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Acero inoxidable dúplex y método para la producción del mismo.
EP2754726B1 (en) * 2011-09-06 2019-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Two-phase stainless steel
CN105986196A (zh) * 2015-03-05 2016-10-05 中国科学院金属研究所 一种耐微生物腐蚀的双相不锈钢
CN109648064B (zh) * 2019-01-25 2021-04-20 北京科技大学 一种超级奥氏体不锈钢凝固组织σ相变性的方法
US20220106659A1 (en) * 2019-01-30 2022-04-07 Jfe Steel Corporation Duplex stainless steel, seamless steel pipe or tube, and a method of manufacturing the duplex stainless steel
BR112021022956A2 (pt) * 2019-05-29 2022-01-18 Jfe Steel Corp Aço inoxidável duplex e método para fabricar o mesmo, e tubo de aço inoxidável duplex
JPWO2022004526A1 (ja) * 2020-06-30 2022-01-06
CN113210420B (zh) * 2021-04-21 2022-12-06 鞍钢联众(广州)不锈钢有限公司 一种双相不锈钢钢卷及其制造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS505972B1 (ja) * 1970-05-11 1975-03-10
JPS51117916A (en) * 1975-04-10 1976-10-16 Daido Steel Co Ltd Ferrite-austenite type two phase stainless steel
JPH08120413A (ja) * 1994-10-26 1996-05-14 Yasuki Seisakusho:Kk ２相ステンレス鋳造部材およびその製造方法
WO1996018751A1 (fr) 1994-12-16 1996-06-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Acier inoxydable duplex presentant une remarquable resistance a la corrosion
JP2001220652A (ja) * 2000-02-03 2001-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd ２相ステンレス鋼とその鋼管の製造方法
JP2003171743A (ja) 2001-12-06 2003-06-20 Aichi Steel Works Ltd 強度、靭性、耐海水性の優れた二相ステンレス鋼及びその製造方法
JP2007084837A (ja) * 2005-09-20 2007-04-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼
JP4640536B1 (ja) * 2009-09-10 2011-03-02 住友金属工業株式会社 二相ステンレス鋼

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5340656A (en) * 1973-02-07 1978-04-13 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd Electrode core wire provided for stainless steel welding
JPS5424364B2 (ja) * 1973-05-04 1979-08-21
JPS55158256A (en) * 1979-05-29 1980-12-09 Daido Steel Co Ltd Ferritic-austenitic two-phase stainless steel
JP2790749B2 (ja) * 1992-03-27 1998-08-27 株式会社クボタ ドリル及びバイト加工性にすぐれる二相ステンレス鋼
JP2881361B2 (ja) * 1992-12-17 1999-04-12 株式会社クボタ 高腐食疲労強度ステンレス鋼
JPH06184699A (ja) * 1992-12-17 1994-07-05 Kubota Corp 高腐食疲労強度ステンレス鋼
JPH1060526A (ja) * 1996-08-19 1998-03-03 Nkk Corp 耐海水性用析出強化型二相ステンレス鋼の製造方法
JP2000313940A (ja) * 1999-04-27 2000-11-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 二相ステンレス鋼材およびその製造方法
WO2009082501A1 (en) * 2007-12-20 2009-07-02 Ati Properties, Inc. Corrosion resistant lean austenitic stainless steel

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS505972B1 (ja) * 1970-05-11 1975-03-10
JPS51117916A (en) * 1975-04-10 1976-10-16 Daido Steel Co Ltd Ferrite-austenite type two phase stainless steel
JPH08120413A (ja) * 1994-10-26 1996-05-14 Yasuki Seisakusho:Kk ２相ステンレス鋳造部材およびその製造方法
WO1996018751A1 (fr) 1994-12-16 1996-06-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Acier inoxydable duplex presentant une remarquable resistance a la corrosion
JP2001220652A (ja) * 2000-02-03 2001-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd ２相ステンレス鋼とその鋼管の製造方法
JP2003171743A (ja) 2001-12-06 2003-06-20 Aichi Steel Works Ltd 強度、靭性、耐海水性の優れた二相ステンレス鋼及びその製造方法
JP2007084837A (ja) * 2005-09-20 2007-04-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼
JP4640536B1 (ja) * 2009-09-10 2011-03-02 住友金属工業株式会社 二相ステンレス鋼

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103938115A (zh) * 2014-03-03 2014-07-23 黄忠波 一种双相不锈钢合金材料
US10793930B2 (en) 2016-02-17 2020-10-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic-austenitic two-phase stainless steel material and method for manufacturing same
JPWO2017208946A1 (ja) * 2016-06-01 2018-12-20 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼及び二相ステンレス鋼の製造方法
WO2017208946A1 (ja) * 2016-06-01 2017-12-07 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼及び二相ステンレス鋼の製造方法
CN109072386A (zh) * 2016-06-01 2018-12-21 新日铁住金株式会社 双相不锈钢和双相不锈钢的制造方法
JP6358411B1 (ja) * 2016-09-02 2018-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 二相ステンレス鋼およびその製造方法
WO2018043214A1 (ja) * 2016-09-02 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 二相ステンレス鋼およびその製造方法
US11566301B2 (en) 2016-09-02 2023-01-31 Jfe Steel Corporation Dual-phase stainless steel, and method of production thereof
JP2018059157A (ja) * 2016-10-06 2018-04-12 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼
JP2018193591A (ja) * 2017-05-18 2018-12-06 新日鐵住金株式会社 二相ステンレス鋼材及びその製造方法
WO2020218426A1 (ja) * 2019-04-24 2020-10-29 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法
JPWO2020218426A1 (ja) * 2019-04-24 2021-12-02 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法
JP7188570B2 (ja) 2019-04-24 2022-12-13 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法
JPWO2021033672A1 (ja) * 2019-08-19 2021-02-25
WO2021033672A1 (ja) * 2019-08-19 2021-02-25 日本製鉄株式会社 二相ステンレス鋼材
JP7173359B2 (ja) 2019-08-19 2022-11-16 日本製鉄株式会社 二相ステンレス鋼材

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