WO2022196498A1 - 二相ステンレス鋼 - Google Patents

二相ステンレス鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2022196498A1
WO2022196498A1 PCT/JP2022/010351 JP2022010351W WO2022196498A1 WO 2022196498 A1 WO2022196498 A1 WO 2022196498A1 JP 2022010351 W JP2022010351 W JP 2022010351W WO 2022196498 A1 WO2022196498 A1 WO 2022196498A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
content
value
stainless steel
duplex stainless
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/010351
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
信介 尾久
大貴 伊藤
恭太郎 天藤
祐二 岩崎
Original Assignee
日鉄ステンレス株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日鉄ステンレス株式会社 filed Critical 日鉄ステンレス株式会社
Priority to CN202280021821.6A priority Critical patent/CN116997670A/zh
Priority to EP22771249.4A priority patent/EP4310214A4/en
Priority to JP2023507031A priority patent/JPWO2022196498A1/ja
Publication of WO2022196498A1 publication Critical patent/WO2022196498A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0075—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rods of limited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to duplex stainless steel.
  • Duplex stainless steel is stainless steel that has both austenite and ferrite phases in the steel structure. Due to its excellent corrosion resistance and high strength, duplex stainless steel is being applied in various fields such as petrochemical equipment materials, pump materials, chemical tank materials, etc., taking advantage of its high corrosion resistance.
  • Patent Document 1 discloses a Sn-containing duplex stainless steel, a duplex stainless steel slab, and a duplex stainless steel material that have good hot manufacturability and are inexpensive.
  • PRE Platinum Resistance Equivalent: Cr + 3.3Mo + 16N
  • a parameter that indicates the corrosion resistance, especially pitting resistance, of duplex stainless steel and the contents of Cr, Mo and N are generally adjusted to increase the value of PRE. component design is carried out.
  • steel materials with a PRE of 40 or more have been required for the purpose of improving corrosion resistance.
  • duplex stainless steel with increased Cr and Mo contents has the problem that intermetallic compounds such as the ⁇ phase, which reduce mechanical properties and corrosion resistance, tend to precipitate. If the ⁇ phase or the like precipitates, the material is significantly hardened, so that cracks are likely to occur and the hot workability is extremely deteriorated. In addition, even in the final product, the toughness around the intermetallic compound deteriorates, making it difficult to ensure desired performance.
  • Patent Document 2 by suppressing the precipitation of intermetallic compounds such as ⁇ phase and ⁇ phase, which are embrittlement phases, during the production of highly corrosion-resistant duplex stainless steel, while maintaining high corrosion resistance, it is possible to achieve more excellent A method for continuously casting highly corrosion resistant duplex stainless steel having embrittlement resistance, castability and hot workability is disclosed.
  • Patent Document 2 the content of Ni that contributes to stabilization of the austenite phase, improvement of toughness, and suppression of nitride precipitation is 7.0% or less, so these effects may not be sufficiently obtained. , there is room for improvement.
  • An object of the present invention is to provide a duplex stainless steel that can suppress cracking due to a decrease in toughness even when the PRE value is high and the Ni content is high.
  • the present invention has been made based on the above findings, and its gist is the following duplex stainless steel.
  • a continuous casting step of continuously casting molten steel having the chemical composition described in (1) above In the continuous casting process, the cast slab is primarily cooled to a temperature range of 950 to 1050 ° C., then reheated to a maximum temperature of 1050 ° C. or higher, and then a residence time in the temperature range of 900 to 1000 ° C. Cool under conditions of 400 s or less, A method for producing duplex stainless steel.
  • the cast slab is heated in a temperature range of 1150 to 1300°C for 1.5 hours or more, then hot rolled under conditions where the finish rolling temperature is 900 to 1110°C, and then 800 to 500°C. Cooling to a temperature range of 500 ° C. or less under conditions where the average cooling rate in the temperature range is 0.1 to 1.0 ° C./s, A method for producing a duplex stainless steel according to (2) above.
  • C 0.10% or less
  • C is an element that forms a solid solution in the austenite phase to increase the strength.
  • the C content should be 0.10% or less, preferably 0.050% or less.
  • the C content is more preferably 0.030% or less.
  • it is not necessary to set a lower limit to the C content, it is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more, if the above effect is to be obtained.
  • Si 3.0% or less Si is used as a deoxidizing element and may be added to improve oxidation resistance. However, if it is contained in a large amount, it causes hardening of the steel and deteriorates workability. Therefore, the Si content should be 3.0% or less, preferably 2.0% or less or 1.0% or less. Although it is not necessary to set a lower limit to the Si content, it is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more, in order to obtain the above effect.
  • Mn 8.0% or less Mn has the effect of increasing the austenite phase, increasing the solid solubility of nitrogen, and suppressing bubble defects during production. However, a large amount of Mn reduces corrosion resistance. Therefore, the Mn content is 8.0% or less, preferably 3.0% or less or 1.0% or less. Although it is not necessary to set a lower limit to the Mn content, it is preferably 0.20% or more, more preferably 0.40% or more, if the above effects are to be obtained.
  • P 0.040% or less
  • P is an element that is unavoidably mixed in steel and is also contained in raw materials such as Cr, so it is difficult to reduce it. Reduces moldability.
  • the P content is preferably 0.030% or less.
  • S 0.020% or less S is an element that is inevitably mixed in steel, and may combine with Mn to form inclusions and become the origin of rust. Therefore, the S content should be 0.020% or less. Since the lower the S content, the better the corrosion resistance, the S content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • Cr 20.0-38.0% Cr is an element necessary to ensure corrosion resistance.
  • Cr is a ferrite stabilizing element, and in order to obtain a two-phase structure of austenite and ferrite, it is necessary to contain 20.0% or more of Cr in consideration of the phase ratio. However, if a large amount of Cr is contained, the corrosion resistance is rather lowered. Therefore, the Cr content should be 38.0% or less.
  • the Cr content is preferably 22.0% or more or 24.0% or more, and preferably 33.0% or less, 28.0% or less or 27.0% or less.
  • Ni 3.00-12.00%
  • Ni is an austenite stabilizing element. Moreover, Ni has an effect of improving corrosion resistance. Therefore, the Ni content is set to 3.00% or more. However, if Ni is contained in a large amount, the cost of raw materials increases, and problems such as stress corrosion cracking may occur. Therefore, the Ni content should be 12.00% or less.
  • the Ni content is preferably 5.00% or more, more preferably 7.50% or more, and preferably 10.00% or less.
  • Mo 1.0-6.5%
  • Mo content is an element that improves corrosion resistance. Therefore, Mo content is made 1.0% or more. However, if a large amount of Mo is contained, not only does the raw material cost increase, but corrosion resistance decreases. Therefore, the Mo content should be 6.5% or less.
  • the Mo content is preferably 2.0% or more, more preferably 3.0% or more, preferably 5.5% or less, and more preferably 4.4% or less.
  • Cu 3.0% or less
  • Cu is an element that is very effective in improving sulfuric acid resistance. However, if a large amount of Cu is contained, the corrosion resistance is rather lowered. Therefore, the Cu content should be 3.0% or less.
  • the Cu content is preferably 2.0% or less, more preferably 0.90% or less. Although it is not necessary to set a lower limit to the Cu content, the Cu content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more, in order to obtain the above effect.
  • N 0.200-0.700%
  • N is an element that forms a solid solution in the austenite phase to increase strength and corrosion resistance, thereby contributing to alloy saving. Therefore, the N content is made 0.200% or more. However, a large amount of N degrades the corrosion resistance of the steel due to defects due to blowholes. Therefore, the N content should be 0.700% or less.
  • the N content is preferably 0.240% or more and preferably 0.450% or less.
  • Al 0-1.0%
  • Al is an optional element and may not be contained. When contained, Al exerts desulfurization and deoxidation effects. However, if Al is contained in a large amount, hard spinel inclusions (MgO.Al 2 O 3 ) that cause nozzle clogging are precipitated, and manufacturing flaws increase and raw material costs increase. Therefore, the Al content is set to 1.0% or less.
  • the Al content is preferably 0.50% or less or 0.10% or less. In order to obtain the above effects with certainty, the Al content is preferably 0.010% or more.
  • Sn 0-1.0% Sn is an optional element and may not be contained. When included, Sn enhances the corrosion resistance of steel. However, Sn is an element that impairs the workability of steel. Therefore, the Sn content is set to 1.0% or less. The Sn content is preferably 0.50% or less or 0.10% or less. In order to obtain the above effects with certainty, the Sn content is preferably 0.002% or more.
  • W 0-6.0% W is an optional element and may not be contained. When included, W enhances the SCC and pitting resistance of the steel. W is also less likely to form the ⁇ phase than Mo. Therefore, W may be contained instead of part of Mo. The above effect can be obtained to some extent if W is contained even in a small amount. However, if the W content is too high, the production costs will be high. Therefore, the W content should be 6.0% or less.
  • the W content is preferably 3.0% or less, more preferably 1.0% or less. In order to reliably obtain the above effects, the W content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more.
  • Co 0-3.0% Co is an optional element and may not be contained. When included, Co increases the strength of steel. Co also stabilizes austenite. As long as even a small amount of Co is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Co content is too high, the corrosion resistance of the steel is lowered and the manufacturing cost is increased. Therefore, the Co content should be 3.0% or less. The Co content is preferably 2.0% or less or 1.0% or less. In order to reliably obtain the above effect, the Co content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more.
  • Nb 0-0.50%
  • Nb is an optional element and may not be contained. When included, Nb increases the strength of steel. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content is too high, the corrosion resistance of the steel is reduced. Therefore, the Nb content should be 0.50% or less.
  • the Nb content is preferably 0.30% or less, 0.10% or less or 0.050% or less. In order to reliably obtain the above effects, the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • Ti 0-1.5%
  • Ti is an optional element and does not have to be contained. When included, Ti increases the strength of steel. If even a little Ti is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ti content is too high, the corrosion resistance of the steel is reduced. Therefore, the Ti content should be 1.5% or less.
  • the Ti content is preferably 0.50% or less, 0.10% or less or 0.050% or less. In order to obtain the above effects with certainty, the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • V 0-1.0%
  • V is an optional element and may not be contained. When included, V increases the strength of the steel. If V is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the V content is too high, the corrosion resistance of the steel is reduced. Therefore, the V content should be 1.0% or less.
  • the V content is preferably 0.80% or less, 0.50% or less or 0.30% or less. In order to obtain the above effects with certainty, the V content is preferably 0.01% or more or 0.05% or more.
  • Zr 0-0.50%
  • Zr is an optional element and may not be contained. When contained, Zr contributes to the improvement of corrosion resistance. As long as even a small amount of Zr is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Zr content is too high, the effect saturates. Therefore, the Zr content should be 0.50% or less.
  • the Zr content is preferably 0.40% or less or 0.30% or less. In order to reliably obtain the above effects, the Zr content is preferably 0.005% or more.
  • Ta 0-0.100%
  • Ta is an optional element and may not be contained. When contained, Ta improves corrosion resistance by modifying inclusions. However, when the Ta content is too high, the ductility at room temperature is lowered. Therefore, the Ta content should be 0.100% or less.
  • the Ta content is preferably 0.050% or less. If the above effects are to be obtained reliably, the Ta content is preferably 0.005% or more.
  • B 0-0.100%
  • B is an optional element and may not be contained. When included, B enhances hot workability. If B is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, when the B content is too high, the above effects are saturated. Therefore, the B content should be 0.100% or less.
  • the B content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less. In order to reliably obtain the above effect, the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0003% or more.
  • Ca 0-0.50% Ca is an optional element and may not be contained. When contained, Ca exerts the effect of desulfurization, deoxidation, and prevention of formation of spinel inclusions. However, if a large amount of Ca is contained, the corrosion resistance is lowered and the amount of spatter generated during welding is increased. Therefore, the Ca content should be 0.50% or less.
  • the Ca content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.010% or less, even more preferably 0.0040% or less. In order to reliably obtain the above effect, the Ca content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • Mg 0-0.50% Mg is an optional element and may not be contained. When included, Mg forms sulfides with S in the steel and reduces the segregation of S to grain boundaries. As a result, the corrosion resistance of the steel increases, contributing to the improvement of hot workability. If even a small amount of Mg is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mg content is too high, it forms coarse oxides or sulfides and initiates pitting corrosion. As a result, the corrosion resistance of steel is reduced. Therefore, the Mg content should be 0.50% or less. The Mg content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.010% or less, even more preferably 0.0040% or less. In order to reliably obtain the above effect, the Mg content is preferably 0.0005% or more.
  • REM 0-0.10% REM is an optional element and may not be contained. When included, REM improves the hot workability of the steel. Therefore, it is desirable that REM is contained in a very small amount. However, since an excessive content lowers the corrosion resistance of steel, the REM content is made 0.10% or less.
  • the REM content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.010% or less. In order to obtain the above effects reliably, the REM content is preferably 0.0005% or more or 0.005% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoids, and the REM content means the total content of these elements.
  • lanthanoids are industrially added in the form of misch metals.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurities refers to components mixed in by various factors in raw materials such as ores, scraps, etc., and in the manufacturing process when steel is manufactured industrially. means something
  • the content of each element is within the range described above, and the PRE value and the Creq/Nieq value calculated by the formula shown below are each predetermined. must be within the range of
  • PRE 41.0 or more PRE is a general index indicating the corrosion resistance of stainless steel, and is calculated from the chemical composition of steel using the following formula (i).
  • the value of PRE is preferably 60.0 or less.
  • PRE Cr+3.3Mo+16N (i)
  • the element symbol in the above formula is the content (% by mass) of each element contained in the steel.
  • Creq/Nieq 2.360-2.530 Creq and Nieq are defined by the following formulas (ii) and (iii), respectively.
  • the value of Creq/Nieq is 2.400 or greater.
  • the value of Creq/Nieq is set to 2.530 or less.
  • the metal structure is mainly composed of vermicular ferrite, in which austenite crystallizes during solidification.
  • the interfacial consistency of the ferrite/austenite phases is low, and cracking tends to progress as if the phase boundary separates, which tends to reduce the toughness.
  • F-mode solidification is performed in which ferrite is solidified in a single phase.
  • austenite precipitates through solid-phase transformation, resulting in a metal structure mainly composed of acicular ferrite. If the metallographic structure is mainly composed of acicular ferrite, the interfacial consistency between ferrite and austenite is high, and a decrease in toughness can be suppressed.
  • Md Value is one of the indices of the phase stability of a multicomponent system, and is a value that means the electron orbital energy in the d orbital of each component of the alloy. The higher the Md value, the more unstable the phase becomes, and the easier the formation of intermetallic compounds such as the ⁇ phase.
  • the average Md value defined by the following formula (iv) is set to 0.9140 or less. 0.9090 or less is desirable from the viewpoint of further suppressing the precipitation of intermetallic compounds.
  • Average Md value ⁇ i (Md) i (iv)
  • the meanings of the symbols in the above formula (iv) are as follows. ⁇ i : atomic fraction (Md) of alloy component i i : Md value (eV) of alloy component i
  • the average Md value In order to suppress the precipitation of intermetallic compounds, the lower the average Md value, the better, so there is no need to set a lower limit.
  • the average Md value may be 0.8800 or more.
  • the Md value of the alloy component i can be obtained by cluster calculation (a molecular orbital calculation method performed using a cluster model consisting of several to several tens of atoms) (M.Morinaga et al., J. Phys. Soc. Jpn., 53 (1984), p.653).
  • cluster calculation a molecular orbital calculation method performed using a cluster model consisting of several to several tens of atoms
  • For the average Md value of the alloy it is possible to organize the precipitation of intermetallic compounds by converting the composition of the grain boundary and the final solidification part obtained from the initial composition and the segregation ratio into the atomic fraction and calculating XI. is.
  • the area ratio of the ⁇ phase contained in the metal structure is 2.0% or less.
  • the high Ni content promotes the precipitation of the ⁇ phase.
  • the area ratio of the ⁇ phase is set to 2.0% or less.
  • the area ratio of the ⁇ phase is preferably 1.0% or less, more preferably 0.10% or less, and even more preferably 0.05% or less. Since the lower the area ratio of the ⁇ phase, the better, there is no need to set a lower limit.
  • the metal structure contains acicular ferrite in an area ratio of 50% or less and the balance is austenite and unavoidable products.
  • the area ratio of austenite is relatively high, so toughness can be improved.
  • Inevitable products may include Cr 2 N and the like in addition to the ⁇ phase. Cr 2 N and the like are allowed as long as the total content is 2.0% or less.
  • the area ratios of ferrite and austenite are measured using a ferrite scope according to JIS Z 3119:2017. Whether the ferrite mainly consists of vermicular ferrite or acicular ferrite can be determined by structural observation using an optical microscope at a magnification of 50 times.
  • the ⁇ phase is revealed by KOH electrolytic etching. Then, microstructure images of 60 fields of view are acquired at 400x magnification using an optical microscope. Then, the obtained image is binarized to measure the ⁇ phase area ratio. Since the ⁇ phase is unevenly contained in the structure, samples are taken from five or more locations on the cast slab, and the average of the measured values for each sample is used as the ⁇ phase area ratio.
  • the duplex stainless steel according to the present invention can be manufactured, for example, by continuously casting molten steel having the chemical composition described above. That is, the duplex stainless steel of the present invention may be a slab. It is important to control the casting conditions at this time.
  • the present inventors first conducted the following study on casting conditions for suppressing the precipitation of the ⁇ phase.
  • the slab is mainly cooled by two processes: primary cooling using a water-cooled copper mold and secondary cooling in which a cooling spray is sprayed from the surface of the slab.
  • primary cooling using a water-cooled copper mold and secondary cooling in which a cooling spray is sprayed from the surface of the slab.
  • secondary cooling in which a cooling spray is sprayed from the surface of the slab.
  • the temperature history at the 5 mm position of the surface layer of the cast slab was investigated by heat transfer analysis when the amount of water in the secondary cooling was changed variously.
  • the casting speed at this time was 1.1 m/min.
  • the precipitation nose of the ⁇ phase is considered to be about 900 to 1000°C. Therefore, in the cooling process after casting, shortening the residence time within the temperature range of 900 to 1000° C. is effective in suppressing precipitation of the ⁇ phase.
  • the surface layer of the cast piece is the precipitated nose of the ⁇ phase. It was found that the residence time can be minimized within the temperature range of 900 to 1000°C.
  • the maximum temperature is raised to 1050° C. or higher by recuperation from the center of the slab, and then By standing to cool, it is possible to set the residence time in the temperature range of 900 to 1000° C. to 400 seconds or less and the area ratio of the ⁇ phase to 2.0% or less.
  • the shorter the residence time the better, preferably 300 s or less.
  • the duplex stainless steel of the present invention may be a plate-shaped or rod-shaped hot-rolled material.
  • the method for producing a duplex stainless steel according to the present invention further comprises a hot rolling step of hot rolling the cast slab. Although there are no particular restrictions on the conditions in the hot rolling step, the following conditions are preferred, for example.
  • the temperature and time during heating mean the average temperature in the furnace and the time in the furnace, respectively.
  • the heated slab is subjected to rough rolling and finish rolling.
  • the finish rolling temperature is preferably 900 to 1110°C.
  • the cooling method at this time is not particularly limited, and air cooling may be used, for example.
  • the cooling rate during cooling from 500°C or below to room temperature, and cooling may be performed by air cooling, mist water cooling, water cooling, or the like.
  • the finish rolling temperature means the surface temperature of the hot-rolled material at the exit of the final stand of a rolling mill having a plurality of stands.
  • the cooling rate after finishing rolling refers to the cooling rate on the surface of the hot-rolled material.
  • the duplex stainless steel of the present invention may be a cold-rolled material obtained by subjecting the above hot-rolled material to cold rolling. Cold rolling may be performed using a normal method. Further, the above hot-rolled material or cold-rolled material may be annealed to obtain an annealed hot-rolled material or an annealed cold-rolled material. At this time, the annealing temperature is preferably 550 to 900° C., for example, from the viewpoint of suppressing precipitation of the ⁇ phase.
  • a cylindrical slab with a diameter of 180 mm and having the chemical composition shown in Table 1 was manufactured under various manufacturing conditions.
  • Table 2 shows the continuous casting conditions for each slab.
  • the metallographic structure was specifically measured according to the following procedure. First, the area ratios of ferrite and austenite were measured using a ferrite scope according to JIS Z 3119:2017. Whether the ferrite mainly consisted of vermicular ferrite or acicular ferrite was determined by structural observation using an optical microscope at a magnification of 50 times.
  • samples for microscopic observation were cut out from 5 locations so that the observation surface was at a depth of 5 mm from the surface of the cast slab, and then KOH electrolytic etching was performed to reveal the ⁇ phase.
  • microstructure images of 60 fields of view were obtained at a magnification of 400 times using an optical microscope, and the obtained images were binarized to measure the ⁇ phase area ratio. Then, the average value of the measured values of the five samples was taken as the ⁇ phase area ratio.
  • a V-notch test piece was prepared from a 5 mm position on the surface layer of each slab.
  • the test piece had a size of 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 55 mm and was subjected to a Charpy impact test according to JIS Z 2242:2005.
  • the impact properties were evaluated as good when the impact value at 100° C. was 30.0 J/cm 2 or more, and as poor when it was less than 30.0 J/cm 2 .
  • a test piece with a diameter of 8 mm and a length of 110 mm was cut from the surface layer of each slab. After that, the temperature was raised from room temperature to 1250° C. over 30 seconds and held for 30 seconds. Subsequently, it was cooled to 1000°C at a cooling rate of 20°C/s and held for 30s. After that, a tensile test was performed to measure the tensile strength and reduction of area.
  • the slabs of 2, 4, 6, 8, 10 and 14 to 16 were subjected to hot rolling to obtain hot-rolled rods (wire rods) having a diameter of 5.5 mm. Specifically, after heating the slab at 1200 ° C. for 2 hours, it is hot rolled under the condition that the finish rolling temperature is 1100 ° C., and then the average cooling rate within the temperature range of 800 to 500 ° C. is 0.5. It was air-cooled to 400°C under the condition of °C/s, and further water-cooled to room temperature.
  • samples for microscopic observation were cut out from five locations of the obtained hot-rolled material so that cross sections perpendicular to the longitudinal direction and the radial direction were observation surfaces, and the ⁇ phase was revealed by KOH electrolytic etching. I put it out. After that, microstructure images of 60 fields of view were obtained at a magnification of 400 times using an optical microscope, and the obtained images were binarized to measure the ⁇ phase area ratio. Then, the average value of the measured values of the five samples was taken as the ⁇ phase area ratio.
  • the reduction of area at 1000 ° C. is 60.0% or more, and has good hot workability. It was possible to suppress it to 0% or less.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：８．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：２０．０～３８．０％、Ｎｉ：３．００～１２．００％、Ｍｏ：１．０～６．５％、Ｃｕ：３．０％以下、Ｎ：０．２００～０．７００％、Ａｌ：０～１．０％、Ｓｎ：０～１．０％、Ｗ：０～６．０％、Ｃｏ：０～３．０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～１．５％、Ｖ：０～１．０％、Ｚｒ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．５０％、Ｍｇ：０～０．５０％、ＲＥＭ：０～０．１０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、ＰＲＥが４１．０以上、Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑが２．３６０～２．５３０、平均Ｍｄ値が０．９１４０以下、σ相の面積率が２．０％以下である、二相ステンレス鋼。

Description

二相ステンレス鋼
　本発明は、二相ステンレス鋼に関する。
　二相ステンレス鋼は、鋼の組織にオーステナイト相とフェライト相の両相を有するステンレス鋼である。二相ステンレス鋼は、優れた耐食性と高い強度を有することから、高耐食性を活かして石油化学装置材料、ポンプ材料、ケミカルタンク用材料等、様々な分野で適用が進められている。
　例えば、特許文献１には、熱間製造性が良好で安価なＳｎ含有二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼鋳片、および、二相ステンレス鋼鋼材が開示されている。
　二相ステンレス鋼の耐食性、特に耐孔食性を示すパラメータとして、ＰＲＥ（Pitting Resistance Equivalent：Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ）が知られており、一般にＰＲＥの値を高めるようにＣｒ、ＭｏおよびＮの含有量を調整した成分設計が行われている。近年、耐食性の向上を目的として、ＰＲＥが４０以上となるような鋼材が要求されている。
　一方、ＣｒおよびＭｏの含有量を高めた二相ステンレス鋼には、機械的特性および耐食性を低下させるσ相等の金属間化合物が析出しやすいという問題がある。このσ相等が析出すると、素材が著しく硬化するため、割れが発生し易くなって熱間加工性が極端に低下する。加えて、最終製品であっても金属間化合物周辺の靱性が劣化し、所望の性能を確保することが困難になる。
　特許文献２には、高耐食性二相ステンレス鋼の製造時に、脆化相であるσ相およびΧ相などの金属間化合物の析出を抑制することにより、高耐食性を維持しつつ、より優れた、耐脆化性、鋳造性、および熱間加工性を有する、高耐食性二相ステンレス鋼を連続鋳造する方法が開示されている。
特開２０１３－１１９６２７号公報 特開２０１７－８０７６５号公報
　しかしながら、特許文献２では、オーステナイト相の安定化、靱性向上、窒化物析出の抑制に寄与するＮｉの含有量が７．０％以下であるため、これらの効果が十分に得られないおそれがあり、改善の余地が残されている。
　ただし、Ｎｉ含有量が高い場合には、フェライト相内のＣｒおよびＭｏが濃化し、σ相の析出が促進される。σ相を多く含む鋼からなる鋳片は、非常に割れやすく、その後の熱間加工が困難であるという問題がある。
　本発明は、ＰＲＥの値が高く、かつＮｉ含有量が高い場合であっても、靱性低下による割れを抑制可能な二相ステンレス鋼を提供することを目的とする。
　本発明者らが上記の課題を解決するために鋭意検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
　（ａ）二相ステンレス鋼からなる鋳片の割れ防止を達成するためには、靱性の改善が求められる。
　（ｂ）Ｃｒ当量（Ｃｒｅｑ）およびＮｉ当量（Ｎｉｅｑ）の比を適切に管理し、凝固形態を制御することで、靱性の低下を抑制することができる。
　（ｃ）金属間化合物の形成しやすさの指標となるＭｄ値を所定値以下に制御するとともに、鋳造後の冷却条件を制御することで、σ相の析出を抑制することが可能となる。
　（ｄ）これらの条件を満足することで、ＰＲＥの値が高く、かつＮｉ含有量が高い場合であっても、得られる二相ステンレス鋼は靱性が良好で、割れを抑制することができる。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、下記の二相ステンレス鋼を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１０％以下、
　Ｓｉ：３．０％以下、
　Ｍｎ：８．０％以下、
　Ｐ：０．０４０％以下、
　Ｓ：０．０２０％以下、
　Ｃｒ：２０．０～３８．０％、
　Ｎｉ：３．００～１２．００％、
　Ｍｏ：１．０～６．５％、
　Ｃｕ：３．０％以下、
　Ｎ：０．２００～０．７００％、
　Ａｌ：０～１．０％、
　Ｓｎ：０～１．０％、
　Ｗ：０～６．０％、
　Ｃｏ：０～３．０％、
　Ｎｂ：０～０．５０％、
　Ｔｉ：０～１．５％、
　Ｖ：０～１．０％、
　Ｚｒ：０～０．５０％、
　Ｔａ：０～０．１００％、
　Ｂ：０～０．１００％、
　Ｃａ：０～０．５０％、
　Ｍｇ：０～０．５０％、
　ＲＥＭ：０～０．１０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記（ｉ）式で定義されるＰＲＥの値が４１．０以上であり、
　下記（ii）式で定義されるＣｒｅｑと、下記（iii）式で定義されるＮｉｅｑとの比Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値が２．３６０～２．５３０であり、
　下記（iv）式で定義される平均Ｍｄ値が０．９１４０以下であり、
　金属組織中に含まれるσ相の面積率が２．０％以下である、
　二相ステンレス鋼。
　ＰＲＥ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ　・・・（ｉ）
　Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．３７Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋２Ｎｂ＋３Ｔｉ　・・・（ii）
　Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋０．３１Ｍｎ＋２２Ｃ＋１４．２Ｎ＋Ｃｕ　・・・（iii）
　平均Ｍｄ値＝ΣΧｉ・（Ｍｄ）ｉ　・・・（iv）
　ただし、上記（ｉ）～（iii）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）であり、上記（iv）式中の記号の意味は以下のとおりである。
　Χｉ：合金成分ｉの原子分率
　（Ｍｄ）ｉ：合金成分iのＭｄ値（ｅＶ）
　（２）上記（１）に記載の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造する連続鋳造工程を備え、
　前記連続鋳造工程では、鋳片を９５０～１０５０℃の温度範囲まで一次冷却した後に、最高到達温度が１０５０℃以上となるまで復熱させ、その後、９００～１０００℃の温度範囲での滞留時間が４００ｓ以下となる条件で冷却する、
　二相ステンレス鋼の製造方法。
　（３）前記鋳片に対して熱間圧延を施す熱間圧延工程をさらに備え、
　前記熱間圧延工程では、前記鋳片を１１５０～１３００℃の温度範囲で１．５ｈ以上加熱した後に、仕上圧延温度が９００～１１１０℃となる条件で熱間圧延し、次いで、８００～５００℃の温度範囲内での平均冷却速度が０．１～１．０℃／ｓとなる条件で５００℃以下の温度範囲まで冷却する、
　上記（２）に記載の二相ステンレス鋼の製造方法。
　本発明によれば、ＰＲＥの値が高く、かつＮｉ含有量が高い場合であっても、靱性低下による割れを抑制可能な二相ステンレス鋼を得ることが可能になる。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　１．化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０％以下
　Ｃは、オーステナイト相に固溶して強度を高める元素である。しかし、多量に含有すると、炭化物の析出から耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０５０％以下とする。時効耐食性を考慮すると、Ｃ含有量は０．０３０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｃ含有量に下限を設ける必要はないが、上記の効果を得たい場合は、０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０１５％以上であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：３．０％以下
　Ｓｉは、脱酸元素として使われ、また耐酸化性向上のために添加される場合がある。しかし、多量に含有すると、鋼の硬質化をもたらし、加工性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下、好ましくは２．０％以下または１．０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量に下限を設ける必要はないが、上記の効果を得たい場合は、０．１０％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：８．０％以下
　Ｍｎは、オーステナイト相を増加させ、また窒素の固溶度を上げ、製造時の気泡欠陥などを抑制する効果を有する。しかし、Ｍｎを多量に含有すると、耐食性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は８．０％以下、好ましくは３．０％以下または１．０％以下とする。なお、Ｍｎ含有量に下限を設ける必要はないが、上記の効果を得たい場合は、０．２０％以上であるのが好ましく、０．４０％以上であるのがより好ましい。
　Ｐ：０．０４０％以下
　Ｐは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料にも含有されているため、低減することが困難であるが、Ｐを多量に含有すると成形性を低下させる。Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は０．０３０％以下であるのが好ましい。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、Ｍｎと結合して介在物を作り、発銹の基点となる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は低いほど耐食性が向上するので、０．０１０％以下であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのがより好ましい。
　Ｃｒ：２０．０～３８．０％
　Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。加えて、Ｃｒはフェライト安定化元素であり、オーステナイトおよびフェライトの二相組織を得るため、相比率を考慮して２０．０％以上のＣｒを含有する必要がある。しかし、Ｃｒを多量に含有すると、かえって耐食性の低下を招く。したがって、Ｃｒ含有量は３８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は２２．０％以上または２４．０％以上であるのが好ましく、３３．０％以下、２８．０％以下または２７．０％以下であるのが好ましい。
　Ｎｉ：３．００～１２．００％
　Ｎｉは、オーステナイト安定化元素である。また、Ｎｉは耐食性を向上させる効果を有する。そのため、Ｎｉ含有量を３．００％以上とする。しかし、Ｎｉを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらし、また応力腐食割れなどの問題が生じる可能性がある。したがって、Ｎｉ含有量は１２．００％以下とする。Ｎｉ含有量は５．００％以上であるのが好ましく、７．５０％以上であるのがより好ましく、１０．００％以下であるのが好ましい。
　Ｍｏ：１．０～６．５％
　Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。そのため、Ｍｏ含有量を１．０％以上とする。しかし、Ｍｏを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらすだけでなく、かえって耐食性の低下を招く。したがって、Ｍｏ含有量は６．５％以下とする。Ｍｏ含有量は２．０％以上であるのが好ましく、３．０％以上であるのがより好ましく、５．５％以下であるのが好ましく、４．４％以下であるのがより好ましい。
　Ｃｕ：３．０％以下
　Ｃｕは、耐硫酸性の向上に非常に有効な元素である。しかし、Ｃｕを多量に含有すると、かえって耐食性の低下を招く。したがって、Ｃｕ含有量は３．０％以下とする。Ｃｕ含有量は２．０％以下であるのが好ましく、０．９０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｃｕ含有量に下限を設ける必要はないが、上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのが好ましい。
　Ｎ：０．２００～０．７００％
　Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度および耐食性を高めて省合金化に寄与する元素である。そのため、Ｎ含有量は０．２００％以上とする。しかし、Ｎを多量に含有すると、ブローホールの発生による欠陥等により鋼の耐食性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は、０．７００％以下とする。Ｎ含有量は０．２４０％以上であるのが好ましく、０．４５０％以下であるのが好ましい。
　Ａｌ：０～１．０％
　Ａｌは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ａｌは、脱硫、脱酸の効果を発揮する。しかし、Ａｌを多量に含有すると、ノズル閉塞の原因となる硬質なスピネル系介在物（ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３）が析出するほか、製造疵の増加および原料コストの増加を招く。したがって、Ａｌ含有量は１．０％以下とする。Ａｌ含有量は０．５０％以下または０．１０％以下であるのが好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ａｌ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。
　Ｓｎ：０～１．０％
　Ｓｎは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｓｎは鋼の耐食性を高める。しかしながら、Ｓｎは鋼の加工性を阻害する元素である。そのため、Ｓｎ含有量は１．０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．５０％以下または０．１０％以下であるのが好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｓｎ含有量は０．００２％以上であるのが好ましい。
　Ｗ：０～６．０％
　Ｗは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｗは鋼の耐ＳＣＣ性および耐孔食性を高める。Ｗはさらに、Ｍｏと比較してσ相を生成しにくい。そのため、Ｍｏの一部に代えてＷを含有させてもよい。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎる場合、製造コストが高くなる。したがって、Ｗ含有量は６．０％以下とする。Ｗ含有量は３．０％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
　Ｃｏ：０～３．０％
　Ｃｏは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｏは鋼の強度を高める。Ｃｏはさらに、オーステナイトを安定化させる。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎる場合、鋼の耐食性が低下するほか、製造コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は３．０％以下とする。Ｃｏ含有量は２．０％以下または１．０％以下であるのが好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｃｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
　Ｎｂ：０～０．５０％
　Ｎｂは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎる場合、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．３０％以下、０．１０％以下または０．０５０％以下であるのが好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
　Ｔｉ：０～１．５％
　Ｔｉは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎる場合、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は１．５％以下とする。Ｔｉ含有量は０．５０％以下、０．１０％以下または０．０５０％以下であるのが好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
　Ｖ：０～１．０％
　Ｖは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎる場合、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は１．０％以下とする。Ｖ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下または０．３０％以下であるのが好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｖ含有量は０．０１％以上または０．０５％以上であるのが好ましい。
　Ｚｒ：０～０．５０％
　Ｚｒは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｚｒは耐食性向上に寄与する。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎる場合、効果が飽和する。したがって、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．４０％以下または０．３０％以下であるのが好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｚｒ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
　Ｔａ：０～０．１００％
　Ｔａは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔａは介在物の改質により耐食性を向上させる。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎる場合、常温での延性の低下を招く。したがって、Ｔａ含有量は０．１００％以下とする。Ｔａ含有量は０．０５０％以下であるのが好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｔａ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
　Ｂ：０～０．１００％
　Ｂは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは熱間加工性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎる場合、上記効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｂ含有量は０．０１００％以下であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００３％以上であるのがより好ましい。
　Ｃａ：０～０．５０％
　Ｃａは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは脱硫、脱酸のほか、スピネル系介在物生成防止の効果を発揮する。しかし、Ｃａを多量に含有すると、耐食性が低下するほか、溶接時のスパッタ発生量の増大を引き起こす。したがって、Ｃａ含有量は０．５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．０５０％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましく、０．００４０％以下であるのがさら好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｃａ含有量は０．００１０％以上であるのが好ましく、０．００１５％以上であるのがより好ましい。
　Ｍｇ：０～０．５０％
　Ｍｇは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼中のＳと硫化物を形成し、Ｓの粒界への偏析を低減する。その結果、鋼の耐食性が高まり、熱間加工性の向上にも寄与する。Ｍｇが少しでも含有されれば上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎる場合、粗大な酸化物または硫化物を形成し、孔食の起点となる。その結果、鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０５０％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましく、０．００４０％以下であるのがさら好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
　ＲＥＭ：０～０．１０％
　ＲＥＭは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼の熱間加工性を改善する。そのため、ＲＥＭは微量含有されることが望ましい。しかし、過剰な含有は鋼の耐食性を低下させるため、ＲＥＭ含有量は０．１０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０５０％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上または０．００５％以上であるのが好ましい。
　ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
　本発明の二相ステンレス鋼の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本発明の二相ステンレス鋼の化学組成は、各元素の含有量が上述した範囲内であるのに加えて、下記に示す式によって算出されるＰＲＥの値、およびＣｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値がそれぞれ所定の範囲内である必要がある。
　ＰＲＥ：４１．０以上
　ＰＲＥは、ステンレス鋼の耐食性を示す一般的な指標であり、鋼の化学組成から、下記（ｉ）式で計算される。ＰＲＥの値が４１．０以上となるように合金設計をすることで、優れた耐食性を確保することが可能となる。ＰＲＥの値に上限を設ける必要はないが、過剰に高いと合金コスト増加の問題を生じさせるおそれがある。そのため、ＰＲＥの値は６０．０以下であるのが好ましい。
　ＰＲＥ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）である。
　Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ：２．３６０～２．５３０
　ＣｒｅｑおよびＮｉｅｑは、それぞれ下記（ii）および（iii）式で定義される。Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値を２．３６０以上に制御することで、Ｆモード凝固にすることができ、靱性を確保することが可能となる。Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値は２．４００以上であるのが好ましい。一方、Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑが高すぎるとフェライト単相組織となり、二相鋼の特性を得られない。そのため、Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値は２．５３０以下とする。
　Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．３７Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋２Ｎｂ＋３Ｔｉ　・・・（ii）
　Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋０．３１Ｍｎ＋２２Ｃ＋１４．２Ｎ＋Ｃｕ　・・・（iii）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）である。
　Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値が低くＦＡモード凝固となると、凝固の途中でオーステナイトが晶出するバミキュラーフェライトが主体の金属組織となる。バミキュラーフェライトが主体の金属組織では、フェライト／オーステナイト相の界面整合性が低く、相境界が剥離するように割れが進展し易くなるため、靱性が低下する傾向となる。
　それに対して、Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値が所定値以上の場合には、フェライト単相で凝固するＦモード凝固となる。Ｆ凝固モードとなると、フェライトで完全凝固した後に、固相変態でオーステナイトが析出するアシキュラーフェライト主体の金属組織となる。アシキュラーフェライト主体の金属組織となれば、フェライト／オーステナイトの界面整合性が高く、靱性の低下を抑制することができる。
　２．Ｍｄ値
　Ｍｄ値とは、多元系の相安定性の指標の一つであり、合金の各成分のｄ軌道にある電子軌道エネルギーを意味する値である。そして、Ｍｄ値が高いほど、相が不安定となり、σ相等の金属間化合物が形成しやすくなる。本発明においては、金属間化合物の析出を抑制する観点から、下記（iv）式で定義される平均Ｍｄ値を０．９１４０以下とする。金属間化合物の析出をより抑制する観点から、０．９０９０以下が望ましい。
　平均Ｍｄ値＝ΣΧｉ・（Ｍｄ）ｉ　・・・（iv）
　ただし、上記（iv）式中の記号の意味は以下のとおりである。
　Χｉ：合金成分ｉの原子分率
　（Ｍｄ）ｉ：合金成分ｉのＭｄ値（ｅＶ）
　金属間化合物の析出を抑制するためには、平均Ｍｄ値は低ければ低いほどよいため、下限を設ける必要はない。しかし、本発明で規定される成分系において、平均Ｍｄ値を０．８８００未満とすることは困難である。そのため、平均Ｍｄ値は０．８８００以上であってもよい。
　合金成分ｉのＭｄ値は、クラスター計算（数個～数十個からなる原子の集合体（クラスター）模型を用いて行う分子軌道計算法）により求めることができる（M.Morinaga et al., J. Phys. Soc. Jpn., 53 (1984), p.653）。合金の平均Ｍｄ値は、初期組成と偏析比より求められる粒界および最終凝固部の組成を原子分率に換算してΧｉを算出することで、金属間化合物の析出を整理することが可能である。
　３．金属組織
　本発明に係る二相ステンレス鋼においては、金属組織中に含まれるσ相の面積率が２．０％以下である。上述のように、ＰＲＥの値に加えて、Ｎｉ含有量が高い場合には、σ相の析出が促進される。特に、σ相の面積率が２．０％を超える場合には、靱性の劣化が顕著になる。そのため、σ相の面積率は２．０％以下とする。σ相の面積率は１．０％以下であるのが好ましく、０．１０％以下であるのがより好ましく、０．０５％以下であるのがさらに好ましい。σ相の面積率は低ければ低いほどよいため、下限を設ける必要はない。
　その他の金属組織については特に制限はない。しかしながら、Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値を上述の範囲に調整することで、フェライトおよびオーステナイトの二相組織となり、かつＦモード凝固となる。この際、面積率で、アシキュラー状のフェライトを５０％以下含有し、残部がオーステナイトおよび不可避生成物である金属組織となることが好ましい。上記の金属組織では、相対的にオーステナイトの面積率が高くなるため、靱性を向上させることが可能となる。
　不可避生成物としては、上記のσ相に加えて、Ｃｒ２Ｎ等が含まれる可能性がある。Ｃｒ２Ｎ等は、合計で２．０％以下であれば許容される。
　本発明において、フェライトおよびオーステナイトの面積率は、ＪＩＳ　Ｚ　３１１９：２０１７に準じて、フェライトスコープを用いて測定を行う。また、フェライトがバミキュラーフェライト主体であるか、アシキュラーフェライト主体であるかについては、倍率５０倍で光学顕微鏡を用いた組織観察により判定することができる。
　さらに、鋳片の表面から５ｍｍの深さ位置が観察面となるよう、顕微鏡観察用の試料を切り出した後、ＫＯＨ電解エッチングにてσ相を現出する。その後、光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率で６０視野のミクロ組織画像を取得する。そして、得られた画像を二値化処理して、σ相面積率の測定を行う。なお、σ相は組織中に不均一に含まれるため、鋳片の５か所以上から試料を採取し、各試料における測定値を平均したものを、σ相面積率として採用することとする。
　４．製造方法
　本発明に係る二相ステンレス鋼は、例えば、上記の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造することによって製造することができる。すなわち、本発明の二相ステンレス鋼は、鋳片であってもよい。この際の鋳造条件の制御が重要となる。本発明者らは、σ相の析出を抑制するための鋳造条件について、まず以下の検討を行った。
　連続鋳造工程において、鋳片は、水冷銅鋳型を用いた一次冷却、および鋳片表面から冷却スプレーを噴射する二次冷却の２つの工程によって主に冷却される。このうち、二次冷却における水量を種々変化させた場合の鋳片表層５ｍｍ位置の温度履歴を、伝熱解析により調査した。この際の、鋳造速度は１．１ｍ／ｍｉｎとした。
　σ相の析出ノーズは９００～１０００℃程度と考えられる。そのため、鋳造後の冷却過程において、９００～１０００℃の温度範囲内で滞留する時間を短くすることが、σ相の析出を抑制する上で効果的である。
　検討の結果、従来は８０Ｌ／ｍｉｎ程度にすることが一般的である二次冷却における水量を、０Ｌ／ｍｉｎとして放冷することで、鋳造片表層部（５ｍｍ深さ）がσ相の析出ノーズ近傍である９００～１０００℃の温度範囲内で滞留する時間を最も短くすることができることを見出した。
　具体的には、鋳造後の鋳片表層部を９５０～１０５０℃の温度範囲まで一次冷却した後に、鋳片中心部からの復熱により、最高到達温度が１０５０℃以上となるまで上昇させ、その後放冷することで、９００～１０００℃の温度範囲内での滞留時間を４００ｓ以下とし、σ相の面積率を２．０％以下とすることが可能となる。
　σ相の面積率を低減するためには、上記滞留時間は短ければ短いほど好ましく、３００ｓ以下であることが好ましい。
　また、本発明の二相ステンレス鋼は、板状または棒状の熱延材であってもよい。この場合、本発明に係る二相ステンレス鋼の製造方法は、上記鋳片に対して熱間圧延を施す熱間圧延工程をさらに備える。熱間圧延工程における条件について特に制限はないが、例えば、下記の条件で行うことが好ましい。
　熱間圧延を行う前に、上述の鋳片を１１５０～１３００℃の温度範囲で１．５ｈ以上加熱することが好ましい。これにより、鋳片中に析出したσ相を再び溶解させることができる。ここで、上記加熱時の温度および時間は、それぞれ、炉内の平均温度および在炉時間を意味する。
　その後、加熱した鋳片に対して、粗圧延および仕上圧延を施す。この際、仕上圧延温度は９００～１１１０℃であることが好ましい。仕上圧延終了後は、８００～５００℃の温度範囲内での平均冷却速度が０．１～１．０℃／ｓとなる条件で５００℃以下の温度範囲まで冷却することが好ましい。上記の平均冷却速度は０．７℃／ｓ以下であることがより好ましい。この際の冷却方法については特に制限はなく、例えば空冷すればよい。
　５００℃以下から室温まで冷却する間の冷却速度については特に制限はなく、空冷、ミスト水冷、または水冷等により冷却すればよい。ここで、仕上圧延温度は、複数のスタンドを備える圧延機の最終スタンド出口での熱延材の表面温度を意味する。また、仕上圧延を行った後の冷却速度は、熱延材の表面での冷却速度を指す。
　さらに、本発明の二相ステンレス鋼は、上記の熱延材に対して冷間圧延を施した冷延材であってもよい。冷間圧延は通常の方法を用いて行えばよい。また、上記の熱延材または冷延材に焼鈍を施し、焼鈍熱延材または焼鈍冷延材としてもよい。この際、σ相の析出を抑制する観点から、焼鈍温度は、例えば、５５０～９００℃とすることが好ましい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　種々の製造条件により、表１に示す化学組成を有する直径１８０ｍｍの円柱状の鋳片を製造した。各鋳片の連続鋳造条件について表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋳片を用いて、金属組織の測定を具体的に以下の手順により行った。まず、フェライトおよびオーステナイトの面積率は、ＪＩＳ　Ｚ　３１１９：２０１７に準じて、フェライトスコープを用いて測定を行った。また、フェライトがバミキュラーフェライト主体であるか、アシキュラーフェライト主体であるかについては、倍率５０倍で光学顕微鏡を用いた組織観察により判定した。
　さらに、鋳片の表面から５ｍｍの深さ位置が観察面となるよう、顕微鏡観察用の試料を５か所から切り出した後、ＫＯＨ電解エッチングにてσ相を現出した。その後、光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率で６０視野のミクロ組織画像を取得し、得られた画像を二値化処理して、σ相面積率の測定を行った。そして、５つの試料の測定値の平均値をσ相面積率とした。
　さらに、各鋳片の靱性を評価した。各鋳片の表層５ｍｍ位置からＶノッチ試験片を作製した。試験片のサイズは１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍとし、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準じてシャルピー衝撃試験に供した。衝撃特性は、１００℃での衝撃値が３０．０Ｊ／ｃｍ２以上の場合を良好とし、３０．０Ｊ／ｃｍ２未満である場合を不良とした。
　それらの結果を表２に併せて示す。表２から分かるように、σ相の面積率が２．０％を超えるか、金属組織がバミキュラーフェライト主体となった、試験Ｎｏ．１、３、５、７、９および１１～１３では、衝撃値が不良であった。また、これらについては鋳片製造段階で割れが発生していた。
　一方、本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．２、４、６、８、１０および１４～１６では、得られた鋳片に割れは発生せず、また、衝撃値も良好であった。これらの鋳片に対しては、さらに熱間加工性の評価を行った。
　各鋳片の表層部から直径８ｍｍ、長さ１１０ｍｍの試験片を切り出した。その後、室温から１２５０℃まで３０ｓで昇温し、３０ｓ保持した。続いて、２０℃／ｓの冷却速度で１０００℃まで冷却し、３０ｓ保持した。その後、引張試験を行い、引張強さおよび絞りを測定した。
　さらに、本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．２、４、６、８、１０および１４～１６の鋳片に対して、熱間圧延を施し、直径５．５ｍｍの熱延材（線材）とした。具体的には、鋳片を１２００℃で２ｈ加熱した後、仕上圧延温度が１１００℃となる条件で熱間圧延し、続いて８００～５００℃の温度範囲内での平均冷却速度が０．５℃／ｓとなる条件で４００℃まで空冷し、さらに室温まで水冷した。
　その後、得られた熱延材について、長さ方向および径方向に垂直な断面が観察面となるよう、顕微鏡観察用の試料を５か所から切り出した後、ＫＯＨ電解エッチングにてσ相を現出した。その後、光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率で６０視野のミクロ組織画像を取得し、得られた画像を二値化処理して、σ相面積率の測定を行った。そして、５つの試料の測定値の平均値をσ相面積率とした。
　表２に示すように、本発明例では、１０００℃での絞りが６０．０％以上であって良好な熱間加工性を有し、さらに、熱延材中のσ相の面積率を２．０％以下に抑制することが可能であった。
　本発明によれば、ＰＲＥの値が高く、かつＮｉ含有量が高い場合であっても、靱性低下による割れを抑制可能な二相ステンレス鋼を得ることが可能になる。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１０％以下、
    　Ｓｉ：３．０％以下、
    　Ｍｎ：８．０％以下、
    　Ｐ：０．０４０％以下、
    　Ｓ：０．０２０％以下、
    　Ｃｒ：２０．０～３８．０％、
    　Ｎｉ：３．００～１２．００％、
    　Ｍｏ：１．０～６．５％、
    　Ｃｕ：３．０％以下、
    　Ｎ：０．２００～０．７００％、
    　Ａｌ：０～１．０％、
    　Ｓｎ：０～１．０％、
    　Ｗ：０～６．０％、
    　Ｃｏ：０～３．０％、
    　Ｎｂ：０～０．５０％、
    　Ｔｉ：０～１．５％、
    　Ｖ：０～１．０％、
    　Ｚｒ：０～０．５０％、
    　Ｔａ：０～０．１００％、
    　Ｂ：０～０．１００％、
    　Ｃａ：０～０．５０％、
    　Ｍｇ：０～０．５０％、
    　ＲＥＭ：０～０．１０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（ｉ）式で定義されるＰＲＥの値が４１．０以上であり、
    　下記（ii）式で定義されるＣｒｅｑと、下記（iii）式で定義されるＮｉｅｑとの比Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑの値が２．３６０～２．５３０であり、
    　下記（iv）式で定義される平均Ｍｄ値が０．９１４０以下であり、
    　金属組織中に含まれるσ相の面積率が２．０％以下である、
    　二相ステンレス鋼。
    　ＰＲＥ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ　・・・（ｉ）
    　Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．３７Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋２Ｎｂ＋３Ｔｉ　・・・（ii）
    　Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋０．３１Ｍｎ＋２２Ｃ＋１４．２Ｎ＋Ｃｕ　・・・（iii）
    　平均Ｍｄ値＝ΣΧｉ・（Ｍｄ）ｉ　・・・（iv）
    　ただし、上記（ｉ）～（iii）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）であり、上記（iv）式中の記号の意味は以下のとおりである。
    　Χｉ：合金成分ｉの原子分率
    　（Ｍｄ）ｉ：合金成分iのＭｄ値（ｅＶ）
  2. 　請求項１に記載の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造する連続鋳造工程を備え、
    　前記連続鋳造工程では、鋳片を９５０～１０５０℃の温度範囲まで一次冷却した後に、最高到達温度が１０５０℃以上となるまで復熱させ、その後、９００～１０００℃の温度範囲での滞留時間が４００ｓ以下となる条件で冷却する、
    　二相ステンレス鋼の製造方法。
  3. 　前記鋳片に対して熱間圧延を施す熱間圧延工程をさらに備え、
    　前記熱間圧延工程では、前記鋳片を１１５０～１３００℃の温度範囲で１．５ｈ以上加熱した後に、仕上圧延温度が９００～１１１０℃となる条件で熱間圧延し、次いで、８００～５００℃の温度範囲内での平均冷却速度が０．１～１．０℃／ｓとなる条件で５００℃以下の温度範囲まで冷却する、
    　請求項２に記載の二相ステンレス鋼の製造方法。
PCT/JP2022/010351 2021-03-15 2022-03-09 二相ステンレス鋼 WO2022196498A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202280021821.6A CN116997670A (zh) 2021-03-15 2022-03-09 双相不锈钢
EP22771249.4A EP4310214A4 (en) 2021-03-15 2022-03-09 DUPLEX STAINLESS STEEL
JP2023507031A JPWO2022196498A1 (ja) 2021-03-15 2022-03-09

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021-040916 2021-03-15
JP2021040916 2021-03-15

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022196498A1 true WO2022196498A1 (ja) 2022-09-22

Family

ID=83320614

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/010351 WO2022196498A1 (ja) 2021-03-15 2022-03-09 二相ステンレス鋼

Country Status (4)

Country Link
EP (1) EP4310214A4 (ja)
JP (1) JPWO2022196498A1 (ja)
CN (1) CN116997670A (ja)
WO (1) WO2022196498A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN117286422A (zh) * 2023-08-09 2023-12-26 北京首钢吉泰安新材料有限公司 一种不锈钢合金及其制备方法与应用

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010508439A (ja) * 2006-10-30 2010-03-18 サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ ２相ステンレス鋼およびこの鋼の使用
JP2011202247A (ja) * 2010-03-26 2011-10-13 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐食性に優れた二相ステンレス鋼材
JP2013119627A (ja) 2011-12-06 2013-06-17 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼鋳片、および、二相ステンレス鋼鋼材
JP2016053213A (ja) * 2014-09-02 2016-04-14 日本冶金工業株式会社 二相ステンレス鋼板とその製造方法
JP2017080765A (ja) 2015-10-27 2017-05-18 新日鐵住金株式会社 鋼管用鋳片の連続鋳造方法
JP2018003054A (ja) * 2016-06-28 2018-01-11 日本冶金工業株式会社 二相ステンレス鋼

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE513247C2 (sv) * 1999-06-29 2000-08-07 Sandvik Ab Ferrit-austenitisk stållegering
SE524951C2 (sv) * 2001-09-02 2004-10-26 Sandvik Ab Användning av en duplex rostfri stållegering
SG193359A1 (en) * 2011-03-10 2013-10-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Duplex stainless steel sheet
JP6222806B2 (ja) * 2013-03-27 2017-11-01 日本冶金工業株式会社 耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼
EP3211107A4 (en) * 2014-10-24 2018-05-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Two-phase stainless steel and production method therefor
CN108220813B (zh) * 2018-03-29 2020-09-15 东北大学 一种特超级双相不锈钢及其合金成分优化设计方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010508439A (ja) * 2006-10-30 2010-03-18 サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ ２相ステンレス鋼およびこの鋼の使用
JP2011202247A (ja) * 2010-03-26 2011-10-13 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐食性に優れた二相ステンレス鋼材
JP2013119627A (ja) 2011-12-06 2013-06-17 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼鋳片、および、二相ステンレス鋼鋼材
JP2016053213A (ja) * 2014-09-02 2016-04-14 日本冶金工業株式会社 二相ステンレス鋼板とその製造方法
JP2017080765A (ja) 2015-10-27 2017-05-18 新日鐵住金株式会社 鋼管用鋳片の連続鋳造方法
JP2018003054A (ja) * 2016-06-28 2018-01-11 日本冶金工業株式会社 二相ステンレス鋼

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
M. MORINAGA ET AL., J. PHYS. SOC. JPN., vol. 53, 1984, pages 653
PÉREZ-NÚÑEZ DANIEL, SUNWOO SUN-YOUNG, SÁNCHEZ ELENA G., HALEY NICHOLAS, GARCÍA-BELMONTE RAQUEL, NOGAL MARISA, MOROZOV IGOR, MADDEN: "Evaluation of a viral DNA-protein immunization strategy against African swine fever in domestic pigs", VETERINARY IMMUNOLOGY AND IMMUNOPATHOLOGY, ELSEVIER, AMSTERDAM, NL, vol. 208, 1 February 2019 (2019-02-01), AMSTERDAM, NL, pages 34 - 43, XP055967620, ISSN: 0165-2427, DOI: 10.1016/j.vetimm.2018.11.018 *
See also references of EP4310214A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN117286422A (zh) * 2023-08-09 2023-12-26 北京首钢吉泰安新材料有限公司 一种不锈钢合金及其制备方法与应用

Also Published As

Publication number Publication date
CN116997670A (zh) 2023-11-03
EP4310214A1 (en) 2024-01-24
JPWO2022196498A1 (ja) 2022-09-22
EP4310214A4 (en) 2024-09-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101928636B1 (ko) 페라이트계 스테인리스 압연 강판과 그 제조 방법 및 플랜지 부품
KR101564152B1 (ko) 내산화성과 고온 강도가 우수한 고순도 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
JP6058439B2 (ja) 冷間加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板
KR101896852B1 (ko) 열연 강판
KR101897932B1 (ko) 열연 강판
JP5316634B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
TWI460293B (zh) 雙相不銹鋼、雙相不銹鋼鑄片、及雙相不銹鋼鋼材
JP5846445B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
WO2010008019A1 (ja) 連続鋳造鋳片およびその製造方法
JP5907320B1 (ja) ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法
JP5709571B2 (ja) 耐酸化性と高温強度に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
KR20140117506A (ko) 내스케일 박리성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
KR101850231B1 (ko) 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
KR20180017177A (ko) 페라이트계 스테인리스 열연 강판 및 열연 어닐링판, 그리고 그들의 제조 방법
US9816163B2 (en) Cost-effective ferritic stainless steel
WO2022045353A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP6058508B2 (ja) 冷間加工性と加工後の表面性状および硬さに優れる熱延鋼板
WO2022196498A1 (ja) 二相ステンレス鋼
KR20200057760A (ko) 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조 방법
CN113614269B (zh) 铁素体系不锈钢板及其制造方法
JP5989162B2 (ja) 耐酸化性と高温強度に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2017066516A (ja) フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
JP5709570B2 (ja) 耐酸化性と高温強度に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JPH0551633A (ja) 高Ｓｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
JP2004124140A (ja) 抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22771249

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2023507031

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202317058787

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202280021821.6

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2022771249

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022771249

Country of ref document: EP

Effective date: 20231016