WO2024043259A1 - 二相ステンレス鋼材 - Google Patents

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WO2024043259A1
WO2024043259A1 PCT/JP2023/030249 JP2023030249W WO2024043259A1 WO 2024043259 A1 WO2024043259 A1 WO 2024043259A1 JP 2023030249 W JP2023030249 W JP 2023030249W WO 2024043259 A1 WO2024043259 A1 WO 2024043259A1
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steel material
stainless steel
duplex stainless
less
ferrite
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PCT/JP2023/030249
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健太 山田
孝裕 小薄
伸之佑 栗原
翔伍 青田
英紀 長島
大 石川
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日本製鉄株式会社
東洋エンジニアリング株式会社
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    • 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
    • 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
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • 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
    • 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

Definitions

  • the present disclosure relates to duplex stainless steel materials.
  • a urea plant which is one type of chemical plant, produces urea.
  • urea is produced by the following method.
  • a mixed gas containing ammonia and carbon dioxide is synthesized at a high temperature range of 160 to 230°C under a high pressure of 120 kg/cm 2 or more. At this time, urea is produced by a synthetic reaction.
  • ammonia carbamate is extremely corrosive and promotes intergranular corrosion in steel materials. Therefore, steel materials used in urea plants are required to have excellent intergranular corrosion resistance.
  • Duplex stainless steel materials have excellent corrosion resistance. Therefore, duplex stainless steel materials are used as steel materials for urea manufacturing plants. Duplex stainless steel materials for use in urea production plants are proposed in, for example, JP-A No. 2003-301241 (Patent Document 1) and JP-A No. 2011-127186 (Patent Document 2).
  • the duplex stainless steel material disclosed in Patent Document 1 attempts to improve corrosion resistance from the viewpoint of chemical composition. Specifically, the content of Cu, which accelerates the corrosion rate, is suppressed. Furthermore, the content of Mo, which promotes the formation of the ⁇ phase, is suppressed, and W, which is a ferrite stabilizing element that replaces Mo and does not promote the formation of the ⁇ phase, is contained. Patent Document 1 states that this increases the corrosion resistance of the duplex stainless steel material.
  • the duplex stainless steel material disclosed in Patent Document 2 attempts to improve corrosion resistance from the viewpoint of chemical composition. Specifically, a relational expression among the contents of Nd, P, S, Al, and Mo is defined, and by keeping this relational expression within a predetermined range, the generation of the ⁇ phase at the interface between ferrite and austenite is suppressed. Patent Document 2 states that this increases the corrosion resistance of the duplex stainless steel material.
  • duplex stainless steel materials used in urea production plants are sometimes welded to form welded joints during plant construction.
  • a heat-affected zone (HAZ) is formed in a base metal portion adjacent to the weld metal.
  • HAZ heat-affected zone
  • intergranular corrosion tends to progress in the HAZ. Therefore, even when a welded joint is made of duplex stainless steel, excellent intergranular corrosion resistance is required.
  • An object of the present disclosure is to provide a duplex stainless steel material that has excellent intergranular corrosion resistance even when used as a welded joint.
  • the duplex stainless steel material according to the present disclosure includes: The chemical composition is in mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 2.00% or less, P: 0.040% or less, S: 0.0010% or less, Cr: 26.0-28.0%, Ni: 6.0 to 10.0%, Mo: 0.20-1.70%, W: more than 2.00 to 3.00%, N: more than 0.30 to 0.40%, O: 0.020% or less, Al: 0.050% or less, Cu: 0 to 0.30%, Co: 0-1.0%, Ti: 0-0.300%, Nb: 0 to 0.300%, Ca: 0-0.010%, Mg: 0 to 0.010%, B: 0 to 0.010%, and The remainder consists of Fe and impurities,
  • the longitudinal direction of the duplex stainless steel material is defined as the L direction
  • the thickness direction of the duplex stainless steel material is defined as the T direction
  • T direction In a cross section including the L direction and the T direction of the du
  • the duplex stainless steel material according to the present disclosure has excellent intergranular corrosion resistance even when used as a welded joint.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a longitudinal section of a duplex stainless steel material including the longitudinal direction (L direction) and the thickness direction (T direction).
  • FIG. 2 is a schematic diagram of a longitudinal section of a duplex stainless steel material when the duplex stainless steel material is welded to form a welded joint.
  • Figure 3 shows the steps for measuring the average ferrite thickness TF, the sample standard deviation ⁇ TF of the ferrite thickness, and the average austenite thickness TA of the duplex stainless steel material when the duplex stainless steel material is a steel pipe.
  • FIG. 2 is a longitudinal cross-sectional view of a duplex stainless steel material for explaining a method for specifying a rectangular region TP.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of the rectangular area TP in FIG. 3.
  • FIG. 5 is an enlarged view of a region of the rectangular region in FIG. 4 that overlaps with line segment LS1.
  • the present inventors investigated duplex stainless steel materials that have excellent intergranular corrosion resistance even when used as welded joints. As a result, the present inventors obtained the following findings.
  • the present inventors investigated duplex stainless steel materials that have excellent intergranular corrosion resistance even when used in welded joints from the viewpoint of chemical composition, as in Patent Documents 1 and 2. .
  • the present inventors thought that if the chemical composition of the duplex stainless steel material satisfies the following characteristic 1, excellent intergranular corrosion resistance can be obtained even when used as a welded joint.
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 2.00% or less, P: 0.040% or less, S: 0.0010% or less, Cr: 26.0-28.0%, Ni: 6.0-10.0%, Mo: 0.20-1.70%, W: over 2.00-3.00%, N: over 0.30- 0.40%, O: 0.020% or less, Al: 0.050% or less, Cu: 0 to 0.30%, Co: 0 to 1.0%, Ti: 0 to 0.300%, Nb: 0 to 0.300%, Ca: 0 to 0.010%, Mg: 0 to 0.010%, B: 0 to 0.010%, and the balance consists of Fe and impurities.
  • the present inventors further investigated ways to obtain sufficient intergranular corrosion resistance even when duplex stainless steel materials are welded to form a welded joint.
  • duplex stainless steel materials are welded to form a welded joint, intergranular corrosion is likely to occur particularly in the heat affected zone (HAZ), as described above. Therefore, when a duplex stainless steel material is used as a welded joint, the metal structure in the HAZ and the metal structure in the base metal portion other than the HAZ were observed.
  • HAZ heat affected zone
  • the metal structure of the duplex stainless steel material essentially consists of ferrite and austenite. Specifically, as shown in FIG. and austenite A are laminated in layers.
  • the metal structure of the HAZ also consists of ferrite and austenite. Comparing the metal structure of HAZ where intergranular corrosion occurred and the metal structure of HAZ where intergranular corrosion was not observed, it was found that the metal structure of HAZ where intergranular corrosion occurred and no intergranular corrosion was observed. Ferrite and austenite of comparable size were observed in both metallographic structures of the HAZ. However, as shown in FIG. 2, in the metal structure of the HAZ where intergranular corrosion occurred, many Cr nitrides and secondary austenite MA were further generated in the ferrite F. Secondary austenite means austenite that is significantly finer than austenite A described above. As a result of the investigation, it was found that such Cr nitrides and secondary austenite MA are generated during welding.
  • the present inventors considered that the factors that reduce intergranular corrosion in the HAZ of welded joints of duplex stainless steel materials are Cr nitrides and secondary austenite generated during welding. Therefore, the present inventors investigated means for suppressing the amount of Cr nitride and secondary austenite produced during welding. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • the present inventors found that in order to suppress the amount of Cr nitride and secondary austenite produced during welding, the width (thickness) of the ferrite should be narrowed and the width (thickness) of the ferrite should be reduced. We thought that reducing variation would be effective.
  • the longitudinal direction of the duplex stainless steel material is defined as the L direction
  • the thickness direction of the duplex stainless steel material is defined as the T direction.
  • three rectangular regions are specified at a pitch of 100 mm in the L direction. Each specific region has a rectangular shape of 200 ⁇ m in the L direction and 200 ⁇ m in the T direction.
  • each rectangular area five line segments extending in the T direction, arranged at equal intervals in the L direction of the rectangular area, and dividing the rectangular area into six equal parts in the L direction are defined as line segments LS.
  • the following (1) to (3) are satisfied.
  • the average thickness TF of each ferrite that overlaps with the 15 line segments LS of the three rectangular regions is 2.50 to 4.50 ⁇ m.
  • the sample standard deviation ⁇ TF of the ferrite thickness is 0.50 ⁇ m or less.
  • the average thickness TA of each austenite layer overlapping with the 15 line segments LS is 2.50 to 4.50 ⁇ m.
  • the duplex stainless steel material according to this embodiment which was completed based on the above findings, has the following configuration.
  • the duplex stainless steel material of the first configuration is The chemical composition is in mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 2.00% or less, P: 0.040% or less, S: 0.0010% or less, Cr: 26.0-28.0%, Ni: 6.0 to 10.0%, Mo: 0.20-1.70%, W: more than 2.00 to 3.00%, N: more than 0.30 to 0.40%, O: 0.020% or less, Al: 0.050% or less, Cu: 0 to 0.30%, Co: 0-1.0%, Ti: 0-0.300%, Nb: 0 to 0.300%, Ca: 0-0.010%, Mg: 0 to 0.010%, B: 0 to 0.010%, and The remainder consists of Fe and impurities,
  • the longitudinal direction of the duplex stainless steel material is defined as the L direction
  • the thickness direction of the duplex stainless steel material is defined as the T direction
  • T direction In a cross section including the L direction and the T direction of the duplex stainless
  • the duplex stainless steel material of the second configuration is A duplex stainless steel material having a first configuration,
  • the chemical composition is Cu: 0.01-0.30%, Co: 0.1 to 1.0%, Ti: 0.001-0.300%, Nb: 0.001-0.300%, Ca: 0.001-0.010%, Mg: 0.001 to 0.010%, and B: 0.001 to 0.010%, Contains one or more elements selected from the group consisting of:
  • the duplex stainless steel material of the third configuration is A duplex stainless steel material having a first or second configuration, It is a seamless steel pipe.
  • duplex stainless steel material of this embodiment will be described in detail. Note that “%” regarding elements means mass % unless otherwise specified.
  • the duplex stainless steel material of this embodiment satisfies the following characteristics 1 and 2.
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 2.00% or less, P: 0.040% or less, S: 0.0010% or less, Cr: 26.0-28.0%, Ni: 6.0-10.0%, Mo: 0.20-1.70%, W: over 2.00-3.00%, N: over 0.30- 0.40%, O: 0.020% or less, Al: 0.050% or less, Cu: 0 to 0.30%, Co: 0 to 1.0%, Ti: 0 to 0.300%, Nb: 0 to 0.300%, Ca: 0 to 0.010%, Mg: 0 to 0.010%, B: 0 to 0.010%, and the balance consists of Fe and impurities.
  • the longitudinal direction of the duplex stainless steel material is defined as the L direction
  • the thickness direction of the duplex stainless steel material is defined as the T direction.
  • three rectangular regions are specified at a pitch of 100 mm in the L direction.
  • Each specific region has a rectangular shape of 200 ⁇ m in the L direction and 200 ⁇ m in the T direction.
  • five line segments extending in the T direction, arranged at equal intervals in the L direction of the rectangular area, and dividing the rectangular area into six equal parts in the L direction are defined as line segments LS. In this case, the following (1) to (3) are satisfied.
  • the average thickness TF of each ferrite that overlaps with the 15 line segments LS of the three rectangular regions is 2.50 to 4.50 ⁇ m.
  • the sample standard deviation ⁇ TF of the ferrite thickness is 0.50 ⁇ m or less.
  • the average thickness TA of each austenite layer overlapping with the 15 line segments LS is 2.50 to 4.50 ⁇ m. Feature 1 and Feature 2 will be explained below.
  • the chemical composition of the duplex stainless steel material of this embodiment contains the following elements.
  • C 0.030% or less Carbon (C) is unavoidably contained. That is, the C content is over 0%. C forms carbides and increases the strength of steel materials. However, if the C content exceeds 0.030%, Cr carbides are formed at grain boundaries. In this case, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the intergranular corrosion resistance of the steel material decreases. Therefore, the C content is 0.030% or less. It is preferable that the C content is as low as possible. However, excessive reduction in C content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when considering industrial production, the preferable lower limit of the C content is 0.001%, more preferably 0.002%, and still more preferably 0.005%. A preferable upper limit of the C content is 0.028%, more preferably 0.025%, still more preferably 0.022%, and still more preferably 0.020%.
  • Si 0.50% or less Silicon (Si) is unavoidably contained.
  • the Si content is over 0%. Si deoxidizes steel at the steel manufacturing stage during the manufacturing process of steel materials.
  • Si content exceeds 0.50%, Si segregates at grain boundaries. In this case, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the intergranular corrosion resistance of the steel material decreases. Therefore, the Si content is 0.50% or less.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.01%, more preferably 0.02%, and still more preferably 0.05%.
  • a preferable upper limit of the Si content is 0.45%, more preferably 0.40%, still more preferably 0.38%, and still more preferably 0.35%.
  • Mn 2.00% or less
  • Manganese (Mn) is unavoidably contained. That is, the Mn content is over 0%. Mn deoxidizes steel at the steel manufacturing stage during the manufacturing process of steel materials. Furthermore, Mn is an austenite-forming element and stabilizes austenite in the steel material. If the Mn content is even small, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Mn content exceeds 2.00%, Mn segregates at grain boundaries together with impurities such as P and S. In this case, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, the corrosion resistance of the steel material in a high-temperature environment decreases. Therefore, the Mn content is 2.00% or less.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%, and still more preferably 0.10%.
  • the preferable upper limit of the Mn content is 1.60%, more preferably 1.40%, even more preferably 1.20%, still more preferably 1.00%, and still more preferably 0.90%. %, more preferably 0.80%, still more preferably 0.70%.
  • Phosphorus (P) is an impurity, and the P content is more than 0%. If the P content exceeds 0.040%, P will segregate at grain boundaries even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the intergranular corrosion resistance of the steel material decreases. Therefore, the P content is 0.040% or less. It is preferable that the P content is as low as possible. However, excessive reduction in P content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when considering industrial production, the preferable lower limit of the P content is 0.001%, more preferably 0.002%, and still more preferably 0.005%. The preferable upper limit of the P content is 0.035%, more preferably 0.030%, even more preferably 0.025%, still more preferably 0.020%, and still more preferably 0.015%. %.
  • S 0.0010% or less Sulfur (S) is an impurity, and the S content is more than 0%. If the S content exceeds 0.0010%, S will segregate at grain boundaries even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the intergranular corrosion resistance of the steel material decreases. Therefore, the S content is 0.0010% or less. It is preferable that the S content is as low as possible. However, excessive reduction in S content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when considering industrial production, the preferable lower limit of the S content is 0.0001%, more preferably 0.0002%. A preferable upper limit of the S content is 0.0009%, more preferably 0.0007%, and still more preferably 0.0005%.
  • Chromium (Cr) forms a solid solution and improves the intergranular corrosion resistance of steel materials. Cr further stabilizes ferrite in the steel material and increases the intergranular corrosion resistance of the steel material. If the Cr content is less than 26.0%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Cr content exceeds 28.0%, a sigma ( ⁇ ) phase is generated in the steel material even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. The ⁇ phase reduces the intergranular corrosion resistance of steel materials. Therefore, the Cr content is 26.0-28.0%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 26.1%, more preferably 26.2%, even more preferably 26.3%, and still more preferably 26.4%.
  • a preferable upper limit of the Cr content is 27.9%, more preferably 27.8%, still more preferably 27.7%, and still more preferably 27.6%.
  • Nickel (Ni) stabilizes austenite in steel materials. That is, Ni stabilizes the two-phase structure of ferrite and austenite. Therefore, the intergranular corrosion resistance of the steel material increases. If the Ni content is less than 6.0%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Ni content exceeds 10.0%, the proportion of austenite in the steel material will become excessively high even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, the intergranular corrosion resistance of the steel material decreases. Therefore, the Ni content is 6.0 to 10.0%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 6.2%, more preferably 6.3%, even more preferably 6.4%, and even more preferably 6.5%.
  • a preferable upper limit of the Ni content is 9.5%, more preferably 9.0%, still more preferably 8.5%, and still more preferably 8.0%.
  • Mo 0.20 ⁇ 1.70% Molybdenum (Mo) improves intergranular corrosion resistance of steel materials. If the Mo content is less than 0.20%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.70%, a ⁇ phase is generated even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, the intergranular corrosion resistance of the steel material decreases. Therefore, the Mo content is 0.20-1.70%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.30%, more preferably 0.40%, and still more preferably 0.50%.
  • the preferable upper limit of the Mo content is 1.60%, more preferably 1.50%, even more preferably 1.40%, still more preferably 1.30%, even more preferably 1.20%. %, more preferably 1.10%, still more preferably 1.00%.
  • W More than 2.00 to 3.00% Tungsten (W) improves intergranular corrosion resistance of steel materials. If the W content is 2.00% or less, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the W content exceeds 3.00%, a ⁇ phase is generated even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, the intergranular corrosion resistance of the steel material decreases. Therefore, the W content is more than 2.00 to 3.00%.
  • the lower limit of the W content is preferably 2.01%, more preferably 2.02%, even more preferably 2.05%, even more preferably 2.08%, and even more preferably 2.10%. %, more preferably 2.12%.
  • the preferable upper limit of the W content is 2.90%, more preferably 2.80%, even more preferably 2.70%, still more preferably 2.60%, even more preferably 2.50%. %, more preferably 2.40%, even more preferably 2.30%.
  • N More than 0.30 to 0.40% Nitrogen (N) stabilizes austenite in steel materials. That is, N stabilizes the two-phase structure of ferrite and austenite. Therefore, the intergranular corrosion resistance of the steel material increases. If the N content is 0.30% or less, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the N content exceeds 0.40%, the hot workability of the steel material will decrease even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the N content is greater than 0.30 to 0.40%. A preferable lower limit of the N content is 0.31%, more preferably 0.32%. A preferable upper limit of the N content is 0.39%, more preferably 0.38%, and still more preferably 0.37%.
  • Oxygen (O) is an impurity, and the O content is more than 0%. If the O content exceeds 0.020%, oxides will be excessively produced in the steel material. In this case, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the intergranular corrosion resistance of the steel material decreases. Therefore, the O content is 0.020% or less. It is preferable that the O content is as low as possible. However, excessive reduction in O content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when considering industrial productivity, the lower limit of the O content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%, and even more preferably 0.005%. A preferable upper limit of the O content is 0.018%, more preferably 0.016%, and still more preferably 0.014%.
  • Al 0.050% or less Aluminum (Al) is unavoidably contained. That is, the Al content is over 0%. Al deoxidizes steel. However, if the Al content exceeds 0.050%, an excessive amount of oxides will be generated in the steel material. In this case, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the intergranular corrosion resistance of the steel material decreases. Therefore, the Al content is 0.050% or less.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.001%, more preferably 0.003%, and still more preferably 0.005%.
  • a preferable upper limit of the Al content is 0.045%, more preferably 0.040%, still more preferably 0.038%, and still more preferably 0.036%.
  • the Al content is "acid soluble Al", that is, sol. It means the content of Al.
  • the remainder of the chemical composition of the duplex stainless steel material according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • impurities in the chemical composition are those that are mixed in from ores used as raw materials, scrap, or the manufacturing environment when duplex stainless steel materials are manufactured industrially, and are intentionally contained. Rather, it means what is permissible within a range that does not adversely affect the duplex stainless steel material according to the present embodiment.
  • the chemical composition of the duplex stainless steel material of this embodiment further includes: Cu: 0 to 0.30%, Co: 0 to 1.0%, Ti: 0-0.300%, Nb: 0 to 0.300%, Ca: 0-0.010%, Mg: 0 to 0.010%, and B: 0 to 0.010%, It may contain one or more elements selected from the group consisting of. These arbitrary elements will be explained below.
  • the chemical composition of the duplex stainless steel material according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of Cu and Co in place of a part of Fe. All of these elements are optional elements and may not be included. When contained, Cu and Co improve intergranular corrosion resistance of the steel material.
  • Cu 0-0.30% Copper (Cu) is an optional element and may not be included. That is, the Cu content may be 0%. When Cu is contained, that is, when the Cu content is more than 0%, Cu strengthens the passivation film and increases the corrosion resistance of the duplex stainless steel material. Cu further stabilizes austenite. If even a small amount of Cu is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.30%, corrosion of the duplex stainless steel material will be accelerated in the corrosive environment of the urea production plant even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Cu content is 0-0.30%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%.
  • a preferable upper limit of the Cu content is 0.29%, more preferably 0.27%, still more preferably 0.25%, and still more preferably 0.22%.
  • Co 0-1.0% Cobalt (Co) is an optional element and may not be included. That is, the Co content may be 0%.
  • Co When Co is contained, that is, when the Co content is more than 0%, Co strengthens the passivation film and increases the corrosion resistance of the duplex stainless steel material. Co also stabilizes austenite. If even a small amount of Co is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Co content exceeds 1.0%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the manufacturing cost will increase extremely. Therefore, the Co content is 0 to 1.0%.
  • the preferable lower limit of the Co content is 0.1%, more preferably 0.2%, and still more preferably 0.3%.
  • a preferable upper limit of the Co content is 0.9%, more preferably 0.8%, and still more preferably 0.7%.
  • the chemical composition of the duplex stainless steel material according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of Ti and Nb in place of a part of Fe. All of these elements are optional elements and may not be included. When contained, Ti and Nb increase the strength of the steel material.
  • Titanium (Ti) is an optional element and may not be included. That is, the Ti content may be 0%.
  • Ti When Ti is contained, that is, when the Ti content is more than 0%, Ti forms carbonitrides and increases the strength of the steel material. Ti further suppresses the formation of Cr carbonitrides by forming carbonitrides. Therefore, the intergranular corrosion resistance of the steel material increases. If even a small amount of Ti is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Ti content exceeds 0.300%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the strength of the steel material becomes too high and the toughness of the steel material decreases. Therefore, the Ti content is 0 to 0.300%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, even more preferably 0.010%, even more preferably 0.015%, and even more preferably 0.020%. %.
  • the preferable upper limit of the Ti content is 0.250%, more preferably 0.200%, even more preferably 0.150%, still more preferably 0.100%, and still more preferably 0.090%. %, more preferably 0.080%, still more preferably 0.070%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be included. That is, the Nb content may be 0%.
  • Nb When Nb is contained, that is, when the Nb content is more than 0%, Nb forms carbonitrides and increases the strength of the steel material. Nb further suppresses the formation of Cr carbonitrides by forming carbonitrides. Therefore, the intergranular corrosion resistance of the steel material increases. If even a small amount of Nb is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.300%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the strength of the steel material becomes too high and the toughness of the steel material decreases.
  • the Nb content is 0-0.300%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, even more preferably 0.010%, even more preferably 0.015%, and even more preferably 0.020%. %.
  • a preferable upper limit of the Nb content is 0.250%, more preferably 0.200%, even more preferably 0.150%, still more preferably 0.120%, and even more preferably 0.110%. %, more preferably 0.100%.
  • the chemical composition of the duplex stainless steel material according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, and B in place of a part of Fe. All of these elements are optional elements and may not be included. When contained, Ca, Mg and B improve the hot workability of the steel material.
  • Ca 0-0.010%
  • Calcium (Ca) is an optional element and may not be included. That is, the Ca content may be 0%.
  • Ca When Ca is contained, that is, when the Ca content is more than 0%, Ca fixes S in the steel material as a sulfide, thereby rendering it harmless and improving the hot workability of the steel material. If even a small amount of Ca is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Ca content exceeds 0.010%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the oxides in the steel material become coarse and the toughness of the steel material decreases. Therefore, the Ca content is 0 to 0.010%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%.
  • the preferable upper limit of the Ca content is 0.009%, more preferably 0.008%, even more preferably 0.007%, still more preferably 0.006%, and even more preferably 0.005%. %.
  • Mg 0-0.010%
  • Mg Magnesium
  • Mg is an optional element and may not be included. That is, the Mg content may be 0%.
  • Mg fixes S in the steel material as a sulfide, thereby rendering it harmless and improving the hot workability of the steel material. If even a small amount of Mg is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Mg content exceeds 0.010%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the oxides in the steel material become coarse and the toughness of the steel material decreases. Therefore, the Mg content is between 0 and 0.010%.
  • the lower limit of the Mg content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%.
  • a preferable upper limit of the Mg content is 0.009%, more preferably 0.008%, even more preferably 0.007%, still more preferably 0.006%, and even more preferably 0.005%. %.
  • B Boron (B) is an optional element and may not be contained. That is, the B content may be 0%.
  • B is contained, that is, when the B content is more than 0%, B suppresses the segregation of S to grain boundaries in the steel material and improves the hot workability of the steel material. If even a small amount of B is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the B content exceeds 0.010%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, boron nitride (BN) is generated and the toughness of the steel material is reduced. Therefore, the B content is 0 to 0.010%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%.
  • a preferable upper limit of the B content is 0.009%, more preferably 0.008%, still more preferably 0.007%, still more preferably 0.006%, and even more preferably 0.005%. %, more preferably 0.004%.
  • the metal structure of the duplex stainless steel material according to this embodiment consists of ferrite and austenite.
  • "consisting of ferrite and austenite” means that the amount of phases other than ferrite and austenite is negligible.
  • the metal structure of the duplex stainless steel material according to the present embodiment may include minute amounts of precipitates, inclusions, etc. in addition to ferrite and austenite.
  • the area ratio of precipitates and inclusions in the metal structure of the duplex stainless steel material according to the present embodiment is negligibly low compared to the area ratio of ferrite and austenite.
  • the area ratio of ferrite is 35 to 55%.
  • the lower limit of the area ratio of ferrite is preferably 37%, more preferably 39%.
  • a preferable upper limit of the area ratio of ferrite is 53%, more preferably 51%.
  • the area ratio of ferrite in the duplex stainless steel material can be determined by the following method.
  • the longitudinal direction of the duplex stainless steel material according to this embodiment is defined as the L direction, and the thickness direction is defined as the T direction.
  • the pipe axis direction (rolling direction) is the L direction
  • the wall thickness direction is the T direction.
  • the longitudinal direction (rolling direction) is the L direction
  • the plate thickness direction is the T direction.
  • the central axis direction (longitudinal direction) is the L direction
  • the radial direction is the T direction.
  • a test piece whose surface includes a longitudinal section including the L direction and the T direction is taken from the center of the thickness of the duplex stainless steel material. If the duplex stainless steel material is a steel pipe, take a test piece from the center of the wall thickness. If the duplex stainless steel material is a steel plate, take a test piece from the center of the plate thickness. When the duplex stainless steel material is a steel bar, a test piece is taken from the center of the cross section perpendicular to the L direction.
  • the surface corresponding to the longitudinal section (the surface including the L direction and the T direction) is defined as the observation surface.
  • the size of the test piece is not particularly limited, as long as an observation surface of 5 mm in the L direction x 5 mm in the T direction is obtained.
  • the mirror-polished observation surface is subjected to electrolytic corrosion in a 30% sodium hydroxide etchant to reveal the structure.
  • the observation surface where the tissue is revealed is observed in 10 fields using an optical microscope.
  • the area of the observation field is not particularly limited, it is, for example, 4.00 ⁇ 10 4 ⁇ m 2 (magnification: 500 times).
  • ferrite and austenite are identified from the contrast. Find the area ratio of the specified ferrite and austenite.
  • the method for determining the area ratio of the specified ferrite and austenite is not particularly limited, and any known method may be used.
  • the area ratio of ferrite and austenite can be determined by image analysis.
  • the arithmetic mean value of the area ratio of ferrite obtained in all observation fields is defined as the area ratio of ferrite (%).
  • the ferrite area ratio is an integer rounded to the first decimal place.
  • the longitudinal direction of the duplex stainless steel material is defined as the L direction
  • the thickness direction of the duplex stainless steel material is defined as the T direction.
  • three rectangular regions are specified at a pitch of 100 mm in the L direction.
  • Each specific region has a rectangular shape of 200 ⁇ m in the L direction and 200 ⁇ m in the T direction.
  • five line segments extending in the T direction, arranged at equal intervals in the L direction of the rectangular area, and dividing the rectangular area into six equal parts in the L direction are defined as line segments LS.
  • the duplex stainless steel material of this embodiment satisfies the following (1) to (3).
  • the average thickness TF of each ferrite that overlaps with the 15 line segments LS of the three rectangular regions is 2.50 to 4.50 ⁇ m.
  • the sample standard deviation ⁇ TF of the ferrite thickness is 0.50 ⁇ m or less.
  • the average thickness TA of each austenite layer overlapping with the 15 line segments LS is 2.50 to 4.50 ⁇ m.
  • the average ferrite thickness TF, sample standard deviation ⁇ TF of ferrite thickness, and average austenite thickness TA can be measured by the following method.
  • FIG. 3 is a longitudinal sectional view for explaining the sampling position of a test piece when the duplex stainless steel material is a steel pipe.
  • the broken line C1 in FIG. 3 is the tube axis.
  • the broken line L1 is a broken line passing through the thick center of the steel pipe.
  • the rectangular area TP is 200 ⁇ m in the L direction and 200 ⁇ m in the T direction.
  • the duplex stainless steel material is a steel plate
  • three rectangles are formed at a pitch of 100 mm in the L direction at the center of the plate thickness in a longitudinal section including the L direction (rolling direction) and T direction (plate thickness direction). Identify region TP. Then, three test pieces including each rectangular area TP on the surface are taken.
  • the duplex stainless steel material is a steel bar, in the longitudinal section including the L direction (center axis direction) and the T direction (radial direction), the radial center (that is, the center axis) Three rectangular areas TP are specified at a pitch of 100 mm.
  • test pieces including each rectangular area TP on the surface are taken.
  • the surface including the rectangular area TP is defined as the observation surface.
  • the size of the test piece is not particularly limited, and may be any size that includes the rectangular area TP.
  • the mirror-polished observation surface is subjected to electrolytic corrosion in a 30% sodium hydroxide etchant to reveal the structure.
  • a rectangular area TP on the observation surface is observed at 500 times magnification using an optical microscope.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of the rectangular area TP.
  • the rectangular area is 200 ⁇ m in the L direction and 200 ⁇ m in the T direction.
  • five line segments LS are arranged at equal intervals in the L direction and divide the rectangular area TP into six equal parts in the L direction. At this time, each line segment LS overlaps with ferrite F and austenite A within the rectangular region TP.
  • FIG. 5 is an enlarged view of a region of the rectangular region TP in FIG. 4 that overlaps with the line segment LS1.
  • line segment LS1 overlaps ferrites F1 to F5 and austenites A1 to A5.
  • the length of the ferrite F1 that overlaps with the line segment LS1 is defined as the thickness TF1 of the ferrite F1, and the thickness TF1 is determined.
  • the thicknesses TF2 to TF5 of the ferrites F2 to F5 that overlap the line segment LS1 are determined.
  • the thicknesses TA1 to TA6 of the austenites A1 to A6 that overlap the line segment LS1 are determined.
  • the length where the ferrite F overlaps with the line segment LS is defined as the thickness of the ferrite F.
  • the length of the overlap between the austenite A and the line segment LS is defined as the thickness of the austenite A.
  • the thickness TF of each ferrite F that overlaps with the 15 line segments of the three rectangular regions TP and the thickness TA of each austenite A are determined.
  • the arithmetic mean value of all the determined ferrite thicknesses is defined as the average ferrite thickness TF ( ⁇ m).
  • a sample standard deviation ⁇ TF ( ⁇ m) is determined based on all the determined ferrite thicknesses and the average ferrite thickness TF.
  • the arithmetic mean value of all the determined austenite thicknesses is defined as the austenite average thickness TA ( ⁇ m).
  • the average thickness TF of ferrite, the sample standard deviation ⁇ TF of the thickness of ferrite, and the average thickness TA of austenite obtained by the above measurements satisfy the following (1) to (3).
  • the average thickness TF of each ferrite that overlaps with the 15 line segments LS of the three rectangular regions is 2.50 to 4.50 ⁇ m.
  • the sample standard deviation ⁇ TF of the ferrite thickness is 0.50 ⁇ m or less.
  • the average thickness TA of each austenite layer overlapping with the 15 line segments LS is 2.50 to 4.50 ⁇ m.
  • the average thickness TF of the ferrite exceeds 4.50 ⁇ m, the thickness of the ferrite is too large. In this case, when duplex stainless steel materials are welded to form a welded joint, Cr nitrides and secondary austenite are likely to be generated in the HAZ. Therefore, intergranular corrosion resistance when used as a welded joint decreases. If the average thickness TF of the ferrite is 4.50 ⁇ m or less, the thickness of the ferrite is sufficiently small. Therefore, even when used as a welded joint, sufficient intergranular corrosion resistance can be obtained.
  • the lower limit of the average thickness TF of ferrite is not particularly limited.
  • the lower limit of the average ferrite thickness TF is, for example, 2.50 ⁇ m.
  • a preferable upper limit of the average thickness TF of the ferrite is 4.45 ⁇ m, more preferably 4.40 ⁇ m, and even more preferably 4.35 ⁇ m.
  • a preferable lower limit of the average thickness TF of the ferrite is 2.55 ⁇ m, more preferably 2.60 ⁇ m.
  • the average thickness TF of ferrite is 2.50 to 4.50 ⁇ m
  • the average thickness TA of austenite is 2.50 to 4.50 ⁇ m.
  • a preferable upper limit of the average thickness TA of austenite is 4.45 ⁇ m, more preferably 4.40 ⁇ m, and still more preferably 4.35 ⁇ m.
  • a preferable lower limit of the average thickness TA of austenite is 2.55 ⁇ m, more preferably 2.60 ⁇ m.
  • the sample standard deviation ⁇ TF of the thickness of ferrite is 0.50 ⁇ m or less.
  • the average thickness TF of the ferrite is sufficiently small, if the variation in the thickness of the ferrite in the L direction of the duplex stainless steel material is large, the thickness of the ferrite extending in the L direction is locally large. Part exists. In this case, Cr nitride and secondary austenite are likely to be generated during welding in the locally thick portion. Therefore, when used as a welded joint, intergranular corrosion resistance decreases.
  • a preferable upper limit of the sample standard deviation ⁇ TF is 0.48 ⁇ m, more preferably 0.45 ⁇ m, and still more preferably 0.43 ⁇ m.
  • duplex stainless steel material of this embodiment satisfies Feature 1 and Feature 2. Therefore, the duplex stainless steel material of this embodiment provides excellent intergranular corrosion resistance even when used as a welded joint.
  • the intergranular corrosion resistance of the duplex stainless steel material of this embodiment can be evaluated by the following method.
  • a welded joint of duplex stainless steel material is manufactured. Specifically, a pair of duplex stainless steel materials are prepared. A bevel is formed at the end of the prepared duplex stainless steel material. The shape of the groove is a U groove with a groove angle of 20°. The grooves of a pair of duplex stainless steel materials are brought together and welded. A welding material whose chemical composition satisfies the above-mentioned feature 1 is prepared. Using the prepared welding material, a pair of duplex stainless steel materials are welded by automatic gas tungsten arc welding (GTAW). The amount of heat input at this time is set to 0.5 to 4.00 kJ/mm.
  • GTAW automatic gas tungsten arc welding
  • a test piece containing the weld in the center is taken from a welded joint of manufactured duplex stainless steel material. Specifically, a test piece extending in a direction perpendicular to the extending direction of a welded joint of a duplex stainless steel welded joint is taken. The size of the test piece is 2 mm thick x 10 mm wide x 40 mm long. A test piece is taken so that the weld metal is placed at the longitudinal center of the test piece. Note that the test piece is taken such that the maximum width of the weld metal in the longitudinal direction of the test piece is 25 mm or less.
  • a nitric acid corrosion test according to ASTM A262 Practice C is performed using the collected test piece. Specifically, a test solution that is an aqueous solution containing nitric acid at a concentration of 65% by mass is prepared. The test piece is immersed in the boiling test liquid for 48 hours (first immersion test). After the test is completed, prepare a new test solution and conduct the immersion test in the same way as the first time. Specifically, the test piece is taken out from the test liquid used in the first immersion test, and the test piece is immersed in the test liquid for the second immersion test for 48 hours. Repeat the immersion test as described above 10 times (from the 1st time to the 10th time).
  • the mass of the test piece is measured before and after each immersion test (1st to 10th), and the difference (mass loss) is determined. Based on the mass loss, the mass loss per unit area of the test piece per unit time (hereinafter referred to as unit mass loss, the unit is g/m 2 /h) is determined for each immersion test. The arithmetic mean value of the unit mass loss obtained 10 times (1st time to 10th time) is defined as the corrosion rate (g/m 2 /h).
  • the obtained corrosion rate is 0.100 g/m 2 /h or less, it is determined that sufficient intergranular corrosion resistance has been obtained in the case of a welded joint.
  • the duplex stainless steel material of this embodiment may be a steel pipe, a steel plate, or a steel bar.
  • the duplex stainless steel material of this embodiment is a steel pipe. More preferably, the duplex stainless steel material of this embodiment is a seamless steel pipe.
  • duplex stainless steel material of this embodiment is widely applicable to applications requiring intergranular corrosion resistance.
  • the duplex stainless steel material of this embodiment is suitable as a steel material for a urea production plant.
  • the use of the duplex stainless steel material of this embodiment is not limited to the above range.
  • duplex stainless steel material An example of the method for manufacturing the duplex stainless steel material of this embodiment will be described.
  • the method for manufacturing a duplex stainless steel material described below is an example for manufacturing the duplex stainless steel material of this embodiment. Therefore, the duplex stainless steel material having the above-mentioned configuration may be manufactured by a manufacturing method other than the manufacturing method described below. However, the manufacturing method described below is a preferable example of the manufacturing method of the duplex stainless steel material of this embodiment.
  • An example of the method for manufacturing the duplex stainless steel material of this embodiment includes the following steps.
  • (Process 1) Material preparation process (Process 2) Hot processing process (Process 3) Cold processing process (Process 4) Solution treatment process
  • KCR is substituted with "1.2" if the cooling rate CR1 immediately after the end of hot working is 50°C/second or more (water cooling), and if the cooling rate CR1 immediately after the end of hot working is 50°C/second or more, If it is less than a second (cooling), "0.8" is substituted.
  • a material having a chemical composition that satisfies Feature 1 is prepared.
  • the material may be an ingot, a slab, a bloom, or a billet.
  • the material is manufactured by the following method.
  • Molten steel having a chemical composition that satisfies Feature 1 is manufactured.
  • an ingot is produced by an ingot-forming method.
  • a slab, bloom, or billet (cylindrical material) may be produced by a continuous casting method.
  • a billet may be manufactured by hot working the manufactured ingot, slab, or bloom.
  • hot forging may be performed on an ingot to produce a cylindrical billet, and this billet may be used as a raw material (cylindrical material).
  • the temperature of the material immediately before the start of hot forging is not particularly limited, but is, for example, 1000 to 1300°C.
  • the method for cooling the material after hot forging is not particularly limited.
  • Step 2 Hot processing step hot working is performed on the material prepared in the material preparation step to produce an intermediate steel material.
  • the intermediate steel material may be a steel pipe, a steel plate, or a steel bar.
  • the intermediate material is a steel pipe
  • the following processing will be performed in the hot working process.
  • An intermediate material (seamless steel pipe) is manufactured by performing hot extrusion, such as the Eugene-Séjournet method, on a cylindrical material in which through-holes have been formed.
  • the temperature of the material immediately before hot extrusion is not particularly limited.
  • the heating temperature of the material immediately before hot extrusion is, for example, 1000 to 1300°C.
  • the hot working step uses, for example, one or more rolling mills equipped with a pair of work rolls.
  • a steel plate is manufactured by hot rolling a material such as a slab using a rolling mill.
  • the heating temperature of the material during hot rolling is, for example, 1000 to 1300°C.
  • the hot working process includes, for example, a rough rolling process and a finish rolling process.
  • the material is hot worked to produce a billet.
  • a blooming mill is used in the rough rolling step.
  • a billet is produced by subjecting the bloom to blooming using a blooming mill.
  • a continuous rolling mill is installed downstream of the blooming mill, the billet after blooming is further hot-rolled using the continuous mill to produce a billet with a smaller size. It's okay.
  • a continuous rolling mill for example, a horizontal stand having a pair of horizontal rolls and a vertical stand having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a line.
  • the temperature of the material immediately before the rough rolling process is not particularly limited, but is, for example, 1000 to 1300°C.
  • the billet is first heated.
  • the heated billet is hot rolled using a continuous rolling mill to produce a steel bar.
  • the heating temperature in the heating furnace in the finish rolling process is not particularly limited, but is, for example, 1000 to 1200°C.
  • the intermediate steel material is rapidly cooled. Specifically, the intermediate steel material immediately after hot working is water-cooled. By water cooling, the cooling rate CR1 of the intermediate steel material becomes 50° C./second or more. The intermediate steel material is cooled to room temperature by water cooling. By water-cooling the intermediate steel material, strain accumulated in the hot working process is suppressed from being released.
  • next cold working step is performed on the intermediate steel material after water cooling without performing heat treatment such as annealing treatment. This suppresses the strain accumulated in the hot working process from being released.
  • Step 3 Cold working step
  • cold working is performed on the intermediate steel material manufactured in the hot working step.
  • the intermediate steel material is a steel pipe or a steel bar
  • the cold working is cold drawing or cold pilger rolling.
  • the intermediate steel material is a steel plate
  • the cold working is, for example, cold rolling.
  • descaling treatment may be performed before performing cold working on the intermediate steel material after the hot working step. Descaling treatment may not be performed.
  • the descaling treatment is, for example, shot blasting and/or pickling.
  • Step 4 Solution treatment step
  • the intermediate steel material after the cold working step is subjected to solution treatment.
  • solution treatment precipitates are dissolved.
  • ferrite with less variation in thickness in the L direction is formed due to the strain accumulated in the intermediate steel material during the hot working process and the cold working process.
  • the solution temperature T1 in the solution treatment is 1000 to 1200°C.
  • the holding time t1 at the solution temperature T1 is 1.00 to 50.00 minutes.
  • KCR is substituted with "1.2" if the cooling rate CR1 immediately after the end of hot working is 50°C/second or more (water cooling), and if the cooling rate CR1 immediately after the end of hot working is 50°C/second or more, If it is less than a second (cooling), "0.8" is substituted.
  • the area reduction rate R1 (%) in the hot working process is defined by the following formula.
  • Area reduction rate R1 (1 - cross-sectional area perpendicular to the longitudinal direction of the intermediate steel material after hot working/cross-sectional area perpendicular to the longitudinal direction of the material) x 100 If the area reduction ratio R1 is less than 60%, the strain accumulated in the intermediate steel material is insufficient. Therefore, the manufactured duplex stainless steel material cannot satisfy characteristic 2. Therefore, the area reduction rate R1 is 60% or more.
  • the cooling rate CR1 of the intermediate steel material immediately after hot working is set to 50° C./second or more. This cooling rate is achieved by water cooling. When the intermediate steel material is air-cooled, the cooling rate CR1 is slower than 50° C./sec. If air cooling is performed instead of water cooling on the intermediate steel material immediately after hot working, the strain accumulated in the intermediate steel material due to hot working will be released during cooling. Therefore, the amount of strain required to develop the metal structure of Feature 2 during solution treatment is insufficient. Therefore, the cooling rate CR1 is set to 50° C./second or more.
  • the area reduction rate R2 (%) in the cold working step is defined by the following formula.
  • Area reduction rate R2 (1 - cross-sectional area perpendicular to the longitudinal direction of the intermediate steel material after cold working/cross-sectional area perpendicular to the longitudinal direction of the intermediate steel material before cold working) x 100 If the area reduction ratio R2 is less than 60%, the strain accumulated in the intermediate steel material is insufficient. Therefore, the manufactured duplex stainless steel material cannot satisfy characteristic 2. Therefore, the area reduction rate R2 is 60% or more.
  • FA defined by formula (A) is 150 to 500.
  • FA R1/100 ⁇ K CR ⁇ R2/100 ⁇ T1 ⁇ (t1/60) 0.5
  • T1 in formula (A) is the solution temperature (° C.) in the solution treatment step
  • t1 is the holding time (minutes) at the solution temperature T1.
  • KCR is substituted with "1.2" if the cooling rate CR1 immediately after the end of hot working is 50°C/second or more (water cooling), and if the cooling rate CR1 immediately after the end of hot working is 50°C/second or more, If it is less than a second (cooling), "0.8" is substituted.
  • FA is a manufacturing condition for the metal structure of the duplex stainless steel material to satisfy Characteristic 2.
  • Characteristic 2 "R1/100 x K CR x R2/100” is a factor related to the amount of strain accumulated, and "T1 x (t1/60) 0.5 " is a factor for producing austenite precipitation during solution treatment. It is a factor. If FA is 150 to 500, a sufficient amount of strain has been accumulated in the intermediate steel material before solution treatment, and the conditions for solution treatment are appropriate. Therefore, the metal structure of the duplex stainless steel material after manufacturing satisfies characteristic 2.
  • the effects of the duplex stainless steel material of this embodiment will be explained in more detail using Examples.
  • the conditions in the following examples are examples of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the duplex stainless steel material of this embodiment. Therefore, the duplex stainless steel material of this embodiment is not limited to this one example condition.
  • Duplex stainless steel pipes (seamless steel pipes) having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 were manufactured.
  • blooms having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 were manufactured.
  • a cylindrical material (round billet) was manufactured by hot forging the bloom.
  • the bloom heating temperature during hot forging was 1100 to 1250°C.
  • the round billet after hot forging was allowed to cool to room temperature.
  • the cooling rate CR1 (°C/sec) was as shown in Table 2.
  • Cold working was performed on the intermediate steel material after cooling without performing annealing treatment or the like. Specifically, the intermediate steel material was cold worked using a Pilger rolling mill.
  • the area reduction rate R2 (%) during cold working was as shown in Table 2.
  • a solution treatment process was performed on the intermediate steel material after the cold working process.
  • the solution treatment temperature T1 was 1000 to 1200° C.
  • the holding time t1 at the solution treatment temperature T1 was 1.00 to 50.00 minutes.
  • the FA value of each test number was as shown in Table 2.
  • Test 1 Ferrite area ratio measurement test (Test 2) Ferrite average thickness TF, sample standard deviation ⁇ TF, austenite average thickness TA measurement test (Test 3) Intergranular corrosion resistance evaluation test when used as a welded joint Below, Tests 1 to 3 will be explained.
  • test number 14 the area reduction rate R1 in the hot working step was less than 60%. Therefore, the duplex stainless steel material did not satisfy Feature 2. As a result, the corrosion rate in the case of a welded joint exceeded 0.100 g/m 2 /h, and sufficient intergranular corrosion resistance was not obtained.
  • test number 15 the cooling rate CR1 after hot working was less than 50° C./sec. Therefore, the FA value was less than 150. Therefore, the duplex stainless steel material did not satisfy Feature 2. As a result, the corrosion rate in the case of a welded joint exceeded 0.100 g/m 2 /h, and sufficient intergranular corrosion resistance was not obtained.
  • test number 16 the area reduction rate R2 in the cold working step was less than 60%. Therefore, the duplex stainless steel material did not satisfy Feature 2. As a result, the corrosion rate in the case of a welded joint exceeded 0.100 g/m 2 /h, and sufficient intergranular corrosion resistance was not obtained.
  • test number 20 and test number 21 the FA value exceeded 500 although the area reduction rate R1, cooling rate CR1, and area reduction rate R2 were appropriate. Therefore, the duplex stainless steel material did not satisfy Feature 2. As a result, the corrosion rate in the case of a welded joint exceeded 0.100 g/m 2 /h, and sufficient intergranular corrosion resistance was not obtained.

Abstract

優れた耐粒界腐食性を有する二相ステンレス鋼材を提供する。本開示による二相ステンレス鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：２６．０～２８．０％、Ｎｉ：６．０～１０．０％、Ｍｏ：０．２０～１．７０％、Ｗ：２．００超～３．００％、Ｎ：０．３０超～０．４０％、Ｏ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、長手方向をＬ方向、厚さ方向をＴ方向と定義した３つの矩形領域をＬ方向に６等分する５つの線分を線分ＬＳと定義したとき、１５本のＬＳと重複する各フェライトの平均厚さＴＦが２．５０～４．５０μｍであり、フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦが０．５０μｍ以下であり、ＬＳと重複する各オーステナイトの平均厚さＴＡが２．５０～４．５０μｍである。

Description

二相ステンレス鋼材
　本開示は、二相ステンレス鋼材に関する。
　化学プラントの一つである尿素プラントでは、尿素が製造される。尿素プラントにおいて、尿素は次の方法で製造される。アンモニアと二酸化炭素を含む混合ガスを１６０～２３０℃の高温域で１２０ｋｇ／ｃｍ２以上の高圧力により合成する。このとき、合成反応により尿素が生成する。
　上述の尿素の製造工程では、アンモニアカーバメイトと呼ばれる中間物質が生成される。アンモニアカーバメイトの腐食性は非常に強く、鋼材の粒界腐食を促進する。そのため、尿素プラントに用いられる鋼材では、優れた耐粒界腐食性が求められる。
　二相ステンレス鋼材は、優れた耐食性を有する。そのため、二相ステンレス鋼材は、尿素製造プラント用途の鋼材として利用されている。尿素製造プラント用途の二相ステンレス鋼材は、例えば、特開２００３－３０１２４１号公報（特許文献１）及び特開２０１１－１２７１８６号公報（特許文献２）に提案されている。
　特許文献１に開示された二相ステンレス鋼材は、化学組成の観点から、耐食性の向上を試みている。具体的には、腐食速度を速めるＣｕの含有量を抑える。さらに、σ相の生成を促進するＭｏの含有量を抑え、Ｍｏに代わるフェライト安定化元素であり、σ相の生成を促進しないＷを含有する。これにより、二相ステンレス鋼材の耐食性が高まる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示された二相ステンレス鋼材は、化学組成の観点から、耐食性の向上を試みている。具体的には、Ｎｄ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ及びＭｏ含有量の関係式を規定し、この関係式が所定の範囲となることで、フェライト及びオーステナイトの界面でのσ相の生成を抑制する。これにより、二相ステンレス鋼材の耐食性が高まる、と特許文献２には記載されている。
特開２００３－３０１２４１号公報 特開２０１１－１２７１８６号公報
　ところで、尿素製造プラント用途の二相ステンレス鋼材は、プラント建設の際に、溶接が施されて溶接継手となる場合がある。このような溶接継手では、溶接金属に隣接した母材部分で、熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ－Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ）が形成される。溶接継手では、ＨＡＺで粒界腐食が進行しやすい。そのため、二相ステンレス鋼材を溶接継手とした場合であっても、優れた耐粒界腐食性が求められる。
　本開示の目的は、溶接継手とした場合であっても、優れた耐粒界腐食性を有する、二相ステンレス鋼材を提供することである。
　本開示による二相ステンレス鋼材は、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０３０％以下、
　Ｓｉ：０．５０％以下、
　Ｍｎ：２．００％以下、
　Ｐ：０．０４０％以下、
　Ｓ：０．００１０％以下、
　Ｃｒ：２６．０～２８．０％、
　Ｎｉ：６．０～１０．０％、
　Ｍｏ：０．２０～１．７０％、
　Ｗ：２．００超～３．００％、
　Ｎ：０．３０超～０．４０％、
　Ｏ：０．０２０％以下、
　Ａｌ：０．０５０％以下、
　Ｃｕ：０～０．３０％、
　Ｃｏ：０～１．０％、
　Ｔｉ：０～０．３００％、
　Ｎｂ：０～０．３００％、
　Ｃａ：０～０．０１０％、
　Ｍｇ：０～０．０１０％、
　Ｂ：０～０．０１０％、及び、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　二相ステンレス鋼材の長手方向をＬ方向、二相ステンレス鋼材の厚さ方向をＴ方向と定義し、
　二相ステンレス鋼材のＬ方向及びＴ方向を含む断面において、Ｌ方向に１００ｍｍピッチで３つの矩形領域を特定し、各特定領域は、Ｌ方向に２００μｍ、Ｔ方向に２００μｍの矩形とし、
　各矩形領域において、
　Ｔ方向に延びる線分であって、矩形領域のＬ方向に等間隔に配列され、矩形領域をＬ方向に６等分する５つの線分を、線分ＬＳと定義したとき、
　３つの矩形領域の１５本の線分ＬＳと重複する各フェライトの平均厚さＴＦは２．５０～４．５０μｍであり、フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦは、０．５０μｍ以下であり、
　１５本の線分ＬＳと重複する各オーステナイトの平均厚さＴＡは２．５０～４．５０μｍである。
　本開示による二相ステンレス鋼材は、溶接継手とした場合であっても、優れた耐粒界腐食性を有する。
図１は、二相ステンレス鋼材の長手方向（Ｌ方向）と厚さ方向（Ｔ方向）とを含む縦断面の模式図である。 図２は、二相ステンレス鋼材を溶接して溶接継手とした場合の、二相ステンレス鋼材の縦断面の模式図である。 図３は、二相ステンレス鋼材が鋼管である場合における、二相ステンレス鋼材のフェライトの平均厚さＴＦ、フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦ、及び、オーステナイトの平均厚さＴＡを測定するための矩形領域ＴＰの特定方法を説明するための、二相ステンレス鋼材の縦断面図である。 図４は、図３中の矩形領域ＴＰの模式図である。 図５は、図４中の矩形領域のうち、線分ＬＳ１と重複する領域の拡大図である。
　本発明者らは、溶接継手とした場合であっても、優れた耐粒界腐食性を有する二相ステンレス鋼材について、検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
　まず本発明者らは、溶接継手とした場合であっても、優れた耐粒界腐食性を有する二相ステンレス鋼材について、特許文献１及び特許文献２と同様に、化学組成の観点から検討した。その結果、本発明者らは、二相ステンレス鋼材の化学組成が次の特徴１を満たせば、溶接継手とした場合であっても優れた耐粒界腐食性が得られると考えた。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：２６．０～２８．０％、Ｎｉ：６．０～１０．０％、Ｍｏ：０．２０～１．７０％、Ｗ：２．００超～３．００％、Ｎ：０．３０超～０．４０％、Ｏ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ｂ：０～０．０１０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる。
　そこで、本発明者らは、二相ステンレス鋼材を溶接して溶接継手とした場合であっても、十分な耐粒界腐食性が得られる手段について、さらに検討を行った。二相ステンレス鋼材を溶接して溶接継手とした場合、上述のとおり、特に熱影響部（ＨＡＺ）で粒界腐食が発生しやすい。そこで、二相ステンレス鋼材を溶接継手としたときの、ＨＡＺでの金属組織と、ＨＡＺ以外の母材部分での金属組織とを観察した。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
　二相ステンレス鋼材の金属組織は、実質的に、フェライトとオーステナイトとからなる。具体的には、二相ステンレス鋼材の長手方向（Ｌ方向）及び二相ステンレス鋼材の厚さ方向（Ｔ方向）を含む断面（以下、縦断面ともいう）では、図１に示すとおり、フェライトＦとオーステナイトＡとが層状に積層されている。
　二相ステンレス鋼材を溶接して溶接継手とした場合、ＨＡＺの金属組織も、フェライトとオーステナイトとからなる。粒界腐食が発生したＨＡＺの金属組織と、粒界腐食が観察されなかったＨＡＺの金属組織とを比較すると、粒界腐食が発生したＨＡＺの金属組織、及び、粒界腐食が観察されなかったＨＡＺの金属組織の両方に、同程度のサイズのフェライト及びオーステナイトが観察された。しかしながら、図２に示すとおり、粒界腐食が発生したＨＡＺの金属組織ではさらに、Ｃｒ窒化物及び二次オーステナイトＭＡがフェライトＦ内に多数生成していた。二次オーステナイトとは、上述のオーステナイトＡよりも顕著に微細なオーステナイトを意味する。調査の結果、このようなＣｒ窒化物及び二次オーステナイトＭＡは、溶接時に生成することが判明した。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは、二相ステンレス鋼材の溶接継手のＨＡＺの粒界腐食性が低下する要因は、溶接時に生成するＣｒ窒化物及び二次オーステナイトと考えた。そこで、本発明者らは、溶接時にＣｒ窒化物及び二次オーステナイトの生成量を抑える手段を検討した。その結果、本発明らは次の知見を得た。
　上述のとおり、Ｃｒ窒化物及び二次オーステナイトは、溶接時において、フェライトから生成する。そのため、層状に積層されたフェライト及びオーステナイトにおいて、フェライトの厚さ（つまり、Ｔ方向長さ）が大きければ、溶接時にフェライト中に固溶したＮが冷却過程でオーステナイトへ拡散する距離が長くなる。さらに、溶接では、冷却時間が短時間であるため、拡散に利用可能な時間が短い。そのため、溶接時にＣｒ窒化物が生成しやすく、二次オーステナイトが生成しやすいと考えられる。
　さらに、二相ステンレス鋼材の縦断面において、Ｌ方向におけるフェライトの厚さにばらつきがあれば、Ｌ方向に延びるフェライトのうち、幅の広い部分（厚い部分）で、溶接時にＣｒ窒化物及び二次オーステナイトが生成しやすいと考えられる。
　以上のとおり、本発明者らは、溶接時におけるＣｒ窒化物及び二次オーステナイトの生成量を抑制するには、フェライトの幅（厚さ）を狭くし、かつ、フェライトの幅（厚さ）のばらつきを低減することが有効であると考えた。
　そこで、二相ステンレス鋼材の金属組織について、さらに検討を行った。その結果、二相ステンレス鋼材の金属組織が次の特徴を満たせば、溶接継手とした場合のＨＡＺの耐粒界腐食性が顕著に高まることを見出した。
　（特徴２）
　二相ステンレス鋼材の長手方向をＬ方向、二相ステンレス鋼材の厚さ方向をＴ方向と定義する。二相ステンレス鋼材のＬ方向及びＴ方向を含む断面において、Ｌ方向に１００ｍｍピッチで３つの矩形領域を特定する。各特定領域は、Ｌ方向に２００μｍ、Ｔ方向に２００μｍの矩形とする。各矩形領域において、Ｔ方向に延びる線分であって、矩形領域のＬ方向に等間隔に配列され、矩形領域をＬ方向に６等分する５つの線分を、線分ＬＳと定義する。この場合、次の（１）～（３）を満たす。
　（１）３つの矩形領域の１５本の線分ＬＳと重複する各フェライトの平均厚さＴＦは２．５０～４．５０μｍである。
　（２）フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦは、０．５０μｍ以下である。
　（３）１５本の線分ＬＳと重複する各オーステナイトの平均厚さＴＡは２．５０～４．５０μｍである。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による二相ステンレス鋼材は、次の構成を有する。
　［１］
　第１の構成の二相ステンレス鋼材は、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０３０％以下、
　Ｓｉ：０．５０％以下、
　Ｍｎ：２．００％以下、
　Ｐ：０．０４０％以下、
　Ｓ：０．００１０％以下、
　Ｃｒ：２６．０～２８．０％、
　Ｎｉ：６．０～１０．０％、
　Ｍｏ：０．２０～１．７０％、
　Ｗ：２．００超～３．００％、
　Ｎ：０．３０超～０．４０％、
　Ｏ：０．０２０％以下、
　Ａｌ：０．０５０％以下、
　Ｃｕ：０～０．３０％、
　Ｃｏ：０～１．０％、
　Ｔｉ：０～０．３００％、
　Ｎｂ：０～０．３００％、
　Ｃａ：０～０．０１０％、
　Ｍｇ：０～０．０１０％、
　Ｂ：０～０．０１０％、及び、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　二相ステンレス鋼材の長手方向をＬ方向、二相ステンレス鋼材の厚さ方向をＴ方向と定義し、
　二相ステンレス鋼材のＬ方向及びＴ方向を含む断面において、Ｌ方向に１００ｍｍピッチで３つの矩形領域を特定し、各特定領域は、Ｌ方向に２００μｍ、Ｔ方向に２００μｍの矩形とし、
　各矩形領域において、
　Ｔ方向に延びる線分であって、矩形領域のＬ方向に等間隔に配列され、矩形領域をＬ方向に６等分する５つの線分を、線分ＬＳと定義したとき、
　３つの矩形領域の１５本の線分ＬＳと重複する各フェライトの平均厚さＴＦは２．５０～４．５０μｍであり、フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦは、０．５０μｍ以下であり、
　１５本の線分ＬＳと重複する各オーステナイトの平均厚さＴＡは２．５０～４．５０μｍである。
　［２］
　第２の構成の二相ステンレス鋼材は、
　第１の構成の二相ステンレス鋼材であって、
　化学組成は、
　Ｃｕ：０．０１～０．３０％、
　Ｃｏ：０．１～１．０％、
　Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
　Ｎｂ：０．００１～０．３００％、
　Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
　Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、及び、
　Ｂ：０．００１～０．０１０％、
　からなる群から選択される１元素以上を含有する。
　［３］
　第３の構成の二相ステンレス鋼材は、
　第１又は第２の構成の二相ステンレス鋼材であって、
　継目無鋼管である。
　以下、本実施形態の二相ステンレス鋼材について詳述する。なお、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［本実施形態の二相ステンレス鋼材の特徴］
　本実施形態の二相ステンレス鋼材は、次の特徴１及び特徴２を満たす。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：２６．０～２８．０％、Ｎｉ：６．０～１０．０％、Ｍｏ：０．２０～１．７０％、Ｗ：２．００超～３．００％、Ｎ：０．３０超～０．４０％、Ｏ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ｂ：０～０．０１０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる。
　（特徴２）
　二相ステンレス鋼材の長手方向をＬ方向、二相ステンレス鋼材の厚さ方向をＴ方向と定義する。二相ステンレス鋼材のＬ方向及びＴ方向を含む断面において、Ｌ方向に１００ｍｍピッチで３つの矩形領域を特定する。各特定領域は、Ｌ方向に２００μｍ、Ｔ方向に２００μｍの矩形とする。各矩形領域において、Ｔ方向に延びる線分であって、矩形領域のＬ方向に等間隔に配列され、矩形領域をＬ方向に６等分する５つの線分を、線分ＬＳと定義する。この場合、次の（１）～（３）を満たす。
　（１）３つの矩形領域の１５本の線分ＬＳと重複する各フェライトの平均厚さＴＦは２．５０～４．５０μｍである。
　（２）フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦは、０．５０μｍ以下である。
　（３）１５本の線分ＬＳと重複する各オーステナイトの平均厚さＴＡは２．５０～４．５０μｍである。
　以下、特徴１及び特徴２について説明する。
　［（特徴１）化学組成について］
　本実施形態の二相ステンレス鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．０３０％以下
　炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは炭化物を形成して鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が０．０３０％を超えれば、結晶粒界にＣｒ炭化物を形成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐粒界腐食性が低下する。
　したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。
　Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の過度の低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｓｉ：０．５０％以下
　シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、鋼材の製造工程中の製鋼段階において、鋼を脱酸する。
　一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、Ｓｉが結晶粒界に偏析する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐粒界腐食性が低下する。
　したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下である。
　Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｍｎ：２．００％以下
　マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｎ含有量は０％超である。Ｍｎは鋼材の製造工程中の製鋼段階において、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイト形成元素であり、鋼材中のオーステナイトを安定化する。Ｍｎ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、結晶粒界に偏析する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温環境における鋼材の耐食性が低下する。
　したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。
　Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．６０％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。
　Ｐ：０．０４０％以下
　りん（Ｐ）は不純物であり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが結晶粒界に偏析する。そのため、鋼材の耐粒界腐食性が低下する。
　したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。
　Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過度の低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｐ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％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
　Ｓ：０．００１０％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物であり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．００１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが結晶粒界に偏析する。そのため、鋼材の耐粒界腐食性が低下する。
　したがって、Ｓ含有量は０．００１０％以下である。
　Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過度の低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。
　Ｓ含有量の好ましい上限は０．０００９％であり、さらに好ましくは０．０００７％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｃｒ：２６．０～２８．０％
　クロム（Ｃｒ）は固溶して鋼材の耐粒界腐食性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材中のフェライトを安定化して、鋼材の耐粒界腐食性を高める。Ｃｒ含有量が２６．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｃｒ含有量が２８．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中にシグマ（σ）相が生成する。σ相は鋼材の耐粒界腐食性を低下する。
　したがって、Ｃｒ含有量は２６．０～２８．０％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい下限は２６．１％であり、さらに好ましくは２６．２％であり、さらに好ましくは２６．３％であり、さらに好ましくは２６．４％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい上限は２７．９％であり、さらに好ましくは２７．８％であり、さらに好ましくは２７．７％であり、さらに好ましくは２７．６％である。
　Ｎｉ：６．０～１０．０％
　ニッケル（Ｎｉ）は鋼材中のオーステナイトを安定化する。つまり、Ｎｉは、フェライト及びオーステナイトの二相組織を安定化する。そのため、鋼材の耐粒界腐食性が高まる。Ｎｉ含有量が６．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｎｉ含有量が１０．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中のオーステナイトの割合が過度に高くなる。この場合、鋼材の耐粒界腐食性が低下する。
　したがって、Ｎｉ含有量は６．０～１０．０％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい下限は６．２％であり、さらに好ましくは６．３％であり、さらに好ましくは６．４％であり、さらに好ましくは６．５％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい上限は９．５％であり、さらに好ましくは９．０％であり、さらに好ましくは８．５％であり、さらに好ましくは８．０％である。
　Ｍｏ：０．２０～１．７０％
　モリブデン（Ｍｏ）は鋼材の耐粒界腐食性を高める。Ｍｏ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｍｏ含有量が１．７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、σ相が生成する。この場合、鋼材の耐粒界腐食性が低下する。
　したがって、Ｍｏ含有量は０．２０～１．７０％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．６０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
　Ｗ：２．００超～３．００％
　タングステン（Ｗ）は、鋼材の耐粒界腐食性を高める。Ｗ含有量が２．００％以下であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｗ含有量が３．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、σ相が生成する。この場合、鋼材の耐粒界腐食性が低下する。
　したがって、Ｗ含有量は２．００超～３．００％である。
　Ｗ含有量の好ましい下限は２．０１％であり、さらに好ましくは２．０２％であり、さらに好ましくは２．０５％であり、さらに好ましくは２．０８％であり、さらに好ましくは２．１０％であり、さらに好ましくは２．１２％である。
　Ｗ含有量の好ましい上限は２．９０％であり、さらに好ましくは２．８０％であり、さらに好ましくは２．７０％であり、さらに好ましくは２．６０％であり、さらに好ましくは２．５０％であり、さらに好ましくは２．４０％であり、さらに好ましくは２．３０％である。
　Ｎ：０．３０超～０．４０％
　窒素（Ｎ）は鋼材中のオーステナイトを安定化する。つまり、Ｎは、フェライト及びオーステナイトの二相組織を安定化する。そのため、鋼材の耐粒界腐食性が高まる。Ｎ含有量が０．３０％以下であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｎ含有量が０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。
　したがって、Ｎ含有量は０．３０超～０．４０％である。
　Ｎ含有量の好ましい下限は０．３１％であり、さらに好ましくは０．３２％である。
　Ｎ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３７％である。
　Ｏ：０．０２０％以下
　酸素（Ｏ）は不純物であり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏ含有量が０．０２０％を超えれば、鋼材中に酸化物が過剰に生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐粒界腐食性が低下する。
　したがって、Ｏ含有量は０．０２０％以下である。
　Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の過度の低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産性を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｏ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１４％である。
　Ａｌ：０．０５０％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は不可避に含有される。つまり、Ａｌ含有量は０％超である。Ａｌは鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えれば、鋼材中に酸化物が過剰に多く生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐粒界腐食性が低下する。
　したがって、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。
　Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは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０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３８％であり、さらに好ましくは０．０３６％である。
　本実施形態の二相ステンレス鋼材の化学組成において、Ａｌ含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を意味する。
　本実施形態による二相ステンレス鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、化学組成における不純物とは、二相ステンレス鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、意図して含有されたものではなく、本実施形態による二相ステンレス鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
　本実施形態の二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、
　Ｃｕ：０～０．３０％、
　Ｃｏ：０～１．０％、
　Ｔｉ：０～０．３００％、
　Ｎｂ：０～０．３００％、
　Ｃａ：０～０．０１０％、
　Ｍｇ：０～０．０１０％、及び、
　Ｂ：０～０．０１０％、
　からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。
　以下、これらの任意元素について説明する。
　［第１群：Ｃｕ及びＣｏについて］
　本実施形態による二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ及びＣｏからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕ及びＣｏは、鋼材の耐粒界腐食性を高める。
　Ｃｕ：０～０．３０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。
　Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは不働態化皮膜を強化して二相ステンレス鋼材の耐食性を高める。Ｃｕはさらに、オーステナイトを安定化させる。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃｕ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、尿素製造プラントの腐食環境で二相ステンレス鋼材の腐食が促進される。
　したがって、Ｃｕ含有量は０～０．３０％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２７％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２２％である。
　Ｃｏ：０～１．０％
　コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。
　Ｃｏが含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏは不働態化皮膜を強化して二相ステンレス鋼材の耐食性を高める。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、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃｏ含有量が１．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、製造コストが極端に高まる。
　したがって、Ｃｏ含有量は０～１．０％である。
　Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。
　Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９％であり、さらに好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．７％である。
　［第２群：Ｔｉ及びＮｂについて］
　本実施形態による二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉ及びＮｂは、鋼材の強度を高める。
　Ｔｉ：０～０．３００％
　チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。
　Ｔｉが含有される場合、つまり、Ｔｉ含有量が０％超である場合、Ｔｉは炭窒化物を形成し、鋼材の強度を高める。Ｔｉはさらに、炭窒化物を形成することにより、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制する。そのため、鋼材の耐粒界腐食性が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｔｉ含有量が０．３００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。
　したがって、Ｔｉ含有量は０～０．３００％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
　Ｎｂ：０～０．３００％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
　Ｎｂが含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼材の強度を高める。Ｎｂはさらに、炭窒化物を形成することにより、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制する。そのため、鋼材の耐粒界腐食性が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｂ含有量が０．３００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。
　したがって、Ｎｂ含有量は０～０．３００％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１１０％であり、さらに好ましくは０．１００％である。
　［第３群：Ｃａ、Ｍｇ及びＢについて］
　本実施形態による二相ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及びＢからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａ、Ｍｇ及びＢは、鋼材の熱間加工性を高める。
　Ｃａ：０～０．０１０％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。
　Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の靭性が低下する。
　したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１０％である。
　Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｍｇ：０～０．０１０％
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
　Ｍｇが含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは、鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の靭性が低下する。
　したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１０％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｂ：０～０．０１０％
　ホウ素（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。
　Ｂが含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは、鋼材中のＳの粒界への偏析を抑制し、鋼材の熱間加工性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｂ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ボロン窒化物（ＢＮ）が生成し、鋼材の靭性が低下する。
　したがって、Ｂ含有量は０～０．０１０％である。
　Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｂ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
　［金属組織］
　本実施形態による二相ステンレス鋼材の金属組織は、フェライト及びオーステナイトからなる。本明細書において、「フェライト及びオーステナイトからなる」とは、フェライト及びオーステナイト以外の相が無視できるほど少ないことを意味する。本実施形態による二相ステンレス鋼材の金属組織は、フェライト及びオーステナイト以外に、析出物や介在物等を微小量含んでもよい。本実施形態による二相ステンレス鋼材の金属組織における析出物や介在物の面積率は、フェライト及びオーステナイトの面積率と比較して、無視できるほど低い。
　本実施形態による二相ステンレス鋼材の金属組織では、フェライトの面積率が３５～５５％である。フェライトの面積率の好ましい下限は３７％であり、さらに好ましくは３９％である。フェライトの面積率の好ましい上限は５３％であり、さらに好ましくは５１％である。
　［フェライト面積率の測定方法］
　本実施形態において、二相ステンレス鋼材のフェライトの面積率は、次の方法で求めることができる。
　本実施形態による二相ステンレス鋼材の長手方向をＬ方向と定義し、厚さ方向をＴ方向と定義する。具体的には、二相ステンレス鋼材が鋼管である場合、管軸方向（圧延方向）がＬ方向であり、肉厚方向がＴ方向である。二相ステンレス鋼材が鋼板である場合、長手方向（圧延方向）がＬ方向であり、板厚方向がＴ方向である。二相ステンレス鋼材が棒鋼である場合、中心軸方向（長手方向）がＬ方向であり、径方向がＴ方向である。
　二相ステンレス鋼材の厚さ中央部からＬ方向及びＴ方向を含む縦断面を表面に含む試験片を採取する。二相ステンレス鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を採取する。二相ステンレス鋼材が鋼板である場合、板厚中心部から試験片を採取する。二相ステンレス鋼材が棒鋼である場合、Ｌ方向に垂直な断面における中心部から試験片を採取する。
　試験片の表面のうち、縦断面（Ｌ方向とＴ方向とを含む面）に相当する表面を観察面と定義する。なお、試験片の大きさは特に限定されず、Ｌ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍの観察面が得られればよい。
　試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面を３０％水酸化ナトリウム腐食液中で電解腐食して、組織現出を行う。組織現出された観察面を、光学顕微鏡を用いて１０視野観察する。観察視野の面積は特に限定されないが、例えば、４．００×１０４μｍ２（倍率５００倍）である。
　各視野において、コントラストからフェライト及びオーステナイトを特定する。特定したフェライト及びオーステナイトの面積率を求める。特定したフェライト及びオーステナイトの面積率を求める方法は特に限定されず、周知の方法でよい。例えば、画像解析によって、フェライト及びオーステナイトの面積率を求めることができる。本実施形態では、全ての観察視野で求めた、フェライトの面積率の算術平均値を、フェライト面積率（％）と定義する。なお、フェライト面積率は、小数第一位を四捨五入した整数とする。また、次式により、オーステナイト面積率（％）を求める。
　オーステナイト面積率＝１００－フェライト面積率
　［（特徴２）フェライト平均厚さＴＦ、標本標準偏差ΔＴＦ、オーステナイト平均厚さＴＡについて］
　二相ステンレス鋼材の長手方向をＬ方向、二相ステンレス鋼材の厚さ方向をＴ方向と定義する。二相ステンレス鋼材のＬ方向及びＴ方向を含む断面において、Ｌ方向に１００ｍｍピッチで３つの矩形領域を特定する。各特定領域は、Ｌ方向に２００μｍ、Ｔ方向に２００μｍの矩形とする。各矩形領域において、Ｔ方向に延びる線分であって、矩形領域のＬ方向に等間隔に配列され、矩形領域をＬ方向に６等分する５つの線分を、線分ＬＳと定義する。この場合、本実施形態の二相ステンレス鋼材は、次の（１）～（３）を満たす。
　（１）３つの矩形領域の１５本の線分ＬＳと重複する各フェライトの平均厚さＴＦは２．５０～４．５０μｍである。
　（２）フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦは、０．５０μｍ以下である。
　（３）１５本の線分ＬＳと重複する各オーステナイトの平均厚さＴＡは２．５０～４．５０μｍである。
　以下、特徴２について詳述する。
　［フェライト平均厚さＴＦ、フェライト厚さの標本標準偏差ΔＴＦ、オーステナイト平均厚さＴＡの測定方法］
　フェライト平均厚さＴＦ、フェライト厚さの標本標準偏差ΔＴＦ、オーステナイト平均厚さＴＡは、次の方法で測定できる。
　二相ステンレス鋼材の厚さ中央部からＬ方向及びＴ方向を含む縦断面を表面に含む試験片を採取する。
　図３は、二相ステンレス鋼材が鋼管である場合の、試験片の採取位置を説明するための縦断面図である。図３中の破線Ｃ１は、管軸である。破線Ｌ１は、鋼管の肉厚中央部を通る破線である。図３を参照して、二相ステンレス鋼材が鋼管である場合、Ｌ方向とＴ方向とを含む断面（縦断面）において、肉厚中央部であって、Ｌ方向にＰ＝１００ｍｍピッチで３つの矩形領域ＴＰを特定する。そして、各矩形領域ＴＰを表面に含む３つの試験片を採取する。矩形領域ＴＰは、Ｌ方向に２００μｍ、Ｔ方向に２００μｍとする。
　二相ステンレス鋼材が鋼板である場合も同様に、Ｌ方向（圧延方向）とＴ方向（板厚方向）を含む縦断面において、板厚中央部であって、Ｌ方向に１００ｍｍピッチで３つの矩形領域ＴＰを特定する。そして、各矩形領域ＴＰを表面に含む３つの試験片を採取する。
　二相ステンレス鋼材が棒鋼である場合も同様に、Ｌ方向（中心軸方向）とＴ方向（径方向）を含む縦断面において、径方向の中心部（つまり中心軸）であって、Ｌ方向に１００ｍｍピッチで３つの矩形領域ＴＰを特定する。そして、各矩形領域ＴＰを表面に含む３つの試験片を採取する。
　試験片の表面のうち、矩形領域ＴＰを含む表面を観察面と定義する。なお、試験片の大きさは特に限定されず、矩形領域ＴＰを含む大きさであればよい。
　試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面を３０％水酸化ナトリウム腐食液中で電解腐食し組織現出を行う。観察面のうちの矩形領域ＴＰを、光学顕微鏡を用いて５００倍で観察する。
　図４は、矩形領域ＴＰの模式図である。図４を参照して、矩形領域はＬ方向に２００μｍ、Ｔ方向に２００μｍの矩形である。矩形領域ＴＰにおいて、Ｌ方向に等間隔に配列され、矩形領域ＴＰをＬ方向に６等分する５本の線分ＬＳを配置する。このとき、各線分ＬＳは、矩形領域ＴＰ内のフェライトＦ、オーステナイトＡと重複する。
　図５は、図４中の矩形領域ＴＰのうち、線分ＬＳ１と重複する領域の拡大図である。図５を参照して、線分ＬＳ１は、フェライトＦ１～Ｆ５、及び、オーステナイトＡ１～Ａ５と重複している。ここで、線分ＬＳ１と重複するフェライトＦ１の長さを、フェライトＦ１の厚さＴＦ１とし、厚さＴＦ１を求める。同様に、線分ＬＳ１と重複するフェライトＦ２～Ｆ５の厚さＴＦ２～ＴＦ５を求める。同様に、線分ＬＳ１と重複するオーステナイトＡ１～Ａ６の厚さＴＡ１～ＴＡ６を求める。
　図４の他の４本の線分ＬＳについても同様に、フェライトＦが線分ＬＳと重複する長さを、当該フェライトＦの厚さとする。オーステナイトＡが線分ＬＳと重複する長さを、当該オーステナイトＡの厚さとする。
　以上の方法により、３つの矩形領域ＴＰの１５本の線分と重複する各フェライトＦの厚さＴＦと、各オーステナイトＡの厚さＴＡとを求める。求めた全てのフェライトの厚さの算術平均値を、フェライトの平均厚さＴＦ（μｍ）とする。求めた全てのフェライトの厚さと、フェライトの平均厚さＴＦとに基づいて、標本標準偏差ΔＴＦ（μｍ）を求める。
　また、求めた全てのオーステナイトの厚さの算術平均値を、オーステナイトの平均厚さＴＡ（μｍ）とする。
　［特徴２の（１）～（３）について］
　上述の測定により得られた、フェライトの平均厚さＴＦ、フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦ、及び、オーステナイトの平均厚さＴＡは、次の（１）～（３）を満たす。
　（１）３つの矩形領域の１５本の線分ＬＳと重複する各フェライトの平均厚さＴＦは２．５０～４．５０μｍである。
　（２）フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦは、０．５０μｍ以下である。
　（３）１５本の線分ＬＳと重複する各オーステナイトの平均厚さＴＡは２．５０～４．５０μｍである。
　フェライトの平均厚さＴＦが４．５０μｍを超えると、フェライトの厚さが大きすぎる。この場合、二相ステンレス鋼材を溶接して溶接接手とした場合、ＨＡＺにおいてＣｒ窒化物及び二次オーステナイトが生成しやすい。そのため、溶接接手とした場合の耐粒界腐食性が低下する。フェライトの平均厚さＴＦが４．５０μｍ以下であれば、フェライトの厚さは十分に小さい。そのため、溶接継手とした場合でも、十分な耐粒界腐食性が得られる。
　フェライトの平均厚さＴＦの下限は特に限定されない。フェライト平均厚さＴＦの下限は例えば２．５０μｍである。
　フェライトの平均厚さＴＦの好ましい上限は４．４５μｍであり、さらに好ましくは４．４０μｍであり、さらに好ましくは４．３５μｍである。
　フェライトの平均厚さＴＦの好ましい下限は２．５５μｍであり、さらに好ましくは２．６０μｍである。
　なお、フェライトの平均厚さＴＦが２．５０～４．５０μｍの場合、オーステナイトの平均厚さＴＡは２．５０～４．５０μｍとなる。
　オーステナイトの平均厚さＴＡの好ましい上限は４．４５μｍであり、さらに好ましくは４．４０μｍであり、さらに好ましくは４．３５μｍである。
　オーステナイトの平均厚さＴＡの好ましい下限は２．５５μｍであり、さらに好ましくは２．６０μｍである。
　フェライトに関してはさらに、フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦは０．５０μｍ以下である。上述のとおり、フェライトの平均厚さＴＦが十分に小さくても、二相ステンレス鋼材のＬ方向でのフェライトの厚さのばらつきが大きければ、Ｌ方向に延びるフェライトにおいて、局所的に厚さが大きい部分が存在する。この場合、当該局所的に厚さが大きい部分で、溶接時にＣｒ窒化物及び二次オーステナイトが生成しやすい。そのため、溶接継手とした場合に、耐粒界腐食性が低下する。
　フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦが０．５０μｍ以下であれば、Ｌ方向でのフェライトの厚さのばらつきが十分に小さい。そのため、上記（１）及び（３）を満たすことを前提として、溶接継手とした場合に、十分な耐粒界腐食性が得られる。
　標本標準偏差ΔＴＦの好ましい上限は０．４８μｍであり、さらに好ましくは０．４５μｍであり、さらに好ましくは０．４３μｍである。
　［本実施形態の二相ステンレス鋼材の効果］
　本実施形態の二相ステンレス鋼材は、特徴１及び特徴２を満たす。そのため、本実施形態の二相ステンレス鋼材では、溶接継手とした場合でも、優れた耐粒界腐食性が得られる。
　［耐粒界腐食性について］
　本実施形態の二相ステンレス鋼材において、溶接継手とした場合に十分な耐粒界腐食性得られるとは、本実施形態の二相ステンレス鋼材を母材とする溶接継手に対して、ＡＳＴＭ　Ａ２６２　ＰｒａｃｔｉｃｅＣの硝酸腐食試験を実施して得られた腐食速度が、０．１００ｇ／ｍ２／ｈ以下であることを意味する。
　［耐粒界腐食性評価方法について］
　本実施形態の二相ステンレス鋼材の耐粒界腐食性は、次の方法で評価することができる。
　初めに、二相ステンレス鋼材の溶接継手を製造する。具体的には、一対の二相ステンレス鋼材を準備する。準備された二相ステンレス鋼材の端部に開先を形成する。開先の形状は開先角度２０°のＵ開先とする。一対の二相ステンレス鋼材の開先を突合せ、溶接する。化学組成は上述の特徴１を満たす溶接材料を準備する。準備した溶接材料を用いて、自動ガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）により、一対の二相ステンレス鋼材を溶接する。このときの入熱量を０．５～４．００ｋＪ／ｍｍとする。製造された二相ステンレス鋼材の溶接継手から、溶接部を中央部に含む試験片を採取する。具体的には、二相ステンレス鋼材の溶接継手の溶接部の延在方向に垂直な方向に延びる試験片を採取する。試験片のサイズは厚さ２ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ４０ｍｍとする。試験片の長手方向中央位置に、溶接金属が配置されるように、試験片を採取する。なお、試験片の長手方向における溶接金属の幅の最大値が２５ｍｍ以下になるように、試験片を採取する。
　採取した試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ａ２６２　ＰｒａｃｔｉｃｅＣの硝酸腐食試験を実施する。具体的には、硝酸の濃度が６５質量％の水溶液である試験液を準備する。沸騰した試験液内に、試験片を４８時間浸漬する（１回目浸漬試験）。試験終了後、新しい試験液を準備し、１回目と同様に、浸漬試験を実施する。具体的には、１回目浸漬試験に利用した試験液から試験片を取り出し、試験片を２回目の浸漬試験用の試験液に４８時間浸漬する。以上のような浸漬試験を１０回（第１回目～第１０回目まで）繰り返す。
　各浸漬試験（第１回目～第１０回目）の前後で、試験片の質量を測定し、差分（質量減量）を求める。質量減量に基づいて、各浸漬試験ごとに、試験片の単位面積当たり単位時間での質量減量（以下、単位質量減量という、単位はｇ／ｍ２／ｈ）を求める。求めた１０回（第１回目～第１０回目）の単位質量減量の算術平均値を、腐食速度（ｇ／ｍ２／ｈ）とする。
　得られた腐食速度が０．１００ｇ／ｍ２／ｈ以下であれば、溶接継手とした場合において、十分な耐粒界腐食性が得られたと判断する。
　［本実施形態の二相ステンレス鋼材の形状について］
　上述のとおり、本実施形態の二相ステンレス鋼材は、鋼管であってもよいし、鋼板であってもよいし、棒鋼であってもよい。好ましくは、本実施形態の二相ステンレス鋼材は、鋼管である。さらに好ましくは、本実施形態の二相ステンレス鋼材は、継目無鋼管である。
　［本実施形態の二相ステンレス鋼材の用途］
　本実施形態の二相ステンレス鋼材は、耐粒界腐食性が求められる用途に広く適用可能である。特に、本実施形態の二相ステンレス鋼材は、尿素製造プラントの鋼材に適する。ただし、本実施形態の二相ステンレス鋼材の用途は、上述の範囲に限定されない。
　［二相ステンレス鋼材の製造方法］
　本実施形態の二相ステンレス鋼材の製造方法の一例を説明する。以降に説明する二相ステンレス鋼材の製造方法は、本実施形態の二相ステンレス鋼材を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する二相ステンレス鋼材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の二相ステンレス鋼材の製造方法の好ましい一例である。
　本実施形態の二相ステンレス鋼材の製造方法の一例は、次の工程を含む。
　（工程１）素材準備工程
　（工程２）熱間加工工程
　（工程３）冷間加工工程
　（工程４）溶体化処理工程
　上記工程１～工程４での主な製造条件は、次のとおりである。
　（条件１）熱間加工工程での減面率Ｒ１　　　　：６０％以上
　（条件２）熱間加工後の冷却速度ＣＲ１　　　　：５０℃／秒以上（水冷）
　（条件３）冷間加工工程での減面率Ｒ２　　　　：６０％以上
　（条件４）式（Ａ）で定義されるＦＡ　　　　　：１５０～５００
　ＦＡ＝Ｒ１／１００×ＫＣＲ×Ｒ２／１００×Ｔ１×（ｔ１／６０）０．５　（Ａ）
　ここで、式（Ａ）中のＴ１は溶体化処理工程での溶体化温度（℃）であり、ｔ１は溶体化温度Ｔ１での保持時間（分）である。また、ＫＣＲは、熱間加工終了直後の冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒以上（水冷）である場合は「１．２」が代入され、熱間加工終了直後の冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒未満（放冷）である場合は「０．８」が代入される。
　以下、各工程について説明する。
　［（工程１）素材準備工程］
　素材準備工程では、特徴１を満たす化学組成を有する素材を準備する。素材はインゴットであってもよいし、スラブ、ブルーム、又は、ビレットであってもよい。素材を製造する場合、次の方法により、素材を製造する。特徴１を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブ、ブルーム、又は、ビレット（円柱素材）を製造してもよい。製造されたインゴット、スラブ、ブルームに対して熱間加工を実施して、ビレットを製造してもよい。例えば、インゴットに対して熱間鍛造を実施して、円柱状のビレットを製造し、このビレットを素材（円柱素材）としてもよい。この場合、熱間鍛造開始直前の素材の温度は特に限定されないが、例えば、１０００～１３００℃である。熱間鍛造後の素材の冷却方法は特に限定されない。
　［（工程２）熱間加工工程］
　熱間加工工程では、素材準備工程において準備された素材に対して熱間加工を実施して、中間鋼材を製造する。中間鋼材は鋼管であってもよいし、鋼板であってもよいし、棒鋼であってもよい。
　中間材が鋼管である場合、熱間加工工程では、次の加工を実施する。初めに、円柱素材を準備する。機械加工により、円柱素材の中心軸に沿った貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材に対して、ユジーンセジュルネ法に代表される熱間押出を実施して、中間材（継目無鋼管）を製造する。熱間押出直前の素材の温度は特に限定されない。熱間押出直前の素材の加熱温度は例えば、１０００～１３００℃である。
　中間材が鋼板である場合、熱間加工工程は例えば、一対のワークロールを備える１又は複数の圧延機を用いる。スラブ等の素材に対して圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼板を製造する。熱間圧延時の素材の加熱温度は例えば、１０００～１３００℃である。
　中間材が棒鋼である場合、熱間加工工程は例えば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程は例えば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機によりブルームに対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が配置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、例えば、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。粗圧延工程直前の素材温度は特に限定されないが、例えば、１０００～１３００℃である。仕上げ圧延工程では、初めにビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、棒鋼を製造する。仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、例えば、１０００～１２００℃である。
　熱間加工終了直後の中間鋼材を急冷する。具体的には、熱間加工直後の中間鋼材を水冷する。水冷により、中間鋼材の冷却速度ＣＲ１は５０℃／秒以上となる。水冷により、中間鋼材を常温まで冷却する。中間鋼材に対して水冷を実施することにより、熱間加工工程で蓄積された歪が開放されるのを抑制する。
　なお、水冷後の中間鋼材に対して、焼鈍処理等の熱処理を実施することなく、次工程の冷間加工工程を実施する。これにより、熱間加工工程で蓄積された歪が開放されるのを抑制する。
　［（工程３）冷間加工工程］
　冷間加工工程では、熱間加工工程により製造された中間鋼材に対して、冷間加工を実施する。中間鋼材が鋼管又は棒鋼である場合、冷間加工は、冷間抽伸又は冷間ピルガー圧延である。中間鋼材が鋼板である場合、冷間加工は例えば、冷間圧延である。冷間加工工程を実施することにより、溶体化処理前の中間鋼材に、さらに歪を蓄積する。これにより、溶体化処理時に、蓄積された歪を核として微細なオーステナイトが析出し、結果としてＬ方向における厚さばらつきの少ないフェライトが得られる。
　なお、熱間加工工程後の中間鋼材に対して冷間加工を実施する前に、脱スケール処理を実施してもよい。脱スケール処理は実施しなくてもよい。脱スケール処理を実施する場合、脱スケール処理は例えば、ショットブラスト及び／又は酸洗である。
　［（工程４）溶体化処理工程］
　溶体化処理工程では、冷間加工工程後の中間鋼材に対して、溶体化処理を実施する。溶体化処理では、析出物を溶解する。本実施形態ではさらに、溶体化処理において、熱間加工工程及び冷間加工工程で中間鋼材に蓄積された歪により、Ｌ方向に厚さのばらつきの少ないフェライトを形成する。溶体化処理での溶体化温度Ｔ１は、１０００～１２００℃である。溶体化温度Ｔ１での保持時間ｔ１は、１．００～５０．００分である。
　［条件１～条件４について］
　上述の製造工程では、次の条件を満たすように、各工程を実施する。
　（条件１）熱間加工工程での減面率Ｒ１　　　　：６０％以上
　（条件２）熱間加工後の冷却速度ＣＲ１　　　　：５０℃／秒以上（水冷）
　（条件３）冷間加工工程での減面率Ｒ２　　　　：６０％以上
　（条件４）式（Ａ）で定義されるＦＡ　　　　　：１５０～５００
　ＦＡ＝Ｒ１／１００×ＫＣＲ×Ｒ２／１００×Ｔ１×（ｔ１／６０）０．５　（Ａ）
　ここで、式（Ａ）中のＴ１は溶体化処理工程での溶体化温度（℃）であり、ｔ１は溶体化温度Ｔ１での保持時間（分）である。また、ＫＣＲは、熱間加工終了直後の冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒以上（水冷）である場合は「１．２」が代入され、熱間加工終了直後の冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒未満（放冷）である場合は「０．８」が代入される。
　以下、各条件について説明する。
　［条件１について］
　熱間加工工程での減面率Ｒ１（％）は、次の式で定義される。
　減面率Ｒ１＝（１－熱間加工後の中間鋼材の長手方向に垂直な断面積／素材の長手方向に垂直な断面積）×１００
　減面率Ｒ１が６０％未満であれば、中間鋼材に蓄積される歪が不十分である。そのため、製造後の二相ステンレス鋼材が特徴２を満たすことができない。したがって、減面率Ｒ１は６０％以上である。
　［条件２について］
　熱間加工直後の中間鋼材の冷却速度ＣＲ１を５０℃／秒以上とする。この冷却速度は、水冷により実現する。中間鋼材を空冷する場合、冷却速度ＣＲ１は５０℃／秒よりも遅くなる。熱間加工直後の中間鋼材に対して水冷ではなく空冷を実施すれば、熱間加工により中間鋼材に蓄積された歪が冷却中に開放されてしまう。そのため、溶体化処理において特徴２の金属組織を発現するための歪量が不足する。したがって、冷却速度ＣＲ１を５０℃／秒以上とする。
　［条件３について］
　冷間加工工程での減面率Ｒ２（％）は、次の式で定義される。
　減面率Ｒ２＝（１－冷間加工後の中間鋼材の長手方向に垂直な断面積／冷間加工前の中間鋼材の長手方向に垂直な断面積）×１００
　減面率Ｒ２が６０％未満であれば、中間鋼材に蓄積される歪が不十分である。そのため、製造後の二相ステンレス鋼材が特徴２を満たすことができない。したがって、減面率Ｒ２は６０％以上である。
　［条件４について］
　上述の製造工程ではさらに、式（Ａ）で定義されるＦＡが１５０～５００である。
　ＦＡ＝Ｒ１／１００×ＫＣＲ×Ｒ２／１００×Ｔ１×（ｔ１／６０）０．５　（Ａ）
　ここで、式（Ａ）中のＴ１は溶体化処理工程での溶体化温度（℃）であり、ｔ１は溶体化温度Ｔ１での保持時間（分）である。また、ＫＣＲは、熱間加工終了直後の冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒以上（水冷）である場合は「１．２」が代入され、熱間加工終了直後の冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒未満（放冷）である場合は「０．８」が代入される。
　ＦＡは、二相ステンレス鋼材の金属組織が特徴２を満たすための製造条件である。ＦＡのうち「Ｒ１／１００×ＫＣＲ×Ｒ２／１００」は歪の蓄積量に関するファクターであり、「Ｔ１×（ｔ１／６０）０．５」は溶体化処理時にオーステナイトの析出を発現するためのファクターである。ＦＡが１５０～５００であれば、溶体化処理前の中間鋼材に十分な歪量が蓄積されており、溶体化処理での条件も適切である。そのため、製造後の二相ステンレス鋼材の金属組織が特徴２を満たす。
　以上の製造工程により、特徴１及び特徴２を満たす二相ステンレス鋼材を製造できる。
　以下、実施例により本実施形態の二相ステンレス鋼材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の二相ステンレス鋼材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の二相ステンレス鋼材はこの一条件例に限定されない。
　表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する二相ステンレス鋼管（継目無鋼管）を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１－２中の「－」は、対応する元素含有量が、実施形態に規定の有効数字（最小桁までの数値）において、０％であることを意味する。換言すれば、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。例えば、試験番号１のＣｕ含有量は、小数第３位で四捨五入した場合に「０」％であったことを意味する。表１－１及び表１－２に記載の元素以外の残部はＦｅ及び不純物であった。
　具体的には、初めに、素材準備工程では、表１－１及び表１－２に示す化学組成を有するブルームを製造した。ブルームを熱間鍛造して円柱素材（丸ビレット）を製造した。熱間鍛造でのブルームの加熱温度は１１００～１２５０℃であった。熱間鍛造後の丸ビレットを常温まで放冷した。
　熱間加工工程では、丸ビレットに対して熱間押出しを実施して、中間鋼材である鋼管（継目無鋼管）を製造した。熱間加工時の丸ビレットの加熱温度は１１００～１２００℃であった。熱間加工での減面率Ｒ１（％）は表２に示すとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　熱間加工直後の中間鋼材を常温まで冷却した。冷却速度ＣＲ１（℃／秒）は表２に示すとおりであった。冷却後の中間鋼材に対して、焼鈍処理等を実施することなく、冷間加工を実施した。具体的には、ピルガー圧延機を用いて、中間鋼材を冷間加工した。冷間加工での減面率Ｒ２（％）は表２に示すとおりであった。
　冷間加工工程後の中間鋼材に対して、溶体化処理工程を実施した。溶体化処理工程では、溶体化処理温度Ｔ１を１０００～１２００℃とし、溶体化処理温度Ｔ１での保持時間ｔ１を１．００～５０．００分とした。なお、各試験番号のＦＡ値は表２に示すとおりであった。
　以上の製造工程により、二相ステンレス鋼材（継目無鋼管）を製造した。
　［評価試験］
　製造された各試験番号の二相ステンレス鋼材に対して、次の評価試験を実施した。
　（試験１）フェライト面積率測定試験
　（試験２）フェライト平均厚さＴＦ、標本標準偏差ΔＴＦ、オーステナイト平均厚さＴＡ測定試験
　（試験３）溶接継手とした場合の耐粒界腐食性評価試験
　以下、試験１～試験３について説明する。
　［（試験１）フェライト面積率測定試験］
　上述の［フェライト面積率の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の二相ステンレス鋼材のフェライト面積率を求めた。その結果、いずれの試験番号においても、金属組織はフェライト及びオーステナイトからなり、フェライト面積率は３５～５５％であった。
　［（試験２）フェライト平均厚さＴＦ、標本標準偏差ΔＴＦ、オーステナイト平均厚さＴＡ測定試験］
　上述の［フェライト平均厚さＴＦ、フェライト厚さの標本標準偏差ΔＴＦ、オーステナイト平均厚さＴＡの測定方法］に基づいて、各試験番号の二相ステンレス鋼材での、フェライト平均厚さＴＦ、標本標準偏差ΔＴＦ、オーステナイト平均厚さＴＡを求めた。求めた結果を表２に示す。
　［（試験３）溶接継手とした場合の耐粒界腐食性評価試験］
　上述の［耐粒界腐食性評価方法について］に記載の方法により、各試験番号の二相ステンレス鋼材の溶接継手を製造した。そして、上述の［耐粒界腐食性評価方法について］に記載の方法により、溶接継手から採取した試験片を用いてＡＳＴＭ　Ａ２６２　ＰｒａｃｔｉｃｅＣの硝酸腐食試験を実施して、腐食速度（ｇ／ｍ２／ｈ）を求めた。求めた腐食速度を表２に示す。
　［評価結果］
　表１－１、表１－２及び表２を参照して、試験番号１～１３の二相ステンレス鋼材は特徴１及び特徴２を満たした。そのため、これらの試験番号の二相ステンレス鋼材では、溶接継手とした場合の腐食速度が０．１００ｇ／ｍ２／ｈ以下であり、十分な耐粒界腐食性が得られた。
　一方、試験番号１４では、熱間加工工程での減面率Ｒ１が６０％未満であった。そのため、二相ステンレス鋼材が特徴２を満たさなかった。その結果、溶接継手とした場合の腐食速度が０．１００ｇ／ｍ２／ｈを超え、十分な耐粒界腐食性が得られなかった。
　試験番号１５では、熱間加工後の冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒未満であった。そのため、ＦＡ値が１５０未満となった。そのため、二相ステンレス鋼材が特徴２を満たさなかった。その結果、溶接継手とした場合の腐食速度が０．１００ｇ／ｍ２／ｈを超え、十分な耐粒界腐食性が得られなかった。
　試験番号１６では、冷間加工工程での減面率Ｒ２が６０％未満であった。そのため、二相ステンレス鋼材が特徴２を満たさなかった。その結果、溶接継手とした場合の腐食速度が０．１００ｇ／ｍ２／ｈを超え、十分な耐粒界腐食性が得られなかった。
　試験番号１７～試験番号１９では、減面率Ｒ１、冷却速度ＣＲ１、減面率Ｒ２は適切であったものの、ＦＡ値が１５０未満となった。そのため、二相ステンレス鋼材が特徴２を満たさなかった。その結果、溶接継手とした場合の腐食速度が０．１００ｇ／ｍ２／ｈを超え、十分な耐粒界腐食性が得られなかった。
　試験番号２０及び試験番号２１では、減面率Ｒ１、冷却速度ＣＲ１、減面率Ｒ２は適切であったものの、ＦＡ値が５００を超えた。そのため、二相ステンレス鋼材が特徴２を満たさなかった。その結果、溶接継手とした場合の腐食速度が０．１００ｇ／ｍ２／ｈを超え、十分な耐粒界腐食性が得られなかった。
　以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
 

Claims (3)

  1. 　二相ステンレス鋼材であって、
    　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０３０％以下、
    　Ｓｉ：０．５０％以下、
    　Ｍｎ：２．００％以下、
    　Ｐ：０．０４０％以下、
    　Ｓ：０．００１０％以下、
    　Ｃｒ：２６．０～２８．０％、
    　Ｎｉ：６．０～１０．０％、
    　Ｍｏ：０．２０～１．７０％、
    　Ｗ：２．００超～３．００％、
    　Ｎ：０．３０超～０．４０％、
    　Ｏ：０．０２０％以下、
    　Ａｌ：０．０５０％以下、
    　Ｃｕ：０～０．３０％、
    　Ｃｏ：０～１．０％、
    　Ｔｉ：０～０．３００％、
    　Ｎｂ：０～０．３００％、
    　Ｃａ：０～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１０％、
    　Ｂ：０～０．０１０％、及び、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　前記二相ステンレス鋼材の長手方向をＬ方向、前記二相ステンレス鋼材の厚さ方向をＴ方向と定義し、
    　前記二相ステンレス鋼材の前記Ｌ方向及び前記Ｔ方向を含む断面において、前記Ｌ方向に１００ｍｍピッチで３つの矩形領域を特定し、各特定領域は、前記Ｌ方向に２００μｍ、前記Ｔ方向に２００μｍの矩形とし、
    　前記各矩形領域において、
    　前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記矩形領域の前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記矩形領域を前記Ｌ方向に６等分する５つの線分を、線分ＬＳと定義したとき、
    　３つの前記矩形領域の１５本の前記線分ＬＳと重複する各フェライトの平均厚さＴＦは２．５０～４．５０μｍであり、前記フェライトの厚さの標本標準偏差ΔＴＦは、０．５０μｍ以下であり、
    　１５本の前記線分ＬＳと重複する各オーステナイトの平均厚さＴＡは２．５０～４．５０μｍである、
    　二相ステンレス鋼材。
  2. 　請求項１に記載の二相ステンレス鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｕ：０．０１～０．３０％、
    　Ｃｏ：０．１～１．０％、
    　Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．３００％、
    　Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、及び、
    　Ｂ：０．００１～０．０１０％、
    　からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    　二相ステンレス鋼材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の二相ステンレス鋼材であって、
    　前記二相ステンレス鋼材は、継目無鋼管である、
    　二相ステンレス鋼材。
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