WO2020158111A1 - 二相ステンレス鋼、継目無鋼管、および二相ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents

二相ステンレス鋼、継目無鋼管、および二相ステンレス鋼の製造方法 Download PDF

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俊輔 佐々木
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a duplex stainless steel, and more particularly to a duplex stainless steel having both excellent strength and toughness and capable of being hot worked in a manufacturing process.
  • the present invention also relates to a seamless steel pipe and a method for producing duplex stainless steel.
  • duplex stainless steel material which is a material having excellent corrosion resistance, is used as a material for oil country tubular goods.
  • Various techniques have been proposed for increasing the strength of duplex stainless steel.
  • Patent Document 1 a duplex stainless steel tube that has been subjected to final rolling is reheated to a temperature T (° C.) that satisfies 800+5Cr(%)+25Mo(%)+15W(%) ⁇ T ⁇ 1150, and then rapidly cooled.
  • T a temperature that satisfies 800+5Cr(%)+25Mo(%)+15W(%) ⁇ T ⁇ 1150.
  • Patent Document 2 proposes a method for producing a high-strength duplex stainless steel material using an austenitic/ferritic duplex stainless steel containing Cu.
  • the duplex stainless steel is heated to 1000° C. or higher to perform hot working, then is rapidly cooled from a temperature of 800° C. or higher, and then warm worked to 300 to 700° C. Further cold working produces a high-strength duplex stainless steel material.
  • Patent Document 2 also discloses that after the cold working, an aging heat treatment is further performed at 450° C. to 700° C.
  • Patent Document 3 proposes a method for producing a duplex stainless steel pipe having a minimum yield strength of 758.3 to 965.2 MPa.
  • a duplex stainless steel material having a predetermined component composition is hot-worked into a cold-working raw pipe, and when cold-rolling the cold-working raw pipe to produce a steel pipe,
  • the workability Rd represented by the cross-section reduction rate in the final cold rolling step is controlled within a specific range.
  • Patent Document 4 proposes a duplex stainless steel containing C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, and N, and having a ferrite phase area ratio of 20 to 60%.
  • the yield strength of the duplex stainless steel pipe obtained by the manufacturing method proposed in Patent Document 1 is at most about 680 MPa, and the range that can be used for oil country tubular goods was limited.
  • the strength-enhancing technology proposed in Patent Documents 2 and 3 has a problem that it takes a long time to manufacture because the amount of cold working must be increased in order to increase the strength.
  • the present invention provides a duplex stainless steel that is suitable as a material for crude oil or natural gas oil well pipes, gas well pipes, and the like, has high strength, high toughness, and is excellent in hot workability. To aim.
  • high strength refers to a strength of yield strength (YS): 862 MPa or more.
  • high toughness means the absorbed energy vE -10 : 40 J or more in the Charpy impact test at -10°C.
  • the present inventors have obtained the following findings as a result of repeated research on the strength and toughness of duplex stainless steel in order to solve the above problems.
  • the structure of the steel has a composite structure containing 20 to 70% of the austenite phase as the first phase and the second phase is the ferrite phase. It is possible to obtain a duplex stainless steel having excellent corrosion resistance under an environment in which a stress near the yield strength is applied.
  • high strength of YS: 862 MPa or more can be achieved by containing a certain amount of Cu or more and performing a slight cold working. Further, by reducing N to less than 0.075%, it is possible to suppress the formation of nitrides when the aging heat treatment is performed and achieve excellent toughness.
  • the present invention has been made based on the above findings, and its gist structure is as follows.
  • composition is further in mass%, W: Duplex stainless steel according to the above 1, containing 1.5% or less.
  • composition is further in mass%, V: Duplex stainless steel according to the above 1 or 2, containing 0.20% or less.
  • composition is further in mass%,
  • composition is further in mass%, REM: 0.005% or less, Ca: 0.005% or less,
  • composition is further in mass%, Ta: 0.1% or less,
  • composition is further in mass%, Al: 0.5% or less, Ti: 0.5% or less, Nb: Duplex stainless steel according to any one of 1 to 6 above, containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of 0.5% or less.
  • a method for producing a duplex stainless steel according to any one of 1 to 7 above The steel material having the composition according to any one of 1 to 7 above is heated to a heating temperature of 1000° C. or higher, and then the steel material is cooled at an average cooling rate of 1° C./s or higher. Then, a solution treatment for cooling to a cooling stop temperature of 300° C. or lower is performed, The steel material after the solution treatment is subjected to cold working with a reduction amount in the thickness direction: 5 to 10%, Duplex stainless steel in which the steel material after the cold working is heated to a heating temperature of 350° C. to 600° C., held at the heating temperature for a holding time of 5 minutes or more and 100 minutes or less, and then subjected to an aging heat treatment for cooling. Manufacturing method.
  • composition The composition of the duplex stainless steel of the present invention and the reason for the limitation will be described. Hereinafter, mass% is simply expressed as% unless otherwise specified.
  • C 0.03% or less C is an element having an effect of stabilizing the austenite phase and improving strength and low temperature toughness.
  • the C content is 0.03% or less, preferably 0.02% or less, and more preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the C content is not particularly limited, but it is preferably 0.004% or more from the viewpoint of enhancing the effect of adding C.
  • Si 1.0% or less Si is an element effective as a deoxidizing agent. However, if the Si content exceeds 1.0%, the precipitation of intermetallic compounds due to heat treatment becomes excessive, and the corrosion resistance of steel deteriorates. Therefore, the Si content is 1.0% or less, preferably 0.7% or less, and more preferably 0.6% or less. On the other hand, the lower limit of the Si content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the above effect, the Si content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • Mn 0.10 to 1.5%
  • Mn is an element that is effective as a deoxidizing agent, similar to Si described above, and fixes S that is unavoidably contained in steel as a sulfide to improve hot workability. These effects are obtained at a content of 0.10% or more. Therefore, the Mn content is 0.10% or more, preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 1.5%, not only the hot workability is deteriorated but also the corrosion resistance is adversely affected. Therefore, the Mn content is set to 1.5% or less, preferably 1.0% or less, and more preferably 0.50% or less.
  • P 0.030% or less P reduces the corrosion resistance such as carbon dioxide gas corrosion resistance, pitting corrosion resistance and sulfide stress cracking resistance, so it is preferable to reduce as much as possible, but if 0.030% or less acceptable. Therefore, the P content is 0.030% or less, preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited. However, excessive reduction of P raises refining costs, which is economically disadvantageous. Therefore, the P content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.007% or more.
  • S 0.005% or less
  • S is an element that significantly deteriorates the hot workability and hinders stable operation of the steel pipe manufacturing process, and it is preferable to reduce it as much as possible.
  • Steel pipes can be manufactured in the process. Therefore, the S content is 0.005% or less, preferably 0.002% or less, and more preferably 0.0015% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but excessive reduction of S is industrially difficult, and it involves an increase in desulfurization cost in the steelmaking process and a decrease in productivity. Therefore, the S content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • Cr 20.0-30.0% Cr is a basic component effective for maintaining corrosion resistance and improving strength. In order to obtain these effects, the Cr content needs to be 20.0% or more. Therefore, the Cr content is 20.0% or more. In order to obtain higher strength, the Cr content is preferably 21.0% or more, more preferably 21.5% or more. On the other hand, if the content of Cr exceeds 30.0%, the ⁇ phase, which is a phase of the intermetallic compound of Fe and Cr, tends to precipitate, and both corrosion resistance and toughness deteriorate. Therefore, the Cr content is 30.0% or less. From the viewpoint of further improving sulfide stress crack resistance and toughness, the Cr content is preferably 28.0% or less, and more preferably 26.0% or less.
  • Ni 5.0-10.0%
  • Ni is an element contained for stabilizing the austenite phase and obtaining a two-phase structure.
  • the Ni content is 5.0% or more, preferably 6.0% or more.
  • the Ni content is 10.0% or less, preferably 8.5% or less.
  • Mo 2.0-5.0%
  • Mo is an element that increases resistance to pitting corrosion due to Cl ⁇ and low pH, and enhances sulfide stress cracking resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance. In order to obtain the above effect, the content of 2.0% or more is required. Therefore, the Mo content is 2.0% or more, preferably 2.5% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 5.0%, the ⁇ phase precipitates, and the toughness and corrosion resistance decrease. Therefore, the Mo content is 5.0% or less, preferably 4.5% or less, and more preferably 3.5% or less.
  • Cu 1.0 or More and Less Than 2.0% Cu is an element having a function of precipitating fine ⁇ -Cu by aging heat treatment and significantly increasing strength. Further, Cu has a function of strengthening a protective film formed on the surface of stainless steel, suppressing hydrogen intrusion into the steel, and enhancing resistance to sulfide stress cracking and resistance to sulfide stress corrosion cracking. Therefore, in the present invention, it is extremely important to contain an appropriate amount of Cu. In order to obtain the above effect, it is necessary to contain 1.0% or more of Cu. Therefore, the Cu content is 1.0% or more, preferably 1.1% or more, more preferably 1.2% or more, and further preferably 1.3% or more.
  • the Cu content is 2.0% or more, ⁇ -Cu excessively precipitates, the low temperature toughness decreases, and the sulfide stress corrosion cracking resistance and the sulfide stress cracking resistance also decrease. .. Further, if the Cu content is 2.0% or more, hot workability deteriorates due to hot work cracking, and pipe making becomes impossible. Therefore, the Cu content is less than 2.0%, preferably 1.9% or less.
  • N Less than 0.075% N is known as an element that improves pitting corrosion resistance and contributes to solid solution strengthening in ordinary duplex stainless steel, and 0.10% or more is positively added. ..
  • the present inventors (1) N forms various nitrides in the case of performing the aging heat treatment, and rather the sulfide stress corrosion cracking resistance and the sulfide stress cracking resistance at a low temperature of 80° C. or lower. It was newly revealed that the N content is 0.075% or more, and (2) the above action is remarkable. Therefore, the N content is less than 0.075%, preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less, still more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but in order to obtain more excellent characteristics, the N content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the duplex stainless steel according to one embodiment of the present invention may have a composition including the above-mentioned elements, the balance of Fe and inevitable impurities.
  • the above are the basic components in the present invention, and the characteristics intended by the present invention can be obtained with the above basic components, but it is also possible to optionally contain the selective elements described below.
  • the content of O (oxygen) contained as the unavoidable impurities is preferably 0.01% or less.
  • composition of the duplex stainless steel in another embodiment of the present invention may further optionally contain W in the amounts described below.
  • W 1.5% or less W is an element having an effect of further improving sulfide stress corrosion cracking resistance and sulfide stress cracking resistance. However, if the W content exceeds 1.5%, one or both of toughness and sulfide stress crack resistance may decrease. Therefore, when W is added, the W content is set to 1.5% or less, preferably 1.2% or less, and more preferably 1.0% or less. On the other hand, the lower limit of the W content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding W, the W content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.3% or more. , 0.4% or more is more preferable.
  • composition of the duplex stainless steel in another embodiment of the present invention may further optionally contain V in the amounts described below.
  • V 0.20% or less
  • V is an element that further improves the strength of steel by precipitation strengthening.
  • the V content exceeds 0.20%, one or both of toughness and sulfide stress crack resistance may decrease. Therefore, when V is added, the V content is 0.20% or less, preferably 0.08% or less, and more preferably 0.07% or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding V, the V content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more. , 0.04% or more is more preferable.
  • composition of the duplex stainless steel in another embodiment of the present invention may further optionally contain one or both of Zr and B in the amounts described below. Both Zr and B are useful as elements contributing to further improvement in strength, and can be selected and contained as necessary.
  • Zr 0.50% or less Zr contributes not only to the above-mentioned strength improvement but also to further improvement of sulfide stress corrosion cracking resistance. However, if the Zr content exceeds 0.50%, one or both of toughness and sulfide stress cracking resistance may decrease. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is 0.50% or less, preferably 0.40% or less, and more preferably 0.30% or less. On the other hand, the lower limit of the Zr content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Zr, the Zr content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.05% or more. , 0.10% or more is more preferable.
  • B 0.0030% or less B is useful as an element that contributes to the above-mentioned strength improvement and further improvement of hot workability. However, if the B content exceeds 0.0030%, the toughness and hot workability may be reduced. If contained in a large amount, the resistance to sulfide stress cracking may decrease. Therefore, when B is contained, the B content is 0.0030% or less, preferably 0.0028% or less, and more preferably 0.0027% or less. On the other hand, the lower limit of the B content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding B, the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more. , 0.0010% or more is more preferable.
  • composition of the duplex stainless steel in another embodiment of the present invention may further optionally contain one or more selected from the group consisting of REM, Ca, Sn, and Mg in the amounts described below. ..
  • REM, Ca, Sn, and Mg is an element that contributes to further improvement of sulfide stress corrosion cracking resistance, and can be selected and contained as necessary.
  • REM 0.005% or less REM (rare earth metal) is an element that contributes to the improvement of sulfide stress corrosion cracking resistance as described above. However, if the REM content exceeds 0.005%, the effect of adding REM is saturated, and the effect commensurate with the amount added is not obtained, which is economically disadvantageous. Therefore, when REM is added, the REM content is 0.005% or less, preferably 0.004% or less. On the other hand, the lower limit of the REM content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding REM, the REM content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.0015% or more. ..
  • Ca 0.005% or less Ca is an element that contributes to the improvement of sulfide stress corrosion cracking resistance as described above. However, if the Ca content exceeds 0.005%, the effect of Ca addition is saturated and the effect commensurate with the amount added cannot be obtained, which is economically disadvantageous. Therefore, when Ca is added, the Ca content is 0.005% or less, preferably 0.004% or less. On the other hand, the lower limit of the Ca content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Ca, the Ca content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.0015% or more. ..
  • Sn 0.20% or less
  • Sn is an element that contributes to the improvement of sulfide stress corrosion cracking resistance as described above. However, if the Sn content exceeds 0.20%, the effect of addition of Sn is saturated, and the effect corresponding to the added amount cannot be obtained, which is economically disadvantageous. Therefore, when Sn is added, the Sn content is set to 0.20% or less, preferably 0.15% or less.
  • the lower limit of the Sn content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Sn, the Sn content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.09% or more. ..
  • Mg 0.01% or less Mg is an element that contributes to the improvement of sulfide stress corrosion cracking resistance as described above. However, if the Mg content exceeds 0.01%, the effect of addition of Mg is saturated, and the effect corresponding to the added amount cannot be obtained, which is economically disadvantageous. Therefore, when adding Mg, the Mg content is set to 0.01% or less, preferably 0.005% or less. On the other hand, the lower limit of the Mg content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Mg, the Mg content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more. preferable.
  • composition of the duplex stainless steel in another embodiment of the present invention may further optionally contain one or more selected from the group consisting of Ta, Co, and Sb in the amounts described below.
  • Ta, Co, and Sb is an element that contributes to further improvement of CO 2 corrosion resistance, sulfide stress cracking resistance, and sulfide stress corrosion cracking resistance, and can be selected and contained as necessary. ..
  • Ta 0.1% or less
  • the lower limit of the Ta content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the Ta addition effect, the Ta content is preferably 0.01% or more, and 0.03% or more. More preferably.
  • the Ta content exceeds 0.1%, the effect of addition of Ta is saturated and the effect commensurate with the added amount cannot be obtained, which is economically disadvantageous. Therefore, when Ta is added, the Ta content is 0.1% or less, preferably 0.07% or less.
  • Co 1.0% or less
  • the lower limit of the Co content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Co, the Co content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the Co content exceeds 1.0%, the effect of addition of Co is saturated and the effect commensurate with the added amount cannot be obtained, which is economically disadvantageous. Therefore, when Co is added, the Co content is 1.0% or less, preferably 0.3% or less.
  • Sb 1.0% or less
  • the lower limit of the Sb content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Sb, the Sb content is preferably 0.01% or more, and 0.03% or more. More preferably.
  • the Sb content exceeds 1.0%, the Sb addition effect is saturated, and the effect corresponding to the addition amount cannot be obtained, which is economically disadvantageous. Therefore, when Sb is added, the Sb content is 1.0% or less, preferably 0.3% or less.
  • composition of the duplex stainless steel in another embodiment of the present invention may further optionally contain one or more selected from the group consisting of Al, Ti, and Nb in the amounts described below.
  • Al, Ti, and Nb form intermetallic compounds with Ni in the aging heat treatment, and further increase the strength without lowering the sulfide stress corrosion cracking resistance and the sulfide stress cracking resistance at a low temperature of 80°C or lower. Is an element that raises.
  • the Al content is preferably 0.05% or more, and is 0.30% or more. More preferably.
  • the Al content exceeds 0.5%, the intermetallic compound is excessively precipitated, and on the contrary, the sulfide stress corrosion cracking resistance and the sulfide stress cracking resistance at low temperatures are deteriorated. Therefore, when Al is added, the Al content is 0.5% or less.
  • Ti 0.5% or less
  • the lower limit of the Ti content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Ti, the Ti content is preferably 0.02% or more, and 0.30% or more. More preferably.
  • the Ti content exceeds 0.5%, the intermetallic compound is excessively precipitated, and on the contrary, the sulfide stress corrosion cracking resistance and the sulfide stress cracking resistance at low temperatures are deteriorated. Therefore, when adding Ti, the Ti content is 0.5% or less.
  • Nb 0.5% or less
  • the lower limit of the Nb content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Nb, the Nb content is preferably 0.02% or more, and 0.30% or more. More preferably.
  • the Nb content exceeds 0.5%, the intermetallic compound is excessively precipitated, and on the contrary, the sulfide stress corrosion cracking resistance and the sulfide stress cracking resistance at low temperatures are deteriorated. Therefore, when Nb is added, the Nb content is 0.5% or less.
  • Duplex stainless steel in another embodiment of the present invention in% by weight, C: 0.03% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 0.10 to 1.5%, P: 0.030% or less, S: 0.005% or less, Cr: 20.0-30.0%, Ni: 5.0-10.0%, Mo: 2.0-5.0%, Cu: 1.0% or more and less than 2.0%, N: less than 0.075%, Optionally, W: 1.5% or less, Optionally, V: 0.20% or less, Optionally, one or both of Zr: 0.50% or less and B: 0.0030% or less, Optionally 1 or more selected from the group consisting of REM: 0.005% or less, Ca: 0.005% or less, Sn: 0.20% or less, and Mg: 0.01% or less, Optionally 1 or more selected from the group consisting of Ta: 0.1% or less, Co: 1.0% or less, and Sb: 1.0% or less, Arbitrarily, 1 or 2 or more selected from the group consisting of Al: 0.5% or less, Ti: 0.
  • the duplex stainless steel of the present invention has a structure containing a volume ratio of 20 to 70% austenite phase and 30 to 80% ferrite phase.
  • the volume ratio of the austenite phase is set to 20% or more, preferably 30% or more, and more preferably 40% or more.
  • the volume ratio of the austenite phase is 70% or less, preferably 65% or less, more preferably 60% or less.
  • the volume ratio of the ferrite phase 30-80% If the volume ratio of the ferrite phase is less than 30%, the desired high strength cannot be secured. Therefore, the volume ratio of the ferrite phase is set to 30% or more, preferably 35% or more, and more preferably 40% or more. On the other hand, if the volume ratio of the ferrite phase exceeds 80%, the desired low temperature toughness value cannot be obtained. Therefore, the volume ratio of the ferrite phase is 80% or less, preferably 70% or less, more preferably 60% or less.
  • the structure of the duplex stainless steel in one embodiment of the present invention may be composed of only two phases of an austenite phase and a ferrite phase.
  • the duplex stainless steel according to the embodiment of the present invention may have a structure composed of austenite phase: 20 to 70% and ferrite phase: 30 to 80%.
  • the structure of the duplex stainless steel according to another embodiment of the present invention may contain a precipitate as the balance other than the austenite phase and the ferrite phase.
  • the precipitate may include, for example, one or more selected from the group consisting of intermetallic compounds, carbides, nitrides, and sulfides.
  • the content of the precipitate is not particularly limited, but the total volume ratio is preferably 1% or less. That is, the duplex stainless steel according to the embodiment of the present invention may have a structure composed of austenite phase: 20 to 69%, ferrite phase: 30 to 79%, and precipitate: 1% or less.
  • Yield strength 862 MPa or more
  • the duplex stainless steel of the present invention has a yield strength (YS) of 862 MPa or more.
  • the yield strength is preferably 870 MPa or more, more preferably 880 MPa or more.
  • the upper limit of the yield strength is not particularly limited, for example, the yield strength may be 1034 MPa or less, 1020 MPa or less, or 1010 MPa or less.
  • vE -10 40 J or more
  • the duplex stainless steel of the present invention has an absorbed energy vE -10 of 40 J or more in a Charpy impact test at -10°C.
  • vE -10 is preferably 43 J or more, and more preferably 49 J or more.
  • the upper limit of vE ⁇ 10 is not particularly limited, but may be, for example, 70 J or less, 65 J or less, or 60 J or less.
  • the tensile strength of the duplex stainless steel of the present invention is not particularly limited and may be any value, but it is preferably 900 MPa or more, more preferably 910 MPa or more, and more preferably 920 MPa or more. Is more preferable. Although the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, it may be 1060 MPa or less, 1050 MPa or less, or 1040 MPa or less.
  • the duplex stainless steel by subjecting the steel material having the above composition to solution treatment, cold working the steel material after the solution treatment, and subjecting the steel material after the cold working to an aging treatment It can be manufactured.
  • a steel material (stainless steel) having the above-mentioned composition is used as the starting material for the solution treatment.
  • the method for manufacturing the steel material is not particularly limited, and the steel material can be manufactured by any method.
  • Heating temperature 1000°C or higher If the heating temperature in the solution heat treatment is less than 1000°C, desired high toughness cannot be secured. Therefore, the heating temperature is 1000° C. or higher, preferably 1050° C. or higher. On the other hand, although the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, it is preferably 1150° C. or lower, more preferably 1100° C. or lower, from the viewpoint of preventing coarsening of the structure.
  • the heating temperature here is the temperature at the surface of the steel material.
  • the holding time in the solution heat treatment is not particularly limited. However, from the viewpoint of making the temperature in the steel material uniform, the holding time at the heating temperature is preferably 5 minutes or more, more preferably 10 minutes or more, and further preferably 20 minutes or more.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but the holding time at the heating temperature is preferably 210 min or less.
  • Average cooling rate 1° C./s or more
  • the average cooling rate in the cooling process of the solution heat treatment is less than 1° C./s, intermetallic compounds such as ⁇ phase and ⁇ phase are precipitated during cooling, and low temperature toughness and corrosion resistance are low. Markedly reduced. Therefore, the average cooling rate is set to 1° C./s or more.
  • the average speed is preferably 10° C./s or more, and more preferably 20° C./s.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but may be, for example, 30° C./s or less.
  • the average cooling rate means the average of the cooling rates in the range from the heating temperature to the cooling stop temperature.
  • the cooling method in the solution heat treatment is not particularly limited and may be any method, but water cooling is preferable.
  • Cooling stop temperature 300° C. or less
  • the cooling stop temperature in the cooling process of the solution heat treatment is higher than 300° C.
  • ⁇ -prime phase is precipitated after that, and the low temperature toughness and corrosion resistance are significantly reduced. Therefore, the cooling stop temperature is set to 300° C. or lower, preferably 100° C. or lower, more preferably 30° C. or lower.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but is preferably 10° C. or higher, and more preferably 20° C. or higher.
  • the steel material after the solution treatment is subjected to cold working at a reduction amount in the thickness direction: 5 to 10%.
  • the cold working is preferably rolling. If the reduction amount is less than 5%, the desired high strength cannot be secured. If the reduction amount exceeds 10%, it becomes impossible to secure desired toughness.
  • aging heat treatment After the cold working, an aging heat treatment is performed.
  • the stainless steel is heated to a heating temperature of 350° C. to 600° C. (aging treatment temperature), kept at the heating temperature, and then cooled.
  • aging treatment temperature 350° C. to 600° C.
  • Heating temperature 350°C-600°C
  • the heating temperature in the aging heat treatment is higher than 600° C.
  • the precipitated Cu is coarsened and the strain due to cold working is released, so that desired strength, toughness and corrosion resistance cannot be secured. Therefore, the heating temperature is set to 600° C. or lower, preferably 500° C. or lower.
  • the heating temperature in the aging heat treatment is 350° C. or higher, preferably 400° C. or higher.
  • Hold time 5min-100min If the holding time of the aging heat treatment is less than 5 minutes, the desired structure cannot be made uniform. Therefore, the holding time is set to 5 minutes or longer, preferably 10 minutes or longer, and more preferably 30 minutes or longer. On the other hand, if the holding time exceeds 100 min, a hard ⁇ phase precipitates and desired toughness cannot be obtained. Therefore, the holding time is 100 min or less, preferably 90 min or less.
  • the cooling conditions are not particularly limited, but it is preferable to cool to room temperature.
  • the average cooling rate in the cooling is not particularly limited, but is preferably 1° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but may be 30° C./s or less, for example.
  • the cooling method in the aging heat treatment is not particularly limited and may be any method, but it is preferably performed by air cooling.
  • the form of the duplex stainless steel in the present invention is not particularly limited, and can be any form.
  • the duplex stainless steel can be in either plate or tube form.
  • the duplex stainless steel in one embodiment of the present invention may be a duplex stainless steel plate or a duplex stainless steel tube.
  • the duplex stainless steel is any one selected from the group consisting of a thin plate, a thick plate, a seamless steel pipe, a UOE steel pipe, an electric resistance welded steel pipe (ERW steel pipe), a spiral steel pipe, and a forged pipe.
  • a seamless steel pipe is preferable.
  • a steel pipe having the above-mentioned composition can be used as the above-mentioned steel material.
  • the steel pipe (steel pipe material) as the steel material can be manufactured by any method without particular limitation.
  • a billet having the above-mentioned composition may be hot worked into a steel pipe. More specifically, for example, first, molten steel having the above-described composition is melted and formed into a billet by a method such as a continuous casting method or an ingot-slump rolling method. Next, the billet is heated to a steel pipe material by an extrusion pipe forming method such as the Eugene Sejournet method or a hot working such as the Mannesmann pipe forming method. By subjecting the steel pipe material thus obtained to the solution treatment, the cold working, and the aging heat treatment described above, the seamless steel pipe made of the duplex stainless steel of the present invention can be obtained.
  • molten steel having the composition shown in Tables 1 and 2 was melted in a converter and a billet was cast by continuous casting.
  • the billet was heated at 1150° C. to 1250° C. and then pipe-formed by hot working (perforation) using a model piercer to obtain a steel pipe material as a steel material.
  • the obtained steel pipe material was subjected to solution heat treatment, cold working (rolling), and aging heat treatment under the conditions shown in Tables 3 and 4, to obtain a seamless steel pipe made of duplex stainless steel.
  • Quantitative structure determination, tensile test, and Charpy impact test were performed on each of the seamless steel pipes after the aging heat treatment.
  • the test method was as follows.
  • the volume ratio of the ferrite phase was measured by the following procedure. First, a test piece was sampled from the finally obtained seamless steel pipe made of duplex stainless steel so that the plane perpendicular to the piercing and rolling direction and at the plate thickness center position was the observation position. Then, the test piece was corroded with a virella reagent. After that, the tissue was imaged with an optical microscope (magnification: 1000 times), the average value of the area ratio of the ferrite phase was calculated using an image analyzer, and this was defined as the volume ratio (volume %).
  • the volume ratio of the austenite phase was measured by the X-ray diffraction method.
  • Mo K ⁇ ray was used as the X-ray source, and the measurement was performed under the conditions of tube voltage: 50 kV and tube current: 84 mA.
  • the test piece for measurement was taken from the seamless steel pipe that had been subjected to the above-mentioned heat treatment (solution heat treatment-aging heat treatment) so that the center position of the plate thickness was the measurement surface.
  • the diffracted X-ray integrated intensities of the (220) plane of the austenite phase ( ⁇ ) and the (211) plane of the ferrite phase ( ⁇ ) were measured by X-ray diffraction.
  • the duplex stainless steel satisfying the conditions of the present invention had both excellent yield strength and toughness and was capable of hot working in the manufacturing process.
  • the duplex stainless steel of the present invention can be used very suitably as a material for oil well pipes, gas well pipes and the like.
  • the comparative stainless steels that did not satisfy the conditions of the present invention were inferior in either yield strength or toughness.

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Abstract

高強度、高靭性を有し、かつ製造過程において熱間加工可能な二相ステンレス鋼を提供する。　所定の組成を有し、体積率で、オーステナイト相：２０～７０％、およびフェライト相：３０～８０％を含む組織を有し、降伏強さＹＳが８６２ＭＰａ以上かつ、－１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-10が４０Ｊ以上である機械的特性を有する、二相ステンレス鋼。

Description

二相ステンレス鋼、継目無鋼管、および二相ステンレス鋼の製造方法
　本発明は、二相ステンレス鋼に関し、特に、優れた強度と靭性とを兼ね備え、かつ製造過程において熱間加工可能な二相ステンレス鋼に関する。また、本発明は、継目無鋼管、および二相ステンレス鋼の製造方法に関する。
　近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇という観点から、従来は省みられなかったような深度が深い油田や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような油田およびガス田は一般に深度が極めて深く、またその雰囲気も高温で、かつ炭酸ガス（ＣＯ2）、塩素イオン（Ｃｌ-）、および硫化水素（Ｈ2Ｓ）を含む厳しい腐食環境となっている。そのため、このような環境下で使用される油井用鋼管には、高強度・高靭性かつ耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性、および耐硫化物応力割れ性）に優れた材質を用いる事が要求されている。
　そこで、ＣＯ2、およびＣｌ-等を多く含む環境の油田、ガス田では、耐食性に優れる材料である二相ステンレス鋼材が油井管の素材として使用されている。そして、二相ステンレス鋼の高強度化のために様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、最終圧延を終了した二相ステンレス鋼管を、８００＋５Ｃｒ（％）＋２５Ｍｏ（％）＋１５Ｗ（％）≦Ｔ≦１１５０を満足する温度Ｔ（℃）に再加熱し、次いで急冷する、高強度二相ステンレス鋼管の製造方法が提案されている。
　また、特許文献２では、Ｃｕを含有するオーステナイト・フェライト系二相ステンレス鋼を用いた高強度二相ステンレス鋼材の製造方法が提案されている。前記製造方法では、まず、二相ステンレス鋼を１０００℃以上に加熱して熱間加工を行った後、そのまま８００℃以上の温度から急冷し、次いで３００～７００℃で温間加工を施してから更に冷間加工を施すことにより、高強度二相ステンレス鋼材が製造される。また、特許文献２には、前記冷間加工の後に、さらに４５０℃～７００℃で時効熱処理することも開示されている。
　特許文献３では、７５８．３～９６５．２ＭＰａの最低降伏強度を有する二相ステンレス鋼管の製造方法が提案されている。前記製造方法では、所定の成分組成を有する二相ステンレス鋼材を、熱間加工して冷間加工用素管とし、前記冷間加工用素管を冷間圧延して鋼管を製造する際に、最終の冷間圧延工程における断面減少率で表した加工度Ｒｄを特定の範囲に制御している。
　特許文献４では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、およびＮを含有し、フェライト相の面積率が２０～６０％である二相ステンレス鋼が提案されている。
特開平０９－２４１７４６号公報 特願平０６－２７１９３９号公報 国際公開第２０１０／０８２３９５号 特開２００８－１７９８４４号公報
　しかし、特許文献１で提案されている製造方法で得られる二相ステンレス鋼管の降伏強さは、たかだか６８０ＭＰａ程度であり、油井管用として利用できる範囲が限られていた。
　また、特許文献２および３で提案されている高強度化技術は、高強度化のために冷間での加工量を大きくしなければいけないため、製造に長時間かかる問題があった。
　特許文献４で提案されている二相ステンレス鋼は、優れた耐食性を備えており、かつ、高強度ではあるものの、含有する合金成分が過剰なために熱間加工性が悪いという問題があった。
　本発明では係る問題を鑑み、原油あるいは天然ガスの油井管、ガス井管などの素材として好適な、高強度、高靭性を有し、かつ熱間加工性に優れる二相ステンレス鋼を提供することを目的する。
　なお、本発明において「高強度」とは、降伏強さ（ＹＳ）：８６２ＭＰａ以上の強度を指すものとする。また、「高靭性」とは、－１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-10：４０Ｊ以上を指すものとする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、二相ステンレス鋼の強度および靭性について研究を重ねた結果、以下のような知見を得た。
　鋼の組織を、第一相としてのオーステナイト相を２０～７０％含有し、第二相がフェライト相である複合組織とすることにより、ＣＯ2、Ｃｌ-、およびＨ2Ｓを含む腐食雰囲気中でかつ降伏強度近傍の応力が負荷される環境下において、優れた耐食性を有する二相ステンレス鋼とすることができる。
　そのような二相ステンレス鋼において、Ｃｕを一定量以上含有させるとともに、僅かな冷間加工を施すことで、ＹＳ：８６２ＭＰａ以上の高強度を達成出来る。また、Ｎを０．０７５％未満に低減することにより、時効熱処理を行った場合の窒化物の生成を抑制し、優れた靭性を達成できる。
　本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で、
　Ｃ　：０．０３％以下、
　Ｓｉ：１．０％以下、
　Ｍｎ：０．１０～１．５％、
　Ｐ　：０．０３０％以下、
　Ｓ　：０．００５％以下、
　Ｃｒ：２０．０～３０．０％、
　Ｎｉ：５．０～１０．０％、
　Ｍｏ：２．０～５．０％、
　Ｃｕ：１．０％以上、２．０％未満、および
　Ｎ　：０．０７５％未満を含有し、
　残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
　体積率で、
　オーステナイト相：２０～７０％、および
　フェライト相：３０～８０％を含む組織を有し、
　降伏強さＹＳが８６２ＭＰａ以上かつ、
　－１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-10が４０Ｊ以上である機械的特性を有する、二相ステンレス鋼。
２．前記組成が、さらに、質量％で、
　Ｗ　：１．５％以下を含有する、上記１に記載の二相ステンレス鋼。
３．前記組成が、さらに、質量％で、
　Ｖ　：０．２０％以下を含有する、上記１または２に記載の二相ステンレス鋼。
４．前記組成が、さらに、質量％で、
　Ｚｒ：０．５０％以下、および
　Ｂ　：０．００３０％以下の一方または両方を含有する、上記１～３のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼。
５．前記組成が、さらに、質量％で、
　ＲＥＭ：０．００５％以下、
　Ｃａ：０．００５％以下、
　Ｓｎ：０．２０％以下、および
　Ｍｇ：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１～４のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼。
６．前記組成が、さらに、質量％で、
　Ｔａ：０．１％以下、
　Ｃｏ：１．０％以下、および
　Ｓｂ：１．０％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１～５のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼。
７．前記組成が、さらに、質量％で、
　Ａｌ：０．５％以下、
　Ｔｉ：０．５％以下、
　Ｎｂ：０．５％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１～６のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼。
８．上記１～７のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼からなる継目無鋼管。
９．上記１～７のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼の製造方法であって、
　上記１～７のいずれか一項に記載の組成を有する鋼素材に対して、前記鋼素材を１０００℃以上の加熱温度に加熱し、次いで、前記鋼素材を平均冷却速度：１℃／ｓ以上で、３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する溶体化処理を施し、
　前記溶体化処理後の前記鋼素材に、肉厚方向における圧下量：５～１０％での冷間加工を施し、
　前記冷間加工後の前記鋼素材を、３５０℃～６００℃の加熱温度へ加熱し、前記加熱温度に５ｍｉｎ以上、１００ｍｉｎ以下の保持時間保持したのち、冷却する時効熱処理を施す、二相ステンレス鋼の製造方法。
　本発明によれば、優れた強度と靭性とを兼ね備え、かつ製造過程において熱間加工可能な二相ステンレス鋼を得ることができる。
　次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施態様を示すものであり、本発明は以下の説明によって何ら限定されるものではない。
［組成］
　本発明の二相ステンレス鋼の組成と、その限定理由について説明する。以下、特に断らない限り、質量％は単に％で記す。
Ｃ：０．０３％以下
　Ｃは、オーステナイト相を安定させて強度および低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０３％を超えると、熱処理による炭化物の析出が過剰となり、拡散性水素の鋼中への過剰な侵入を阻止できなくなる。そしてその結果、鋼の耐食性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ｃ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃの添加効果を高めるという観点からは、０．００４％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
　Ｓｉは、脱酸剤として有効な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると熱処理による金属間化合物の析出が過剰となり、鋼の耐食性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下、好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．６％以下とする。一方、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
Ｍｎ：０．１０～１．５％
　Ｍｎは、上述のＳｉと同様に、脱酸剤として有効な元素であるとともに、鋼中に不可避的に含有されるＳを硫化物として固定し熱間加工性を改善する。これらの効果は０．１０％以上の含有量で得られる。そのため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると、熱間加工性が低下するだけでなく、耐食性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎ含有量は１．５％以下、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．５０％以下とする。
Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性および耐硫化物応力割れ性等の耐食性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、０．０３０％以下であれば許容できる。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。しかし、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ、経済的に不利となる。よって、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．００７％以上とすることがより好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、熱間加工性を著しく低下させ、鋼管製造工程の安定操業を阻害する元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．００５％以下であれば通常の工程で鋼管の製造が可能である。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１５％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、過度のＳ低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加、生産性の低下を伴う。よって、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
Ｃｒ：２０．０～３０．０％
　Ｃｒは、耐食性を維持し、強度を向上するために有効な基本成分である。これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有量を２０．０％以上とする必要がある。そのため、Ｃｒ含有量は、２０．０％以上とする。より高い強度を得るためには、Ｃｒ含有量を２１．０％以上とすることが好ましく、２１．５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｒの含有量が３０．０％を超えると、ＦｅとＣｒの金属間化合物の相であるσ相が析出し易くなり、耐食性と靭性がともに劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は３０．０％以下とする。耐硫化物応力割れ性と靱性をさらに向上させるという観点からは、Ｃｒ含有量を２８．０％以下とすることが好ましく、２６．０％以下とすることがより好ましい。
Ｎｉ：５．０～１０．０％
　Ｎｉは、オーステナイト相を安定させ、二相組織を得るために含有される元素である。Ｎｉ含有量が５．０％未満の場合、フェライト相が主体の組織となって二相組織が得られない。そのため、Ｎｉ含有量は５．０％以上、好ましくは６．０％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が１０．０％を超えると、オーステナイト主体の組織となり、二相組織が得られない。また、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉ含有量が過剰であると経済性が損なわれる。そのため、Ｎｉ含有量は１０．０％以下、好ましくは８．５％以下とする。
Ｍｏ：２．０～５．０％
　Ｍｏは、Ｃｌ-や低ｐＨによる孔食に対する抵抗性を増加させ、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を高める元素である。前記効果を得るためには、２．０％以上の含有を必要とする。そのため、Ｍｏ含有量は２．０％以上、好ましくは２．５％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が５．０％を超えるとσ相が析出し、靭性および耐食性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量は５．０％以下、好ましくは４．５％以下、より好ましくは３．５％以下とする。
Ｃｕ：１．０以上、２．０％未満
　Ｃｕは、時効熱処理にて微細なε－Ｃｕを析出し、強度を大幅に上昇させる作用を有する元素である。また、Ｃｕは、ステンレス鋼の表面に形成される保護皮膜を強固にして鋼中への水素侵入を抑制し、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を高める作用を有する。したがって、本発明では、適切な量のＣｕを含有することが極めて重要である。前記効果を得るためには、１．０％以上のＣｕの含有を必要とする。そのため、Ｃｕ含有量は１．０％以上、好ましくは１．１％以上、より好ましくは１．２％以上、さらに好ましくは１．３％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が２．０％以上であると、ε－Ｃｕが過剰に析出し、低温靭性が低下することに加え、耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性も低下する。さらに、Ｃｕ含有量が２．０％以上であると、熱間加工割れによって熱間加工性が悪化し、造管が出来なくなる。このため、Ｃｕ含有量は２．０％未満、好ましくは１．９％以下とする。
Ｎ：０．０７５％未満
　Ｎは、通常の二相ステンレス鋼においては、耐孔食性を向上させ、また固溶強化に寄与する元素として知られ、０．１０％以上が積極的に添加される。しかしながら、本発明者らは、（１）時効熱処理を行う場合には、Ｎは種々の窒化物を形成し、むしろ８０℃以下の低温での耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性を低下させること、および（２）前記作用はＮ含有量が０．０７５％以上で顕著であることを新たに明らかにした。このことから、Ｎ含有量は０．０７５％未満、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。一方、Ｎ含有量の下限はとくに限定されないが、さらに優れた特性を得るためには、Ｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
　本発明の一実施形態における二相ステンレス鋼は、上記各元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することができる。以上が本発明における基本成分であり、前記基本成分で本発明が目的とする特性が得られるが、以下に述べる選択元素を、さらに任意に含有することもできる。なお、前記不可避的不純物として含まれるＯ（酸素）の含有量は、０．０１％以下とすることが好ましい。
　本発明の他の実施形態における二相ステンレス鋼の組成は、さらに任意に、Ｗを以下に記す量で含有することができる。
Ｗ：１．５％以下
　Ｗは、耐硫化物応力腐食割れ性、耐硫化物応力割れ性をさらに向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｗ含有量が１．５％を超えると、靭性および耐硫化物応力割れ性の一方または両方が低下する場合がある。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を１．５％以下、好ましくは１．２％以下、より好ましくは１．０％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｗの添加効果を高めるという観点からは、Ｗ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．３％以上とすることがより好ましく、０．４％以上とすることがさらに好ましい。
　本発明の他の実施形態における二相ステンレス鋼の組成は、さらに任意に、Ｖを以下に記す量で含有することができる。
Ｖ：０．２０％以下
　Ｖは、析出強化により鋼の強度をさらに向上させる元素である。しかし、Ｖ含有量が０．２０％を超えると、靭性および耐硫化物応力割れ性の一方または両方が低下する場合がある。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０７％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｖの添加効果を高めるという観点からは、Ｖ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．０３％以上とすることがより好ましく、０．０４％以上とすることがさらに好ましい。
　本発明の他の実施形態における二相ステンレス鋼の組成は、さらに任意に、ＺｒおよびＢの一方または両方を以下に記す量で含有することができる。ＺｒおよびＢは、いずれも、強度のさらなる向上に寄与する元素として有用であり、必要に応じて選択して含有できる。
Ｚｒ：０．５０％以下
　Ｚｒは、上記した強度向上に寄与するとともに、耐硫化物応力腐食割れ性のさらなる改善にも寄与する。しかし、Ｚｒ含有量が０．５０％を超えると、靭性および耐硫化物応力割れ性の一方または両方が低下する場合がある。そのため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量を０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３０％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｚｒの添加効果を高めるという観点からは、Ｚｒ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましく、０．１０％以上とすることがさらに好ましい。
Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは、上記した強度向上に寄与するとともに、熱間加工性のさらなる改善にも寄与する元素として有用である。しかし、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、靭性、熱間加工性が低下する場合がある。また、多量に含有すると、耐硫化物応力割れ性が低下する場合がある。このため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００３０％以下、好ましくは０．００２８％以下、より好ましくは０．００２７％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を高めるという観点からは、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．０００８％以上とすることがより好ましく、０．００１０％以上とすることがさらに好ましい。
　本発明の他の実施形態における二相ステンレス鋼の組成は、さらに任意に、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｓｎ、およびＭｇからなる群より選択される１または２以上を以下に記す量で含有することができる。ＲＥＭ、Ｃａ、Ｓｎ、およびＭｇは、いずれも耐硫化物応力腐食割れ性のさらなる改善に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
ＲＥＭ：０．００５％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は、上述したように耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えるとＲＥＭの添加効果が飽和し、添加量に見合った効果が得られないため経済的に不利となる。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、ＲＥＭの添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。
Ｃａ：０．００５％以下
　Ｃａは、上述したように耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素である。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えるとＣａの添加効果が飽和し、添加量に見合った効果が得られないため経済的に不利となる。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃａの添加効果を高めるという観点からは、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。
Ｓｎ：０．２０％以下
　Ｓｎは、上述したように耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素である。しかし、Ｓｎ含有量が０．２０％を超えるとＳｎの添加効果が飽和し、添加量に見合った効果が得られないため経済的に不利となる。そのため、Ｓｎを添加する場合、Ｓｎ含有量を０．２０％以下、好ましくは０．１５％以下とする。一方、Ｓｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｎの添加効果を高めるという観点からは、Ｓｎ含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．０９％以上とすることがより好ましい。
Ｍｇ：０．０１％以下
　Ｍｇは、上述したように耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素である。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えるとＭｇの添加効果が飽和し、添加量に見合った効果が得られないため経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｍｇの添加効果を高めるという観点からは、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましいく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
　本発明の他の実施形態における二相ステンレス鋼の組成は、さらに任意に、Ｔａ、Ｃｏ、およびＳｂからなる群より選択される１または２以上を以下に記す量で含有することができる。Ｔａ、Ｃｏ、およびＳｂは、いずれも耐ＣＯ2腐食性、耐硫化物応力割れ性、および耐硫化物応力腐食割れ性のさらなる改善に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
Ｔａ：０．１％以下
　Ｔａ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｔａの添加効果を高めるという観点からは、Ｔａ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０３％以上とすることがより好ましい。一方、Ｔａ含有量が０．１％を超えるとＴａの添加効果が飽和し、添加量に見合った効果が得られないため経済的に不利となる。そのため、Ｔａを添加する場合、Ｔａ含有量を０．１％以下、好ましくは０．０７％以下とする。
Ｃｏ：１．０％以下
　Ｃｏは、上述の効果に加えて、Ｍｓ点を高め、強度のさらなる向上にも寄与する。Ｃｏ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃｏの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０３％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｏ含有量が１．０％を超えるとＣｏの添加効果が飽和し、添加量に見合った効果が得られないため経済的に不利となる。そのため、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量を１．０％以下、好ましくは０．３％以下とする。
Ｓｂ：１．０％以下
　Ｓｂ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｓｂの添加効果を高めるという観点からは、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０３％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｂ含有量が１．０％を超えるとＳｂの添加効果が飽和し、添加量に見合った効果が得られないため経済的に不利となる。そのため、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を１．０％以下、好ましくは０．３％以下とする。
　本発明の他の実施形態における二相ステンレス鋼の組成は、さらに任意に、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮｂからなる群より選択される１または２以上を以下に記す量で含有することができる。Ａｌ、Ｔｉ、およびＮｂは、時効熱処理においてＮｉと金属間化合物を生成し、８０℃以下の低温での耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性を低下させることなく強度をさらに大幅に上昇させる元素である。
Ａｌ：０．５％以下
　Ａｌ含有量の下限はとくに限定されないが、Ａｌの添加効果を高めるという観点からは、Ａｌ含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．３０％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．５％を超えると、金属間化合物が過剰に析出し、かえって低温での耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性が低下する。そのため、Ａｌを添加する場合、Ａｌ含有量を０．５％以下とする。
Ｔｉ：０．５％以下
　Ｔｉ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｔｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｔｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．３０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．５％を超えると、金属間化合物が過剰に析出し、かえって低温での耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．５％以下とする。
Ｎｂ：０．５％以下
　Ｎｂ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｎｂの添加効果を高めるという観点からは、Ｎｂ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．３０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると、金属間化合物が過剰に析出し、かえって低温での耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．５％以下とする。
　本発明の他の実施形態における二相ステンレス鋼は、質量％で、
　Ｃ　：０．０３％以下、
　Ｓｉ：１．０％以下、
　Ｍｎ：０．１０～１．５％、
　Ｐ　：０．０３０％以下、
　Ｓ　：０．００５％以下、
　Ｃｒ：２０．０～３０．０％、
　Ｎｉ：５．０～１０．０％、
　Ｍｏ：２．０～５．０％、
　Ｃｕ：１．０％以上、２．０％未満、
　Ｎ　：０．０７５％未満、
　任意に、Ｗ　：１．５％以下、
　任意に、Ｖ　：０．２０％以下、
　任意に、Ｚｒ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下の一方または両方、
　任意に、ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、およびＭｇ：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上、
　任意に、Ｔａ：０．１％以下、Ｃｏ：１．０％以下、およびＳｂ：１．０％以下からなる群より選択される１または２以上、
　任意に、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下からなる群より選択される１または２以上、および
　残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することができる。
［組織］
　次に、本発明の二相ステンレス鋼の組織と、その限定理由について説明する。なお、以下の説明では、各相の割合を、鋼材組織全体に対する体積率で記載する。
　本発明の二相ステンレス鋼は、体積率で、２０～７０％のオーステナイト相、および３０～８０％のフェライト相を含む組織を有する。
オーステナイト相：２０～７０％
　オーステナイト相の体積率が２０％未満では所望の低温靭性値を得る事ができない。そのため、組織全体に対するオーステナイト相の体積率を、２０％以上、好ましくは３０％以上、より好ましくは４０％以上とする。一方、オーステナイト相の体積率が７０％を超えると、所望の高強度を確保できなくなる。そのため、オーステナイト相の体積率を７０％以下、好ましくは６５％以下、より好ましくは６０％以下とする。
フェライト相：３０～８０％
　フェライト相の体積率が３０％未満であると、所望の高強度を確保できなくなる。そのため、フェライト相の体積率を３０％以上、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上とする。一方、フェライト相の体積率が８０％を超えると、所望の低温靭性値を得る事ができない。そのため、フェライト相の体積率を８０％以下、好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下とする。
　本発明の一実施形態における二相ステンレス鋼の組織は、オーステナイト相およびフェライト相の二相のみで構成されていてもよい。言い換えると、本発明の一実施形態における二相ステンレス鋼は、オーステナイト相：２０～７０％およびフェライト相：３０～８０％からなる組織を有することができる。また、本発明の他の実施形態における二相ステンレス鋼の組織は、オーステナイト相、フェライト相以外の残部として、析出物を含有してもよい。前記析出物としては、例えば、金属間化合物、炭化物、窒化物、および硫化物からなる群より選択される１または２以上を含有することができる。前記析出物の含有量はとくに限定されないが、合計体積率で１％以下であることが好ましい。すなわち、本発明の一実施形態における二相ステンレス鋼は、オーステナイト相：２０～６９％、フェライト相：３０～７９％、および析出物：１％以下からなる組織を有することができる。
［機械的特性］
降伏強さ：８６２ＭＰａ以上
　本発明の二相ステンレス鋼は、８６２ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＳ）を有する。降伏強さは、８７０ＭＰａ以上であることが好ましく、８８０ＭＰａ以上であることがより好ましい。一方、降伏強さの上限はとくに限定されないが、例えば、降伏強さは１０３４ＭＰａ以下であってよく、１０２０ＭＰａ以下であってもよく、１０１０ＭＰａ以下であってもよい。
ｖＥ-10：４０Ｊ以上
　本発明の二相ステンレス鋼は、－１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-10が４０Ｊ以上である。ｖＥ-10は、４３Ｊ以上であることが好ましく、４９Ｊ以上であることがより好ましいい。一方、ｖＥ-10の上限はとくに限定されないが、例えば、７０Ｊ以下であってよく、６５Ｊ以下であってもよく、６０Ｊ以下であってもよい。
引張強さ
　本発明の二相ステンレス鋼の引張強さはとくに限定されず、任意の値であってよいが、９００ＭＰａ以上であることが好ましく、９１０ＭＰａ以上であることがより好ましく、９２０ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。引張強さの上限についてもとくに限定されないが、１０６０ＭＰａ以下であってよく、１０５０ＭＰａ以下であってもよく、１０４０ＭＰａ以下であってもよい。
［製造方法］
　次に本発明の二相ステンレス鋼の製造方法について説明する。なお、以下の説明における温度は、被処理物（鋼素材など）の表面温度を指すものとする。
　上記二相ステンレス鋼は、上述した組成を有する鋼素材に溶体化処理を施し、前記溶体化処理後の鋼素材を冷間加工し、前記冷間加工後の鋼素材に時効処理を施すことにより製造することができる。
　前記溶体化処理が施される出発素材としては、上述した組成を有する鋼素材（ステンレス鋼）を用いる。前記鋼素材の製造方法はとくに限定されず、任意の方法で製造することができる。
（溶体化処理）
　まず、前記鋼素材に対して、溶体化処理を施す。前記溶体化処理では、前記鋼素材を１０００℃以上の加熱温度に加熱し、次いで、平均冷却速度１℃／ｓ以上で、３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。これにより、前記鋼素材の製造過程で析出した金属間化合物、炭化物、窒化物、硫化物などが固溶し、オーステナイト相およびフェライト相を所望の体積率で含む組織の二相ステンレス鋼を得ることができる。
加熱温度：１０００℃以上
　溶体化熱処理における加熱温度が１０００℃未満では、所望の高靭性を確保することができない。そのため、前記加熱温度は１０００℃以上、好ましくは１０５０℃以上とする。一方、前記加熱温度の上限はとくに限定されないが、組織の粗大化を防止する観点からは、１１５０℃以下とすることが好ましく、１１００℃以下とすることがより好ましい。なお、ここで前記加熱温度は、鋼素材の表面における温度である。
　前記溶体化熱処理における保持時間はとくに限定されない。しかし、前記鋼素材内の温度を均一にする観点からは、前記加熱温度での保持時間を５ｍｉｎ以上とすることが好ましく、１０ｍｉｎ以上とすることがより好ましく、２０ｍｉｎ以上とすることがさらに好ましい。また、前記保持時間の上限もとくに限定されないが、前記加熱温度での保持時間を２１０ｍｉｎ以下とすることが好ましい。
平均冷却速度：１℃／ｓ以上
　前記溶体化熱処理の冷却過程における平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、冷却途中にσ相、χ相などの金属間化合物が析出し、低温靭性及び耐食性が著しく低下する。そのため、前記平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。前記平均速度は、１０℃／ｓ以上とすることが好ましく、２０℃／ｓとすることがより好ましい。一方、前記平均冷却速度の上限はとくに限定されないが、例えば、３０℃／ｓ以下であってよい。なお、ここで、平均冷却速度とは、加熱温度から冷却停止温度までの範囲における冷却速度の平均をいう。前記溶体加熱処理における冷却の方法はとくに限定されず任意の方法で行うことができるが、水冷によって行うことが好ましい。
冷却停止温度：３００℃以下
　前記溶体化熱処理の冷却過程における冷却停止温度が３００℃より高いと、その後、αプライム相が析出し、低温靭性及び耐食性が著しく低下する。そのため、前記冷却停止温度を３００℃以下、好ましくは１００℃以下、より好ましくは３０℃以下とする。一方、前記冷却停止温度の下限はとくに限定されないが、１０℃以上とすることが好ましく、２０℃以上とすることがより好ましい。
（冷間加工）
　次いで、最終的に得られる二相ステンレス鋼を所望の強度とするため、前記溶体化処理後の鋼素材に、肉厚方向における圧下量：５～１０％での冷間加工を施す。前記冷間加工は、圧延であることが好ましい。圧下量が５％未満では所望の高強度を確保する事ができない。また、圧下量が１０％を超えると所望の靭性を確保する事ができなくなる。
（時効熱処理）
　上記冷間加工の後、時効熱処理を行う。前記時効熱処理では、前記ステンレス鋼を３５０℃～６００℃の加熱温度（時効処理温度）へ加熱し、前記加熱温度に保持した後、冷却する。前記時効熱処理を施すことにより、添加したＣｕが析出し、その結果、強度が向上する。
加熱温度：３５０℃～６００℃
　前記時効熱処理における加熱温度が６００℃より高いと、析出したＣｕが粗大化することに加え、冷間加工による歪が開放されるため、所望の強度、靭性および耐食性を確保できない。そのため、前記加熱温度を６００℃以下、好ましくは５００℃以下とする。一方、前記加熱温度が３５０℃未満ではＣｕが十分に析出しないため、所望の高強度を確保することができない。このため、前記時効熱処理における加熱温度は３５０℃以上、好ましくは４００℃以上とする。
保持時間：５ｍｉｎ～１００ｍｉｎ
　前記時効熱処理の保持時間が５ｍｉｎ未満では、所望の組織の均一化ができなくなる。そのため、前記保持時間は５ｍｉｎ以上、好ましくは１０ｍｉｎ以上、より好ましくは３０ｍｉｎ以上とする。一方、前記保持時間が１００ｍｉｎを超えると硬質なχ相が析出して、所望の靭性を得られなくなる。そのため、前記保持時間は１００ｍｉｎ以下、好ましくは９０ｍｉｎ以下とする。
　上記保持の後、冷却する。前記冷却の条件はとくに限定されないが、室温まで冷却することが好ましい。また、前記冷却における平均冷却速度は特に限定されないが、１℃／ｓ以上とすることが好ましい。前記平均冷却速度の上限についても特に限定されないが、例えば、３０℃／ｓ以下であってよい。前記時効熱処理における冷却の方法はとくに限定されず任意の方法で行うことができるが、空冷によって行うことが好ましい。
　本発明における二相ステンレス鋼の形態はとくに限定されず、任意のものとすることができる。例えば、前記二相ステンレス鋼は、板および管のいずれかの形態とすることができる。言い換えると、本発明の一実施形態における二相ステンレス鋼は、二相ステンレス鋼板または二相ステンレス鋼管であってよい。より具体的には、前記二相ステンレス鋼は、薄板、厚板、継目無鋼管、ＵＯＥ鋼管、電気抵抗溶接鋼管（ＥＲＷ鋼管）、スパイラル鋼管、および鍛造管からなる群から選択されるいずれかとすることができ、中でも継目無鋼管とすることが好ましい。
　例えば、本発明の二相ステンレス鋼からなる継目無鋼管を製造する場合、上記鋼素材としては、上述した組成を有する鋼管を用いることができる。
　前記鋼素材としての鋼管（鋼管素材）は、とくに限定されることなく任意の方法で製造することができる。例えば、上述した組成を有するビレットを熱間加工して鋼管とすればよい。より具体的には、例えば、まず、上記した組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法、造塊－分塊圧延法等、の方法でビレットとする。次いで、前記ビレットを加熱し、ユジーンセジュルネ法などの押し出し製管法またはマンネスマン製管法などの熱間加工によって、鋼管素材とする。このようにして得た鋼管素材に対して、上述した溶体化処理、冷間加工、および時効熱処理を施すことにより、本発明の二相ステンレス鋼からなる継目無鋼管を得ることができる。
　以下、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　まず、表１、２に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でビレットを鋳造した。次いで、前記ビレットを１１５０℃～１２５０℃で加熱したのち、モデルピアサーを用いた熱間加工（穿孔）により造管して、鋼素材としての鋼管素材を得た。
　得られた鋼管素材に対して、表３、４に示す条件で、溶体化熱処理、冷間加工（圧延）、および時効熱処理を施し、二相ステンレス鋼からなる継目無鋼管を得た。
　上記時効熱処理後の継目無鋼管のそれぞれについて、組織の定量、引張試験、およびシャルピー衝撃試験を行った。試験方法は以下の通りとした。
（組織の定量）
　フェライト相の体積率は、以下の手順で測定した。まず、最終的に得られた二相ステンレス鋼からなる継目無鋼管から、穿孔圧延方向に垂直かつ板厚中央位置の面が観察位置となるように試験片を採取した。次いで、前記試験片をビレラ試薬で腐食した。その後、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）で組織を撮像し、画像解析装置を用いてフェライト相の面積率の平均値を算出し、これを体積率（体積％）とした。
　また、オーステナイト相の体積率は、Ｘ線回折法を用いて測定した。前記測定においては、Ｘ線源としてＭｏのＫα線を使用し、管電圧：５０ｋＶ、管電流：８４ｍＡの条件で測定を行った。測定用の試験片は、上述の熱処理（溶体化熱処理－時効熱処理）が施された継目無鋼管から、板厚中央位置が測定面となるように採取した。Ｘ線回折によりオーステナイト相（γ）の（２２０）面とフェライト相（α）の（２１１）面の回折Ｘ線積分強度を測定した。そして、次式を用いて、オーステナイト相の体積率を算出した。
γ＝１００／（１＋（ＩαＲγ／ＩγＲα））
ここで、
γ：オーステナイト相の体積率（％）
Ｉα：αの積分強度
Ｒα：αの結晶学的理論計算値
Ｉγ：γの積分強度
Ｒγ：γの結晶学的理論計算値
（引張試験）
　最終的に得られた二相ステンレス鋼からなる継目無鋼管から、ＡＰＩ弧状引張試験片を採取し、ＡＰＩの規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強度：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ）を求めた。
（シャルピー衝撃試験）
　最終的に得られた二相ステンレス鋼からなる継目無鋼管から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の規定に準拠して、Ｖノッチ試験片（１０ｍｍ厚）を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、－１０℃における吸収エネルギーｖＥ-10を求めた。
　得られた評価結果は、表３、４に示したとおりであった。また、鋼素材としての継目無鋼管を製造する際に、熱間加工による造管（穿孔）が可能であったかどうかについても、「造管の可否」として、表２に併記した。ここで、○：造管可能、×：造管不可とした。また、造管が出来なかった鋼素材は各種試験片が採取できなかったことから熱処理、各試験を行わなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３、４に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす二相ステンレス鋼は、優れた降伏強さと靭性を兼ね備え、かつ製造過程において熱間加工可能であった。本発明の二相ステンレス鋼は、油井管、ガス井管などの素材として極めて好適に用いることができる。これに対して本発明の条件を満たさない比較例のステンレス鋼は、降伏強さおよび靭性のいずれかが劣っていた。また、Ｃｕ含有量が過剰である比較例Ｎｏ．３５、４０のステンレス鋼では、熱間加工を行うことができなかった。

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０３％以下、
    　Ｓｉ：１．０％以下、
    　Ｍｎ：０．１０～１．５％、
    　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　Ｓ　：０．００５％以下、
    　Ｃｒ：２０．０～３０．０％、
    　Ｎｉ：５．０～１０．０％、
    　Ｍｏ：２．０～５．０％、
    　Ｃｕ：１．０％以上、２．０％未満、および
    　Ｎ　：０．０７５％未満を含有し、
    　残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
    　体積率で、
    　オーステナイト相：２０～７０％、および
    　フェライト相：３０～８０％を含む組織を有し、
    　降伏強さＹＳが８６２ＭＰａ以上かつ、
    　－１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-10が４０Ｊ以上である機械的特性を有する、二相ステンレス鋼。
  2. 　前記組成が、さらに、質量％で、
    　Ｗ　：１．５％以下を含有する、請求項１に記載の二相ステンレス鋼。
  3. 　前記組成が、さらに、質量％で、
    　Ｖ　：０．２０％以下を含有する、請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼。
  4. 　前記組成が、さらに、質量％で、
    　Ｚｒ：０．５０％以下、および
    　Ｂ　：０．００３０％以下の一方または両方を含有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼。
  5. 　前記組成が、さらに、質量％で、
    　ＲＥＭ：０．００５％以下、
    　Ｃａ：０．００５％以下、
    　Ｓｎ：０．２０％以下、および
    　Ｍｇ：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼。
  6. 　前記組成が、さらに、質量％で、
    　Ｔａ：０．１％以下、
    　Ｃｏ：１．０％以下、および
    　Ｓｂ：１．０％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１～５のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼。
  7. 　前記組成が、さらに、質量％で、
    　Ａｌ：０．５％以下、
    　Ｔｉ：０．５％以下、
    　Ｎｂ：０．５％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１～６のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼。
  8. 　請求項１～７のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼からなる継目無鋼管。
  9. 　請求項１～７のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼の製造方法であって、
    　請求項１～７のいずれか一項に記載の組成を有する鋼素材に対して、前記鋼素材を１０００℃以上の加熱温度に加熱し、次いで、前記鋼素材を平均冷却速度：１℃／ｓ以上で、３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する溶体化処理を施し、
    　前記溶体化処理後の前記鋼素材に、肉厚方向における圧下量：５～１０％での冷間加工を施し、
    　前記冷間加工後の前記鋼素材を、３５０℃～６００℃の加熱温度へ加熱し、前記加熱温度に５ｍｉｎ以上、１００ｍｉｎ以下の保持時間保持したのち、冷却する時効熱処理を施す、二相ステンレス鋼の製造方法。
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