双相不锈钢、双相不锈钢铸坯以及双相不锈钢钢材

摘要

本发明的双相不锈钢的一方式以质量%计，含有C：0.03%以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.1～7.0%、P：0.05%以下、S：0.0001～0.0010%、Ni：0.5～5.0%、Cr：18.0～25.0%、N：0.10～0.30%、Al：0.05%以下、Ca：0.0010～0.0040%以及Sn：0.01～0.2%，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；Ca和O的含量的比率Ca/O为0.3～1.0；用（1）式表示的孔蚀指数PI低于30；PI＝Cr＋3.3Mo＋16N （1）。

说明书

技术领域

本发明涉及一种廉价的含Sn双相不锈钢。另外，本发明还涉及一 种复合含有Cu和Sn、耐蚀性优良、且廉价的双相不锈钢。详细地说， 本发明涉及能够作为海水淡化设备、运输船的罐类、各种容器等使用的 双相不锈钢、双相不锈钢铸坯以及双相不锈钢钢材。

本申请基于2011年10月21日提出的日本专利申请特愿2011- 231352号、以及2011年12月6日提出的日本专利申请特愿2011-266351 号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

通用的双相不锈钢大量含有Cr、Mo、Ni、N，其耐蚀性良好。但 是，由于含有高价的Mo、Ni，因而合金成本较高，难以说制造性也良 好。其结果是，钢材价格不是那么便宜，难以说能够大量用于代替316 系、317系不锈钢等。此外，本发明所说的所谓通用型双相不锈钢，是 指孔蚀指数PI（用右边的合金元素含量的数学式之和表示/PI＝Cr＋ 3.3Mo＋16N）具有30以上且低于40（mass%：质量%）这种程度的值 的双相不锈钢。根据上述的情况，可以认为这些钢必须是表现出与以往 的通用型双相不锈钢同等的耐蚀性、且合金成本比以往更低、热制造性 良好且制造成本廉价的钢。

另一方面，最近正在开发节减Cr、Ni、Mo等的合金节省型双相不 锈钢。在此，所谓合金节省型双相不锈钢，是指耐孔蚀性表现出与 SUS304、316L相当的耐蚀性的钢，是指用合金元素的含量指标化所得 到的耐孔蚀指数PI（＝Cr＋3.3Mo＋16N）低于大约30的不锈钢。在降 低了对耐孔蚀性、耐酸性有用的合金元素含量的这些钢中，难以获得与 通用型双相不锈钢同等的耐蚀性。但是，可以认为使用廉价的代替元素 的改良钢的开发是可能的。

关于含有Sn的双相不锈钢，一直以来提出了各种方案。例如，公 开了一种含有25%以上的Cr、而且含有0.01～0.1%的Sn作为选择元素 的双相不锈钢（参照下述专利文献1、2）。另外，还公开了一种含有1% 以下或者0.1%的Sn的合金节省型双相不锈钢（参照下述专利文献3、4）。 在这些专利文献中，虽然其目的在于通过含有Sn而改善耐蚀性，但并 没有研究钢材的热制造性与Sn含量之间的关系。

另外，上述专利文献以N含量在0.2%以下的钢为对象。N是降低 不锈钢的热加工性的元素。确保含有0.2%以上的N的双相不锈钢的热 加工性达到所希望的水准比确保含有低于0.2%N的双相不锈钢的热加 工性达到所希望的水准的情况更为困难。目前还没有看到公开了含有 0.20%以上的N、进而复合含有Sn以及Cu的双相不锈钢的热加工性的 技术文献。

本发明人在合金节省型双相不锈钢中，着眼于因Sn而改善耐酸性 以及耐孔蚀性的可能性。而且调查了Sn含量与耐蚀性以及热制造性之 间的关系。结果发现：通过含有0.01～0.2%的Sn，具有改善耐蚀性的 可能性。但是，已经掌握大量含有Sn的这些双相不锈钢使热制造性降 低。因此，可以预想钢材的成品率降低的频率得以增加，从而招致明显 的成本上升。

另外，本发明人在通用型双相不锈钢中，着眼于因Sn以及Cu而改 善耐酸性以及耐孔蚀性的可能性。而且对于节减Mo、Ni含量、且含有 0.20%以上的N的双相不锈钢，研究了Sn以及Cu的含量与耐蚀性以及 热制造性之间的关系。结果发现：通过含有0.01～0.2%的Sn和0.2～3.0% 的Cu，具有改善耐蚀性的可能性。但是，已经掌握大量含有Sn和Cu 的这些双相不锈钢使热制造性降低。因此，可以预想钢材的成品率降低 的频率得以增加，从而招致明显的成本上升。

本发明人对于以专利文献1～4为代表的以往的含Sn双相不锈钢热 轧钢材的制造技术，就其以往的见解进行了研究。结果发现：缺乏对于 热制造性与因双相不锈钢中含有的Sn而引起热脆性发生的温度区域以 及Sn含量的关系性、以及与其它元素的含量之间的关系性的见解。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平3-158437号公报

专利文献2：日本特开平4-072013号公报

专利文献3：日本特开2010-222593号公报

专利文献4：国际公开WO2009-119895号公报

专利文献5：日本特开2002-69592号公报

专利文献6：日本特开平7-118805号公报

非专利文献

非专利文献1：“Effect of Cu and Ni on Hot Workability of Hot-rolled  Mild Steel”ISIJ,Vol.37,p.217-223（1997）

发明内容

发明所要解决的课题

本发明对于合金节省型双相不锈钢，弄清楚了Sn含量和热制造性 的关联，发现了解决上述问题的对策。另外，本发明对于通用型双相不 锈钢，弄清楚了Sn、Cu含量和热制造性的关联，发现了解决上述问题 的对策。由此，本发明的课题在于：提供热制造性良好且廉价的含Sn 双相不锈钢、双相不锈钢铸坯以及双相不锈钢钢材。可以预想在这样的 双相不锈钢中，耐蚀性和成本的平衡优良。因此，可以认为提高了在各 领域广泛使用的可能性。

特别地，在第2方式（第2实施方式）中，发明的目的在于开发一 种通过增加N以及Mn的含量、以及复合添加Cu和Sn而节减高价的 元素Ni和Mo的含量的廉价的通用型双相不锈钢。

用于解决课题的手段

本发明人为解决上述的课题，对于本发明作为对象的合金节省型双 相不锈钢，制作改变了Sn含量、和Ca、B、稀土类元素（REM）等的 含量的熔炼材料，进行了以下的实验。此外，Ca、B、稀土类元素（REM） 等的含量一般认为使热制造性得以改善。

从铸造熔炼材料所得到的铸坯上，采集拉伸试验片。对拉伸试验片 在1200～700℃下进行高温拉伸，测定颈缩值（断裂面的断面减少率） 而评价高温延展性。另外，通过热锻造和热轧而得到板厚为12mm的热 轧钢板，对裂边性进行了评价。对一部分钢改变热轧的加热温度、轧制 温度而评价裂边性，从而求出热轧的加热温度、轧制温度与高温延展性 的相关关系。

正如上述的专利文献5和专利文献6所记载的那样，一般在双相不 锈钢中，如果用高温拉伸评价的铸坯的颈缩值低于60%，则为人所知的 是在大多数情况下，在其铸坯的热轧中产生明显的裂边。因此，该领域 的技术人员常常以铸坯于高温下的颈缩值至少在60%以上为目标而进 行钢的精炼、铸造以及热加工。然而，本发明人对含有0.1%左右的Sn 的合金节省型双相不锈钢（基本组成：21%Cr-2%Ni-3%Mn-0.18%N）铸 坯的高温延展性进行了评价，结果在多次的熔炼实验中表明颈缩值均低 于60%。高温延展性的评价采用如下的方法进行。首先，使用高频将 φ8mm的圆棒的平行部加热至1200℃。接着，使温度下降至进行断裂 试验的温度，并在该温度下以20mm/秒的速度使其拉伸断裂。然后，求 出断面的收缩率。该数据的一个例子如图1所示。根据该结果，可以认 为在实用上得到添加了Sn的廉价的合金节省型双相不锈钢是几乎没有 希望的。

本发明人对由真空熔炼和铸造而得到的合金节省型含Sn双相不锈 钢的铸坯进行热轧，观察了此时产生的裂边长度。其结果是，发现了罕 见存在裂边较少的含Sn双相不锈钢钢材。热轧实验采用如下的方法进 行。首先，将90～44mm厚的铸坯加热至1200℃。接着，通过多个轧 制道次减薄至12～6mm的厚度。精轧温度控制在900℃左右。裂边虽 然在左右发生，但将各自的最大长度合计而求出裂边长度。即使以铸坯 的高温延展性的颈缩值的极小值（在图1中，在大约900℃下可以得到 极小值）对该钢材的裂边长度进行整理，也不能得到完全相关。但是， 如图2所示，以1000℃下的颈缩值进行整理，结果表明：不论是否含有 Sn，都显示出良好的相关。此外，在图2中，标记“○”（白圆圈）的 点与图1的Sn-A、Sn-B的结果相对应，标记“◆”（黒的菱形）的点 为其它的实验结果（不论是否含有Sn而进行研究的实验结果）。

本发明人为了发现可切实地得到上述裂边较少的钢材的条件，进一 步使各种元素含量发生变化而进行了熔炼-铸造-轧制实验。然后，集中 精力地进行了铸坯的高温延展性的评价和热轧后的钢材裂边的评价。在 通过以上的实验而得到的见解的基础上，完成了对于廉价的含Sn合金 节省型双相不锈钢给出明示的本发明的第1方式。

本发明的双相不锈钢的第1方式的要件如下所示。

（1）一种双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，含有C：0.03% 以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.1～7.0%、P：0.05%以下、S：0.0001～ 0.0010%、Ni：0.5～5.0%、Cr：18.0～25.0%、N：0.10～0.30%、Al： 0.05%以下、Ca：0.0010～0.0040%以及Sn：0.01～0.2%，剩余部分包括 Fe和不可避免的杂质；Ca和O的含量的比率Ca/O为0.3～1.0；用（1） 式表示的孔蚀指数PI低于30。

PI＝Cr＋3.3Mo＋16N          （1）

（式（1）中的元素符号表示该元素的含量）

（2）根据上述（1）所述的双相不锈钢，其特征在于：进一步含有 选自Mo：1.5%以下、Cu：2.0%以下、W：1.0%以下以及Co：2.0%以 下之中的1种以上。

（3）根据上述（1）或（2）所述的双相不锈钢，其特征在于：进 一步含有选自V：0.05～0.5%、Nb：0.01～0.20%以及Ti：0.003～0.05% 之中的1种以上。

（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的双相不锈钢，其特征 在于：进一步含有选自B：0.0050%以下、Mg：0.0030%以下以及REM： 0.10%以下之中的1种以上。

另外，本发明人为解决上述的课题，对于本发明作为对象的通用型 双相不锈钢，制作改变了Sn含量、Ca、B、稀土类元素（REM）等的 含量、和Ni含量，进而添加了Co的熔炼材料，进行了以下的实验。此 外，一般认为如果含有Ca、B、稀土类元素（REM）等，则热制造性得 以改善。

从铸造熔炼材料所得到的铸坯上，采集拉伸试验片。对拉伸试验片 在1200～700℃下进行高温拉伸，测定颈缩值（断裂面的断面减少率） 而评价高温延展性。另外，通过热锻造和热轧而得到板厚为12mm的热 轧钢板，对裂边性进行了评价。对一部分钢改变热轧的加热温度、轧制 温度而评价裂边性，从而求出热轧的加热温度、轧制温度与高温延展性 的相关关系。

正如上述专利文献5和专利文献6所记载的那样，一般在双相不锈 钢中，如果用高温拉伸评价的铸坯的颈缩值低于60%，则为人所知的是 在大多数情况下，在其铸坯的热轧中产生明显的裂边。因此，该领域的 技术人员常常以铸坯于高温下的颈缩值至少在60%以上为目标而进行 钢的精炼、铸造以及热加工。然而，本发明人对含有0.1%左右的Sn的 通用型双相不锈钢（基本组成：25%Cr-4%Ni-1.2%Mo-1.5%Cu-0.25%N） 铸坯的高温延展性进行了评价，结果在多次的熔炼实验中表明颈缩值的 极小值均低于60%。高温延展性的评价采用如下的方法进行。首先，使 用高频将φ8mm的圆棒的平行部加热至1200℃。接着，使温度下降至 进行断裂试验的温度，并在该温度下以20mm/秒的速度使其拉伸断裂。 然后求出断面的收缩率。该数据的一个例子如图3所示。根据该结果， 可以认为在实用上得到添加了Sn的廉价的通用型双相不锈钢是几乎没 有希望的。

本发明人对由真空熔炼和铸造而得到的通用型双相不锈钢的铸坯 进行热轧，观察了此时产生的裂边长度。其结果是，发现了罕见存在裂 边较少的含Sn双相不锈钢钢材。热轧实验采用如下的方法进行。首先， 将90～44mm厚的铸坯加热至1200℃。接着，通过多个轧制道次减薄 至12～6mm的厚度。精轧温度控制在900℃左右。裂边虽然在左右发 生，但将各自的最大长度合计而求出裂边长度。即使以铸坯的高温延展 性的颈缩值的极小值（在图3中，在大约900℃下可以得到极小值）对 该钢材的裂边长度进行整理，也不能得到完全相关。但是，如图4所示， 以1000℃的颈缩值进行整理，结果表明：不论是否含有Sn，都显示出 良好的相关。此外，在图4中，标记“○”（白圆圈）的点与图3的 Sn-A、Sn-B的结果相对应，标记“◆”（黒的菱形）的点为其它的实 验结果（不论是否含有Sn而进行研究的实验结果）。

本发明人为了发现可切实地得到上述裂边较少的钢材的条件，进一 步进行了使各种元素含量发生变化的熔炼-铸造-轧制实验。然后，集中 精力地进行了铸坯的高温延展性的评价和热轧后的钢材裂边的评价。在 通过以上的实验而得到的见解的基础上，完成了对于廉价的含Sn双相 不锈钢给出明示的本发明的第2方式。

本发明的双相不锈钢的第2方式的要件如下所示。

（5）一种双相不锈钢，其特征在于：以质量%计，含有C：0.03% 以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.1～4.0%、P：0.05%以下、S：0.0001～ 0.0010%、Cr：23.0～28.0%、Ni：2.0～6.0%、Co：0～1.0%、Cu：0.2～ 3.0%、Sn：0.01～0.2%、N：0.20～0.30%、Al：0.05%以下以及Ca：0.0010～ 0.0040%，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；Ni＋Co为2.5%以上， Ca和O的含量的比率Ca/O为0.3～1.0；用（1）式表示的PI在30以 上且低于40。

PI＝Cr＋3.3Mo＋16N            （1）

（式（1）中的元素符号表示该元素的含量）

（6）根据上述（5）所述的双相不锈钢，其特征在于：进一步含有 选自Mo：2.0%以下以及W：1.0%以下之中的任一者或两者。

（7）根据上述（5）或（6）所述的双相不锈钢，其特征在于：进 一步含有选自V：0.05～0.5%、Nb：0.01～0.15%以及Ti：0.003～0.05% 之中的1种以上。

（8）根据上述（5）～（7）中任一项所述的双相不锈钢，其特征 在于：进一步含有选自B：0.0050%以下、Mg：0.0030%以下以及REM： 0.10%以下之中的1种以上。

本发明的双相不锈钢铸坯以及双相不锈钢钢材的一方式的要件如 下所示。

（9）一种双相不锈钢铸坯，其特征在于：具有上述（1）～（8） 中任一项所述的组成，1000℃下的断裂颈缩值在70%以上。

（10）一种双相不锈钢钢材，其特征在于：其通过对上述（9）所 述的双相不锈钢铸坯进行热加工而制造。

发明的效果

根据本发明的方式，提供双相不锈钢、双相不锈钢铸坯以及双相不 锈钢钢材，其具有比以往用作海水淡化设备、运输船的罐类、各种容器 等的材料的钢更加改善的耐蚀性，且与成本的平衡优良。因此，本发明 的方式大大有助于产业的发展。

附图说明

图1是与双相不锈钢的第1方式（合金节省型双相不锈钢）相关联、 并例示出含有Sn和不添加Sn的双相不锈钢的高温延展性的图示。

图2是与双相不锈钢的第1方式（合金节省型双相不锈钢）相关联、 并表示热轧后的裂边长度和在1000℃下的颈缩值之间的关系的图示。

图3是与双相不锈钢的第2方式（通用型双相不锈钢）相关联、并 例示出含有Sn和不添加Sn的双相不锈钢铸坯的高温延展性的图示。

图4是与双相不锈钢的第2方式（通用型双相不锈钢）相关联、并 表示热轧后的裂边长度和在1000℃下的颈缩值之间的关系的图示。

具体实施方式

（第1实施方式）

以下就本发明的双相不锈钢的第1方式（合金节省型双相不锈钢） 的限定理由进行说明。此外，各成分的含量以质量%表示。

此外，在本实施方式中，所谓不锈钢铸坯，是指处于铸造后、实施 热加工或锻造等加工之前的状态的钢，所谓不锈钢钢材，是指采用各种 方法对上述铸坯进行加工后的钢坯、热轧钢板、冷轧钢板、钢丝、钢管 等。另外，所谓不锈钢，是指作为铸坯和钢材等钢的所有形态。上述的 加工包括热加工和冷加工。

为确保不锈钢的耐蚀性，将C量限制为0.03%以下。如果含有超过 0.03%的C，则热轧时生成Cr碳化物，从而使耐蚀性、韧性劣化。

Si为脱氧而添加0.05%以上。然而，如果添加超过1.0%的Si，则 韧性劣化。因此，将Si量的上限限定为1.0%。Si量的优选范围是0.2～ 0.7%。

Mn具有使奥氏体相增加并改善韧性的效果。另外，Mn具有降低 氮化物析出温度TN的效果，因而在本实施方式的钢材中，优选积极地 添加Mn。为了母材以及焊接区的韧性而添加0.1%以上的Mn。然而， 如果添加超过7.0%的Mn，则耐蚀性以及韧性劣化。因此，将Mn量的 上限限定为7.0%。Mn含量优选为1.0～6.0%，进一步优选为2.0～5.0%。

P是从原料中不可避免地混入的元素，由于使热加工性以及韧性劣 化，因而将P量限定为0.05%以下。P量优选为0.03%以下。

S是从原料中不可避免地混入的元素，由于也使热加工性、韧性以 及耐蚀性劣化，因而将S量限定为0.0010%以下。另外，使S量降低至 低于0.0001%将提高用于脱硫精炼的成本。因此，将S量规定为0.0001～ 0.0010%。S量优选为0.0002～0.0006%。

Ni使奥氏体组织稳定，为改善对于各种酸的耐蚀性、进而改善韧性， 含有0.5%以上的Ni。通过增加Ni含量，能够使氮化物的析出温度降低。 另一方面，Ni是高价的合金，对于以合金节省型双相不锈钢为对象的本 实施方式的钢，从成本的角度考虑，将Ni量限制为5.0%以下。Ni含量 优选为1.0～4.0%，进一步优选为1.5～3%。

为了确保基本的耐蚀性，含有18.0%以上的Cr。另一方面，如果含 有超过25.0%的Cr，则铁素体相分数增加，从而阻碍韧性以及焊接区的 耐蚀性。因此，将Cr含量设定为18.0%～25.0%。Cr含量优选为19.0～ 23.0%。

N是固溶于奥氏体相中而对提高强度、耐蚀性有效的元素。因此， 含有0.10%以上的N。另一方面，固溶限度随着Cr、Mn含量而提高， 但在本实施方式的钢中，如果含有超过0.30%的N，则使Cr氮化物析 出而阻碍韧性以及耐蚀性，同时阻碍热制造性。因此，将N含量的上限 设定为0.30%。N含量优选为0.10～0.25%。

Al是钢的脱氧元素，可根据需要降低钢中的氧。因此，与0.05%以 上的Si一并含有Al。在含Sn钢中，氧量的降低对于确保热制造性是必 须的，因此，根据需要必须含有0.003%以上的Al。另一方面，Al是与 N的亲和力比较大的元素，如果过剩添加，则生成AlN而损害不锈钢的 韧性。损害的程度也依赖于N含量，但当Al超过0.05%时，韧性的降 低变得显著。因此，将Al含量的上限规定为0.05%。Al量优选为0.04% 以下。

Ca是对钢的热制造性重要的元素，为了以夹杂物的形式固定钢中 的O和S，从而改善热制造性，需要含有Ca。在本实施方式的钢中， 为上述目的而含有0.0010%以上的Ca。另外，过剩的添加使耐孔蚀性降 低。因此，将Ca含量的上限设定为0.0040%。

Sn为了改善本实施方式的钢的耐蚀性而含有。为此，需要含有最 低0.01%的Sn。进一步优选含有0.02%以上的Sn。另一方面，Sn是阻 碍钢的热制造性的元素，在本实施方式作为对象的合金元素节减型双相 不锈钢中，特别使900℃以下的铁素体相和奥氏体相的界面的热强度降 低。其降低的程度也依赖于S、Ca、O的含量，但如果含有超过0.2% 的Sn，则即使加上本实施方式中的其它限制，也不能防止热制造性的 降低，因而将Sn含量的上限规定为0.2%。

O和Ca的含量的比率Ca/O是为改善本实施方式的钢的热制造性以 及耐蚀性的重要成分指标。为了改善含Sn钢的热制造性，将限制Ca/O 的下限。含Sn钢的高温延展性特别在900℃以下的温度下降低。如果 Ca/O的值低于0.3，则1000℃的高温延展性也降低，从而大大损害热制 造性。因此，在本实施方式的钢中，将Ca/O限制为0.3以上。另一方 面，如果过剩添加Ca而使Ca/O超过1.0，则将损害耐孔蚀性。另外， 如果进一步使Ca过剩，则1000～1100℃下的高温延展性也受到损害。 因此，将Ca/O的上限规定为1.0。Ca/O优选为0.4～0.8。

O是不可避免的杂质，其上限并没有特别的规定，但为构成非金属 夹杂物的代表即氧化物的重要元素。其氧化物的组成控制对于热制造性 的改善来说是非常重要的。另外，如果生成粗大的簇状氧化物，则可能 导致表面缺陷。因此，需要将O含量限制在较低的水平。本实施方式如 前所述，通过将Ca含量和O含量的比率设定为0.3以上而限制O的含 量。O含量的上限优选为0.005%以下。

为了附带地提高耐蚀性，也可以根据需要含有选自Mo：1.5%以下、 Cu：2.0%以下、W：1.0%以下以及Co：2.0%以下之中的1种以上。下 面就其限定理由进行说明。

Mo是对附带地提高不锈钢的耐蚀性非常有效的元素，可以根据需 要含有。为了改善耐蚀性，优选含有0.2%以上的Mo。另一方面，Mo 是促进金属间化合物析出的元素，在本实施方式的钢中，从热轧时抑制 析出的角度考虑，将Mo含量的上限设定为1.5%。

Cu是附带地提高不锈钢对酸的耐蚀性的元素，而且具有改善韧性 的作用，因而根据需要推荐含有0.3%以上。如果含有超过2.0%的Cu， 则热轧时超过固溶度而使εCu析出，从而发生脆化。因此，将Cu量的 上限设定为2.0%。含有Cu时的优选含量为0.3～1.5%。

W与Mo同样，是附带地提高不锈钢的耐蚀性的元素，可以根据需 要添加。在本实施方式的钢中，为了提高耐蚀性，将W量的上限设定 为1.0%。W含量优选为0.05～0.5%。

Co是对提高钢的韧性和耐蚀性有效的元素，可选择性地添加。Co 含量优选为0.03%以上。如果含有超过2.0%的Co，则由于是高价的元 素，因而不能发挥与成本相称的效果。因此，将Co含量的上限规定为 2.0%。添加时Co含量优选为0.03～1.0%。

也可以进一步含有选自V：0.05～0.5%、Nb：0.01～0.20%以及Ti： 0.003～0.05%之中的1种以上。它们是氮化物生成倾向比Cr更大的元 素。V、Nb、Ti都可以根据需要添加，在微量含有的情况下，具有提高 耐蚀性的倾向。

V所形成的氮化物、碳化物在热加工以及钢材的冷却过程中生成， 具有提高耐蚀性的作用。作为其理由，虽然还不能充分确认，但可以认 为能够抑制700℃以下的铬氮化物的生成速度。为了改善该耐蚀性，使 其含有0.05%以上的V。如果含有超过0.5%的V，则生成粗大的V系 碳氮化物，从而使韧性劣化。因此，将V量的上限限定为0.5%。添加 时V含量优选为0.1～0.3%的范围。

Nb所形成的氮化物、碳化物在热加工以及钢材的冷却过程中生成， 具有提高耐蚀性的作用。作为其理由，虽然还不能充分确认，但可以认 为能够抑制700℃以下的铬氮化物的生成速度。为了改善该耐蚀性，使 其含有0.01%以上的Nb。另一方面，过剩的添加在热轧前的加热时以 未固溶析出物的方式析出，从而阻碍韧性。因此，将Nb含量的上限规 定为0.20%。添加时Nb含量的范围优选为0.03%～0.10%。

Ti是以极微量形成氧化物、氮化物、硫化物而使钢的凝固以及高温 加热组织的晶粒微细化的元素。另外，与V、Nb同样，Ti还具有置换 成铬氮化物中的铬的一部分的性质。通过含有0.003%以上的Ti，便可 以形成Ti的析出物。另一方面，如果在双相不锈钢中含有超过0.05% 的Ti，则能够生成粗大的TiN而阻碍钢的韧性。因此，将Ti含量的上 限规定为0.05%。Ti的优选含量为0.005～0.020%。

也可以进一步含有选自B：0.0050%以下、Mg：0.0030%以下以及 REM：0.10%以下之中的1种以上。为了进一步谋求热加工性的提高， 如下述那样对根据需要含有的B、Mg、REM进行限定。

B、Mg、REM都是改善钢的热加工性的元素，根据其目的可以添 加1种以上。B、Mg、REM的过剩添加均反而使热加工性以及韧性降 低。因此，将其含量的上限如以下那样规定。B量的上限为0.0050%。 Mg量的上限为0.0030%。REM量的上限为0.10%。优选的含量分别为 B：0.0005～0.0030%、Mg：0.0001～0.0015%、REM：0.005～0.05%。 在此，REM设定为La和Ce等镧系稀土类元素的含量的总和。

通过具有以上所说明的本实施方式的双相不锈钢的特征，便可以明 显改善含有Sn的合金节省型双相不锈钢的热制造性。

在铸坯的阶段，1000℃下的断裂颈缩值为70%以上。另外，通过对 该铸坯实施包括热加工的加工，便可以得到成品率良好且表面缺陷少的 双相不锈钢钢材。

（第2实施方式）

以下就本发明的双相不锈钢的第2方式（通用型双相不锈钢）的限 定理由进行说明。此外，各成分的含量以质量%表示。

此外，在本实施方式中，所谓不锈钢铸坯，是指处于铸造后、实施 热加工或锻造等加工之前的状态的钢，所谓不锈钢钢材，是指采用各种 方法对上述铸坯进行加工后的钢坯、热轧钢板、冷轧钢板、钢丝、钢管 等。另外，所谓不锈钢，是指作为铸坯和钢材等钢的所有形态。上述的 加工包括热加工和冷加工。

为确保不锈钢的耐蚀性，将C量限制为0.03%以下。如果含有超过 0.03%的C，则热轧时生成Cr碳化物，从而使耐蚀性、韧性劣化。

Si为脱氧而添加0.05%以上。然而，如果添加超过1.0%的Si，则 韧性劣化。因此，将Si量的上限限定为1.0%。Si量的优选范围是0.2～ 0.7%。

Mn具有使奥氏体相增加并改善韧性的效果。另外，Mn具有抑制 氮化物析出的效果，在本实施方式的钢材中，优选积极地添加Mn。为 了母材以及焊接区的韧性而添加0.1%以上的Mn。然而，如果添加超过 4.0%的Mn，则耐蚀性以及韧性劣化。因此，将Mn量的上限限定为4.0%。 Mn含量优选为1.0～3.5%，进一步优选为2.0～3.0%。

P是从原料中不可避免地混入的元素，由于使热加工性以及韧性劣 化，因而将P量限定为0.05%以下。P量优选为0.03%以下。

S是从原料中不可避免地混入的元素，由于也使热加工性、韧性以 及耐蚀性劣化，因而将S量限定为0.0010%以下。另外，使S量降低至 低于0.0001%将提高用于脱硫精炼的成本。因此，将S量规定为0.0001～ 0.0010%。S量优选为0.0002～0.0006%。

为了确保基本的耐蚀性，含有23.0%以上的Cr。另一方面，如果含 有超过28.0%的Cr，则铁素体相分数增加，从而阻碍韧性以及焊接区的 耐蚀性。因此，将Cr含量设定为23.0%～28.0%。Cr含量优选为24.0～ 27.5%。

Ni使奥氏体组织稳定，改善对于各种酸的耐蚀性和韧性。进而抑制 因Sn和Cu的添加所引起的热加工性的降低。因此，含有2.0%以上的 Ni。通过增加Ni含量，能够使氮化物的析出温度降低。另一方面，Ni 由于为高价的合金，因而将Ni量限制为6.0%以下。Ni含量优选为2.5～ 5.5%，进一步优选为3.0～5.0%。

Co是对提高钢的韧性和耐蚀性有效的元素，而且是抑制因Sn和 Cu的添加引起的热加工性降低的元素，优选与Ni一同含有。另外，添 加时优选含有0.1%以上的Co。如果含有超过1.0%的Co，则由于Co 是高价的元素，因而不能发挥与成本相称的效果。因此，将Co含量的 上限规定为1.0%。添加时Co含量优选为0.1～0.5%。

由非专利文献1可知：Ni具有提高Cu的固溶度，抑制因Cu和Sn 的添加引起的熔点较低的液相的发生的作用。另外，Co是Ni的同族元 素。因此，可以认为通过提高Ni和Co的含量之和，将抑制因Cu和Sn 引起的热加工性的降低。本发明人以Ni和Co的含量之和对本实施方式 作为对象的钢的热加工性进行了整理，结果掌握了在Ni和Co的合计量 低于2.5%的情况下，钢材的裂边性得以提高。因此，将Ni＋Co的范围 规定为2.5%以上。

Cu是提高不锈钢对酸的耐蚀性的元素，而且具有改善韧性的作用。 在本实施方式中，为了提高耐蚀性，与0.01%以上的Sn一起含有0.2% 以上的Cu。如果含有超过3.0%的Cu，则热轧时超过固溶度而使εCu 析出，从而发生脆化。因此，将Cu量的上限设定为3.0%。含有Cu时 的优选含量为0.5～2.0%。

Sn为了改善本实施方式的钢的耐蚀性而含有。为此，需要含有最 低0.01%的Sn。进一步优选含有0.02%以上的Sn。另一方面，Sn是阻 碍钢的热制造性的元素，在本实施方式作为对象的合金元素节减型双相 不锈钢中，特别使900℃以下的铁素体相和奥氏体相的界面的热强度降 低。其降低的程度也依赖于S、Ca、O的含量，但如果含有超过0.2% 的Sn，则即使加上本实施方式中的其它限制，也不能防止热制造性的 降低，因而将Sn含量的上限规定为0.2%。

N是固溶于奥氏体相中而对提高强度、耐蚀性有效的元素。因此， 含有0.20%以上的N。由于通过增加N可以节减Ni，因而N是欲积极 地添加的元素。另一方面，N含量的上限有必要限制在N的固溶限度以 内。N的固溶限度随着Cr、Mn含量而提高。在本实施方式的钢中，如 果含有超过0.30%的N，则使Cr氮化物析出而阻碍韧性以及耐蚀性， 同时阻碍热制造性。因此，将N含量的上限设定为0.30%。N含量优选 为0.20～0.28%。

Al是钢的脱氧元素，为了根据需要降低钢中的氧，与0.05%以上的 Si一起含有Al。在含Sn钢中，氧量的降低对于确保热制造性是必须的， 因此，根据需要必须含有0.003%以上的Al。另一方面，Al是与N的亲 和力比较大的元素，如果过剩添加，则生成AlN而损害不锈钢的韧性。 损害的程度也依赖于N含量，但当Al超过0.05%时，韧性的降低变得 显著。因此，将Al含量的上限规定为0.05%。Al量优选为0.04%以下。

Ca是对钢的热制造性重要的元素，为了以夹杂物的形式固定钢中 的O和S，从而改善热制造性，需要含有Ca。在本实施方式的钢中， 为上述目的而含有0.0010%以上的Ca。另外，过剩的添加使耐孔蚀性降 低。因此，将Ca含量的上限设定为0.0040%。

O和Ca的含量的比率Ca/O是为改善本实施方式的钢的热制造性以 及耐蚀性的重要成分指标。为了改善含Sn钢的热制造性，将限制Ca/O 的下限。含Sn钢的高温延展性特别在900℃以下的温度下降低。如果 Ca/O的值低于0.3，则1000℃的高温延展性也降低，从而大大损害热制 造性。因此，在本实施方式的钢中，将Ca/O限制为0.3以上。另一方 面，如果过剩添加Ca而使Ca/O超过1.0，则将损害耐孔蚀性。另外， 如果进一步使Ca过剩，则1000～1100℃下的高温延展性也受到损害。 因此，将Ca/O的上限规定为1.0。Ca/O优选为0.4～0.8。

O是不可避免的杂质，其上限并没有特别的规定，但为构成非金属 夹杂物的代表即氧化物的重要元素。其氧化物的组成控制对于热制造性 的改善来说是非常重要的。另外，如果生成粗大的簇状氧化物，则可能 导致表面缺陷。因此，需要将O含量限制在较低的水平。本实施方式如 前所述，通过将Ca含量和O含量的比率设定为0.3以上而限制O的含 量。O含量的上限优选为0.005%以下。

也可以进一步含有Mo：2.0%以下以及W：1.0%以下之中的任一者 或两者。它们是附带地提高耐蚀性的元素。下面就其限定理由进行说明。

Mo是对附带地提高不锈钢的耐蚀性非常有效的元素，可以根据需 要含有。为了改善耐蚀性，优选含有0.2%以上的Mo。另一方面，Mo 是高价的元素，在本实施方式的钢中，从抑制合金成本的角度考虑，将 Mo含量的上限设定为2.0%。

W与Mo同样，是附带地提高不锈钢的耐蚀性的元素，可以根据需 要添加。在本实施方式的钢中，为了提高耐蚀性，将W含量的上限设 定为1.0%。W含量优选为0.1～0.8%。

也可以进一步含有选自V：0.05～0.5%、Nb：0.01～0.15%以及Ti： 0.003～0.05%之中的1种以上。它们是氮化物生成倾向比Cr更大的元 素。V、Nb、Ti都可以根据需要添加，在微量含有的情况下，具有提高 耐蚀性的倾向。

V所形成的氮化物、碳化物在热加工以及钢材的冷却过程中生成， 具有提高耐蚀性的作用。作为其理由，虽然还不能充分确认，但可以认 为能够抑制700℃以下的铬氮化物的生成速度。为了改善该耐蚀性，优 选含有0.05%以上的V。如果含有超过0.5%的V，则生成粗大的V系 碳氮化物，从而使韧性劣化。因此，将V量的上限限定为0.5%。添加 时V含量优选为0.1～0.3%的范围。

Nb所形成的氮化物、碳化物在热加工以及钢材的冷却过程中生成， 具有提高耐蚀性的作用。作为其理由，虽然还不能充分确认，但可以认 为能够抑制700℃以下的铬氮化物的生成速度。为了改善该耐蚀性，优 选含有0.01%以上的Nb。另一方面，过剩的添加在热轧前的加热时以 未固溶析出物的方式析出，从而阻碍韧性。因此，将Nb含量的上限规 定为0.15%。添加时Nb含量的范围优选为0.03%～0.10%。

Ti是以极微量形成氧化物、氮化物、硫化物而使钢的凝固以及高温 加热组织的晶粒微细化的元素。另外，与V、Nb同样，Ti还具有置换 成铬氮化物中的铬的一部分的性质。通过含有0.003%以上的Ti，便可 以形成Ti的析出物。另一方面，如果在双相不锈钢中含有超过0.05% 的Ti，则能够生成粗大的TiN而阻碍钢的韧性。因此，将Ti含量的上 限规定为0.05%。Ti的优选含量为0.005～0.020%。

也可以进一步含有选自B：0.0050%以下、Mg：0.0030%以下以及 REM：0.10%以下之中的1种以上。为了进一步谋求热加工性的提高， 如下述那样对根据需要含有的B、Mg、REM进行限定。

B、Mg、REM都是改善钢的热加工性的元素，根据其目的优选添 加1种以上。B、Mg、REM的过剩添加均反而使热加工性以及韧性降 低。因此，将其含量的上限如以下那样规定。B量的上限为0.0050%。 Mg量的上限为0.0030%。REM量的上限为0.10%。优选的含量分别为 B：0.0005～0.0030%、Mg：0.0001～0.0015%、REM：0.005～0.05%。 在此，REM设定为La和Ce等镧系稀土类元素的含量的总和。

通过具有以上所说明的本实施方式的双相不锈钢的特征，便可以明 显改善含有Sn的通用型双相不锈钢的热制造性。

在铸坯的阶段，1000℃下的断裂颈缩值为70%以上。另外，通过对 该铸坯实施包括热加工的加工，便可以得到成品率良好且表面缺陷少的 双相不锈钢钢材。

实施例

（实施例1）

以下就合金节省型双相不锈钢的实施例进行说明。供试验用钢的化 学组成如表1～4所示。此外，表1中记载的成分以外的剩余部分包括 Fe以及不可避免的杂质元素。另外，关于表1～4所示的成分，没有记 载含量的部分表示处于杂质水平。REM是指镧系稀土类元素，REM的 含量表示这些元素的合计。表中的带下划线的数值表示在第1实施方式 所规定的范围外。

对于所有的钢，首先，制成厚度为100mm的铸坯，对其断裂颈缩 值进行了评价。评价采用如下的方法进行。首先，使用高频将φ8mm 的圆棒的平行部加热至1200℃。接着，使温度下降至进行断裂试验的温 度（1000℃）。在该温度下以20mm/秒的速度使其拉伸断裂，从而求出 断面的收缩率。将断裂颈缩值在70%以上的钢评价为A（good：好）， 将颈缩值在60%以上且低于70%的钢评价为B（fair：中），将颈缩值低 于60%的钢评价为C（bad：差），结果记载于表5、6中。

对铸坯进行热锻造而制成60mm厚的钢坯，将其作为热轧基材。热 轧采用如下的方法进行。加热至1150～1250℃的规定温度，接着采用实 验室的2段轧机，在以下的条件下实施热轧。首先，反复进行压下，将 板厚调整为25mm。接着，从1000℃开始进行精轧，在900℃实施最终 精轧，进行轧制使得最终板厚为12mm、板宽度为120mm，从而得到热 轧钢板。对所得到的热轧钢板在左右的耳部发生的裂边的最大值进行测 定，求出左右裂边的最大值之和。该裂边之和低于5mm的钢评价为A （good：好），将裂边之和为5～10mm的钢评价为B（fair：中），将裂 边之和超过10mm的钢评价为C（bad：差），结果如表5、6所示。

进而对该钢板采用如下的方法进行固溶处理。将钢板插入设定为 1000℃的热处理炉中，进行5分钟的均热处理。接着抽出钢板，然后水 冷至常温。

钢板的耐蚀性采用硫酸中的腐蚀速度进行了评价。

硫酸中的腐蚀速度采用如下的方法进行了测定。对于3mm厚 ×25mm宽×25mm长的试验片，在沸腾的5%的硫酸中实施6h的浸渍试 验。对浸渍前后的重量进行测定，求出重量的减少速度。将硫酸中的腐 蚀速度低于0.3g/m²·hr的钢评价为A（good：好），将硫酸中的腐蚀速 度为0.3～1g/m²·hr的钢评价为B（fair：中），将硫酸中的腐蚀速度在 1g/m²·hr以上的钢评价为C（bad：差），评价结果如表5、6所示。

使用在宽度方向采集的长夏比试验片，对冲击特性进行了测定。在 轧制方向以全尺寸加工2mm的V型缺口，从而制作出试验片。使用各 2个试验片在-20℃下实施试验，利用所得到的冲击值的平均值对冲击特 性进行了评价。将冲击值超过100J/cm²的钢评价为A（good：好），将 冲击值为50～100J/cm²的钢评价为B（fair：中），将冲击值低于50J/cm²的钢评价为C（bad：差），评价结果记载于表5、6中。

由表5、6所示的实施例可知，满足第1实施方式的条件的钢 No.1-1～1-33的热制造性、耐蚀性以及冲击特性良好。另一方面，不满 足第1实施方式的条件的钢No.1-A～1-U的热制造性、耐蚀性以及冲击 特性均较差。

由以上的实施例可知：根据第1实施方式，显然通过Sn的添加， 可以得到耐蚀性得以改善、热制造性良好且廉价的合金节省型双相不锈 钢。

（实施例2）

以下就通用型双相不锈钢的实施例进行说明。供试验用钢的化学组 成如表7～10所示。此外，表7～10中记载的成分的剩余部分包括Fe 以及不可避免的杂质元素。另外，关于表7～10所示的成分，没有记载 含量的部分表示处于杂质水平。REM是指镧系稀土类元素，REM的含 量表示这些元素的合计。表中的带下划线的数值表示在第2实施方式所 规定的范围外。

采用与实施例1同样的条件，进行了铸坯的制造、铸坯的断裂颈缩 值的评价、热轧基材的制造、对热轧基材的热轧的实施以及裂边的评价。 所得到的评价结果记载于表11、12中。

进而对该钢板采用如下的方法进行固溶处理。将钢板插入设定为 1050℃的热处理炉中，进行5分钟的均热处理。接着抽出钢板，然后水 冷至常温。

钢板的耐蚀性采用硫酸中的腐蚀速度进行了评价。

硫酸中的腐蚀速度采用如下的方法进行了测定。对于3mm厚 ×25mm宽×25mm长的试验片，在含有2000ppm的Cl离子、浓度为15%、 温度为40℃的硫酸中实施6h的浸渍试验。对浸渍前后的重量进行测定， 求出重量的减少速度。将硫酸中的腐蚀速度低于0.1g/m²·hr的钢评价 为A（good：好），将硫酸中的腐蚀速度为0.1～0.3g/m²·hr的钢评价为 B（fair：中），将硫酸中的腐蚀速度超过0.3g/m²·hr的钢评价为C（bad： 差），评价结果如表11、12所示。

采用与实施例1同样的条件，对冲击特性进行了测定。所得到的评 价结果记载于表11、12中。

由表11、12所示的实施例可知，满足第2实施方式的条件的通用 型双相不锈钢No.2-1～2-23的热制造性、耐蚀性以及冲击特性良好。另 一方面，不满足第2实施方式的条件的钢No.2-A～2-K以及2-M～2-T 的热制造性、耐蚀性以及冲击特性均较差。另外，比较例2-L虽然满足 特性，但大量含有Co，因而在成本方面较差。另外，比较例2-U为S31803 钢，其热制造性、耐蚀性以及制造性均良好。但是，Ni以及Mo的含量 较高，在第2实施方式作为目标的成本方面较差。

由以上的实施例可知：根据第2实施方式，已经明确通过Sn、Cu 的添加，可以得到耐蚀性得以改善、热制造性良好且廉价的通用型双相 不锈钢。

产业上的可利用性

根据第1、第2实施方式，可以提供耐蚀性得以改善且廉价的合金 节省型双相不锈钢材以及通用型双相不锈钢材。该双相不锈钢材在可以 作为海水淡化设备、运输船的罐类、各种容器等使用的产业上将作出极 大的贡献。