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CN103370436B - 双相不锈钢及其制造方法 - Google Patents

双相不锈钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供具有高强度和高韧性的双相不锈钢。本发明的双相不锈钢具有：下述化学组成，即按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.0100%以下、Cu：超过2.00%且为4.00%以下、Ni：4.00～8.00%、Cr：20.0～30.0%、Mo：0.50%以上且不足2.00%、N：0.100～0.350%以及sol.Al：0.040%以下，剩余部分由Fe和杂质组成；和铁素体率为30～70%、前述铁素体的硬度为300Hv10gf以上的组织。

Description

双相不锈钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及双相不锈钢及其制造方法，更详细而言，涉及作为管线管用的钢材合适的双相不锈钢及其制造方法。
背景技术
由油田、天然气田产出的石油和天然气含有伴生气。伴生气含有二氧化碳(CO2)和硫化氢(H2S)等腐蚀性气体。管线管在输送石油、天然气的同时，运送上述伴生气。因此，对于管线管而言，应力腐蚀裂纹(StressCorrosionCracking：SCC)、硫化物应力腐蚀裂纹(SulfideStressCracking：SSC)和成为壁厚减少的原因的全面腐蚀裂纹成为问题。因此，对于管线管用的不锈钢而言，要求优异的耐蚀性。双相不锈钢具有优异的耐蚀性。因此，双相不锈钢被用于管线管。
对于管线管用的双相不锈钢而言，除了要求上述耐蚀性之外，进一步还要求优异的屈服强度和韧性。以双相不锈钢的强度和韧性的提高作为目的的技术，公开于日本特开平10-60598号公报、日本特开平10-60526号公报、日本特开平7-268552号公报、日本特开平6-184699号公报、日本特开平6-145903号公报、日本专利第2726591号以及日本专利第3155431号。
日本特开平10-60598号公报和日本特开平10-60526号公报中公开的双相不锈钢含有2～6%的Mo和4～10%的W，进而含有1～4%的Cu。记载了双相不锈钢通过在480℃下进行时效热处理4小时而具有优异的强度。
日本特开平7-268552号公报中公开的双相不锈钢铸钢含有0.1～2%的C和2%以下的Cu。记载了双相不锈钢铸钢通过在600～700℃下进行析出硬化热处理而得到高的强度。
日本特开平6-184699号公报中公开的双相不锈钢由铸造材料形成。双相不锈钢含有0.5～4%的Cu和0.5～3%的W。记载了双相不锈钢通过在600～700℃下进行析出硬化热处理而分散微细的Nb碳氮化物、V碳氮化物。由此，能得到高的强度。
日本特开平6-145903号公报中公开的双相不锈钢由铸造材料形成。双相不锈钢含有0.5～4%的Cu、0.5～3%的W和0.1～0.5%的Ta。记载了Cu和W固溶于铁素体而将铁素体强化。Ta形成碳化物、微细分散在铁素体中，提高强度。由此，双相不锈钢具有优异的腐蚀疲劳强度。
日本专利第2726591号中公开的双相不锈钢含有1～4%的Cu和2%以下的W。记载了双相不锈钢通过600～700℃的析出强化处理，析出Cu而进行析出强化。由此，双相不锈钢具有优异的强度。
日本专利第3155431号中公开的双相不锈钢铸造部件含有2.6～3.5%的Cu，在480℃下进行时效热处理4小时。日本专利第3155431号中记载了通过Cu的析出强化，钢的强度提高。
发明内容
发明要解决的问题
但是，上述专利文献中记载的双相不锈钢有可能不能兼具优异的强度和优异的韧性。具体而言，对于日本特开平10-60598号公报和日本特开平10-60526号公报而言，有可能得不到优异的强度。进而，对于日本特开平10-60598号公报和日本特开平10-60526号公报而言，有可能由于碳化物的过量析出而得不到优异的韧性。对于日本特开平7-268552号公报、日本特开平6-184699号公报和日本专利第2726591号而言，有可能得不到优异的强度和韧性。对于日本特开平6-145903号公报而言，有可能由于Ta而形成粗大的碳化物，得不到优异的韧性。对于日本专利第3155431号而言，有可能得不到优异的强度。
本发明的目的在于，提供具有高强度和高韧性的双相不锈钢。
用于解决问题的方案
本发明的不锈钢具有：下述化学组成，即按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.0100%以下、Cu：超过2.00%且为4.00%以下、Ni：4.00～8.00%、Cr：20.0～30.0%、Mo：0.50%以上且不足2.00%、N：0.100～0.350%以及sol.Al：0.040%以下，剩余部分由Fe和杂质组成；和铁素体率为30～70%、前述铁素体的硬度为300Hv10gf以上的组织。
本发明的双相不锈钢具有高强度和高韧性。
上述双相不锈钢的化学组成可以含有选自以下的第一组～第三组中的至少一组中的一种或两种以上的元素来替代Fe的一部分，
第一组：V：1.50%以下
第二组：Ca：0.0200%以下、Mg：0.02%以下和B：0.0200%以下
第三组：稀土元素(REM)：0.2000%以下。
优选的是，对本发明的双相不锈钢在980～1200℃下进行固溶处理，进一步在460～630℃下进行时效热处理。
本发明的双相不锈钢钢材的制造方法具备下述工序：制造具有下述化学组成的双相不锈钢钢材的工序，所述化学组成为，按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.0100%以下、Cu：超过2.00%且为4.00%以下、Ni：4.00～8.00%、Cr：20.0～30.0%、Mo：0.50%以上且不足2.00%、N：0.100～0.350%以及sol.Al：0.040%以下，剩余部分由Fe和杂质组成；在980～1200℃下对所制造的双相不锈钢钢材进行固溶处理的工序；和在460～630℃下对经过固溶处理的双相不锈钢钢材进行时效热处理的工序。
附图说明
图1A为表示时效热处理温度与双相不锈钢的屈服强度的关系的图。
图1B为表示时效热处理温度与双相不锈钢的韧性的关系的图。
图2为表示时效热处理温度与双相不锈钢中的铁素体硬度及奥氏体硬度的关系的图。
具体实施方式
以下参照附图对本发明的实施方式进行详细说明。以下，元素的含量的“%”指的是质量%。
本发明人等进行了各种实验和详细研究，得到以下的发现。
(a)对于具有下述化学组成的双相不锈钢，在适当的温度下实施固溶处理后，在适当的温度下实施时效热处理，所述化学组成为，按质量%计含有C：0.030%以下、Si：0.20～1.00%、Mn：8.00%以下、P：0.040%以下、S：0.0100%以下、Cu：超过2.00%且为4.00%以下、Ni：4.00～8.00%、Cr：20.0～30.0%、Mo：0.50%以上且不足2.00%、N：0.100～0.350%以及sol.Al：0.040%以下，剩余部分由Fe和杂质组成。由此，在铁素体内析出许多微细Cu，双相不锈钢的强度提高。
(b)图1A为表示时效热处理温度(℃)与双相不锈钢的屈服强度(MPa)的关系的图。图1A通过以下的方法得到。
将具有与后述的表1中的钢A相同的化学组成的双相不锈钢熔炼。将熔炼了的双相不锈钢铸造而制造钢锭。将所制造的各钢锭加热至1250℃。对加热了的钢锭进行热锻而制造板材。将所制造的板材再次加热至1250℃。对加热了的板材进行热轧，制造多块钢板。轧制时的钢材的表面温度为1050℃。
在1070℃下对所制造的多块钢板实施固溶处理。此时，均热时间为5分钟。固溶处理后，在各种时效热处理温度下对多块钢板实施时效热处理。时效热处理的均热时间为30分钟。测定经过时效热处理的钢板的屈服强度(MPa)。此时，将基于ASTMA370的0.2%条件屈服强度定义为屈服强度(MPa)。基于所得到的屈服强度，制成图1A。
参照图1A，双相不锈钢的屈服强度的图GYS在时效处理温度550℃附近具有峰并且表现出凸的形状。更具体而言，直至时效热处理温度达到550℃为止，随着时效热处理温度的升高而屈服强度升高。另一方面，时效热处理温度超过550℃时，随着时效热处理温度的升高而屈服强度降低。如图1A所示，时效热处理温度为460～630℃时，双相不锈钢的屈服强度为550MPa以上。进而，时效热处理温度为480～600℃时，双相不锈钢的屈服强度为580MPa以上。
(c)图1B为表示时效热处理温度与利用0℃下的夏比冲击试验得到的双相不锈钢的吸收能(vE0)的关系的图。图1B通过以下的方法得到。由制成图1A时制造的各钢板采集实物尺寸的V缺口试验片(宽度10mm、厚度10mm、长度55mm、缺口深度2mm)。使用所采集的V缺口试验片，基于JISZ2242在0℃下实施夏比冲击试验，求出吸收能(vE0)。
参照图1B，双相不锈钢的吸收能vE0在时效热处理温度为630℃以下时，随着时效热处理温度的升高而缓慢降低。然而，时效热处理温度超过630℃时，随着时效热处理温度的升高而双相不锈钢的韧性急速降低。也就是说，吸收能vE0在时效热处理温度630℃附近具有拐点。并且，时效热处理温度为630℃以下时，吸收能vE0高、为100J以上。进而，时效热处理温度为600℃以下时，双相不锈钢的吸收能vE0为150J以上。
(d)图2为表示时效热处理温度与双相不锈钢中的铁素体相及奥氏体相的维氏硬度(Hv10gf)的关系的图。图2通过以下的方法得到。
由制成图1A时制造的各钢板采集组织观察用试样。对所采集的试样进行机械研磨后，对研磨了的试样在30%KOH溶液中进行电解蚀刻。使用光学显微镜观察经过蚀刻的试样表面，确认出铁素体相和奥氏体相。从所确认的铁素体相内选择任意的10点。对于所选择的10点，测定根据JISZ2244得到的维氏硬度。测定时的试验力为98.07N(硬度记号为“Hv10gf”)。从所测定的维氏硬度去除最大值和最小值，将剩下8点的平均定义为铁素体的硬度。同样地，从所确认的奥氏体相内选择任意的10点。对于所选择的10点，与铁素体相同样地测定维氏硬度。从所测定的维氏硬度去除最大值和最小值，将剩下8点的平均定义为奥氏体的硬度。
参照图2，铁素体相的硬度的图GFH具有与图1A所示的双相不锈钢的屈服强度相同的形状。具体而言，曲线GFH在时效处理温度550℃附近具有峰并且表现出凸的形状。并且，时效热处理温度为460～630℃时，铁素体相的硬度为300Hv10gf以上。进而，时效热处理温度为480～600℃时，铁素体相的硬度为315Hv10gf以上。另一方面，关于表示奥氏体相的硬度的图GAH，即使时效热处理温度升高，也大致恒定在245～250MPa。
(e)由以上的发现推定以下的事项。对具有上述化学组成的双相不锈钢实施时效热处理时，若时效热处理温度过低则钢中的铁素体率升高。这种情况下，在单位面积的铁素体中析出的Cu量少。因此，双相不锈钢的铁素体硬度变得过低(参照图2)，双相不锈钢的屈服强度降低(参照图1A)。另一方面，若时效热处理温度过高，则钢中的铁素体率降低，并且铁素体中的Cu固溶。因此，铁素体硬度降低(参照图2)。其结果，双相不锈钢的屈服强度降低(参照图1A)。进而，若时效热处理温度过高，则在钢中生成σ相、Mo碳化物和Cr碳化物，双相不锈钢的韧性降低(参照图1B)。
(f)若时效热处理温度为460～630℃，则钢中的铁素体率为30～70%，进而，在铁素体中析出充分量的微细Cu。因此，如图2所示，铁素体硬度达到300Hv10gf以上。其结果，如图1A所示，双相不锈钢的强度达到550MPa以上。进而，若在上述温度范围内，则可以抑制σ相、Mo碳化物、Cr碳化物的生成，因此如图1B所示，双相不锈钢的吸收能vE0达到100J以上。
(g)本发明的双相不锈钢中，Mo含量减少。进而不含有W。也就是说，本发明中，W为杂质。若实施时效热处理，则Mo、W易在钢中形成σ相等金属间化合物和碳化物。σ相以及Mo的碳化物和W的碳化物降低钢的韧性。因此，本发明中，使Mo含量低、W为杂质。
基于以上的发现，完成了本发明的双相不锈钢。以下对本发明的双相不锈钢进行说明。
[化学组成]
本发明的双相不锈钢具有以下的化学组成。
C：0.030%以下
碳(C)使奥氏体稳定化。另一方面，若含有过量的C，则易生成碳化物。Mo碳化物尤其降低钢的韧性。因此，C含量为0.030%以下。C含量的优选上限进而为0.020%，进一步优选的C含量为不足0.020%。
Si：0.20～1.00%
硅(Si)抑制焊接时的熔融金属的流动性的降低，抑制焊接缺陷的生成。另一方面，若含有过量的Si，则易生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，Si含量为0.20～1.00%。Si含量的优选上限进而为0.80%，进一步优选为0.65%。Si含量的优选下限进而为0.30%，进一步优选为0.35%。
Mn：8.00%以下
锰(Mn)将钢脱硫以及脱氧，提高钢的热加工性。Mn进而提高氮(N)的溶解度。另一方面，若含有过量的Mn则耐蚀性降低。因此，Mn含量为8.00%以下。Mn含量的优选上限进而为7.50%，进一步优选为5.00%。Mn含量的优选下限为0.03%，进一步优选为0.05%。
P：0.040%以下
磷(P)为杂质。P降低钢的耐蚀性和韧性。因此，优选P含量少。P含量为0.040%以下。优选的P含量为0.030%以下，进一步优选为0.020%以下。
S：0.0100%以下
硫(S)为杂质。S降低钢的热加工性。S进而形成硫化物。硫化物成为点腐蚀的产生起点，因此降低钢的耐点腐蚀性。因此，优选S含量少。S含量为0.0100%以下。优选的S含量为0.0050%以下，进一步优选为0.0010%以下。
Cu：超过2.00%且为4.00%以下
铜(Cu)强化钝态覆膜，提高包括耐SCC性的耐蚀性。Cu进而通过时效热处理而在铁素体中微细析出。析出了的Cu提高铁素体的硬度、提高钢的强度。Cu进而在大线能量焊接时也在母材中超微细析出，抑制铁素体/奥氏体相边界中的σ相的析出。另一方面，若含有过量的Cu，则钢的热加工性降低。因此，Cu含量超过2.00%且为4.00%以下。Cu含量的优选下限进而为2.20%，进一步优选为2.40%。
Ni：4.00～8.00%
镍(Ni)使奥氏体稳定化。Ni进而提高钢的韧性、提高钢的包括耐SCC性的耐蚀性。另一方面，若含有过量的Ni，则易生成以σ相为代表的金属间化合物。因此，Ni含量为4.00～8.00%。Ni含量的优选下限为4.20%，进一步优选为4.50%。Ni含量的优选上限为7.50%，进一步优选为7.00%。
Cr：20.0～30.0%
铬(Cr)提高钢的耐蚀性。Cr尤其提高钢的耐SCC性。另一方面，若含有过量的Cr，则生成以σ相为代表的金属间化合物。进而，生成Cr碳化物。σ相和Cr碳化物降低钢的韧性、也降低热加工性。因此，Cr含量为20.0～30.0%。Cr含量的优选下限为22.0%，进一步优选为24.0%。Cr含量的优选上限进而为28.0%，进一步优选为27.0%。
Mo：0.50%以上且不足2.00%
钼(Mo)提高钢的耐SCC性。另一方面，若含有过量的Mo，则生成以σ相为代表的金属间化合物。σ相降低钢的韧性、焊接性和热加工性。若含有过量的Mo，则进而生成Mo碳化物。Mo碳化物降低钢的韧性。因此，Mo含量为0.50%以上且不足2.00%。优选的Mo含量的下限为0.80%，进一步优选为1.00%。
N：0.100～0.350%
氮(N)为强力的奥氏体形成元素，提高钢的热稳定性和耐蚀性。本发明的双相不锈钢含有作为铁素体形成元素的Cr和Mo。若考虑到双相不锈钢内的铁素体量与奥氏体量的平衡，则N含量为0.100%以上。另一方面，若含有过量的N，则产生作为焊接缺陷的气孔。若含有过量的N，则进而在焊接时易生成氮化物，钢的韧性和耐蚀性降低。因此，N含量为0.100～0.350%。N含量的优选下限为0.120%，进一步优选为0.150%。
sol.Al：0.040%以下
铝(Al)将钢脱氧。另一方面，若含有过量的Al，则形成氮化铝(AlN)，降低钢的韧性和耐蚀性。因此，Al含量为0.040%以下。本说明书中所称的Al含量指的是酸可溶Al(sol.Al)的含量。本发明中，Al为必须元素。
Al含量的优选下限为0.003%，进一步优选为0.005%。Al含量的优选上限为0.035%，进一步优选为0.030%。
本发明的双相不锈钢的剩余部分由Fe和杂质组成。在此所称的杂质指的是作为钢的原料利用的矿石、废料、或由于制造工序的各种主要原因而混入的元素。需要说明的是，本发明中，W为杂质。实施时效热处理时，W促进σ相的生成。W进而形成碳化物。σ相和W碳化物降低钢的韧性。因此，本发明中，W为杂质，W含量为0.1%以下。
[关于选择元素]
本发明的双相不锈钢的化学组成可以含有选自以下的第一组～第三组中的至少一组中的一种或两种以上的元素来替代Fe的一部分。也就是说，第一组～第三组的元素为根据需要可以含有的选择元素。
第一组：V：1.50%以下
第二组：Ca：0.0200%以下、Mg：0.02%以下和B：0.0200%以下
第三组：稀土元素(REM)：0.2000%以下
以下对这些选择元素进行详细说明。
[第一组]
V：1.50%以下
钒(V)为选择元素。V提高双相不锈钢的耐蚀性，尤其是提高酸性环境下的耐蚀性。更具体而言，若含有Mo和Cu的同时含有V则钢的耐裂隙腐蚀性提高。另一方面，若含有过量的V，则钢中的铁素体量过量地增加，钢的耐蚀性降低。因此，V含量为1.50%以下，优选不足1.50%。若V含量为0.05%以上，则能显著地得到上述效果。但是，即使V含量不足0.05%也能得到某种程度的上述效果。V含量的优选上限进而为0.50%，进一步优选为0.10%。
[第二组]
Ca：0.0200%以下
Mg：0.02%以下
B：0.0200%以下
钙(Ca)、镁(Mg)和硼(B)均为选择元素。Ca、Mg和B均固定钢中的S和O(氧)，从而提高钢的热加工性。本发明的双相不锈钢的S含量少。因此，即使不含有Ca、Mg和B，钢的热加工性也高。但是，例如通过斜轧法制造无缝钢管时，有时要求进一步高的热加工性。若含有选自由Ca、Mg和B组成的组中的一种或两种以上，则能得到进一步高的热加工性。
另一方面，若含有过量的Ca、Mg和B中的一种或两种以上，则非金属夹杂物(Ca、Mg和B的氧化物和硫化物等)增加。非金属夹杂物成为点腐蚀的起点，因此钢的耐蚀性降低。因此，Ca含量为0.0200%以下，Mg含量为0.02%以下，B含量为0.0200%以下。
为了显著地得到上述效果，优选Ca、Mg和B中的至少一种的含量或两种以上的总含量为S(质量%)+1/2×O(质量%)以上。但是，即使含有少量的Ca、Mg和B中的至少一种或两种以上，也能得到某种程度的上述效果。
含有Ca、Mg和B中的两种时，这些元素的总含量为0.04%以下。含有Ca、Mg和B全部时，这些元素的总含量为0.06%以下。
[第三组]
稀土元素(REM)：0.2000%以下
稀土元素(REM)为选择元素。REM与Ca、Mg和B同样地固定钢中的S和O(氧)，提高钢的热加工性。另一方面，若含有过量的REM，则非金属夹杂物(稀土元素的氧化物和硫化物等)增加，钢的耐蚀性降低。因此，REM含量为0.2000%以下。为了显著地得到上述效果，优选REM含量为S(质量%)+1/2×O(质量%)以上。但是，若含有少量的REM，则也能得到某种程度的上述效果。
REM指的是包括镧系元素的15种元素以及Y和Sc的总称。含有这些元素中的一种或两种以上。REM的含量指的是上述中的一种或两种以上的元素的总含量。
[组织]
本发明的双相不锈钢的组织由铁素体和奥氏体形成，剩余部分为析出物和夹杂物。
本发明的双相不锈钢的组织中，铁素体率为30～70%。在此，铁素体率指的是铁素体面积率，通过以下的方法测定。由双相不锈钢的任意部位采集试样。对所采集的试样进行机械研磨后，对研磨了的试样在30%KOH溶液中进行电解蚀刻。使用光学显微镜观察经过蚀刻的试样表面。此时，铁素体率通过根据ASTME562的点计数法测定。
进而，铁素体的硬度为300Hv10gf以上。在此，铁素体的硬度通过以下的方法确定。在上述组织观察中使用的试样中，选择任意的铁素体内的10点。对于所选择的10点，测定根据JISZ2244得到的维氏硬度。测定时的试验力为98.07N(硬度记号为“Hv10gf”)。从所测定的维氏硬度去除最大值和最小值，将剩下8点的平均定义为铁素体的硬度。
铁素体率不足30%时，双相不锈钢得不到充分的屈服强度。具体而言，双相不锈钢的屈服强度不足550MPa。另一方面，铁素体率超过70%时，双相不锈钢的韧性过低。因此，铁素体率的上限为70%。
进而，即使铁素体率处于30～70%的范围内，若Cu不在铁素体内充分析出，则双相不锈钢也得不到充分的屈服强度。具体而言，即使铁素体率为30～70%，若铁素体硬度不足300Hv10gf，则双相不锈钢的屈服强度也会不足550MPa。
若铁素体率为30～70%并且铁素体硬度为300Hv10gf以上，则在铁素体内析出充分量的Cu。因此，双相不锈钢具有优异的强度。进而，若铁素体率为30～70%，则双相不锈钢具有优异的韧性。铁素体率为30～70%并且铁素体硬度为300Hv10gf以上时，双相不锈钢的屈服强度为550MPa以上，吸收能vE0为100J以上。
优选铁素体硬度为315Hv10gf以上。这种情况下，双相不锈钢的屈服强度为580MPa以上。
[制造方法]
将具有上述化学组成的双相不锈钢熔炼。双相不锈钢可以通过电炉熔炼、或通过Ar-O2混合气体底吹脱碳炉(AOD炉)熔炼。另外，双相不锈钢也可以通过真空脱碳炉(VOD炉)熔炼。熔炼了的双相不锈钢可以通过铸锭法制造为钢锭、或通过连续铸造法制造为铸坯(板坯、大方坯或小方坯)。
使用所制造的钢锭或铸坯，制造双相不锈钢钢材。双相不锈钢钢材例如为双相不锈钢钢板、双相不锈钢钢管。
双相不锈钢钢板例如通过以下的方法制造。对所制造的钢锭或板坯进行热加工，制造双相不锈钢钢板。热加工例如为热锻、热轧。
双相不锈钢钢管例如通过以下的方法制造。对所制造的钢锭、板坯或大方坯进行热加工从而制造小方坯。对所制造的小方坯进行热加工，制造双相不锈钢钢管。热加工例如为利用曼内斯曼法的穿轧。作为热加工，可以实施热挤出或热锻。所制造的双相不锈钢钢管可以为无缝管或焊接钢管。
双相不锈钢钢管为焊接钢管时，例如对上述双相不锈钢钢管实施弯曲加工，形成开缝管。将开缝管的长度方向的两端面通过埋弧焊法等周知的焊接法焊接，制造焊接钢管。
对于所制造的双相不锈钢钢材实施固溶处理。具体而言，将双相不锈钢钢材装入到热处理炉，在980～1200℃的固溶处理温度下进行均热。均热后，通过水冷等将双相不锈钢骤冷。固溶处理中的优选的均热时间为2～60分钟。
固溶处理后，对双相不锈钢钢材实施时效热处理。具体而言，将双相不锈钢钢材装入到热处理炉。然后，在460～630℃的时效热处理温度下进行均热。均热后，将双相不锈钢空气冷却。时效热处理中的优选的均热时间为2～60分钟。
若在以上条件下实施固溶热处理和时效热处理，则双相不锈钢的铁素体率得到调整、达到30～70%。进而，铁素体硬度达到300Hv10gf以上。其结果，双相不锈钢得到优异的屈服强度和韧性。
优选的固溶处理温度为1050～1150℃，并且优选的时效热处理温度为480～600℃。这种情况下，铁素体率达到35～55%，铁素体硬度达到315Hv10gf以上。其结果，双相不锈钢的屈服强度达到580MPa以上。进一步优选的时效热处理温度高于480℃且为600℃以下，进一步优选为500～600℃。
实施例
使用150kg的容量的真空熔化炉将具有各种化学组成的双相不锈钢熔炼。使用熔炼了的双相不锈钢，通过各种制造条件制造多块双相不锈钢钢板。调查所制造的钢板的屈服强度和韧性。
[调查方法]
将具有表1所示的钢A～钢F和钢X～钢Z的化学组成的双相不锈钢熔炼。
表1中的化学组成栏中示出各钢A～钢F、钢X～钢Z的钢中的元素的含量(质量%)。各钢种类编号的化学组成的表1中记载的元素以外的剩余部分为Fe和杂质。表中的“-”表示所对应的元素含量为杂质水平。
钢A～钢F的化学组成处于本发明的化学组成的范围内。另一方面，钢X～钢Z的化学组成处于本发明的化学组成的范围之外。具体而言，钢X的Cr含量不足本发明的Cr含量的下限。钢Y的Cu含量不足本发明的Cu含量的下限。钢Z的Cu含量不足本发明的Cu含量的下限。而钢Z的Mo含量超过本发明的Mo含量的上限。
将熔炼了的双相不锈钢铸造，制造钢锭。将所制造的钢锭加热至1250℃。对加热了的钢锭进行热锻，制造板材。将所制造的板材再次加热至1250℃。对加热了的板材进行热轧，制造厚度15mm的多块钢板。轧制时的钢材的表面温度为1050℃。
对于所制造的多块的钢板实施固溶处理和时效热处理，制造表2的试验编号1～15的钢板。
对于各试验编号的钢板实施固溶处理。固溶处理温度(℃)如表2所示，均热时间对于任一试验编号而言均为5分钟。更具体而言，将各钢板装入到热处理炉后，在表2所示的固溶处理温度(℃)下保持5分钟。然后，从热处理炉取出各钢板，水冷至钢板的表面温度为常温(25℃)。
实施固溶处理后，对钢板实施时效热处理。时效热处理温度(℃)如表2所示，均热时间对于任一试验编号而言均为30分钟。更具体而言，将各钢板装入到热处理炉后，在表2所示的时效热处理温度(℃)下保持30分钟。然后，从热处理炉取出各钢板，空气冷却至钢板的表面温度为常温(25℃)。
[铁素体率的测定]
各试验编号的钢板的铁素体率通过以下的方法求得。由各钢板采集组织观察用的试验片。对所采集的试验片进行机械研磨，对研磨了的试验片在30%KOH溶液中进行电解蚀刻。使用光学显微镜(400倍)观察蚀刻后的试样表面。此时，所观察的区域的面积为约2000μm2。在所观察的区域内求得铁素体率(%)。铁素体率通过根据ASTME562的点计数法求得。
[铁素体硬度测定试验]
各试验编号的钢板的铁素体硬度通过以下的方法确定。在上述组织观察用的试验片的观察区域中，选择任意的铁素体内的10点。对于所选择的各点，测定根据JISZ2244得到的维氏硬度。测定时的试验力为98.07N。从所测定的维氏硬度去除最大值和最小值，将剩下8点的平均定义为铁素体硬度(Hv10gf)。
[屈服强度和拉伸强度试验]
由各试验编号的钢板采集圆棒拉伸试验片。圆棒拉伸试验片的外径为6.35mm、平行部长度为25.4mm。平行部在钢板的轧制方向上延伸。对于所采集的圆棒试验片，在常温下实施拉伸试验，求得屈服强度YS(MPa)和拉伸強度TS(MPa)。将基于ASTMA370的0.2%条件屈服强度定义为屈服强度YS(MPa)。
[韧性试验]
作为韧性试验，实施夏比冲击试验。由各钢板采集实物尺寸的V缺口试验片(宽度10mm、厚度10mm、长度55mm、缺口深度2mm)用于夏比冲击试验。使用所采集的V缺口试验片，基于JISZ2242，在0℃下实施夏比冲击试验，求出吸收能(vE0)。
[调查结果]
试验结果如表2所示。表2中的“铁素体率”栏中记载各试验编号的铁素体率(%)。“铁素体硬度”栏中记载各试验编号的铁素体硬度(Hv10gf)。“YS”栏中记载各试验编号的屈服强度(MPa)。“TS”栏中记载各试验编号的拉伸强度(MPa)。“vE0”栏中记载各试验编号的0℃下的吸收能(J)。
参照表2，试验编号1～8的钢板的化学组成处于本发明的范围内。进而，试验编号1～8的钢板的固溶处理温度和时效热处理温度处于本发明的范围内。因此，试验编号1～8的钢板的铁素体率处于30～70%的范围内，并且铁素体硬度均为300Hv10gf以上。其结果，试验编号1～8的钢板的屈服强度YS为550MPa以上，更详细而言，为580MPa以上。进而，试验编号1～8的钢板的0℃下的吸收能vE0为100J以上。
另一方面，试验编号9的钢板的化学组成虽然处于本发明的范围内，但是，时效热处理温度为450℃，低于本发明的时效热处理温度的下限。因此，试验编号9的钢板的屈服强度Ys不足550MPa。推定这是因为，由于时效热处理温度过低，未析出对于提高铁素体整体的强度而言充分的Cu量。
试验编号10的钢板的化学组成虽然处于本发明的范围内，但是，时效热处理温度为700℃，超过本发明的上限。因此，试验编号10的钢板的铁素体硬度不足300Hv10gf，屈服强度Ys为550MPa以下。推定这是因为，由于时效热处理温度过高，Cu固溶于铁素体，Cu析出量低。
进而，试验编号10的钢板的吸收能vE0不足100J。推定这是因为，由于时效热处理温度过高，析出大量的σ相和Mo碳化物、Cr碳化物。
试验编号11的钢板的Cr含量不足本发明的Cr含量的下限。因此，铁素体率不足30%，屈服强度YS不足550MPa。推定由于铁素体率过少，屈服强度YS低。
试验编号12的钢板的Cu含量不足本发明的Cu含量的下限。因此，铁素体硬度不足300Hv10gf，屈服强度Ys不足550MPa。推定由于Cu含量过少，铁素体中的Cu析出量少。
试验编号13的钢板的Cu含量不足本发明的Cu含量的下限。进而，试验编号13的钢板的Mo含量超过本发明的Mo含量的上限。因此，屈服强度Ys不足550MPa，吸收能vE0不足100J。推定由于Cu含量过少，Cu析出量少，屈服强度YS低。进而推定，由于Mo含量过多，析出大量的σ相和Mo碳化物，韧性低。
试验编号14的钢板的化学组成处于本发明的范围内，并且固溶处理温度也处于本发明的范围内。但是，对于试验编号14的钢板而言，未实施时效热处理。因此，铁素体硬度不足300Hv10gf，屈服强度Ys不足550MPa。
试验编号15的钢板的化学组成虽然处于本发明的范围内，但是时效热处理温度为700℃，超过本发明的上限。因此，试验编号15的钢板的铁素体率不足30%，铁素体硬度不足300Hv10gf，屈服强度不足550MPa。推定由于时效热处理温度过高、铁素体率过少，不能满足目标性能。
以上对本发明的实施方式进行了说明，但是上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因而，本发明不被上述实施方式限定，在不脱离其主旨的范围内，可以将上述实施方式适当变形来实施。
产业上的可利用性
本发明的双相不锈钢能够广泛适用于要求高强度和高韧性的领域。尤其是本发明的双相不锈钢能够适用作管线管用的钢材。

Claims (8)

1.一种双相不锈钢，其具有：下述化学组成，即按质量％计含有C：0.030％以下、Si：0.20～1.00％、Mn：8.00％以下、P：0.040％以下、S：0.0100％以下、Cu：超过2.00％且为4.00％以下、Ni：4.50～8.00％、Cr：20.0～30.0％、Mo：0.50％以上且不足2.00％、N：0.100～0.350％以及sol.Al即酸可溶Al：0.040％以下，剩余部分由Fe和杂质组成；和
铁素体率为35～55％、所述铁素体的硬度为315Hv10gf以上的组织，
屈服强度为580MPa以上，
通过JISZ2242中规定的实物尺寸V缺口试验片测定得到的0℃下的夏比冲击值为150J以上。
2.根据权利要求1所述的双相不锈钢，其中，所述化学组成含有V：1.50％以下来替代所述Fe的一部分。
3.根据权利要求1所述的双相不锈钢，其中，所述化学组成含有选自由Ca：0.0200％以下、Mg：0.02％以下和B：0.0200％以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
4.根据权利要求2所述的双相不锈钢，其中，所述化学组成含有选自由Ca：0.0200％以下、Mg：0.02％以下和B：0.0200％以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的双相不锈钢，其中，所述化学组成含有稀土元素：0.2000％以下来替代所述Fe的一部分。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的双相不锈钢，其在980～1200℃下进行固溶处理，进一步在高于480℃且600℃以下的温度以及2～60分钟的均热时间下进行时效热处理。
7.根据权利要求5所述的双相不锈钢，其在980～1200℃下进行固溶处理，进一步在高于480℃且600℃以下的温度以及2～60分钟的均热时间下进行时效热处理。
8.一种双相不锈钢钢材的制造方法，其具备下述工序：
制造具有下述化学组成的双相不锈钢钢材的工序，所述化学组成为，按质量％计含有C：0.030％以下、Si：0.20～1.00％、Mn：8.00％以下、P：0.040％以下、S：0.0100％以下、Cu：超过2.00％且为4.00％以下、Ni：4.50～8.00％、Cr：20.0～30.0％、Mo：0.50％以上且不足2.00％、N：0.100～0.350％以及sol.Al即酸可溶Al：0.040％以下，剩余部分由Fe和杂质组成；
在980～1200℃下对所制造的所述双相不锈钢钢材进行固溶处理的工序；和
在高于480℃且600℃以下的温度以及2～60分钟的均热时间下对经过固溶处理的所述双相不锈钢钢材进行时效热处理的工序。
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