低温韧性优异的双相不锈钢

摘要

本发明的课题在于，提供抑制作为有害的析出物的Al氮化物、Cr氮化物两者的析出风险、且低温韧性优异的双相不锈钢。解决问题的手段是双相不锈钢，其以下述质量%计，满足并含有C：0.001~0.030%、Si：0.05~0.5%、S：0.002%以下、Ni：6~7.5%、Cr：23~26%、Mo：2~4.0%、N：0.20~0.40%、Al：0.005~0.03%、Mn：0.05~0.3%和B：0.0001~0.0050%，余量由Fe和不可避免的杂质组成，且以JIS Z2242中规定的冲击值的值在‑46±2℃下达到87.5J/cm2以上的方式进行调整而成。

权利要求

1.双相不锈钢，其特征在于，以下述质量％计，满足并含有C：0.001～0.030％、Si：0.05～0.5％、S：0.002％以下、Ni：6～7.5％、Cr：23～26％、Mo：2～4.0％、N：0.20～0.40％、Al：

0.005～0.03％、Mn：0.05～0.3％和B：0.0001～0.0050％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，且以JIS Z2242中规定的冲击值的值在-46±2℃下达到87.5J/cm2以上的方式进行调整而成，在金属组织中，在1mm2的任意视野中存在的颗粒的长度为3μm以上的Al氮化物的个数为

200个以下，且各自以低于0.1μm的间隔以长度1μm以上而连续的Cr氮化物的延伸长度为

2000μm以下。

2.根据权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，在上述Al、N、Mo、Cr、Ni的关系中，满足下述式；

[％Al]×[％N]≤(-22.78×[％Mo]-5×[％Cr]-3.611×[％Ni]+323)×10-4且在Cr、Mo、N、Ni、Mn的关系式中，满足下述式；

([％Cr]+6.5534×[％Mo])2×[％N]≤-215.6×[％Ni]+1708.3×[％Mn]+2150。

3.根据权利要求2所述的双相不锈钢，其特征在于，含有W：0.01～0.70％、Cu：0.01～

0.90％之中的1种或2种。

4.根据权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，含有W：0.01～0.70％、Cu：0.01～

0.90％之中的1种或2种。

说明书

低温韧性优异的双相不锈钢

技术领域

[0001] 本发明涉及低温韧性优异的高耐腐蚀双相不锈钢，具体而言，涉及将Al、N、Cr、Ni、Mo、Mn控制为适当范围的高耐腐蚀双相不锈钢。

背景技术

[0002] 双相不锈钢是以铁为基础且含有Cr、Mo、Ni、N的钢种。作为该合金的特征，特别是对于海水环境等氯化物环境的耐点蚀性优异，此外，对于重量的强度也比奥氏体系不锈钢、铁素体系不锈钢更优异。因此，在赋予必要的强度的情况下，能够制成薄壁，能够容易地实现产品的轻量化、小型化。进一步，双相不锈钢的Ni含量为8%以下左右这一较低浓度，因此较廉价，经济性优异。而且，熔接性也良好，因此被广泛用作海水环境、油井相关的结构物、海水淡水化装置的热交换器、此外近年来油井用脐带管等要求高耐腐蚀性的环境中使用的材料。

[0003] 在海底油井用途等中，在供于极北等纬度高的设施地域的情况下，材料所暴露的环境的温度有时达到冰点以下。因此，在极低温下，也要求示出高韧性。

[0004] 然而，双相不锈钢与常规的奥氏体系不锈钢相比，相稳定性差，因此具有以Cr、Al、N作为主体的硬且脆的氮化物容易析出的特征。以这些AlN、Cr2N为代表的氮化物析出的情况下，特别是使低温下的材料的韧性降低，此外在氮化物的周围，缺少有助于耐腐蚀性的Cr、Mo、N，因此耐腐蚀性降低。该特征随着Al、N的增加，为了提高耐腐蚀性而添加的元素、即Cr、Mo等的含量越多，则越变得显著。

[0005] 这些氮化物与公知作为双相不锈钢中有害的金属间化合物的σ相相比，在短时间内析出，特别是在壁厚厚的材料的中心部、水冷困难的熔接后的组织中，即使在按照水冷的高冷却速度下，有时也难以避免。

[0006] 因此，迄今提出了各种各样的合金成分，研究了改变热处理条件、冷却条件等，提出了通过进行组织控制，确保低温下的韧性。

[0007] 例如，专利文献1中，在双相不锈钢的无缝钢管的制造方法中，通过在形成铁素体单相的温度起-300 +100℃的范围内进行热加工，在铁素体相中蓄积应变，接着，将外表面~以1.0℃/sec以上的冷却速度冷却至奥氏体析出的温度区域、并保持，由此实现组织的微细化，进一步在其后实施适当的固溶体热处理、或者淬火回火热处理，由此得到低温韧性优异的无缝钢管。

[0008] 此外，专利文献2中，提出了通过使Cr的含量仅为20 25%，且含有0.5 2.0%的Mn，提~ ~高N的溶解度，从而提供低温韧性优异的双相不锈钢管。

[0009] 现有技术文献

[0010] 专利文献

[0011] 专利文献1：日本专利第6008062号公报

[0012] 专利文献2：日本专利第6303851号公报。

[0013] 然而，专利文献1中记载的技术中，在大量含有Al或N的情况下，AlN的析出温度显著变高，与铁素体单相温度相比，AlN的析出温度更高，仅通过上述热加工和冷却的温度控制，难以避免AlN的析出。

[0014] 另一方面，专利文献2中记载的技术中，Mn是促进作为硬且脆的有害的金属间化合物的σ相的析出的元素。特别是，对于大量含有Cr、Mo、N、且由这些含量以[mass%Cr]+3.3[mass%Mo]+16[mass%N]形式求出的耐点蚀当量PRE(Pitting Resistance Equivalent)大于40的一般被称为超级双相不锈钢的高耐腐蚀双相不锈钢，因Mn而导致的σ相的析出得到显著促进，因此在实用的制造步骤或者加工、使用时，难以完全避免σ相的析出，存在具有韧性受损、或者无法得到规定的耐腐蚀性的风险的问题。

发明内容

[0015] 发明要解决的课题

[0016] 本发明是针对上述那样的问题而做出的，本发明的目的在于，提供抑制作为有害的析出物的Al氮化物、Cr氮化物两者的析出风险、且低温韧性优异的双相不锈钢。

[0017] 用于解决课题的手段

[0018] Cr和Mo是[Cr,Mo]2N的构成元素，因此过度添加这些会促进Cr氮化物的析出，降低低温韧性。此外，如果增加在铁素体相或者奥氏体相中固溶的Ni量，则能够提高韧性，但过度添加Ni会减少钢中的铁素体相比例。铁素体相中的N的固溶极限小，因此在铁素体相中与达到过饱和的Cr结合而析出Cr氮化物，降低低温韧性。Mn提高N的溶解度，因此抑制Cr氮化物的析出，但促进σ相的析出，故而由此而提高了韧性降低的风险。此外，Mo、Cr、Ni促进Al氮化物的析出，这也降低了低温韧性。然而，Ni、Cr、Mo、N的元素是提高耐腐蚀性的基本元素，因此期望以尽可能在高浓度含有这些的同时、抑制Cr氮化物、Al氮化物的方式，得到化学组成的调和。

[0019] 为了解决上述课题，本发明人反复进行了深入研究。其结果是发现，在以Ni：6 7.5~质量%、Cr：23 26质量%、Mo：2 4.0质量%、Mn：0.05 0.3质量%的化学成分为基础、具有铁素体~ ~ ~
相和奥氏体相的组织中，为了得到良好的低温韧性，重要的是限制Al氮化物的个数和Cr氮化物的延伸长度。进一步，发明人反复进行研究，发现了在Al氮化物、Cr氮化物的析出抑制中Al、N、Cr、Mo、Mn的关系达到适当的范围和这些元素的关系性。进一步，针对微量添加的其他元素的含量，也确定了其范围。

[0020] 本发明的高耐腐蚀双相不锈钢基于上述见解而做出，其特征在于，以下述质量%计，含有C：0.001 0.030%、Si：0.05 0.5%、S：0.002%以下、Ni：6 7.5%、Cr：23 26%、Mo：2~ ~ ~ ~ ~4.0%、N：0.20 0.40%、Al：0.005 0.03%、Mn：0.05 0.3%和B：0.0001 0.0050%，余量由Fe和不~ ~ ~ ~
可避免的杂质组成，JIS Z2242中规定的冲击值的值在-46±2℃下为87.5J/cm2以上。

[0021] 本发明中，优选的方式是，进一步以下述方式含有：在上述Al、N、Mo、Cr、Ni的关系中，满足下述式：

[0022] [%Al]×[%N]≤(-22.78×[%Mo]-5×[%Cr]-3.611×[%Ni]+323)×10-4

[0023] 且在Cr、Mo、N、Ni、Mn的关系式中，满足下述式：

[0024] ([%Cr]+6.5534×[%Mo])2×[%N]≤-215.6×[%Ni]+1708.3×[%Mn]+2150。

[0025] 此外，本发明中，优选的方式是，在金属组织中，在1mm2的任意视野中存在的颗粒长度为3μm以上的Al氮化物的个数为200个以下，且各自以低于0.1μm的间隔以长度1μm以上而连续的Cr氮化物的延伸长度为2000μm以下。

[0026] 进一步、本发明中，优选的方式是，含有W：0.01 0.70%、Cu：0.01 0.90%之中的1种~ ~或2种。

附图说明

[0027] 图1是示出Cr氮化物和Al氮化物的析出情况的示意图。

具体实施方式

[0028] 以下，针对本发明中的各元素的成分组成、用于抑制Al氮化物、Cr氮化物析出的Al、N、Cr、Mo、Mn的关系式、和单位面积中的Al氮化物个数、Cr氮化物的延伸长度进行说明。

[0029] 本发明的双相不锈钢以各自记载的范围含有以下记载的各元素，余量由Fe和不可避免的杂质组成。不可避免的杂质是指在工业上制造双相不锈钢时，因各种各样的原因而混入的物质，因此在本发明中在不造成负面影响的范围内是可接受的。应予说明，本发明中，在没有特别说明的情况下，“%”表示“质量%”。

[0030] C：0.001 0.030%~

[0031] C是对于使奥氏体相稳定化而言的有效的元素，是析出碳化物、降低耐点蚀性的元素，因此含量的上限值优选为0.030%、特别优选为0.025%以下。另一方面，下限值在防止强度的降低方面，优选为0.001%以上。

[0032] Si：0.05 0.5%~

[0033] Si是作为脱氧剂、脱硫材料而添加的元素。此外，Si提高熔液的流动性，因此是使熔接性良好的元素。但是，在过量含有Si的情况下，促进了σ相的析出。因此，Si的含量的上限值从抑制σ相等金属间化合物的析出的观点出发，优选为0.5%以下、特别优选为0.35%以下。对于下限值，在发挥作为脱氧剂的效果方面，优选为0.05%以上。为了切实得到因Si而导致的脱氧效果，此外确保熔接时的熔液的流动性为良好，更优选的下限值为0.15%以上。

[0034] S：0.002%以下

[0035] S是在钢中不可避免地混入的杂质元素，具有使钢的热加工性劣化、降低韧性的作用。此外，形成硫化物，形成点蚀的起点，因此对耐腐蚀性发挥有害作用。因此，S含量尽可能少为佳，上限值期望为0.002%。更优选为0.0015%以下。但是，S即使微量含有也显著提高熔融时的熔液的流动性，因此也是使熔接性达到良好的元素。据此，S没有特别限定，从得到良好的熔接性的观点出发，优选含有0.0001%以上。应予说明，S通过利用Al、Si的添加而进行脱硫，从而调整为本发明的范围。

[0036] Mn：0.01 0.30%~

[0037] Mn是奥氏体生成元素，因此对于调整奥氏体相与铁素体相的比例而言是有效的。此外，Mn通过MnS的形成而固定S，因而是对于提高热加工性而言有效的元素。进一步，Mn具有提高N的溶解度的作用，因此对于抑制Cr2N的析出而言是有效的。因此，Mn含有0.01%以上。为了切实得到这些效果，更优选含有0.1%以上。但是，如前所述，过度的Mn的固溶促进σ相的析出，由此降低了韧性和耐腐蚀性。进一步，在过度含有Mn的情况下，即使是极微量的S也形成MnS，成为点蚀的起点，由此使耐腐蚀性劣化。因此，Mn的含量的上限值从抑制σ相的析出、抑制韧性的降低、此外防止耐点蚀性的降低的观点出发，需要为0.3%以下。优选为
0.28%以下、特别优选为0.25%以下。

[0038] Ni：6 7.5%~

[0039] Ni是奥氏体生成元素，是为了将双相不锈钢的铁素体相与奥氏体相的相比保持良好而不可缺少的。此外，Ni抑制活性区域的溶解，进一步提高氮的溶解度，因此是对于耐腐蚀性而言有效的元素。因此，对于下限值，为了保持奥氏体相、奥氏体相的平衡，得到规定的耐腐蚀性，优选为6%以上。但是，在过度含有Ni的情况下，促进σ相的析出，使韧性劣化，同时奥氏体相的比例大于70%的情况下，作为双相不锈钢无法保持良好的相平衡，使耐腐蚀性劣化。此外，铁素体相中的N的固溶极限小，因而在铁素体相中与达到过饱和的Cr结合而析出Cr氮化物，降低低温韧性。因此，Ni的含量的上限值优选为7.5%。更优选的上限为7%以下。

[0040] Cr：23 26%~

[0041] Cr是铁素体生成元素，此外是为了提高耐点蚀性的必须的元素。但是，过度含有Cr会促进Cr氮化物的析出，降低低温韧性。进一步，Cr促进σ相的析出，这也使韧性劣化。因此，Cr的含量的上限值优选为26%，从防止铁素体相的过度增加、维持双相组织的观点出发，特别优选为25.8%以下。另一方面，Cr的含量的下限值从得到规定的耐点蚀性的观点出发，优选为23%以上。对于更优选的Cr含量的范围，在维持因含有Cr而得到的耐腐蚀性、且将铁素体相、奥氏体相的平衡保持为良好方面，为24 25.8%、特别优选为25.0 25.8%的范围。~ ~

[0042] Mo：2 4.0%~

[0043] Mo是与Cr、N等同样地提高耐点蚀性的元素。但是，在过度含有Mo的情况下，制成[Cr,Mo]2N，促进氮化物的析出，进一步还促进σ相的析出而使韧性劣化。因此，Mo的含量的上限值优选为4.0%，下限值从得到必要的耐腐蚀性的观点出发，优选为3%以上。进一步优选Mo的范围为3.2 3.8%。~

[0044] N：0.20 0.40%~

[0045] N是强效的奥氏体生成元素，是为了使铁素体相与奥氏体相的平衡达到适当而必要的元素。此外，具有大幅提高耐点蚀性的效果。另一方面，如果N的含量变得过量，则通过生成Al氮化物、Cr氮化物，从而发生低温韧性的降低、耐腐蚀性的劣化等。此外，熔接时容易产生气孔等，使熔接性劣化。因此，N的下限值优选为0.2%以上，从得到规定的耐腐蚀性的观点出发，更优选为0.22%以上。此外，上限值从抑制氮化物的生成的观点出发，优选为0.40%以下。

[0046] Al：0.005 0.03%~

[0047] Al是与Si同样作为脱氧剂、脱硫材料而添加的成分，是用于使B的收率稳定化的重要的元素。但是，在过量含有Al的情况下，AlN等析出，引起低温韧性的劣化。此外，由于氮化物周围的铁素体相、奥氏体相的N含量缺乏，导致发生耐腐蚀性的降低。因此，Al的含量的上限值从抑制Al氮化物的析出、防止韧性的降低的观点出发，优选为0.03%以下，下限值在发挥作为脱氧剂的效果的方面，优选为0.005%以上。

[0048] B：0.0001 0.005%~

[0049] B强效地抑制σ相的析出，对耐脆化性有效发挥作用。此外，B优先于S在晶界偏析，抑制因S的偏析而导致的晶界强度的降低，由此具有提高热加工性的效果。因此，优选含有0.0001%以上的B。另一方面，过度含有B会使硼化物析出，降低韧性。此外，B在熔接时提高高温裂纹敏感性，因此B的上限值优选为0.005%。

[0050] [%Al]×[%N]≤(-22.78×[%Mo]-5×[%Cr]-3.611×[%Ni]+323)×10-4

[0051] 以各自规定的范围含有上述构成的各元素，而且满足上述所示的Al氮化物析出所涉及的关系，由此抑制Al氮化物的析出，满足后述的单位面积的Al氮化物的个数。

[0052] ([%Cr]+6.5534×[%Mo])2×[%N] ≤-215.6×[%Ni]+1708.3×[%Mn]+2150

[0053] 同样地将上述构成的各元素设为规定的范围，满足上式所示的Cr氮化物析出所涉及的关系，由此抑制Cr氮化物的析出，满足后述的单位面积的Cr氮化物的延伸长度。

[0054] 在1mm2视野中存在的颗粒的长度为3μm以上的Al氮化物的个数：200个以下[0055] Al氮化物以短柱状或者针状生长，因此对于对韧性造成的影响，与粒径相比，长度方向的大小是支配性的。双相不锈钢的组织中，如果长度达到3μm以上的大型的Al氮化物大量析出，则低温韧性降低，特别是如果在1mm2视野中存在的Al氮化物个数大于200个，则低温韧性的降低变得显著。因此，在1mm2视野中存在的长度为3μm以上的Al氮化物的个数设为200个以下。优选期望设为150个以下，更优选为100个以下。

[0056] 在1mm2视野中存在的各自以低于0.1μm的间隔以长度1μm以上而连续的Cr氮化物的延伸长度：2000μm以下

[0057] Cr氮化物在结晶晶界中优先析出，因此在晶界处所占的Cr氮化物的延伸长度成为韧性降低的支配性原因。Cr氮化物在初始非常微细，它们生长、合并而变得连续。如果微细的Cr氮化物彼此充分分离，则不会对韧性造成显著影响，但以低于0.1μm的狭小间隔以1μm以上的长度而连续的情况下，这也会降低韧性。因此，在1mm2视野中存在的以低于0.1μm的间隔以长度1μm以上而连续的Cr氮化物的延伸长度设为2000μm以下。优选期望设为1500μm以下，更优选为1000μm以下。

[0058] 通过抑制这些单位面积的AlN和Cr2N的延伸长度，JIS Z2242中规定的冲击值的值表示出在-46℃下达到87.5J/cm2以上的优异的低温韧性。

[0059] 此时，通过同时满足Al氮化物和Cr氮化物的抑制的关系式，上述的Al氮化物的个数和Cr氮化物的延伸长度被限制在可允许范围内。

[0060] 本发明中，没有特别限定，本发明的双相不锈钢优选通过以下的制造方法而得到。即，首先将铁屑、不锈钢屑、铬铁、镍铁、纯镍、金属铬等原料在60吨的电炉中熔解。其后，在AOD或者VOD步骤中，鼓入氧气和氩气，脱碳精炼。其后，投入生石灰、萤石、Al、Si，进行脱硫、脱氧。此时，炉渣组成为CaO-Al2O3-SiO2-MgO-F系。此时，为了高效率地进行脱硫，期望满足CaO/Al2O3≥2、CaO/SiO2≥3。AOD或VOD精炼炉的衬里期望是镁铬、白云石。像这样AOD精炼后，通过LF步骤经过成分调整、温度调整后，通过连续铸造机造块，制造厚块。其后，经过热轧、冷轧，得到厚板或者薄板。

[0061] 应予说明，连续铸造机中，在距铸模的熔融钢表面的水平、即弯月面3m的位置处，设置电磁搅拌机。通过电磁搅拌，与凝固壳相比更内侧的未凝固熔融钢被搅拌，在凝固时形成树脂状晶体时，能够使在其前面排出的元素均质化。特别是，Al、N、Cr、Mo、Ni通过该搅拌而均质化，具有抑制Al氮化物、Cr氮化物的形成的效果。实施例

[0062] 以下，通过实施例进一步详细说明本发明。但本发明只要不超过其主旨，不限定于这些例子。首先将铁屑、不锈钢屑、铬铁、镍铁、纯镍、金属铬等原料在60吨的电炉中熔解。其后，在AOD步骤中，鼓入氧气和氩气，脱碳精炼。其后，投入生石灰、萤石、Al、Si，进行脱硫、脱氧。此时，炉渣组成为CaO-Al2O3-SiO2-MgO-F系。精炼后，经过LF步骤后，通过连续铸造机造块，得到表1所示的化学组成的发明例和比较例的厚块(试样1 24)。连续铸造机中，通过电~磁搅拌，搅拌与凝固壳相比更内侧的未凝固熔融钢，进行均质化的操作。此外，厚块的尺寸是宽度1200mm×厚度200mm×长度7000mm。

[0063] 应予说明，这些之中，除了C、S、N之外的化学成分通过荧光X射线分析进行分析。此外，N通过惰性气体-脉冲加热熔融法进行分析，C、S通过在氧气气流中燃烧-红外线吸收法而进行分析。此外，表中，标注下划线的值表示偏离优选范围外。

[0064]

[0065] 其后，按照常规方法，通过热轧进行轧制，得到板厚为5.5 60mm的热轧钢板。对于~低温韧性的评价，在对该热轧钢板实施规定的固溶热处理后，通过-46℃下的Charpy冲击试验而进行。在此，规定的固溶热处理是指双相不锈钢中非常重要的处理。即，是为了将铁素体(α相)与奥氏体(γ相)的相比调整为可得到最佳特性的比例而进行的处理。具体而言，
1080℃下，实施70分钟热处理，进行水冷，固定相比，以冷却速度3℃/秒以上进行。本实施例中，通过水冷进行冷却，其冷却速度为4.5℃/秒。接着，通过观察该热轧钢板的组织，评价Al氮化物和Cr氮化物的析出量。这些方法示于如下。

[0066] 低温韧性试验方法：

[0067] 由上述得到的进行了固溶热处理和水冷的板厚60mm的热轧钢板，以试验片长度相对于热轧钢板的轧制方向为平行的方式，制作具有2mmV刻痕的宽度10mm的全尺寸试验片。将其按照JIS Z2242 (2006)，评价-46±2℃下的冲击值。温度调整通过在浸入有干冰的乙醇中浸渍试样整体而进行，达到规定的温度后，保持5分钟以上，然后供于试验。此时，冲击
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值达到87.5J/cm以上的评价为良好〇，低于87.5J/cm的评价为不良×，示于表2。

[0068] 金属组织的评价方法：

[0069] 从上述得到的进行了固溶热处理和水冷的热轧钢板，针对与轧制方向垂直的截面，实施电解研磨，进行利用场发射扫描型电子显微镜的试样的组织观察和析出物的测定。Al氮化物在观察倍率为500倍下评价，Cr氮化物在观察倍率为5000倍下评价。图1中，示出试样的组织观察时的图像的示意图。γ相(符号1)与α相(符号2)之间的细线表示晶界(符号
3)，黑点表示析出的Al氮化物(符号4)，晶界上的粗线表示析出的Cr氮化物(符号5)。

[0070] 平均1mm2试样上长度3μm以上的Al氮化物个数大于200个、且以长度1μm以上而连续的Cr氮化物的延伸长度大于2000μm的情况下，评价为不良×，满足长度3μm以上的Al氮化物的个数为200个以下、且以长度1μm以上而连续的Cr氮化物的延伸长度为2000μm以下两者的情况下，评价为良好○，这些之中仅满足任一者的情况评价为△，示于表2。

[0071] 表2中，还分别示出基于本发明中的Al氮化物析出抑制的关系式、即[%Al]×[%N]≤(-22.78×[%Mo]-5×[%Cr]-3.611×[%Ni]+323)×10-4 和Cr氮化物析出抑制的关系式、即([%Cr]+6.5534×[%Mo])2×[%N]≤-215.6×[%Ni]+1708.3×[%Mn]+2150的判定，将满足关系的情况用〇符号、不满足的情况用×符号而在“Al氮化物关系式”和“Cr氮化物关系式”的栏中分别表示，进一步，在“氮化物判定式”的栏中，同时满足这两者的情况表示为○，均不满足的情况表示为×。

[0072]

[0073] 如表2所示那样，对于各成分满足本发明的范围的试样编号1 13，-46℃±2℃下的~冲击值为87.5J/cm2以上，示出良好的低温韧性。其中，不满足Al氮化物析出抑制的关系式的试样编号10中，平均1mm2试样中长度3μm以上的Al氮化物个数大于200个，析出。此外，不满足Cr氮化物析出抑制的关系式的试样编号11 13中，平均1mm2试样中存在的长度1μm以上~
而连续的Cr氮化物的延伸长度大于2000μm。因此，冲击值的评价为〇，但与试样编号1 9相~
比为更低的值。

[0074] 与此相对地，偏离本发明的成分的试样编号14 22中，冲击值均低于80.0J/cm2。它~们在成分不满足发明的范围的基础上，不满足Al氮化物和Cr析出抑制的关系式中任一者或两者，进一步，Al氮化物或者Cr氮化物析出本发明规定以上的量。

[0075] 如果详细说明比较例，则试样编号14 16由于Al含量大于上限，因此不满足Al氮化~物关系式，大量产生Al氮化物，低温韧性恶化。

[0076] 试样编号17的Al含量大于上限，而且Ni含量大于上限，由于该影响，无法同时满足Al氮化物关系式和Cr氮化物关系式，Al氮化物和Cr氮化物大量产生，低温韧性恶化。

[0077] 试样编号18的Mn含量低于下限，Mo含量大于上限，因此降低了N的溶解度，促进氮化物的析出，无法同时满足Al氮化物关系式和Cr氮化物关系式，Al氮化物和Cr氮化物大量产生，低温韧性恶化。

[0078] 试样编号19的Al含量大于上限，因此无法满足Al氮化物关系式，Al氮化物大量产生，此外，Mn含量低于下限，因此不满足Cr氮化物关系式，大量产生Cr氮化物，低温韧性恶化。

[0079] 试样编号20的Cr含量大于上限，因此Cr氮化物关系式得到满足，但不满足Al氮化物关系式，Al氮化物大量产生，低温韧性恶化。

[0080] 试样编号21的Mn含量大于上限，因此N的溶解度提高，是氮化物难以析出的条件，但由于Al含量大于上限，因此不满足Al氮化物关系式，Al氮化物大量产生，低温韧性恶化。

[0081] 试样编号22的Mn含量大于上限，因此N的溶解度提高，是氮化物难以析出的条件，但由于N含量大于上限，因此不满足Al氮化物关系式，Al氮化物大量产生，低温韧性恶化。

[0082] 产业实用性

[0083] 本发明的双相不锈钢能够在-46±2℃这一极低温的环境中也发挥优异的韧性。此外，由于具有优异的耐腐蚀性，因此以包含硫化物那样的严苛腐蚀环境中的脐带管、热交换机用的熔接管为代表，适合作为管线管、石油化学、油井相关的结构构件。

[0084] 附图标记说明

[0085] 1：γ相

[0086] 2：α相

[0087] 3：晶界

[0088] 4：Al氮化物

[0089] 5：Cr氮化物