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CN119403948A - 铁素体-奥氏体系双相不锈钢材 - Google Patents

铁素体-奥氏体系双相不锈钢材 Download PDF

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CN119403948A
CN119403948A CN202380047406.2A CN202380047406A CN119403948A CN 119403948 A CN119403948 A CN 119403948A CN 202380047406 A CN202380047406 A CN 202380047406A CN 119403948 A CN119403948 A CN 119403948A
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austenite
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平川直树
石丸咏一朗
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Nippon Steel Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
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Publication date
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Abstract

一种铁素体‑奥氏体系双相不锈钢材，其具有下述组成：以质量为基准计包含C：0.001～0.050％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.0～4.5％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Ni：1.5～3.5％、Cr：19.6～24.0％、Mo：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.20％、N：0.010～0.090％，C+N低于0.130％，剩余部分由Fe及杂质构成。铁素体‑奥氏体系双相不锈钢材的由下述式(1)表示的Md的值为50.0～150.0℃，具有奥氏体相为25～49体积％的金属组织。另外，奥氏体相的由下述式(1)表示的Md的值为35.0～100.0℃。Md＝551‑462(C+N)‑9.2Si‑8.1Mn‑29(Ni+Cu)‑13.7Cr‑18.5Mo(1)式中，元素符号表示各元素的含量(质量％)。

Description

铁素体-奥氏体系双相不锈钢材
技术领域
本发明涉及铁素体-奥氏体系双相不锈钢材。
背景技术
铁素体-奥氏体系双相不锈钢材由于耐蚀性优异且为高强度，因此作为建筑材料、结构材料等被使用。另一方面，铁素体-奥氏体系双相不锈钢材由于延展性比SUS304等通用奥氏体系不锈钢材低，因此在要求加工性的用途中的应用受到限制。另外，从抑制成本的观点出发，对于谋求合金元素减少的精益(省合金)型铁素体-奥氏体系双相不锈钢材也有需求。因此，在进行延展性优异的精益型铁素体-奥氏体系双相不锈钢材的开发。
例如，专利文献1中提出了一种铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其以质量％计C：0.05％以下、Si：1％以下、Mn：2～8％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Cr：15～23％、Mo：4％以下、Ni：3.0％以下、Cu：2％以下、N：0.05～0.3％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，Cr当量及Ni当量满足规定的关系。记载了：该双相不锈钢材通过将Cr当量及Ni当量最佳化，可以提高延展性。
另外，专利文献2中提出了一种铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其以质量％计包含C：0.08％以下、Si：0.7～1.1％、Mn：2.4～3.5％、Cr：17.9～20.7％、Ni：0.05～1.15％、N：0.18～0.3％、Cu：0.4～2.8％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，通过规定公式所预测的点蚀电位为360～440mV。记载了：该双相不锈钢材通过将Ni、Si、Mn、Cu等合金成分的含量最佳化，可以提高延展性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-126992号公报
专利文献2：日本特表2019-501286号公报
发明内容
发明所要解决的课题
专利文献1及2中记载的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材都是通过一边降低Ni的含量一边增加Mn、N的含量来提高强度。但是，如果增加N的含量，则铁素体-奥氏体系双相不锈钢材过度高强度化，有延展性降低的情况。
因此，本发明的目的在于提供与以往的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材相比为软质且高延展性的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们为了解决上述问题，对精益型的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材持续进行了深入研究，结果得到了以下的(1)～(3)的见识。
(1)通过降低C及N的含量，能够一边确保双相不锈钢材的耐蚀性，一边将奥氏体相软质化。
(2)通过将双相不锈钢材及奥氏体相的Md控制在规定的范围内，能够提高奥氏体相的稳定化度，通过TRIP(相变诱发塑性)效应进行高延展性化。
(3)通过降低奥氏体生成元素(C、N、Ni等)的含量，能够一边省合金化，一边抑制过度的TRIP效应来进行软质化。
然后，本发明的发明者们基于上述见识发现，通过控制铁素体-奥氏体系双相不锈钢材的组成及Md，与此同时控制奥氏体相的比例及Md，可解决上述的问题，直至完成了本发明。
即，本发明涉及一种铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其具有下述组成：以质量为基准计包含C：0.001～0.050％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.0～4.5％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Ni：1.5～3.5％、Cr：19.6～24.0％、Mo：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.20％、N：0.010～0.090％，C+N低于0.130％，剩余部分由Fe及杂质构成，
由下述式(1)表示的Md的值为50.0～150.0℃：
Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (1)
(式中，元素符号表示各元素的含量(质量％))
具有奥氏体相为25～49体积％的金属组织，
上述奥氏体相的由上述式(1)表示的Md的值为35.0～100.0℃。
发明效果
根据本发明，能够提供与以往的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材相比为软质且高延展性的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材。
具体实施方式
以下，具体而言明本发明的实施方式。本发明不限于以下的实施方式，在不脱离本发明的主旨的范围内，基于本领域技术人员的通常知识，对以下实施方式适当加以变更、改良等者也应理解为落入本发明的范围内。
此外，本说明书中关于成分的“％”表述只要没有特别说明，则是指“质量％”。
本发明的实施方式的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材(以下简称为“双相不锈钢材”)具有下述组成：包含C：0.001～0.050％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.0～4.5％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Ni：1.5～3.5％、Cr：19.6～24.0％、Mo：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.20％、N：0.010～0.090％，C+N低于0.130％，剩余部分由Fe及杂质构成。
这里，本说明书中所谓的“不锈钢材”是指由不锈钢形成的材料，其材料形状并无特别限定。作为材料形状的例子，可举出板状(包含带状)、棒状、管状等。另外，截面形状也可以为T形、I形等各种型钢。
另外，本说明书中所谓的“铁素体-奥氏体系”是指常温下金属组织主要为铁素体相及奥氏体相的双相者。因此，“铁素体-奥氏体系”中也包含微量地含有铁素体相及奥氏体相以外的相(例如马氏体相等)者。
进而，本说明书中所谓的“杂质”是指在工业上制造不锈钢材时因矿石、废料等原料、制造工序的各种主要因素而混入的成分，且在不对本发明造成不良影响的范围内被允许者。例如，杂质中也包含不可避免的杂质。作为杂质，例如可举出O。O的含量例如为0.0001～0.0070％。
此外，关于各元素的含量，包含“xx％以下”是指为xx％以下，但包含超过0％(特别是超过杂质水平)的量。
本发明的实施方式的双相不锈钢材可以根据需要而进一步包含选自Nb：0.010～0.500％、Ti：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％、W：0.05～0.50％、Co：0.01～0.30％、B：0.0002～0.0050％、Sn：0.010～0.500％、Al：0.010～0.050％、Mg：0.0002～0.0100％、Ca：0.0002～0.0100％、Ta：0.050％以下、Ga：0.050％以下、Zr：0.01～0.50％、REM：0.0002～0.0100％中的1种以上。
以下详细地说明各成分。
<C：0.001～0.050％>
C是对奥氏体相的稳定度造成较大影响的元素。如果C的含量过多，则有可能延展性(加工性)降低，或者促进Cr碳化物的析出而发生晶界腐蚀。因此，使C的含量为0.050％以下、优选为0.045％以下、更优选为0.040％以下、进一步优选为0.35％以下、特别优选为0.030％以下。另外，从耐蚀性的观点出发，C的含量较低为宜，但如果过度降低C的含量，则导致成本的增加。因而，使C的含量为0.001％以上、优选为0.002％以上、更优选为0.005％以上。
<Si：0.01～0.50％>
Si是作为脱氧元素添加、对耐氧化性的提高也有用的元素。但是，如果Si的含量过多，则发生硬质化从而延展性降低。因此，使Si的含量为0.50％以下、优选为低于0.50％、更优选为0.45％以下、进一步优选为0.40％以下。另外，如果过度降低Si，则冶炼时的成本增加。因此，使Si的含量为0.01％以上、优选为0.02％以上、更优选为0.05％以上。
<Mn：1.0～4.5％>
Mn是浓集于奥氏体相而对使奥氏体相稳定化具有重要作用的元素。但是，如果Mn的含量过多，则不仅延展性降低，而且耐蚀性、热加工性也降低。因此，使Mn的含量为4.5％以下、优选为4.0％以下、更优选为3.5％以下。另外，如果过度降低Mn，则冶炼时的成本增加。因此，使Mn的含量为1.0％以上、优选为1.1％以上、更优选为1.2％以上。
<P：0.050％以下>
P是在Cr等原料中被含有的元素。如果P的含量多，则成形性降低，因此使P的含量为0.050％以下、优选为0.045％以下、更优选为0.040％以下。另一方面，P的含量优选较低，但降低P的含量是有限度的。P含量的下限值一般为0.001％、优选为0.002％、更优选为0.003％。
<S：0.030％以下>
S是在各种原料中被含有的元素。S与Mn结合而形成夹杂物，有可能成为生锈的起点，因此S的含量越低，则耐蚀性越提高。因此，使S的含量为0.030％以下、优选为0.025％以下、更优选为0.020％以下。另一方面，降低S的含量是有限度的。S含量的下限值一般为0.0001％、优选为0.0005％。
<Ni：1.5～3.5％>
Ni是奥氏体生成元素，是为了调整奥氏体相的稳定度而重要的元素。另外，Ni还具有抑制氮化物的析出、提高耐蚀性的效果。为了发挥这些效果，使Ni的含量为1.5％以上、优选为1.6％以上、更优选为1.7％以上、进一步优选为1.8％以上。另一方面，如果Ni的含量过多，则不仅导致原料成本的上升，还有可能因奥氏体相的比例增高而发生应力腐蚀开裂等问题。因此，使Ni的含量为3.5％以下、优选为3.4％以下、更优选为3.0％以下。
<Cr：19.6～24.0％>
Cr是对于确保耐蚀性所需的元素。为了发挥该效果，使Cr的含量为19.6％以上、优选为20.0％以上、更优选为20.4％以上。另一方面，如果Cr的含量过多，则导致热加工开裂，或者导致精炼工序的成本增加。因此，使Cr的含量为24.0％以下、优选为23.5％以下、更优选为23.0％以下。
<Mo：0.01～1.00％>
Mo是提高耐蚀性的元素。为了发挥该效果，使Mo的含量为0.01％以上、优选为0.03％以上、更优选为0.05％以上。另一方面，如果Mo的含量过多，则原料成本上升。因此使Mo的含量为1.00％以下、优选为0.80％以下、更优选为0.50％以下。
<Cu：0.01～1.20％>
Cu与Mn及Ni同样是奥氏体生成元素，具有抑制氮化物的析出来提高耐蚀性的效果。为了发挥这些效果，使Cu的含量为0.01％以上、优选为0.05％以上、更优选为0.10％以上。另一方面，如果Cu的含量过多，则不仅导致原料成本的上升，而且热加工性也降低。因此，使Cu的含量为1.20％以下、优选为1.00％以下、更优选为0.80％以下。
<N：0.010～0.090％>
N与C同样是对奥氏体相的稳定度造成较大影响的元素。另外，N也是发生固溶来提高耐蚀性的元素。为了发挥这些效果，使N的含量为0.010％以上、优选为0.020％以上。另一方面，如果N的含量过多，则延展性降低，并且因Cr氮化物的析出而使耐蚀性也降低。因此，使N的含量为0.090％以下、优选为0.080％以下、更优选为0.075％以下。
<C+N：低于0.130％>
如果C及N的总含量增多，则因锐化而使耐蚀性降低，或者因高强度化而使延展性降低。因此，使C及N的总含量低于0.130％、优选低于0.120％、更优选为0.110％以下。此外，C及N的总含量的下限值并无特别限定，但优选为0.010％、优选为0.020％、更优选为0.030％。
<Nb：0.010～0.500％>
Nb形成氮化物(NbN)或碳化物(NbC)，具有提高加工性的效果。为了发挥该效果，使Nb的含量为0.010％以上、优选为0.015％以上、更优选为0.020％以上。另一方面，如果Nb的含量过多，则延展性降低。因此，使Nb的含量为0.500％以下、优选为0.300％以下、更优选为0.200％以下。
<Ti：0.01～0.50％>
Ti也与Nb同样地形成氮化物(TiN)或碳化物(TiC)，具有提高加工性的效果。为了发挥该效果，使Ti的含量为0.01％以上、优选为0.015％以上、更优选为0.02％以上。另一方面，如果Ti的含量过多，则延展性降低。因此，使Ti的含量为0.50％以下、优选为0.30％以下、更优选为0.20％以下。
<V：0.01～0.50％>
V形成氮化物，具有提高加工性的效果。为了发挥该效果，使V的含量为0.01％以上、优选为0.03％以上、更优选为0.05％以上。另一方面，如果V的含量过多，则延展性及热加工性降低。因此，使V的含量为0.50％以下、优选为0.45％以下、更优选为0.40％以下。
<W：0.05～0.50％>
W是对提高耐蚀性而有效的元素。为了发挥该效果，使W的含量为0.05％以上、优选为0.08％以上、更优选为0.10％以上。另一方面，如果W的含量过多，则延展性降低。因此，使W的含量为0.50％以下、优选为0.45％以下、更优选为0.40％以下。
<Co：0.01～0.30％>
Co是提高高温强度、对提高热加工性而有效的元素。为了发挥这些效果，使Co的含量为0.01％以上、优选为0.03％以上、更优选为0.05％以上。另一方面，如果Co的含量过多，则韧性降低。因此，使Co的含量为0.30％以下、优选为0.25％以下、更优选为0.20％以下。
<B：0.0002～0.0050％>
B是在晶界处偏析来提高热加工性的元素。为了发挥该效果，使B的含量为0.0002％以上、优选为0.0010％以上、更优选为0.0015％以上。另一方面，如果B的含量过多，则耐蚀性显著降低。因此，使B的含量为0.0050％以下、优选为0.0040％以下、更优选为0.0030％以下。
<Sn：0.010～0.500％>
Sn是提高耐蚀性的元素。为了发挥该效果，使Sn的含量为0.010％以上、优选为0.020％以上、更优选为0.030％以上。另一方面，如果Sn的含量过多，则热加工性降低。因此，使Sn的含量为0.500％以下、优选为0.450％以下、更优选为0.400％以下。
<Al：0.010～0.050％>
Al是对脱硫及脱氧有效的元素。为了发挥这些效果，使Al的含量为0.010％以上、优选为0.015％以上、更优选为0.020％以上。另一方面，如果Al的含量过多，则导致制造瑕疵的增加及原料成本的增加。因此，使Al的含量为0.050％以下、优选为0.045％以下、更优选为0.040％以下。
<Mg：0.0002～0.0100％>
Mg是不仅脱氧、而且还具有将凝固组织微细化的效果的元素。为了发挥这些效果，使Mg的含量为0.0002％以上、优选为0.0005％以上、更优选为0.0010％以上。另一方面，如果Mg的含量过多，则导致原料成本的增加。因此，使Mg的含量为0.0100％以下、优选为0.0095％以下、更优选为0.0090％以下。
<Ca：0.0002～0.0100％>
Ca是对脱硫及脱氧有效的元素。为了发挥这些效果，使Ca的含量为0.0002％以上、优选为0.0005％以上、更优选为0.0010％以上。另一方面，如果Ca的含量过多，则变得容易发生热加工开裂，并且耐蚀性也降低。因此，使Ca的含量为0.0100％以下、优选为0.0080％以下、更优选为0.0050％以下。
<Ta：0.050％以下>
Ta是通过夹杂物的改性来提高耐蚀性的元素。但是，如果Ta的含量过多，则导致常温延展性的降低、韧性的降低。因此，使Ta的含量为0.050％以下、优选为0.045％以下、更优选为0.040％以下。另一方面，Ta的含量的下限值并无特别限定，但为了发挥由Ta带来的效果，优选为0.001％、更优选为0.003％。
<Ga：0.050％以下>
Ga是提高耐蚀性、抑制氢脆的元素。但是，如果Ga的含量过多，则加工性降低。因此，Ga的含量为0.050％以下、优选为0.040％以下、更优选为0.030％以下。另一方面，Ga的含量的下限值并无特别限定，但为了挥发由Ga带来的效果，优选为0.001％、更优选为0.003％。
<Zr：0.01～0.50％>
Zr是具有与Nb及Ti类似的作用、并且提高耐氧化性的元素。为了发挥这些效果，使Zr的含量为0.01％以上、优选为0.03％以上、更优选为0.05％以上。另一方面，如果Zr的含量过多，则不仅延展性降低，而且还导致原料成本的增加。因此，使Zr的含量为0.50％以下、优选为0.40％以下、更优选为0.30％以下。
<REM：0.0002～0.0100％>
REM(稀土类)是对提高热加工性而有效的元素。为了发挥该效果，使REM的含量为0.0002％以上、优选为0.0005％以上、更优选为0.0010％以上。另一方面，如果REM的含量过多，则损害制造性，并且导致成本增加。因此，使REM的含量为0.0100％以下、优选为0.0090％以下、更优选为0.0080％以下。
此外，REM是Sc、Y及La～Lu的15种元素(镧系元素)的总称。作为REM，可以单独使用这些元素或组合使用2种以上。
本发明的实施方式的双相不锈钢材的由下述式(1)表示的Md的值为50.0～150.0℃、优选为55.0～140.0℃、更优选为60.0～130.0℃、进一步优选为70.0～120.0℃。
Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (1)
式(1)中，元素符号表示各元素的含量(质量％)。
这里，Md是表示奥氏体相的稳定度的指标。Md的值越大(高温)，则意味着奥氏体相越不稳定。如果Md的值低于50.0℃，则奥氏体相的稳定度过高，因此变得难以使奥氏体相相变为加工诱发马氏体相，无法获得所期望的强度及延展性。另一方面，如果Md的值超过150.0℃，则从奥氏体相相变的加工诱发马氏体相的量增多，因此过度高强度化，无法获得所期望的延展性。
本发明的实施方式的双相不锈钢材具有下述金属组织：奥氏体相为25～49体积％、优选为25～47体积％、更优选为25～40体积％、进一步优选为26～38体积％、特别优选为28～37体积％。如果奥氏体相低于25体积％，则铁素体相的比例提高，因此无法获得所期望的延展性。另一方面，如果奥氏体相超过49体积％，则过度高强度化，无法获得所期望的延展性。另外，通过将奥氏体相控制为40体积％以下，从而铁素体相的平均粒径变得容易较大地控制。
这里，在本说明书中，双相不锈钢材中的奥氏体相的比例可以使用EBSD(背散射电子衍射)来求出。具体而言，使用对与双相不锈钢材的轧制方向平行的厚度方向截面进行了镜面研磨的试样进行EBSD测定。对于通过该EBSD测定而获得的数据，使用解析软件来制作相比图，将铁素体相和奥氏体相分离，求出奥氏体相的比例即可。
奥氏体相的由上述式(1)表示的Md的值为35.0～100.0℃、优选为40.0～95.0℃、更优选为50.0～90.0℃、进一步优选为52.0～85.0℃、特别优选为53.0～80.0℃。如果奥氏体相的Md的值低于35.0℃，则变得难以使奥氏体相相变为加工诱发马氏体相，难以获得所期望的强度及延展性。另一方面，如果奥氏体相的Md的值超过100.0℃，则从奥氏体相相变的加工诱发马氏体相的量增多，因此过度高强度化，难以获得所期望的延展性。
这里，在本说明书中，奥氏体相的Md的算出所使用的奥氏体相中的各元素的含量可以通过EPMA(电子探针显微分析仪)进行测定。具体而言，使用对与轧制方向平行的双相不锈钢材的厚度方向截面进行了镜面研磨的试样，利用EPMA进行定性分析。C及N由于具有浓集于奥氏体相的特征，因此对截面整体进行C或N的定性映射来确定奥氏体相。然后，按照使电子束不触碰到铁素体相的方式在奥氏体相的大致中心部对C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu及Mo进行定量分析。定量分析在3个点以上进行，将其平均值作为各元素的含量的结果。
本发明的实施方式的双相不锈钢材的铁素体相的平均粒径优选为7.0μm以上、更优选为7.1μm以上、进一步优选为7.2μm以上。如果铁素体相的平均粒径低于7.0μm，则难以获得所期望的延展性。铁素体相的平均粒径的上限并无特别限定，但典型而言为20.0μm、优选为18.0μm、更优选为15.0μm。
这里，在本说明书中，双相不锈钢材中的铁素体相的平均粒径可以通过EBSD测定来求出。具体而言，使用对与双相不锈钢材的轧制方向平行的厚度方向截面进行了镜面研磨的试样进行EBSD测定。对于在该EBSD测定中获得的数据，可以通过面积分数(Areafraction)法来求出铁素体相(BCC)的晶粒的面积。
本发明的实施方式的双相不锈钢材的由下述式(2)表示的DF的值优选为50.0～80.0、更优选为54.0～80.0、进一步优选为60.0～80.0、特别优选为63.0～78.0、最优选为65.0～75.0。
DF＝7.2(Cr+0.88Mo+0.78Si)-8.9(Ni+0.03Mn+0.72Cu+22C+21N)-44.9(2)
式(2)中，元素符号表示各元素的含量(质量％)。
这里，DF是表示铁素体相的量的指标。因此，100-DF成为奥氏体相的量。但是，DF由于是基于元素的含量而决定的指标，因此应该留意的是与实际测定的奥氏体相的量不一致。如果DF的值低于50.0，则过度高强度化，难以获得所期望的延展性。另一方面，如果DF的值超过80.0，则铁素体相的比例提高，因此难以获得所期望的延展性。
本发明的实施方式的双相不锈钢材优选抗拉强度为800MPa以下、更优选为790MPa以下、进一步优选为780MPa以下。如果为这样的范围的抗拉强度，则可以说与以往的双相不锈钢材相比是软质的，因此可以确保所期望的延展性。此外，抗拉强度的下限值并无特别限定，但一般为500MPa、优选为550MPa。
这里，双相不锈钢材的抗拉强度可以依据JIS Z2241：2011进行测定。
本发明的实施方式的双相不锈钢材优选均匀伸长率为30.0％以上、更优选为31.0％以上、进一步优选为32.0％以上。如果为这样的范围的均匀伸长率，则可以说与以往的双相不锈钢材相比延展性优异。此外，均匀伸长率的上限值并无特别限定，但一般为50.0％、优选为48.0％、更优选为45.0％。
这里，双相不锈钢材的均匀伸长率可以依据JIS Z2241：2011进行测定。此外，均匀伸长率作为对于最大拉伸载荷的永久伸长率来求出。
本发明的实施方式的双相不锈钢材在以3.3×10-4～8.3×10-3s-1的应变速度进行拉伸试验时，15～20％的应变区域的n值相对于20～25％的应变区域的n值的n值比优选为0.80以下、更优选为0.79以下。如果为该范围的n值比，则可以说在一般的加工条件下延展性优异。此外，n值比的下限并无特别限定，但一般为0.01、优选为0.10。另外，应变速度由于影响加工发热，因此使TRIP效应的大小发生变动。例如，如果应变速度大，则加工发热增大，因此TRIP效应变小从而延展性降低。
这里，双相不锈钢材的n值可以依据JIS Z2241：2011进行测定。
本发明的实施方式的双相不锈钢材的0.2％屈服强度优选为480MPa以下、更优选为470MPa以下。如果为这样的范围的0.2％屈服强度，则可以说双相不锈钢材是软质的。此外，0.2％屈服强度的下限值并无特别限定，但一般为300MPa、优选为350MPa。
这里，双相不锈钢材的0.2％屈服强度可以依据JIS Z2241：2011进行测定。
本发明的实施方式的双相不锈钢材可以是热轧材料，也可以是冷轧材料。另外，还可以对热轧材料或冷轧材料实施退火、酸洗。
本发明的实施方式的双相不锈钢材的厚度根据用途进行适当调整即可，并无特别限定，但一般为5.0mm以下、优选为4.0mm以下、更优选为3.0mm以下。此外，在双相不锈钢材为棒状的情况下，厚度是指截面的当量圆直径。另外，在双相不锈钢材为型钢的情况下，厚度是指截面的任意部位的厚度。
本发明的实施方式的双相不锈钢材例如可以设定为以下2个方案A及B。
<方案A>
[A1]一种双相不锈钢材，其具有下述组成：以质量为基准计包含C：0.001～0.050％、Si：0.01％以上且低于0.50％、Mn：1.0～4.5％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Ni：1.5～3.5％、Cr：19.6～24.0％、Mo：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.20％、N：0.010～0.090％，C+N低于0.130％，剩余部分由Fe及杂质构成，
由下述式(1)表示的Md的值为50.0～150.0℃：
Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (1)
(式中，元素符号表示各元素的含量(质量％))，
具有奥氏体相为25～49体积％的金属组织，
上述奥氏体相的由上述式(1)表示的Md的值为35.0～100.0℃。
[A2]根据[A1]所述的双相不锈钢材，其以质量为基准计进一步包含选自Nb：0.010～0.500％、Ti：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％、W：0.05～0.50％、Co：0.01～0.30％、B：0.0002～0.0050％、Sn：0.010～0.500％、Al：0.010～0.050％、Mg：0.0002～0.0100％、Ca：0.0002～0.0100％、Ta：0.050％以下、Ga：0.050％以下、Zr：0.01～0.50％、REM：0.0002～0.0100％中的1种以上。
[A3]根据[A1]或[A2]所述的双相不锈钢材，其中，由下述式(2)表示的DF的值为50.0～80.0：
DF＝7.2(Cr+0.88Mo+0.78Si)-8.9(Ni+0.03Mn+0.72Cu+22C+21N)-44.9(2)
(式中，元素符号表示各元素的含量(质量％))。
[A4]根据[A1]～[A3]中任一项所述的双相不锈钢材，其满足以下特性(a)及(b)中的至少一者：
(a)抗拉强度为800MPa以下；
(b)均匀伸长率为30.0％以上。
<方案B>
[B1]一种双相不锈钢材，其具有下述组成：以质量为基准计包含C：0.001～0.040％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.0～4.5％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Ni：1.5～3.5％、Cr：19.6～24.0％、Mo：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.20％、N：0.010～0.080％，C+N低于0.120％，剩余部分由Fe及杂质构成，
由下述式(1)表示的Md的值为50.0～150.0℃：
Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (1)
(式中，元素符号表示各元素的含量(质量％))，
具有奥氏体相为25～40体积％的金属组织，
上述奥氏体相的由上述式(1)表示的Md的值为35.0～100.0℃，
铁素体相的平均粒径为7.0μm以上。
[B2]根据[B1]所述的双相不锈钢材，其以质量为基准计进一步包含选自Nb：0.010～0.500％、Ti：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％、W：0.05～0.50％、Co：0.01～0.30％、B：0.0002～0.0050％、Sn：0.010～0.500％、Al：0.010～0.050％、Mg：0.0002～0.0100％、Ca：0.0002～0.0100％、Ta：0.050％以下、Ga：0.050％以下、Zr：0.01～0.50％、REM：0.0002～0.0100％中的1种以上。
[B3]根据[B1]或[B2]所述的双相不锈钢材，其中，奥氏体相的由上述式(1)表示的Md的值为50.0～90.0℃。
[B4]根据[B1]～[B3]中任一项所述的双相不锈钢材，其中，由下述式(2)表示的DF的值为60.0～80.0：
DF＝7.2(Cr+0.88Mo+0.78Si)-8.9(Ni+0.03Mn+0.72Cu+22C+21N)-44.9(2)
(式中，元素符号表示各元素的含量(质量％))。
[B5]根据[B1]～[B4]中任一项所述的双相不锈钢材，其在以3.3×10-4～8.3×10-3s-1的应变速度进行拉伸试验时，15～20％的应变区域的n值相对于20～25％的应变区域的n值的n值比为0.80以下。
本发明的实施方式的双相不锈钢材的制造方法只要是能够制造具有上述特征的双相不锈钢材的方法即可，没有特别限定。
以下，分别说明本发明的实施方式的双相不锈钢材(特别是方案A及B的双相不锈钢材)的制造方法的一个例子。
方案A及方案B的双相不锈钢材可以通过下述方式来制造：将具有上述组成的不锈钢通过真空熔解进行熔炼来制成钢板坯后，进行热轧并退火，接着进行冷轧及成品退火。在该制造方法中，特别是控制热处理的条件成为关键。对各方案的具体的制造方法进行说明。
<方案A>
在双相不锈钢材中，为了将奥氏体相的比例及Md控制在规定范围内，需要控制热处理(退火)的条件(升温速度、到达温度、保持时间及冷却速度)。这些条件都对碳及氮的固溶状态造成影响。另外，到达温度对热力学的奥氏体量的变动造成影响。进而，到达温度及保持时间的控制还以使组织整体充分地进行再结晶为目的。
碳及氮的固溶由于对奥氏体相的比例(生成量)及Md造成影响，因此如果作为碳化物、氮化物而较多地存在，则变得无法将奥氏体相的比例及Md控制在规定的范围内。因此，在热处理(退火)工序中，需要一边抑制升温及冷却中的碳化物、氮化物的析出，一边通过到达温度下的保持而使未固溶的碳化物、氮化物充分地溶解。另外，由于因奥氏体相的比例而构成奥氏体相的元素(特别是碳及氮)的浓度发生变化，源自于此的Md发生变动，因此也需要调整到达温度来控制奥氏体相的比例。
热轧的条件并无特别限定，依据常规方法进行即可。
关于热轧后的退火，使升温速度为20℃/秒以上，在1050～1150℃的到达温度下保持10秒以上后，以20℃/秒以上的冷却速度冷却至400℃以下。在这样的条件下进行退火是为了：将在热轧后的冷却中析出的碳化物及氮化物充分地溶解，并且抑制退火后的冷却过程中的碳化物及氮化物的析出。特别是，如果到达温度低于1050℃，则碳化物及氮化物的固溶变得不充分，奥氏体相的比例也变得过多。另外，如果到达温度高于1150℃，则虽然碳化物及氮化物充分地固溶，但奥氏体的比例变得过少。进而，在铁素体相中也固溶一定量的碳、氮，也有可能在固溶限度小的铁素体相中在冷却中形成析出物而使耐蚀性劣化。
冷轧的条件并无特别限定，但优选使轧制率为50～90％。使轧制率为50％以上是为了：通过使碳化物、析出物破碎或伸展来扩大表面积，从而可以促进热处理中的固溶。另外，使轧制率为90％以下是为了：抑制因过度轧制而导致的边裂。从稳定获得该效果的观点出发，轧制率更优选为85％以下。
在进行2次以上的冷轧的情况下，在各个冷轧之间也可以进行中间退火。在进行中间退火的情况下，其条件依据热轧后的退火条件进行即可。
关于成品退火的条件，使升温速度为20℃/秒以上，在1040～1120℃的到达温度下保持5秒以上后，以30℃/秒以上的冷却速度冷却至850℃以下，以20℃/秒以上的冷却速度冷却至400℃以下。在这样的条件下进行成品退火是为了：抑制升温中的碳化物及氮化物的析出、完成再结晶、碳化物及氮化物固溶、控制奥氏体相的比例、抑制冷却中的奥氏体相的比例变动、以及抑制碳化物及氮化物的再析出。
<方案B>
在双相不锈钢材中，为了将铁素体相的平均粒径控制在规定的范围内，需要控制热轧时的条件(刚刚最终道次后的温度、冷却速度)。另外，为了将奥氏体相的比例及Md控制在规定的范围内，需要控制热处理(退火)的条件(升温速度、到达温度、保持时间及冷却速度)。这些条件都对碳及氮的固溶状态造成影响。另外，到达温度对热力学的奥氏体量的变动造成影响。进而，到达温度及保持时间的控制还以使组织整体充分地进行再结晶为目的。
碳及氮的固溶由于对奥氏体相的比例(生成量)及Md造成影响，因此如果作为碳化物、氮化物而较多地存在，则变得无法将奥氏体相的比例及Md控制在规定的范围内。因此，在热处理(退火)工序中，需要一边抑制升温及冷却中的碳化物、氮化物的析出，一边通过到达温度下的保持而使未固溶的碳化物、氮化物充分地溶解。另外，由于因奥氏体相的比例而构成奥氏体相的元素(特别是碳及氮)的浓度发生变化，源自于此的Md发生变动，因此也需要调整到达温度来控制奥氏体相的比例。
关于热轧，使刚刚最终道次后的温度为1030℃以上，之后以冷却速度为20℃/秒以上冷却至800℃。通过在这样的条件下进行热轧，可以使铁素体相的晶粒粗大化从而控制在规定的范围内。
这里，铁素体相的晶粒变小的理由主要有2点。第1点是因热轧应变的蓄积而导致的热轧中或其之后的退火时的再结晶。热轧的温度越低，则越蓄积应变而诱发再结晶，铁素体相的晶粒越容易微细化，因此需要提高至难以引起它的刚刚最终道次后的温度。第2点是因奥氏体相的生成而导致的铁素体相的晶粒的成长抑制。如果在铁素体相的晶体晶界中析出奥氏体相，则铁素体相的晶体晶界的活动变得迟钝，抑制晶粒成长。奥氏体相由于以900℃附近为峰而温度越高则越减少，因此越是高温，则铁素体相的晶粒越容易成长。另一方面，为了将热轧的温度保持在高温，有效的是提高热轧前的板坯的加热温度、增加轧制速度来缩短散热时间，但燃料成本增加、制造困难性提高。因此，考虑这些情况，将热轧的最终道次温度的下限设定为1030℃。
关于热轧后的退火，使升温速度为20℃/秒以上，在1080～1150℃的到达温度下保持10秒以上后，以20℃/秒以上的冷却速度冷却至400℃以下。在这样的条件下进行退火是为了：将在热轧后的冷却中析出的碳化物及氮化物充分地固溶，并且抑制退火后的冷却过程中的碳化物及氮化物的析出。另外，使奥氏体相的比例变得比较少，减轻铁素体相的晶粒成长的抑制，变得容易使铁素体相的晶粒粗大化。特别是，如果到达温度低于1080℃，则碳化物及氮化物的固溶变得不充分，奥氏体相的比例也变得过多。另外，如果到达温度高于1150℃，则虽然碳化物及氮化物充分地固溶，但奥氏体的比例变得过少。进而，在铁素体相中也固溶一定量的碳、氮，也有可能在固溶限度小的铁素体相中在冷却中形成析出物而使耐蚀性劣化。
冷轧的条件并无特别限定，但优选使轧制率为50～80％。使轧制率为50％以上是为了：通过使碳化物等析出物破碎或伸展来扩大表面积，从而可以促进热处理中的固溶。另一方面，使轧制率为80％以下是为了：抑制因过度轧制而导致的边裂。另外，也是为了：抑制因轧制应变的蓄积而导致成品退火材的组织变得过于微细。如上所述，如果应变多，则诱发再结晶从而晶粒变得微细，因此避免这种情况。从稳定获得这些效果的观点出发，轧制率更优选为75％以下。
在进行2次以上的冷轧的情况下，在各个冷轧之间也可以进行中间退火。在进行中间退火的情况下，其条件依据热轧后的退火条件进行即可。
关于成品退火的条件，使升温速度为20℃/秒以上，在1000～1150℃的到达温度下保持5秒以上后，以30℃/秒以上的冷却速度冷却至850℃以下，以20℃/秒以上的冷却速度冷却至400℃以下。在这样的条件下进行成品退火是为了：抑制升温中的碳化物及氮化物的析出、完成再结晶、碳化物及氮化物固溶、控制奥氏体相的比例、抑制冷却中的奥氏体相的比例变动、以及抑制碳化物及氮化物的再析出。另外，通过直至冷轧的组织控制，从而在成品退火中成为铁素体相的晶粒粗大化的组织。
本发明的实施方式的双相不锈钢材与以往的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材相比为软质且高延展性。因此，该双相不锈钢材可以抑制在成形加工时以过度的高强度为主要原因的回弹，形状冻结性也良好。另外，该双相不锈钢材与SUS304等通用奥氏体系不锈钢材相比为高强度，耐蚀性也优异。因此，该双相不锈钢材可以在要求上述这些特性的各种用途中使用。
实施例
以下列举实施例详细地说明本发明的内容，但本发明并不限于这些来解释。
<方案A的实施例>
作为双相不锈钢材而制作了冷轧退火板。具体而言，将具有表1所示钢种的组成(剩余部分为Fe及杂质)的不锈钢通过真空熔解进行熔炼来制成钢板坯之后，按照常规方法进行热轧并退火。关于退火，使升温速度为30℃/秒，在1100℃的到达温度下保持180秒后，以25℃/秒的冷却速度冷却至400℃以下。接着，将退火后的热轧板以轧制率为80％进行冷轧后，进行成品退火，获得厚度为1.0mm的冷轧退火板。关于成品退火，使升温速度为30℃/秒，在1080℃的到达温度下保持30秒后，以30℃/秒的冷却速度冷却至850℃以下，以25℃/秒的冷却速度冷却至400℃以下。此外，在表1中，Md及DF的值基于各元素的含量算出。另外，在表1所示的钢种中的No.1-M及1-N为现有的双相不锈钢材。
[表1]
对于上述获得的冷轧退火板进行以下的评价。
<双相不锈钢材中的奥氏体相(γ相)的比例>
从冷轧退火板中切出试验片之后，将与轧制方向平行的厚度方向截面进行镜面研磨，进行EBSD(背散射电子衍射)测定。关于EBSD测定，通过扫描电子显微镜，使用测定软件TSL OIM Data Collection 7(株式会社TSL Solutions)，在试验片的厚度方向中心部处以步长为0.3μm测定200μm见方的区域。接着，对于在该EBSD测定中获得的数据，使用解析软件TSL OIM Analysis 7(株式会社TSL Solutions)制作相比图，将铁素体相和奥氏体相分离。然后，求出奥氏体相在观察区域整体中所占的比例。
<奥氏体相(γ相)的Md>
从冷轧退火板中切出试验片之后，将与轧制方向平行的厚度方向截面进行镜面研磨，利用EPMA(电子探针显微分析仪)进行成分分析。具体而言，C及N由于具有浓集于奥氏体相的特征，因此对截面整体进行C或N的定性映射来确定奥氏体相。接着，按照使电子束不触碰到铁素体相的方式在奥氏体相的大致中心部对C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu及Mo进行定量分析。测定区域设定为约2μm见方的区域，在各试验片中测定3个点以上，将其平均值作为各元素的含量的结果。另外，EPMA的测定设定为下述条件：加速电压为15kV、电流为0.2μA、步长为0.15μm。基于如此获得的各元素的含量来算出奥氏体相的Md。
<抗拉强度及均匀伸长率>
从冷轧退火板中按照平行部成为轧制方向的方式切出JIS13B号试验片，使用该试验片，依据JIS Z2241：2011进行拉伸试验。拉伸试验是在大气气氛下、在室温(25℃)下以拉伸速度为3mm/分钟的条件进行实施。在拉伸试验中，将最高到达强度作为抗拉强度，此外将直至抗拉强度为止的伸长率作为均匀伸长率。在该评价中，如果抗拉强度为800MPa以下，则可以说被软质化，另外，如果均匀伸长率为30.0％以上，则可以说延展性优异。
将上述评价结果示于表2中。
[表2]
如表2所示，实施例1-1～1-7由于将冷轧退火板(双相不锈钢材)的组成及Md、以及奥氏体相的比例及Md控制在规定的范围内，因此抗拉强度及均匀伸长率这两者显示出良好的结果。
与此相对，比较例1-1由于Ni的含量过少，并且N及C+N的含量过多，因此过度高强度化，延展性也不充分。
比较例1-2由于Cr的含量过多，铁素体相的比例增多，因此延展性不充分。
比较例1-3由于Ni的含量过多，另一方面Cr的含量过少，奥氏体相的比例增多，因此变得容易产生加工硬化从而过度高强度化。
比较例1-4由于Ni、Cr及Sn的含量过少，另一方面Al的含量过多，并且冷轧退火板及奥氏体相的Md的值过高，因此加工诱发马氏体相的量增多从而过度高强度化，延展性也不充分。
比较例1-5由于Si及Cr的含量过多，Ti的含量也少，而且冷轧退火板的Md的值过低，并且铁素体相的比例过多，因此延展性不充分。
比较例1-6及1-7是现有的双相不锈钢材，特别是N的含量过多。另外，比较例1-6及1-7由于冷轧退火板及奥氏体相的Md的值过低，因此过度高强度化，延展性也不充分。
比较例1-8由于奥氏体相的Md过低，因此延展性不充分。
<方案B的实施例>
作为双相不锈钢材而制作了冷轧退火板。冷轧退火板以热轧工序、退火工序、冷轧工序及成品退火工序的顺序进行实施。具体而言，首先，将具有表3所示钢种的组成(剩余部分为Fe及杂质)的不锈钢通过真空熔解进行熔炼来制成钢板坯。接着，对该钢板坯实施热轧工序来获得厚度为5mm的热轧板。在热轧工序中，使刚刚最终道次后的温度为表4所示的温度，以水冷(冷却速度为20℃/秒以上)冷却至800℃。关于热轧工序后的退火工序，使升温速度为25℃/秒，在1100℃的到达温度(退火温度)下保持30秒后，以水冷(冷却速度为20℃/秒以上)冷却至400℃以下。冷轧以表4所示的轧制率来进行从而获得具有表4所示厚度的冷轧板。关于成品退火工序，使升温速度为30℃/秒，在表4所示的到达温度(退火温度)下保持30秒后，以水冷(30℃/秒以上的冷却速度)冷却至400℃以下。此外，在表3中，Md及DF的值基于各元素的含量算出。
[表3]
[表4]
对上述获得的冷轧退火板进行以下的评价。
<双相不锈钢材中的奥氏体相(γ相)的比例>
与方案A的实施例同样地求出。
<奥氏体相(γ相)的Md>
与方案A的实施例同样地求出。
<双相不锈钢材中的铁素体相(α相)的平均粒径>
从冷轧退火板中切出试验片之后，将与轧制方向平行的厚度方向截面进行镜面研磨，进行EBSD(背散射电子衍射)测定。关于EBSD测定，通过扫描电子显微镜，使用测定软件TSL OIM Data Collection 7(株式会社TSL Solutions)，在试验片的厚度方向中心部处以步长为0.3μm测定200μm见方的区域。对于在该EBSD测定中获得的数据，通过Area fraction法来求出铁素体相(BCC)的晶粒的面积。
<n值比、0.2％屈服强度及均匀伸长率>
从冷轧退火板中按照平行部成为轧制方向的方式切出JIS13B号试验片，使用该试验片，依据JIS Z2241：2011进行拉伸试验。拉伸试验是在大气气氛下、在室温(25℃)下以拉伸速度为10mm/分钟的条件进行实施。在拉伸试验中，将直至最高到达强度(抗拉强度)为止的伸长率作为均匀伸长率。
关于n值，测定从0.2％屈服强度至达到最大载荷点为止的应力σ与应变ε的关系，由这些测定值计算真应力和真应变，在以横轴为应变(lnε)、以纵轴为应力(lnσ)的对数刻度上进行制图。然后，将制图获得的直线的斜率作为n值。此外，应变速度如表3所示那样。
在这些评价中，如果n值比为0.80以下、均匀伸长率为30.0％以上，则可以说延展性优异。另外，如果0.2％屈服强度为480MPa以下，则可以说是软质的。
将上述评价结果示于表5中。
[表5]
如表5所示，实施例2-1～2-7由于将冷轧退火板(双相不锈钢材)的组成及Md、以及奥氏体相的比例及Md控制在规定的范围内，因此n值比、0.2％屈服强度及均匀伸长率的结果全部为良好。
与此相对，比较例2-1由于奥氏体相的比例过少，因此延展性不充分。
比较例2-2由于奥氏体相的Md过高，因此铁素体相的平均粒径减小，软质化不充分。
比较例2-3由于过剩的N含量，因此C+N的量多。另外，由于奥氏体相的比例多，奥氏体相的Md过低，因此软质化及延展性不充分。
比较例2-4由于N含量过多，并且冷轧退火板的Md过低，因此奥氏体相的稳定度高，变得难以使其相变为加工诱发马氏体相。另外，由于奥氏体相的Md也过低，因此延展性不充分。
比较例2-5由于奥氏体相的比例过少，因此铁素体相的比例提高，延展性不充分。
比较例2-6的Ni的含量多、Cr的含量少。另外，由于奥氏体相的比例多，因此软质化不充分。另外，由于奥氏体相的Md也过低，因此延展性也不充分。
由以上的结果可知，根据本发明，能够提供与以往的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材相比为软质且高延展性的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材。即，根据本发明，通过设定为以下的[1]～[10]的构成，能够提供与以往的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材相比为软质且高延展性的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材。
[1]一种铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其具有下述组成：以质量为基准计包含C：0.001～0.050％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.0～4.5％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Ni：1.5～3.5％、Cr：19.6～24.0％、Mo：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.20％、N：0.010～0.090％，C+N低于0.130％，剩余部分由Fe及杂质构成，
由下述式(1)表示的Md的值为50.0～150.0℃：
Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (1)
式中，元素符号表示各元素的含量(质量％)，
具有奥氏体相为25～49体积％的金属组织，
上述奥氏体相的由上述式(1)表示的Md的值为35.0～100.0℃。
[2]根据[1]所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其以质量为基准计进一步包含选自Nb：0.010～0.500％、Ti：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％、W：0.05～0.50％、Co：0.01～0.30％、B：0.0002～0.0050％、Sn：0.010～0.500％、Al：0.010～0.050％、Mg：0.0002～0.0100％、Ca：0.0002～0.0100％、Ta：0.050％以下、Ga：0.050％以下、Zr：0.01～0.50％、REM：0.0002～0.0100％中的1种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其以质量为基准计C：0.001～0.040％、N：0.010～0.080％、C+N低于0.120％，上述奥氏体相为25～40体积％。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其中，上述奥氏体相的上述Md的值为50.0～90.0℃。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其中，铁素体相的平均粒径为7.0μm以上。
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其中，由下述式(2)表示的DF的值为50.0～80.0：
DF＝7.2(Cr+0.88Mo+0.78Si)-8.9(Ni+0.03Mn+0.72Cu+22C+21N)-44.9(2)
式中，元素符号表示各元素的含量(质量％)。
[7]根据[6]所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其中，上述DF的值为60.0～80.0。
[8]根据[1]～[7]中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其抗拉强度为800MPa以下。
[9]根据[1]～[8]中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其均匀伸长率为30.0％以上。
[10]根据[1]～[9]中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其在以3.3×10-4～8.3×10-3s-1的应变速度进行拉伸试验时，15～20％的应变区域的n值相对于20～25％的应变区域的n值的n值比为0.80以下。

Claims (10)

1.一种铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其具有下述组成：以质量为基准计包含C：0.001～0.050％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.0～4.5％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Ni：1.5～3.5％、Cr：19.6～24.0％、Mo：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.20％、N：0.010～0.090％，C+N低于0.130％，剩余部分由Fe及杂质构成，
由下述式(1)表示的Md的值为50.0～150.0℃：
Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (1)
式中，元素符号表示各元素的以质量％计的含量，
具有奥氏体相为25～49体积％的金属组织，
所述奥氏体相的由所述式(1)表示的Md的值为35.0～100.0℃。
2.根据权利要求1所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其以质量为基准计进一步包含选自Nb：0.010～0.500％、Ti：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％、W：0.05～0.50％、Co：0.01～0.30％、B：0.0002～0.0050％、Sn：0.010～0.500％、Al：0.010～0.050％、Mg：0.0002～0.0100％、Ca：0.0002～0.0100％、Ta：0.050％以下、Ga：0.050％以下、Zr：0.01～0.50％、REM：0.0002～0.0100％中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其以质量为基准计C：0.001～0.040％、N：0.010～0.080％、C+N低于0.120％，所述奥氏体相为25～40体积％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其中，所述奥氏体相的所述Md的值为50.0～90.0℃。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其中，铁素体相的平均粒径为7.0μm以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其中，由下述式(2)表示的DF的值为50.0～80.0：
DF＝7.2(Cr+0.88Mo+0.78Si)-8.9(Ni+0.03Mn+0.72Cu+22C+21N)-44.9(2)
式中，元素符号表示各元素的以质量％计的含量。
7.根据权利要求6所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其中，所述DF的值为60.0～80.0。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其抗拉强度为800MPa以下。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其均匀伸长率为30.0％以上。
10.根据权利要求1～9中任一项所述的铁素体-奥氏体系双相不锈钢材，其在以3.3×10-4～8.3×10-3s-1的应变速度进行拉伸试验时，15～20％的应变区域的n值相对于20～25％的应变区域的n值的n值比为0.80以下。
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