(57)【要約】【課題】せん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼板及び二相ステンレス線状鋼材の提供を目的とする。【解決手段】所定の化学組成を有し、下記式（１）および（２）を満たし、圧延方向に垂直な断面において、フェライト／オーステナイト相界面間の距離の最大値が、フェライト相において１００μｍ以下、オーステナイト相において３０μｍ以下である二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼板及び二相ステンレス線状鋼材を採用する。  ［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋１．５［Ｗ］＋２［Ｃｕ］＋０．５［Ｎｉ］＋２０［Ｎ］≧２５．０  ・・・  （１）  ５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）−１３．７［Ｃｒ］−１８．５［Ｍｏ］≦８０．０  ・・・  （２）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
Ｍｎ：６．００％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：１．００〜５．００％、
Ｃｒ：１８．００〜２５．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｃｕ：０．３０〜４．００％、
Ｗ：０．００５〜１．００％、
Ｎ：０．１００〜０．２５０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０５０％及び
Ｏ：０．００７０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（１）および下記式（２）を満たし、
圧延方向に垂直な断面において、フェライト／オーステナイト相界面間の距離の最大値が、フェライト相において１００μｍ以下、オーステナイト相において３０μｍ以下であることを特徴とするせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼。
［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋１．５［Ｗ］＋２［Ｃｕ］＋０．５［Ｎｉ］＋２０［Ｎ］≧２５．０  ・・・  （１）
５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）−１３．７［Ｃｒ］−１８．５［Ｍｏ］≦８０．０  ・・・  （２）
なお、上記式（１）および（２）中の［］付き元素は、当該元素の鋼中の含有質量％を表す。
【請求項２】
さらに以下の群のうち少なくとも１群以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼。
第１群：
質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
Ｃｏ：０．００５〜０．２５％及び
Ｖ：０．００５〜０．１５％
から選択される１種または２種以上。
第２群：
質量％で、
Ｓｎ：０．００５〜０．２０％、
Ｓｂ：０．００５〜０．２０％、
Ｇａ：０．００１〜０．０５０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．５０％、
Ｔａ：０．００５〜０．１００％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％及び
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％
から選択される１種または２種以上。
【請求項３】
Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＮのうちいずれか１種以上の元素の含有量が、質量％で、Ｃ：０．００７〜０．０２５％、Ｍｎ：０．５０〜５．００％、Ｃｒ：２０．００〜２３．００％、Ｎｉ：１．３０〜４．７０％、Ｎ：０．１１０〜０．２４０％の範囲を満たし、
下記式（１ａ）を満たし、
圧延方向に垂直な断面において、フェライト／オーステナイト相界面間の距離の最大値が、フェライト相において８０μｍ以下、オーステナイト相において２５μｍ以下を満たすことを特徴とする請求項１または請求項２に記載のせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼。
［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋１．５［Ｗ］＋２［Ｃｕ］＋０．５［Ｎｉ］＋２０［Ｎ］≧３０．０  ・・・  （１ａ）
なお、上記式（１ａ）中の［］付き元素は、当該元素の鋼中の含有質量％を表す。
【請求項４】
前記二相ステンレス鋼が二相ステンレス鋼板であることを特徴とする請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載のせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼板。
【請求項５】
前記二相ステンレス鋼が二相ステンレス線状鋼材であることを特徴とする請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載のせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス線状鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、せん断加工面の耐食性が、圧延面のそれに比べて劣化しないフェライト相とオーステナイト相とからなる二相ステンレス鋼に関する。特に、本発明は、せん断加工のまま、せん断加工面に対して研磨等の加工処理を行わずに使用される用途に供して好適な、せん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼、鋼板及び線状鋼材に関する。
本願は、２０１６年１０月６日に、日本に出願された特願２０１６−１９８２２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
二相ステンレス鋼はフェライト相（α相）とオーステナイト相（γ相）とからなる二相組織を有し、強度と耐食性とに優れた材料として幅広い分野に使用されている。このような二相ステンレス鋼の製造過程では、その利便性からせん断加工による打ち抜き、切断が行われることが多い。その一方で、二相ステンレス鋼は強度が高いため、フェライト系ステンレス鋼やオーステナイト系ステンレス鋼よりも加工性が劣る。加工性を改善した二相ステンレス鋼の例として、特許文献１（特許第３７２０２２３号公報）では、ドリル加工性（被削性）に着目した二相ステンレス鋼が開示されている。
【０００３】
二相ステンレス鋼のせん断加工面の表面状態は、形状によってせん断面、破断面、バリに分類される。これらは切断ままでは平滑ではなく、特に破断面には被さりが生じ、微細なすきまが形成される。ステンレス鋼では、すきま内部は平滑な面よりも腐食が生じやすい。そのため、すきまの存在するせん断加工面の耐食性は、平滑な圧延面と比較して耐食性が劣る。先述の特許文献１は二相ステンレス鋼の加工性の改善を意図するものであり、耐食性については検討されていない。
【０００４】
そのため、加工面が腐食環境に曝される場合、研磨等によりせん断面、破断面、バリを除去し平滑とするか、耐食性向上のため合金成分の多い高価な鋼種を適用する必要があった。こういった背景から、特許文献２（特許第５３７５０６９号公報）のように、端面のバリの性状に着目し耐食性を確保しようとするステンレス鋼板が開示されているが、二相ステンレス鋼は先述の通りフェライト系ステンレス鋼よりも強度が高く、せん断加工面の性状が大きく異なる。このため、上記特許文献２に記載の方法では二相ステンレス鋼のせん断加工面の耐食性を改善するには不十分である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第３７２０２２３号公報
【特許文献２】特許第５３７５０６９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
フェライト系ステンレス鋼は比較的せん断加工性に優れ、加工面の被さりは軽減されるものの、Ｎｉが添加されていないため耐すきま腐食性が十分ではなく、発銹しやすい。これに対し、Ｍｏを含有することで耐すきま腐食性を改善したフェライト系ステンレス鋼が提供されているが、Ｍｏは高価であるため、合金コストの上昇につながる。オーステナイト系ステンレス鋼はＮｉを多量に含むため、フェライト系ステンレス鋼と比較して耐すきま腐食性は高いものの、靭性が高い上、加工硬化を生じやすい性質を有する。そのため、加工面の被さりが発生し、すきまが形成されやすい。また高価なＮｉを多量に含むため、合金コストが高価である。
二相ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して省Ｎｉでありながら、Ｃｒ量およびＮ量が多く、耐すきま腐食性が高く、フェライト系ステンレス鋼よりも靭性に優れ、またこれらのステンレス鋼と比較して強度が高い。しかしその一方で、二相ステンレス鋼は強度が高いため、加工性が低下し、すきま腐食の起点となる被さりが発生しやすい。そのため、従来のせん断加工面の耐食性の改善方法のみでは不十分であり、腐食発生の問題が残存している。
【０００７】
本発明は上記の問題を有利に解決するもので、せん断加工面が研磨等の処理を行われることなく腐食環境に曝される用途に適用可能な、せん断加工面の耐食性劣化が生じない二相ステンレス鋼、鋼板及び線状鋼材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
発明者らは、二相ステンレス鋼としての鋼板または線状鋼材のせん断加工面の耐食性の改善を図るべく種々の検討を加えた。その結果、破断面の表面粗さを軽減させることで被さりが低減され、せん断加工面の耐食性が劣化しなくなり、高価なＮｉ、Ｍｏの含有量を低減させつつ腐食発生を防止できることを見出した。
【０００９】
さらに検討を進めた結果、破断面の表面粗さの軽減については、フェライト／オーステナイト相界面間の距離を適切に制御し、フェライト相及びオーステナイト相を適切に分布させることが有効であるとの知見を得た。
【００１０】
加えて、加工面の耐すきま腐食性と添加元素量の関係について、種々添加元素量を変更した試験片を作製し腐食試験により調査した。その結果、各元素の耐すきま腐食性向上効果を定量化し、必要な元素量に関する知見を得た。
【００１１】
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
【００１２】
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
Ｍｎ：６．００％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：１．００〜５．００％、
Ｃｒ：１８．００〜２５．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｃｕ：０．３０〜４．００％、
Ｗ：０．００５〜１．００％、
Ｎ：０．１００〜０．２５０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０５０％及び
Ｏ：０．００７０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（１）および下記式（２）を満たし、
圧延方向に垂直な断面において、フェライト／オーステナイト相界面間の距離の最大値が、フェライト相において１００μｍ以下、オーステナイト相において３０μｍ以下であることを特徴とするせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼。
［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋１．５［Ｗ］＋２［Ｃｕ］＋０．５［Ｎｉ］＋２０［Ｎ］≧２５．０  ・・・  （１）
５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）−１３．７［Ｃｒ］−１８．５［Ｍｏ］≦８０．０  ・・・  （２）
なお、上記式（１）および（２）中の［］付き元素は、当該元素の鋼中の含有質量％を表す。
（２）さらに以下の群のうち少なくとも１群以上を含有することを特徴とする（１）に記載のせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼。
第１群：
質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
Ｃｏ：０．００５〜０．２５％及び
Ｖ：０．００５〜０．１５％
から選択される１種または２種以上。
第２群：
質量％で、
Ｓｎ：０．００５〜０．２０％、
Ｓｂ：０．００５〜０．２０％、
Ｇａ：０．００１〜０．０５０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．５０％、
Ｔａ：０．００５〜０．１００％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％及び
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％
から選択される１種または２種以上。
（３）Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＮのうちいずれか１種以上の元素の含有量が、質量％で、Ｃ：０．００７〜０．０２５％、Ｍｎ：０．５０〜５．００％、Ｃｒ：２０．００〜２３．００％、Ｎｉ：１．３０〜４．７０％、Ｎ：０．１１０〜０．２４０％の範囲を満たし、
下記式（１ａ）を満たし、
圧延方向に垂直な断面において、フェライト／オーステナイト相界面間の距離の最大値が、フェライト相において８０μｍ以下、オーステナイト相において２５μｍ以下を満たすことを特徴とする（１）または（２）に記載のせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼。
［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋１．５［Ｗ］＋２［Ｃｕ］＋０．５［Ｎｉ］＋２０［Ｎ］≧３０．０  ・・・  （１ａ）
なお、上記式（１ａ）中の［］付き元素は、当該元素の鋼中の含有質量％を表す。
（４）前記二相ステンレス鋼が二相ステンレス鋼板であることを特徴とする（１）乃至（３）の何れか一項に記載のせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼板。
（５）前記二相ステンレス鋼が二相ステンレス線状鋼材であることを特徴とする（１）乃至（３）の何れか一項に記載のせん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス線状鋼材。
なお、上記の圧延方向について、圧延方向が複数ある場合の圧延方向は、最も圧下量の大きい圧延を施した際の圧延方向とする。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の二相ステンレス鋼によれば、せん断加工面が研磨等の処理を行われることなく腐食環境に曝される用途に適用される二相ステンレス鋼において、高価なＮｉ、Ｍｏの含有量を低減させつつ、せん断加工面の耐食性劣化が生じず腐食発生を防止することができる。その結果、このような用途に適するステンレス鋼板及び線状鋼材を安価に得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、本実施形態に係る二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼板および二相ステンレス線状鋼材（以下、単に二相ステンレス鋼と記載する場合がある）の成分組成を限定した理由について説明する。なお、成分を示す％は質量％を意味する。
【００１５】
Ｃ：０．０３０％以下
Ｃ含有量が０．０３０％を超えると、Ｃｒ炭化物析出により耐食性が低下する。従ってＣ含有量は少ない方が望ましいが、０．０３０％以下までは許容できるため、これを上限とする。耐食性改善の観点から、好ましいＣ含有量の上限は０．０２５％以下である。下限は特に限定しないが、コストの観点から０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００７％以上である。好ましいＣ含有量は、０．００７〜０．０２５％である。
【００１６】
Ｓｉ：０．１０〜２．００％
Ｓｉは、脱酸のため０．１０％以上の含有量が必要である。そのため、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％以上とする。しかし、２．００％を超えて含有させると靭性が低下し、信頼性が損なわれるので、Ｓｉ含有量の上限を２．００％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は０．３０％以上が好ましく、上限は１．５０％未満が好ましい。したがって、好ましいＳｉ含有量は０．３０〜１．５０％未満である。
【００１７】
Ｍｎ：６．００％以下
Ｍｎは比較的安価な元素でありながら、鋼中のγ相量を増加させ、さらに窒素の固溶度を上げることで、Ｃｒ窒化物の析出を抑制する効果がある。一方で、Ｃｒを過度に含有させると耐食性劣化の原因となるため、Ｃｒ含有量の上限を６．００％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は０．５０％以上が好ましく、上限は５．００％以下が好ましい。したがって、好ましいＭｎ含有量は０．５０〜５．００％である。
【００１８】
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素であるが、熱間加工性を劣化させるため、Ｐ含有量の上限は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、コストの観点から０．００５％以上とすることが好ましい。
【００１９】
Ｓ：０．００５０％以下
ＳはＰと同様に鋼中に不可避的に含有される元素であるが、熱間加工性、靭性、耐食性を劣化させるため、Ｓ含有量の上限は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、コストの観点から０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましいＳ含有量の下限は０．０００７％以上である。
【００２０】
Ｎｉ：１．００〜５．００％
Ｎｉは、ステンレス鋼の耐すきま腐食性を向上させる元素である。すきま腐食は、すきま内部のｐＨが低下し不働態皮膜が維持できなくなることにより発生する腐食であるが、Ｎｉは低ｐＨ環境でのステンレス鋼の溶解を抑制する効果がある。Ｎｉ含有量が過少では耐すきま腐食性を向上する効果が得られない。一方、Ｎｉを過剰に含有させると、コストが上昇するだけでなく、鋼中のγ相が過剰となり熱間加工性が低下する。このため、Ｎｉ含有量の下限は１．００％以上とし、上限は５．００％以下とする。したがって、Ｎｉ含有量は１．００〜５．００％とする。Ｎｉ含有量の下限は１．３０％以上が好ましく、上限は４．７０％以下が好ましい。したがって、好ましいＮｉ含有量は１．３０〜４．７０％である。上限は更に好ましくは４．５０％以下であり、より好ましいＮｉ含有量は１．３０〜４．５０％である。
【００２１】
Ｃｒ：１８．００〜２５．００％
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。特に本実施形態に係る二相ステンレス鋼は高価なＭｏの量を低減させているため、Ｃｒによる耐食性確保が必要となる。このため、Ｃｒ含有量の下限は１８．００％以上とする。好ましいＣｒ含有量の下限は１９．００％以上である。更に好ましいＣｒ量の下限は２０．００％以上である。一方、Ｃｒはα相を増加させる元素であり、過剰に含有させると鋼中のα相が過剰になり、靭性が劣化する。このためＣｒ含有量の上限は２５．００％以下とする。好ましいＣｒ含有量の上限は２４．５０％以下である。更に好ましいＣｒ含有量の上限は２３．００％以下である。
【００２２】
Ｍｏ：０．０１〜１．００％
Ｍｏは、Ｃｒを超える高い耐食性向上効果を有するが、非常に高価な元素であり、またＭｏ含有量が過剰だと硬質化を招き加工性を劣化させる。このため、Ｍｏ量の上限は１．００％以下とする。なお、好ましいＭｏ含有量の上限は０．８５％以下である。Ｍｏの耐食性を向上させる効果は、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では、その添加効果に乏しいため、Ｍｏ含有量の下限を０．０１％以上とする。Ｍｏ含有量の下限は０．０５％以上が好ましく、更に好ましくは０．２０％以上である。
【００２３】
Ｃｕ：０．３０〜４．００％
Ｃｕは、Ｎｉと同様に低ｐＨ環境でのステンレス鋼の溶解を抑制する効果がある。ただし、Ｃｕを過剰に含有させた場合、熱間加工性が著しく損なわれる。そのため、Ｃｕ含有量の上限は４．００％以下とする。好ましいＣｕ含有量の上限は３．５０％以下である。一方、Ｃｕ含有量が０．３０％未満では上記効果が十分に発揮されない。したがって、Ｃｕ含有量の下限を０．３０％以上とする。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．５０％以上であり、更に好ましくは０．７０％以上である。Ｃｕを多量に含有すると熱間加工性の低下が生じる場合がある。そのため、熱間加工性を抑制する観点からは、Ｃｕ含有量の上限を１．５０％以下とすることが好ましく、１．２０％以下とすることが更に好ましい。
【００２４】
Ｗ：０．００５〜１．００％
Ｗは、耐食性を向上させる効果がある。しかしＷは、高価である上、過剰に含有させるとσ相の析出を促進することで耐食性の低下を招く。そのため、Ｗ含有量の上限は１．００％以下とする。なお、好ましいＷ含有量の上限は０．８５％以下である。しかしながら、Ｗ含有量が０．００５％未満では、上記効果は得られないため、Ｗ含有量の下限を０．００５％以上とする。Ｗ含有量の下限は、好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｗの含有量が増えると、硬質化を招き、加工性を低下させるため、加工性の観点からは、Ｗ量の上限を０．５０％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることがさらに好ましい。
【００２５】
Ｎ：０．１００〜０．２５０％
Ｎは、耐食性を著しく高め、γ相量を高める効果がある。この効果を得るためには、０．１００％以上の含有量が必要である。したがって、Ｎ含有量の下限を０．１００％以上とする。好ましいＮ含有量の下限は０．１１０％以上である。しかし、Ｎ含有量が０．２５０％を超えると、鋼中に窒化物を形成して耐食性や靭性を低下させる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．２５０％以下とする。好ましいＮ含有量の上限は０．２４０％以下である。
【００２６】
Ａｌ：０．００３〜０．０５０％
Ａｌは、強力な脱酸作用を持つため、鋼中の酸素低減のため０．００３％以上の含有量が必要である。したがって、Ａｌ含有量の下限を０．００３％以上とする。しかし、ＡｌはＮとの間で窒化物を形成しやすく、窒化物が形成されると靭性が大きく低下する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０５０％以下とする。したがって、Ａｌ含有量は０．００３〜０．０５０％とする。また、Ａｌ含有量の下限は０．００５％以上が好ましく、上限は０．０４０％以下が好ましい。したがって、好ましいＡｌ含有量は０．００５〜０．０４０％である。
【００２７】
Ｏ：０．００７０％以下
Ｏは、鋼中に過剰に存在すると酸化物を生成し、靭性を低下させる。そのため、Ｏ含有量の上限を０．００７０％以下とする。好ましいＯ含有量の上限は０．００５０％以下である。Ｏ含有量の下限は特に限定しないが、コストの観点から０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００２８】
以上、本実施形態に係る二相ステンレス鋼の基本成分について説明したが、本実施形態に係る二相ステンレス鋼では、上述した基本元素の他にも耐食性改善のために、以下に述べる第１群および第２群のうち、少なくとも１群以上を含有させることができる。第１群および第２群の元素は、含有させてもよく、含有させなくてもよい。含有させない場合のそれぞれの元素の下限は０％である。
まず、第１群の元素について以下に説明する。第１群は、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｃｏ：０．００５〜０．２５％及びＶ：０．００５〜０．１５％から選択される１種または２種以上からなる。それぞれの元素について以下に説明する。
【００２９】
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％
Ｎｂは、Ｃ、Ｎを固定して、Ｃｒ炭化物の析出による耐食性低下を防ぎ、耐食性を向上させる元素である。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、その添加効果が乏しいため、Ｎｂ含有量の下限を０．００５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、固溶強化によりα相が硬質化して加工性を低下させるため、Ｎｂ含有量の上限を０．２０％以下とする。そのため、Ｎｂ量は０．００５〜０．２０％とすることが好ましい。
【００３０】
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％
Ｔｉは、Ｃ、Ｎを固定して、Ｃｒ炭化物の析出による鋭敏化を防ぎ、耐食性を向上させる元素である。しかしながらＴｉ含有量が０．００５％未満では、その添加効果が乏しいため、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、α相の硬質化を招き、靱性を低下させ、さらにＴｉ系析出物により表面粗さの低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．２０％以下とする。従って、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．２０％とすることが好ましい。
【００３１】
Ｃｏ：０．００５〜０．２５％
Ｃｏは、Ｃｒ炭化物の析出を抑制し、耐食性の低下を抑制する効果がある。この効果は、０．００５％以上のＣｏの添加によって認められるため、Ｃｏ含有量の下限を０．００５％以上とする。Ｎｉとの共存により微量のＣｏを添加しても、その効果を発現するが、Ｃｏ量が０．００５％未満では、その効果は認められない。一方、Ｃｏは稀少な元素であり高価であることから、多量のＣｏの添加は過大なコスト増加を招く。そのため、Ｃｏ含有量の上限を０．２５％以下とする。より好ましいＣｏ含有量の上限は０．１２％以下である。
【００３２】
Ｖ：０．００５〜０．１５％
Ｖは、強力な炭化物生成元素である。そのため、高温域で炭化物を形成しやすいＶを添加すると、Ｃｒ炭化物の析出を抑制し、耐食性低下を抑制する効果が得られる。この効果は、０．００５％以上のＶの添加によって認められるため、Ｖ含有量の下限を０．００５％以上とする。一方、過剰な量のＶの添加は硬質化を招くため、Ｖ含有量の上限を０．１５％以下とする。
【００３３】
次に、第２群の元素について説明する。第２群は、Ｓｎ：０．００５〜０．２０％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０％、Ｇａ：０．００１〜０．０５０％、Ｚｒ：０．００５〜０．５０％、Ｔａ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％及びＭｇ：０．０００２〜０．００５０％から選択される１種または２種以上からなる。それぞれの元素について以下に説明する。
【００３４】
Ｓｎ：０．００５〜０．２０％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０％
Ｓｎ、Ｓｂは耐食性を向上させる元素であるが、α相の固溶強化元素でもあり、加工性の低下を招く元素でもある。そのため、Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの含有量の上限を０．２０％以下とする。Ｓｎ、Ｓｂのいずれかの含有量が０．００５％以上の場合、耐食性を向上させる効果が発揮されるため、Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの含有量の下限を０．００５％以上とする。したがって、Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの含有量を０．００５〜０．２０％とすることが好ましい。Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの含有量の下限は、好ましくは０．０３０％以上である。Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの含有量の上限は、好ましくは０．１０％以下である。
【００３５】
Ｇａ：０．００１〜０．０５０％
Ｇａは、耐食性を向上する効果がある元素である。Ｇａ含有量が０．００１％以上で、上記効果が発現する。そのため、Ｇａ含有量の下限を０．００１％以上とする。Ｇａ含有量が０．０５０％を超えると、上記効果が飽和するため、Ｇａ含有量の上限を０．０５０％以下とする。そのため、０．００１〜０．０５０％の範囲の量でＧａを含有させることができる。
【００３６】
Ｚｒ：０．００５〜０．５０％
Ｚｒは、耐食性を向上する効果がある元素である。Ｚｒ含有量が０．００５％以上で、上記効果が発現する。そのため、Ｚｒ含有量の下限を０．００５％以上とする。Ｚｒ含有量が０．５０％を超えると、上記効果が飽和するため、Ｚｒ含有量の上限を０．５０％以下とする。そのため、０．００５〜０．５０％の範囲の含有量でＺｒを含有させることができる。
【００３７】
Ｔａ：０．００５〜０．１００％
Ｔａは、介在物の改質により耐食性を向上させる効果があり、必要に応じて含有してもよい。０．００５％以上の量のＴａによって上記効果が発揮されるため、Ｔａ含有量の下限を０．００５％以上とすれば良い。ただし、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、常温での延性の低下や靭性の低下を招く。このため、Ｔａ含有量の上限を０．１００％以下とする。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．０５０％以下である。また、少量のＴａ含有量によって上記効果を発現させる場合には、Ｔａ含有量の上限を０．０２０％以下とすることが好ましい。
【００３８】
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは、２次加工脆化や熱間加工性の劣化を防止するのに有用な元素であり、耐食性には影響を与えない元素である。そのため、Ｂ含有量の下限を０．０００２％以上としてＢを含有させることができる。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、かえって熱間加工性が劣化するので、Ｂ含有量の上限を０．００５０％以下とする。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００２０％以下である。
【００３９】
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％
Ｃａは、熱間加工性を改善するのに有用な元素である。そのため、Ｃａ含有量の下限を０．０００２％以上としてＣａを含有させることができる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、かえって熱間加工性が劣化するので、Ｃａ含有量の上限を０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％以上である。
【００４０】
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％
Ｍｇは、熱間加工性を改善するのに有用な元素である。そのため、Ｍｇ含有量の下限を０．０００２％以上としてＭｇを含有させることができる。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、かえって熱間加工性が劣化するので、Ｍｇ含有量の上限を０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％以上である。
【００４１】
本実施形態に係る二相ステンレス鋼は、上述した元素以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物であるが、上述した各元素以外の他の元素も、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。
【００４２】
次に、本実施形態に係る二相ステンレス鋼は、加工面の耐すきま腐食性確保のために、下記の添加元素量の式（１）を満たす必要がある。下記式（１）の左辺で表されるＣＣＲＩは、「鉄と鋼」Ｖｏｌ．６３  Ｎｏ．１１  ｐ．３９６に記載されている成分式に、発明者らがＮ及びＷの効果を確認し追加したものである。耐すきま腐食性を高める元素の添加量が小さい場合、すなわち下記式（１）の左辺で表されるＣＣＲＩが２５．０未満の場合、母材素地の耐食性が劣化するため、加工面においてすきま腐食が発生する。なお、耐すきま腐食性をより向上させるためには、下記式（１ａ）を満たすことがより好ましい。下記式（１）および下記式（１ａ）中の［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｗ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］及び［Ｎ］は、当該元素の鋼中の含有質量％を表す。
【００４３】
［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋１．５［Ｗ］＋２［Ｃｕ］＋０．５［Ｎｉ］＋２０［Ｎ］≧２５．０  ・・・  （１）
［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋１．５［Ｗ］＋２［Ｃｕ］＋０．５［Ｎｉ］＋２０［Ｎ］≧３０．０  ・・・  （１ａ）
【００４４】
下記式（２）の左辺で表されるＭｄ３０は、一般にオーステナイト系ステンレス鋼において、加工誘起マルテンサイトによる加工硬化の度合いを示す成分式として知られており、「鉄と鋼」Ｖｏｌ．６３  Ｎｏ．５  ｐ．７７２等に記載されている。一般に合金元素の添加量が少ないほどＭｄ３０が高くなり、加工硬化しやすくなる傾向にある。本発明鋼は二相ステンレス鋼であるが、省合金タイプのためγ相は従来の二相ステンレス鋼より加工硬化しやすいと考えられる。加工硬化が大きい場合、破断面の表面粗さが大きくなり、すきまが形成され耐食性が劣化する。そのため、本実施形態に係る二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼板および二相ステンレス線状鋼材では、破断面の表面粗さを良好とするために、下記式（２）の左辺で表されるＭｄ３０を８０．０以下とする。なお、下記式（２）中の［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］［Ｃｕ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、当該元素の鋼中の含有質量％を表す。
【００４５】
５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）−１３．７［Ｃｒ］−１８．５［Ｍｏ］≦８０．０  ・・・  （２）
【００４６】
本実施形態に係る二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼板および二相ステンレス線状鋼材は、圧延方向に垂直な断面において、α／γ相界面間の距離の最大値が、α相において１００μｍ以下、γ相において３０μｍ以下であることを特徴とする。ここで、上記の圧延方向について、圧延方向が複数ある場合の圧延方向は、最も圧下量の大きい圧延を施した際の圧延方向とする。
α相及びγ相からなる二相ステンレス鋼では、せん断に伴う割れはα相とγ相を交互に進展する。本発明者らは、耐食性試験及びミクロ組織観察を行い、α相、γ相のいずれの相においても、結晶粒径とは無関係に、単一の相を連続して貫通する距離が長くなると、表面粗さが大きくなって破断面にすきまが形成され、耐食性が劣化することを見出した。さらに詳細に解析を進めた結果、α／γ相界面間の距離の最大値が、α相において１００μｍ、γ相において３０μｍを超えた場合に耐食性が劣化することを見出した。そのため、本実施形態に係る二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼板および二相ステンレス線状鋼材では、α／γ相界面間の距離の最大値を、α相において１００μｍ以下、γ相において３０μｍ以下とする。より好ましいα／γ相界面間の距離の最大値は、α相において８０μｍ以下、γ相において２５μｍ以下である。
【００４７】
本実施形態に係る二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼板および二相ステンレス線状鋼材では、上述した化学組成を満たし、さらにＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＮのうちいずれか１種以上の元素の含有量が、Ｃ：０．００７〜０．０２５％、Ｍｎ：０．５０〜５．００％、Ｃｒ：２０．００〜２３．００％、Ｎｉ：１．３０〜４．７０％及びＮ：０．１１０〜０．２４０％の範囲を満たし、上記式（１ａ）および（２）を満たし、更に圧延方向に垂直な断面において、フェライト／オーステナイト相界面間の距離の最大値が、フェライト相において８０μｍ以下、オーステナイト相において２５μｍ以下を満たすことで、より耐食性を向上させることができる。
【００４８】
次に、本実施形態に係る二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼板および二相ステンレス線状鋼材の製造方法について説明する。
α／γ相界面間の距離を上記の範囲に制御するためには、熱間圧延において適切な条件を選ぶことが重要である。熱間圧延前の鋳片加熱温度について、１３００℃以上とするとα相が過剰に成長し、α相での相界面間の距離が大きくなる。一方、１０５０℃未満では圧延時の変形抵抗が過大となり製造が困難となる。このため、熱間圧延前の鋳片加熱温度を１０５０℃以上１３００℃未満とする。好ましい熱間圧延前の鋳片加熱温度の下限は１１００℃以上である。また、加熱時間が長いとα相が過剰に成長し、α相での相界面間の距離が大きくなるため、所定の温度に到達した後の保定時間は３６０ｍｉｎ以下とする。
【００４９】
熱間圧延では、適切な圧下量を選ぶことが重要である。具体的には、鋼板ではパス数を少なくとも１０パス以上とし、３パス目までは各パス毎に圧延前板厚／圧延後板厚≦１．０５となるよう圧下し、最終パスから数えて３パス以内の少なくとも１パス以上で圧延前板厚／圧延後板厚＞１．２５となるように圧下し、鋳片厚さ／製品厚さ≧５．０となるように圧下することで、α相、γ相それぞれの界面間の距離が上述の範囲となる組織が得られる。また、線状鋼材では、パス数を少なくとも１０パス以上とし、３パス目までは各パス毎に圧延前断面積／圧延後断面積≦１．０２となるよう圧下し、最終パスから数えて３パス以内の少なくとも１パス以上で圧延前断面積／圧延後断面積＞１．１２となるよう圧下し、鋳片断面積／製品断面積≧２．２となるよう圧下することで、α相、γ相それぞれの界面間の距離が上述の範囲となる組織が得られる。なお、鋳片厚さ／製品厚さ、鋳片断面積／製品断面積は、圧減比という場合がある。また、熱間圧延時における３パス目までの各パス毎の圧減比を初期３パス圧減比という場合があり、最終パスから数えて３パス以内の各パス毎の圧減比を最終３パス圧減比という場合がある。
【００５０】
パス数について、本願所定範囲の組織を得るためには圧下量を大きくする必要があるが、１パスあたりの圧下量が大きいと鋼材形状の悪化や割れを招く。そのため、鋼板では、パス数は１０パス以上とし、板厚が大きい圧延初期（具体的には３パス目まで）は各パス毎の圧減比を圧延前板厚／圧延後板厚≦１．０５として１パスあたりの圧下量を小さくする。すなわち鋼板では、初期３パス圧減比の最大値を１．０５以下とする。線状鋼材では、パス数は１０パス以上とし、断面積が大きい圧延初期（具体的には３パス目まで）は各パス毎の圧減比を圧延前断面積／圧延後断面積≦１．０２として１パスあたりの圧下量を小さくする。すなわち線状鋼材では、初期３パス圧減比の最大値を１．０２以下とする。
また、圧延時にはγ相の再結晶及び粒成長により、圧延後期（具体的には最終パスから数えて４パス目終了時点）ではγ相での相界面の距離が本願の範囲より大きくなる。また、熱間圧延後の固溶化熱処理においてもγ相の再結晶及び粒成長が生じ、γ相での相界面の距離が大きくなる。そこで、鋼板および線状鋼材のいずれにおいても、最終パスから数えて３パス以内で上記の圧下をそれぞれ行うことにより、γ相での相界面の距離が本願所定範囲に入り、鋼材の特性を発現できる。すなわち鋼板では、最終３パス圧減比の最大値を１．２５超とし、線状鋼材では、最終３パス圧減比の最大値を１．１２超とする。
鋼板における鋳片厚さ／製品厚さ（圧減比）について、より好ましい範囲は鋳片厚さ／製品厚さ≧７．０である。線状鋼材における鋳片断面積／製品断面積（圧減比）について、より好ましい範囲は鋳片断面積／製品断面積≧２．７である。熱間圧延後の固溶化熱処理条件は、通常の範囲（９００〜１１００℃、２〜４０分）とすれば良い。固溶化熱処理後の冷却方法は、γ相が過剰に成長して、γ相での相界面の距離が大きくなることを防ぐため水冷とする。具体的には水中浸漬等を選択すれば良い。
【００５１】
上記の製造方法で得られた熱間圧延鋼板は、さらに冷間圧延、焼鈍、酸洗を行ってもよい。これらの工程については特に制限はなく、条件は適宜選択すれば良い。
【００５２】
上記の製造方法で得られた熱間圧延線状鋼材は、さらに冷間加工、焼鈍、酸洗を行ってもよい。これらの工程については特に制限はなく、条件は適宜選択すれば良い。
【実施例】
【００５３】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１及び表２に示す組成の鋼を溶製した。表中のＣＣＲＩは下記式の値を示す。
ＣＣＲＩ＝［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋１．５［Ｗ］＋２［Ｃｕ］＋０．５［Ｎｉ］＋２０［Ｎ］
なお、上記式（１）中の［］付き元素は、当該元素の鋼中の含有質量％を表す。
【００５４】
表１（鋼種１〜２１）及び表２（鋼種ａ〜ｗ）に示す組成の鋼を溶製した。次に表１に示す組成の鋼を、鋼板は表３（Ｎｏ．１〜２１）及び表４（Ｎｏ．２２〜２７）、線状鋼材は表５（Ｎｏ．２８〜４８）及び表６（Ｎｏ．４９〜５４）に示す条件で熱間圧延（圧延前加熱時間３００ｍｉｎ）を施し、その後、いずれも固溶化熱処理（１０３０℃、８ｍｉｎ、水冷）を行うことにより製造した。
また、表２に示す組成の鋼を、鋼板は表７（Ｎｏ．５５〜７７）、線状鋼材は表８（Ｎｏ．７８〜１００）の条件で熱間圧延（圧延前加熱時間３００ｍｉｎ）をし、その後、いずれも固溶化熱処理（１０３０℃、８ｍｉｎ、水冷）を行うことにより製造した。表３〜８中の圧減比は、鋼板（表３、４、７）では鋳片厚さ／製品厚さ、線状鋼材（表５、６、８）では鋳片断面積／製品断面積の値を示す。固溶化熱処理を行った全ての鋼板および線状鋼材をスケール除去のため酸洗した。なお、表１〜８中の下線は本発明の範囲外であること、もしくは製造条件が好ましくないことを示す。なお、表３〜８の圧延前加熱温度は、熱間圧延前の鋳片加熱温度を意味する。
【００５５】
上記の製造方法で得られた鋼板及び線状鋼材を圧延方向に対して垂直な方向に切断し、切断面を鏡面研磨した。この研磨面において、鋼板であれば板厚中心からの距離≦０．５ｍｍかつ板幅中心からの距離≦２０ｍｍ、線状鋼材であれば中心からの距離≦０．５ｍｍとなる範囲で、走査型電子顕微鏡を用いて電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法によりα相とγ相を分離した組織図を得た。これらの組織図上で、鋼板であれば圧延方向に対して垂直な方向に長さ０．２５ｍｍの直線を０．３ｍｍ以上の間隔を開けて１０カ所、線状鋼材であれば中心から長さ０．２５ｍｍの直線を２０°以上の角度を開けて１０カ所選び、これらの直線上における各相でのα／γ相界面間の距離の最大値を測定した。なお、いずれかの直線上においてα／γ相界面が１個以下となる場合は、α相もしくはγ相において単一の相を連続して貫通する距離が長いことを示すものであり、本発明の範囲外とした。α／γ相界面間の距離の最大値の測定結果を表３〜８に示す。表中のＬα及びＬγは、それぞれα相及びγ相におけるα／γ相界面間の距離の最大値を示す。なお、ＥＢＳＤ法による相の同定では加速電圧を２５ｋＶ、ステップサイズを０．５μｍとした。
【００５６】
耐食性試験の試験片は、鋼板は２０ｍｍ×４０ｍｍの大きさ、線状鋼材は３０ｍｍの長さにシャーにより切り出した後、せん断加工面を除く全面を＃６００まで湿式研磨し、アセトンにより脱脂したものを用いた。傾き７５°でサイクル試験機に試験片を設置した。ＪＡＳＯ  Ｍ  ６０９−９１に準拠したサイクル腐食試験を６サイクル行い、せん断加工面において×１０のルーペを用いて目視にて観察し、錆の有無を評価した結果を表３〜８に示す。なお錆発生量の基準として、点銹の発生のないもの（ＳＵＳ３１６Ｌと同等以上）を◎、加工面全体にわずかに点銹が生じたもの（ＳＵＳ３０４と同等以上）を○、明確に点銹が発生したものを×とした。
【００５７】
各試験片のα／γ相界面間の距離の最大値と耐食性試験の結果を表３〜８に示す。表３（Ｎｏ．１〜２１）、表５（Ｎｏ．２８〜４８）から、鋼の化学組成、ＣＣＲＩ、Ｍｄ３０及びα／γ相界面間の距離の最大値（Ｌα及びＬγ）が本発明の範囲を満足していれば、鋼板および線状鋼材においてもせん断加工面の耐食性が良好となることがわかる。特に、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＮのうちいずれか１種以上の含有量が、Ｃ：０．００７〜０．０２５％、Ｍｎ：０．５０〜５．００％、Ｃｒ：２０．００〜２３．００％、Ｎｉ：１．３０〜４．７０％、Ｎ：０．１１０〜０．２４０％となる条件を満たし、さらに、ＣＲＲＩが３０．０以上、Ｍｄ３０が８０．０以下、Ｌαが８０μｍ以下、Ｌγが２５μｍ以下の全ての条件を満たす表３のＮｏ．１、１８、表５のＮｏ．２８、４３、４５、４６で、点銹の発生がないことがわかる。
【００５８】
一方、表４および６から、好ましくない製造条件により、ＬαまたはＬγが本発明の範囲から外れると錆が発生することがわかり、表７、８から、化学組成、ＣＣＲＩまたはＭｄ３０が本発明の範囲から外れると錆が発生することがわかる。なお、表４のＮｏ．２３と表６のＮｏ．５０は、熱間圧延前の鋳片加熱温度（以下、圧延前加熱温度と記載する）が低く、変形抵抗が大きく圧延できなかったため、製造を中止した。また、表４のＮｏ．２７と表６のＮｏ．５４は、厚減比が小さかったため、いずれもＬαおよびＬγが本発明の範囲外となり、錆が発生した。
【００５９】
表４において、Ｎｏ．２２は、圧延前加熱温度が高かったため、Ｌγが本発明の範囲外となり、錆が発生した例である。
Ｎｏ．２４は、熱間圧延のパス数が少なかったため、ＬαおよびＬγが本発明の範囲外となり、錆が発生した例である。
Ｎｏ．２５は、初期３パスにおける圧減比の最大値が高く、鋼板の形状が悪化し、また割れが発生したため、製造を中止した例である。
Ｎｏ．２６は、最終３パスにおける圧減比の最大値が小さかったため、Ｌγが本発明の範囲外となり、錆が発生した例である。
【００６０】
表６において、Ｎｏ．４９は、圧延前加熱温度が高かったため、Ｌγが本発明の範囲外となり、錆が発生した例である。
Ｎｏ．５１は、熱間圧延のパス数が少なかったため、Ｌγが本発明の範囲外となり、錆が発生した例である。
Ｎｏ．５２は、初期３パスにおける圧減比の最大値が高く、鋼板の形状が悪化し、また割れが発生したため、製造を中止した例である。
Ｎｏ．５３は、最終３パスにおける圧減比の最大値が小さかったため、Ｌγが本発明の範囲外となり、錆が発生した例である。
【００６１】
表７において、Ｎｏ．５５〜７５は、含有元素のいずれかが本発明の範囲外であったため、いずれの鋼板においても錆が発生した例である。
Ｎｏ．７６は、ＣＣＲＩが本発明の範囲外であったため、錆が発生した例であり、Ｎｏ．７７は、Ｍｄ３０が本発明の範囲外であったため、錆が発生した例である。
【００６２】
表８において、Ｎｏ．７８〜９８は、含有元素のいずれかが本発明の範囲外であったため、いずれの線状鋼材においても錆が発生した例である。
Ｎｏ．９９は、ＣＣＲＩが本発明の範囲外であったため、錆が発生した例であり、Ｎｏ．１００は、Ｍｄ３０が本発明の範囲外であったため、錆が発生した例である。
【００６３】
次に、表１に示す供試材を表３に示す条件で熱間圧延を行って得られた鋼板に、表９（Ｎｏ．１０１〜１２１）に示す条件で冷間圧延を行い、９５０℃で焼鈍した後酸洗を行った。なお、表９中のパラメータ（圧延前加熱温度、パス数、初期３パス圧減比最大値、最終３パス圧減比最大値および圧減比）は、熱間圧延時のものである。すなわち、表９中の上記パラメータは、表３のものと同一である。
このようにして得られた鋼板について上述の耐食性試験を行った結果、いずれの試験片においてもせん断加工面に明確な点銹は発生しなかった。特に、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＮのうちいずれか１種以上の含有量が、Ｃ：０．００７〜０．０２５％、Ｍｎ：０．５０〜５．００％、Ｃｒ：２０．００〜２３．００％、Ｎｉ：１．３０〜４．７０％、Ｎ：０．１１０〜０．２４０％となる条件を満たし、さらに、ＣＲＲＩが３０．０以上、Ｍｄ３０が８０．０以下、Ｌαが８０μｍ以下、Ｌγが２５μｍ以下の全て条件を満たす表９のＮｏ．１０１、１０２、１０４、１０８、１１０、１１１、１１６、１１８および１１９で、点銹の発生がないことがわかる。
【００６４】
さらに表１に示す供試材を表５に示す条件で熱間圧延を行って得られた線状鋼材に、表１０（Ｎｏ．１２２〜１４２）に示す条件で冷間加工を行い、９５０℃で焼鈍した後酸洗を行った。なお、表１０中のパラメータ（圧延前加熱温度、パス数、初期３パス圧減比最大値、最終３パス圧減比最大値および圧減比）は、熱間圧延時のものである。すなわち、表１０中の上記パラメータは、表５のものと同一である。
このようにして得られた線状鋼材について上述の耐食性試験を行った結果、いずれの試験片においてもせん断加工面に明確な点銹は発生しなかった。特に、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＮのうちいずれか１種以上の含有量が、Ｃ：０．００７〜０．０２５％、Ｍｎ：０．５０〜５．００％、Ｃｒ：２０．００〜２３．００％、Ｎｉ：１．３０〜４．７０％、Ｎ：０．１１０〜０．２４０％となる条件を満たし、さらに、ＣＲＲＩが３０．０以上、Ｍｄ３０が８０．０以下、Ｌαが８０μｍ以下、Ｌγが２５μｍ以下の全て条件を満たす表１０のＮｏ．１２２、１２３、１２５、１２９、１３１、１３２、１３７、１３９、１４０で、点銹の発生がないことがわかる。
【００６５】
【表１】
2018059207.tif 000002
【００６６】
【表２】
2018059207.tif 000003
【００６７】
【表３】
2018059207.tif 000004
【００６８】
【表４】
2018059207.tif 000005
【００６９】
【表５】
2018059207.tif 000006
【００７０】
【表６】
2018059207.tif 000007
【００７１】
【表７】
2018059207.tif 000008
【００７２】
【表８】
2018059207.tif 000009
【００７３】
【表９】
2018059207.tif 000010
【００７４】
【表１０】
2018059207.tif 000011
【産業上の利用可能性】
【００７５】
本発明の二相ステンレス鋼によれば、高価なＮｉ、Ｍｏの含有量を低減させつつ、せん断加工面の耐食性劣化が生じないため、研磨等の処理を行われることなく腐食環境に曝される用途に適用可能な二相ステンレス鋼板及び二相ステンレス線状鋼材を提供できる。本発明の二相ステンレス鋼によって得られる二相ステンレス鋼板及び二相ステンレス線状鋼材は、タンク、配管、チャンバー、屋根材、ローラーチェーン、パンチングメタル、通風パネル等の様々な用途に対し好適に使用できる。