"1000~1300°Cの温度域で鍛造または圧延後、冷却速度5°C/min以下で徐冷した後、固溶化熱処理温度950~1125°Cで均熱後、急冷することを特徴とする靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法。質量で、C:0.08以下、Si:1.00以下、Mn:2.00以下、P:0.040以下、S:0.030以下、Ni:3.0~8.0、Cr:21~26、Mo:1.0~5.0、Cu:1.0以下、W:2.0以下、N:0.10~0.35、残部を不可避不純物からなる二相系ステンレス鋼において、1000~1300°Cの温度域で鍛造または圧延後、冷却速度5°C/min以下で徐冷した後、固溶化熱処理温度950~1125°Cに均熱後、急冷することを特徴とする靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法。上述した特許文献1は、固溶化熱処理をインライン化することで製造コストを低減するものである。また特許文献2~3は、σ相析出や475°C脆性を防止するため固溶化熱処理時の冷却速度を規定しているものである。しかしながら、発明者は、これらの熱処理によっても脆化が十分に防止されないことを経験しており、靱性は固溶化熱処理の前組織によって大きく変化することを知見した。一方、特許文献4は、鍛造または圧延後は急冷し、その後固溶化熱処理を行うことで、フェライト相内や粒界の炭窒化物を少なくして、耐食性を改善するものである。しかし、炭窒化物を核として生成したオーステナイト相は微細で、亀裂伝播抑制効果が小さいため、十分な靭性が得られない。靭性の向上には、固溶化熱処理後の組織において、σ相析出や475°C脆性が生じていないことに加え、亀裂伝播抑制に寄与するオーステナイト相の形状が重要である。そこで発明者らは、上述した問題を解消するために鋭意開発を進めた結果、鍛造または圧延後の冷却速度により、固溶化熱処理後の靭性が異なることを新たに知見した。すなわち、本発明は鍛造または圧延時の冷却速度に着目したもので、鍛造または圧延後の冷却速度を5°C/min以下で徐冷し、ついで固溶化熱処理を行うことにより、靭性と耐食性に優れた二相系ステンレス鋼を提供するものである。その発明の要旨とするところは、11000~1300°Cの温度域で鍛造または圧延後、冷却速度5°C/min以下で徐冷した後、固溶化熱処理温度950~1125°Cで均熱後、急冷することを特徴とする靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法。2質量で、C:0.08以下、Si:1.00以下、Mn:2.00以下、P:0.040以下、S:0.030以下、Ni:3.0~8.0、Cr:21~26、Mo:1.0~5.0、Cu:1.0以下、W:2.0以下、N:0.10~0.35、残部を不可避不純物からなる二相系ステンレス鋼において、1000~1300°Cの温度域で鍛造または圧延後、冷却速度5°C/min以下で徐冷した後、固溶化熱処理温度950~1125°Cに均熱後、急冷することを特徴とする靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法にある。本発明の鍛造または圧延後は徐冷し、ついで固溶化熱処理を行う二相系ステンレス鋼の製造方法によれば、σ相析出や475°C脆性を防止することができ、またフェライト相中の炭窒化物を核とした微細オーステナイト相が生成しにくいため、例え同鋼種であっても、靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼を提供することができる。以下、本発明について詳細に説明する。二相系ステンレス鋼とは、主にJISG4303のステンレス鋼棒やJISG3459の配管用ステンレス鋼管およびJISG3463のボイラ熱交換器用ステンレス鋼鋼管、或いはASTMではA321やA479、A789、A790で規定されているオーステナイトフェライト系に分類されるもので、代表的な鋼種としてSUS329J1、SUS329J3L、SUS329J4L、S31803、S32750等が挙げられる。二相系ステンレス鋼は、オーステナイト相とフェライト相がほぼ等分に含有し、熱履歴によりこの相の分配率が大きく変化する。1100°Cを超えるとフェライト相が増加し、逆にオーステナイト相が減少するため、CやNの固溶度が高いオーステナイト相の減少により固溶できなかったCやNがフェライト相内で炭窒化物として析出する。この現象は二相系ステンレス鋼特有の現象であり、オーステナイト系ステンレス鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼ではみられない。以下、本発明の成分組成の限定理由を説明する。C:0.08以下Cは、オーステナイト相の体積分率を高めると共にオーステナイト相中に濃化して、オーステナイト相の安定度を高める元素である。しかし、0.08を超えて含有させるとCr炭化物が生成して耐食性、靱性が劣化することから、その上限を0.08とした。Si:1.00以下Siは、脱酸のための元素である。しかし、1.00を超えて添加すると耐食性、靱性が劣化することから、その上限を1.00とした。Mn:2.00以下Mnは、脱酸のための元素である。しかし、2.00を超えて添加すると耐食性、靱性が劣化することから、その上限を2.00とした。P:0.040以下Pは、耐食性および靱性が劣化することから、その上限を0.040とした。S:0.030以下Sは、耐食性および靱性が劣化することから、その上限を0.030とした。Ni:3.0~8.0Niは、オーステナイト安定化元素として用いられ、二相系ステンレス鋼を得るための重要な元素である。オーステナイトフェライト相比を望ましい値とするため、Ni含有量は、3.0~8.0とする。Cr:21~26Crは、耐食性を確保する必須元素であり、その効果を十分に得るためには21を必要とする。しかし、26を超えると、金属間化合物が析出しやすくなり靱性を阻害し、鋼中にオーステナイト相を生成させることが困難になる。したがって、その範囲を21~26とした。Mo:1.0~5.0Moは、ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める有効な元素であり、その効果を得るためには、1.0必要である。しかし、5.0を超えるとCrと共に金属間化合物の析出を促進する元素であるため、その上限を5.0とした。Cu:1.0以下Cuは、ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める有効な元素である。しかし、1.0を超えると熱間加工性を劣化させることから、その上限を1.0とした。W:2.0以下Wは、Moと同様に、ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める有効な元素である。しかし、2.0を超えて含有させると金属間化合物が析出し靱性が低下することから、その上限を2.0とした。N:0.10~0.35Nは、Niと同様に、オーステナイト相を安定化させる作用を持つ元素である。また、Nは、CrとMoと同様に、耐食性を高める効果を有する元素である。しかし、その含有量が0.10未満では、これらの効果が十分でない。また、0.35を超えて含有させるとCr窒化物析出を促進することから、その範囲を0.10~0.35とした。1000°C~1300°Cの温度域で鍛造または圧延する理由は、熱間での延性を確保するためであり、1000°C未満になると高Cr,Moの鋼種ではσ相析出温度域となるため、熱間加工性が顕著に悪化するためである。鍛造または圧延後、冷却速度5°C/min以下で徐冷し、フェライト相内における析出炭窒化物の微細化を抑制し、後の固溶化熱処理時にこれらを核として析出するオーステナイト相の微細化を防止する。また、固溶化熱処理温度950~1125°Cで均熱後、急冷することに限定した理由は、この温度域はオーステナイト相が元々あるオーステナイト相を核として成長しやすく、かつσ相や炭窒化物の析出温度以上であるためであり、急冷することで、σ相析出や475°C脆性を防止すると共に、炭窒化物の析出を軽減するためである。以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。表1に示す各種化学成分100kg鋼塊を真空溶解炉にて溶解し、1200°Cに加熱し、径60mmに鍛延したものを試験に供した。これらの鋼材を鍛造或いは圧延終止温度である加熱温度1000~1250°Cで30min加熱し、冷却速度5°C/min以下、または6~20°C/minで冷却した後、950~1125°Cで30minの固溶化熱処理をした後、冷却速度20°C/min以上で冷却した結果を表2に示す。靭性はシャルピー衝撃試験で評価した。試験片はT方向採取-L方向ノッチとし、鋼種Aは2mm-Uノッチ、鋼種B~Cは2mm-Vノッチで作製した。また試験条件は、試験温度23°C、各条件につきN=2である。ミクロ組織観察は、供試材のL面中周部近傍を鏡面仕上げし、10シュウ酸電解腐食1A/cm2、30secの腐食試験を行い、光学顕微鏡にて組織観察を行った。表2に示すように、No.1~6は鋼種A、No.7~10は鋼種B、No.11~14は鋼種Cである。また、冷却速度は加熱温度からのは冷却速度が5°C/min以下である本発明例と、加熱温度からの冷却速度が6~20°C/minの比較例を示す。加熱温度からの冷却速度を5°C/min以下と6~20°C/minとした場合のミクロ組織の代表例として、鋼種Aのミクロ組織を図1に示す。比較例である、図1aの1100°Cでの急冷材はフェライト相内に炭窒化物が多数析出しているが、本発明例である、図1bの1100°Cでの徐冷材には炭窒化物の析出は認められない。また、図1に示すミクロ組織となった鋼材の固溶化熱処理後のミクロ組織を図2に示す。図2aと図2bは、同条件で固溶化熱処理を実施しているため、フェライト相量は同等となっている。しかしながら、固溶化熱処理を同条件で行った場合、いずれの鋼種においても、本発明例である冷却速度が5°C/min以下での鋼材は、比較例である6~20°C/minの比較例鋼材よりも靭性が優れていた。これは、比較例である加熱温度から急冷した鋼材は、フェライト相内に炭窒化物が多数析出していたため、固溶化熱処理時にこれらの炭窒化物を核とした、亀裂伝播抑制効果の小さい微細なオーステナイト相が生成しやすかったためと考えられる。すなわち、圧延後の冷却速度を5°C/min以下の徐冷とすることで、ミクロ組織のオーステナイトフェライト相比は同等であっても、オーステナイト相の亀裂伝播抑制効果が向上した。"