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WO2025206331A1 - フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents

フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板及びその製造方法

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Publication number
WO2025206331A1
WO2025206331A1 PCT/JP2025/012832 JP2025012832W WO2025206331A1 WO 2025206331 A1 WO2025206331 A1 WO 2025206331A1 JP 2025012832 W JP2025012832 W JP 2025012832W WO 2025206331 A1 WO2025206331 A1 WO 2025206331A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
stainless steel
duplex stainless
ferritic
steel sheet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2025/012832
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
真知 川
雄介 及川
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of WO2025206331A1 publication Critical patent/WO2025206331A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • Duplex stainless steel is a stainless steel that has both austenite and ferrite phases in its structure. Compared to austenitic stainless steel, which generally has the same corrosion resistance, duplex stainless steel has a low Ni content, making it cheaper to alloy and higher in strength. As such, it has attracted attention as a material that combines strength and corrosion resistance at low cost.
  • SUS304N2 which contains nitrogen (N) to enhance hardness
  • N nitrogen
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a method for producing a duplex stainless steel having excellent wear resistance and weld corrosion resistance and a surface hardness of HBW 230 or more by hot rolling a duplex stainless steel having a PRE W,Mn of 24.0 or more and 34.0 or less at a finish rolling temperature of 1000 to 800°C and a cooling rate of 1°C/s or more in the 800 to 600°C range.
  • Patent Document 3 discloses a method for producing ferritic-martensitic duplex stainless steel with excellent abrasive wear resistance and a Brinell hardness of 300 or more.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose methods for producing duplex stainless steels with good surface hardness and weld corrosion resistance by low-temperature finishing. However, while these documents mention surface hardness, they do not mention abrasive wear resistance.
  • the objective of the present invention is to provide a ferritic-austenitic duplex stainless steel sheet with excellent abrasive wear resistance and corrosion resistance, and a method for manufacturing the same.
  • the inventors manufactured steel plates from duplex stainless steels containing various chemical compositions by varying the rolling conditions, and evaluated the factors that affect the abrasive wear resistance of the steel plates. In particular, they focused on the ease with which the austenite phase undergoes deformation-induced martensitic transformation, and investigated factors that improve abrasive wear resistance, resulting in the following findings.
  • the present invention was made based on the above findings and includes the following aspects.
  • a ferritic-austenitic duplex stainless steel plate The chemical composition of the ferritic-austenitic duplex stainless steel plate is, in mass%, C: 0.050% or less, Si: 2.00% or less, Mn: 0.5-6.0%, P: 0.0500% or less, S: 0.0500% or less, N: 0.08-0.30%, Cr: 17.0-30.0%, Ni: 0.1 to 8.0%, Mo: 0.1 to 3.5%, Cu: 0 to 3.0% Nb: 0 to 0.100%, Sn: 0-1.00%, W: 0-1.00%, V: 0 to 1.00%, Ti: 0 to 0.050%, B: 0 to 0.0050%, Ca: 0-0.0050%, Mg: 0 to 0.0050%, Al: 0 to 0.0500%, and REM: 0 to 0.500% and the balance being Fe and impurities,
  • the PREN_Mn value calculated by the following formula 1 is 35.0 or less, the area fraction of the austenite phase at
  • the average KAM value of the austenite phase at a position 0.5 mm from the surface of the ferritic-austenitic duplex stainless steel plate in the plate thickness direction is 1.0° or more;
  • a ferric chloride CPT test in accordance with ASTM G48E method is carried out on the ferritic-austenitic duplex stainless steel plate and a sample obtained by subjecting the ferritic-austenitic duplex stainless steel plate to a solution heat treatment at 1050°C for 5 minutes, and the difference in ferric chloride CPT between the ferritic-austenitic duplex stainless steel plate and the solution heat treated sample is 10°C or less;
  • a test piece having dimensions of 8 ⁇ 110L was taken from the ferritic-austenitic duplex stainless steel plate at a position one-quarter of the plate thickness, and the test piece was heated to 1360°C at 30°C/s by high-frequency heating with a soaking zone of 15 mm and inert gas cooling, followed by 5-second soaking, followed by cooling to
  • a critical pitting temperature (electrochemical CPT) test based on JIS G0590 was conducted on a cross section of the test piece obtained by halving the soaking zone, and the critical pitting temperature of the ferritic-austenitic duplex stainless steel plate and a heat-treated ferritic-austenitic duplex stainless steel plate was found to be 15°C or less.
  • the chemical composition is, in mass %, Cu: 0.1 to 3.0%, Nb: 0.010-0.100%, Sn: 0.03-1.00%, W: 0.01 to 1.00%, and V: 0.01 to 1.00%
  • the chemical composition is, in mass %, Ti: 0.005 to 0.050%, and B: 0.0003 to 0.0050%
  • the chemical composition is, in mass %, Ca: 0.0001-0.0050%, Mg: 0.0001 to 0.0050%, Al: 0.0030 to 0.0500%, and REM: 0.005 to 0.500%
  • the DF value calculated by the following formula 3 is 70 or less, The ferritic-austenite duplex stainless steel sheet according to any one of [1] to [4], wherein the Md30_ ⁇ value calculated by the following formula 4 is ⁇ 150°C or higher.
  • the chemical composition, in mass%, is C: 0.050% or less, Si: 2.00% or less, Mn: 0.5-6.0%, P: 0.0500% or less, S: 0.0500% or less, N: 0.08-0.30%, Cr: 17.0-30.0%, Ni: 0.1 to 8.0%, Mo: 0.1 to 3.5%, Cu: 0 to 3.0% Nb: 0 to 0.100%, Sn: 0-1.00%, W: 0-1.00%, V: 0 to 1.00%, Ti: 0 to 0.050%, B: 0 to 0.0050%, Ca: 0-0.0050%, Mg: 0 to 0.0050%, Al: 0 to 0.0500%, and REM: 0 to 0.500% and the balance being Fe and impurities, is hot-rolled at a rolling reduction of 10% to 40% at 950°C or less to obtain a hot-rolled steel sheet
  • the inclusion of C is not essential, and the C content may be 0%. Since lowering the C content significantly increases costs in existing steelmaking equipment, the C content may be 0.001% or more, 0.002% or more, 0.003% or more, or 0.005% or more.
  • Si (Si: 2.00% or less) Si is sometimes used as a deoxidizing element or added to improve oxidation resistance. However, a large amount of Si hardens the steel sheet, deteriorating its toughness and workability. Therefore, the Si content is set to 2.00% or less.
  • the Si content may be 1.90% or less, 1.80% or less, 1.60% or less, 1.50% or less, 1.40% or less, 1.30% or less, 1.20% or less, 1.10% or less, or 1.00% or less.
  • the inclusion of Si is not essential for the ferritic-austenitic duplex stainless steel sheet of the present invention, and the Si content may be 0%. Reducing the Si content to a minimum increases the cost of refining the steel, so the Si content may be 0.01% or more, 0.02% or more, 0.03% or more, 0.05% or more, or 0.10% or more.
  • Cu is an element that is very effective in improving sulfuric acid resistance, so it may be contained as needed.
  • the inclusion of Cu is not essential, and the Cu content may be 0%.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content may be 0.05% or more, 0.1% or more, 0.2% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, or 0.8% or more.
  • a large amount of Cu increases raw material costs and deteriorates hot workability. Therefore, the Cu content is set to 3.0% or less.
  • the Cu content may be 2.8% or less, 2.5% or less, 2.2% or less, 2.0% or less, 1.8% or less, or 1.5% or less.
  • the area fraction of the austenite phase at a position 0.5 mm from the surface of the steel plate in the plate thickness direction is 30 to 70%
  • the area fraction of the austenite phase at a position 0.5 mm from the surface of the steel sheet in the sheet thickness direction is 30 to 70%. If the area fraction of the austenite phase is less than 30%, the amount of deformation-induced martensitic transformation is reduced, and good abrasive wear resistance cannot be obtained.
  • the area fraction of the austenite phase may be 35% or more, or 40% or more.
  • the KAM value is the average of the orientation differences between the six adjacent pixels for each pixel. By performing this calculation so as not to cross the grain boundaries, a distribution map of strain based on local orientation changes within the grain can be obtained.
  • the average KAM value is the average of the KAM values for each pixel.
  • the ferritic-austenite duplex stainless steel sheet of the present invention can be produced by hot rolling steel having the above-described chemical composition at a rolling reduction of 10% to 40% at 950°C or less to form a hot-rolled steel sheet, air-cooling the obtained hot-rolled steel sheet at 830°C or higher for 10 seconds or more, followed by cooling at a cooling rate of 1.0°C/s or more in the temperature range from 800°C to 600°C, and then cold-straightening the hot-rolled steel sheet under conditions such that the 0.2% proof stress after cold straightening is 10 MPa or more higher than before cold straightening.
  • hot rolling is carried out at a rolling reduction rate of 10% to 40% at 950°C or below, followed by air cooling at 830°C or above for 10 seconds or more, and then cooling at a rate of 1.0°C/s or more in the temperature range from 800°C to 600°C.
  • hot rolling is performed at a reduction rate of 10% to 40% at 950°C or below.
  • the reduction rate at 950°C or below is a value calculated by (h1-h2)/h1, where h1 is the plate thickness before the initial rolling at 950°C or below and h2 is the plate thickness of the steel sheet. If the reduction rate at 950°C or below is less than 10%, the hot working strain remaining in the steel sheet will be reduced, and the amount of cold straightening required to impart the desired working strain to the austenite phase in the surface layer of the steel sheet will be excessive, making production impossible or significantly increasing production costs.
  • the reduction rate at 950°C or below may be 12% or more, 14% or more, or 15% or more. If the reduction rate at 950°C or below is more than 40%, the residual strain from the hot working will increase, the hot rolling time will be longer, and the temperature of the steel sheet will decrease, resulting in the precipitation of nitrides that deteriorate corrosion resistance during rolling and cooling.
  • the rolling reduction at 950°C or less may be 35% or less, 32% or less, or 30% or less. If the rolling temperature is 950°C or less, the recovery of the austenite phase is sufficiently slow, so a lower limit of the rolling temperature is not specified, but rolling may be performed at 850°C or more, taking into consideration the rolling reaction force and the transportation time to the water cooling device after rolling.
  • the rolling temperature may be 860°C or more, 870°C or more, 880°C or more, 890°C or more, or 900°C or more.
  • the hot-rolled steel sheet is subjected to air cooling at 830°C or higher for 10 seconds or more. Since the ferrite phase recovers at a lower temperature than the austenite phase, air cooling at 830°C or higher for 10 seconds or more can recover only the ferrite phase without recovering the austenite phase. If a large amount of strain remains in the ferrite phase, the strain can accelerate diffusion or become a precipitation site, causing chromium carbonitride to precipitate in the weld HAZ, resulting in deterioration of corrosion resistance.
  • the air cooling time may be 12 seconds or more, 15 seconds or more, 20 seconds or more, 30 seconds or more, or 60 seconds or more.
  • the air cooling time may be, for example, 300 seconds or less, 240 seconds or less, or 180 seconds or less, taking into account manufacturing efficiency.
  • the obtained steel sheet is subjected to cold straightening without solution heat treatment to impart cold working strain.
  • Cold straightening is performed under conditions such that the difference in 0.2% proof stress before and after straightening is 10 MPa or more. If the difference in 0.2% proof stress before and after straightening is less than 10 MPa, sufficient working strain cannot be imparted to the surface layer of the steel sheet, resulting in inferior abrasive wear resistance.
  • the difference in 0.2% proof stress before and after straightening may be 11 MPa or more, 12 MPa or more, 13 MPa or more, or 15 MPa or more.
  • the difference in 0.2% proof stress before and after straightening may be 50 MPa or less, 48 MPa or less, 45 MPa or less, 42 MPa or less, or 40 MPa or less.
  • the method of cold straightening does not matter as long as the 0.2% yield strength increases by 10 MPa or more after cold straightening.
  • Examples of cold straightening methods include leveler straightening. Note that controlling the increase in strength (0.2% yield strength) as an indicator of the degree of cold straightening is a common manufacturing method.
  • the above manufacturing method makes it possible to obtain duplex stainless steel sheets with the aforementioned austenite phase and excellent abrasive wear resistance and corrosion resistance.
  • Example No. 1-1 Steel was melted to produce a 200 mm thick billet having the chemical composition of Composition No. 1 in Table 1.
  • the obtained billet was heated at 1180°C for 60 minutes, hot rolled at a reduction of 25% to 950°C or less, air-cooled at 830°C for 39 seconds, and then cooled from 800°C to 600°C at a rate of 3.2°C/s to obtain a 30 mm thick hot-rolled steel plate.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to cold straightening such that the difference in 0.2% yield strength before and after cold straightening was 38 MPa.
  • the difference in 0.2% yield strength before and after cold straightening was confirmed by conducting tensile tests on samples before and after cold straightening.
  • the area fraction of the austenite phase at a depth of 0.5 mm from the surface, the Md30 value, and the average KAM value were measured, and an abrasive wear test was conducted. Furthermore, a ferric chloride CPT test was conducted on the samples after cold straightening and on samples that had been subjected to solution heat treatment.
  • the area fraction of the austenite phase at a position 0.5 mm from the surface in the sheet thickness direction was measured by embedding a cross section of the steel sheet perpendicular to the rolling direction in resin, etching with a KOH solution to create a contrast between the ferrite phase and the austenite phase, taking a structural photograph of an area of 400 ⁇ m in the direction perpendicular to the sheet thickness direction, with a width of 200 ⁇ m (position 0.4 to 0.6 mm from the surface) in the sheet thickness direction, centered at a position 0.5 mm from the surface, and binarizing the image of the structural photograph.
  • the Md30 value of the austenite phase 0.5 mm from the surface was determined by embedding a cross section of the sample perpendicular to the rolling direction in resin and polishing with colloidal silica. EPMA map analysis was then performed using a beam diameter of 1 ⁇ m and a step size of 1 ⁇ m over an area of 400 ⁇ m perpendicular to the thickness direction, with a width of 200 ⁇ m in the thickness direction (0.4 to 0.6 mm from the surface) centered 0.5 mm from the surface.
  • the average composition of the austenite phase was determined by separating the obtained measurements into austenite and ferrite phases based on the N content and the area fraction of the austenite phase, and the Md30 value of the austenite phase was then calculated using equation 4 above.
  • the steel plate structure may contain precipitates other than nitrides, as well as inclusions that are unavoidably mixed in during the steelmaking process.
  • the total area fraction of these was less than 0.1% at most, and their impact on the calculation of the austenite phase composition was negligible.
  • the average KAM value of the austenite phase 0.5 mm from the surface was calculated by embedding a cross section of the sample perpendicular to the rolling direction in resin and polishing with colloidal silica. EBSD measurements were then performed with a step size of 1 ⁇ m over an area of 400 ⁇ m perpendicular to the thickness direction, with a width of 200 ⁇ m in the thickness direction (0.4 to 0.6 mm from the surface), centered 0.5 mm from the surface. KAM analysis was then performed using the resulting measurement data, with a threshold of 5° and a grain boundary determination of 15°.
  • Wear resistance was evaluated by an abrasive wear test.
  • the abrasive wear test was performed using a 55 mm x 20 mm test piece including the outermost surface of the steel plate, with a steel grid TGC-50 as the wear particles, a test temperature of room temperature, a particle speed of 200 g/min, a particle weight of 12.0 kg, an NBR adhesive foil with an outer diameter of 224 mm x width of 12 mm, a load of 100 N (10.2 kgf), a rotation speed of 50 rpm (sliding speed 0.59 m/s), and a test time of 60 min.
  • Wear resistance was evaluated by comparing it with the abrasive wear amount when a similar test was conducted on SUS304N2.
  • the abrasive wear amount was 6.5 mm 3 /kg or less, which is the abrasive wear amount of SUS304N2
  • the wear resistance was judged to be good and rated as " ⁇ "
  • the wear resistance was judged to be poor and rated as " ⁇ "
  • the corrosion resistance of the base material was evaluated by the difference in ferric chloride CPT from a sample that had undergone solution heat treatment. Specifically, a ferric chloride CPT test in accordance with ASTM G48E was carried out on the cold-straightened sample and a sample that had undergone solution heat treatment at 1,050°C for 5 minutes, and the difference in ferric chloride CPT between the solution-treated sample and the cold-straightened sample was taken as the base material CPT difference.
  • base material corrosion resistance if the difference in base material CPT between the sample after cold straightening and the sample after solution heat treatment was 10°C or less, the corrosion resistance was judged to be good and rated as " ⁇ ". If the difference in CPT was more than 10°C, the corrosion resistance was judged to be poor and rated as " ⁇ ".
  • HAZ corrosion resistance The HAZ corrosion resistance was evaluated by the electrochemical CPT difference between the cold-straightened steel sheet and a sample that had been subjected to heat treatment simulating the HAZ of SAW welding. Specifically, a test piece with an 8 ⁇ 110L diameter was taken from the thickness-quarter portion of the cold-straightened sample, and the sample was heated to 1360°C at 30°C/s by high-frequency heating with a soaking zone of 15 mm and inert gas cooling, soaked for 5 seconds, cooled to 900°C at 40°C/s, immediately cooled to 600°C at 11°C/s, and then immediately cooled to 300°C at 2°C/s.
  • HAZ corrosion resistance if the difference in HAZ CPT between the cold-straightened sample and the solution heat-treated sample was 15°C or less, the corrosion resistance was judged to be good and rated as " ⁇ ", and if the difference in CPT was more than 15°C, the corrosion resistance was judged to be poor and rated as " ⁇ ".
  • Table 3 shows the evaluation results for samples 1-1 to 16-3.
  • ⁇ phase ratio refers to the austenite phase ratio (%) measured by image analysis
  • ⁇ phase Md30 refers to the Md30 value (°C) calculated from the composition of the austenite phase measured by EPMA
  • ⁇ phase KAM refers to the average KAM value of the austenite phase measured by EBSD.
  • sample number 4-4 the air cooling time above 830°C was short, which is thought to have caused chromium nitride to precipitate during the simulated welding heat treatment. As a result, HAZ corrosion resistance was reduced.
  • sample number 10-4 the air cooling time above 830°C was short, which is thought to have caused chromium nitride to precipitate during the simulated welding heat treatment. As a result, HAZ corrosion resistance was reduced.
  • the Md30_ ⁇ value was less than -150°C, which is thought to be why the Md30 value of the austenite phase 0.5 mm from the surface of the steel plate in the thickness direction was low. As a result, wear resistance was reduced.
  • the other sample was an example of the present invention, and a duplex stainless steel plate was obtained that combined good corrosion resistance and abrasive wear resistance.

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Abstract

本発明は耐食性と耐アブレシブ摩耗性に優れたフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板及びその製造方法を提供する。本発明のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板は、所定の化学組成を有し、Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎで計算されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値が３５．０以下であり、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率が３０～７０％であり、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相中の組成からＭｄ３０値（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂで計算されるＭｄ３０値が－１５０℃以上であり、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値が１．０°以上であり、鋼板と固溶化熱処理を施した鋼板の塩化第二鉄ＣＰＴの差が１０℃以下であり、鋼板と熱処理を施した鋼板の臨界孔食温度との差が１５℃以下である。

Description

フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板及びその製造方法
　本発明は、フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。
　二相ステンレス鋼は、鋼の組織にオーステナイト相とフェライト相の両相を有するステンレス鋼である。二相ステンレス鋼は、一般に同等の耐食性を有するオーステナイト系ステンレス鋼に対して、低Ｎｉの成分系で合金コストが低くかつ高強度であることから、強度と耐食性を低コストで両立可能な材料として注目を浴びている。
　河川、ダム施設等の構造物では、雨水及び河川水との接触部分に普通鋼を使用した場合、その部分に腐食が生じることから、塗装やめっき施工を行うか、又はステンレス鋼が使用される。なかでもゲート等に含まれる摺動部ではゲート開閉等設備稼動に伴い生じる摩擦が生じ、またライニング材などでは石や砂利などの接触が生じるため塗膜やめっきの劣化が著しく加速される。このため、塗膜やめっきなどによらず耐食性を有するステンレス鋼が広く用いられる。
　摺動部では耐摩耗性の観点から、ＳＵＳ３０４にＮ（窒素）を含有し硬度を高めたＳＵＳ３０４Ｎ２が広く使用されている。しかしながら、ゲートを有する河川施設、例えば河口部の水門では海水が混入するため河川水の塩化物イオン濃度が著しく高まることにより、過酷な腐食環境となる。このような場所では、Ｃｒの含有量の少ないＳＵＳ３０４Ｎ２では所望の耐食性を確保できない場合がある。そのため、高強度かつ高耐食の二相ステンレス鋼による代替が望まれている。
　また、摺動部などの硬いものがこすれ合う摩擦が生じる環境やライニング材などの石や砂利と接触する環境では、アブレシブ摩耗（Ａｂｒａｓｉｖｅ　ｗｅａｒ）と呼ばれる摩耗形態が生じることがある。アブレシブ摩耗とは摩擦面間に介在する異物により、その表面が削り取られる摩耗現象のことであり、摩擦する二面の硬さの差が大きく、硬い方の表面に粗い突起が存在する場合や、摩擦面間に硬い固形異物が介在した場合に生じる。耐アブレシブ摩耗性と表面硬度は必ずしも一致せず、したがってアブレシブ摩耗が生じる用途に適用する際は、表面硬度のみならず耐アブレシブ摩耗性が良好であることは重要である。
　特許文献１及び２は、ＰＲＥW,Mnが２４．０以上３４．０以下である二相ステンレス鋼について、仕上圧延温度を１０００～８００℃、かつ８００～６００℃区間の冷却速度を１℃／ｓ以上とする熱間圧延によって表面硬さがＨＢＷ２３０以上の耐摩耗性と溶接部耐食性に優れる二相ステンレス鋼を製造する方法を開示している。
　特許文献３は、ブリネル硬さが３００以上の耐アブレシブ摩耗性に優れたフェライト－マルテンサイト系二相ステンレス鋼を製造する方法を開示している。
特開２０２０－１００８７２号公報 特開２０２１－０７５７７１号公報 特許第６６２１４１９号公報
　特許文献１及び２は、低温仕上げによって表面硬度と溶接部耐食性の良好な二相ステンレス鋼を製造する方法を開示している。しかしながら、これらの文献は、表面硬度については言及しているが、耐アブレシブ摩耗性については言及していない。
　特許文献３はフェライト－マルテンサイトの二相組織とすることで良好な耐アブレシブ摩耗性を有することが報告している。しかしながら、特許文献３に記載の鋼はクロム添加量が１１．５～１２％と最低限の添加量であり、河川施設など過酷な腐食環境に使用することは難しい。
　その他の耐アブレシブ摩耗性が良好なステンレス鋼に関する技術もマルテンサイト系又はオーステナイト系についてのものであり、フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板についての技術は開示されていない。
　本発明は、良好な耐アブレシブ摩耗性及び耐食性を有するフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、種々の成分を有する二相ステンレス鋼について圧延条件を変化させて鋼板を製造し、鋼板の耐アブレシブ摩耗性に影響する因子を評価した。特に、オーステナイト相の加工誘起マルテンサイト変態のしやすさに着目し、耐アブレシブ摩耗性を良好にする因子を調査した結果、以下の知見を得た。
　（ａ）アブレシブ摩耗による加工によって二相ステンレス鋼中のオーステナイト相が加工誘起マルテンサイト変態することによって硬質化し、耐アブレシブ摩耗性が良好になる。
　（ｂ）したがって、オーステナイト相の組成から計算したＭｄ３０値を適正化するとともに、鋼板表層部にあらかじめ冷間加工ひずみを残留させて加工誘起マルテンサイト変態させやすくすることで耐アブレシブ摩耗性を向上させることができる
　本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、以下の態様を含む。
　［１］
　フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板であって、
　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の化学組成が、質量％で、
　　Ｃ　：０．０５０％以下、
　　Ｓｉ：２．００％以下、
　　Ｍｎ：０．５～６．０％、
　　Ｐ　：０．０５００％以下、
　　Ｓ　：０．０５００％以下、
　　Ｎ　：０．０８～０．３０％、
　　Ｃｒ：１７．０～３０．０％、
　　Ｎｉ：０．１～８．０％、
　　Ｍｏ：０．１～３．５％、
　　Ｃｕ：０～３．０％
　　Ｎｂ：０～０．１００％、
　　Ｓｎ：０～１．００％、
　　Ｗ　：０～１．００％、
　　Ｖ　：０～１．００％、
　　Ｔｉ：０～０．０５０％、
　　Ｂ　：０～０．００５０％、
　　Ｃａ：０～０．００５０％、
　　Ｍｇ：０～０．００５０％、
　　Ａｌ：０～０．０５００％、及び
　　ＲＥＭ：０～０．５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
　下記式１で計算されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値が３５．０以下であり、
　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率が３０～７０％であり、
　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相中の組成から下記式３で計算されるＭｄ３０値が－１５０℃以上であり、
　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値が１．０°以上であり、
　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板と、前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板に１０５０℃×５ｍｉｎの固溶化熱処理を施した試料のそれぞれについてＡＳＴＭ　Ｇ４８Ｅ法に準拠した塩化第二鉄ＣＰＴ試験を実施して求めた、前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の塩化第二鉄ＣＰＴと、固溶化熱処理を施した前記試料の塩化第二鉄ＣＰＴとの差が１０℃以下であり、
　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の板厚の１／４の位置から８φ×１１０Ｌの試験片を採取し、均熱帯１５ｍｍの高周波加熱及び不活性ガス冷却によって、３０℃／ｓで１３６０℃まで加熱し５秒均熱した後、４０℃／ｓで９００℃まで冷却した後、直ちに１１℃／ｓで６００℃まで冷却した後、直ちに２℃／ｓで３００℃まで冷却した試料の均熱帯を半割した断面について、ＪＩＳ　Ｇ０５９０に基づく臨界孔食温度（電気化学ＣＰＴ）試験を実施した際に、前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の臨界孔食温度と、熱処理を施した前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の臨界孔食温度との差が１５℃以下である
ことを特徴とするフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
　　ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（式１）
　　Ｍｄ３０値（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ
　　　　　　　　　　　－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋
　　　　　　　　　　　Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ　　…（式２）
　ただし、上記式１の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、式３の元素記号はオーステナイト相中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含まれない場合は０を代入する。
　［２］
　前記化学組成が、質量％で、
　　Ｃｕ：０．１～３．０％、
　　Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
　　Ｓｎ：０．０３～１．００％、
　　Ｗ　：０．０１～１．００％、及び
　　Ｖ　：０．０１～１．００％
から選択される１種以上を含有する前記［１］のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
　［３］
　前記化学組成が、質量％で、
　　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、及び
　　Ｂ　：０．０００３～０．００５０％
から選択される１種以上を含有する前記［１］又は［２］のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
　［４］
　前記化学組成が、質量％で、
　　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
　　Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、
　　Ａｌ：０．００３０～０．０５００％、及び
　　ＲＥＭ：０．００５～０．５００％
から選択される１種以上を含有する前記［１］～［３］のいずれかのフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
　［５］
　下記式３で計算されるＤＦ値が７０以下、
　下記式４で計算されるＭｄ３０＿γ値が－１５０℃以上
　である前記［１］～［４］のいずれかのフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
　ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）
　　　　　－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ
　　　　　＋２１Ｎ）－４４．９　　　　　　　　　　　…（式３）
　Ｍｄ３０＿γ値＝７０２－１７５×Ｃ－１９０Ｎ－１９．７Ｓｉ
　　　　　　　　　－８．５Ｍｎ－２７．０Ｃｒ－１６．８Ｎｉ
　　　　　　　　　－２１．０Ｃｕ－３１．１Ｍｏ－７４．８Ｎｂ
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（式４）
　ただし、上記式３及び４の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含まれない場合は０を代入する。
　［６］
　前記［１］～［５］のいずれかのフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板を製造する方法であって、
　化学組成が、質量％で、
　　Ｃ　：０．０５０％以下、
　　Ｓｉ：２．００％以下、
　　Ｍｎ：０．５～６．０％、
　　Ｐ　：０．０５００％以下、
　　Ｓ　：０．０５００％以下、
　　Ｎ　：０．０８～０．３０％、
　　Ｃｒ：１７．０～３０．０％、
　　Ｎｉ：０．１～８．０％、
　　Ｍｏ：０．１～３．５％、
　　Ｃｕ：０～３．０％
　　Ｎｂ：０～０．１００％、
　　Ｓｎ：０～１．００％、
　　Ｗ　：０～１．００％、
　　Ｖ　：０～１．００％、
　　Ｔｉ：０～０．０５０％、
　　Ｂ　：０～０．００５０％、
　　Ｃａ：０～０．００５０％、
　　Ｍｇ：０～０．００５０％、
　　Ａｌ：０～０．０５００％、及び
　　ＲＥＭ：０～０．５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼を、９５０℃以下での圧下率を１０％以上４０％以下として熱間圧延して熱延鋼板を得、
　前記熱延鋼板を、８３０℃以上で１０ｓ以上空冷した後、８００℃から６００℃の温度区間の冷却速度を１．０℃／ｓ以上として冷却し、
　前記熱延鋼板を、冷間矯正後の０．２％耐力が、冷間矯正前よりも１０ＭＰａ以上高くなる条件で冷間矯正する
ことを特徴とするフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の製造方法。
　本発明によれば、省合金二相ステンレス鋼板において、耐アブレシブ摩耗に優れたフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板を得ることが可能になる。
　以下、本発明のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板（以下、単に「鋼板」ということもある）の各要件について詳しく説明する。
　＜１．鋼板の化学組成＞
　本発明鋼の化学組成における各元素について説明する。なお、以下の説明において、特に断りのない限り、各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．０５０％以下）
　Ｃは、オーステナイト相に固溶して強度を高める元素である。しかし、Ｃが多量に含有すると、鋼板の強度が高くなり加工性が劣化する。また、ＣはＣｒ炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらす。耐食性の点からＣの含有量は低くする方が好ましく、Ｃの含有量は０．０５０％以下とする。Ｃの含有量は、０．０４５％以下、０．０４０％以下、０．０３５％以下、０．０３０％以下、０．０２５％以下、０．０２０％以下、０．０１５％以下、又は０．０１０％以下であってよい。本発明のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板においてはＣの含有は必須ではなく、Ｃの含有量は０％であってよい。現存の製鋼設備ではＣの含有量を低下させるにはコストが大きく増加するため、Ｃの含有量は、０．００１％以上、０．００２％以上、０．００３％以上、又は０．００５％以上であってよい。
　（Ｓｉ：２．００％以下）
　Ｓｉは、脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために添加されたりする場合がある。しかし、Ｓｉが多量に含有されると、鋼板の硬質化をもたらし、靭性及び加工性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、１．９０％以下、１．８０％以下、１．６０％以下、１．５０％以下、１．４０％以下、１．３０％以下、１．２０％以下、１．１０％以下、又は１．００％以下であってよい。本発明のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板においてはＳｉの含有は必須ではなく、Ｓｉの含有量は０％であってよい。Ｓｉの含有量を極少量まで低減するためには、鋼の精錬時のコストが増加するため、Ｓｉの含有量は０．０１％以上、０．０２％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、０．１０％以上であってよい。
　（Ｍｎ：０．５～６．０％）
　Ｍｎは、オーステナイト相を増加させ、また窒素の固溶度を上げ製造時の気泡欠陥などを抑制する効果を有する。そのため、Ｍｎの含有量は０．５％以上とする。Ｍｎの含有量は、０．６％以上、０．８％以上、１．０％以上、１．５％以上、２．０％以上、又は２．５％以上であってよい。Ｍｎが多量に含有されると、耐食性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、６．０％以下とする。Ｍｎの含有量は、５．５％以下、５．０％以下、４．８％以下、４．５％以下、４．３％以下、４．１％以下、又は４．０％以下であってよい。
　（Ｐ：０．０５００％以下）
　Ｐは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料にも含有されているが、Ｐが多量に含有されると成形性が低下する。そのため、Ｐの含有量は０．０５００％以下とする。Ｐの含有量は、０．０４８０％以下、０．０４５０％以下、０．０４００％以下、０．０３５０％以下、又は０．０３００％以下であってよい。Ｐの含有量は少ないほど好ましく、０％であってよい。精錬コストを考慮し、Ｐの含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上であってよい。
　（Ｓ：０．０５００％以下）
　Ｓは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、Ｍｎと結合して介在物を作り、発銹の基点となる場合がある。また、Ｓの含有量は少ないほど耐食性が向上するため、Ｓの含有量は、０．０５００％以下とする。Ｓの含有量は、０．０４５０％以下、０．０４００％以下、０．０３００％以下、０．０２００％以下、０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下、又は０．００２０％以下であってよい。Ｓの含有量は少ないほど好ましく、０％であってよい。精錬コストを考慮し、Ｓの含有量は、０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００４％以上であってよい。
　（Ｎ：０．０８～０．３０％）
　Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度及び耐食性を高めて省合金化に寄与する元素であり、この効果を得るため、Ｎの含有量は０．０８％以上とする。Ｎの含有量は、０．０９％以上、０．１０％以上、０．１２％以上、０．１５％以上、０．１６％以上、又は０．１８％以上であってよい。一方で、Ｎはクロム窒化物の析出に大きく影響する元素でもあり、多量に含有されると、鋼板や溶接材のクロム窒化物の析出量が多くなり耐食性が低下する。そのためＮの含有量は、０．３０％以下とする。Ｎの含有量は、０．２８％以下、０．２７％以下、０．２５％以下、０．２３％以下、又は０．２２％以下であってよい。
　（Ｃｒ：１７．０～３０．０％）
　Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。そのためＣｒの含有量は１７．０％以上とする。Ｃｒの含有量は、１７．５％以上、１８．０％以上、１９．０％以上、２０．０％以上、２０．５％以上、２１．０％以上、又は２１．５％以上であってよい。一方、Ｃｒが多量に含有されると、鋼板又は溶接材のクロム窒化物の析出量が多くなり耐食性が低下し、また熱間加工割れの危険性も高まる。したがって、Ｃｒの含有量は、３０．０％以下とする。Ｃｒの含有量は、２９．０％以下、２８．０％以下、２７．０％以下、２５．０％以下、又は２４．５％以下であってよい。
　（Ｎｉ：０．１～８．０％）
　Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、耐食性を向上させる効果を有する。そのためＮｉの含有量は０．１％以上とする。Ｎｉの含有量は、０．３％以上、０．５％以上、０．７％以上、１．０％以上、１．５％以上、２．０％以上、２．５％以上、又は２．８％以上であってよい。一方、Ｎｉを多量に含有すると、原料コストが増加する。したがって、Ｎｉの含有量は、８．０％以下とする。Ｎｉの含有量は、７．５％以下、７．０％以下、６．０％以下、５．０％以下、４．０％以下、又は３．０％以下であってよい。
　（Ｍｏ：０．１～３．５％）
　Ｍｏは耐食性を向上させる効果がある。このため、Ｍｏの含有量は０．１％以上とする。Ｍｏの含有量は、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．６％以上、０．８％以上、０．９％以上、又は１．０％以上であってよい。一方でＭｏは非常に高価な元素であり、多量に含有するとコストの増大を招く。そのためＭｏの含有量は、３．５％以下とする。Ｍｏの含有量は、３．２％以下、３．０％以下、２．５％以下、２．０％以下、又は１．５％以下であってよい。
　上記元素の他、耐食性を向上させる観点から、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｗ及びＶから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。これらの元素は含有しなくても本発明の効果は得られるが、含有することによりさらなる効果を得ることができる。以下、これら元素について説明する。
　（Ｃｕ：０～３．０％）
　Ｃｕは、耐硫酸性の向上に非常に有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃｕの含有は必須ではなく、Ｃｕの含有量は０％であってよい。Ｃｕの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｃｕの含有量は、０．０５％以上、０．１％以上、０．２％以上、０．５％以上、０．７％以上、又は０．８％以上であってよい。Ｃｕが多量に含有されると原料コストが増加し、また熱間加工性が悪化する。そのため、Ｃｕの含有量は、３．０％以下とする。Ｃｕの含有量は、２．８％以下、２．５％以下、２．２％以下、２．０％以下、１．８％以下、又は１．５％以下であってよい。
　（Ｎｂ：０～０．１００％）
　Ｎｂは、Ｎと化合物を作ることでクロム窒化物の析出を抑制する効果があるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｎｂの含有は必須ではなく、Ｎｂの含有量は０％であってよい。Ｎｂの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ｎｂの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｂの含有量は、０．００２％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０１５％以上、０．０２０％以上、０．０３０％以上、又は０．０４０％以上であってよい。Ｎｂが多量に含有されると、鋼板の加工性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量は、０．１００％以下とする。Ｎｂの含有量は０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０７０％以下、０．０６０％以下、又は０．０５０％以下であってよい。
　（Ｓｎ：０～１．００％）
　Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｓｎの含有は必須ではなく、Ｓｎの含有量は０％であってよい。Ｓｎの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ｓｎの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｓｎの含有量は、０．０１％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、０．０８％以上、０．１５％以上、０．２５％以上、又は０．３０％以上であってよい。Ｓｎが多量に含有されると、熱間加工性が悪化する。したがって、Ｓｎの含有量は、１．００％以下とする。Ｓｎの含有量は、０．９５％以下、０．９０％以下、０．８０％以下、０．７０％以下、又は０．６０％以下であってよい。
　（Ｗ：０～１．００％）
　Ｗは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｗの含有は必須ではなく、Ｗの含有量は０％であってよい。Ｗの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ｗの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｗの含有量は、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０５％以上、０．１０％以上、０．１５％以上、又は０．１８％以上であってよい。Ｗが多量に含有されると、圧延時の負荷が増大して製造疵が生成しやすくなる。したがって、Ｗの含有量は、１．００％以下とする。Ｗの含有量は、０．９０％以下、０．８０％以下、０．７０％以下、０．６０％以下、又は０．５０％以下であってよい。
　（Ｖ：０～１．００％）
　Ｖは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｖの含有は必須ではなく、Ｖの含有量は０％であってよい。Ｖの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ｖの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｖの含有量は、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、又は０．０７％以上であってよい。Ｖが多量に含有されると、圧延時の負荷が増大して製造疵が生成しやすくなる。したがって、Ｖの含有量は、１．００％以下とする。Ｖの含有量は、０．９０％以下、０．８０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下、又は０．４０％以下であってよい。
　さらに、上記の元素の他に、熱間加工性及び成形性を向上させる観点から、必要に応じて、Ｔｉ及びＢから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。これらの元素は含有しなくても本発明の効果は得られるが、含有することによりさらなる効果を得ることができる。以下、これら元素について説明する。
　（Ｔｉ：０～０．０５０％）
　Ｔｉは、Ｎｂと同様に、溶接熱影響部の粗大化を防止し、さらには凝固組織を微細等軸晶化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｔｉの含有は必須ではなく、Ｔｉの含有量は０％であってよい。Ｔｉの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ｔｉの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｔｉの含有量は、０．００２％以上、０．００３％以上、０．００５％以上、０．００７％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上であってよい。Ｔｉが多量に含有されると、均一伸び及び局部伸びが低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．０５０％以下とする。Ｔｉの含有量は、０．０４５％以下、０．０４０％以下、０．０３５％以下、０．０３０％以下、又は０．０２５％以下であってよい。
　（Ｂ：０～０．００５０％）
　Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｂの含有は必須ではなく、Ｂの含有量は０％であってよい。Ｂの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ｂの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂの含有量は、０．０００２％以上、０．０００３％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００１５％以上、又は０．００２０％以上であってよい。Ｂが多量に含有されると、耐食性が著しく劣化する。したがって、Ｂの含有量は、０．００４５％以下、０．００４０％以下、０．００３５％以下、又は０．００３０％以下であってよい。
　さらに、上記の元素の他に、精錬時の脱酸及び脱硫の観点から、必要に応じて、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ及びＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。これらの元素は含有しなくても本発明の効果は得られるが、含有することによりさらなる効果を得ることができる。以下、これら元素について説明する。
　（Ｃａ：０～０．００５０％）
　Ｃａは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。Ｃａの含有は必須ではなく、Ｃａの含有量は０％であってよい。Ｃａの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ｃａの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａの含有量は、０．０００２％以上、０．０００５％以上、０．０００８％以上、又は０．００１０％以上であってよい。Ｃａが多量に含有されると、熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下する。したがって、Ｃａの含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａの含有量は、０．００４５％以下、０．００３５％以下、０．００３０％以下、又は０．００２５％以下であってよい。
　（Ｍｇ：０～０．００５０％）
　Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよいとよい。Ｍｇの含有は必須ではなく、Ｍｇの含有量は０％であってよい。Ｍｇの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇの含有量は、０．０００２％以上、０．０００４％以上、０．０００７％以上、０．００１０％以上、又は０．００１５％以上であってよい。Ｍｇが多量に含有されると、製鋼工程でのコストが増加する。したがって、Ｍｇの含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇの含有量は、０．００４５％以下、０．００４０％以下、又は０．００３０％以下であってよい。
　（Ａｌ：０～０．０５００％）
　Ａｌは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。Ａｌの含有は必須ではなく、Ａｌの含有量は０％であってよい。Ａｌの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、Ａｌの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。Ａｌの含有量は、０．００１０％以上、０．００２０％以上、０．００３０％以上、０．００４０％以上、０．００８０％以上、０．０１２０％以上、又は０．０１４０％以上であってよい。Ａｌが多量に含有されると、製造疵が増加し、また原料コストが増加する。したがって、Ａｌの含有量は０．０５００％以下とする。Ａｌの含有量は、０．０４８０％以下、０．０４５０％以下、０．０４００％以下、０．０３５０％以下、又は０．０３００％以下であってよい。
　（ＲＥＭ：０～０．５００％）
　ＲＥＭ（希土類元素）は、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。ＲＥＭの含有は必須ではなく、ＲＥＭの含有量は０％であってよい。ＲＥＭの効果は微量の含有でも得られるが、効果を確実に得るためには、ＲＥＭの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭの含有量は、０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０１５％以上、０．０２０％以上、０．０４０％以上、０．０７０％以上、０．１００％以上、０．１５０％以上、０．２００％以上、又は０．２４０％以上であってよい。ＲＥＭが多量に含有されると、製造性が損なわれるとともにコストが増加する。したがって、ＲＥＭの含有量は、０．５００％以下とする。ＲＥＭの含有量は、０．４８５％以下、０．４７０％以下、０．４５０％以下、０．４２０％以下、０．４００％以下、又は０．３８０％以下であってよい。
　なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及びＬａ～Ｌｕまでの１５元素（ランタノイド）の計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計の含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
　本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅ及び不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない、すなわち、耐アブレシブ摩耗に悪影響を与えないものを意味する。
　（ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値：３５．０以下）
　本発明の実施形態に係る鋼板は、下記に示す式１によって算出されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値が所定の範囲内である必要がある。
　ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ－Ｍｎ　　…（式１）
　上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
　ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は、Ｍｎの悪影響とＷの効果を考慮した二相ステンレス鋼の孔食指数（ＰＲＥ）を示す指標であり、数値が大きいほど耐食性がよくなることを示す。式１からわかるように、ＣｒやＭｏの含有量を増加させることでＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は増加する。一方、ＣｒやＭｏの含有量が増加すると、シグマ相（σ相）が析出しやすくなる。シグマ相はＦｅにＣｒ、Ｍｏ等が濃化した金属間化合物で、数％程度でも析出すると、熱間延性が低下することに加え、材料の靭性、耐食性が極端に低下する。また、ＣｒやＭｏの増加は合金コストの増大やＮの含有量の増加、及びＭｎの含有量の低減による窒素気泡の発生などの問題も生じる。したがって、ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は３５．０以下とする。ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は、３４．０以下、３３．０以下、３２．０以下、３０．０以下、又は２７．０以下であってよい。ＳＵＳ３０４相当の耐食性を考慮し、ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は１８．０以上、１９．０以上、又は２０．０以上であってよい。
　（ＤＦ値）
　本発明の実施形態に係る鋼板は、下記に示す式２によって算出されるＤＦ値が７０以下あることが好ましい。
　ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）
　　　　　－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ
　　　　　＋２１Ｎ）－４４．９　　　　　　　　　　　　　…（式２）
　上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
　ＤＦ値は鋼板全体の成分から計算されるフェライト相面積分率についての指標である。式２で表されるように、フェライト相を安定させる元素は正の係数、オーステナイト相を安定させる元素は負の係数で構成されている。ＤＦ値が７０を超えると、後述の製造方法で鋼板を製造した際に、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率が３０％未満になる可能性があり、ＤＦ値が大きくいなるほどその可能性は高くなる。したがって、ＤＦ値は７０以下あることが好ましい。ＤＦ値は６８以下、６５以下、６２以下又は６０以下であってよい。
　後述する製造条件の範囲で製造する場合は、鋼板のオーステナイト相率は鋼板の成分からある程度の予測が可能である。一方で、耐アブレシブ摩耗性の向上は、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率が３０％以上であることによるものであるから、ＤＦ値が７０超の成分である鋼板に対して何らかの方法によって鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率を３０％以上としたものであってもよい。言い換えれば、ＤＦ値が７０以下であることは必須ではない。
　（Ｍｄ３０＿γ値）
　本発明の実施形態に係る鋼板は、下記に示す式３によって算出されるＭｄ３０＿γ値が－１５０℃以上であることが好ましい。
　Ｍｄ３０＿γ値＝７０２－１７５×Ｃ－１９０Ｎ－１９．７Ｓｉ
　　　　　　　　　－８．５Ｍｎ－２７．０Ｃｒ－１６．８Ｎｉ
　　　　　　　　　－２１．０Ｃｕ－３１．１Ｍｏ－７４．８Ｎｂ
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（式３）
　上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
　Ｍｄ３０＿γ値は鋼板のオーステナイト相中のＭｄ３０値の予測式である。この値が－１５０℃未満であると本特許に記載された製造条件で鋼板を製造した際に、後述するオーステナイト相のＭｄ３０値が－１５０℃未満になる可能性が高くなるため－１５０℃以上であることが好ましい。Ｍｄ３０＿γ値は－１４０℃以上、－１３０℃以上、－１２０℃以上、－１１０℃以上、又は－１００℃以上であってよい。
　後述する製造条件の範囲で製造する場合は、鋼板のオーステナイト相のＭｄ３０値は鋼板の成分からある程度の予測が可能である。一方で、耐アブレシブ摩耗性の向上は鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相のＭｄ３０値が－１５０℃以上であることによるものであるから、Ｍｄ３０＿γ値が－１５０℃未満の成分である鋼板に対して何らかの方法によって鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相のＭｄ３０値を－１５０℃以上としたものであってもよい。言い換えれば、Ｍｄ３０＿γ値が－１５０℃以上であることは必須ではない。
　＜２．オーステナイト相の特性＞
　本発明では、鋼板全体ではなく鋼板表面付近のオーステナイト相について規定する。これは加工によって硬質なマルテンサイトに相変態するのがオーステナイト相のみであり、フェライト相は相変態しないためである。
　（鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率が３０～７０％）
　本発明のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板においては、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率（以下「オーステナイト相率」ということがある）が３０～７０％である。オーステナイト相の面積分率が３０％未満であると、加工誘起マルテンサイト変態の量が少なくなり、良好な耐アブレシブ摩耗性が得られない。オーステナイト相の面積分率は３５％以上、又は４０％以上であってよい。後述するオーステナイト相のＭｄ３０値が適正な範囲内であれば、オーステナイト相の面積分率が高いほど加工誘起マルテンサイト変態による耐アブレシブ摩耗性向上の効果が得られる。しかし、オーステナイト相の面積分率が高くなると製造性が悪化する。また、例えば耐食性又は強度などの、耐アブレシブ摩耗性以外の特性の観点から、７０％以下とする。オーステナイト相の面積分率は６５％以下、又は６０％以下であってよい。
　オーステナイト相の面積分率は画像解析で測定することができる。具体的には、試料の圧延方向に垂直な断面を樹脂に埋め込み、ＫＯＨ溶液を用いたエッチングによってフェライト相とオーステナイト相のコントラスト差をつけた上で、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍｍの位置を中心として板厚方向に２００μｍ幅、すなわち、鋼板の表面から０．４～０．６ｍｍ位置の組織写真を撮影し、画像の二値化処理を行い、オーステナイト相の面積率を測定する。測定範囲は、鋼板の表面から０．４～０．６ｍｍの位置で、板厚方向と垂直な方向に４００μｍの範囲とする。
　＜鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の組成から計算されるＭｄ３０値：－１５０℃以上＞
　Ｍｄ３０値はオーステナイト相の加工誘起マルテンサイトになりやすさを表す指標であり、下記の式４で計算される。
　　Ｍｄ３０値（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ
　　　　　　　　　　　－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ
　　　　　　　　　　　＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（式４）
　式４の元素記号はオーステナイト相中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含まれない場合は０を代入する。
　加工によって硬質なマルテンサイトに相変態するのはオーステナイト相のみである。Ｍｄ３０値が－１５０℃未満であるとオーステナイト相が安定となりアブレシブ摩耗によって受ける加工で加工誘起マルテンサイト変態が生じず、耐アブレシブ摩耗性の向上の効果が得られないので、Ｍｄ３０値は－１５０℃以上とする。Ｍｄ３０値は－１４０℃以上、－１３０℃以上、－１２０℃以上、－１１０℃以上、又は－１００℃以上であってよい。Ｍｄ３０値が高いほど加工誘起マルテンサイト変態は生じやすくなる。耐食性や加工性などの耐アブレシブ摩耗性以外の特性、及びフェライト相率の調整のために、Ｍｄ３０値は５０℃以下、４０℃以下、又は３０℃以下であってよい。
　オーステナイト相のＭｄ３０値はＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）測定によって求める。試料の圧延方向に垂直な断面を埋め込みコロイダルシリカ研磨し、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂの各元素について表層から０．５ｍｍ位置を中心として板厚方向に２００μｍ幅（鋼板の表面から０．４～０．６ｍｍ位置）のマップ分析を行う。マップ分析の測定面積は十分な粒数が入るように粒径に応じて決めればよく、測定範囲は、鋼板の表面から０．４～０．６ｍｍの位置で、板厚方向と垂直な方向に４００μｍの範囲とする。測定条件のビーム径及びステップサイズは、オーステナイト相とフェライト相とを十分に分離できるように、ビーム径１μｍ以下、ステップサイズ１μｍ以下とする。
　得られた各測定点のうち、Ｎ（窒素）の値が鋼板全体の窒素含有量×２÷（オーステナイト相率）以上のデータは析出した窒化物とみなして除外する。窒化物を除外した各測定点について、フェライト相とオーステナイト相でＮの分配が大きく異なることを利用し、Ｎの値が大きい方から並べたときに最大の測定点から測定点数×オーステナイト相率の順位の測定点までをオーステナイト相とみなし、オーステナイト相の各元素について測定値を平均した値を用いて鋼板のオーステナイト相のＭｄ３０値を算出する。ただし、オーステナイト相率は前述の画像解析で測定した値とする。
　（鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値：１．０°以上）
　ＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値は、対象となる測定点とその周囲の測定点との間における結晶方位差の平均値である。オーステナイト相の平均ＫＡＭ値はＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）測定によって求めることができる。
　具体的には、試料の圧延方向に垂直な断面を樹脂に埋め込みコロイダルシリカ研磨し、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍの位置を中心として板厚方向に２００μｍ幅（鋼板の表面から０．４～０．６ｍｍの位置）で、板厚方向と垂直な方向に４００μｍの範囲のＥＢＳＤ測定を行う。測定条件のステップサイズは１μｍ以下とする。得られた測定データを用いてＫＡＭ解析のしきい値を５°、粒界の判定を１５°とした解析を行い、算出された平均ＫＡＭ値を表皮下０．５ｍｍ位置のγ相の平均ＫＡＭ値とする。
　ＫＡＭ値は、各ピクセルについて、隣り合う６個のピクセル間の方位差の平均した値とする。粒界を超えないようにこの計算を実施することで粒内の局所的な方位変化にもとづく歪の分布図を得ることができる。平均ＫＡＭ値は各ピクセルのＫＡＭ値の平均値である。
　平均ＫＡＭ値が１．０°未満であると、表層のオーステナイトに十分なひずみが付与できておらず、アブレシブ摩耗が生じたときに加工誘起マルテンサイト変態が生じにくくなる。平均ＫＡＭ値は１．１°以上、１．２°以上、１．３°以上、１．５°以上、又は１．８°以上であってよい。平均ＫＡＭ値が大きいほどアブレシブ摩耗が生じたときに加工誘起マルテンサイト変態が生じやすくなるため上限は定めない。残留するひずみが多くなることにより強度が高くなり加工性が低下することを考慮し、平均ＫＡＭ値は、４．０°以下、３．８°以下、３．５°以下、３．２°以下、又は３．０°以下であってよい。
　＜３．耐食性＞
　後述する製造方法により製造された、前述の化学組成及び組織を有する本発明のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板は、優れた母材耐食性、及びＨＡＺ耐食性を有する。具体的には、本発明のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板と、上記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板に１０５０℃×５ｍｉｎの固溶化熱処理を施した試料のそれぞれについて、ＡＳＴＭ　Ｇ４８Ｅ法に準拠した塩化第二鉄ＣＰＴ試験を実施して求めたられた、フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の塩化第二鉄ＣＰＴと、固溶化熱処理を施したフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の塩化第二鉄ＣＰＴとの差が１０℃以下である。塩化第二鉄ＣＰＴとは、ＡＳＴＭ　Ｇ４８Ｅ法に準拠して評価した孔食発生温度（℃）を意味する。
　また、フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の板厚の１／４の位置から８φ×１１０Ｌの試験片を採取し、均熱帯１５ｍｍの高周波加熱及び不活性ガス冷却によって、３０℃／ｓで１３６０℃まで加熱し５秒均熱した後、４０℃／ｓで９００℃まで冷却した後、直ちに１１℃／ｓで６００℃まで冷却した後、直ちに２℃／ｓで３００℃まで冷却した試料の均熱帯を半割した断面について、ＪＩＳ　Ｇ０５９０に基づく臨界孔食温度（電気化学ＣＰＴ）試験を実施した際に、フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の臨界孔食温度と、上記の熱処理を施したフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の臨界孔食温度との差が１５℃以下である。
　＜４．鋼板の製造方法＞
　本発明のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板は、上述した化学組成を有する鋼を、９５０℃以下での圧下率を１０％以上４０％以下として熱間圧延して熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板に８３０℃以上で１０ｓ以上空冷した後、８００℃から６００℃の温度区間の冷却速度を１．０℃／ｓ以上として冷却し、次いで、熱延鋼板を、冷間矯正後の０．２％耐力が、冷間矯正前よりも１０ＭＰａ以上高くなる条件で冷間矯正することで製造することができる。
　耐アブレシブ摩耗性を向上させるためには、摩耗を受けた早期に加工誘起マルテンサイト変態が生じる必要がある。これは摩耗によってひずみが加わると同時に表面が削れていくため、加工誘起マルテンサイトが生じるひずみ量になる前に材料が削れてしまうと目的の耐アブレシブ摩耗性の向上効果が得られないためである。そのためにはオーステナイト相のＭｄ３０値を適正な値とすることに加えて、鋼板表層にあらかじめ加工ひずみを付与しておくことが重要である。熱間加工ひずみの残留は加工誘起マルテンサイト変態を促進する効果があるが、同時に圧延中及び冷却中に耐食性を劣化させる窒化物などの析出を促進させる効果があり、熱間圧延時の加工温度と加工率には制限が必要である。また熱処理を省略しても良好な耐食性を得るためには製造時に窒化物などの析出物を抑制する必要がある。
　具体的には、９５０℃以下での圧下率が１０％以上４０％以下となる熱間圧延を実施し、８３０℃以上で１０ｓ以上空冷した後、８００℃から６００℃の温度区間を冷却速度１．０℃／ｓ以上で冷却する。
　圧延時に導入できる熱間加工ひずみには上記の制限があるため、さらに、熱処理を省略して熱間加工ひずみを残留させ、それに加えて冷間加工ひずみを付与する必要がある。具体的には、熱間圧延後の冷却後の固溶化熱処理を省略して熱間加工ひずみを残留させ、さらに冷間矯正の前後で０．２％耐力が１０ＭＰａ以上増加する冷間矯正を実施して冷間加工ひずみを付与する。
　（９５０℃以下での圧下率が１０％以上４０％以下となる熱間圧延）
　鋼板表層にあらかじめ加工ひずみを付与しておくため、９５０℃以下での圧下率が１０％以上４０％以下となる熱間圧延を実施する。ここで９５０℃以下での圧下率とは、９５０℃以下で最初に圧延をする前の板厚ｈ１と鋼板の板厚ｈ２を用いて、（ｈ１－ｈ２）／ｈ１で計算される値である。９５０℃以下での圧下率が１０％未満の場合は鋼板に残留する熱間加工ひずみが少なくなり、鋼板の表層のオーステナイト相に所望の加工ひずみを加えるために必要な冷間矯正量が過大となるため製造が不可になるか製造コストが大幅に増加する。９５０℃以下での圧下率は、１２％以上、１４％以上、又は１５％以上であってよい。９５０℃以下での圧下率が４０％超の場合、熱間加工の残留ひずみが大きくなるとともに熱間圧延の時間が長くなり鋼板の温度低下が生じるため、圧延中及び冷却中に耐食性を劣化させる窒化物が析出する。９５０℃以下での圧下率は３５％以下、３２％以下、又は３０％以下であってよい。圧延温度が９５０℃以下であればオーステナイト相の回復は十分遅いため圧延温度の下限の規定はしないが、圧延反力や圧延後の水冷装置までの移送時間などを考慮して、８５０℃以上で圧延してよい。圧延温度は８６０℃以上、８７０℃以上、８８０℃以上、８９０℃以上、又は９００℃以上であってよい。
　（８３０℃以上で１０ｓ以上空冷）
　熱間圧延後の鋼板に対して、８３０℃以上で１０ｓ以上の空冷を施す。フェライト相はオーステナイト相よりも低温で回復が生じるので、８３０℃以上で１０ｓ以上の空冷を実施することにより、オーステナイト相を回復させずにフェライト相だけを回復させることができる。フェライト相に多くのひずみが残っている場合、ひずみによって拡散が速くなったりひずみが析出サイトになったりするため、溶接ＨＡＺ部でクロム炭窒化物が析出して耐食性が劣化する。空冷時間は、１２ｓ以上、１５ｓ以上、２０ｓ以上、３０ｓ以上、６０ｓ以上であってよい。フェライト相が回復するほど耐食性は向上するため空冷時間の上限は定めないが、空冷時間は、例えば、製造効率を考慮して、３００ｓ以下、２４０ｓ以下、１８０ｓ以下であってよい。
　（８００℃から６００℃の温度区間を冷却速度１．０℃／ｓ以上）
　一般に、省資源型二相鋼で耐食性を低下させる大きな要因であるクロム窒化物の析出は、成分によって多少異なるが、８００℃から６００℃の間で生じるこのクロム窒化物が析出する温度領域に保持される時間を短くするため、８００℃から６００℃の温度領域を１．０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。
　（固溶化熱処理を省略し、矯正の前後で０．２％耐力が１０ＭＰａ以上増加する冷間矯正）
　得られた鋼板について、固溶化熱処理を行わず冷間矯正を実施して、冷間加工ひずみを付与する。冷間矯正は、矯正前後の０．２％耐力の差が１０ＭＰａ以上となる条件で行う。矯正前後の０．２％耐力の差が１０ＭＰａ未満では鋼板の表層に十分な加工ひずみを付与することができず、耐アブレシブ摩耗性が劣位となる。矯正前後の０．２％耐力の差は、１１ＭＰａ以上、１２ＭＰａ以上、１３ＭＰａ以上、又は１５ＭＰａ以上であってよい。冷間加工ひずみが大きいほどアブレシブ摩耗が生じたときに加工誘起マルテンサイト変態が生じやすくなるため、矯正前後の０．２％耐力の差の上限は定めない。残留するひずみが多くなることにより強度が高くなり加工性が低下することを考慮して、矯正前後の０．２％耐力の差は、５０ＭＰａ以下、４８ＭＰａ以下、４５ＭＰａ以下、４２ＭＰａ以下、又は４０ＭＰａ以下であってよい。
　冷間矯正後に０．２％耐力が１０ＭＰａ以上増加すれば冷間矯正の方法は問わない。冷間矯正法としては、例えば、レベラー矯正などが挙げられる。なお、冷間矯正の程度を示す指標として、強度（０．２％耐力）の増加代で制御することは、通常の製造方法で行われることである。
　上記の製造方法により、上述したオーステナイト相を有する、耐アブレシブ摩耗性及び耐食性の良好な二相ステンレス鋼板を得ることができる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　＜試料番号１－１＞
　鋼を溶製して、表１の組成番号１の化学組成を有する板厚２００ｍｍの鋼片を作製した。得られた鋼片を１１８０℃で６０ｍｉｎ加熱し、９５０℃以下の圧下率を２５％として熱間圧延を施した後８３０℃で３９ｓ空冷し、その後、８００℃～６００℃まで、３．２℃／ｓで冷却し、板厚３０ｍｍの熱延鋼板を得た。
　得られた熱延鋼板に、冷間矯正前後の０．２％耐力の差が３８ＭＰａとなる冷間矯正を施した。なお、冷間矯正前後の０．２％耐力の差は、冷間矯正の前後の試料について引張試験を実施して確認した。
　引張試験は、鋼板の表面から０．１～１．１ｍｍ位置から板厚１ｍｍのＪＩＳ　１３Ｂ号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２に準拠して引張試験を行い、０．２％耐力を測定した。得られた０．２％耐力の差を冷間矯正による耐力差とした。
　また、冷間矯正後の試料について、表層０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率、Ｍｄ３０値、平均ＫＡＭ値を測定し、アブレシブ摩耗試験を実施した。さらに、冷間矯正後の試料及びそれを固溶化熱処理した試料について塩化第二鉄ＣＰＴ試験を実施した。
　（オーステナイト相の組織）
　鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率は、試料の圧延方向に垂直な断面を樹脂に埋め込み、ＫＯＨ溶液を用いたエッチングによってフェライト相とオーステナイト相のコントラスト差をつけた上で、表層から０．５ｍｍ位置を中心として板厚方向に２００μｍ幅（表層から０．４～０．６ｍｍ位置）で板厚方向と垂直な方向に４００μｍの面積について組織写真を撮影し、組織写真画像の二値化処理を実施して測定した。
　表層０．５ｍｍ位置のオーステナイト相のＭｄ３０値は、試料の圧延方向に垂直な断面を樹脂に埋め込みコロイダルシリカ研磨し、表層から０．５ｍｍ位置を中心として板厚方向に２００μｍ幅（表層から０．４～０．６ｍｍ位置）で板厚方向と垂直な方向に４００μｍの面積についてビーム径１μｍ、ステップサイズ１μｍでＥＰＭＡマップ分析を実施し、得られた各測定値をＮ量とオーステナイト相の面積分率からオーステナイト相とフェライト相に分離することでオーステナイト相の平均組成を求め、上述の式４からオーステナイト相のＭｄ３０値を求めた。
　なお、鋼板組織には窒化物以外の析出物や製鋼段階で不可避的に混入する介在物などが存在する可能性があるが、今回の試料ではそれらの面積分率の総量は最大でも０．１％未満であり、オーステナイト相の組成の算出に与える影響は無視できる程度の微量であった。
　表層０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値は、試料の圧延方向に垂直な断面を樹脂に埋め込みコロイダルシリカ研磨し、表層から０．５ｍｍ位置を中心として板厚方向に２００μｍ幅（表層から０．４～０．６ｍｍ位置）で板厚方向と垂直な方向に４００μｍの面積についてステップサイズ１μｍでＥＢＳＤ測定を実施し、得られた測定データを用いてしきい値を５°、粒界の判定を１５°としたＫＡＭ解析を行って算出した。
　（耐摩耗性）
　耐摩耗性はアブレシブ摩耗試験により評価した。アブレシブ摩耗試験は、鋼板の最表面を含む５５ｍｍ×２０ｍｍの試験片を用い、摩耗粒子をスチールグリッドＴＧＣ－５０、試験温度を常温、粒子速度を２００ｇ／ｍｉｎ、粒子重量を１２．０ｋｇ、ラバーホイルをＮＢＲ　接着ホイルで外径２２４×幅１２ｍｍ、荷重を１００Ｎ（１０．２ｋｇｆ）、回転数５０ｒｐｍ（滑り速度０．５９ｍ／ｓ）、試験時間を６０ｍｉｎとして行った。試験片の摩耗重量と摩耗体積からアブレシブ摩耗量を算出し、ｎ＝２の平均値を求め、評価した。
　耐摩耗は、ＳＵＳ３０４Ｎ２について同様の試験をした際のアブレシブ摩耗量との比較で評価し、ＳＵＳ３０４Ｎ２のアブレシブ摩耗量である６．５ｍｍ3／ｋｇ以下の場合を耐摩耗性が良好であると判断し、評価を「○」、６．５ｍｍ3／ｋｇよりも大きい場合を耐摩耗性が低いと判断し、評価を「×」とした。
　（母材耐食性）
　母材耐食性は、固溶化熱処理をした試料との塩化第二鉄ＣＰＴ差で評価した。具体的には、冷間矯正後の試料、及びそれを１０５０℃×５ｍｉｎの固溶化熱処理をした試料について、ＡＳＴＭ　Ｇ４８Ｅ法に準拠した塩化第二鉄ＣＰＴ試験を実施し、固溶化熱処理をした試料と冷間矯正後の試料の塩化第二鉄ＣＰＴの差を母材ＣＰＴ差とした。
　母材耐食性は、冷間矯正後の試料と固溶化熱処理した試料との母材ＣＰＴの差が１０℃以下である場合、耐食性が良好であると判断し、評価を「○」、ＣＰＴの差が１０℃超である場合、耐食性が低いと判断し、評価を「×」とした。
　（ＨＡＺ耐食性）
　ＨＡＺ耐食性は、冷間矯正後の鋼板と鋼板にＳＡＷ溶接のＨＡＺを模擬した熱処理を実施した試料の電気化学ＣＰＴ差で評価した。具体的には、冷間矯正後の試料のｔ／４部より８φ×１１０Ｌの試験片を採取し、均熱帯１５ｍｍの高周波加熱および不活性ガス冷却によって、３０℃／ｓで１３６０℃まで加熱し５秒均熱した後、４０℃／ｓで９００℃まで冷却した後、直ちに１１℃／ｓで６００℃まで冷却した後、直ちに２℃／ｓで３００℃まで冷却した試料の均熱帯を半割した断面について、ＪＩＳ　Ｇ０５９０に基づく臨界孔食温度（電気化学ＣＰＴ）試験を実施し、冷間矯正後の試料の臨界孔食温度との差をＨＡＺＣＰＴ差とした。
　ＨＡＺ耐食性は、冷間矯正ままの試料と固溶化熱処理した試料とのＨＡＺＣＰＴの差が１５℃以下である場合、耐食性が良好であると判断し、評価を「○」、ＣＰＴの差が１５℃超である場合、耐食性が低いと判断し、評価を「×」とした。
　＜試料番号１－２～１６－３＞
　鋼片の化学組成、９５０℃以下の圧下率、８３０℃以上の空冷時間、８００℃～６００℃の冷却速度、冷間矯正の前後の０．２％の耐力差を表１、表２に記載のとおりとした他は、試料番号１－１と同様に、試料を作製し、鋼板の表層の組織、耐摩耗性、耐食性について評価した。結果を試料番号１－１と同様に表３に示す。なお、冷間矯正の前後の０．２％の耐力差が０となっている試料では、冷間矯正は行わなかった。
　試料１－１～１６－３の評価結果を表３に示す。耐摩耗性、耐食性の評価がいずれも「○」の場合、本発明が解決すべき課題が解決されていると判断した。なお、表３における「γ相率」は画像解析で測定されたオーステナイト相率（％）、「γ相Ｍｄ３０」はＥＰＭＡで測定されたオーステナイト相の組成から算出されたＭｄ３０値（℃）、「γ相ＫＡＭ」はＥＢＳＤで測定されたオーステナイト相の平均ＫＡＭ値を意味する。
　試料番号１－４は、８３０℃以上の空冷時間が短かったため、溶接模擬熱処理でクロム窒化物が析出したものと考えられる。その結果、ＨＡＺ耐食性が低くなった。
　試料番号２－３は、８００℃～６００℃の冷却速度が小さかったため、クロム窒化物が析出したものと考えられる。その結果、母材耐食性が低くなった。
　試料番号３－３は、９５０℃以下の圧下率が小さかったため、鋼板に残留する熱間加工ひずみが少なくなり、０．２％耐力の差が２０ＭＰａとなる冷間矯正を行っても、鋼板の表層のオーステナイト相に所望の加工ひずみが与えられなかったものと考えられる。その結果、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値が小さくなり、耐摩耗性が低くなった。
　試料番号４－４は、８３０℃以上の空冷時間が短かったため、溶接模擬熱処理でクロム窒化物が析出したものと考えられる。その結果、ＨＡＺ耐食性が低くなった。
　試料番号５－３は、冷間矯正前後の０．２％耐力の差が小さかったため、鋼板の表層に十分な加工ひずみを付与することができなかったものと考えられる。その結果、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値が小さくなり、耐摩耗性が低くなった。
　試料番号６－３は、９５０℃以下の圧下率が大きかったため、熱間加工の残留ひずみが大きくなるとともに熱間圧延の時間が長くなり鋼板の温度が低下し、圧延中及び冷却中に窒化物が析出したものと考えられる。その結果、母材耐食性が低くなった。
　試料番号７－３は、９５０℃以下の圧下率が小さかったため、鋼板に残留する熱間加工ひずみが少なくなり、０．２％耐力の差が２０ＭＰａとなる冷間矯正を行っても、鋼板の表層のオーステナイト相に所望の加工ひずみが与えられなかったものと考えられる。その結果、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値が小さくなり、耐摩耗性が低くなった。
　試料番号８－３は、冷間矯正前後の０．２％耐力の差が小さかったため、鋼板の表層に十分な加工ひずみを付与することができなかったものと考えられる。その結果、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値が小さくなり、耐摩耗性が低くなった。
　試料番号９－３は、冷間矯正前後の０．２％耐力の差が小さかったため、鋼板の表層に十分な加工ひずみを付与することができなかったものと考えられる。その結果、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値が小さくなり、耐摩耗性が低くなった。
　試料番号１０－４は、８３０℃以上の空冷時間が短かったため、溶接模擬熱処理でクロム窒化物が析出したものと考えられる。その結果、ＨＡＺ耐食性が低くなった。
　試料番号１１－３は、９５０℃以下の圧下率が小さかったため、鋼板に残留する熱間加工ひずみが少なくなり、０．２％耐力の差が２０ＭＰａとなる冷間矯正を行っても、鋼板の表層のオーステナイト相に所望の加工ひずみが与えられなかったものと考えられる。その結果、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値が小さくなり、耐摩耗性が低くなった。
　試料番号１２－３は、８００℃～６００℃の冷却速度が小さかったため、クロム窒化物が析出したものと考えられる。その結果、母材耐食性が低くなった。
　試料番号１３－３は、９５０℃以下の圧下率が大きかったため、熱間加工の残留ひずみが大きくなるとともに熱間圧延の時間が長くなり鋼板の温度が低下し、圧延中及び冷却中に窒化物が析出したものと考えられる。その結果、母材耐食性が低くなった。
　試料番号１５－１～１５－３は、Ｍｄ３０＿γ値が－１５０℃未満であるため、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相のＭｄ３０値が低くなったものと考えられる。その結果、耐摩耗性が低くなった。
　試料番号１６－１～１６－３は、ＤＦ値が７０超であるため、鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率が低くなったものと考えられる。その結果、耐摩耗性が低くなった。
　一方、他の試料は本発明例であり、良好な耐食性と耐アブレシブ摩耗性を両立した二相ステンレス鋼板が得られた。
　本発明によれば、耐食性と耐アブレシブ摩耗性に優れたフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板が得られ、産業上極めて有用である。本発明の二相ステンレス鋼板は、構造物の摺動部や摩擦が生じる部位等に利用可能である。例えば、水門などのゲート、ダムや河川のライニング材などに利用することもできる。

Claims (6)

  1. 　フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板であって、
    　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０５０％以下、
    　　Ｓｉ：２．００％以下、
    　　Ｍｎ：０．５～６．０％、
    　　Ｐ　：０．０５００％以下、
    　　Ｓ　：０．０５００％以下、
    　　Ｎ　：０．０８～０．３０％、
    　　Ｃｒ：１７．０～３０．０％、
    　　Ｎｉ：０．１～８．０％、
    　　Ｍｏ：０．１～３．５％、
    　　Ｃｕ：０～３．０％
    　　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　　Ｓｎ：０～１．００％、
    　　Ｗ　：０～１．００％、
    　　Ｖ　：０～１．００％、
    　　Ｔｉ：０～０．０５０％、
    　　Ｂ　：０～０．００５０％、
    　　Ｃａ：０～０．００５０％、
    　　Ｍｇ：０～０．００５０％、
    　　Ａｌ：０～０．０５００％、及び
    　　ＲＥＭ：０～０．５００％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    　下記式１で計算されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値が３５．０以下であり、
    　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の面積分率が３０～７０％であり、
    　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相中の組成から下記式２で計算されるＭｄ３０値が－１５０℃以上であり、
    　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置のオーステナイト相の平均ＫＡＭ値が１．０°以上であり、
    　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板と、前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板に１０５０℃×５ｍｉｎの固溶化熱処理を施した試料のそれぞれについてＡＳＴＭ　Ｇ４８Ｅ法に準拠した塩化第二鉄ＣＰＴ試験を実施して求めた、前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の塩化第二鉄ＣＰＴと、固溶化熱処理を施した前記試料の塩化第二鉄ＣＰＴとの差が１０℃以下であり、
    　前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の板厚の１／４の位置から８φ×１１０Ｌの試験片を採取し、均熱帯１５ｍｍの高周波加熱及び不活性ガス冷却によって、３０℃／ｓで１３６０℃まで加熱し５秒均熱した後、４０℃／ｓで９００℃まで冷却した後、直ちに１１℃／ｓで６００℃まで冷却した後、直ちに２℃／ｓで３００℃まで冷却した試料の均熱帯を半割した断面について、ＪＩＳ　Ｇ０５９０に基づく臨界孔食温度（電気化学ＣＰＴ）試験を実施した際に、前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の臨界孔食温度と、熱処理を施した前記フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の臨界孔食温度との差が１５℃以下である
    ことを特徴とするフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
    　　ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ
    　　　　　　　　　　　－Ｍｎ　　　　　　　　　　　　…（式１）
    　　Ｍｄ３０値（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ
    　　　　　　　　　　－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ
    　　　　　　　　　　＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（式２）
    　ただし、上記式１中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、式２の元素記号はオーステナイト相中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含まれない場合は０を代入する。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　　Ｃｕ：０．１～３．０％、
    　　Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
    　　Ｓｎ：０．０３～１．００％、
    　　Ｗ　：０．０１～１．００％、及び
    　　Ｖ　：０．０１～１．００％
    から選択される１種以上を含有する請求項１に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、及び
    　　Ｂ　：０．０００３～０．００５０％
    から選択される１種以上を含有する請求項１又は２に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
    　　Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、
    　　Ａｌ：０．００３０～０．０５００％、及び
    　　ＲＥＭ：０．００５～０．５００％
    から選択される１種以上を含有する請求項１又は２に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
  5. 　下記式３で計算されるＤＦ値が７０以下、
    　下記式４で計算されるＭｄ３０＿γ値が－１５０℃以上
    である請求項１又は２に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板。
    　ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）
    　　　　　－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ
    　　　　　＋２１Ｎ）－４４．９　　　　　　　　　　　…（式３）
    　Ｍｄ３０＿γ値＝７０２－１７５×Ｃ－１９０Ｎ－１９．７Ｓｉ
    　　　　　　　　　－８．５Ｍｎ－２７．０Ｃｒ－１６．８Ｎｉ
    　　　　　　　　　－２１．０Ｃｕ－３１．１Ｍｏ－７４．８Ｎｂ
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（式４）
    　ただし、上記式３及び４の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含まれない場合は０を代入する。
  6. 　請求項１に記載のフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板を製造する方法であって、
    　化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０５０％以下、
    　　Ｓｉ：２．００％以下、
    　　Ｍｎ：０．５～６．０％、
    　　Ｐ　：０．０５００％以下、
    　　Ｓ　：０．０５００％以下、
    　　Ｎ　：０．０８～０．３０％、
    　　Ｃｒ：１７．０～３０．０％、
    　　Ｎｉ：０．１～８．０％、
    　　Ｍｏ：０．１～３．５％、
    　　Ｃｕ：０～３．０％
    　　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　　Ｓｎ：０～１．００％、
    　　Ｗ　：０～１．００％、
    　　Ｖ　：０～１．００％、
    　　Ｔｉ：０～０．０５０％、
    　　Ｂ　：０～０．００５０％、
    　　Ｃａ：０～０．００５０％、
    　　Ｍｇ：０～０．００５０％、
    　　Ａｌ：０～０．０５００％、及び
    　　ＲＥＭ：０～０．５００％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼を、９５０℃以下での圧下率を１０％以上４０％以下として熱間圧延して熱延鋼板を得、
    　前記熱延鋼板を、８３０℃以上で１０ｓ以上空冷した後、８００℃から６００℃の温度区間の冷却速度を１．０℃／ｓ以上として冷却し、
    　前記熱延鋼板を、冷間矯正後の０．２％耐力が、冷間矯正前よりも１０ＭＰａ以上高くなる条件で冷間矯正する
    ことを特徴とするフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板の製造方法。
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