JP2023118656A - 二相ステンレス鋼および二相ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
二相ステンレス鋼および二相ステンレス鋼の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2023118656A JP2023118656A JP2022155437A JP2022155437A JP2023118656A JP 2023118656 A JP2023118656 A JP 2023118656A JP 2022155437 A JP2022155437 A JP 2022155437A JP 2022155437 A JP2022155437 A JP 2022155437A JP 2023118656 A JP2023118656 A JP 2023118656A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- stainless steel
- duplex stainless
- content
- rolling
- 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
Links
- 229910001039 duplex stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 58
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 13
- 238000000034 method Methods 0.000 title description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 41
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 38
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 11
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 27
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 abstract description 41
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 abstract description 41
- 239000013078 crystal Substances 0.000 abstract description 4
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 39
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 27
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 23
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 12
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 8
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 6
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 6
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 6
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 6
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 5
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 5
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 5
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 4
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 3
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 3
- 206010070834 Sensitisation Diseases 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 230000003009 desulfurizing effect Effects 0.000 description 2
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 230000008313 sensitization Effects 0.000 description 2
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 2
- 238000013517 stratification Methods 0.000 description 2
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 239000004566 building material Substances 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 238000013480 data collection Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】熱間加工性、延性、耐食性および強度に優れるとともに、Ｃ方向の延性が高い二相ステンレス鋼を実現する。【解決手段】本発明の一態様に係る二相ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：３～８％、Ｃｒ：２１～２８％、Ｍｏ：１～４％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎ：０．０８～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＤＦ値が５０以上６４以下であり、ＰＲＥ値が３０以上であり、オーステナイト相の面積率が４５％以上であり、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、アスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率が３６％以下である。【選択図】なし
Description
本発明は、フェライト相およびオーステナイト相からなる二相ステンレス鋼などに関する。
フェライト相およびオーステナイト相からなる二相ステンレス鋼は、耐食性に優れるとともに、特に高い強度を有することから、建材、構造材料などに使用されている。例えば、特許文献１および特許文献２に、フェライト相およびオーステナイト相からなる二相ステンレス鋼が開示されている。
二相ステンレス鋼は、二相組織であるがゆえに、圧延方向（いわゆる、Ｌ方向）と、圧延方向に垂直な方向（いわゆる、Ｃ方向）とにおいて組織の異方性があり、Ｃ方向の延性に劣り、加工性に課題がある。
本発明の一態様は、耐食性および強度に優れるとともに、Ｃ方向の延性が高い二相ステンレス鋼などを実現することを目的とする。
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る二相ステンレス鋼は、フェライト相およびオーステナイト相を含む二相ステンレス鋼であって、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：３～８％、Ｃｒ：２１～２８％、Ｍｏ：１～４％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎ：０．０８～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式１によって定義されるＤＦ値が５０以上６４以下であり、下記式２によって定義されるＰＲＥ値が３０以上であり、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面における、前記オーステナイト相の面積率が４５％以上であり、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、アスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率が３６％以下である。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（式１）
ＰＲＥ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（式２）
（式１および式２における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（式１）
ＰＲＥ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（式２）
（式１および式２における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る二相ステンレス鋼の製造方法は、フェライト相およびオーステナイト相を含み、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：３～８％、Ｃｒ：２１～２８％、Ｍｏ：１～４％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎ：０．０８～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式１によって定義されるＤＦ値が５０以上６４以下であり、下記式２によって定義されるＰＲＥ値が３０以上であり、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面における、前記オーステナイト相の面積率が４５％以上である二相ステンレス鋼の製造方法であって、熱延率×ＤＦ値≦６２００を満足するように熱間圧延を行う熱間圧延工程を含む。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（式１）
ＰＲＥ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（式２）
（式１および式２における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（式１）
ＰＲＥ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（式２）
（式１および式２における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。
本発明の一態様によれば、熱間加工性、延性、耐食性および強度に優れるとともに、Ｃ方向の延性が高い二相ステンレス鋼などを実現することができる。
以下、本発明の一実施形態について、詳細に説明する。本実施形態における二相ステンレス鋼は、フェライト相およびオーステナイト相からなるステンレス鋼である。なお、本明細書において、各成分元素の含有量の単位である「％」は、特に言及がない限り「質量％」を意味する。また、本出願において、「Ａ～Ｂ」は、Ａ以上Ｂ以下であることを示している。
本発明者らは、鋭意研究により、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面におけるアスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率を制御することにより、圧延方向に垂直かつ圧延面に垂直な方向の延性が高くなるという知見を得て本発明を完成させた。以下に、本発明の一実施形態に係る二相ステンレス鋼について詳細に、説明する。
＜二相ステンレス鋼の成分組成＞
まず、本実施形態における二相ステンレス鋼を構成する必須元素について説明する。
まず、本実施形態における二相ステンレス鋼を構成する必須元素について説明する。
本発明の一実施形態に係る二相ステンレス鋼は、鋼成分組成として、質量％で、Ｃ：０．８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：３～８％、Ｃｒ：２１～２８％、Ｍｏ：１～４％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎ：０．０８～０．３０％を含有する。
本発明の一実施形態に係る二相ステンレス鋼は、必要に応じて、質量％で、Ｓｎ：０．００３０～０．１％、Ｖ：０．００１～０．２０％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．１０％、Ｃｏ：０．００１～０．３％、Ｗ：０．００１～０．１％、Ｃｅ：０．０００１～０．０１％、Ｍｇ：０．００１～０．１％、Ｚｒ：０．００１～０．０１％、Ｃａ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｏ：０．０００１～０．００７％から選択される１種以上を更に含むことができる。
以下、本実施形態における二相ステンレス鋼に含まれる各元素の含有量の意義について説明する。なお、当該二相ステンレス鋼は、以下に示す各成分以外は、鉄（Ｆｅ）、または不可避的に混入する少量の不純物（不可避的不純物）からなる。
（Ｃ：０．０８０％以下）
Ｃは、ステンレス鋼の耐食性を確保するため、０．０８０％以下の含有量に制限する。Ｃが０．０８０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過剰に生成して、耐食性が劣化する。Ｃｒ炭化物の生成抑制の観点からは、Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。Ｃ含有量の下限は特に限定しないが、好ましくは０．００５％以上である。
Ｃは、ステンレス鋼の耐食性を確保するため、０．０８０％以下の含有量に制限する。Ｃが０．０８０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過剰に生成して、耐食性が劣化する。Ｃｒ炭化物の生成抑制の観点からは、Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。Ｃ含有量の下限は特に限定しないが、好ましくは０．００５％以上である。
（Ｓｉ：１．００％以下）
Ｓｉは、脱酸剤および脱硫剤として作用する元素であるが、Ｓｉ含有量が１．０％を超えるとσ相の析出が促進される。そのため、Ｓｉ含有量は、１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。また、脱酸剤および脱硫剤としての効果を得るため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。
Ｓｉは、脱酸剤および脱硫剤として作用する元素であるが、Ｓｉ含有量が１．０％を超えるとσ相の析出が促進される。そのため、Ｓｉ含有量は、１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。また、脱酸剤および脱硫剤としての効果を得るため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。
（Ｍｎ：２．０％以下）
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、また、脱酸剤として作用する元素であるが、Ｍｎ含有量が、２．０％を超えると耐食性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は、２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。また、脱酸剤としての効果を得るため、かつ、ステンレス鋼の組織を二相組織にするため、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすることがより好ましく、１．０％以上とすることがさらに好ましい。
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、また、脱酸剤として作用する元素であるが、Ｍｎ含有量が、２．０％を超えると耐食性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は、２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。また、脱酸剤としての効果を得るため、かつ、ステンレス鋼の組織を二相組織にするため、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすることがより好ましく、１．０％以上とすることがさらに好ましい。
（Ｐ：０．１％以下）
Ｐは、ステンレス鋼中に不可避的に含有される元素である。Ｐは、加工性および溶接性を劣化させ、また、耐酸化性および耐食性をも劣化させる元素であるため、その含有量を制限する必要があり、Ｐ含有量を０．１％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。下限は特に限定しないが、コストの観点から、Ｐ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
Ｐは、ステンレス鋼中に不可避的に含有される元素である。Ｐは、加工性および溶接性を劣化させ、また、耐酸化性および耐食性をも劣化させる元素であるため、その含有量を制限する必要があり、Ｐ含有量を０．１％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。下限は特に限定しないが、コストの観点から、Ｐ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、鋼中に含まれる不可避的不純物元素であり、熱間加工性を低下させる元素であるため、その含有量を制限する必要がある。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下であり、０．００５０％以下とすることが好ましい。熱間加工性の点から、Ｓ含有量は低いほど好ましいが、過度な低減は原料および精錬のコストの上昇に繋がるため、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。製造性の点から、Ｓ含有量のより好ましい範囲は０．０００１～０．００２０％であり、さらに好ましい範囲は０．０００２～０．００１０％である。
Ｓは、鋼中に含まれる不可避的不純物元素であり、熱間加工性を低下させる元素であるため、その含有量を制限する必要がある。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下であり、０．００５０％以下とすることが好ましい。熱間加工性の点から、Ｓ含有量は低いほど好ましいが、過度な低減は原料および精錬のコストの上昇に繋がるため、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。製造性の点から、Ｓ含有量のより好ましい範囲は０．０００１～０．００２０％であり、さらに好ましい範囲は０．０００２～０．００１０％である。
（Ｎｉ：３～８％）
Ｎｉは、腐食が生じた際の腐食進展を抑制する効果と、ステンレス鋼の組織を二相組織にするためのオーステナイト安定化元素としての効果とを有する元素である。これらの効果を得るために、Ｎｉ含有量は３％以上とする。Ｎｉ含有量が３％未満であると、十分な耐食性が得られず、さらに組織がフェライト単相となる。Ｎｉ含有量は、好ましくは４．０％以上であり、より好ましくは５．０％以上である。一方で、Ｎｉ含有量が８％を超えると、腐食抑制効果が飽和するとともに、組織がオーステナイト単相となる。またＮｉの使用量が増加してステンレス鋼が高価格となる。そのため、Ｎｉ含有量は、８％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは７．５％以下であり、より好ましくは７．２％以下である。
Ｎｉは、腐食が生じた際の腐食進展を抑制する効果と、ステンレス鋼の組織を二相組織にするためのオーステナイト安定化元素としての効果とを有する元素である。これらの効果を得るために、Ｎｉ含有量は３％以上とする。Ｎｉ含有量が３％未満であると、十分な耐食性が得られず、さらに組織がフェライト単相となる。Ｎｉ含有量は、好ましくは４．０％以上であり、より好ましくは５．０％以上である。一方で、Ｎｉ含有量が８％を超えると、腐食抑制効果が飽和するとともに、組織がオーステナイト単相となる。またＮｉの使用量が増加してステンレス鋼が高価格となる。そのため、Ｎｉ含有量は、８％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは７．５％以下であり、より好ましくは７．２％以下である。
（Ｃｒ：２１～２８％）
Ｃｒは、耐食性および耐酸化性を向上させる元素である。そのため、Ｃｒ含有量は、２１％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２３％以上であり、より好ましくは２４％以上である。一方、Ｃｒ含有量が２８％を超えると、σ相の析出量が多くなり、耐食性および熱間製造性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は、２８％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２７％以下であり、より好ましくは２６％以下である。
Ｃｒは、耐食性および耐酸化性を向上させる元素である。そのため、Ｃｒ含有量は、２１％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２３％以上であり、より好ましくは２４％以上である。一方、Ｃｒ含有量が２８％を超えると、σ相の析出量が多くなり、耐食性および熱間製造性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は、２８％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２７％以下であり、より好ましくは２６％以下である。
（Ｍｏ：１～４％）
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。Ｍｏによる耐食性向上効果を安定して得るためには、Ｍｏ含有量は、１％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．５％以上である。一方、Ｍｏが過剰に存在すると熱間加工時にσ相が析出しやすくなる。そのため、Ｍｏ含有量は、４％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは３．５％以下である。
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。Ｍｏによる耐食性向上効果を安定して得るためには、Ｍｏ含有量は、１％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．５％以上である。一方、Ｍｏが過剰に存在すると熱間加工時にσ相が析出しやすくなる。そのため、Ｍｏ含有量は、４％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは３．５％以下である。
（Ｃｕ：１．０％以下）
Ｃｕは、腐食が生じた際の腐食進展を抑制する効果を有するが、Ｃｕが過剰に存在すると、鋳造時に割れが生じる場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．３％以下である。また、Ｃｕによる腐食進展抑制効果を得るために、Ｃｕ含有量は０．１％以上であることが好ましく、０．１５％以上であることがより好ましい。
Ｃｕは、腐食が生じた際の腐食進展を抑制する効果を有するが、Ｃｕが過剰に存在すると、鋳造時に割れが生じる場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．３％以下である。また、Ｃｕによる腐食進展抑制効果を得るために、Ｃｕ含有量は０．１％以上であることが好ましく、０．１５％以上であることがより好ましい。
（Ｎ：０．０８～０．３０％）
Ｎは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｎは、オーステナイト安定化元素としての効果を有する。上記効果を得るために、Ｎ含有量は０．０８％以上であり、好ましくは０．０８％以上であり、より好ましくは０．１２％以上である。一方で、Ｎを過剰に含有すると、耐粒界腐食性および加工性が低下するとともに、耐酸化性および耐食性も低下する。そのため、Ｎ含有量は、０．３０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１６％以下である。
Ｎは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｎは、オーステナイト安定化元素としての効果を有する。上記効果を得るために、Ｎ含有量は０．０８％以上であり、好ましくは０．０８％以上であり、より好ましくは０．１２％以上である。一方で、Ｎを過剰に含有すると、耐粒界腐食性および加工性が低下するとともに、耐酸化性および耐食性も低下する。そのため、Ｎ含有量は、０．３０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１６％以下である。
本実施形態における二相ステンレス鋼では、上述した元素以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。しかしながら、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。なお、ここで言う不純物とは、本実施形態における二相ステンレス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、本発明に係る二相ステンレス鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態における二相ステンレス鋼は、上記以外の元素として、Ｓｎ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｗ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａ、Ａｌ、Ｏのうち少なくとも１種の元素をさらに含有してもよい。
（Ｓｎ：０．００３０～０．１％）
Ｓｎは、微量の含有で耐食性を向上させるのに有用な元素である。Ｓｎによる耐食性向上効果を安定して得るためには、Ｓｎ含有量は、０．００３０％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｓｎ含有量が０．１％を超えるとコスト増が顕在化すると共に加工性も低下することがある。そのため、Ｓｎ含有量は、０．１％以下であることが好ましく、０．０８％以下であることがより好ましい。
Ｓｎは、微量の含有で耐食性を向上させるのに有用な元素である。Ｓｎによる耐食性向上効果を安定して得るためには、Ｓｎ含有量は、０．００３０％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｓｎ含有量が０．１％を超えるとコスト増が顕在化すると共に加工性も低下することがある。そのため、Ｓｎ含有量は、０．１％以下であることが好ましく、０．０８％以下であることがより好ましい。
（Ｖ：０．００１～０．２０％）
Ｖは、耐食性、特に耐すき間腐食性を改善する。Ｖによる耐食性改善効果を安定して得るためには、Ｖ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。一方、Ｖが過剰に存在すると、加工性を低下させることがあり、また、耐食性向上効果も飽和する。そのため、Ｖ含有量は、０．２０％以下であることが好ましく、０．１５％以下であることがより好ましい。
Ｖは、耐食性、特に耐すき間腐食性を改善する。Ｖによる耐食性改善効果を安定して得るためには、Ｖ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。一方、Ｖが過剰に存在すると、加工性を低下させることがあり、また、耐食性向上効果も飽和する。そのため、Ｖ含有量は、０．２０％以下であることが好ましく、０．１５％以下であることがより好ましい。
（Ｂ：０．０００１～０．０１％）
Ｂは、熱間加工性を改善する元素である。Ｂによる熱間加工性改善効果を安定して得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。一方、Ｂが過剰に存在すると、かえって熱間加工性が低下する。そのため、Ｂ含有量は、０．０１％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましい。
Ｂは、熱間加工性を改善する元素である。Ｂによる熱間加工性改善効果を安定して得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。一方、Ｂが過剰に存在すると、かえって熱間加工性が低下する。そのため、Ｂ含有量は、０．０１％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましい。
（Ｔｉ：０．００１～０．１０％）
Ｔｉは、ＣおよびＮを固定してＣｒ炭化物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。そのため、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００２％以上であることがより好ましい。一方、Ｔｉを過剰に含有させても効果は飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は、０．１０％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましい。
Ｔｉは、ＣおよびＮを固定してＣｒ炭化物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。そのため、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００２％以上であることがより好ましい。一方、Ｔｉを過剰に含有させても効果は飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は、０．１０％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましい。
（Ｎｂ：０．００１～０．１０％）
Ｎｂは、ＣおよびＮを固定してＣｒ炭化物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。そのため、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。一方、Ｎｂを過剰に含有させても効果は飽和する。そのため、Ｎｂ含有量は、０．１０％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
Ｎｂは、ＣおよびＮを固定してＣｒ炭化物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。そのため、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。一方、Ｎｂを過剰に含有させても効果は飽和する。そのため、Ｎｂ含有量は、０．１０％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
（Ｃｏ：０．００１～０．３％）
Ｃｏは、オーステナイト相の生成を促進し、フェライト相の粗大化を抑制する元素である。Ｃｏによる上記効果を安定して得るためには、Ｃｏ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。一方、Ｃｏが過剰に存在すると、二相ステンレス鋼が硬質化することがあるため、Ｃｏ含有量は、０．３％以下であることが好ましく、０．２％以下であることがより好ましい。
Ｃｏは、オーステナイト相の生成を促進し、フェライト相の粗大化を抑制する元素である。Ｃｏによる上記効果を安定して得るためには、Ｃｏ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。一方、Ｃｏが過剰に存在すると、二相ステンレス鋼が硬質化することがあるため、Ｃｏ含有量は、０．３％以下であることが好ましく、０．２％以下であることがより好ましい。
（Ｗ：０．００１～０．１％）
Ｗは、耐食性、特に耐すき間腐食性を改善する元素である。Ｗによる耐食性改善効果を安定して得るためには、Ｗ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。一方、Ｗが過剰に存在すると、加工性を低下させることがあり、また、耐食性向上効果も飽和する。そのため、Ｗ含有量は、０．１％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
Ｗは、耐食性、特に耐すき間腐食性を改善する元素である。Ｗによる耐食性改善効果を安定して得るためには、Ｗ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。一方、Ｗが過剰に存在すると、加工性を低下させることがあり、また、耐食性向上効果も飽和する。そのため、Ｗ含有量は、０．１％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
（Ｃｅ：０．０００１～０．０１％）
Ｃｅは、耐高温酸化性を向上させる元素である。Ｃｅによる耐高温酸化性の効果を安定して得るためには、Ｃｅ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。一方、Ｃｅが過剰に存在すると、耐高温酸化性の効果が飽和し、さらに熱延の際に表面欠陥が生じ、製造性が低下することがある。そのため、Ｃｅ含有量は、０．０１％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。
Ｃｅは、耐高温酸化性を向上させる元素である。Ｃｅによる耐高温酸化性の効果を安定して得るためには、Ｃｅ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。一方、Ｃｅが過剰に存在すると、耐高温酸化性の効果が飽和し、さらに熱延の際に表面欠陥が生じ、製造性が低下することがある。そのため、Ｃｅ含有量は、０．０１％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。
（Ｍｇ：０．００１～０．１％）
Ｍｇは、熱間加工性を改善する元素である。Ｍｇによる熱間加工性改善効果を安定して得るためには、Ｍｇ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｍｇが過剰に存在すると、かえって熱間加工性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は、０．１％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましい。
Ｍｇは、熱間加工性を改善する元素である。Ｍｇによる熱間加工性改善効果を安定して得るためには、Ｍｇ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｍｇが過剰に存在すると、かえって熱間加工性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は、０．１％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましい。
（Ｚｒ：０．００１～０．０１％）
Ｚｒは、耐食性を向上させる元素である。Ｚｒによる耐食性向上効果を安定して得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。一方、Ｚｒが過剰に存在すると、加工性が劣化することがある。そのため、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
Ｚｒは、耐食性を向上させる元素である。Ｚｒによる耐食性向上効果を安定して得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。一方、Ｚｒが過剰に存在すると、加工性が劣化することがある。そのため、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
（Ｃａ：０．００１～０．０１％）
Ｃａは、熱間加工性を改善する元素である。Ｃａによる熱間加工性改善効果を安定して得るためには、Ｃａ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｃａが過剰に存在すると、かえって熱間加工性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は、０．０１％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。
Ｃａは、熱間加工性を改善する元素である。Ｃａによる熱間加工性改善効果を安定して得るためには、Ｃａ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｃａが過剰に存在すると、かえって熱間加工性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は、０．０１％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。
（Ａｌ：０．００１～０．１０％）
Ａｌは、不可避的不純物であるが、脱酸効果を有する元素である。Ａｌによる脱酸効果を安定して得るためには、Ａｌ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。一方、Ａｌは、多量に存在すると加工性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
Ａｌは、不可避的不純物であるが、脱酸効果を有する元素である。Ａｌによる脱酸効果を安定して得るためには、Ａｌ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。一方、Ａｌは、多量に存在すると加工性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
（Ｏ：０．０００１～０．００７％）
Ｏは、非金属介在物の代表である酸化物を構成する重要な元素であり、過剰な含有は靭性や加工性を阻害する。また粗大なクラスター状酸化物が二相ステンレス鋼に生成すると表面疵の原因となる。このため、Ｏ含有量は、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下である。一方、Ｏ含有量の一定量以上の低減は、技術的およびコスト的に困難である。このため、Ｏ含有量は０．０００１％以上である。
Ｏは、非金属介在物の代表である酸化物を構成する重要な元素であり、過剰な含有は靭性や加工性を阻害する。また粗大なクラスター状酸化物が二相ステンレス鋼に生成すると表面疵の原因となる。このため、Ｏ含有量は、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下である。一方、Ｏ含有量の一定量以上の低減は、技術的およびコスト的に困難である。このため、Ｏ含有量は０．０００１％以上である。
＜ＤＦ値＞
本実施形態における二相ステンレス鋼は、下記式１によって定義されるＤＦ値が５０以上６４以下である。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（式１）
（式１における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。
本実施形態における二相ステンレス鋼は、下記式１によって定義されるＤＦ値が５０以上６４以下である。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（式１）
（式１における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。
ＤＦ値は、二相ステンレス鋼に含まれるフェライト相の割合を示す指標である。ＤＦ値が５０未満の場合、二相ステンレス鋼に含まれるフェライト相の割合が小さくなり、熱間加工性を十分に得られない。一方で、ＤＦ値が６４を超えると、二相ステンレス鋼に含まれるオーステナイト相の割合が低くなる。二相ステンレス鋼に含まれるオーステナイト相の割合が低くなると、加工硬化が大きくなり、延性が低下してしまう。本実施形態における二相ステンレス鋼は、ＤＦ値が５０以上６４以下となっていることにより、熱間加工性および延性に優れたステンレス鋼となっている。
＜ＰＲＥ値＞
本実施形態における二相ステンレス鋼は、下記式２によって定義されるＰＲＥ値が３０以上である。
ＰＲＥ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（式２）
（式２における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。
本実施形態における二相ステンレス鋼は、下記式２によって定義されるＰＲＥ値が３０以上である。
ＰＲＥ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（式２）
（式２における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。
ＰＲＥ値は、二相ステンレス鋼における耐食性を示す指標である。本実施形態における二相ステンレス鋼は、ＰＲＥ値が３０以上となっていることにより、耐食性が優れたステンレス鋼となっている。
本実施形態における二相ステンレス鋼は、ＤＦ値およびＰＲＥ値が上記の範囲になっていることにより、耐久性に優れる。具体的には、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定される０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上となっている。
＜オーステナイト相の面積率＞
本実施形態における二相ステンレス鋼は、オーステナイト相の面積率（すなわち、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面における二次元で観察した際のフェライト相とオーステナイト相との合計面積に対するオーステナイト相の面積の割合）が４５％以上となっている。オーステナイト相の面積率が４５％未満であると、加工硬化が大きくなり、延性が低下してしまう。本実施形態における二相ステンレス鋼は、オーステナイト相の面積率が４５％以上になっていることにより、延性に優れたステンレス鋼となっている。
本実施形態における二相ステンレス鋼は、オーステナイト相の面積率（すなわち、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面における二次元で観察した際のフェライト相とオーステナイト相との合計面積に対するオーステナイト相の面積の割合）が４５％以上となっている。オーステナイト相の面積率が４５％未満であると、加工硬化が大きくなり、延性が低下してしまう。本実施形態における二相ステンレス鋼は、オーステナイト相の面積率が４５％以上になっていることにより、延性に優れたステンレス鋼となっている。
＜アスペクト比＞
本実施形態における二相ステンレス鋼は、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、アスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率が３６％以下となっている。すなわち、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、扁平な形状なオーステナイト結晶粒の面積比率が低く、円形状に近い形状の層の割合が高くなっている。これにより、圧延方向（いわゆる、Ｌ方向）に垂直な方向（いわゆる、Ｃ方向）の伸び率が高くなっており、Ｃ方向の延性が高くなっている。より詳細には、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して測定される、Ｃ方向における伸び率が２４％以上となっている。
本実施形態における二相ステンレス鋼は、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、アスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率が３６％以下となっている。すなわち、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、扁平な形状なオーステナイト結晶粒の面積比率が低く、円形状に近い形状の層の割合が高くなっている。これにより、圧延方向（いわゆる、Ｌ方向）に垂直な方向（いわゆる、Ｃ方向）の伸び率が高くなっており、Ｃ方向の延性が高くなっている。より詳細には、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して測定される、Ｃ方向における伸び率が２４％以上となっている。
以上のように、本実施形態における二相ステンレス鋼は、上記の成分組成を有し、上記の範囲の、ＤＦ値、ＰＲＥ値およびオーステナイト相の面積率となっていることにより。熱間加工性、耐食性および強度に優れたステンレス鋼となっている。さらに、本実施形態における二相ステンレス鋼は、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、アスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率が３６％以下となっていることにより、Ｃ方向の延性が高いステンレス鋼となっている。
＜二相ステンレス鋼の製造方法＞
本実施形態における二相ステンレス鋼の製造方法について説明する。図１は、本実施形態における二相ステンレス鋼の製造方法の一例を示すフローチャートである。図１に示すように、本実施形態における二相ステンレス鋼の製造方法は、製鋼工程Ｓ１、熱間圧延工程Ｓ２、熱間圧延後焼鈍工程Ｓ３、熱延板酸洗工程Ｓ４、冷間圧延工程Ｓ５、冷間圧延後焼鈍工程Ｓ６、および冷延板酸洗工程Ｓ７を含む。熱間圧延工程Ｓ２以外の工程については、製造条件は特段制限されず、公知の方法を適用することができる。
本実施形態における二相ステンレス鋼の製造方法について説明する。図１は、本実施形態における二相ステンレス鋼の製造方法の一例を示すフローチャートである。図１に示すように、本実施形態における二相ステンレス鋼の製造方法は、製鋼工程Ｓ１、熱間圧延工程Ｓ２、熱間圧延後焼鈍工程Ｓ３、熱延板酸洗工程Ｓ４、冷間圧延工程Ｓ５、冷間圧延後焼鈍工程Ｓ６、および冷延板酸洗工程Ｓ７を含む。熱間圧延工程Ｓ２以外の工程については、製造条件は特段制限されず、公知の方法を適用することができる。
本発明者らは、熱間圧延を行う際に、熱延率（熱間圧延率）を制御することにより、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、アスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率を制御することができるという知見を得た。具体的には、熱延率が高い場合（特に、フェライト相の割合が高い場合）、フェライト相の層状化が促進され、アスペクト比が低くなってしまい、Ｃ方向の伸び率が圧下してしまう。そのため、本実施形態における熱間圧延工程Ｓ２では、熱延率×ＤＦ値≦６２００を満足するように、熱延率を制御して熱間圧延を行う。これにより、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、アスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率を３６％以下とすることができる。熱延率の制御は、熱延を行う荷重、および熱延回数などを調整することにより行うことができる。
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
本発明の実施例について以下に説明する。本発明の一態様に係る二相ステンレス鋼の物性を評価するために、実施例１～１０のステンレス鋼、および、比較例１～７のステンレス鋼を作製した。実施例１～１０のステンレス鋼、および、比較例１～７のステンレス鋼の成分組成は、下記表２に示すように、下記の表１のいずれかの成分組成とした。表１における成分Ｎｏ．１～１０は、本発明の範囲の成分組成である。また、表１における成分Ｎｏ．１１～１６は、本発明の範囲外の成分組成であり、本発明の範囲外である数値については、下線を施している。表１に示す各成分の数値は、質量％で表されている。また、表１には、ＤＦ値およびＰＲＥ値も示している。
＜オーステナイト相の面積率＞
作製した各ステンレス鋼について、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面におけるオーステナイト相の面積率を以下のように測定した。まず、作製したステンレス鋼を圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面（いわゆる、Ｌ断面）において切り出し、当該断面を鏡面研磨した。そして、鏡面研磨した断面に対して、ＥＢＳＤ（Electron BackScatter Diffraction、後方散乱電子回折）測定を行った。ＥＢＳＤ測定は、走査電子顕微鏡で測定ソフトTSL OIM Data Collection7を用いて、サンプル板厚中心部において１００μ角をステップサイズ０．３μｍで測定した。ただし、測定面積およびステップサイズは上記条件に限定されるものではない。上記ＥＢＳＤ測定で得られたデータについて、解析ソフトTSL OIM Analysis7を用いて相比マップを作成し、ＦＣＣ構造であるオーステナイト相の面積率を算出した。当該面積率を用いて、オーステナイト相の面積率を算出した。算出したオーステナイト相の面積率を「γ量」として表２に示す。表２に示すように、実施例１～１０のステンレス鋼、および、比較例１～５のステンレス鋼は、二相ステンレス鋼であったのに対し、比較例６のステンレス鋼は、オーステナイト相単相であり、比較例７のステンレス鋼は、フェライト相単相であった。
作製した各ステンレス鋼について、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面におけるオーステナイト相の面積率を以下のように測定した。まず、作製したステンレス鋼を圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面（いわゆる、Ｌ断面）において切り出し、当該断面を鏡面研磨した。そして、鏡面研磨した断面に対して、ＥＢＳＤ（Electron BackScatter Diffraction、後方散乱電子回折）測定を行った。ＥＢＳＤ測定は、走査電子顕微鏡で測定ソフトTSL OIM Data Collection7を用いて、サンプル板厚中心部において１００μ角をステップサイズ０．３μｍで測定した。ただし、測定面積およびステップサイズは上記条件に限定されるものではない。上記ＥＢＳＤ測定で得られたデータについて、解析ソフトTSL OIM Analysis7を用いて相比マップを作成し、ＦＣＣ構造であるオーステナイト相の面積率を算出した。当該面積率を用いて、オーステナイト相の面積率を算出した。算出したオーステナイト相の面積率を「γ量」として表２に示す。表２に示すように、実施例１～１０のステンレス鋼、および、比較例１～５のステンレス鋼は、二相ステンレス鋼であったのに対し、比較例６のステンレス鋼は、オーステナイト相単相であり、比較例７のステンレス鋼は、フェライト相単相であった。
＜アスペクト比＞
作製した各ステンレス鋼について、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面におけるアスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率を以下のように測定した。なお、ここで言うアスペクト比とは、（オーステナイト結晶粒における板厚方向長さ）／（オーステナイト結晶粒における圧延方向長さ）である。上記ＥＢＳＤ測定で得られたデータについて、解析ソフトTSL OIM Analysis7を用いて全オーステナイト結晶粒に対してアスペクト比マップを作成し、アスペクト比が０．２未満のオーステナイト結晶粒の面積率を、全測定面積に対する割合（百分率）として算出した。算出した面積率を表２に示す。
作製した各ステンレス鋼について、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面におけるアスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率を以下のように測定した。なお、ここで言うアスペクト比とは、（オーステナイト結晶粒における板厚方向長さ）／（オーステナイト結晶粒における圧延方向長さ）である。上記ＥＢＳＤ測定で得られたデータについて、解析ソフトTSL OIM Analysis7を用いて全オーステナイト結晶粒に対してアスペクト比マップを作成し、アスペクト比が０．２未満のオーステナイト結晶粒の面積率を、全測定面積に対する割合（百分率）として算出した。算出した面積率を表２に示す。
＜０．２％耐力＞
作製した各ステンレス鋼について、強度を評価するために、０．２％耐力を以下のように測定した。まず、作製したステンレス鋼から引張試験片の長手方向が圧延方向に対して垂直方向になるようにＪＩＳ１３号Ｂ片を採取した。採取した試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、引張試験を行った。引張試験は、試験片が降伏する応力まで１０ＭＰａ／秒、降伏後は２５ｍｍ／分でクロスヘッドを移動させて行った。引張試験において測定した応力－歪み曲線から０．２％耐力を算出した。算出した０．２％耐力を表２に示す。
作製した各ステンレス鋼について、強度を評価するために、０．２％耐力を以下のように測定した。まず、作製したステンレス鋼から引張試験片の長手方向が圧延方向に対して垂直方向になるようにＪＩＳ１３号Ｂ片を採取した。採取した試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、引張試験を行った。引張試験は、試験片が降伏する応力まで１０ＭＰａ／秒、降伏後は２５ｍｍ／分でクロスヘッドを移動させて行った。引張試験において測定した応力－歪み曲線から０．２％耐力を算出した。算出した０．２％耐力を表２に示す。
＜Ｃ方向の伸び率＞
作製した各ステンレス鋼について、上記の引張試験後の破断した試験片からＣ方向の伸び率を算出した。算出したＣ方向の伸び率を表２に示す。
作製した各ステンレス鋼について、上記の引張試験後の破断した試験片からＣ方向の伸び率を算出した。算出したＣ方向の伸び率を表２に示す。
＜バーリング加工割れ＞
作製した各ステンレス鋼について、バーリング加工割れ試験を以下のように行った。まず、作製したステンレス鋼から１００ｍｍ角の試験片を採取した。採取した試験片に１２ｍｍφで打ち抜きを行った後、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して、打ち抜き方向と同じ方向に、打ち抜きを行った箇所に対して４０ｍｍφの平底ポンチを５ｍｍ／分の速度で押し上げて一カ所でも板厚方向に割れが貫通した時点で押し上げを停止した。初期の穴径Ｄ０と穴広げ後の穴径Ｄから、穴拡げ率＝Ｄ／Ｄ０×１００として穴拡げ率を算出した。本バーリング加工割れ試験では、穴拡げ率が４５％以上であった場合を〇（良好）、穴拡げ率が４５％未満であった場合を×（不良）として評価した。バーリング加工割れ試験の評価結果を表２に示す。
作製した各ステンレス鋼について、バーリング加工割れ試験を以下のように行った。まず、作製したステンレス鋼から１００ｍｍ角の試験片を採取した。採取した試験片に１２ｍｍφで打ち抜きを行った後、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して、打ち抜き方向と同じ方向に、打ち抜きを行った箇所に対して４０ｍｍφの平底ポンチを５ｍｍ／分の速度で押し上げて一カ所でも板厚方向に割れが貫通した時点で押し上げを停止した。初期の穴径Ｄ０と穴広げ後の穴径Ｄから、穴拡げ率＝Ｄ／Ｄ０×１００として穴拡げ率を算出した。本バーリング加工割れ試験では、穴拡げ率が４５％以上であった場合を〇（良好）、穴拡げ率が４５％未満であった場合を×（不良）として評価した。バーリング加工割れ試験の評価結果を表２に示す。
これに対して、比較例１～３のステンレス鋼は、Ｃ方向の延性が低かった。これは、比較例１～３の二相ステンレス鋼は、熱延率×ＤＦ値が６２００を超えた条件で熱間圧延が行われたため、フェライト相の層状化が促進されたことが原因であると考えられる。
また、比較例４～５のステンレス鋼は、ＰＲＥ値が低く、耐食性が低かった。また、比較例６のステンレス鋼は、オーステナイト相単相となり、強度が低かった。比較例７のステンレス鋼は、フェライト相単相となり、強度が低かった。
Claims (7)
- フェライト相およびオーステナイト相を含む二相ステンレス鋼であって、
質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：３～８％、Ｃｒ：２１～２８％、Ｍｏ：１～４％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎ：０．０８～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
下記式１によって定義されるＤＦ値が５０以上６４以下であり、
下記式２によって定義されるＰＲＥ値が３０以上であり、
圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面における、前記オーステナイト相の面積率が４５％以上であり、
圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面において、アスペクト比が０．２未満であるオーステナイト結晶粒の面積率が３６％以下である、二相ステンレス鋼。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（式１）
ＰＲＥ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（式２）
（式１および式２における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。 - 質量％で、Ｓｎ：０．００３０～０．１％、Ｖ：０．００１～０．２０％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．１０％、Ｃｏ：０．００１～０．３％、Ｗ：０．００１～０．１％、Ｃｅ：０．０００１～０．０１％、Ｍｇ：０．００１～０．１％、Ｚｒ：０．００１～０．０１％、Ｃａ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｏ：０．０００１～０．００７％から選択される１種以上を更に含む、請求項１に記載の二相ステンレス鋼。
- ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定される０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の二相ステンレス鋼。
- ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定される０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上である、請求項２に記載の二相ステンレス鋼。
- ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して測定される、圧延方向に垂直な方向における伸び率が２４％以上である、請求項１から４のいずれか１項に記載の二相ステンレス鋼。
- フェライト相およびオーステナイト相を含み、
質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：３～８％、Ｃｒ：２１～２８％、Ｍｏ：１～４％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎ：０．０８～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
下記式１によって定義されるＤＦ値が５０以上６４以下であり、
下記式２によって定義されるＰＲＥ値が３０以上であり、
圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面における、前記オーステナイト相の面積率が４５％以上である二相ステンレス鋼の製造方法であって、
熱延率×ＤＦ値≦６２００を満足するように熱間圧延を行う熱間圧延工程を含む、二相ステンレス鋼の製造方法。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋０．７８Ｓｉ）－８．９×（Ｎｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．７２Ｃｕ＋２２Ｃ＋２１Ｎ）－４４．９ ・・・（式１）
ＰＲＥ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（式２）
（式１および式２における元素名は、当該元素の含有質量％を意味する）。 - 質量％で、Ｓｎ：０．００３０～０．１％、Ｖ：０．００１～０．２０％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．１０％、Ｃｏ：０．００１～０．３％、Ｗ：０．００１～０．１％、Ｃｅ：０．０００１～０．０１％、Ｍｇ：０．００１～０．１％、Ｚｒ：０．００１～０．０１％、Ｃａ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｏ：０．０００１～０．００７％から選択される１種以上を更に含む、請求項６に記載の二相ステンレス鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2022021614 | 2022-02-15 | ||
| JP2022021614 | 2022-02-15 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2023118656A true JP2023118656A (ja) | 2023-08-25 |
Family
ID=87663194
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2022155437A Pending JP2023118656A (ja) | 2022-02-15 | 2022-09-28 | 二相ステンレス鋼および二相ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2023118656A (ja) |
-
2022
- 2022-09-28 JP JP2022155437A patent/JP2023118656A/ja active Pending
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US9714459B2 (en) | Heat-resistant austenitic stainless steel sheet | |
| JP3504561B2 (ja) | 降伏比が高く成形性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| KR101531778B1 (ko) | 프레스 성형성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP6729823B2 (ja) | 耐摩耗鋼の製造方法 | |
| JP5335503B2 (ja) | プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板 | |
| WO2011067979A1 (ja) | 耐応力腐食割れ性と加工性に優れた微細粒オーステナイト系ステンレス鋼板 | |
| JP5396752B2 (ja) | 靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP4167587B2 (ja) | 耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 | |
| JP2011195883A (ja) | 引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| KR20150105476A (ko) | 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 | |
| US20180066344A1 (en) | Wire rod for use in bolts that has excellent acid pickling properties and resistance to delayed fracture after quenching and tempering, and bolt | |
| JP2016191150A (ja) | 靭性に優れたステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP3732424B2 (ja) | 高耐候性、高加工性の熱延鋼板の製造方法 | |
| KR20160103100A (ko) | 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판, 그 제조 방법 및 페라이트계 스테인리스 냉연 어닐링 강판 | |
| KR20210113682A (ko) | 고Mn강 및 그의 제조 방법 | |
| CN110062814A (zh) | 具有优异的强度和延展性的低合金钢板 | |
| KR100207868B1 (ko) | 프레스 성형성이 우수한 크롬 강판 | |
| KR20220073804A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| JP6021094B2 (ja) | 強度・延性・靭性に優れた高強度非調質鋼材およびその製造方法 | |
| JP6140856B1 (ja) | 成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法 | |
| CN115466902B (zh) | 耐晶间腐蚀优良的含铌经济型高塑性双相不锈钢及其制造方法 | |
| KR102463485B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| JP4317517B2 (ja) | 加工性・溶接熱影響部靭性に優れた高耐食性熱延鋼板およびその製造法 | |
| JP2023118656A (ja) | 二相ステンレス鋼および二相ステンレス鋼の製造方法 | |
| RU2173729C1 (ru) | Аустенитная коррозионностойкая сталь и изделие, выполненное из нее |