JP2021188081A - Austenitic stainless steel sheet and method for producing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、高強度を維持した上でエッチング加工後の形状が良好なオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供するものである。 The present invention provides an austenitic stainless steel sheet having a good shape after etching while maintaining high strength and a method for producing the same.
ステンレス鋼は優れた耐食性を有するため、塗装や表面処理を行うことなく使用されることが多い。特に近年では、スマートフォンやＩＴ機器及びそれらに使用される部品、さらには医療用器具等の精密部品にその用途が広がっている。 Since stainless steel has excellent corrosion resistance, it is often used without painting or surface treatment. Particularly in recent years, its use has expanded to smartphones, IT devices, parts used for them, and precision parts such as medical instruments.
耐食性は、室内環境であればＳＵＳ３０４のような汎用オーステナイト系ステンレス鋼並の耐食性で十分であるが、ＩＴ部品や医療用器具等の精密部品においては、より高い耐食性が求められる。耐食性は主として鋼成分によって決められることが知られている。特にステンレス鋼の基本的組成であるＣｒ量が重要であり、その他にＭｏやＮなどが耐食性向上元素として知られている。 Corrosion resistance comparable to that of general-purpose austenitic stainless steel such as SUS304 is sufficient in an indoor environment, but higher corrosion resistance is required for precision parts such as IT parts and medical instruments. It is known that corrosion resistance is mainly determined by the steel composition. In particular, the amount of Cr, which is the basic composition of stainless steel, is important, and Mo and N are also known as corrosion resistance improving elements.
また、上記のような精密部品は小型軽量薄肉化の傾向にあり、使用時の部品の変形を抑えるために一般に高強度が必要とされる。更に、高い精度で所定の形状を得るための手段の一つとしてエッチング加工により板厚を部分的に薄くする手法が用いられ、同加工後の形状変化が小さいこと、すなわち板反りが無いことが求められる。 In addition, precision parts such as those described above tend to be smaller, lighter, and thinner, and generally require high strength in order to suppress deformation of the parts during use. Furthermore, as one of the means for obtaining a predetermined shape with high accuracy, a method of partially reducing the plate thickness by etching processing is used, and the shape change after the processing is small, that is, there is no plate warpage. Desired.
強度は合金元素の含有量やひずみの導入量によって調整可能であるが、オーステナイト系ステンレス鋼においては、ＪＩＳ Ｇ ４３０５：２０１２に規定されるように製造過程での熱処理後に調質圧延を行うことで、強度を調整することが多い。この際、要求特性に見合った強度を達成するために、調質圧延率及び温度等が制御される。特に、圧延時温度は加工誘起変態を起こす準安定オーステナイト系ステンレス鋼板において重要となる。 The strength can be adjusted by the content of alloying elements and the amount of strain introduced, but for austenitic stainless steel, temper rolling is performed after heat treatment in the manufacturing process as specified in JIS G 4305: 2012. , The strength is often adjusted. At this time, the temper rolling ratio, the temperature, and the like are controlled in order to achieve the strength commensurate with the required characteristics. In particular, the rolling temperature is important for metastable austenitic stainless steel sheets that undergo machining-induced transformation.
板反りは、鋼板表面を部分的にエッチングする、ここで言う「ハーフエッチング」を行った後の鋼板全体での変形を表す。ハーフエッチング後の鋼板の反りは、鋼板の残留応力に起因して生じるため、調質圧延後に応力緩和を目的とした熱処理、いわゆる、歪取熱処理を実施することで反りを軽減することができる。 The plate warp represents the deformation of the entire steel sheet after the "half etching" referred to here, which partially etches the surface of the steel sheet. Since the warp of the steel sheet after half-etching is caused by the residual stress of the steel sheet, the warp can be reduced by performing a heat treatment for the purpose of stress relaxation after temper rolling, so-called strain removal heat treatment.
特許文献１では、成分及び結晶粒径を規定し、バネ性及び加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。本知見により高強度かつ細粒のオーステナイト系ステンレス鋼の製造が可能となるが、エッチング加工後の反りが大きいため、前述の精密部品用途には不適である。 Patent Document 1 discloses an austenitic stainless steel which defines a component and a crystal grain size and is excellent in springiness and workability. Although this finding makes it possible to produce high-strength and fine-grained austenitic stainless steel, it is not suitable for the above-mentioned precision parts application because of the large warpage after etching.
特許文献２では、成分及び結晶粒径を規定した非磁性オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、高強度かつ非磁性であるものの、エッチング加工後の反りが大きく、それを低減する技術も示唆されていない。 Patent Document 2 discloses a non-magnetic austenitic stainless steel in which a component and a crystal grain size are defined. Although the austenitic stainless steel according to the present invention has high strength and is non-magnetic, it has a large warp after etching, and a technique for reducing it has not been suggested.
特許文献３では、成分、結晶粒径及び結晶粒のアスペクト比を規定したステンレス鋼が開示されている。本発明では、細粒組織が得られ、エッチング加工性には優れるが、強度が不足しており精密部品用途としては不十分である。 Patent Document 3 discloses stainless steel in which a component, a crystal grain size, and an aspect ratio of crystal grains are defined. In the present invention, a fine-grained structure can be obtained and the etching processability is excellent, but the strength is insufficient and it is insufficient for use in precision parts.
特許文献４では、Ｍｏを含有する高耐食オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒径比率を規定した技術が開示されている。本技術により細粒のオーステナイト系ステンレス鋼は得られるが、ハーフエッチング後の反りについては良好ではなく、またそれを解決する技術も示唆されていない。 Patent Document 4 discloses a technique that defines a crystal grain size ratio of a highly corrosion-resistant austenitic stainless steel containing Mo. Although fine-grained austenitic stainless steel can be obtained by this technique, the warp after half-etching is not good, and no technique for solving it has been suggested.
本発明は、上記問題に鑑みなされたものであり、高強度、エッチング加工後の形状変化の小さいオーステナイト系ステンレス鋼板を提供するものであり、電子機器や医療機器などに使用される精密加工部品に適する。 The present invention has been made in view of the above problems, and provides an austenitic stainless steel sheet having high strength and small shape change after etching, and is used for precision machined parts used in electronic devices, medical devices, and the like. Suitable.
本発明者らは、調質圧延により加工硬化させたオーステナイト系ステンレス鋼のハーフエッチング加工後の反りと金属組織の関係を鋭意調査し、次の知見を得た。
・ハーフエッチング後の反りが小さい鋼板の金属組織は、再結晶粒が混在した部分再結晶組織であり、再結晶率は表層近傍の方が板厚中心部より高い。このように板厚方向で再結晶率を制御することで反りが小さくなる。
・板厚方向の再結晶率を変化させるには、冷間圧延と熱処理の組み合わせのみでは難しく、表層近傍に高いひずみを導入する曲げ変形の工程が必要である。例えば、テンションレベラによる変形は、引張変形下での曲げ・曲げ戻しが施される変形である。そのため、例えば、テンションレベラによる曲げ及び曲げ戻しにおいて表層近傍の方が板厚中心より高いひずみが導入される。
上記の実験結果をもとに本発明に至った。
The present inventors diligently investigated the relationship between the warpage of austenitic stainless steel work-hardened by temper rolling after half-etching and the metallographic structure, and obtained the following findings.
-The metal structure of the steel sheet with small warpage after half-etching is a partially recrystallized structure in which recrystallized grains are mixed, and the recrystallization rate is higher near the surface layer than at the center of the plate thickness. By controlling the recrystallization rate in the plate thickness direction in this way, the warp is reduced.
-In order to change the recrystallization rate in the plate thickness direction, it is difficult to change only by the combination of cold rolling and heat treatment, and a bending deformation process that introduces high strain in the vicinity of the surface layer is required. For example, the deformation caused by the tension leveler is a deformation in which bending and unbending are performed under tensile deformation. Therefore, for example, in bending and bending back by the tension leveler, a higher strain is introduced in the vicinity of the surface layer than in the center of the plate thickness.
The present invention was reached based on the above experimental results.
上記知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］
質量％で、
Ｃ：０．１２％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１６．０％以上２０．０％未満、
Ｎｉ：６．０％超１５．０％未満、及び
Ｎ：０．１３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
板厚中心部の再結晶粒の面積率をＸｃ（％）、板厚１／１０位置の再結晶粒の面積率をＸｓ（％）としたときに、下記（１）式を満足し、
Ｘｓ（％）が０．５％以上１０％以下であり、
前記板厚中心部での断面硬度が３００ＨＶ以上であることを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｘｓ＞Ｘｃ・・・（１）
［２］
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｗ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
Ｍｇ：０．００３０％以下、及び
ＲＥＭ：０．１０％以下を含有することを特徴とする、［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
［３］
更に、下記（２）式を満足することを特徴とする、［１］又は［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｃｒ＋３Ｍｏ＋１０Ｎ≧２２．００・・・（２）
前記（２）式中、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮは、各元素の含有量（質量％）である。
［４］
更に、下記（３）式で表されるＭｄ３０が、下記（４）式を満足することを特徴とする、［１］〜［３］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２９Ｎｉ−１８．５Ｍｏ ・・・（３）
Ｍｄ３０≦−７０．０・・・（４）
前記（３）式中、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、及びＭｏは、各元素の含有量（質量％）である。
［５］
更に、平均結晶粒径が５μｍ以下であることを特徴とする、［１］〜［４］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
［６］
［１］〜［５］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、下記（ａ）〜（ｅ）の処理を順に実施することを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
（ａ）圧延率５０％以上の冷間圧延
（ｂ）最高到達温度８６０℃以上、１１５０℃以下の熱処理
（ｃ）圧延率６０％以上の調質圧延
（ｄ）伸び率０．５〜３．０％の張力付与下での曲げ・曲げ戻し変形
（ｅ）最高到達温度７３０℃〜８００℃で１０秒以上７０秒以内の時間保持する熱処理
The gist of the present invention completed based on the above findings is as follows.
[1]
By mass%,
C: 0.12% or less,
Si: 0.01% or more and 1.0% or less,
Mn: 0.01% or more and 2.0% or less,
P: 0.040% or less,
S: 0.030% or less,
Cr: 16.0% or more and less than 20.0%,
Ni: more than 6.0% and less than 15.0%, and N: 0.13% or less, and the balance consists of Fe and impurities.
When the area ratio of the recrystallized grains at the center of the plate thickness is Xc (%) and the area ratio of the recrystallized grains at the plate thickness 1/10 position is Xs (%), the following equation (1) is satisfied.
Xs (%) is 0.5% or more and 10% or less,
An austenitic stainless steel sheet having a cross-sectional hardness of 300 HV or more at the center of the plate thickness.
Xs> Xc ... (1)
[2]
Instead of a part of Fe, by mass%,
Mo: 3.0% or less,
Al: 0.10% or less,
Nb: 0.05% or less,
B: 0.0030% or less,
Ti: 0.05% or less,
V: 0.30% or less,
Cu: 0.40% or less,
W: 0.50% or less,
Co: 0.50% or less,
Ca: 0.0030% or less,
The austenitic stainless steel sheet according to [1], which contains Mg: 0.0030% or less and REM: 0.10% or less.
[3]
Further, the austenitic stainless steel sheet according to [1] or [2], which satisfies the following formula (2).
Cr + 3Mo + 10N ≧ 22.00 ... (2)
In the above formula (2), Cr, Mo and N are the contents (mass%) of each element.
[4]
The austenitic stainless steel sheet according to any one of [1] to [3], wherein Md30 represented by the following formula (3) satisfies the following formula (4).
Md30 = 551-462 (C + N) -9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo ... (3)
Md30≤-70.0 ... (4)
In the above formula (3), C, N, Si, Mn, Cr, Ni, and Mo are the contents (mass%) of each element.
[5]
The austenitic stainless steel sheet according to any one of [1] to [4], which has an average crystal grain size of 5 μm or less.
[6]
The method for producing an austenitic stainless steel sheet according to any one of [1] to [5], wherein the following treatments (a) to (e) are sequentially carried out. Steel sheet manufacturing method.
(A) Cold rolling with a rolling ratio of 50% or more (b) Heat treatment with a maximum temperature of 860 ° C or higher and 1150 ° C or lower (c) Heat treatment with a rolling ratio of 60% or higher (d) Elongation rate 0.5 to 3. Bending / bending back deformation under 0% tension (e) Heat treatment that holds for a time of 10 seconds or more and 70 seconds or less at the maximum ultimate temperature of 730 ° C to 800 ° C.
本発明は、高強度を有し、エッチング加工後の形状変化が小さいオーステナイト系ステンレス鋼板を工業的に安定して提供することができる。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention can industrially and stably provide an austenitic stainless steel sheet having high strength and small shape change after etching.
以下、図面を参照しつつ、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。 Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
断面硬度は３００ＨＶ以上とする。３００ＨＶ未満であると、精密部品として強度が不足するため３００ＨＶ以上とする。断面硬度は、鋼板のＬ断面（板幅方向に垂直な断面）が露出するように樹脂に埋め込み、露出した断面を研磨、電解エッチングした後、板厚中心部について測定する。板厚中心部とは、圧延面から板厚の２／５〜３／５の位置を言う。断面硬度の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９ ビッカース硬度測定に準拠して測定し、ＨＶ０．５（試験力４．９Ｎ）で測定する。板厚中心部にて５点測定し、その平均値を以って代表値とする。断面硬度は好ましくは３５０ＨＶ以上、さらに好ましくは３９０ＨＶ以上である。断面硬度の上限は、特段制限されず、例えば、５００ＨＶ以下であってもよいし、４５０ＨＶ以下であってもよい。 The cross-sectional hardness shall be 300 HV or more. If it is less than 300 HV, the strength is insufficient as a precision part, so it is set to 300 HV or more. The cross-section hardness is embedded in a resin so that the L cross-section (cross-section perpendicular to the plate width direction) of the steel sheet is exposed, and the exposed cross-section is polished and electrolytically etched, and then measured at the center of the plate thickness. The central portion of the plate thickness means a position of 2/5 to 3/5 of the plate thickness from the rolled surface. The cross-sectional hardness is measured according to JIS Z 2244: 2009 Vickers hardness measurement, and is measured at HV0.5 (test force 4.9N). Five points are measured at the center of the plate thickness, and the average value is used as the representative value. The cross-sectional hardness is preferably 350 HV or more, more preferably 390 HV or more. The upper limit of the cross-sectional hardness is not particularly limited, and may be, for example, 500 HV or less, or 450 HV or less.
金属組織について述べる。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板とは、オーステナイト相が主相であり、面積率にして５０％以上であることを意味する。マルテンサイト等のオーステナイト相以外の金属組織や析出物等の割合は５０％未満とする。更に、磁性を考慮した場合、オーステナイト相率は８５％以上が好ましい。スマートフォンや医療用器具等の部品にステンレス鋼を用いる場合には、磁性を帯びることで、又は、それらの製造時に発生する可能性のある小さな金属片（屑）が付着することで、動作性が損なわれる可能性がある。オーステナイト相率が８５％以上であれば、磁性を帯びづらくなり、例えば、電子機器や医療用器具に用いられた場合に、これらがより安定して動作する。オーステナイト相率は、より好ましくは、９０％以上である。
一方、オーステナイト相率は高いほど好ましく、上限は、特段制限されない。したがって、オーステナイト相率は、１００％以下である。
The metallographic structure will be described.
The austenitic stainless steel sheet of the present invention means that the austenitic phase is the main phase and the area ratio is 50% or more. The ratio of metallographic structures and precipitates other than the austenite phase such as martensite shall be less than 50%. Further, when magnetism is taken into consideration, the austenite phase ratio is preferably 85% or more. When stainless steel is used for parts such as smartphones and medical equipment, it becomes magnetic or small metal pieces (dust) that may be generated during the manufacture of stainless steel adhere to it, resulting in operability. It can be compromised. When the austenite phase ratio is 85% or more, it becomes difficult to be magnetized, and these operate more stably, for example, when used in electronic devices and medical devices. The austenite phase ratio is more preferably 90% or more.
On the other hand, the higher the austenite phase ratio is, the more preferable it is, and the upper limit is not particularly limited. Therefore, the austenite phase ratio is 100% or less.
本実施形態に係るオーステナイト鋼板は、板厚中心部の再結晶粒の面積率をＸｃ（％）、板厚１／１０位置の再結晶粒の面積率をＸｓ（％）としたときに、下記（１０１）式を満足する。
Ｘｓ＞Ｘｃ・・・（１０１）
The austenite steel sheet according to the present embodiment is described below when the area ratio of the recrystallized grains at the center of the plate thickness is Xc (%) and the area ratio of the recrystallized grains at the plate thickness 1/10 position is Xs (%). The equation (101) is satisfied.
Xs> Xc ... (101)
板厚中心部の再結晶粒の面積率Ｘｃに比べて板厚１／１０位置の再結晶粒の面積率Ｘｓが低い場合、エッチング加工後の反りが大きくなる。なお、部分再結晶組織とは完全再結晶組織ではなく、少なくとも一部に再結晶粒が存在することを意味する。また、板厚１／１０位置とは、圧延面から板厚１／５までの範囲を言う。 When the area ratio Xs of the recrystallized grains at the plate thickness 1/10 position is lower than the area ratio Xc of the recrystallized grains in the central portion of the plate thickness, the warp after the etching process becomes large. The partially recrystallized structure does not mean a completely recrystallized structure, but means that recrystallized grains are present at least partially. Further, the plate thickness 1/10 position means a range from the rolled surface to the plate thickness 1/5.
板厚１／１０位置の再結晶粒の面積率Ｘｓは、０．５％以上１０％以下とする。０．５％未満であるとハーフエッチング後の反りが大きく、所望の形状を得られないことが多い。他方、板厚１／１０位置の再結晶粒の面積率Ｘｓが１０％超であると材料が軟質化して硬度を満足できない。板厚１／１０位置の再結晶粒の面積率Ｘｓは、好ましくは、０．８％以上、９％以下、更に好ましくは、１％以上、８％以下である。
なお、ここで言うハーフエッチングとは、一方の圧延面から板厚方向にエッチング加工を実施し、板厚１／２になるまでエッチングすることである。ハーフエッチングは、前記圧延面をマニキュア被覆処理し、塩化第二鉄等の腐食液に浸漬することで実施する。
The area ratio Xs of the recrystallized grains at the plate thickness 1/10 position shall be 0.5% or more and 10% or less. If it is less than 0.5%, the warp after half etching is large, and a desired shape is often not obtained. On the other hand, if the area ratio Xs of the recrystallized grains at the plate thickness 1/10 position is more than 10%, the material becomes soft and the hardness cannot be satisfied. The area ratio Xs of the recrystallized grains at the plate thickness 1/10 position is preferably 0.8% or more and 9% or less, and more preferably 1% or more and 8% or less.
The half-etching referred to here is to perform etching processing in the plate thickness direction from one of the rolled surfaces and to etch until the plate thickness is halved. Half-etching is performed by coating the rolled surface with nail polish and immersing it in a corrosive liquid such as ferric chloride.
このような金属組織を作り込む製造方法については後述する。再結晶率（再結晶粒の面積率）の測定にはＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）を用いることとする。再結晶率の測定においては、板幅方向に垂直な断面（Ｌ断面）において板厚中心部（圧延面から板厚２／５〜３／５位置）及び板厚１／１０位置（圧延面〜板厚１／５位置）を０．１μｍステップで３０００μｍ２以上の範囲を測定することとする。再結晶粒と未再結晶粒については、方位差<１°かつＫＡＭ値＜１°の測定点が３０点以上隣接し、アスペクト比が２以下の場所を再結晶粒と判断すればよい。なおＫＡＭは「Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」の略で、隣接する測定点（６点）との平均結晶方位差を示す。なお再結晶粒が細かいため、光学顕微鏡における判断は困難である。 The manufacturing method for creating such a metal structure will be described later. EBSD (Electron Backscatter Diffraction Patterns) will be used to measure the recrystallization rate (area ratio of recrystallized grains). In the measurement of the recrystallization rate, the center of the plate thickness (2/5 to 3/5 position from the rolled surface) and the plate thickness 1/10 position (rolled surface ~) in the cross section perpendicular to the plate width direction (L cross section). The plate thickness (1/5 position) is measured in a range of 3000 μm 2 or more in 0.1 μm steps. For the recrystallized grains and the unrecrystallized grains, the points where the measurement points having the orientation difference <1 ° and the KAM value <1 ° are adjacent to each other by 30 points or more and the aspect ratio is 2 or less may be determined as the recrystallized grains. KAM is an abbreviation for "Kernel Average Measurement" and indicates an average crystal orientation difference from adjacent measurement points (6 points). Since the recrystallized grains are fine, it is difficult to make a judgment with an optical microscope.
成分の限定理由を以下に説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。 The reasons for limiting the ingredients will be described below. In addition, "%" display of the content of each element means "mass%".
Ｃ：０．１２％以下
Ｃは、熱処理条件によってはＣｒと結合して鋭敏化をもたらすため低い方が好ましい。そのため、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。Ｃ含有量は低い方が好ましく、積極的に含有する必要はないが、ステンレス鋼においてはＣ含有量を低減するほど精錬時間の増加等で製造コストが高くなる。そのため、コストの大幅な増加がない範囲でＣ含有量を低減することが好ましい。製造性と耐食性を考慮すると、Ｃ含有量は、０．００５〜０．０７％が好ましく、さらに好ましくは０．００８〜０．０３％である。
C: 0.12% or less C is preferably low because it binds to Cr and causes sensitization depending on the heat treatment conditions. Therefore, the C content is set to 0.12% or less. It is preferable that the C content is low, and it is not necessary to positively contain it. However, in stainless steel, the lower the C content, the higher the manufacturing cost due to the increase in refining time and the like. Therefore, it is preferable to reduce the C content within a range where the cost does not increase significantly. Considering the manufacturability and corrosion resistance, the C content is preferably 0.005 to 0.07%, more preferably 0.008 to 0.03%.
Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下
Ｓｉは、耐酸化性向上元素であり、また、脱酸元素として用いられる元素である。しかしながら、Ｓｉの過剰な含有は、製造時の割れを助長する。そのため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、製造性の観点からは低い方が好ましいが、過度の低下は高純度原料使用による原料コストの増加を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。製造性の観点から、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は０．０５％以上、０．６０％以下である。
Si: 0.01% or more and 1.0% or less Si is an element for improving oxidation resistance and is an element used as a deoxidizing element. However, the excessive content of Si promotes cracking during production. Therefore, the Si content is set to 1.0% or less. The Si content is preferably low from the viewpoint of manufacturability, but an excessive decrease leads to an increase in raw material cost due to the use of high-purity raw materials. Therefore, the Si content is 0.01% or more. From the viewpoint of manufacturability, the desirable range of Si content is 0.05% or more and 0.60% or less.
Ｍｎ：０．０１％以上２．０％以下
ＭｎもＳｉ同様、脱酸元素として用いられる。Ｍｎ含有量の過度の低下は、原料コストの増加を招くため、安定製造性の観点から０．０１％以上とする。一方、Ｍｎの多量の含有は、硫化物形成による耐食性低下を招く。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。製造性の観点から、Ｍｎ含有量の好ましい範囲は０．３０％以上、１．２０％以下であり、さらに好ましくは０．４０％以上、１．００％以下である。合金スクラップから混入するＭｎが存在しても上述の範囲内であれば構わない。
Mn: 0.01% or more and 2.0% or less Mn is also used as a deoxidizing element like Si. An excessive decrease in the Mn content causes an increase in raw material cost, so the content is set to 0.01% or more from the viewpoint of stable manufacturability. On the other hand, the inclusion of a large amount of Mn causes a decrease in corrosion resistance due to sulfide formation. Therefore, the Mn content is set to 2.0% or less. From the viewpoint of manufacturability, the preferred range of Mn content is 0.30% or more and 1.20% or less, and more preferably 0.40% or more and 1.00% or less. Even if Mn mixed from the alloy scrap is present, it does not matter as long as it is within the above range.
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、耐食性を低下させる元素である。そのためＰ含有量は低い方が好ましく、０．０４０％以下とする。但し、Ｐ含有量の過度な低減は原料コストの上昇をもたらすため０．００５％以上とすることが好ましい。成形性と製造コストの両者を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい範囲は０．００７％以上、０．０３５％以下、更に好ましくは０．０１０％以上、０．０３０％以下である。
P: 0.040% or less P is an element that reduces corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably low, and is 0.040% or less. However, since excessive reduction of P content causes an increase in raw material cost, it is preferably 0.005% or more. When both formability and manufacturing cost are taken into consideration, the preferable range of the P content is 0.007% or more and 0.035% or less, more preferably 0.010% or more and 0.030% or less.
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不可避的不純物元素であり、製造時の割れを助長する。そのためＳ含有量は低い方が好ましく、０．０３０％以下とする。また、Ｓが多量に含有されると、Ｍｎと結合して耐食性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は、０．００３０％以下が好ましい。Ｓ含有量は、０．００１５％以下であってもよいし、０．００１０％以下であってもよい。上記のとおり、Ｓ含有量は、低い方が好ましいが、実質的には０．０００１％以上である。
S: 0.030% or less S is an unavoidable impurity element and promotes cracking during manufacturing. Therefore, the S content is preferably low, and is 0.030% or less. Further, when S is contained in a large amount, it binds to Mn and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably 0.0030% or less. The S content may be 0.0015% or less, or may be 0.0010% or less. As described above, the S content is preferably low, but is substantially 0.0001% or more.
Ｃｒ：１６．０％以上２０．０％未満
Ｃｒは、耐食性を向上する元素である。エッチング加工後のステンレス鋼板が十分な耐食性を得るために、Ｃｒ含有量は、１６．０％以上とする。一方、Ｃｒの過度な含有は磁性を生じさせるばかりか、製造性の低下をもたらす。そのため、Ｃｒ含有量は、２０．０％未満とする。製造性を考慮した際のＣｒ含有量の適正範囲は、１６．０％以上１８．０％以下である。
Cr: 16.0% or more and less than 20.0% Cr is an element that improves corrosion resistance. In order for the etched stainless steel sheet to have sufficient corrosion resistance, the Cr content shall be 16.0% or more. On the other hand, excessive inclusion of Cr not only causes magnetism but also causes a decrease in manufacturability. Therefore, the Cr content is set to less than 20.0%. The appropriate range of Cr content in consideration of manufacturability is 16.0% or more and 18.0% or less.
Ｎｉ：６．０％超１５．０％未満
Ｎｉは、オーステナイト相を安定化させる元素であるため一定量の含有が必要である。Ｎｉ含有量は、６．０％超とする。オーステナイト系ステンレス鋼でオーステナイト相の安定度が低い場合、調質圧延等のひずみの導入によって加工誘起マルテンサイト変態を生じ、変態率に応じて磁性が生じることがある。Ｎｉ含有量が６．０％以下であると、他元素とのバランスによっては冷間圧延や薄板の成形加工時に加工誘起マルテンサイト変態により磁性を帯びる場合がある。Ｎｉの多量の含有は、合金コストの増加、再結晶温度の高温化による製造性低下を招く。そのため、Ｎｉ含有量は１５．０％未満とする。製造安定性を考慮すると、Ｎｉ含有量の好ましい範囲は７．０％以上１４．０％未満であり、さらに好ましくは１１．０％以上１３．０％未満である。
Ni: More than 6.0% and less than 15.0% Ni is an element that stabilizes the austenite phase, so it is necessary to contain it in a certain amount. The Ni content shall be more than 6.0%. When the stability of the austenitic phase is low in austenitic stainless steel, work-induced martensitic transformation may occur due to the introduction of strain such as temper rolling, and magnetism may occur depending on the transformation rate. When the Ni content is 6.0% or less, depending on the balance with other elements, it may become magnetic due to process-induced martensitic transformation during cold rolling or thin plate forming. The inclusion of a large amount of Ni causes an increase in alloy cost and a decrease in manufacturability due to an increase in recrystallization temperature. Therefore, the Ni content is set to less than 15.0%. Considering the production stability, the preferable range of the Ni content is 7.0% or more and less than 14.0%, and more preferably 11.0% or more and less than 13.0%.
Ｎ：０．１３％以下
Ｎは、鋼中に固溶状態で存在する場合には耐食性を向上させる元素であるが、Ｃ同様にＣｒと析出物を生成しやすく、その場合には鋭敏化が生じる場合がある。したがって、Ｎ含有量は、０．１３％以下とする。ステンレス鋼においては低窒素化を行うには精錬コストがかかるため、Ｎ含有量を０．００３％未満にすることは困難と考えられる。安定製造及び製造コストを考慮すると、Ｎ含有量は、０．０２５％以上０．０５０％以下が好ましい範囲である。
N: 0.13% or less N is an element that improves corrosion resistance when present in a solid solution state in steel, but like C, it easily forms Cr and precipitates, and in that case, sensitization is achieved. May occur. Therefore, the N content is set to 0.13% or less. In stainless steel, refining cost is required to reduce nitrogen, so it is considered difficult to reduce the N content to less than 0.003%. Considering stable production and production cost, the N content is preferably 0.025% or more and 0.050% or less.
本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板では、上述した元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。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、本発明に係るオーステナイト系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、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment, the balance other than the above-mentioned elements is Fe and impurities. However, elements other than the above-mentioned elements can also be contained within a range that does not impair the effects of the present embodiment. The impurities referred to here are components mixed with raw materials such as ore and scrap and various factors in the manufacturing process when the austenitic stainless steel according to the present invention is industrially manufactured, and are included in the present invention. It means something that is acceptable as long as it does not have an adverse effect.
本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、上記の基本組成に加えて下記の元素群のうち１種又は２種以上を選択的に含有させてもよい。なお、以下の元素は、含有されなくてもよいため、これらの元素の含有量の下限は０％である。 The austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment may selectively contain one or more of the following element groups in addition to the above basic composition. Since the following elements do not have to be contained, the lower limit of the content of these elements is 0%.
Ｍｏ：３．０％以下
Ｍｏは、耐食性向上元素であり、かつ、後述するＭｄ３０を低下させる元素である。そのため、必要に応じて３．０％以下の範囲でＭｏを含有しても良い。耐食性及び後述のようなエッチング加工後の表面凹凸の安定性を考えると、Ｍｏ含有量の好ましい範囲は１．５％以上２．５％以下である。加工後の表面凹凸とは、前述の「反り」とは異なり、エッチング加工をした後のエッチング面の凹凸、表面の平滑性を表す。表面凹凸が大きい場合には、精密部品としての使用性能を満たさない場合や、表面美観を損なうことでステンレス鋼が持つ高級感を落とすことにつながる。そのため、用途によっては表面凹凸が小さいことが好ましい。
Mo: 3.0% or less Mo is an element that improves corrosion resistance and lowers Md30, which will be described later. Therefore, Mo may be contained in the range of 3.0% or less, if necessary. Considering the corrosion resistance and the stability of the surface unevenness after the etching process as described later, the preferred range of the Mo content is 1.5% or more and 2.5% or less. The surface unevenness after processing is different from the above-mentioned "warp", and represents the unevenness of the etched surface after etching processing and the smoothness of the surface. If the surface unevenness is large, the performance as a precision component may not be satisfied, or the surface aesthetics may be impaired, which may reduce the high-class feeling of stainless steel. Therefore, it is preferable that the surface unevenness is small depending on the application.
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは脱酸元素として用いられ、加工性を改善する元素である。必要に応じて０．１０％以下の範囲でＡｌを含有しても良い。Ａｌ含有量は、０．０６０％以下であってもよい。一方、下限は特段制限されず、Ａｌ含有量は、例えば、０．００２％以上であってもよい。
Al: 0.10% or less Al is used as a deoxidizing element and is an element that improves workability. If necessary, Al may be contained in the range of 0.10% or less. The Al content may be 0.060% or less. On the other hand, the lower limit is not particularly limited, and the Al content may be, for example, 0.002% or more.
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、Ｃ又はＮと析出物を生成し、熱処理時の結晶粒粗大化を防止するのに有効である。そのため、０．０５％以下の範囲でＮｂを含有しても良い。Ｎｂ含有量は、０．０３％以下であってもよい。一方、下限は特段制限されず、Ｎｂ含有量は、例えば、０．００１％以上であってもよいし、０．００３％以上であってもよい。
Nb: 0.05% or less Nb is effective in forming precipitates with C or N and preventing grain coarsening during heat treatment. Therefore, Nb may be contained in the range of 0.05% or less. The Nb content may be 0.03% or less. On the other hand, the lower limit is not particularly limited, and the Nb content may be, for example, 0.001% or more, or 0.003% or more.
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは熱間加工性を向上させる元素であるため、０．００３０％以下の範囲でＢを含有しても良い。Ｂ含有量は、０．００２０％以下であってもよい。一方、下限は特段制限されず、Ｂ含有量は、例えば、０．０００２％以上であってもよいし、０．０００８％以上であってもよい。
B: 0.0030% or less Since B is an element that improves hot workability, B may be contained in the range of 0.0030% or less. The B content may be 0.0020% or less. On the other hand, the lower limit is not particularly limited, and the B content may be, for example, 0.0002% or more, or 0.0008% or more.
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、Ｎｂ同様にＣ又はＮと析出物を生成し、熱処理時の結晶粒粗大化を防止するのに有効である。そのため、０．０５％以下の範囲でＴｉを含有しても良い。Ｔｉ含有量は、０．０３％以下であってもよい。一方、下限は特段制限されず、Ｔｉ含有量は、例えば、０．００１％以上であってもよい。
Ti: 0.05% or less Ti is effective in forming C or N and precipitates in the same manner as Nb, and preventing coarsening of crystal grains during heat treatment. Therefore, Ti may be contained in the range of 0.05% or less. The Ti content may be 0.03% or less. On the other hand, the lower limit is not particularly limited, and the Ti content may be, for example, 0.001% or more.
Ｖ：０．３０％以下
Ｃｕ：０．４０％以下
Ｗ：０．５０％以下
Ｃｏ：０．５０％以下
Ｖ、Ｃｕ、Ｗ、及びＣｏは、耐食性を向上する元素である。そのため、Ｖ、Ｃｕ、Ｗ、及びＣｏは、それぞれ０．３０％以下、０．４０％以下、０．５０％以下、０．５０％以下の範囲で含有されても良い。Ｖ含有量、Ｃｕ含有量、Ｗ含有量及びＣｏ含有量は、それぞれ０．１５％以下、０．１０％以下、０．１０％以下、０．１０％以下であってもよい。一方、これらの元素の含有量の下限は特段制限されない。Ｖ含有量は、例えば、０．０３％以上であってもよい。また、Ｃｕ含有量は、例えば、０．０３％以上であってもよい。また、Ｗ含有量は、例えば、０．０３％以上であってもよい。また、Ｃｏ含有量は、例えば、０．０３％以上であってもよい。
V: 0.30% or less Cu: 0.40% or less W: 0.50% or less Co: 0.50% or less V, Cu, W, and Co are elements that improve corrosion resistance. Therefore, V, Cu, W, and Co may be contained in the ranges of 0.30% or less, 0.40% or less, 0.50% or less, and 0.50% or less, respectively. The V content, Cu content, W content and Co content may be 0.15% or less, 0.10% or less, 0.10% or less, and 0.10% or less, respectively. On the other hand, the lower limit of the content of these elements is not particularly limited. The V content may be, for example, 0.03% or more. Further, the Cu content may be, for example, 0.03% or more. Further, the W content may be, for example, 0.03% or more. Further, the Co content may be, for example, 0.03% or more.
Ｃａ：０．００３０％以下、Ｍｇ：０．００３０％以下
Ｃａ及びＭｇは熱間加工性を向上する元素であり、必要に応じてそれぞれ０．００３０％以下の範囲で含有しても良い。Ｃａ含有量、及びＭｇ含有量は、それぞれ０．００２０％以下、０．００２０％以下であってもよい。一方、これらの元素の含有量の下限は特段制限されない。Ｃａ含有量は、例えば、０．０００２％以上であってもよいし、０．０００５％以上であってもよい。また、Ｍｇ含有量は、例えば、０．０００２％以上であってもよいし、０．０００５％以上であってもよい。
Ca: 0.0030% or less, Mg: 0.0030% or less Ca and Mg are elements that improve hot workability, and may be contained in the range of 0.0030% or less, if necessary. The Ca content and the Mg content may be 0.0020% or less and 0.0020% or less, respectively. On the other hand, the lower limit of the content of these elements is not particularly limited. The Ca content may be, for example, 0.0002% or more, or 0.0005% or more. Further, the Mg content may be, for example, 0.0002% or more, or 0.0005% or more.
ＲＥＭ：０．１０％以下
ＲＥＭは、耐酸化性及び加工性を向上させる元素であり、０．１０％以下で含有しても良い。ＲＥＭ含有量は、０．０３％以下であってもよい。一方、下限は特段制限されず、ＲＥＭ含有量は、例えば、０．０００５％以上であってもよいし、０．００２％以上であってもよい。
なお、ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｓｃ、Ｙ、及びＬａからＬｕまでの１５元素（ランタノイド）であり、ＲＥＭは、上記の元素から選択される１種以上である。２種類以上の元素がＲＥＭとして含有される場合、ＲＥＭ含有量とは、含有される元素の合計量を言う。
REM: 0.10% or less REM is an element that improves oxidation resistance and processability, and may be contained in 0.10% or less. The REM content may be 0.03% or less. On the other hand, the lower limit is not particularly limited, and the REM content may be, for example, 0.0005% or more, or 0.002% or more.
The REM (rare earth element) is Sc, Y, and 15 elements (lanthanoids) from La to Lu, and the REM is one or more selected from the above elements. When two or more kinds of elements are contained as REM, the REM content means the total amount of the contained elements.
Ｃｒ＋３Ｍｏ＋１０Ｎ≧２２．００ ・・・（１０２）
また、本実施形態に係るオーステナイト鋼板に含有されるＣｒ、Ｍｏ及びＮは、成分関係式として、上記（１０２）式を満足することが好ましい。上記（１０２）式中、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮは、各元素の含有量（質量％）である。本式は耐食性の指標を表しており、左辺の値が大きいほど耐食性が良好であることを表している。腐食環境が厳しい場合には左辺の値が高い成分を用いることが好ましい。
Cr + 3Mo + 10N ≧ 22.00 ・ ・ ・ (102)
Further, it is preferable that Cr, Mo and N contained in the austenite steel sheet according to the present embodiment satisfy the above formula (102) as the component relational formula. In the above formula (102), Cr, Mo and N are the contents (mass%) of each element. This formula represents an index of corrosion resistance, and the larger the value on the left side, the better the corrosion resistance. When the corrosive environment is severe, it is preferable to use a component having a high value on the left side.
Ｍｄ３０≦−７０．０ ・・・（１０３）
また、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、上記（１０３）式を満足することが好ましい。
Md30 ≦ -70.0 ・ ・ ・ (103)
Further, the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment preferably satisfies the above equation (103).
Ｍｄ３０は、３０％の引張ひずみを与えたときに５０％の加工誘起マルテンサイトが発生する温度であり、下記（１０４）式で表される。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２９Ｎｉ−１８．５Ｍｏ ・・・（１０４）
上記（１０４）式中、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、及びＭｏは、各元素の含有量（質量％）である。
Md30 is the temperature at which 50% of work-induced martensite is generated when a tensile strain of 30% is applied, and is expressed by the following equation (104).
Md30 = 551-462 (C + N) -9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo ... (104)
In the above formula (104), C, N, Si, Mn, Cr, Ni, and Mo are the contents (mass%) of each element.
上記（１０４）式は、上記のとおり、オーステナイト安定度を表す指標であり、Ｍｄ３０が小さいほど変形加工時に加工誘起マルテンサイト変態が生じにくく、帯磁が抑制されることを意味する。よって、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、上記（１０３）式を満足することが好ましい。 As described above, the above equation (104) is an index showing the austenite stability, and it means that the smaller Md30 is, the less likely it is that work-induced martensitic transformation occurs during deformation processing, and the magnetizing is suppressed. Therefore, it is preferable that the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment satisfies the above equation (103).
エッチング加工前後で磁性は変化することはないが、曲げ等の成形加工後にはひずみの導入によってマルテンサイトが生じ、磁性を帯びる場合がある。そのため、厳しい加工が施される場合には−７０以下とすることが好ましい。Ｍｄ３０は、好ましくは−９０以下、さらに好ましくは−１１０以下である。 Although the magnetism does not change before and after the etching process, martensite may be generated due to the introduction of strain after the forming process such as bending, and the magnetism may be applied. Therefore, it is preferably −70 or less when severe processing is applied. Md30 is preferably −90 or less, more preferably −110 or less.
平均結晶粒径：５μｍ以下
平均結晶粒径は、５μｍ以下が好ましい。エッチング面の凹凸を小さくする必要がある場合にはこのように制御する。平均結晶粒径の測定方法はＥＢＳＤにより測定することとする。この際板厚中心を測定位置とし、測定範囲を４００００μｍ２以上の範囲とし、測定ピッチを０．４μｍとして結晶方位解析を行う。オーステナイト相の結晶構造であるＦＣＣ（ｆａｃｅ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ）である測定点において、隣接測定点との方位差が１５°以上となる測定点と、当該隣接測定点との境界を結晶粒界と定義して図示する。得られた図より線分法により平均結晶粒径を測定する。なお、光学顕微鏡組織は結晶粒によってエッチングされにくい結晶粒界が存在するため、粒径測定には適さない。なお、ＦＣＣとして測定されなかった結晶相は、マルテンサイト組織あるいは析出物である。上述の平均結晶粒径のオーステナイト系ステンレス鋼板を得るための製造方法については後述する。
Average crystal grain size: 5 μm or less The average crystal grain size is preferably 5 μm or less. When it is necessary to reduce the unevenness of the etched surface, it is controlled in this way. The average crystal grain size is measured by EBSD. At this time, the crystal orientation analysis is performed with the center of the plate thickness as the measurement position, the measurement range as the range of 40,000 μm 2 or more, and the measurement pitch as 0.4 μm. At a measurement point that is an FCC (face-centered cubic) that is a crystal structure of the austenite phase, the boundary between the measurement point where the orientation difference from the adjacent measurement point is 15 ° or more and the adjacent measurement point is defined as the crystal grain boundary. Is illustrated. From the obtained figure, the average crystal grain size is measured by the line segment method. It should be noted that the optical microscope structure is not suitable for particle size measurement because it has grain boundaries that are difficult to be etched by crystal grains. The crystal phase not measured as FCC is a martensite structure or a precipitate. The manufacturing method for obtaining the above-mentioned austenitic stainless steel sheet having an average crystal grain size will be described later.
ここまで、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板を説明した。続いて、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法の一例を説明する。 So far, the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment has been described. Subsequently, an example of a method for manufacturing an austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment will be described.
本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法は、下記（ａ）〜（ｅ）の処理を順に実施する行う工程を有する。本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法は、（ａ）の処理の前に、製鋼工程、熱間圧延工程、熱延後熱処理工程、熱延板酸洗工程、酸洗工程、を含むことができる。（ａ）〜（ｅ）の処理を順に行う工程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。 The method for producing an austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment includes a step of sequentially carrying out the following treatments (a) to (e). The method for producing an austenite-based stainless steel plate according to the present embodiment includes a steelmaking step, a hot rolling step, a hot-rolled post-heat treatment step, a hot-rolled plate pickling step, and a pickling step before the treatment of (a). be able to. The production conditions are not particularly limited to the steps other than the steps in which the processes (a) to (e) are sequentially performed, and a known method can be applied.
（ａ）圧延率５０％以上の冷間圧延
上記化学成分を有する熱延板に対し、冷間圧延を圧延率５０％以上として行う。圧延率が５０％未満であると、その後の熱処理において再結晶が不十分となる可能性がある。また、圧延率が５０％未満であると、冷間圧延板の形状不良が生じる。そのため、これを下限とした。上限は材料の特性上は特に規定する必要はないが、圧延率が高すぎると材料が硬くなることで生産性が低下することがある。そのため、圧延率は、８０％以下とすることが好ましい。
(A) Cold rolling with a rolling ratio of 50% or more Cold rolling is performed on a hot-rolled plate having the above chemical composition with a rolling ratio of 50% or more. If the rolling ratio is less than 50%, recrystallization may be insufficient in the subsequent heat treatment. Further, if the rolling ratio is less than 50%, the shape of the cold rolled plate is defective. Therefore, this was set as the lower limit. The upper limit does not need to be specified in terms of the characteristics of the material, but if the rolling ratio is too high, the material may become hard and the productivity may decrease. Therefore, the rolling ratio is preferably 80% or less.
（ｂ）冷間圧延後に最高到達温度８６０℃以上１１５０℃以下の熱処理
上記（ａ）の処理後に、最高到達温度８６０℃以上１１５０℃以下の熱処理を行い、ステンレス素材の金属組織を完全再結晶組織として軟質化する。完全再結晶組織を得やすくするために最高到達温度は８６０℃以上である。一方、１１５０℃超の熱処理では結晶粒の粗大化が顕著に生じ、その後の再結晶が生じにくくなるため１１５０℃を上限とする。最高到達温度は、好ましくは、８８０℃以上である。また、最高到達温度は、好ましくは、９５０℃以下である。最高到達温度が９５０℃以下であれば、細粒組織が得られる。
熱処理における保持時間は材料の板幅や板厚、熱処理ラインの長さ等によって適正条件が異なるが、１０秒以上１２０秒以内とすることが好ましい。
(B) Heat treatment with a maximum ultimate temperature of 860 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower after cold rolling After the treatment of (a) above, heat treatment with a maximum ultimate temperature of 860 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower is performed to completely recrystallize the metal structure of the stainless steel material. It softens as. The maximum temperature reached is 860 ° C. or higher in order to facilitate the acquisition of a completely recrystallized structure. On the other hand, in the heat treatment of more than 1150 ° C., the coarsening of the crystal grains occurs remarkably, and the subsequent recrystallization is less likely to occur. Therefore, the upper limit is 1150 ° C. The maximum temperature reached is preferably 880 ° C. or higher. The maximum temperature reached is preferably 950 ° C. or lower. When the maximum temperature reached is 950 ° C. or lower, a fine-grained structure can be obtained.
Appropriate conditions for the holding time in the heat treatment vary depending on the plate width and thickness of the material, the length of the heat treatment line, and the like, but it is preferably 10 seconds or more and 120 seconds or less.
（ｃ）圧延率６０％以上の調質圧延
冷間圧延後の熱処理の後に、材料強度（硬度）を調整するための調質圧延を行う。調質圧延率は６０％以上とする。６０％未満であると所望の硬度が得られないためである。調質圧延率は、好ましくは、７０％以上である。一方、圧延率が高すぎると材料が硬くなることで１パスあたりの圧下率が小さくなり、生産性が低下する。そのため、調質圧延率は、８０％以下とすることが好ましい。調質圧延率は、より好ましくは７５％以下である。
(C) Tempered rolling with a rolling ratio of 60% or more After the heat treatment after cold rolling, temper rolling is performed to adjust the material strength (hardness). The tempered rolling ratio shall be 60% or more. This is because if it is less than 60%, the desired hardness cannot be obtained. The tempered rolling ratio is preferably 70% or more. On the other hand, if the rolling ratio is too high, the material becomes hard and the rolling reduction ratio per pass becomes small, resulting in a decrease in productivity. Therefore, the temper rolling ratio is preferably 80% or less. The tempered rolling ratio is more preferably 75% or less.
（ｄ）伸び率０．５〜３．０％の張力付与下での曲げ・曲げ戻し変形
調質圧延後のステンレス素材に対し、伸び率０．５〜３．０％の張力を付与しつつ曲げを繰り返すことで形状を矯正する。このような工程に使用される設備としては、例えば、テンションレベラが知られており、通常、伸び率で制御される。伸び率が０．５％未満であると、板厚中心部と１／１０位置の再結晶率比Ｘｓ／Ｘｃが１．０以下となり、ハーフエッチング後の反りが大きくなる。そのため、これを下限とした。３．０％を超えると製造ライン内で硬質化が生じ、ステンレス素材の板幅が小さくなる場合があるため、３．０％を上限とした。安定製造の観点から、伸び率は、０．６％〜１．３％の範囲が好ましい。
(D) Bending / bending back deformation under tension application of 0.5 to 3.0% Elongation while applying tension of 0.5 to 3.0% to the stainless steel material after temper rolling. The shape is corrected by repeating bending. As the equipment used in such a process, for example, a tension leveler is known, and is usually controlled by an elongation rate. When the elongation rate is less than 0.5%, the recrystallization rate ratio Xs / Xc at the center of the plate thickness and the 1/10 position becomes 1.0 or less, and the warp after half etching becomes large. Therefore, this was set as the lower limit. If it exceeds 3.0%, hardening occurs in the production line and the plate width of the stainless steel material may become smaller, so 3.0% was set as the upper limit. From the viewpoint of stable production, the elongation rate is preferably in the range of 0.6% to 1.3%.
（ｅ）最高到達温度７３０℃〜８００℃で１０秒以上７０秒以内の時間保持する熱処理
伸び率０．５〜３．０％の張力付与下での曲げ・曲げ戻し変形を実施した後のステンレス素材に熱処理を実施する。当該熱処理における最高到達温度は、７３０℃以上８００℃以下とする。最高到達温度が７３０℃未満であると部分的な再結晶が生じないため、ハーフエッチング後の反りが大きい。一方、８００℃を超える熱処理を行うと板厚１／１０位置の再結晶粒の面積率Ｘｓが１０％を超え、材料硬度が低下する。最高到達温度は、好ましくは、７４５℃以上であり、より好ましくは、７５５℃以上である。また、最高到達温度は、好ましくは、７９０℃以下であり、より好ましくは、７８０℃以下である。
(E) Heat treatment for holding at a maximum temperature of 730 ° C to 800 ° C for 10 seconds or more and 70 seconds or less Stainless steel after bending and bending back deformation under tension application with an elongation rate of 0.5 to 3.0% Heat treat the material. The maximum temperature reached in the heat treatment is 730 ° C or higher and 800 ° C or lower. If the maximum temperature reached is less than 730 ° C., partial recrystallization does not occur, so that the warp after half etching is large. On the other hand, when the heat treatment is performed at a temperature exceeding 800 ° C., the area ratio Xs of the recrystallized grains at the plate thickness 1/10 position exceeds 10%, and the material hardness is lowered. The maximum temperature reached is preferably 745 ° C or higher, more preferably 755 ° C or higher. The maximum temperature reached is preferably 790 ° C. or lower, more preferably 780 ° C. or lower.
熱処理の最高到達温度における保持時間は１０秒以上７０秒以内とする。最高到達温度における保持時間が１０秒未満であると部分的な再結晶が生じず、７０秒超であると再結晶率が高まり、硬度が低下するためである。最高到達温度における保持時間は、好ましくは、１５秒以上であり、より好ましくは、２０秒以上である。また、最高到達温度における保持時間は、好ましくは、５０秒以下であり、より好ましくは、４０秒以下である。 The holding time at the maximum temperature reached by the heat treatment is 10 seconds or more and 70 seconds or less. This is because if the holding time at the maximum reached temperature is less than 10 seconds, partial recrystallization does not occur, and if it exceeds 70 seconds, the recrystallization rate increases and the hardness decreases. The holding time at the maximum temperature reached is preferably 15 seconds or longer, more preferably 20 seconds or longer. The holding time at the maximum temperature reached is preferably 50 seconds or less, more preferably 40 seconds or less.
ここで、図１を参照しながら、本発明とハーフエッチング後の反りの関係について述べる。図１は、鋼板の板厚断面における残存応力の分布と金属組織を模式的に示した図である。ハーフエッチング後の反りが生じる原因は、鋼板表面近傍に引張応力又は圧縮応力が残存しており、片側の鋼板表面をエッチングすることで表裏面の残留応力バランスが崩れて生じることにある。
図１（Ａ）は、調質圧延後の鋼板の板厚断面の金属組織と残存応力の板厚方向分布を模式的に示している。紙面横方向が板厚方向である。調質圧延後の鋼板では、鋼板表層の残留応力が高く、板厚中心の残留応力と異なる。調質圧延後の鋼板の一方の面に対するハーフエッチング後の鋼板は、表裏面の残留応力差により板反りが生じる。
図１（Ｂ）は、調質圧延後に高温で熱処理を行って、組織を完全再結晶組織とした場合の、鋼板の板厚断面の金属組織と残存応力の板厚方向分布を模式的に示している図である。このように完全再結晶組織を得れば、板厚全体の残留応力が低下し、板厚方向での残存応力の差は認められない。このために、完全再結晶組織の鋼板の一方の面に対してハーフエッチングを行えば、ハーフエッチング後の反りを低減できる。しかしながら、このような鋼板は、材料強度（残留応力）は低く精密部品としての必要な値を達成しない。
以上より、材料強度を確保しつつハーフエッチング後の反りを低減するには、板厚中心の硬度を高く保ったまま、すなわち、板厚中心の残留応力を高く保ったまま、表層の残存応力を低減する金属組織とする必要がある。
Here, the relationship between the present invention and the warp after half-etching will be described with reference to FIG. FIG. 1 is a diagram schematically showing the distribution of residual stress and the metallographic structure in the plate thickness cross section of the steel sheet. The cause of warpage after half-etching is that tensile stress or compressive stress remains in the vicinity of the surface of the steel sheet, and etching the surface of the steel sheet on one side disrupts the residual stress balance on the front and back surfaces.
FIG. 1A schematically shows the metallographic structure of the sheet thickness cross section of the steel sheet after temper rolling and the distribution of residual stress in the plate thickness direction. The horizontal direction of the paper surface is the plate thickness direction. In the steel sheet after temper rolling, the residual stress on the surface layer of the steel sheet is high, which is different from the residual stress at the center of the plate thickness. In the steel sheet after half-etching with respect to one surface of the steel sheet after temper rolling, plate warpage occurs due to the residual stress difference between the front and back surfaces.
FIG. 1B schematically shows the metallographic structure of the sheet thickness cross section of the steel sheet and the distribution of residual stress in the plate thickness direction when heat treatment is performed at a high temperature after temper rolling to obtain a completely recrystallized structure. It is a figure. If a completely recrystallized structure is obtained in this way, the residual stress of the entire plate thickness is reduced, and no difference in the residual stress in the plate thickness direction is observed. Therefore, if half-etching is performed on one surface of the steel sheet having a completely recrystallized structure, the warp after half-etching can be reduced. However, such a steel sheet has a low material strength (residual stress) and does not achieve the value required for a precision component.
From the above, in order to reduce the warpage after half-etching while ensuring the material strength, the residual stress of the surface layer is maintained while keeping the hardness at the center of the plate thickness high, that is, keeping the residual stress at the center of the plate thickness high. It is necessary to have a metal structure to be reduced.
一方、調質圧延を行うことで鋼板内の転位密度が高まり、調質圧延後に熱処理を行うと、高転位密度部分から再結晶が生じる。しかし、転位密度は、結晶粒径や結晶方位によって異なり、また、同一結晶粒内でも結晶粒界近傍で高くなる。そのため、転位密度は、鋼板内で不均一である。このため、調質圧延後に熱処理した場合には、高転位密度部分から再結晶が生じるが、再結晶核の生成場所は鋼板内に不均一に存在するため、鋼板表面の応力は必ずしも低下しない。そのため、熱処理をしても顕著な反りが生じることがある。 On the other hand, the dislocation density in the steel sheet is increased by performing temper rolling, and when heat treatment is performed after temper rolling, recrystallization occurs from the high dislocation density portion. However, the dislocation density differs depending on the crystal grain size and the crystal orientation, and even within the same crystal grain, it becomes high near the grain boundary. Therefore, the dislocation density is non-uniform in the steel sheet. Therefore, when heat treatment is performed after temper rolling, recrystallization occurs from the high dislocation density portion, but the stress on the surface of the steel sheet does not necessarily decrease because the recrystallized nuclei are generated non-uniformly in the steel sheet. Therefore, even if heat treatment is performed, remarkable warpage may occur.
しかしながら、調質圧延後に、例えば、テンションレベラを用いていた形状の矯正を行った場合、テンションレベラの曲げ変形により表層近傍に転位が多く導入される。その後に適正条件で熱処理することで転位密度の高い表層近傍で再結晶が優先的に進行する。その結果、表層近傍の応力低下が生じる。図１（Ｃ）は、調質圧延後、曲げ変形及び曲げ戻し変形を行った鋼板に、高温で熱処理を行って、組織を部分再結晶組織とした場合の鋼板の板厚断面の金属組織と残存応力の板厚方向分布を模式的に示している。図１（Ｃ）に示すように、調質圧延後、曲げ変形及び曲げ戻し変形を行った鋼板に、高温で熱処理を行って、板厚中心部の再結晶率に比べて表層の再結晶率を高め、かつ、鋼板全体として再結晶率を小さくすることで高強度が維持される。このように板厚中心の再結晶を極力抑えて強度を担保し、表層近傍には残存応力を低下させるだけの再結晶を生じさせることで、高強度を確保しつつハーフエッチング後の反りが抑えられる。 However, after the temper rolling, for example, when the shape is corrected by using the tension leveler, many dislocations are introduced in the vicinity of the surface layer due to the bending deformation of the tension leveler. After that, by heat treatment under appropriate conditions, recrystallization proceeds preferentially in the vicinity of the surface layer having a high dislocation density. As a result, the stress in the vicinity of the surface layer decreases. FIG. 1C shows the metal structure of the sheet thickness cross section of the steel sheet which has undergone bending deformation and bending back deformation after temper rolling and is heat-treated at a high temperature to form a partially recrystallized structure. The distribution of residual stress in the plate thickness direction is schematically shown. As shown in FIG. 1 (C), a steel sheet that has undergone bending deformation and bending back deformation after temper rolling is heat-treated at a high temperature, and the recrystallization rate of the surface layer is compared with the recrystallization rate at the center of the plate thickness. High strength is maintained by increasing the temperature and reducing the recrystallization rate of the steel sheet as a whole. In this way, recrystallization at the center of the plate thickness is suppressed as much as possible to ensure strength, and by generating recrystallization that reduces residual stress in the vicinity of the surface layer, warpage after half-etching is suppressed while ensuring high strength. Be done.
また、上記（ａ）及び（ｂ）の処理を実施することで、エッチング加工後に凹凸の小さい美麗な表面が達成される。また、用途によっては加工後の表面凹凸が小さいことが求められる。加工後の表面凹凸とは、前述の「反り」とは異なり、エッチング加工をした後のエッチング面の凹凸、表面の平滑性を表す。表面凹凸が大きい場合には、精密部品としての使用性能を満たさない場合や、表面美観を損なうことでステンレス鋼が持つ高級感を落とすことにつながる。そのため、この表面凹凸を軽減するには結晶粒径を細かくすることが有効である。 Further, by carrying out the above treatments (a) and (b), a beautiful surface with small irregularities can be achieved after the etching process. Further, depending on the application, it is required that the surface unevenness after processing is small. The surface unevenness after processing is different from the above-mentioned "warp", and represents the unevenness of the etched surface after etching processing and the smoothness of the surface. If the surface unevenness is large, the performance as a precision component may not be satisfied, or the surface aesthetics may be impaired, which may reduce the high-class feeling of stainless steel. Therefore, it is effective to make the crystal grain size finer in order to reduce the surface unevenness.
また、鋼板の到達温度が１００℃以内であれば、（ａ）〜（ｅ）の処理の前後もしくは途中に、必要に応じて、酸洗や表面処理等の工程を実施しても良い。
製品の板厚は特に規定するものではないが、工程の通板速度等の生産性を考慮した場合、板厚は、０．６０ｍｍ以下であることが好ましく、さらに好ましくは０．３０ｍｍ以下である。上述の製法を繰り返すことで板厚は薄くすることが可能であるが、鋼板形状を考慮した場合、０．０５ｍｍ以上とすることが好ましい。
ここまで、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の一例を説明した。
Further, as long as the temperature reached by the steel sheet is within 100 ° C., steps such as pickling and surface treatment may be carried out before, during or after the treatments (a) to (e), if necessary.
The plate thickness of the product is not particularly specified, but when productivity such as the plate passing speed of the process is taken into consideration, the plate thickness is preferably 0.60 mm or less, more preferably 0.30 mm or less. .. Although the plate thickness can be reduced by repeating the above-mentioned manufacturing method, it is preferably 0.05 mm or more in consideration of the shape of the steel plate.
Up to this point, an example of the method for producing austenitic stainless steel according to the present embodiment has been described.
次に本発明の実施例を示すが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 Next, an example of the present invention will be shown. The conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is used in the following examples. It is not limited to the conditions. The present invention can adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
表１に示す成分を有するステンレス鋼の素材をラボ溶製し、熱間圧延を行った。熱間圧延に引き続いて、表２に示す条件で、冷間圧延、冷延後熱処理行い、再度、冷間圧延と冷延後熱処理を行った。次いで、調質圧延を行い、０．２ｍｍの鋼板を作製した。その後、表２に示す伸び率で張力を付与したまま曲げ−曲げ戻し変形を行うことでテンションレベラを模擬した。その後、表２に示す条件で最終熱処理を実施した。冷延後熱処理及び最終熱処理のいずれについても、熱処理温度は種々変更したが、保持時間は２０秒とした。 A stainless steel material having the components shown in Table 1 was melted in a laboratory and hot-rolled. Following the hot rolling, cold rolling and cold rolling heat treatment were performed under the conditions shown in Table 2, and then cold rolling and cold rolling heat treatment were performed again. Next, temper rolling was performed to produce a 0.2 mm steel sheet. Then, the tension leveler was simulated by performing bending-bending back deformation while applying tension at the elongation rate shown in Table 2. Then, the final heat treatment was carried out under the conditions shown in Table 2. For both the cold rolling heat treatment and the final heat treatment, the heat treatment temperature was variously changed, but the holding time was set to 20 seconds.
最終熱処理後の鋼板について，ＥＢＳＤを用いて板厚中心部及び板厚１／１０位置の再結晶率と平均結晶粒径を測定した。断面硬度については、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠し、板厚中心部においてビッカース硬度（ＨＶ０．５）を測定した。エッチング加工は、１０ｍｍ幅×１２０ｍｍ長さの試験片を切り出し、片面（表面）をマニキュア塗布してマスキング後、塩化第二鉄水溶液（５５℃）に浸漬することで実施した。エッチング後の試験片の重量がエッチング前の試験片の重量の１／２になったときに試験片を取り出した。反りは曲率半径測定用紙を用いて測定した。曲率半径が２０００ｍｍを超えた場合、ほぼ平坦であるとして、合格とした。 For the steel sheet after the final heat treatment, the recrystallization rate and the average crystal grain size at the center of the plate thickness and the position of 1/10 of the plate thickness were measured using EBSD. The cross-sectional hardness was measured in accordance with JIS Z 2244: 2009, and the Vickers hardness (HV0.5) was measured at the center of the plate thickness. The etching process was carried out by cutting out a test piece having a width of 10 mm and a length of 120 mm, applying nail polish to one side (surface), masking the test piece, and then immersing the test piece in an aqueous ferric chloride solution (55 ° C.). The test piece was taken out when the weight of the test piece after etching became half the weight of the test piece before etching. The warp was measured using a radius of curvature measuring sheet. If the radius of curvature exceeds 2000 mm, it is considered to be almost flat and passed.
一部の鋼板については磁性を調査した。Ｆｉｓｃｈｅｒ製フェライトスコープ（フェライト量測定器）によるフェライト量測定を行った。なお、本測定ではマルテンサイト組織についてもフェライト相率として測定される。得られた測定値はフェライト組織とマルテンサイト組織を合算した面積率に相当すると考えて良い。測定は鋼板の表面の５か所を測定し、５点の平均値を代表値とした。フェライト量測定値が０．２％以下の場合に磁性が充分に小さいと判定できる。 The magnetism of some steel sheets was investigated. The ferrite amount was measured with a ferrite scope (ferrite amount measuring device) manufactured by Fisher. In this measurement, the martensite structure is also measured as the ferrite phase ratio. It can be considered that the obtained measured value corresponds to the total area ratio of the ferrite structure and the martensite structure. The measurement was performed at five points on the surface of the steel sheet, and the average value of the five points was used as a representative value. When the measured value of the ferrite amount is 0.2% or less, it can be determined that the magnetism is sufficiently small.
また、Ｎｏ．１〜５については、エッチング加工後の表面凹凸を接触式粗さ測定機によって測定した。エッチング加工面について板幅方向に５ｍｍ長さの測定を３回行い、それぞれの平均算術粗さの平均値を測定した。それぞれの平均算術粗さの平均値が０．０７μｍ以下の場合、表面凹凸が極めて小さく外観・性能上も問題ない（◎）、０．０７μｍ超０．１４μｍ以下の場合、外観上の凹凸は確認できるが性能上問題ない(〇)と判定した。
表１、２に製造条件及び評価結果を示す。なお、表中の下線は、本発明の範囲から外れている条件を示す。
In addition, No. For 1 to 5, the surface unevenness after the etching process was measured by a contact roughness measuring machine. The length of the etched surface was measured 3 times in the plate width direction, and the average value of each average arithmetic roughness was measured. When the average value of each average arithmetic roughness is 0.07 μm or less, the surface unevenness is extremely small and there is no problem in appearance and performance (◎), and when it is more than 0.07 μm and 0.14 μm or less, the unevenness on the appearance is confirmed. It can be done, but it was judged that there is no problem in performance (〇).
Tables 1 and 2 show the manufacturing conditions and evaluation results. The underlined lines in the table indicate conditions outside the scope of the present invention.
得られた各鋼板の化学組成は、それぞれのステンレス鋼の素材の化学組成と実質的に同一であった。 The chemical composition of each of the obtained steel sheets was substantially the same as the chemical composition of the material of each stainless steel.
Ｎｏ．１は、調質圧延前の熱処理温度が低かったために結晶粒径が大きく、曲げ−曲げ戻し変形での伸び率が小さかったために最終熱処理後の再結晶率が表層に比べて中心で高かった。このためにハーフエッチング後の反りが大きくなっていた。
Ｎｏ．２、７、１０、１３及び１６は、本発明例であり、高強度、かつ、ハーフエッチング後の反りが小さかった。
Ｎｏ．３及びＮｏ．４は、本発明例であるが、調質圧延前の熱処理温度が比較的高かったために、ハーフエッチング後の表面凹凸（平均算術粗さ）がＮｏ．２に比べて大きかった。
Ｎｏ．５は曲げ−曲げ戻し変形後の熱処理温度が高かったために、板厚中心部での再結晶率Ｘｃが高く、かつ、断面硬度が未達であった。
Ｎｏ．６は、調質圧延率が低かったために断面硬度が低く、板厚１／１０位置での再結晶率が板厚中心と同等であったため、ハーフエッチング後の反りが大きかった。
Ｎｏ．８は、曲げ−曲げ戻し変形による伸び率が低かったため、板厚１／１０位置の再結晶率が板厚中心に比べて低かった。このためにハーフエッチング後の反りが大きかった。
Ｎｏ．９は、調質圧延率が低かったために曲げ−曲げ戻し変形後の熱処理で部分再結晶組織が得られなかった。このために断面硬度が未達であり、かつ、ハーフエッチング後の反りが大きかった。
Ｎｏ．１１は、曲げ−曲げ戻し変形後の熱処理温度が低かったために部分再結晶組織が得られず、ハーフエッチング後の反りが大きかった。
Ｎｏ．１２は、曲げ−曲げ戻し変形後の熱処理温度が低かったために板厚１／１０位置での再結晶率が低かった。このためにハーフエッチング後の反りが大きかった。
Ｎｏ．１４は、曲げ−曲げ戻し変形の伸び率が低かったために板厚１／１０位置で十分な部分再結晶組織が得られなかった。このためにハーフエッチング後の反りが大きかった。
Ｎｏ．１５は、調質圧延率が低かったために断面硬度が低かった。また、調質圧延率が低かったために板厚１／１０位置での再結晶率が低かった。そのためにハーフエッチング後の反りが大きかった。
Ｎｏ．１７は、調質圧延前の熱処理温度が高かったため、曲げ−曲げ戻し変形後の熱処理で部分再結晶組織が得られず、このためにハーフエッチング後の反りが大きかった。
Ｎｏ．１８は、曲げ−曲げ戻し変形の伸び率が小さかったために板厚１／１０位置の再結晶率が板厚中心部の再結晶率に比べて低くなった。このためにハーフエッチング後の反りが大きかった。
Ｎｏ．１９は、本発明例である。ただし、Ｍｄ３０が高く加工誘起マルテンサイトが生じやすいため、適切な用途に用いる必要がある。
No. In No. 1, the crystal grain size was large because the heat treatment temperature before temper rolling was low, and the recrystallization rate after the final heat treatment was high in the center as compared with the surface layer because the elongation rate in bending-bending back deformation was small. For this reason, the warp after half etching was large.
No. Reference numeral 2, 7, 10, 13 and 16 are examples of the present invention, and have high strength and small warpage after half etching.
No. 3 and No. No. 4 is an example of the present invention, but since the heat treatment temperature before temper rolling was relatively high, the surface unevenness (average arithmetic roughness) after half-etching was No. It was bigger than 2.
No. In No. 5, the recrystallization rate Xc at the center of the plate thickness was high and the cross-sectional hardness was not reached because the heat treatment temperature after the bending-bending back deformation was high.
No. In No. 6, the cross-sectional hardness was low because the tempered rolling ratio was low, and the recrystallization rate at the plate thickness 1/10 position was the same as that at the center of the plate thickness, so that the warp after half etching was large.
No. In No. 8, the recrystallization rate at the plate thickness 1/10 position was lower than that at the center of the plate thickness because the elongation rate due to the bending-bending back deformation was low. For this reason, the warp after half etching was large.
No. In No. 9, a partially recrystallized structure could not be obtained by the heat treatment after bending-bending back deformation because the temper rolling ratio was low. For this reason, the cross-sectional hardness was not reached, and the warp after half etching was large.
No. In No. 11, a partially recrystallized structure could not be obtained because the heat treatment temperature after bending-bending back deformation was low, and the warp after half-etching was large.
No. In No. 12, the recrystallization rate at the plate thickness 1/10 position was low because the heat treatment temperature after the bending-bending back deformation was low. For this reason, the warp after half etching was large.
No. In No. 14, a sufficient partially recrystallized structure could not be obtained at the plate thickness 1/10 position because the elongation rate of the bending-bending back deformation was low. For this reason, the warp after half etching was large.
No. No. 15 had a low cross-sectional hardness because the tempered rolling ratio was low. Further, since the temper rolling rate was low, the recrystallization rate at the plate thickness 1/10 position was low. Therefore, the warp after half etching was large.
No. In No. 17, since the heat treatment temperature before temper rolling was high, a partially recrystallized structure could not be obtained by the heat treatment after bending-bending back deformation, and therefore the warp after half etching was large.
No. In No. 18, the recrystallization rate at the plate thickness 1/10 position was lower than the recrystallization rate at the center of the plate thickness because the elongation rate of the bending-bending back deformation was small. For this reason, the warp after half etching was large.
No. 19 is an example of the present invention. However, since Md30 is high and work-induced martensite is likely to occur, it is necessary to use it for appropriate applications.
以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例又は修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。 Although the preferred embodiments of the present invention have been described in detail above, the present invention is not limited to such examples. It is clear that a person having ordinary knowledge in the field of technology to which the present invention belongs can come up with various modifications or modifications within the scope of the technical ideas described in the claims. , These are also naturally understood to belong to the technical scope of the present invention.
Claims (6)
Ｃ：０．１２％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１６．０％以上２０．０％未満、
Ｎｉ：６．０％超１５．０％未満、及び
Ｎ：０．１３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
板厚中心部の再結晶粒の面積率をＸｃ（％）、板厚１／１０位置の再結晶粒の面積率をＸｓ（％）としたときに、下記（１）式を満足し、
Ｘｓ（％）が０．５％以上１０％以下であり、
前記板厚中心部での断面硬度が３００ＨＶ以上であることを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｘｓ＞Ｘｃ・・・（１） By mass%,
C: 0.12% or less,
Si: 0.01% or more and 1.0% or less,
Mn: 0.01% or more and 2.0% or less,
P: 0.040% or less,
S: 0.030% or less,
Cr: 16.0% or more and less than 20.0%,
Ni: more than 6.0% and less than 15.0%, and N: 0.13% or less, and the balance consists of Fe and impurities.
When the area ratio of the recrystallized grains at the center of the plate thickness is Xc (%) and the area ratio of the recrystallized grains at the plate thickness 1/10 position is Xs (%), the following equation (1) is satisfied.
Xs (%) is 0.5% or more and 10% or less,
An austenitic stainless steel sheet having a cross-sectional hardness of 300 HV or more at the center of the plate thickness.
Xs> Xc ... (1)
Ｍｏ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｗ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
Ｍｇ：０．００３０％以下、及び
ＲＥＭ：０．１０％以下を含有することを特徴とする、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。 Instead of a part of Fe, by mass%,
Mo: 3.0% or less,
Al: 0.10% or less,
Nb: 0.05% or less,
B: 0.0030% or less,
Ti: 0.05% or less,
V: 0.30% or less,
Cu: 0.40% or less,
W: 0.50% or less,
Co: 0.50% or less,
Ca: 0.0030% or less,
The austenitic stainless steel sheet according to claim 1, wherein the austenitic stainless steel sheet contains Mg: 0.0030% or less and REM: 0.10% or less.
Ｃｒ＋３Ｍｏ＋１０Ｎ≧２２．００・・・（２）
前記（２）式中、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮは、各元素の含有量（質量％）である。 The austenitic stainless steel sheet according to claim 1 or 2, further satisfying the following equation (2).
Cr + 3Mo + 10N ≧ 22.00 ... (2)
In the above formula (2), Cr, Mo and N are the contents (mass%) of each element.
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２９Ｎｉ−１８．５Ｍｏ ・・・（３）
Ｍｄ３０≦−７０．０・・・（４）
前記（３）式中、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、及びＭｏは、各元素の含有量（質量％）である。 The austenitic stainless steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the Md30 represented by the following formula (3) satisfies the following formula (4).
Md30 = 551-462 (C + N) -9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo ... (3)
Md30≤-70.0 ... (4)
In the above formula (3), C, N, Si, Mn, Cr, Ni, and Mo are the contents (mass%) of each element.
（ａ）圧延率５０％以上の冷間圧延
（ｂ）最高到達温度８６０℃以上、１１５０℃以下の熱処理
（ｃ）圧延率６０％以上の調質圧延
（ｄ）伸び率０．５〜３．０％の張力付与下での曲げ・曲げ戻し変形
（ｅ）最高到達温度７３０℃〜８００℃で１０秒以上７０秒以内の時間保持する熱処理 The method for producing an austenitic stainless steel sheet according to any one of claims 1 to 5, wherein the austenitic stainless steel sheets are subjected to the following treatments (a) to (e) in order. Production method.
(A) Cold rolling with a rolling ratio of 50% or more (b) Heat treatment with a maximum temperature of 860 ° C or higher and 1150 ° C or lower (c) Heat treatment with a rolling ratio of 60% or higher (d) Elongation rate 0.5 to 3. Bending / bending back deformation under 0% tension (e) Heat treatment that holds for a time of 10 seconds or more and 70 seconds or less at the maximum ultimate temperature of 730 ° C to 800 ° C.
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