JP2022151322A - Mirror finished dual-phase stainless steel excellent in image clarity and scratch resistance and method for producing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は鏡面仕上げ複相ステンレス鋼およびその製造方法に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a mirror finish double phase stainless steel and a method for producing the same.
従来、鏡類に使用される金属材料として、オーステナイト系ステンレス鋼が知られているが、従来のオーステナイト系鏡面仕上げステンレス鋼は、一般的に表面硬さがＨＶ２００以下と軟質であるため、疵がつきやすい。 Conventionally, austenitic stainless steel is known as a metal material used for mirrors. Easy to stick.
そこで、特許文献１では、高強度複相組織ステンレス鋼に鏡面研磨を施すことにより、疵や割れが発生し難く、高強度化による軽量化が可能な鏡面仕上げステンレス鋼が提案されている。特許文献１には、フェライトとマルテンサイトとの混合組織をもち、硬さがＨＶ３３０以上、鏡面光沢度がＧｓ（２０°）＝１２００～１３００である鏡面仕上げ複相ステンレス鋼板が記載されている。 Therefore, Patent Document 1 proposes a mirror-finished stainless steel that is resistant to scratches and cracks and that can be made lighter by increasing strength by subjecting high-strength dual-phase stainless steel to mirror-polishing. Patent Document 1 describes a mirror-finished double-phase stainless steel sheet having a mixed structure of ferrite and martensite, a hardness of HV330 or more, and a mirror gloss of Gs(20°)=1200 to 1300.
しかしながら、特許文献１に記載の複相ステンレス鋼板は、硬度が高いため、変形抵抗が大きくなり、矯正で十分な平坦度が得られず、鏡面研磨後の写像性が低下する場合がある。 However, since the double-phase stainless steel sheet described in Patent Literature 1 has high hardness, deformation resistance increases, sufficient flatness cannot be obtained by straightening, and image clarity after mirror polishing may decrease.
本発明の一態様は、高強度でありながらも、写像性および耐疵付き性に優れる鏡面仕上げ複相ステンレス鋼を実現することを目的とする。 An object of one aspect of the present invention is to realize a mirror-finished double-phase stainless steel that has high strength and excellent image clarity and scratch resistance.
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鏡面仕上げ複相ステンレス鋼は、質量％で、０．０１～０．２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１５％以下のＮ、０．０１％以下のＯを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有し、フェライト相およびマルテンサイト相を含み、硬度が２００～３５０ＨＶ、うねりが２．０μｍ以下、表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が０．１μｍ以下であり、任意の断面において、前記マルテンサイト相の面積率は６０～８０％であり、炭化物の面積率は０．５～２．０％であり、個々の前記炭化物の長径は１μｍ以下である。 In order to solve the above problems, the mirror-finished double-phase stainless steel according to one aspect of the present invention contains, in mass%, 0.01 to 0.2% C, 0.01 to 2.0% Si, 0.1-4.0% Mn, 0.05% or less P, 0.03% or less S, 10-20% Cr, 0.01-4.0% Ni, 0.15% or less contains N, 0.01% or less of O, and the balance is Fe and unavoidable impurities, contains a ferrite phase and a martensite phase, has a hardness of 200 to 350 HV, and a waviness of 2.0 μm or less, The arithmetic mean roughness (Ra) of the surface is 0.1 μm or less, the area ratio of the martensite phase is 60 to 80%, and the area ratio of carbide is 0.5 to 2.0% in any cross section. and the major axis of each carbide is 1 μm or less.
また、本発明の一態様に係る鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法は、冷間圧延工程後に８００～１１００℃の温度域まで加熱し、前記温度域での１分未満の均熱保持後、１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する、最終焼鈍工程と、繰り返し引張曲げ戻し加工による矯正工程と、鏡面研磨工程を含む、鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法であって、前記鏡面仕上げ複相ステンレス鋼は、質量％で、０．０１～０．２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１５％以下のＮ、０．０１％以下のＯを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有する。 Further, in the method for producing a mirror-finished double-phase stainless steel according to one aspect of the present invention, the steel is heated to a temperature range of 800 to 1100° C. after the cold rolling step, and after soaking in the temperature range for less than 1 minute, A method for producing mirror-finished double-phase stainless steel, comprising a final annealing step of cooling at a cooling rate of 1° C./s or more, a straightening step by repeated stretching and bending back processing, and a mirror-polishing step, wherein the mirror-finished double-phase stainless steel The phase stainless steel is, in mass %, 0.01-0.2% C, 0.01-2.0% Si, 0.1-4.0% Mn, 0.05% or less P, Contains 0.03% or less S, 10 to 20% Cr, 0.01 to 4.0% Ni, 0.15% or less N, 0.01% or less O, and the balance is Fe and unavoidable It has a composition that is a typical impurity.
本発明の一態様によれば、写像性および耐疵付き性に優れる鏡面仕上げ複相ステンレス鋼を実現することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to one aspect of the present invention, a mirror-finished double-phase stainless steel having excellent image clarity and scratch resistance can be realized.
以下、本発明の一実施形態について、詳細に説明する。なお、以下の記載は発明の趣旨をより良く理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。また、本明細書において、「Ａ～Ｂ」とは、Ａ以上Ｂ以下であることを示している。また、本明細書において、化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。 An embodiment of the present invention will be described in detail below. The following description is for better understanding of the gist of the invention, and does not limit the invention unless otherwise specified. Further, in this specification, "A to B" indicates that A or more and B or less. In addition, in this specification, "%" relating to chemical composition means "% by mass" unless otherwise specified.
＜用語の定義＞
「ステンレス鋼」との用語は、具体的な形状が限定されないステンレス鋼材を意味する。このステンレス鋼材としては、例えば、鋼板、鋼管、条鋼等が挙げられる。
<Definition of terms>
The term "stainless steel" means a stainless steel material with no specific shape. Examples of this stainless steel material include steel plates, steel pipes, bar steels, and the like.
本明細書において、「複相ステンレス鋼」は、特段の記載のない限り、フェライト相とマルテンサイト相とを含むステンレス鋼を意味する。 As used herein, "dual phase stainless steel" means stainless steel containing a ferrite phase and a martensite phase, unless otherwise specified.
＜一般的な製法について＞
始めに、一般的なステンレス鋼帯の製造工程の一例について概略的に説明する。一般的なステンレス鋼帯の製造工程は、一例では、製鋼工程、熱間圧延工程、焼鈍工程、酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍・酸洗工程、および仕上圧延工程をこの順に含む。従来の製造工程におけるこれらの各工程については、公知の内容であることから、以下に説明することを除いて詳細な説明を省略する。
<General manufacturing method>
First, an example of a manufacturing process for a general stainless steel strip will be briefly described. A typical stainless steel strip manufacturing process, for example, includes a steelmaking process, a hot rolling process, an annealing process, a pickling process, a cold rolling process, an annealing/pickling process, and a finish rolling process in this order. Since each of these steps in the conventional manufacturing process is a well-known content, detailed explanation will be omitted except for the following.
以下では、本発明の一実施形態に係る鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の特徴について説明する。なお、以下の説明において、最終焼鈍工程後（鏡面仕上げ前）の複相ステンレス鋼であっても、鏡面研磨工程後の鏡面仕上げ複相ステンレス鋼であっても同様の特徴である場合、単に「複相ステンレス鋼」の特徴として記載する。しかしながら鏡面仕上げ複相ステンレス鋼についても当該特徴を有することに留意されたい。 The features of the mirror-finished dual-phase stainless steel according to one embodiment of the present invention are described below. In the following explanation, even if the double-phase stainless steel after the final annealing process (before mirror-finishing) and the mirror-finished double-phase stainless steel after the mirror-polishing process have the same characteristics, simply " It is described as a feature of “dual phase stainless steel”. However, it should be noted that mirror-finished dual-phase stainless steels also have this feature.
＜発明の知見の概要＞
複相ステンレス鋼は、相対的に軟質であり延性を有するフェライト相と、強度の高いマルテンサイト相とからなる複相金属組織を有する。そのため、複相ステンレス鋼は、強度および延性の両方を備えるステンレス鋼として知られている。しかしながら、当該複相ステンレス鋼の硬度が高い（例えば、３５０ＨＶより大きい）場合、変形抵抗が大きく、鏡面仕上げステンレス鋼を得るための工程の１つである矯正工程において、十分な平坦度が得られない場合がある。また、鏡面研磨工程では、研磨負荷が高くなり、砥石消費量が増大してしまう。
<Summary of findings of the invention>
Dual-phase stainless steel has a dual-phase metallographic structure consisting of a relatively soft and ductile ferrite phase and a high-strength martensite phase. As such, dual-phase stainless steels are known as stainless steels that are both strong and ductile. However, when the hardness of the double-phase stainless steel is high (for example, greater than 350 HV), deformation resistance is high, and sufficient flatness cannot be obtained in the straightening process, which is one of the processes for obtaining mirror-finished stainless steel. sometimes not. Further, in the mirror polishing process, the polishing load becomes high and the consumption of the grindstone increases.
上記変形抵抗を低下させ、研磨性を向上させるために、複相ステンレス鋼におけるマルテンサイト相の相比を下げて複相ステンレス鋼を軟質化することが考えられる。しかしながら、マルテンサイト相の相比を下げると、強度を確保するマルテンサイト相の相比が下がることで、複相ステンレス鋼自体の強度も低下してしまう。 In order to reduce the deformation resistance and improve the polishability, it is conceivable to soften the double-phase stainless steel by lowering the phase ratio of the martensite phase in the double-phase stainless steel. However, when the phase ratio of the martensite phase is lowered, the phase ratio of the martensite phase that secures the strength is lowered, and the strength of the double-phase stainless steel itself is also lowered.
一方、当該複相ステンレス鋼の硬度が低すぎると疵が付きやすいという問題が生じる。 On the other hand, if the hardness of the dual-phase stainless steel is too low, there arises a problem that it is easily scratched.
本発明者らは、鋭意検討の結果、複相化熱処理における複相化温度域での保持時間を短くした上で矯正工程および鏡面研磨工程を施すことにより、高強度かつ写像性および耐疵付き性に優れる鏡面仕上げ複相ステンレス鋼が得られることを見出した（後述の実施例を参照）。本実施形態における鏡面仕上げ複相ステンレス鋼は、マルテンサイト相の相比が高い割合に維持されているため、高強度であり、最終製品を軽量化することができる。また、本実施形態における複相ステンレス鋼は、硬度（ビッカース硬さ）が２００～３５０ＨＶであるため、変形加工性に優れ、かつ耐疵付き性も有する。 As a result of intensive studies, the present inventors have found that by shortening the holding time in the double-phase temperature range in the double-phase heat treatment and then performing the straightening process and the mirror polishing process, high strength, image clarity, and scratch resistance can be obtained. It was found that a mirror-finished dual-phase stainless steel having excellent toughness can be obtained (see Examples below). The mirror-finished double-phase stainless steel in this embodiment maintains a high martensite phase ratio, so that it has high strength and can reduce the weight of the final product. Further, the dual-phase stainless steel in the present embodiment has a hardness (Vickers hardness) of 200 to 350 HV, so that it has excellent deformability and scratch resistance.
変形加工性に優れることにより、以下で詳述する矯正工程において十分な平坦度を得ることができ、写像性に優れる鏡面仕上げ複相ステンレス鋼を得ることができる。また、硬度が２００～３５０ＨＶ程度であるため、従来のフェライト－マルテンサイト複相ステンレス鋼と比較して研磨負荷が低いという利点も有する。 Due to the excellent deformation workability, sufficient flatness can be obtained in the straightening process described in detail below, and a mirror-finished double-phase stainless steel having excellent image clarity can be obtained. In addition, since the hardness is about 200 to 350 HV, it also has the advantage that the polishing load is lower than that of the conventional ferrite-martensite double-phase stainless steel.
すなわち、本発明の一実施形態によれば、高強度かつ写像性に優れる鏡面仕上げ複相ステンレス鋼を提供することができる。また、鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造にあたり、製造コストが増大する可能性を低減して製造可能である。 That is, according to one embodiment of the present invention, it is possible to provide a mirror-finished double-phase stainless steel having high strength and excellent image clarity. In addition, when manufacturing the mirror-finished double-phase stainless steel, it is possible to reduce the possibility of increasing the manufacturing cost.
＜本発明の複相ステンレス鋼＞
図１は、本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の任意の断面のＳＥＭ写真である。図１に示されるように、本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の任意の断面において、炭化物は、材料内に分散した粒状物として観察され得る。当該複相ステンレス鋼中に存在する炭化物としては、例えば、（Ｆｅ，Ｃｒ）２３Ｃ６などが挙げられる。炭化物の面積率とは、複相ステンレス鋼の断面の所定領域における、炭化物が存在している領域（炭化物粒子の面積の総和）の割合である。炭化物の長径とは、粒子状の炭化物の直径のうち、最大の長さの径を意味する。本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼では、当該複相ステンレス鋼の断面において確認される個々の炭化物の長径が１μｍ以下である。マルテンサイト相および炭化物の面積率、ならびに炭化物の長径を測定するときの複相ステンレス鋼の断面の方向は特に限定されない。例えば、複相ステンレス鋼の圧延方向および板厚方向に平行な断面であってよい。
<Double phase stainless steel of the present invention>
FIG. 1 is a SEM photograph of an arbitrary cross-section of a dual-phase stainless steel according to one embodiment of the present invention. As shown in FIG. 1, in any cross-section of a dual-phase stainless steel according to one embodiment of the present invention, carbides can be observed as dispersed particles within the material. Examples of carbides present in the dual-phase stainless steel include (Fe, Cr) 23 C 6 and the like. The area ratio of carbide is the ratio of the area in which carbide exists (total area of carbide particles) in a predetermined area of the cross section of the dual-phase stainless steel. The major diameter of the carbide means the diameter of the maximum length among the diameters of the particulate carbide. In the dual-phase stainless steel according to one embodiment of the present invention, the long axis of each carbide observed in the cross section of the dual-phase stainless steel is 1 μm or less. The area ratios of the martensite phase and carbides and the orientation of the cross section of the dual-phase stainless steel when measuring the major axis of the carbides are not particularly limited. For example, it may be a cross section parallel to the rolling direction and plate thickness direction of the dual-phase stainless steel.
本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、延性を有するフェライト相と、強度を有するマルテンサイト相とを含むことにより、延性および強度を兼備している。硬質なマルテンサイト相の比率が高いほど、複相ステンレス鋼自体の強度は向上する。しかしながら、マルテンサイト相の比率が過剰に高いと、複相ステンレス鋼の延性が低下し、加工が困難となる。そのため、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、当該複相ステンレス鋼の任意の断面におけるマルテンサイト相の面積率が６０～８０％である。これにより、複相ステンレス鋼自体の強度が確保される。 The dual-phase stainless steel according to this embodiment has both ductility and strength by including a ferrite phase having ductility and a martensite phase having strength. The higher the ratio of the hard martensite phase, the higher the strength of the dual-phase stainless steel itself. However, if the proportion of the martensite phase is excessively high, the ductility of the double-phase stainless steel decreases, making it difficult to work. Therefore, the dual-phase stainless steel according to the present embodiment has an area ratio of martensite phase of 60 to 80% in any cross section of the dual-phase stainless steel. This ensures the strength of the dual-phase stainless steel itself.
複相ステンレス鋼に対して変形加工を施す場合、複相ステンレス鋼の硬度が高いと加工性が低下する。一方、複相ステンレス鋼の硬度が低すぎる場合、鏡面仕上げを施して製品とした場合に疵が発生しやすい。そのため、本実施形態における複相ステンレス鋼の硬度は２００～３５０ＨＶである。 When deforming a double-phase stainless steel, workability is lowered if the hardness of the double-phase stainless steel is high. On the other hand, if the hardness of the double-phase stainless steel is too low, flaws are likely to occur when the product is mirror-finished. Therefore, the hardness of the dual phase stainless steel in this embodiment is 200 to 350 HV.
同じ組成を有する複相ステンレス鋼において、断面における炭化物の面積率の違いは、炭化物がマルテンサイト相に固溶するＣ量の違いに起因すると考えられる。すなわち、同じ成分組成を有する複相ステンレス鋼において、炭化物の面積率が低いほど、マルテンサイト相に固溶したＣ量が多いと考えられる。マルテンサイト相に固溶するＣ量が多いと、マルテンサイト相の硬度が上がり、複相ステンレス鋼自体の硬度が上がる原因となり、変形加工性に悪影響を及ぼす。そのため、本発明の組成を有する複相ステンレス鋼において、複相ステンレス鋼の任意の断面における好ましい炭化物の面積率は０．５～２．０％である。 It is considered that the difference in the area ratio of carbides in the cross section of the double-phase stainless steels having the same composition is caused by the difference in the amount of C dissolved in the martensite phase by the carbides. That is, it is considered that the lower the area ratio of carbide in the dual-phase stainless steel having the same chemical composition, the larger the amount of C dissolved in the martensite phase. If the amount of C dissolved in the martensite phase is large, the hardness of the martensite phase increases, which causes the hardness of the dual-phase stainless steel itself to increase, adversely affecting deformation workability. Therefore, in the dual-phase stainless steel having the composition of the present invention, the preferable area ratio of carbides in an arbitrary cross-section of the dual-phase stainless steel is 0.5 to 2.0%.
さらに、複相ステンレス鋼において、炭化物が粗大であると、炭化物に起因した疵が生じる場合がある。そのため、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、任意の断面における個々の炭化物の長径が１μｍ以下であり、より好ましくは、０．７５μｍ以下である。これにより、複相ステンレス鋼の変形加工性を向上させることができる。 Furthermore, in a dual-phase stainless steel, if carbides are coarse, scratches due to the carbides may occur. Therefore, in the dual-phase stainless steel according to the present embodiment, the major axis of each carbide in any cross section is 1 μm or less, more preferably 0.75 μm or less. Thereby, the deformation workability of the dual-phase stainless steel can be improved.
（成分組成）
本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、必須の成分として、質量％で、０．０１～０．２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１５％以下のＮ、０．０１％以下のＯを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
(Component composition)
The double-phase stainless steel according to the present embodiment has, as essential components, 0.01 to 0.2% C, 0.01 to 2.0% Si, and 0.1 to 4.0% by mass. 0.05% or less P, 0.03% or less S, 10-20% Cr, 0.01-4.0% Ni, 0.15% or less N, 0.01% or less of O, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
また、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、任意の成分として、４．０％以下のＣｕ、１．０％以下のＭｏ、１．０％以下のＷ、０．５％以下のＣｏ、０．２％以下のＡｌ、１．０％以下のＶ、１．０％以下のＮｂ、１．０％以下のＴｉ、０．００５％以下のＢ、０．００５％以下のＣａ、０．００５％以下のＭｇ、０．５％以下のＳｎ、０．５％以下のＳｂ、０．０１％以下のＧａ、０．０１％以下のＴａ、０．５％以下のＺｒ、０．１％以下のＹ、０．０１％以下のＨｆおよび０．１％以下のＲＥＭ（希土類元素）の少なくとも何れか１つを含有してもよい。以下、本実施形態に係る複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。 In addition, the dual-phase stainless steel according to the present embodiment contains, as optional components, Cu of 4.0% or less, Mo of 1.0% or less, W of 1.0% or less, Co of 0.5% or less, 0.2% or less Al, 1.0% or less V, 1.0% or less Nb, 1.0% or less Ti, 0.005% or less B, 0.005% or less Ca, 0.005% or less 005% or less Mg, 0.5% or less Sn, 0.5% or less Sb, 0.01% or less Ga, 0.01% or less Ta, 0.5% or less Zr, 0.1% At least one of Y below, Hf of 0.01% or less, and REM (rare earth element) of 0.1% or less may be contained. The significance of the content of each element contained in the dual-phase stainless steel according to this embodiment will be described below.
Ｃは、オーステナイト相を生成しやすくする、オーステナイト生成元素である。Ｃはオーステナイト組織を安定化させると共に、焼鈍および／または冷却過程で生成するマルテンサイトの強度を向上させる。Ｃ含有量が高くなると、Ｃがマルテンサイト相の体積率を増加させ、Ｃがマルテンサイト中に固溶するため、ステンレス鋼の強度が向上する。そのため、Ｃはステンレス鋼の強度を確保するうえで重要な元素である。ただし、ステンレス鋼のＣ含有量が高くなりすぎると、変形抵抗が高くなりすぎてしまい写像性が低下する。また、ステンレス鋼のＣ含有量が高くなりすぎると、靭性および耐食性を低下させる。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は０.０１～０．２％のＣを含有する。 C is an austenite-forming element that facilitates the formation of an austenite phase. C stabilizes the austenite structure and improves the strength of martensite generated during annealing and/or cooling. When the C content increases, C increases the volume fraction of the martensite phase, and C dissolves in the martensite, thereby improving the strength of the stainless steel. Therefore, C is an important element for ensuring the strength of stainless steel. However, if the C content of the stainless steel becomes too high, the deformation resistance becomes too high and the image clarity deteriorates. In addition, if the C content of stainless steel becomes too high, it lowers toughness and corrosion resistance. Therefore, the dual-phase stainless steel according to this embodiment contains 0.01 to 0.2% C.
Ｓｉは、ステンレス鋼の脱酸作用を有する元素であるが、フェライト相を生成しやすくするフェライト相生成元素であることから、Ｓｉ含有量が高いと十分なマルテンサイト量（マルテンサイト相の体積率）が得られない。一方、ステンレス鋼の過度の低Ｓｉ化は、精錬コストの増大に繋がる。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、０．０１～２．０％のＳｉを含有する。 Si is an element that has a deoxidizing effect on stainless steel, but since it is a ferrite phase forming element that facilitates the formation of a ferrite phase, a high Si content results in a sufficient amount of martensite (martensite phase volume ratio ) is not obtained. On the other hand, excessive reduction of Si in stainless steel leads to an increase in refining cost. Therefore, the dual-phase stainless steel according to this embodiment contains 0.01 to 2.0% Si.
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、マルテンサイト相を得るために有効な元素である。しかし、多量のＭｎ含有はマルテンサイト相の体積率が高くなりすぎてしまうことから変形抵抗の増加を招く。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、０．１～４．０％のＭｎを含有する。 Mn is an austenite-forming element and is an effective element for obtaining a martensite phase. However, a large amount of Mn content causes an increase in deformation resistance because the volume fraction of the martensite phase becomes too high. Therefore, the dual phase stainless steel according to this embodiment contains 0.1 to 4.0% Mn.
Ｐ、Ｓは、不可避的不純物である。Ｐ、Ｓは、靭性を低下させる元素であるため、本実施形態に係る複相ステンレス鋼において、Ｐの含有量は０．０５％以下であり、Ｓの含有量は０．０３％以下である。 P and S are unavoidable impurities. Since P and S are elements that reduce toughness, the content of P is 0.05% or less and the content of S is 0.03% or less in the dual-phase stainless steel according to the present embodiment. .
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を高めるのに有効な成分である。しかし、Ｃｒはフェライト相を生成しやすくする、フェライト生成元素であるため、ステンレス鋼のＣｒ含有量が高くなりすぎると、マルテンサイト相の体積率を低下させる。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、１０．０～２０.０％のＣｒを含有する。 Cr is an effective component for enhancing the corrosion resistance of stainless steel. However, since Cr is a ferrite forming element that facilitates the formation of ferrite phase, if the Cr content in the stainless steel becomes too high, the volume fraction of the martensite phase decreases. Therefore, the double-phase stainless steel according to this embodiment contains 10.0 to 20.0% Cr.
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、マルテンサイト相を生成させるのに有効な元素である。さらに、ステンレス鋼の靱性および耐食性の向上にも有効である。しかし、Ｎｉ含有量が高くなりすぎると、マルテンサイト相のみからなるステンレス鋼になってしまい、複相組織が得られない。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は０．０１～４．０％のＮｉ含有量を有する。 Ni is an austenite-generating element and an element effective in generating a martensite phase. Furthermore, it is also effective in improving the toughness and corrosion resistance of stainless steel. However, if the Ni content is too high, the stainless steel will consist of only the martensite phase, and a multiphase structure will not be obtained. Therefore, the dual-phase stainless steel according to this embodiment has a Ni content of 0.01-4.0%.
Ｎは、マルテンサイト相の体積率を増加させて、ステンレス鋼の強度向上に寄与する元素である。またＮは、マルテンサイト中に固溶することによっても、ステンレス鋼の強度を向上させる。ただし、Ｎ含有量が多くなるとオーステナイト中のＮの溶解度に起因して相比制御や固溶強化の効果が飽和する。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では０．１５％以下のＮ含有量を有し、より好ましくは、０．０５０%以下のＮ含有量を有する。 N is an element that increases the volume fraction of the martensite phase and contributes to improving the strength of the stainless steel. N also improves the strength of stainless steel by forming a solid solution in martensite. However, when the N content increases, the effects of phase ratio control and solid solution strengthening become saturated due to the solubility of N in austenite. Therefore, the dual-phase stainless steel according to the present embodiment has an N content of 0.15% or less, and more preferably has an N content of 0.050% or less.
Ｏは、不可避的不純物である。Ｏは、酸化物系介在物を形成し、曲げ性を低下させる要因となるため、本実施形態に係る複相ステンレス鋼において、Ｏの含有量は０．０１％以下である。 O is an unavoidable impurity. Since O forms oxide-based inclusions and becomes a factor that lowers bendability, the content of O is 0.01% or less in the double-phase stainless steel according to the present embodiment.
（その他の成分）
本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、上記の必須成分に加えて下記の元素群のうち１種類または２種類以上を選択的に含有していてもよい。
(other ingredients)
The dual-phase stainless steel according to the present embodiment may selectively contain one or more of the following element groups in addition to the essential components described above.
Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、またオーステナイト相を維持するために有効な元素である。Ｃｕを過剰添加すると、マルテンサイト相の体積率が高くなりすぎることにより変形抵抗が増加する。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて４．０％以下のＣｕを添加してもよい。 Cu is an austenite-forming element and an element effective for maintaining the austenite phase. If Cu is excessively added, the volume fraction of the martensite phase becomes too high, resulting in an increase in deformation resistance. Therefore, 4.0% or less of Cu may be added to the dual-phase stainless steel according to the present embodiment, if necessary.
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、ステンレス鋼は、これらの元素を過度に含有すると硬質化し、靭性が低下するとともに材料コストが上昇する。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて１．０％以下のＭｏ、１．０％以下のＷおよび０．５％以下のＣｏのうち１種類以上を添加してもよい。 Mo, W, and Co are elements that improve the corrosion resistance of stainless steel. On the other hand, when stainless steel contains these elements excessively, it hardens, resulting in a decrease in toughness and an increase in material cost. Therefore, in the dual-phase stainless steel according to the present embodiment, even if one or more of Mo of 1.0% or less, W of 1.0% or less, and Co of 0.5% or less are added as necessary, good.
Ａｌは脱酸材として有効な元素である。一方、Ａｌはフェライト生成元素であるため、Ａｌを過剰に添加すると、オーステナイト生成元素の添加量を増加させる必要がある。また、Ａｌの添加による脱酸材としての効果は一定量で飽和に達し、過剰に添加しても向上しない。よって本実施形態に係る複相ステンレス鋼は０．２％以下のＡｌを添加してもよい。 Al is an effective element as a deoxidizer. On the other hand, since Al is a ferrite-forming element, if Al is excessively added, it is necessary to increase the amount of the austenite-forming element. Further, the effect of adding Al as a deoxidizing agent reaches saturation at a certain amount, and does not improve even if it is added excessively. Therefore, 0.2% or less of Al may be added to the dual-phase stainless steel according to the present embodiment.
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、高温強度を向上させる効果がある。一方、これらの元素の過剰な添加は、鋼を硬質化し、変形加工性に悪影響を及ぼす。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて１．０％以下のＮｂ、１．０％以下のＶおよび１．０％以下のＴｉのうち１種類以上を添加してもよい。 Nb, V, and Ti are elements that have high affinity with C and N, precipitate as carbides or nitrides during hot rolling, and have the effect of improving high-temperature strength. On the other hand, excessive addition of these elements hardens the steel and adversely affects deformation workability. Therefore, in the duplex stainless steel according to the present embodiment, even if one or more of 1.0% or less of Nb, 1.0% or less of V, and 1.0% or less of Ti are added as necessary, good.
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは、熱間加工性および２次加工性を向上させる元素である。一方、これらの元素の過度な添加は、ステンレス鋼の製造性を低下させる可能性がある。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて０．００５％以下のＢ、０．００５％以下のＣａおよび０．００５％以下のＭｇのうち１種類以上を添加してもよい。 B, Ca, and Mg are elements that improve hot workability and secondary workability. On the other hand, excessive addition of these elements may reduce the manufacturability of stainless steel. Therefore, in the duplex stainless steel according to the present embodiment, even if one or more of 0.005% or less B, 0.005% or less Ca, and 0.005% or less Mg are added as necessary, good.
Ｓｎ、Ｓｂは、耐食性を向上させる元素である。一方、これらの元素の過剰な添加は、ステンレス鋼の製造性を低下させる可能性がある。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて０．５％以下のＳｎおよび０．５％以下のＳｂのうち１種類以上を添加してもよい。 Sn and Sb are elements that improve corrosion resistance. On the other hand, excessive addition of these elements may reduce the manufacturability of stainless steel. Therefore, in the dual-phase stainless steel according to the present embodiment, one or more of 0.5% or less Sn and 0.5% or less Sb may be added as necessary.
Ｇａ、Ｔａは、耐食性を向上させる元素である。一方、これらの元素の過剰な添加は、合金コストの増加をもたらす可能性がある。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて０．０１％以下のＧａおよび０．０１％以下のＴａのうち１種類以上を添加してもよい。 Ga and Ta are elements that improve corrosion resistance. On the other hand, excessive addition of these elements can lead to increased alloy costs. Therefore, in the dual-phase stainless steel according to the present embodiment, one or more of Ga of 0.01% or less and Ta of 0.01% or less may be added as necessary.
Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭは、熱間加工性および鋼の清浄度を向上させる元素である。また、耐酸化性を改善するための元素としても有効である。一方、これらの元素の過剰な添加は、合金コストの増加をもたらす可能性がある。よって本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて０．５％以下のＺｒ、０．１％以下のＹ、０．０１％以下のＨｆおよび０．１％以下のＲＥＭのうち１種類以上を添加してもよい。 Zr, Y, Hf, and REM are elements that improve hot workability and cleanliness of steel. It is also effective as an element for improving oxidation resistance. On the other hand, excessive addition of these elements can lead to increased alloy costs. Therefore, in the dual-phase stainless steel according to the present embodiment, 1 of Zr of 0.5% or less, Y of 0.1% or less, Hf of 0.01% or less and REM of 0.1% or less More than one type may be added.
また、本実施形態に係る複相ステンレス鋼の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。 Also, the balance of the dual-phase stainless steel according to the present embodiment is Fe and unavoidable impurities.
＜鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法＞
本発明の一実施形態に係る鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法の一例について、以下に説明する。本発明の一実施形態に係る鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法は、一般的なステンレス鋼の製造方法における最終焼鈍工程において、複相化熱処理を施した後、矯正工程および鏡面研磨工程を施すことを特徴とする。
<Manufacturing method of mirror-finished double-phase stainless steel>
An example of a method for producing a mirror-finished dual-phase stainless steel according to an embodiment of the present invention will be described below. A method for producing a mirror-finished dual-phase stainless steel according to an embodiment of the present invention performs a double-phase heat treatment, followed by a correction step and a mirror-polishing step in the final annealing step in a general stainless steel production method. It is characterized by
（前処理工程）
前処理工程では、先ず、真空溶解炉を用いて、本発明の範囲内となるように組成を調整した鋼を溶製する。この鋼を鋳造して鋼塊を製造する。
(Pretreatment step)
In the pretreatment step, first, a vacuum melting furnace is used to melt steel having a composition adjusted to fall within the scope of the present invention. This steel is cast to produce a steel ingot.
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、上記前処理工程後の鋼塊を熱間圧延することにより、熱延鋼帯を製造する。熱間圧延工程における温度は一般的な範囲内であってよく、例えば８００～１２５０℃程度であってよい。
(Hot rolling process)
In the hot rolling step, a hot rolled steel strip is produced by hot rolling the steel ingot after the pretreatment step. The temperature in the hot rolling process may be within the general range, for example about 800-1250°C.
（第１の焼鈍工程）
第１の焼鈍工程では、上記熱延鋼帯に対して、例えばバッチ型焼鈍炉（ベル型焼鈍炉）を用いて焼鈍（バッチ焼鈍）を行う。この焼鈍工程を第１の焼鈍工程と称する。
(First annealing step)
In the first annealing step, the hot rolled steel strip is annealed (batch annealing) using, for example, a batch type annealing furnace (bell type annealing furnace). This annealing step is called a first annealing step.
（第１の酸洗工程）
第１の酸洗工程では、第１の焼鈍工程により得られた焼鈍鋼帯に対して酸洗処理を施す。この第１の酸洗工程では、焼鈍鋼帯の脱スケール処理が行われる。
(First pickling step)
In the first pickling process, the annealed steel strip obtained by the first annealing process is pickled. In this first pickling step, the annealed steel strip is descaled.
（冷間圧延工程）
冷間圧延工程では、上記酸洗工程によって脱スケールされた上記焼鈍鋼帯に対して、例えば圧下率５０～９０％にて冷間圧延を施すことにより冷延鋼帯とする。
(Cold rolling process)
In the cold-rolling step, the annealed steel strip descaled in the pickling step is cold-rolled at a rolling reduction of 50 to 90%, for example, to obtain a cold-rolled steel strip.
（最終焼鈍工程）
本実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法では、最終焼鈍工程として、上記冷間圧延工程によって冷延された上記冷延鋼帯に対して、複相化熱処理を施す。具体的には、冷延鋼帯を、８００～１１００℃、好ましくは９００～１０００℃の複相化温度域まで加熱し、前記複相化温度域での１分未満、好ましくは４０秒以下の均熱保持後、１℃／ｓ以上、好ましくは３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。最終焼鈍工程では、冷延鋼帯を８００～１１００℃の複相化温度域まで加熱することにより、フェライト相と、後の冷却によってマルテンサイト相に変態するオーステナイト相との２相の金属組織を生じさせる。その後、加熱した冷延鋼帯を１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することにより、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させる。
(Final annealing process)
In the method of manufacturing a dual-phase stainless steel according to the present embodiment, as the final annealing step, the cold-rolled steel strip cold-rolled in the cold-rolling step is subjected to a dual-phase heat treatment. Specifically, the cold-rolled steel strip is heated to a dual phase temperature range of 800 to 1100 ° C., preferably 900 to 1000 ° C., and heated in the dual phase temperature range for less than 1 minute, preferably 40 seconds or less. After soaking, it is cooled at a cooling rate of 1° C./s or more, preferably 3° C./s or more. In the final annealing step, the cold-rolled steel strip is heated to a dual-phase temperature range of 800 to 1100° C. to form a two-phase metal structure of a ferrite phase and an austenite phase that transforms into a martensite phase by subsequent cooling. give rise to After that, the heated cold-rolled steel strip is cooled at a cooling rate of 1° C./s or more to transform the austenite phase into the martensite phase.
このように、本実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法では、８００～１１００℃の温度における短時間（１分未満）の均熱処理によってフェライト相とオーステナイト相との２相の金属組織を生じさせる。複相化温度域からの冷却速度については、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態し得る速度であればよい。 As described above, in the method for producing a dual-phase stainless steel according to the present embodiment, a two-phase metal structure of ferrite phase and austenite phase is generated by soaking for a short period of time (less than 1 minute) at a temperature of 800 to 1100°C. Let The cooling rate from the double-phasing temperature range may be any rate at which the austenite phase can be transformed into the martensite phase.
本実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法では、特徴的な（短時間の）複相化熱処理によって、その後の追加の熱処理工程を必要とせず所望の特性を有する複相ステンレス鋼が得られる。そのため、複相化熱処理を、最終焼鈍工程とすることができる。 In the method for producing a dual-phase stainless steel according to the present embodiment, a dual-phase stainless steel having desired properties can be obtained by a characteristic (short-time) dual-phase heat treatment without requiring an additional subsequent heat treatment step. . Therefore, the double phase heat treatment can be used as the final annealing step.
（第２の酸洗工程、仕上げ圧延工程）
必要に応じ、最終焼鈍工程後の鋼帯に対して、第２の酸洗工程における最終的な酸洗処理、および仕上げ圧延工程を行う。
(Second pickling process, finish rolling process)
If necessary, the steel strip after the final annealing step is subjected to the final pickling treatment in the second pickling step and the finish rolling step.
（矯正工程）
矯正工程では、仕上げ圧延工程後の鋼帯に対して、例えば、テンションレベラを用いて繰り返し引張曲げ戻し加工を与えて平坦度を向上させる、矯正処理を施す。鏡面仕上げ複相ステンレス鋼は高い平坦度を必要とするため、圧延工程だけでは必要とされる平坦度を満足することができない。矯正処理を施すことにより、圧延工程後に残存する形状不良または反り不良などの平坦度不良（例えば、うねり）を改善することができる。
(Correcting process)
In the straightening process, for example, the steel strip after the finish rolling process is subjected to a straightening process that uses a tension leveler to repeatedly stretch and bend back to improve flatness. Since mirror-finished double-phase stainless steel requires high flatness, the rolling process alone cannot satisfy the required flatness. By applying the straightening treatment, it is possible to improve flatness defects (for example, waviness) such as shape defects or warpage defects remaining after the rolling process.
なお、この矯正工程において、矯正工程に供される鋼材の硬度が高すぎると、変形抵抗が大きいため、テンションレベラによる矯正によって十分な平坦度が得られない可能性がある。本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼は、２００～３５０ＨＶの硬度を有しているため、変形抵抗が過剰ではなく、矯正工程を経ることで平坦度に優れた鋼帯を得ることができる。 In this straightening process, if the hardness of the steel material subjected to the straightening process is too high, deformation resistance is high, so there is a possibility that sufficient flatness cannot be obtained by straightening with a tension leveler. Since the dual-phase stainless steel according to one embodiment of the present invention has a hardness of 200 to 350 HV, the deformation resistance is not excessive, and a steel strip having excellent flatness can be obtained through the straightening process. can.
（鏡面研磨工程）
鏡面研磨工程は、矯正工程後の鋼帯に対して、バフで研磨することにより、鋼帯表面を鏡面加工する工程である。バフによる研磨方法は特に限定されず、公知の方法を用いることができる。また、バフ研磨に用いられる砥石の砥粒サイズは任意に選択され得る。鏡面研磨工程を施すことにより、表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が０．１μｍ以下の鏡面仕上げ複相ステンレス鋼が得られる。
(Mirror polishing process)
The mirror-polishing step is a step of mirror-finishing the surface of the steel strip by buffing the steel strip after the straightening step. The buffing method is not particularly limited, and a known method can be used. Also, the abrasive grain size of the whetstone used for buffing can be arbitrarily selected. A mirror-finished double-phase stainless steel having a surface arithmetic mean roughness (Ra) of 0.1 μm or less can be obtained by performing a mirror-polishing process.
なお、この鏡面研磨工程において、鏡面研磨工程に供される鋼材の硬度が高すぎると、研磨負荷が高くなり、砥石の消費量も多くなる。本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼は、硬度が２００～３５０ＨＶであるため、研磨負荷が過剰ではなく、研磨性に優れている。 In this mirror-polishing process, if the hardness of the steel used for the mirror-polishing process is too high, the polishing load increases and the consumption of the whetstone also increases. Since the double-phase stainless steel according to one embodiment of the present invention has a hardness of 200 to 350 HV, the polishing load is not excessive and the polishing property is excellent.
上述のように、本発明の一実施形態に係る鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法では、最終焼鈍工程として、冷間圧延板を、フェライト相およびオーステナイト相の２相域となる温度域（複相化温度域）まで加熱した後に冷却する、複相化熱処理を行う。当該複相化熱処理の過程において、冷延鋼帯中の炭化物の少なくとも一部がオーステナイト相に取り込まれ、冷却されることにより、マルテンサイト相に固溶した状態となる。すなわち、当該複相化熱処理によって、複相ステンレス鋼のマルテンサイト相における固溶Ｃ量が増大し、マルテンサイト相が硬質化する。このことから、複相化温度域における保持時間を短くすることにより、複相ステンレス鋼のマルテンサイト相中に固溶するＣ量が低減されたと考えられる。これにより、複相ステンレス鋼自体の硬度が低下したことにより、複相ステンレス鋼の研磨性および変形加工性が向上したと考えられる。 As described above, in the mirror-finished dual-phase stainless steel manufacturing method according to one embodiment of the present invention, the cold-rolled sheet is subjected to the final annealing step in the temperature range (multiple A multi-phasing heat treatment is performed by heating to a phasing temperature range) and then cooling. In the process of the dual-phase heat treatment, at least part of the carbides in the cold-rolled steel strip are incorporated into the austenite phase and cooled to form a solid solution in the martensite phase. That is, the dual-phase heat treatment increases the amount of dissolved C in the martensite phase of the dual-phase stainless steel and hardens the martensite phase. From this, it is considered that the amount of C dissolved in the martensite phase of the dual-phase stainless steel was reduced by shortening the holding time in the dual-phase temperature range. As a result, the hardness of the double-phase stainless steel itself was lowered, which is thought to improve the polishability and deformability of the double-phase stainless steel.
＜本発明の鏡面仕上げ複相ステンレス鋼＞
上述の製造方法によって得られた本発明の一実施形態に係る鏡面仕上げ複相ステンレス鋼は、フェライト相およびマルテンサイト相を含む。また、前記鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の硬度は２００～３５０ＨＶ、うねり（算術平均うねり：Ｗａ）は２．０μｍ以下、表面粗さは０．１μｍ以下である。さらに、当該鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の断面において、マルテンサイト相の面積率は６０～８０％であり、炭化物の面積率は０．５～２．０％であり、当該炭化物の長径は１μｍ以下である。
<Mirror finish dual-phase stainless steel of the present invention>
The mirror-finished dual-phase stainless steel according to one embodiment of the present invention obtained by the manufacturing method described above contains a ferrite phase and a martensite phase. The mirror-finished double-phase stainless steel has a hardness of 200 to 350 HV, a waviness (arithmetic mean waviness: Wa) of 2.0 μm or less, and a surface roughness of 0.1 μm or less. Furthermore, in the cross section of the mirror-finished dual-phase stainless steel, the area ratio of martensite phase is 60 to 80%, the area ratio of carbide is 0.5 to 2.0%, and the major axis of the carbide is 1 μm or less. is.
（有利な効果）
以上の通り例示した鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法によって得られる複相ステンレス鋼は、優れた写像性および耐疵付き性を有している。また、本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法は、複相化熱処理後に追加の熱処理を施すことなく、高強度かつ変形加工性に優れた複相ステンレス鋼を得ることができる。さらに、高強度であるにもかかわらず、研磨負荷が低いため砥石消費量が抑制され、製造コストが増大する可能性を低減して鏡面仕上げ複相ステンレス鋼を製造することが可能である。
(advantageous effect)
The dual-phase stainless steel obtained by the method for producing the mirror-finished dual-phase stainless steel exemplified above has excellent image clarity and scratch resistance. In addition, the method for producing a dual-phase stainless steel according to an embodiment of the present invention can obtain a dual-phase stainless steel having high strength and excellent deformation workability without performing additional heat treatment after the dual-phase heat treatment. . Furthermore, despite the high strength, the polishing load is low, so the amount of grinding wheel consumption is suppressed, and it is possible to reduce the possibility of increasing the production cost to produce a mirror-finished double-phase stainless steel.
＜実施例＞
以下に、本発明の実施例（本発明例）および比較例に係るステンレス鋼板を評価した結果について説明する。
<Example>
The evaluation results of stainless steel sheets according to examples of the present invention (examples of the present invention) and comparative examples will be described below.
下記表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ～Ｔのステンレス鋼について、２．６ｍｍ厚の冷間圧延板を準備した。鋼種Ａ～Ｍは、本発明の範囲内の組成を有する鋼種（以下、発明鋼種と称する）である。鋼種Ｎ～Ｔは、本発明の範囲外の組成を有する鋼種（以下、比較例鋼種と称する）である。なお、表１中の下線が付された項目は、本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の化学組成の範囲から外れた項目である。これは、下記表２でも同様である。
次に、上記鋼種Ａ～Ｔに対して、下記表２に示す条件で最終焼鈍工程（複相化熱処理）、矯正工程および鏡面研磨工程を実施した。表２における焼鈍時間とは、複相化温度での均熱保持時間を意味する。表２において、Ｎｏ．１～１３は、発明鋼種に対して本発明の範囲内の条件により最終焼鈍工程を施した、本発明の実施例としての鏡面仕上げ複相ステンレス鋼である。Ｎｏ．１４～１８は、発明鋼種に対して本発明の範囲外の条件により最終焼鈍工程を施した、比較例としての鏡面仕上げ複相ステンレス鋼である。Ｎｏ．１９～２５は、比較例鋼種に対して本発明の範囲内の条件により最終焼鈍工程を施した、比較例としての鏡面仕上げ複相ステンレス鋼である。なお、矯正工程および鏡面研磨工程は、全ての実施例および比較例において同じ処理を施した。また、表２には、実施例および比較例についての、マルテンサイト面積率、炭化物面積率、炭化物径（炭化物の長径）、ビッカース硬さ、うねり、表面粗さ、写像性および耐疵付き性の評価の結果を示している。 Next, the steel types A to T were subjected to a final annealing process (dual-phase heat treatment), straightening process and mirror polishing process under the conditions shown in Table 2 below. Annealing time in Table 2 means soaking holding time at the dual phase temperature. In Table 2, No. Nos. 1 to 13 are mirror-finished double-phase stainless steels as examples of the present invention, which are obtained by subjecting the steel of the invention to a final annealing process under the conditions within the scope of the present invention. No. Nos. 14 to 18 are mirror-finished double-phase stainless steels as comparative examples obtained by subjecting the steel of the invention to a final annealing process under conditions outside the scope of the present invention. No. Nos. 19 to 25 are mirror-finished double-phase stainless steels as comparative examples obtained by subjecting comparative steel types to a final annealing process under conditions within the scope of the present invention. The correcting process and the mirror-polishing process were performed in the same way in all the examples and comparative examples. Table 2 shows martensite area ratio, carbide area ratio, carbide diameter (long diameter of carbide), Vickers hardness, waviness, surface roughness, image clarity and scratch resistance for the examples and comparative examples. It shows the results of the evaluation.
（マルテンサイト相の面積率）
各条件での最終焼鈍工程、矯正工程および鏡面研磨工程を施すことによって得られた鏡面仕上げ複相ステンレス鋼板について、各鋼板の断面におけるマルテンサイト相の面積率を測定した。各鋼板について、圧延方向および板厚方向に平行な断面の板厚中心部を、光学顕微鏡を用いて１０００倍で撮影した。撮影した組織写真を基に点算法（ＪＩＳ Ｇ０５５５）によってマルテンサイト相の体積率を求めた。結果を、表２の「マルテンサイト面積率（％）」に示した。
(Area ratio of martensite phase)
The area ratio of the martensite phase in the cross section of each steel sheet was measured for the mirror-finished double-phase stainless steel sheets obtained by performing the final annealing process, straightening process and mirror polishing process under each condition. For each steel sheet, the central part of the thickness of the cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction was photographed with an optical microscope at a magnification of 1000. The volume fraction of the martensite phase was obtained by point calculation (JIS G0555) based on the photographs of the structure. The results are shown in Table 2, "Martensite area ratio (%)".
（炭化物の面積率）
各条件での最終焼鈍工程、矯正工程および鏡面研磨工程を施すことによって得られた鏡面仕上げ複相ステンレス鋼板について、各鋼板の断面における炭化物の面積率を測定した。各ステンレス鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面の板厚中心部を、ＳＥＭ（操作電子顕微鏡）を用いて２０００倍で撮影した。撮影した反射電子像を基に、点算法（ＪＩＳ Ｇ０５５５）によって炭化物の面積率を求めた。結果を、表２の「炭化物面積率（％）」に示した。
(Area ratio of carbide)
The area ratio of carbides in the cross section of each steel plate was measured for the mirror-finished double-phase stainless steel plates obtained by performing the final annealing process, straightening process and mirror polishing process under each condition. The central part of the plate thickness of the cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of each stainless steel plate was photographed at a magnification of 2000 using an SEM (scanning electron microscope). Based on the photographed backscattered electron image, the area ratio of the carbide was determined by the point counting method (JIS G0555). The results are shown in Table 2, "Carbide area ratio (%)".
（炭化物の長径）
各条件での最終焼鈍工程、矯正工程および鏡面研磨工程を施すことによって得られた鏡面仕上げ複相ステンレス鋼板に存在する炭化物の長径を測定した。各鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚中心部を、ＳＥＭを用いて２０００倍で撮影した。撮影した反射電子像における最大の炭化物の長径を測定し、結果を表２の「炭化物径（μｍ）」に示した。
(major axis of carbide)
The major diameters of carbides present in mirror-finished double-phase stainless steel sheets obtained by subjecting the final annealing process, the straightening process, and the mirror-polishing process under each condition were measured. The central part of the plate thickness of the cross section parallel to the rolling direction of each steel plate was photographed at 2000 times using an SEM. The longest diameter of the largest carbide in the photographed backscattered electron image was measured, and the results are shown in Table 2, "Diameter of carbide (μm)."
（ビッカース硬さ）
各条件での最終焼鈍工程、矯正工程および鏡面研磨工程を施すことによって得られた鏡面仕上げ複相ステンレス鋼板について、ＪＩＳ Ｚ２２４４に基づき、ビッカース硬さ試験機を用い、試験荷重を５ｋｇとして、各ステンレス鋼板のビッカース硬さを測定した。評価結果を表２の「ビッカース硬さ（ＨＶ）」に示した。
(Vickers hardness)
The mirror-finished double-phase stainless steel sheets obtained by performing the final annealing process, the straightening process, and the mirror-polishing process under each condition were tested according to JIS Z2244 using a Vickers hardness tester with a test load of 5 kg. The Vickers hardness of the steel plate was measured. The evaluation results are shown in Table 2, "Vickers hardness (HV)".
（うねり）
各条件での最終焼鈍工程、矯正工程および鏡面研磨工程を施すことによって得られた鏡面仕上げ複相ステンレス鋼板について、ＪＩＳ Ｂ０６０１に基づき、うねり（算術平均うねり：Ｗａ）を測定した。測定結果を表２の「うねり（μｍ）」に示した。
(undulation)
Waviness (arithmetic mean waviness: Wa) was measured based on JIS B0601 for the mirror-finished double-phase stainless steel sheets obtained by performing the final annealing process, straightening process and mirror polishing process under each condition. The measurement results are shown in Table 2, "Waviness (μm)".
（表面粗さ）
各条件での最終焼鈍工程、矯正工程および鏡面研磨工程を施すことによって得られた鏡面仕上げ複相ステンレス鋼板について、ＪＩＳ Ｂ０６０１に基づき、表面の算術平均粗さ（Ｒａ）を測定した。測定結果を表２の「粗さ（μｍ）」に示した。
(Surface roughness)
The surface arithmetic mean roughness (Ra) was measured according to JIS B0601 for the mirror-finished double-phase stainless steel sheets obtained by performing the final annealing process, straightening process and mirror polishing process under each condition. The measurement results are shown in Table 2, "Roughness (μm)".
（写像性）
各条件での最終焼鈍工程、矯正工程および鏡面研磨工程を施すことによって得られた鏡面仕上げ複相ステンレス鋼板について、ＪＩＳ Ｈ８６８６に基づき、写像性を測定した。測定結果を表２の「写像性（％）」に示した。
(image clarity)
Image clarity was measured according to JIS H8686 for the mirror-finished double-phase stainless steel sheets obtained by performing the final annealing process, straightening process and mirror-polishing process under each condition. The measurement results are shown in Table 2, "Image Clarity (%)".
（耐疵付き性）
各条件での最終焼鈍工程、矯正工程および鏡面研磨工程を施すことによって得られた鏡面仕上げ複相ステンレス鋼板について、耐疵付き性を評価した。耐疵付き性の評価は、１００ｇｆの荷重をかけた試験針を鋼板表面に摺動させ、目視で疵の有無を確認することにより実施した。表２において、「〇」は疵が視認されず、耐疵付き性が良好であったことを示している。一方「×」は疵が視認され、耐疵付き性が不良であったことを示している。
The scratch resistance was evaluated for the mirror-finished double-phase stainless steel sheets obtained by performing the final annealing process, straightening process, and mirror-polishing process under each condition. The scratch resistance was evaluated by sliding a test needle with a load of 100 gf on the surface of the steel sheet and visually confirming the presence or absence of scratches. In Table 2, "◯" indicates that no scratches were visible and the scratch resistance was good. On the other hand, "x" indicates that scratches were visually recognized and the scratch resistance was poor.
（結果について）
うねりおよび表面粗さは、鏡面加工した製品の表面品質として小さい方が好ましい。本発明では、うねり２．０μｍ以下、表面粗さ０．１μｍ以下であることを、注目するステンレス鋼が本発明の技術的範囲内に含まれる条件の一部とする。表２において、比較例Ｎｏ．１４、１５、１７、１８、２０～２３は、他の実施例および比較例と同様の矯正処理および鏡面研磨処理を施したにもかかわらず、うねりが２．０μｍより大きく、表面の算術平均粗さが０．１μｍよりも大きくなった。この結果は、硬度が高いことにより、変形加工性または研磨性が低下したことが要因であると考えられる。発明鋼種本発明の製造方法を適用した実施例Ｎｏ．１～１３は、全てうねり２．０μｍ以下、表面の算術平均粗さ０．１μｍ以下であった。
(About results)
Waviness and surface roughness are preferably as small as the surface quality of mirror-finished products. In the present invention, waviness of 2.0 μm or less and surface roughness of 0.1 μm or less are part of the conditions for the stainless steel of interest to be included within the technical scope of the present invention. In Table 2, Comparative Example No. Nos. 14, 15, 17, 18, 20 to 23 had waviness greater than 2.0 μm and no arithmetic mean roughness of the surface, despite the same corrective treatment and mirror polishing treatment as in the other examples and comparative examples. was greater than 0.1 μm. This result is considered to be due to the fact that the deformation workability or polishability was lowered due to the high hardness. Inventive Steel Grade Example No. to which the manufacturing method of the present invention is applied. Nos. 1 to 13 all had a waviness of 2.0 μm or less and a surface arithmetic mean roughness of 0.1 μm or less.
また、鏡面加工した製品の表面品質としては、ＪＩＳ Ｈ８６８６に規定された写像性が８５％以上であることが好ましい。そのため、写像性が８５％未満であったものについては、結果が不良であったものとして、結果の数値に下線を引いて示している。表２において、比較例Ｎｏ．１４、１５、１７、１８、２０～２３は、他の実施例および比較例と同様の矯正処理および鏡面研磨処理を施したにもかかわらず、写像性が８５％未満であった。この結果は、うねりおよび表面粗さが上述の範囲外であったためであると考えられる。発明鋼に本発明の製造方法を適用した実施例Ｎｏ．１～１３は、全て写像性が８５％以上であり、良好であった。 As for the surface quality of the mirror-finished product, it is preferable that the image clarity specified in JIS H8686 is 85% or more. Therefore, when the image clarity was less than 85%, the result was underlined as a poor result. In Table 2, Comparative Example No. Samples Nos. 14, 15, 17, 18, 20 to 23 had an image clarity of less than 85% even though they were corrected and mirror-polished in the same manner as in other examples and comparative examples. This result is believed to be due to the waviness and surface roughness being outside the above ranges. Example No. in which the production method of the present invention is applied to the invention steel. All of Nos. 1 to 13 had good image clarity of 85% or more.
表２において比較例１６、１９、２４、２５は耐疵付き性が不良であった。この結果は、硬度が低いことが要因であると考えられる。発明鋼に本発明の製造方法を適用した実施例Ｎｏ．１～１３は、全て耐疵付き性が良好であった。 In Table 2, Comparative Examples 16, 19, 24 and 25 were poor in scratch resistance. This result is considered to be due to the low hardness. Example No. in which the production method of the present invention is applied to the invention steel. All of Nos. 1 to 13 had good scratch resistance.
上述したように、発明鋼に対して上述した本発明の製造方法に従って処理された実施明例Ｎｏ．１～１３は、マルテンサイト面積率、炭化物径、およびビッカース硬さが本発明に規定する範囲内であった。 As described above, Example No. 1 treated according to the manufacturing method of the present invention described above for the inventive steel. 1 to 13, the martensite area ratio, carbide diameter, and Vickers hardness were within the ranges specified in the present invention.
一方、比較例Ｎｏ．１４～２５は、マルテンサイト面積率、炭化物径、およびビッカース硬さのいずれかが本発明に規定する範囲外であった。比較例Ｎｏ．１６、１９、２４、２５については、マルテンサイト面積率が６０％未満であった。すなわち、複相ステンレス鋼の強度が確保されていないと考えられる。 On the other hand, Comparative Example No. In Nos. 14 to 25, any of the martensite area ratio, carbide diameter, and Vickers hardness was outside the range defined in the present invention. Comparative example no. For Nos. 16, 19, 24 and 25, the martensite area ratio was less than 60%. That is, it is considered that the strength of the dual-phase stainless steel is not ensured.
焼鈍時間の違いによる効果を示す例として、本発明例Ｎｏ．９と、比較例Ｎｏ．１８とを比較する。本発明例Ｎｏ．９と、比較例Ｎｏ．１８とは、同じ鋼種Ｉに対して、同じ複相化温度での複相化熱処理を施しているが、焼鈍時間が異なる。複相化温度が同じであるため、２つの実施例のマルテンサイト面積率は同じであるものの、焼鈍時間が１分を超える比較例Ｎｏ．１８は、硬度が向上した。これは、Ｎｏ．９の炭化物面積率が０．５２％であるのに対し、Ｎｏ．１８では０．３１％であることから、Ｎｏ．３１では、炭化物がより多くマルテンサイト相に固溶したためにマルテンサイト相の硬度が上がったためであると考えられる。 As an example showing the effect of different annealing times, the present invention example No. 9 and Comparative Example No. Compare with 18. Inventive Example No. 9 and Comparative Example No. In No. 18, the same steel type I is subjected to dual-phase heat treatment at the same dual-phase temperature, but the annealing time is different. Since the double-phasing temperature is the same, the martensite area ratios of the two examples are the same. 18 has improved hardness. This is the No. No. 9 has a carbide area ratio of 0.52%, whereas No. 9 has a carbide area ratio of 0.52%. No. 18 is 0.31%. In No. 31, it is considered that the hardness of the martensite phase increased due to the solid solution of more carbides in the martensite phase.
（複相化温度での保持時間および複相化温度が、複相ステンレス鋼の硬度に及ぼす影響）
図２は、複相化温度での保持時間および複相化温度が複相ステンレス鋼の硬度に及ぼす影響を示すグラフである。上記鋼種Ｉの組成を有する鋼板に対して、保持時間が４０秒と９０秒との場合について、複相化温度を９００～１１００℃の間で変化させた場合の複相ステンレス鋼のビッカース硬さ（ＨＶ５）を測定した。ＨＶ５の値は、ビッカース硬さの測定について上述したように、ビッカース硬さ試験機を用い、試験荷重を５ｋｇとして測定したときの硬さを示す。保持時間について、４０秒は、本発明の範囲内であり、９０秒は、本発明の範囲外である。
(Influence of Holding Time at Dual Phase Temperature and Dual Phase Temperature on Hardness of Dual Phase Stainless Steel)
FIG. 2 is a graph showing the effect of holding time at dual phasing temperature and dual phasing temperature on the hardness of dual phase stainless steel. The Vickers hardness of the double-phase stainless steel when the double-phase temperature is changed between 900 and 1100° C. for the steel plate having the composition of steel type I above when the holding time is 40 seconds and 90 seconds. (HV5) was measured. The value of HV5 indicates the hardness measured using a Vickers hardness tester with a test load of 5 kg, as described above for Vickers hardness measurement. For the retention time, 40 seconds is within the scope of the invention and 90 seconds is outside the scope of the invention.
図２から、本発明の複相化温度範囲内（９００～１１００℃）では、同じ組成を有するステンレス鋼を同じ複相化温度に供した場合、当該複相化温度における保持時間が４０秒の場合の方が、ビッカース硬さが低いことがわかる。また、複相化温度での保持時間が９０秒の場合、複相化温度が１０００℃では、既に硬度が３５０ＨＶ程度となってしまうことがわかる。 From FIG. 2, within the double phasing temperature range (900 to 1100° C.) of the present invention, when stainless steel having the same composition is subjected to the same double phasing temperature, the holding time at the double phasing temperature is 40 seconds. It can be seen that the Vickers hardness is lower in the case. Further, when the holding time at the double-phase temperature is 90 seconds, the hardness is already about 350 HV at the double-phase temperature of 1000°C.
本実験により、本発明の複相化温度範囲内において、複相化温度での保持時間を１分未満とすることで、２００～３５０ＨＶの硬度を有する複相ステンレス鋼が得られることが実証された。 This experiment demonstrated that a dual phase stainless steel having a hardness of 200 to 350 HV can be obtained by setting the holding time at the dual phase forming temperature to less than 1 minute within the dual phase forming temperature range of the present invention. rice field.
（複相化温度での保持時間および複相化温度が、マルテンサイト面積率に及ぼす影響）
図３は、複相化温度での保持時間および複相化温度が、複相ステンレス鋼のマルテンサイト面積率（Ｍ率）に及ぼす影響を示すグラフである。上記鋼種Ｉの組成を有する鋼板に対して、保持時間が４０秒と９０秒との場合について、複相化温度を９００～１１００℃の間で変化させた場合のマルテンサイト相の面積率を測定した。マルテンサイト相の面積率の測定は、上述した方法に従って実施した。
(Influence of holding time at multiple phase temperature and multiple phase temperature on martensite area ratio)
FIG. 3 is a graph showing the effect of the holding time at the dual phase temperature and the dual phase temperature on the martensite area ratio (M ratio) of the dual phase stainless steel. For the steel sheet having the composition of steel type I, the area ratio of the martensite phase was measured when the holding time was 40 seconds and 90 seconds, and the dual phase temperature was changed between 900 and 1100°C. did. The measurement of the area ratio of the martensite phase was carried out according to the method described above.
図３から、複相化温度での保持時間が４０秒の場合と、９０秒の場合とで、複相化温度の変化によるマルテンサイト面積率の変化は、同様の傾向を示すことがわかる。すなわち、複相ステンレス鋼のマルテンサイト面積率は、複相化温度での保持時間に依存せず、複相化温度によって決まることが明らかとなった。 From FIG. 3, it can be seen that changes in the martensite area ratio due to changes in the double-phase temperature show the same tendency when the holding time at the double-phase temperature is 40 seconds and 90 seconds. In other words, it has been clarified that the martensite area ratio of the dual-phase stainless steel is determined by the dual-phasing temperature, not depending on the holding time at the dual-phasing temperature.
〔付記事項〕
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。
[Additional notes]
The present invention is not limited to the above-described embodiments, but can be modified in various ways within the scope of the claims, and can be obtained by appropriately combining technical means disclosed in different embodiments. is also included in the technical scope of the present invention.
Claims (7)
フェライト相およびマルテンサイト相を含み、
硬度が２００～３５０ＨＶ、うねりが２．０μｍ以下、表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が０．１μｍ以下であり、
任意の断面において、前記マルテンサイト相の面積率は６０～８０％であり、炭化物の面積率は０．５～２．０％であり、個々の前記炭化物の長径は１μｍ以下である、鏡面仕上げ複相ステンレス鋼。 % by weight, 0.01-0.2% C, 0.01-2.0% Si, 0.1-4.0% Mn, 0.05% P or less, 0.03% or less of S, 10 to 20% Cr, 0.01 to 4.0% Ni, 0.15% or less N, 0.01% or less O, and the balance being Fe and unavoidable impurities. has
including ferrite and martensite phases,
Hardness of 200 to 350 HV, waviness of 2.0 μm or less, surface arithmetic mean roughness (Ra) of 0.1 μm or less,
In any cross section, the area ratio of the martensite phase is 60 to 80%, the area ratio of the carbide is 0.5 to 2.0%, and the major axis of each carbide is 1 μm or less, mirror finish Duplex stainless steel.
繰り返し引張曲げ戻し加工による矯正工程と、
鏡面研磨工程を含む、鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法であって、
前記鏡面仕上げ複相ステンレス鋼は、質量％で、０．０１～０．２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１５％以下のＮ、０．０１％以下のＯを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有する、鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法。 A final annealing step of heating to a temperature range of 800 to 1100 ° C. after the cold rolling process, holding the soaking in the temperature range for less than 1 minute, and cooling at a cooling rate of 1 ° C./s or more;
A straightening process by repeated stretching and bending back processing,
A method for producing mirror-finish double-phase stainless steel, comprising a mirror-polishing step, comprising:
The mirror-finish double-phase stainless steel is, in mass %, 0.01-0.2% C, 0.01-2.0% Si, 0.1-4.0% Mn, 0.05% containing the following P, 0.03% or less S, 10-20% Cr, 0.01-4.0% Ni, 0.15% or less N, 0.01% or less O, and the balance is Fe and incidental impurities.
硬度が２００～３５０ＨＶ、うねりが２．０μｍ以下、表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が０．１μｍ以下であり、
任意の断面において、前記マルテンサイト相の面積率は６０～８０％であり、炭化物の面積率は０．５～２．０％であり、個々の前記炭化物の長径は１μｍ以下である、請求項４に記載の鏡面仕上げ複相ステンレス鋼の製造方法。 The mirror-finished double-phase stainless steel after the mirror-polishing step contains a ferrite phase and a martensite phase,
Hardness of 200 to 350 HV, waviness of 2.0 μm or less, surface arithmetic mean roughness (Ra) of 0.1 μm or less,
In any cross section, the area ratio of the martensite phase is 60 to 80%, the area ratio of the carbide is 0.5 to 2.0%, and the major axis of each carbide is 1 μm or less. 5. The method for producing the mirror-finished dual-phase stainless steel according to 4.
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20231127 |