JP7499008B2 - Duplex stainless steel and its manufacturing method - Google Patents
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Description
本発明は、二相ステンレス鋼およびその製造方法に関する。 The present invention relates to duplex stainless steel and its manufacturing method.
二相ステンレス鋼は、耐食性に優れるとともに、特に高い強度を有することから、建材または構造材料として使用されている。熱間圧延ステンレス鋼板および鋼帯の中で二相ステンレス鋼の鋼種としては、JIS G 4304に記載のSUS329J1またはSUS329J4L等が挙げられる。 Duplex stainless steel has excellent corrosion resistance and particularly high strength, and is therefore used as a building or structural material. Among hot-rolled stainless steel sheets and strips, duplex stainless steel types include SUS329J1 and SUS329J4L as described in JIS G 4304.
これら従来の二相ステンレス鋼は、添加元素量が多く比較的高価であるため、添加元素量を抑えたリーン型の二相ステンレス鋼が開発されている。特許文献1および2には、Ni含有量が低く、MnおよびN等のオーステナイト生成元素を活用した安価な二相ステンレス鋼が開示されている。 Since these conventional duplex stainless steels contain a large amount of added elements and are relatively expensive, lean duplex stainless steels with reduced amounts of added elements have been developed. Patent documents 1 and 2 disclose inexpensive duplex stainless steels that contain a low Ni content and utilize austenite-forming elements such as Mn and N.
しかし、Nを活用したリーン型二相ステンレス鋼は、オーステナイトとフェライトという異なる相の混合組織からなる。それに加えて、強力な固溶強化元素であり、容易に化合物を形成するNを多く含有する。そのため、様々な形状への加工が難しいという問題があった。特に、熱間加工では、オーステナイト相とフェライト相との特性の差が顕在化する。 However, lean duplex stainless steel that utilizes N consists of a mixed structure of different phases, austenite and ferrite. In addition, it contains a large amount of N, which is a strong solid solution strengthening element and easily forms compounds. This makes it difficult to process into various shapes. In particular, the difference in properties between the austenite phase and the ferrite phase becomes apparent during hot processing.
本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、高い強度を有するとともに、耐食性および加工性に優れた二相ステンレス鋼を提供することを目的とする。 The present invention has been made to solve the above problems, and aims to provide a duplex stainless steel that has high strength, as well as excellent corrosion resistance and workability.
本発明者らは、前記した課題を解決するために検討を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。 As a result of extensive research into solving the above problems, the inventors have come to the following findings.
(a)数種の二相ステンレス鋼を溶製し、酸素を含有する雰囲気下において、多種の条件で処理した結果、Nはスケール中にほとんど含まれず、スケール直下の金属相に残留濃化することを見出した。 (a) Several types of duplex stainless steels were melted and processed under a variety of conditions in an oxygen-containing atmosphere. As a result, it was found that almost no N was contained in the scale, but that it remained concentrated in the metal phase immediately below the scale.
(b)スケール直下にNが濃化することにより、二相ステンレス鋼の表面には、オーステナイト相の分率が表面に近づくほど高くなるオーステナイト濃化層(以下、「γ濃化層」ともいう。)が形成される。 (b) As N concentrates just below the scale, an austenite-enriched layer (hereafter also referred to as a "γ-enriched layer") is formed on the surface of the duplex stainless steel, in which the proportion of austenite phase increases closer to the surface.
(c)上記の方法で形成されたγ濃化層では、結晶粒の著しい粗大化が生じない。そのため、γ濃化層と肉厚中心部との間での結晶粒径の差は、わずかとなる。また、Nの固溶限が高いオーステナイト相であるために、少なくとも、加工性を著しく劣化させる粗大な化合物が、肉厚中心部に対してγ濃化層で著しく増加する傾向も認められない。 (c) In the gamma-enriched layer formed by the above method, the crystal grains do not become significantly coarsened. Therefore, the difference in crystal grain size between the gamma-enriched layer and the thick center portion is small. In addition, because the austenite phase has a high solid solubility limit for N, there is at least no tendency for the amount of coarse compounds that significantly deteriorate workability to increase significantly in the gamma-enriched layer compared to the thick center portion.
(d)これらの特徴を有することにより、表面に上記のγ濃化層が形成された二相ステンレス鋼は、高い強度を有するとともに、耐食性および加工性に優れる。 (d) By virtue of these characteristics, duplex stainless steels having the above-mentioned gamma-enriched layer formed on the surface have high strength and excellent corrosion resistance and workability.
(e)上記のγ濃化層は、O2濃度が2~10%である雰囲気中において、1200~1300℃で5h以上加熱保持することにより形成することができる。 (e) The above-mentioned γ-enriched layer can be formed by heating and holding at 1200 to 1300°C for 5 hours or more in an atmosphere with an O2 concentration of 2 to 10%.
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、下記の二相ステンレス鋼およびその製造方法を要旨とする。 The present invention was made based on the above findings, and the gist of the present invention is the following duplex stainless steel and its manufacturing method.
(1)厚さ方向中心位置におけるオーステナイト相の面積率が35%以上65%未満である金属組織を有する二相ステンレス鋼であって、
表面から深さ方向に少なくとも50μmまでの領域において、オーステナイト相の面積率が65%以上であるオーステナイト濃化層を有し、
前記厚さ方向中心位置における平均結晶粒径dcと、前記オーステナイト濃化層における平均結晶粒径dsとが、下記(i)式を満足し、
前記厚さ方向中心位置におけるN含有量が、質量%で、0.050%以上である、
二相ステンレス鋼。
0.80≦ds/dc≦1.25 ・・・(i)
(1) A duplex stainless steel having a metal structure in which the area ratio of the austenite phase at the center position in the thickness direction is 35% or more and less than 65%,
The steel has an austenite-enriched layer having an austenite phase area ratio of 65% or more in a region extending from the surface to at least 50 μm in a depth direction,
The average grain size dc at the center position in the thickness direction and the average grain size ds in the austenite-enriched layer satisfy the following formula (i):
The N content at the center position in the thickness direction is 0.050% or more by mass%,
Duplex stainless steel.
0.80≦ds/dc≦1.25 (i)
(2)前記オーステナイト濃化層の厚さをtとした時に、
前記表面から深さ方向にtの位置におけるオーステナイト相の面積率より、前記表面から深さ方向にt/2の位置におけるオーステナイト相の面積率の方が高く、
前記表面から深さ方向にt/2の位置におけるオーステナイト相の面積率より、前記表面から深さ方向にt/10の位置におけるオーステナイト相の面積率の方が高い、
上記(1)に記載の二相ステンレス鋼。
(2) When the thickness of the austenite-enriched layer is t,
an area ratio of the austenite phase at a position t/2 in a depth direction from the surface is higher than an area ratio of the austenite phase at a position t in a depth direction from the surface;
an area ratio of the austenite phase at a position t/10 in a depth direction from the surface is higher than an area ratio of the austenite phase at a position t/2 in a depth direction from the surface;
The duplex stainless steel according to (1) above.
(3)前記表面から深さ方向にt/10の位置におけるオーステナイト相の面積率が90%以上である、
上記(1)または(2)に記載の二相ステンレス鋼。
(3) The area ratio of the austenite phase at a position t/10 in the depth direction from the surface is 90% or more.
The duplex stainless steel according to (1) or (2) above.
(4)前記厚さ方向中心位置におけるN含有量より、前記表面から深さ方向にt/10の位置におけるN含有量の方が高い、
上記(1)から(3)までのいずれかに記載の二相ステンレス鋼。
(4) The N content at a position t/10 in the depth direction from the surface is higher than the N content at the center position in the thickness direction.
The duplex stainless steel according to any one of (1) to (3) above.
(5)前記厚さ方向中心位置における化学組成が、質量%で、
C:0.001~0.060%、
Si:0.01~1.50%、
Mn:0.1~6.0%、
P:0.050%以下、
S:0.0050%以下、
Cr:19.0~25.0%、
Ni:1.0~6.0%、
N:0.050~0.25%、
Al:0.003~0.050%、
Ti:0~0.050%、
Nb:0~0.15%、
Mo:0~2.0%、
Cu:0~3.0%、
W:0~2.0%、
Mg:0~0.0050%、
Ca:0~0.0050%、
REM:0~0.30%、
B:0~0.0040%、
残部:Feおよび不純物である、
上記(1)から(4)までのいずれかに記載の二相ステンレス鋼。
(5) The chemical composition at the center position in the thickness direction is, in mass%,
C: 0.001 to 0.060%,
Si: 0.01 to 1.50%,
Mn: 0.1 to 6.0%,
P: 0.050% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 19.0 to 25.0%,
Ni: 1.0 to 6.0%,
N: 0.050 to 0.25%,
Al: 0.003 to 0.050%,
Ti: 0 to 0.050%,
Nb: 0 to 0.15%,
Mo: 0 to 2.0%,
Cu: 0 to 3.0%,
W: 0 to 2.0%,
Mg: 0 to 0.0050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
REM: 0 to 0.30%,
B: 0 to 0.0040%,
The balance is Fe and impurities.
The duplex stainless steel according to any one of (1) to (4) above.
(6)前記厚さ方向中心位置における化学組成が、質量%で、
Ti:0.01~0.050%、
Nb:0.02~0.15%、
Mo:0.05~4.0%、
Cu:0.05~4.0%、
W:0.05~4.0%、
Mg:0.0002~0.0050%、
Ca:0.0002~0.0050%、
REM:0.005~0.30%、および、
B:0.0003~0.0040%、
から選択される1種以上を含有する、
上記(5)に記載の二相ステンレス鋼。
(6) The chemical composition at the center position in the thickness direction is, in mass%,
Ti: 0.01 to 0.050%,
Nb: 0.02 to 0.15%,
Mo: 0.05 to 4.0%,
Cu: 0.05 to 4.0%,
W: 0.05 to 4.0%,
Mg: 0.0002 to 0.0050%,
Ca: 0.0002 to 0.0050%,
REM: 0.005 to 0.30%, and
B: 0.0003 to 0.0040%,
Contains one or more selected from
The duplex stainless steel according to (5) above.
(7)前記厚さ方向中心位置におけるN含有量に対して、前記表面から深さ方向にt/10の位置におけるN含有量が3.0倍以上であり、
前記表面における圧縮残留応力が400MPa以上である、
上記(1)から(6)までのいずれかに記載の二相ステンレス鋼。
(7) The N content at a position t/10 in the depth direction from the surface is 3.0 times or more relative to the N content at the center position in the thickness direction;
The compressive residual stress on the surface is 400 MPa or more;
The duplex stainless steel according to any one of (1) to (6) above.
(8)厚さ方向中心位置におけるオーステナイト相の面積率が35%以上65%未満である金属組織を有し、前記厚さ方向中心位置におけるN含有量が、質量%で、0.050%以上である二相ステンレス鋼に対して、
(a)O2濃度を2~10体積%である雰囲気中において、1200~1300℃で5h以上加熱する工程と、
(b)ショットブラストを施す工程と、
(c)1~10%佛酸と2~20%硝酸とを含む水溶液をノズルから吹き付けることにより酸洗する工程と、を
順に施す、
二相ステンレス鋼の製造方法。
(8) For a duplex stainless steel having a metal structure in which the area ratio of the austenite phase at the center position in the thickness direction is 35% or more and less than 65%, and the N content at the center position in the thickness direction is 0.050% or more, in mass%,
(a) heating at 1200 to 1300 ° C. for 5 h or more in an atmosphere having an O2 concentration of 2 to 10 vol.%;
(b) a step of performing shot blasting;
(c) pickling the steel sheet by spraying an aqueous solution containing 1 to 10% fluoride and 2 to 20% nitric acid from a nozzle;
Manufacturing method of duplex stainless steel.
(9)前記厚さ方向中心位置における化学組成が、質量%で、
C:0.001~0.060%、
Si:0.01~1.50%、
Mn:0.1~6.0%、
P:0.050%以下、
S:0.0050%以下、
Cr:19.0~25.0%、
Ni:1.0~6.0%、
N:0.050~0.25%、
Al:0.003~0.050%、
Ti:0~0.050%、
Nb:0~0.15%、
Mo:0~2.0%、
Cu:0~3.0%、
W:0~2.0%、
Mg:0~0.0050%、
Ca:0~0.0050%、
REM:0~0.30%、
B:0~0.0040%、
残部:Feおよび不純物である、
上記(8)に記載の二相ステンレス鋼の製造方法。
(9) The chemical composition at the center position in the thickness direction is, in mass%,
C: 0.001 to 0.060%,
Si: 0.01 to 1.50%,
Mn: 0.1 to 6.0%,
P: 0.050% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 19.0 to 25.0%,
Ni: 1.0 to 6.0%,
N: 0.050 to 0.25%,
Al: 0.003 to 0.050%,
Ti: 0 to 0.050%,
Nb: 0 to 0.15%,
Mo: 0 to 2.0%,
Cu: 0 to 3.0%,
W: 0 to 2.0%,
Mg: 0 to 0.0050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
REM: 0 to 0.30%,
B: 0 to 0.0040%,
The balance is Fe and impurities.
The method for producing the duplex stainless steel according to (8) above.
(10)前記厚さ方向中心位置における化学組成が、質量%で、
Ti:0.01~0.050%、
Nb:0.02~0.15%、
Mo:0.05~4.0%、
Cu:0.05~4.0%、
W:0.05~4.0%、
Mg:0.0002~0.0050%、
Ca:0.0002~0.0050%、
REM:0.005~0.30%、および、
B:0.0003~0.0040%、
から選択される1種以上を含有する、
上記(9)に記載の二相ステンレス鋼の製造方法。
(10) The chemical composition at the center position in the thickness direction is, in mass%,
Ti: 0.01 to 0.050%,
Nb: 0.02 to 0.15%,
Mo: 0.05 to 4.0%,
Cu: 0.05 to 4.0%,
W: 0.05 to 4.0%,
Mg: 0.0002 to 0.0050%,
Ca: 0.0002 to 0.0050%,
REM: 0.005 to 0.30%, and
B: 0.0003 to 0.0040%,
Contains one or more selected from
The method for producing the duplex stainless steel according to (9) above.
(11)前記(c)の工程の後に、前記二相ステンレス鋼に対して、
(d)N2を含む雰囲気中において、1000~1200℃で10min以内の加熱保持する工程を、さらに施す、
上記(8)から(10)までのいずれかに記載の二相ステンレス鋼の製造方法。
(11) After the step (c), the duplex stainless steel is subjected to
(d) A step of heating and holding the material at 1000 to 1200 ° C. for 10 min or less in an atmosphere containing N2 is further performed;
A method for producing a duplex stainless steel according to any one of (8) to (10) above.
本発明によれば、高い強度を有するとともに、耐食性および加工性に優れた二相ステンレス鋼を工業的に安定して得ることができる。 According to the present invention, it is possible to obtain duplex stainless steels that have high strength, as well as excellent corrosion resistance and workability, in a stable industrial manner.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 Each of the requirements of the present invention is explained in detail below.
1.二相ステンレス鋼
本発明に係る二相ステンレス鋼は、厚さ方向中心位置におけるオーステナイト相の面積率が、常温で35%以上65%未満である金属組織を有する。なお、残部はフェライト相および析出物である。オーステナイト相の面積率が35%未満であると、十分な強度が得られない。一方、オーステナイト相の面積率を65%以上とするためには、以下のような種々の問題が生じ得る。
1. Duplex Stainless Steel The duplex stainless steel according to the present invention has a metal structure in which the area ratio of the austenite phase at the center position in the thickness direction is 35% or more and less than 65% at room temperature. The remainder is the ferrite phase and precipitates. If the area ratio of the austenite phase is less than 35%, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, in order to make the area ratio of the austenite phase 65% or more, various problems such as the following may occur.
まず、一般的に希少金属にも分類され高価なオーステナイト安定化元素であるNiの含有量を増加する必要があり、高価となる。また、リーン二相鋼を想定した場合、Nの含有量が高くなり過ぎ、高強度となり過ぎる。それに加えて、熱間加工時に粗大な化合物を形成する。以上の理由から、厚さ方向中心位置におけるオーステナイト相の面積率は35%以上65%未満とする。 First, it is necessary to increase the content of Ni, which is generally classified as a rare metal and is an expensive austenite stabilizing element, which makes it expensive. Furthermore, when considering lean dual-phase steel, the N content becomes too high, resulting in too high strength. In addition, coarse compounds are formed during hot working. For these reasons, the area ratio of the austenite phase at the center position in the thickness direction is set to 35% or more and less than 65%.
厚さ方向中心位置におけるオーステナイト相の面積率は、40~60%であることが好ましい。オーステナイト相以外の相は、フェライト相および析出物である。析出物は炭化物、窒化物、硫化物、または金属間化合物等のいずれでもよい。 The area ratio of the austenite phase at the center position in the thickness direction is preferably 40 to 60%. Phases other than the austenite phase are ferrite phase and precipitates. The precipitates may be any of carbides, nitrides, sulfides, intermetallic compounds, etc.
オーステナイトの面積率は、電子線後方散乱回折装置(EBSD)により行う。具体的には、各深さ位置を中心として100μm×100μmの領域を対象とし、1μmのステップで測定を行うものとする。そして、解析結果からFCC相を特定し面積率を求め、オーステナイトの面積率とする。 The area ratio of austenite is measured using an electron backscatter diffraction (EBSD) device. Specifically, a 100 μm x 100 μm area is measured at each depth position, with measurements being taken in 1 μm steps. The FCC phase is then identified from the analysis results, and the area ratio is calculated, which is taken as the area ratio of austenite.
2.オーステナイト濃化層
本発明に係る二相ステンレス鋼においては、表面から深さ方向に少なくとも50μmまでの領域において、オーステナイト濃化層を有する。本発明において、「オーステナイト濃化層(γ濃化層)」とは、オーステナイト相の面積率が65%以上である領域を指す。
2. Austenite-enriched layer The duplex stainless steel according to the present invention has an austenite-enriched layer in a region extending from the surface to a depth of at least 50 μm. In the present invention, the term "austenite-enriched layer (γ-enriched layer)" refers to a region in which the area ratio of the austenite phase is 65% or more.
上記のγ濃化層は、オーステナイト相の面積率が35%以上65%未満である金属組織を有する二相ステンレス鋼が改質されることにより形成されたものである。したがって、γ濃化層の金属組織において、残部はフェライト相および析出物である。 The above-mentioned gamma-enriched layer is formed by modifying a duplex stainless steel having a metal structure in which the area ratio of the austenite phase is 35% or more and less than 65%. Therefore, in the metal structure of the gamma-enriched layer, the remainder is the ferrite phase and precipitates.
上述のように、γ濃化層は所定の酸素を含有する雰囲気での加熱、保持(熱処理)により、スケール直下にNが濃化することによって形成される。このようなプロセスで形成したγ濃化層では、結晶粒の粗大化が生じない。そのため、本発明に係る二相ステンレス鋼においては、厚さ方向中心位置における平均結晶粒径dcと、γ濃化層における平均結晶粒径dsとが、下記(i)式を満足する。
0.80≦ds/dc≦1.25 ・・・(i)
As described above, the γ-enriched layer is formed by heating and holding (heat treatment) in an atmosphere containing a certain amount of oxygen, resulting in the enrichment of N directly below the scale. In the γ-enriched layer formed by such a process, the grains do not become coarse. Therefore, in the duplex stainless steel according to the present invention, the average grain size dc at the center position in the thickness direction and the average grain size ds in the γ-enriched layer satisfy the following formula (i):
0.80≦ds/dc≦1.25 (i)
また、上記のγ濃化層は、上記の熱処理に続けて実施される熱間加工、室温へ冷却後に実施される冷間加工、および、例えば、製品または製品を構成する部品等への成形時にも、同熱処理で形成された割合のまま、少なくともほぼ近い割合のまま維持される。 The gamma-enriched layer is maintained at a ratio at least nearly equal to that formed by the heat treatment, even during hot working performed following the heat treatment, cold working performed after cooling to room temperature, and during molding into, for example, a product or a component that constitutes a product.
なお、厚さ方向中心位置およびγ濃化層における平均結晶粒径は、オーステナイト相の面積率と同時に、EBSDにより測定することが可能である。また、平均結晶粒径とは、オーステナイト相およびフェライト相の全粒の結晶粒径の平均値を意味する。 The average grain size at the center of the thickness direction and in the gamma-enriched layer can be measured by EBSD at the same time as the area ratio of the austenite phase. The average grain size means the average grain size of all grains in the austenite phase and ferrite phase.
オーステナイト相は、フェライト相に比べて相対的に耐食性および加工性に優れる。さらに、オーステナイト相の分率を増加させることで、オーステナイト相とフェライト相との分率が同程度である場合に比べて、特性の差による悪影響も緩和される。 The austenite phase has relatively better corrosion resistance and workability than the ferrite phase. Furthermore, by increasing the proportion of the austenite phase, the adverse effects of differences in properties are mitigated compared to when the proportions of the austenite phase and ferrite phase are approximately the same.
その結果、オーステナイト相に富み、かつ粒径が中心位置と同程度であるγ濃化層を表面に有することにより、表面の影響を大きく受ける耐食性および加工性を向上させる効果が得られる。γ濃化層の厚さが50μm未満では、上記の効果が十分には得られない。そのため、γ濃化層の厚さは50μm以上とする。 As a result, by having a gamma-enriched layer on the surface that is rich in austenite phase and has a grain size similar to that at the center, the effect of improving corrosion resistance and workability, which are greatly affected by the surface, is obtained. If the thickness of the gamma-enriched layer is less than 50 μm, the above effect cannot be fully obtained. Therefore, the thickness of the gamma-enriched layer is set to 50 μm or more.
なお、γ濃化層の厚さの上限は特に限定しないが、熱処理時に5mmを超える厚さとした場合、局所的に5mmを大きく超える深いスケールが形成されるような、異常な酸化が起こる可能性が増加する。また、材料のロスによる歩留り低下が大きく、製造コストが嵩むといった問題が生じる。 Although there is no particular upper limit on the thickness of the gamma-enriched layer, if the thickness exceeds 5 mm during heat treatment, there is an increased possibility of abnormal oxidation occurring, such as the formation of deep scales that are significantly thicker than 5 mm in some places. In addition, there is a large reduction in yield due to material loss, which leads to problems such as increased manufacturing costs.
また、上述のように、γ濃化層中のオーステナイト相の分率は、表面に近づくほど高くなることが好ましい。オーステナイト相の分率が表面に向かって急激に変化せずに漸移的に増加することによって、より良好な加工性が得られると考えられる。所定の深さ位置で、特性が大きく異なる相に一気に変化した場合、板等への加工時、または、製品の成形時に、応力、歪の集中により、一気に変化した部分で割れまたは剥離を生じる可能性が高い。 As mentioned above, it is preferable that the fraction of the austenite phase in the gamma-enriched layer increases the closer it gets to the surface. It is believed that better workability can be obtained by gradually increasing the fraction of the austenite phase toward the surface, rather than changing suddenly. If there is a sudden change to a phase with significantly different properties at a certain depth, there is a high possibility that cracks or peeling will occur in the part where the sudden change occurred due to the concentration of stress and strain when processing into a plate or forming into a product.
具体的には、γ濃化層の厚さをtとした時に、表面から深さ方向にtの位置におけるオーステナイト相の面積率より、表面から深さ方向にt/2の位置におけるオーステナイト相の面積率の方が高くなり、表面から深さ方向にt/2の位置におけるオーステナイト相の面積率より、表面から深さ方向にt/10の位置におけるオーステナイト相の面積率の方が高くなることが好ましい。 Specifically, when the thickness of the gamma-enriched layer is t, the area ratio of the austenite phase at a position t/2 in the depth direction from the surface is higher than the area ratio of the austenite phase at a position t/2 in the depth direction from the surface, and it is preferable that the area ratio of the austenite phase at a position t/10 in the depth direction from the surface is higher than the area ratio of the austenite phase at a position t/2 in the depth direction from the surface.
さらに、γ濃化層の表面付近においては、オーステナイト相の面積率が高いほど好ましい。具体的には、表面から深さ方向にt/10の位置におけるオーステナイト相の面積率は90%以上であることが好ましい。ただし、表面付近に元々存在していたフェライト相は、Nの濃化に伴い、粒径が小さくなっていくものの、完全には消えずに残存することによって、オーステナイト相の粗大化を抑制する作用を発揮すると考えられる。そのため、t/10の位置における組織がオーステナイト単相であると、結晶粒の粗大化を抑制する効果が得られなくなるおそれがある。そのため、t/10の位置におけるオーステナイト相の面積率は100%未満であることがより好ましい。 Furthermore, near the surface of the gamma-enriched layer, the higher the area ratio of the austenite phase, the better. Specifically, the area ratio of the austenite phase at the t/10 position in the depth direction from the surface is preferably 90% or more. However, the ferrite phase originally present near the surface is thought to have an effect of suppressing the coarsening of the austenite phase by remaining without completely disappearing, although the grain size becomes smaller as N is concentrated. Therefore, if the structure at the t/10 position is austenite single phase, the effect of suppressing the coarsening of crystal grains may not be obtained. Therefore, it is more preferable that the area ratio of the austenite phase at the t/10 position is less than 100%.
3.寸法
本発明に係る二相ステンレス鋼の寸法については特に制限は設けない。なお、本発明の二相ステンレス鋼を加工後に鋼板として用いる場合には、その板厚は1.0~20.0mmであることが好ましい。
3. Dimensions There are no particular limitations on the dimensions of the duplex stainless steel according to the present invention. When the duplex stainless steel according to the present invention is used as a steel plate after processing, the plate thickness is preferably 1.0 to 20.0 mm.
4.化学組成
本発明に係る二相ステンレス鋼は、厚さ方向中心位置におけるN含有量が、質量%で、0.050%以上である。上述のように、本発明においては、スケール直下にNを濃化させることでオーステナイト相の分率を増加させる。N含有量が0.050%未満では、上記の効果を得ることができない。
4. Chemical composition The duplex stainless steel according to the present invention has an N content of 0.050% or more at the center position in the thickness direction, in mass %. As described above, in the present invention, the austenite phase fraction is increased by concentrating N just below the scale. If the N content is less than 0.050%, the above effect cannot be obtained.
N以外の元素の含有量については、オーステナイト相の面積率が35%以上65%未満となる限り、特に制限はない。以下に、厚さ方向中心位置における好適な化学組成について説明する。各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。 There are no particular limitations on the content of elements other than N, so long as the area ratio of the austenite phase is 35% or more and less than 65%. A preferred chemical composition at the center position in the thickness direction is explained below. The reasons for limiting each element are as follows. In the following explanation, "%" for the content means "mass %".
C:0.001~0.060%
Cは、耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど好ましく、C含有量を0.060%以下とすることが好ましい。しかし、過度な低減は精錬コストの上昇に繋がるため、C含有量を0.001%以上とすることが好ましい。製造性の点から、C含有量のより好ましい範囲は0.010~0.045%である。
C: 0.001 to 0.060%
Since C deteriorates corrosion resistance, the lower the C content, the better, and the C content is preferably 0.060% or less. However, since an excessive reduction in C content leads to an increase in refining costs, the C content is preferably 0.001% or more. From the viewpoint of manufacturability, the C content is more preferably in the range of 0.010 to 0.045%.
Si:0.01~1.50%
Siは、強度を高める元素であり、精錬時の脱酸効果を有するため、その含有量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、過度な含有は、製造時の割れを招くため、Si含有量を1.50%以下とすることが好ましい。製造性の点から、Si含有量は1.00%以下であることがより好ましい。
Si: 0.01 to 1.50%
Since Si is an element that increases strength and has a deoxidizing effect during refining, its content is preferably 0.01% or more. On the other hand, since excessive content leads to cracks during manufacturing, the Si content is preferably 1.50% or less. From the viewpoint of manufacturability, the Si content is more preferably 1.00% or less.
Mn:0.1~6.0%
Mnは、比較的安価であるため、Niの代わりに添加される場合がある。高強度化に有効であり、脱酸効果を有するため、その含有量を0.1%以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は耐食性の劣化を招くため、Mn含有量を6.0%以下とすることが好ましい。製造性およびコストを両立するためには、Mn含有量は0.5~5.5%であることがより好ましい。
Mn: 0.1 to 6.0%
Mn is relatively inexpensive and may be added instead of Ni. It is effective in increasing strength and has a deoxidizing effect, so its content is preferably 0.1% or more. On the other hand, since excessive content leads to deterioration of corrosion resistance, it is preferable that the Mn content be 6.0% or less. In order to balance manufacturability and cost, the Mn content is more preferably 0.5 to 5.5%.
P:0.050%以下
Pは、製造性および溶接性を阻害する元素であり、その含有量は少ないほどよい。そのため、P含有量を0.050%以下とすることが好ましい。しかし、過度な低減は精錬コストの上昇に繋がるため、P含有量を0.003%以上とすることが好ましい。製造性および溶接性の点から、P含有量のより好ましい範囲は0.005~0.040%であり、さらに好ましい範囲は0.010~0.030%である。
P: 0.050% or less P is an element that impairs manufacturability and weldability, and the lower the content, the better. Therefore, it is preferable to set the P content to 0.050% or less. However, since an excessive reduction leads to an increase in refining costs, it is preferable to set the P content to 0.003% or more. From the viewpoint of manufacturability and weldability, the more preferable range of the P content is 0.005 to 0.040%, and the even more preferable range is 0.010 to 0.030%.
S:0.0050%以下
Sは、鋼中に含まれる不可避的不純物元素であり、熱間加工性を低下させる。したがって、S含有量は低いほど好ましく、0.0050%以下とすることが好ましい。熱間加工性の点から、S含有量は低いほど好ましいが、過度な低減は原料および精錬のコストの上昇に繋がるため、S含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。製造性の点から、S含有量のより好ましい範囲は0.0001~0.0020%であり、さらに好ましい範囲は0.0002~0.0010%である。
S: 0.0050% or less S is an inevitable impurity element contained in steel, and reduces hot workability. Therefore, the lower the S content, the better, and it is preferable to set it to 0.0050% or less. From the viewpoint of hot workability, the lower the S content, the better, but since excessive reduction leads to increased costs for raw materials and refining, it is preferable to set the S content to 0.0001% or more. From the viewpoint of manufacturability, the more preferable range of the S content is 0.0001 to 0.0020%, and the even more preferable range is 0.0002 to 0.0010%.
Cr:19.0~25.0%
Crは、耐酸化性、耐食性を向上する元素である。二相ステンレス鋼として十分な耐食性を確保するために、Cr含有量を19.0%以上とすることが好ましい。しかし、過度なCrの含有は高温雰囲気に曝された際、脆化相であるσ相の生成を助長することに加え、合金コストの上昇を招くため、Cr含有量を25.0%以下とすることが好ましい。製造性の点から、Cr含有量のより好ましい範囲は20.0~24.5%である。
Cr: 19.0 to 25.0%
Cr is an element that improves oxidation resistance and corrosion resistance. In order to ensure sufficient corrosion resistance as a duplex stainless steel, the Cr content is preferably 19.0% or more. However, excessive Cr content promotes the formation of the σ phase, which is an embrittlement phase, when exposed to a high-temperature atmosphere, and also leads to an increase in alloy costs, so the Cr content is preferably 25.0% or less. From the viewpoint of manufacturability, the more preferable range of the Cr content is 20.0 to 24.5%.
Ni:1.0~6.0%
Niは、耐食性を向上させ、二相ステンレス鋼ではオーステナイト相を安定化させる。耐食性向上のために、Ni含有量を1.0%以上とすることが好ましい。一方、Niは合金コストが高価であるため、その含有量を6.0%以下とすることが好ましい。製造性の点から、Ni含有量の好ましい範囲は1.5~5.5%である。
Ni: 1.0 to 6.0%
Ni improves corrosion resistance and stabilizes the austenite phase in duplex stainless steel. In order to improve corrosion resistance, the Ni content is preferably 1.0% or more. On the other hand, since Ni is expensive in alloying, the Ni content is preferably 6.0% or less. From the viewpoint of manufacturability, the Ni content is preferably in the range of 1.5 to 5.5%.
N:0.050~0.25%
Nは、上述のように、本発明においては不可欠の元素である。加えて、Nは耐食性を向上させる元素であり、またNiと同様にオーステナイトを安定化させるため、Niの代替として用いることができる。N含有量が少ない場合には十分な耐食性が得られない場合がある。N含有量が多い方が耐食性には効果的であるが、溶製時に窒素ガス化して気泡を生成する場合があるため、N含有量を0.25%以下とすることが好ましい。製造性の観点から、N含有量のより好ましい範囲は0.10~0.20%である。
N: 0.050 to 0.25%
As described above, N is an essential element in the present invention. In addition, N is an element that improves corrosion resistance, and also stabilizes austenite like Ni, so it can be used as a substitute for Ni. If the N content is low, sufficient corrosion resistance may not be obtained. A high N content is effective for corrosion resistance, but nitrogen gasification may occur during melting, generating bubbles, so the N content is preferably 0.25% or less. From the viewpoint of manufacturability, the N content is more preferably in the range of 0.10 to 0.20%.
Al:0.003~0.050%
Alは、脱酸元素として用いられる。脱酸元素として0.003%以上含有すれば効果があるため、Al含有量を0.003%以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は硬質化を招くため、Al含有量を0.050%以下とすることが好ましい。製造性の観点から、Al含有量のより好ましい範囲は0.005~0.030%である。
Al: 0.003 to 0.050%
Al is used as a deoxidizing element. Since an Al content of 0.003% or more is effective as a deoxidizing element, the Al content is preferably 0.003% or more. On the other hand, since an excessive content of Al leads to hardening, the Al content is preferably 0.050% or less. From the viewpoint of manufacturability, the Al content is more preferably in the range of 0.005 to 0.030%.
Ti:0~0.050%
Tiは、C、Nと結合し、溶接部耐食性の向上および高強度化に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方、過度の含有は耐食性の低下および合金コスト増を招くため、Ti含有量を0.050%以下とすることが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ti含有量を0.01%以上とすることが好ましい。
Ti: 0 to 0.050%
Ti is an element that combines with C and N to improve the corrosion resistance of the weld and increase the strength, so it may be contained as necessary. On the other hand, excessive inclusion of Ti leads to a decrease in corrosion resistance and an increase in alloy cost, so the Ti content is preferably 0.050% or less. In addition, if the above effect is to be obtained, the Ti content is preferably 0.01% or more.
Nb:0~0.15%
Nbは、C、Nと結合し、溶接部耐食性の向上および高強度化に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方、過度の含有は耐食性の低下および合金コスト増を招くため、Nb含有量を0.15%以下とすることが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Nb含有量を0.02%以上とすることが好ましい。
Nb: 0 to 0.15%
Nb is an element that combines with C and N to improve the corrosion resistance of the weld and increase the strength, so it may be contained as necessary. On the other hand, excessive inclusion of Nb leads to a decrease in corrosion resistance and an increase in alloy cost, so the Nb content is preferably 0.15% or less. In addition, if it is desired to obtain the above effects, the Nb content is preferably 0.02% or more.
Mo:0~2.0%
Cu:0~3.0%
W:0~2.0%
Mo、CuおよびWは、耐食性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方、過度の含有はコスト増加および熱間加工性の低下を招く。そのため、Mo含有量を2.0%以下、Cu含有量を3.0%以下、W含有量を2.0%以下とすることが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、これらの元素から選択される1種以上の含有量を0.05%以上とすることが好ましい。
Mo: 0 to 2.0%
Cu: 0 to 3.0%
W: 0 to 2.0%
Mo, Cu and W are elements that contribute to improving corrosion resistance, so they may be contained as necessary. On the other hand, excessive content leads to increased costs and reduced hot workability. Therefore, it is preferable that the Mo content is 2.0% or less, the Cu content is 3.0% or less, and the W content is 2.0% or less. In order to obtain the above effects, it is preferable that the content of one or more selected from these elements is 0.05% or more.
Mg:0~0.0050%
Ca:0~0.0050%
REM:0~0.30%
B:0~0.0040%
Mg、Ca、REMおよびBは、熱間加工性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方、過度の含有は製造性を阻害することに繋がる。そのため、Mg含有量を0.0050%以下、Ca含有量を0.0050%以下、REM含有量を0.30%以下、B含有量を0.0040%以下とすることが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、上記効果を発揮するため、Mg:0.0002%以上、Ca:0.0002%以上、REM:0.005%以上、B:0.0003%以上から選択される1種以上を含有することが好ましい。
Mg: 0 to 0.0050%
Ca: 0 to 0.0050%
REM: 0 to 0.30%
B: 0 to 0.0040%
Mg, Ca, REM and B are elements that improve hot workability, so they may be contained as necessary. On the other hand, excessive content leads to impaired manufacturability. Therefore, it is preferable to set the Mg content to 0.0050% or less, the Ca content to 0.0050% or less, the REM content to 0.30% or less, and the B content to 0.0040% or less. In addition, when it is desired to obtain the above-mentioned effects, it is preferable to contain one or more selected from Mg: 0.0002% or more, Ca: 0.0002% or more, REM: 0.005% or more, and B: 0.0003% or more in order to exert the above-mentioned effects.
上記の化学組成において、残部はFeおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the above chemical composition, the balance is Fe and impurities. Here, "impurities" refers to components that are mixed in due to various factors in raw materials such as ores and scraps, and in the manufacturing process, when steel is industrially produced, and are acceptable within the range that does not adversely affect the present invention.
また、上述のように、γ濃化層はNを濃化させることによって形成することができる。そのため、厚さ方向中心位置におけるN含有量より、表面から深さ方向にt/10の位置におけるN含有量の方が高くなることが好ましい。すなわち、厚さ方向中心位置におけるN含有量をNc(質量%)、表面から深さ方向にt/10の位置におけるN含有量をNs(質量%)とした場合に、Ns/Ncの値が1.0超となることが好ましい。厚さ方向中心位置および表面から深さ方向にt/10の位置におけるN含有量は、電子線マイクロアナライザー(EPMA)により測定可能である。 As mentioned above, the gamma-enriched layer can be formed by enriching N. Therefore, it is preferable that the N content at a position t/10 in the depth direction from the surface is higher than the N content at the center position in the thickness direction. In other words, when the N content at the center position in the thickness direction is Nc (mass %) and the N content at a position t/10 in the depth direction from the surface is Ns (mass %), it is preferable that the value of Ns/Nc is greater than 1.0. The N content at the center position in the thickness direction and at the position t/10 in the depth direction from the surface can be measured by an electron probe microanalyzer (EPMA).
γ濃化層にN2をさらに吸収させ、結晶格子内により多くのNを濃化させることにより、鋼の表面付近に圧縮残留応力を付与することが可能となり、その結果、曲げ疲労特性が向上する。このような効果を得たい場合には、厚さ方向中心位置におけるN含有量に対して、表面から深さ方向にt/10の位置におけるN含有量が3.0倍以上であることがより好ましい。すなわち、Ns/Ncの値が3.0以上となることがより好ましい。 By further absorbing N2 in the γ-enriched layer and concentrating more N in the crystal lattice, it is possible to impart compressive residual stress near the surface of the steel, which results in improved bending fatigue properties. To obtain such an effect, it is more preferable that the N content at the position t/10 in the depth direction from the surface is 3.0 times or more the N content at the center position in the thickness direction. In other words, it is more preferable that the value of Ns/Nc is 3.0 or more.
また、N2を吸収させることによって付与される圧縮残留応力を400MPa以上とすることによって、高い曲げ疲労特性が得られる。なお、引張側を正、圧縮側を負として表現した場合における残留応力は-400MPa以下となる。 In addition, by making the compressive residual stress imparted by absorbing N2 to be 400 MPa or more, high bending fatigue properties can be obtained. Note that when the tensile side is expressed as positive and the compressive side as negative, the residual stress is -400 MPa or less.
5.製造方法
本発明の二相ステンレス鋼でγ濃化層を形成するための製造方法について説明する。γ濃化層の主因と考える窒素の濃化は、一般的な窒素吸収、窒化で呼称される外部雰囲気からの窒素の吸収に起因するものではない。本発明におけるγ濃化層は、一定濃度以上の窒素を含有する二相ステンレス鋼において、緻密なスケールを形成し、その内部で材料に元から含有されていた窒素がほとんど外部に抜けることなく、内部に拡散および濃化することにより形成される。発明者らはこの現象を発見したのである。
5. Manufacturing method A manufacturing method for forming a gamma-enriched layer in the duplex stainless steel of the present invention will be described. The concentration of nitrogen, which is considered to be the main cause of the gamma-enriched layer, is not due to the absorption of nitrogen from the external atmosphere, which is generally called nitrogen absorption or nitriding. The gamma-enriched layer in the present invention is formed in a duplex stainless steel containing nitrogen at a certain concentration or more by forming a dense scale, and the nitrogen originally contained in the material inside the scale diffuses and concentrates in the interior, with almost no escape to the outside. The inventors discovered this phenomenon.
ただし、その前提となる緻密なスケールは組成、構造および厚さに依存し、スケールを形成する熱処理条件、特に雰囲気に影響される。また、γ濃化層の厚さは、前述のように工業的熱処理後で5mm程度であり、大きな寸法変化を伴う熱間圧延により後述する実施例のように400μm程度に減厚する。これらより、本発明のγ濃化層は、熱処理条件、および熱処理または熱間圧延後の脱スケール方法の影響を受け、それらの適切な調整により初めて得られるのである。 However, the dense scale that is the premise for this depends on the composition, structure, and thickness, and is affected by the heat treatment conditions that form the scale, particularly the atmosphere. As mentioned above, the thickness of the gamma-enriched layer is about 5 mm after industrial heat treatment, and is reduced to about 400 μm by hot rolling, which involves large dimensional changes, as in the examples described below. For these reasons, the gamma-enriched layer of the present invention is affected by the heat treatment conditions and the descaling method after heat treatment or hot rolling, and can only be obtained by appropriately adjusting these.
一例として、上述した化学組成を有する鋼片に対して、以下に示す条件で加熱する工程(a)と、その後、ショットブラスト(b)および酸洗(c)により脱スケールを施した場合に、γ濃化層が形成される。各工程について詳しく説明する。 As an example, a γ-enriched layer is formed when a steel slab having the above-mentioned chemical composition is heated under the conditions shown below (a), and then descaled by shot blasting (b) and pickling (c). Each step will be explained in detail.
(a)加熱工程
O2濃度を2~10体積%である雰囲気中において、1200~1300℃で5h以上加熱する。加熱後には、熱間圧延を実施してもよい。
(a) Heating step: Heat at 1200 to 1300 ° C. for 5 h or more in an atmosphere with an O2 concentration of 2 to 10 volume %. After heating, hot rolling may be performed.
<雰囲気>
加熱時における雰囲気中のO2濃度を2~10体積%とする。O2濃度が2体積%未満では、スケールの成長が十分ではなく、スケール直下におけるNの濃化も不十分となる。一方、O2濃度が10体積%を超える場合も、γ濃化層が得られない場合がある。γ濃化層は、緻密なスケールの形成により初めて得られるのである。このため、雰囲気中のO2濃度は10%以下とする。O2濃度8%以下であるのが好ましく、5%以下であるのがより好ましい。
<Atmosphere>
The O2 concentration in the atmosphere during heating is set to 2 to 10% by volume. If the O2 concentration is less than 2% by volume, the growth of scale is insufficient, and the concentration of N directly below the scale is also insufficient. On the other hand, if the O2 concentration exceeds 10% by volume, the γ-enriched layer may not be obtained. The γ-enriched layer can only be obtained by the formation of dense scale. For this reason, the O2 concentration in the atmosphere is set to 10% or less. The O2 concentration is preferably 8% or less, and more preferably 5% or less.
<加熱温度>
加熱温度は1200~1300℃とする。加熱温度が1200℃未満では、スケールの成長が十分ではなく、スケール直下におけるNの濃化も不十分となり、γ濃化層が得られない。一方、1300℃を超えると、局所的に深いスケールが形成される異常な酸化が起こる可能性が高まることに加えて、生成スケールが多くなり、材料ロスにより歩留りが低下し、製造コストが嵩む問題がある。加熱温度は1210℃以上であるのが好ましく、1290℃以下であるのが好ましく、1280℃以下であるのがより好ましい。
<Heating temperature>
The heating temperature is 1200 to 1300°C. If the heating temperature is less than 1200°C, the growth of scale is insufficient, and the concentration of N directly below the scale is also insufficient, so that a gamma-enriched layer cannot be obtained. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1300°C, in addition to increasing the possibility of abnormal oxidation in which deep scale is locally formed, the amount of scale generated increases, resulting in a decrease in yield due to material loss and an increase in manufacturing costs. The heating temperature is preferably 1210°C or higher, preferably 1290°C or lower, and more preferably 1280°C or lower.
<保持時間>
加熱時の保持時間は5h以上とする。保持時間が5h未満では、スケールの成長が十分ではなく、スケール直下におけるNの濃化も不十分となり、γ濃化層が得られない。一方、30hを超えて加熱しても効果は飽和し、コストが嵩むばかりであるため、製造性の観点から保持時間は30h以下とすることが好ましい。
<Retention time>
The holding time during heating is 5 hours or more. If the holding time is less than 5 hours, the growth of the scale is insufficient, and the concentration of N directly below the scale is also insufficient, so that a gamma-enriched layer cannot be obtained. On the other hand, if the heating time exceeds 30 hours, the effect is saturated and the cost increases, so that the holding time is preferably 30 hours or less from the viewpoint of manufacturability.
(b)ショットブラスト工程および(c)酸洗工程
最終的なγ濃化層の厚さは、熱処理または大きな寸法の変化を伴う熱間圧延後の脱スケール方法に依存する。そして、50μm以上の厚さを残存させることで優れた効果を発現する。
(b) Shot blasting process and (c) Pickling process The final thickness of the γ-enriched layer depends on the descaling method after heat treatment or hot rolling that involves large dimensional changes. An excellent effect is obtained by leaving a thickness of 50 μm or more.
例えば、スケールの破砕を目的とするショットブラストを実施した後、比較的薄い1%佛酸と2%硝酸とを含む水溶液をノズルから吹き付けることにより、スケールのみを飛散させ、γ濃化層の減厚を極力抑制することで得られ、優れた特性を達成する。 For example, after performing shot blasting to crush the scale, a relatively dilute aqueous solution containing 1% fluoride and 2% nitric acid is sprayed from a nozzle, scattering only the scale and minimizing the reduction in thickness of the gamma-enriched layer, thereby achieving excellent properties.
上記(b)および(c)の工程によってスケールを除去した後に、必要に応じて冷間圧延を施してもよい。ただし、この場合には、圧延の減厚に伴い、γ濃化層の厚さも低減する結果となる。そのため、γ濃化層の厚さを増加させることを目的として、γ濃化層にN2をさらに吸収させてもよい。 After removing the scale by the above steps (b) and (c), cold rolling may be performed as necessary. However, in this case, the thickness of the γ-enriched layer is also reduced due to the reduction in thickness by rolling. Therefore, in order to increase the thickness of the γ-enriched layer, N2 may be further absorbed into the γ-enriched layer.
(d)N2吸収工程
スケールを除去し、必要に応じて冷間圧延を施した後に、N2を含む雰囲気中において、1000~1200℃で1~10min加熱保持してもよい。
(d) N2 Absorption Step After removing the scale and performing cold rolling as necessary, the steel may be heated and held at 1000 to 1200 ° C. for 1 to 10 min in an atmosphere containing N2 .
<雰囲気>
加熱保持雰囲気については、N2を含む雰囲気であれば特に制限はない。効率的にN2を吸収させるためには、例えば、75%H2および25%N2からなる雰囲気とすることができる。
<Atmosphere>
The heating and holding atmosphere is not particularly limited as long as it contains N 2. In order to efficiently absorb N 2 , for example, the atmosphere may be made of 75% H 2 and 25% N 2 .
<加熱温度>
加熱温度は1000~1200℃とする。加熱温度が1000℃未満では、十分な量のN2を吸収させることが困難であり、残留応力の増加も不十分となる。一方、1200℃を超えると、窒化物の形成により、充分なN2を固溶させることができず、γ濃化層の厚さを効率的に増加できない。
<Heating temperature>
The heating temperature is set to 1000 to 1200° C. If the heating temperature is less than 1000° C., it is difficult to absorb a sufficient amount of N 2 , and the increase in residual stress is also insufficient. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1200° C., due to the formation of nitrides, it is not possible to dissolve a sufficient amount of N 2 , and the thickness of the γ-enriched layer cannot be efficiently increased.
<保持時間>
加熱時の保持時間は10min以内とする。ただし、保持時間が1min未満では、γ濃化層の厚さの増加が不明瞭となり、十分な効果を確認できないため、1分以上が望ましい。一方、10minを超えて加熱しても効果は飽和傾向を示し、コストが嵩むばかりであるため、製造性の観点から保持時間は10min以下とすることが好ましい。ただし、特に厚いγ濃化層が必要となる場合、鋼帯を連続熱処理炉で複数回通板する、または、鋼板をバッジ炉で長時間保持する等により、増厚は可能である。
<Retention time>
The holding time during heating is within 10 min. However, if the holding time is less than 1 min, the increase in the thickness of the γ-enriched layer becomes unclear and sufficient effects cannot be confirmed, so 1 min or more is preferable. On the other hand, if heating is performed for more than 10 min, the effect tends to saturate and costs only increase, so from the viewpoint of manufacturability, the holding time is preferably 10 min or less. However, if a particularly thick γ-enriched layer is required, the thickness can be increased by passing the steel strip through a continuous heat treatment furnace multiple times or by holding the steel plate in a batch furnace for a long time.
なお、γ濃化層を有していない鋼に対して、N2吸収工程のみを施した場合には、表面付近におけるオーステナイト相の面積率を増加させることは可能であるが、オーステナイト単相組織となり、結晶粒が粗大化する。したがって、N2吸収工程を施す場合においても、事前にγ濃化層を形成しておくことが重要である。 In addition, when only the N2 absorption process is performed on steel that does not have a γ-enriched layer, it is possible to increase the area ratio of the austenite phase near the surface, but the austenite single-phase structure will be formed and the crystal grains will become coarse. Therefore, even when the N2 absorption process is performed, it is important to form a γ-enriched layer in advance.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。ただし、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 The present invention will be described in more detail below with reference to examples. However, the present invention is not limited to these examples.
表1に示す化学組成を有する二相ステンレス鋼を溶製し、種々の条件で加熱した後、幅100mm、断面減少率95%の条件で熱間圧延を実施し、試験材を得た。なお、化学成分は成分調整後かつ鋳造直前の溶湯の中心部より必要量の試料を採取し、表1に示す元素について平均値を測定した。熱間圧延の加熱温度、保持時間、加熱時の雰囲気を表2に示す。加熱時の雰囲気は表2に示す濃度のO2を含み残部がN2である混合ガス雰囲気とした。 Duplex stainless steels having the chemical compositions shown in Table 1 were melted and heated under various conditions, and then hot rolled at a width of 100 mm and a cross-sectional area reduction rate of 95% to obtain test materials. The chemical compositions were measured by taking a required amount of samples from the center of the molten metal after the composition was adjusted and immediately before casting, and measuring the average values of the elements shown in Table 1. The heating temperature, holding time, and heating atmosphere of the hot rolling are shown in Table 2. The heating atmosphere was a mixed gas atmosphere containing O2 at the concentration shown in Table 2, with the balance being N2 .
その後、加工による歪みの影響を除去するため、同雰囲気中において1100℃で5min熱処理した。次いで、ショットブラストを施した後、50℃に保持した1%佛酸および2%硝酸の水溶液をノズルから1分間吹き付けることで表面に形成したスケールを除去した。 Then, to remove the effects of distortion due to processing, the specimen was heat-treated in the same atmosphere at 1100°C for 5 minutes. Next, shot blasting was performed, and then an aqueous solution of 1% French acid and 2% nitric acid held at 50°C was sprayed from a nozzle for 1 minute to remove the scale that had formed on the surface.
そして、スケール除去後の試験材を組織観察および評価試験に供した。なお、スケール除去前後の断面観察の比較より、全ての試験材において、スケールのみが除去されていることを確認した。 The test materials after scale removal were then subjected to structural observation and evaluation testing. Furthermore, by comparing cross-sectional observations before and after scale removal, it was confirmed that only the scale had been removed from all test materials.
まず、上記試験材から組織観察用の試験片を切り出した。そして、圧延方向に垂直な断面を観察面とし、EBSDにより測定した。なお、結果の解析は、TSL社製OIM Analysis ver.7.3.0を用いて実施した。そして、板厚中心位置と表面付近とのそれぞれについて、オーステナイト相の面積率、ならびにオーステナイト相およびフェライト相の平均結晶粒径を求めた。 First, a test piece for microstructural observation was cut out from the test material. Then, a cross section perpendicular to the rolling direction was used as the observation surface, and measurements were made using EBSD. The results were analyzed using OIM Analysis ver. 7.3.0 manufactured by TSL. The area ratio of the austenite phase and the average grain size of the austenite phase and ferrite phase were determined for both the center position of the sheet thickness and near the surface.
なお、その後に記載するN含有量を含めて、各測定は、オーステナイト相およびフェライト相の両相を含む10以上の粒が測定対象となる状態で実施した。値の変動を抑制し、より正確な平均値を得るためには、20以上の粒を測定対象にすることが好ましい。 In addition, each measurement, including the N content described later, was performed with 10 or more grains containing both austenite and ferrite phases as the measurement target. In order to suppress value fluctuations and obtain a more accurate average value, it is preferable to measure 20 or more grains.
各深さ位置での測定は、所定の深さを中心として、100μm×100μmの領域について1μmの間隔(ピッチ)で実施し、その領域での平均値を採用した。なお、測定は100μmの一辺が、最も近い試験片の表面と最も平行になるような状態で実施した。 Measurements at each depth were performed at intervals (pitch) of 1 μm over a 100 μm x 100 μm area centered on the specified depth, and the average value over that area was used. The measurements were performed in a state where one side of the 100 μm was most parallel to the nearest surface of the test piece.
また、表面近傍については、例えば、最表面の場合、幅100μm×深さ50μmの領域、深さ10μmの場合、幅100μm×深さ60μmの領域、深さ20μmの場合、幅100μm×深さ70μmの領域について測定した。すなわち、表面から深さ50μmまでの場合、角100μmよりも狭い範囲の試験片断面での平均値となる。 For the vicinity of the surface, for example, in the case of the outermost surface, an area of 100 μm wide x 50 μm deep was measured, in the case of a depth of 10 μm, an area of 100 μm wide x 60 μm deep was measured, and in the case of a depth of 20 μm, an area of 100 μm wide x 70 μm deep was measured. In other words, in the case of a depth of 50 μm from the surface, the average value is obtained for the cross section of the test piece in an area narrower than a corner of 100 μm.
さらに、測定結果について、スケールまたは局所的に材料が存在しない部分が含まれた場合、平均値の算出時に除去した。そして、オーステナイト相の割合が65%となる深さ位置を特定し、表面から当該深さまでの距離をγ濃化層の厚さとした。 Furthermore, if the measurement results included scale or areas where no material was present locally, these were removed when calculating the average value. The depth position where the austenite phase ratio was 65% was then identified, and the distance from the surface to that depth was taken as the thickness of the gamma-enriched layer.
その後、γ濃化層の厚さをtとした時に、表面から深さ方向にt/2の位置およびt/10の位置において測定されたオーステナイト相の割合をそれぞれの深さ位置における面積率とした。 Then, when the thickness of the gamma-enriched layer is defined as t, the proportion of the austenite phase measured at positions t/2 and t/10 in the depth direction from the surface was taken as the area ratio at each depth position.
また、同様の領域での結晶方位の測定結果より、結晶の確度の差が15゜以上となる部分を境界とし、それらに囲まれた部分の面積を円相当径に換算した値より円相当径を算出し、結晶粒径とした。 In addition, based on the results of crystal orientation measurements in similar regions, the areas where the difference in crystal accuracy was 15° or more were taken as boundaries, and the area of the area surrounded by these boundaries was converted into a circular equivalent diameter, which was then used to calculate the crystal grain size.
次に、同じ試験片を用いて、EPMAによる線分析を実施し、厚さ方向中心位置におけるN含有量(Nc)および表面から深さ方向にt/10の位置におけるN含有量(Ns)を測定し、その比(Ns/Nc)を算出した。なお、線分析は、直線にて長さ200μmを1μmピッチにて、各点を1秒保持で測定した。また、長さ200μmの直線での測定は最も近い試験片の表面と最も平行になるように実施した。 Next, using the same test piece, a line analysis was performed by EPMA to measure the N content (Nc) at the center position in the thickness direction and the N content (Ns) at a position t/10 in the depth direction from the surface, and the ratio (Ns/Nc) was calculated. The line analysis was performed in a straight line of 200 μm in length with a 1 μm pitch, with each point held for 1 second. The measurement in the 200 μm long straight line was performed so as to be most parallel to the nearest surface of the test piece.
続いて、熱間加工性および耐食性の評価試験を行った。熱間加工性の評価は、熱間圧延後の耳割れを調査することにより行った。そして、板幅端部での割れの深さが2mm未満の場合に熱間加工性を○とし、2mm以上の場合に熱間加工性を×した。 Next, evaluation tests were conducted on hot workability and corrosion resistance. Hot workability was evaluated by examining the edge cracks after hot rolling. If the depth of the cracks at the plate width end was less than 2 mm, the hot workability was rated as ○, and if it was 2 mm or more, the hot workability was rated as ×.
また、耐食性の評価試験は以下の手順にて行った。まず、上記の試験材から厚さ方向が長手方向と一致するよう直径15mmの円筒状試験片を切り出した。そして、試験材の表面であった面を#600で研磨し、その後、JIS G 0577の「ステンレス鋼の孔食電位測定方法」に準拠して、孔食発生電位Vc100を測定した。測定は3回行い、平均値を算出した。Vc100が0.4V以上の場合を耐食性に優れると判断し、0.4V未満の場合に耐食性に劣ると判断した。 The corrosion resistance evaluation test was performed according to the following procedure. First, a cylindrical test piece with a diameter of 15 mm was cut out from the above test material so that the thickness direction coincided with the longitudinal direction. The surface of the test material was then polished with #600, and the pitting corrosion initiation potential Vc100 was measured in accordance with JIS G 0577 "Method of measuring pitting corrosion potential of stainless steel". The measurement was performed three times, and the average value was calculated. When Vc100 was 0.4 V or more, it was judged to have excellent corrosion resistance, and when it was less than 0.4 V, it was judged to have poor corrosion resistance.
それらの結果を表2に併せて示す。 The results are shown in Table 2.
表2に示す結果から明らかなように、本発明の規定を満足する試験No.1~8では、熱間加工性および耐食性の双方に優れる結果となった。 As is clear from the results shown in Table 2, Test Nos. 1 to 8, which satisfy the provisions of the present invention, showed excellent results in both hot workability and corrosion resistance.
それらに対して、試験No.9~13は、本発明の規定から外れる比較例である。具体的には、試験No.9および10では加熱条件が不適切であったため、γ濃化層が形成されず、熱間加工性および耐食性の双方が劣る結果となった。 In contrast, Test Nos. 9 to 13 are comparative examples that deviate from the provisions of the present invention. Specifically, in Test Nos. 9 and 10, the heating conditions were inappropriate, so the γ-enriched layer was not formed, resulting in poor hot workability and corrosion resistance.
また、試験No.11では加熱雰囲気中のO2濃度が過剰であり、試験No.12では加熱温度が低く、かつ短時間であったため、試験片表面で脱窒が生じ、表面のオーステナイト相の面積率が低下した。その結果、耐食性が著しく悪化する結果となった。 In addition, in Test No. 11, the O2 concentration in the heating atmosphere was excessive, and in Test No. 12, the heating temperature was low and the heating time was short, so denitrification occurred on the surface of the test piece and the area ratio of the austenite phase on the surface decreased. As a result, the corrosion resistance was significantly deteriorated.
そして、試験No.13では鋼中のN含有量が低いため、適切な条件で加熱処理を行ってもγ濃化層が形成されず、熱間加工性および耐食性の双方が劣る結果となった。 In addition, in test No. 13, the N content in the steel was low, so even when heat treatment was performed under appropriate conditions, a gamma-enriched layer was not formed, resulting in poor hot workability and corrosion resistance.
続いて、実施例1で用いた、試験No.1の試験材2つおよび試験No.9の試験材1つを準備し、それらに対して、冷間圧延を施し、厚さ1.0mmの試験材とした(試験No.14~16)。そのうち、試験No.15および16については、さらに75%H2および25%N2からなる雰囲気中において、1100℃で5min加熱保持するN2吸収処理を行った。 Next, two test pieces of Test No. 1 and one test piece of Test No. 9 used in Example 1 were prepared and cold rolled to obtain test pieces with a thickness of 1.0 mm (Test Nos. 14 to 16). Of these, Test Nos. 15 and 16 were further subjected to N 2 absorption treatment in which they were heated and held at 1100 ° C for 5 min in an atmosphere consisting of 75% H 2 and 25% N 2 .
そして、実施例1と同様の方法により、組織観察、Ns/Ncの測定、ならびに熱間加工性および耐食性の評価試験を行った。また、本実施例においては、さらに残留応力の測定および曲げ疲労特性の評価試験を実施した。 Then, using the same methods as in Example 1, microstructural observation, measurement of Ns/Nc, and evaluation tests of hot workability and corrosion resistance were performed. In this example, residual stress was also measured and bending fatigue property evaluation tests were performed.
残留応力は、試験材の表面について、微小部X線残留応力測定装置を用いて、表3に示す条件にて測定した。なお、残留応力の値については、引張残留応力の場合を正、圧縮残留応力の場合を負として表わした。 Residual stress was measured on the surface of the test material using a micro X-ray residual stress measuring device under the conditions shown in Table 3. Note that the residual stress values are expressed as positive for tensile residual stress and negative for compressive residual stress.
また、曲げ疲労特性は、JIS Z 2275に従い、以下の方法により評価した。b=20mm、R=30mmの短冊状試験片に対して、両振り式の平面曲げ疲労試験機を用いて、板表面での曲げ応力が500N/mm2での繰り返し曲げを行った。そして、107回繰り返し後の破断の有無を調査し、破断しなかった場合を○、破断した場合を×として評価した。 The bending fatigue properties were evaluated by the following method in accordance with JIS Z 2275. A rectangular test piece with b=20 mm and R=30 mm was repeatedly bent at a bending stress of 500 N/ mm2 on the plate surface using a bi-directional plane bending fatigue tester. The presence or absence of breakage after 107 repetitions was checked, and the case where no breakage occurred was evaluated as ◯, and the case where breakage occurred was evaluated as ×.
それらの結果を表4にまとめて示す。 The results are summarized in Table 4.
表4に結果を示すように、試験No.14および15は、本発明の規定を満足するため、熱間加工性および耐食性の双方に優れる結果となった。また、試験No.15では、N2吸収処理を行ったため、試験No.14に比べて、γ濃化層の厚さが大きくなり、オーステナイト相の面積率も増加した。加えて、450MPaの圧縮残留応力が導入されたため、曲げ疲労特性が向上した。 As shown in Table 4, Test Nos. 14 and 15 satisfied the provisions of the present invention, and therefore were excellent in both hot workability and corrosion resistance. In addition, in Test No. 15, N2 absorption treatment was performed, so the thickness of the γ-enriched layer was larger than in Test No. 14, and the area ratio of the austenite phase was also increased. In addition, a compressive residual stress of 450 MPa was introduced, and thus the bending fatigue properties were improved.
それらに対して、試験No.16では、N2吸収処理のみでγ濃化層を形成したため、厚さが50μm未満となり不十分であった。また、表面付近における金属組織がオーステナイト単相となったため、結晶粒が著しく粗大化し、熱間加工性が劣る結果となった。 In contrast, in Test No. 16, the γ-enriched layer was formed only by N 2 absorption treatment, and the thickness was insufficient at less than 50 μm. In addition, the metal structure near the surface was austenite single phase, and the crystal grains were significantly coarsened, resulting in poor hot workability.
本発明によれば、高い強度を有するとともに、耐食性および加工性に優れた二相ステンレス鋼を工業的に安定して得ることができる。 According to the present invention, it is possible to obtain duplex stainless steels that have high strength, as well as excellent corrosion resistance and workability, in a stable industrial manner.
Claims (11)
表面から深さ方向に少なくとも50μmまでの領域において、オーステナイト相の面積率が65%以上であるオーステナイト濃化層を有し、
前記厚さ方向中心位置における平均結晶粒径dcと、前記オーステナイト濃化層における平均結晶粒径dsとが、下記(i)式を満足し、
前記厚さ方向中心位置におけるN含有量が、質量%で、0.050%以上である、
二相ステンレス鋼。
0.80≦ds/dc≦1.25 ・・・(i) A hot-rolled duplex stainless steel having a metal structure in which the area ratio of the austenite phase at the center position in the thickness direction is 35% or more and less than 65%,
The steel has an austenite-enriched layer having an austenite phase area ratio of 65% or more in a region extending from the surface to at least 50 μm in a depth direction,
The average grain size dc at the center position in the thickness direction and the average grain size ds in the austenite-enriched layer satisfy the following formula (i):
The N content at the center position in the thickness direction is 0.050% or more by mass%,
Duplex stainless steel.
0.80≦ds/dc≦1.25 (i)
前記表面から深さ方向にtの位置におけるオーステナイト相の面積率より、前記表面から深さ方向にt/2の位置におけるオーステナイト相の面積率の方が高く、
前記表面から深さ方向にt/2の位置におけるオーステナイト相の面積率より、前記表面から深さ方向にt/10の位置におけるオーステナイト相の面積率の方が高い、
請求項1に記載の二相ステンレス鋼。 When the thickness of the austenite-enriched layer is t,
an area ratio of the austenite phase at a position t/2 in a depth direction from the surface is higher than an area ratio of the austenite phase at a position t in a depth direction from the surface;
an area ratio of the austenite phase at a position t/10 in a depth direction from the surface is higher than an area ratio of the austenite phase at a position t/2 in a depth direction from the surface;
The duplex stainless steel of claim 1.
請求項1または請求項2に記載の二相ステンレス鋼。 The area ratio of the austenite phase at a position t/10 in the depth direction from the surface is 90% or more.
The duplex stainless steel according to claim 1 or 2.
請求項1から請求項3までのいずれかに記載の二相ステンレス鋼。 the N content at a position of t/10 in a depth direction from the surface is higher than the N content at a center position in the thickness direction;
The duplex stainless steel according to any one of claims 1 to 3.
C:0.001~0.060%、
Si:0.01~1.50%、
Mn:0.1~6.0%、
P:0.050%以下、
S:0.0050%以下、
Cr:19.0~25.0%、
Ni:1.0~6.0%、
N:0.050~0.25%、
Al:0.003~0.050%、
Ti:0~0.050%、
Nb:0~0.15%、
Mo:0~2.0%、
Cu:0~3.0%、
W:0~2.0%、
Mg:0~0.0050%、
Ca:0~0.0050%、
REM:0~0.30%、
B:0~0.0040%、
残部:Feおよび不純物である、
請求項1から請求項4までのいずれかに記載の二相ステンレス鋼。 The chemical composition at the center position in the thickness direction is, in mass%,
C: 0.001 to 0.060%,
Si: 0.01 to 1.50%,
Mn: 0.1 to 6.0%,
P: 0.050% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 19.0 to 25.0%,
Ni: 1.0 to 6.0%,
N: 0.050 to 0.25%,
Al: 0.003 to 0.050%,
Ti: 0 to 0.050%,
Nb: 0 to 0.15%,
Mo: 0 to 2.0%,
Cu: 0 to 3.0%,
W: 0 to 2.0%,
Mg: 0 to 0.0050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
REM: 0 to 0.30%,
B: 0 to 0.0040%,
The balance is Fe and impurities.
The duplex stainless steel according to any one of claims 1 to 4.
Ti:0.01~0.050%、
Nb:0.02~0.15%、
Mo:0.05~4.0%、
Cu:0.05~4.0%、
W:0.05~4.0%、
Mg:0.0002~0.0050%、
Ca:0.0002~0.0050%、
REM:0.005~0.30%、および、
B:0.0003~0.0040%、
から選択される1種以上を含有する、
請求項5に記載の二相ステンレス鋼。 The chemical composition at the center position in the thickness direction is, in mass%,
Ti: 0.01 to 0.050%,
Nb: 0.02 to 0.15%,
Mo: 0.05 to 4.0%,
Cu: 0.05 to 4.0%,
W: 0.05 to 4.0%,
Mg: 0.0002 to 0.0050%,
Ca: 0.0002 to 0.0050%,
REM: 0.005 to 0.30%, and
B: 0.0003 to 0.0040%,
Contains one or more selected from
The duplex stainless steel of claim 5.
前記厚さ方向中心位置におけるN含有量に対して、前記表面から深さ方向にt/10の位置におけるN含有量が3.0倍以上であり、
前記表面における圧縮残留応力が400MPa以上である、
二相ステンレス鋼。 A duplex stainless steel according to any one of claims 1 to 6, which is cold rolled,
The N content at a position at t/10 in a depth direction from the surface is 3.0 times or more as compared with the N content at the center position in the thickness direction,
The compressive residual stress on the surface is 400 MPa or more;
Duplex stainless steel.
厚さ方向中心位置におけるオーステナイト相の面積率が35%以上65%未満である金属組織を有し、前記厚さ方向中心位置におけるN含有量が、質量%で、0.050%以上である二相ステンレス鋼に対して、
(a)O2濃度を2~10体積%である雰囲気中において、1200~1300℃で5h以上加熱し、熱間圧延を施す工程と、
(b)ショットブラストを施す工程と、
(c)1~10%佛酸と2~20%硝酸とを含む水溶液をノズルから吹き付けることにより酸洗する工程と、を
順に施す、
二相ステンレス鋼の製造方法。 A method for producing the hot-rolled duplex stainless steel according to any one of claims 1 to 4, comprising the steps of:
A duplex stainless steel having a metal structure in which the area ratio of the austenite phase at the center position in the thickness direction is 35% or more and less than 65%, and the N content at the center position in the thickness direction is 0.050% or more, in mass%,
(a) heating at 1200 to 1300 ° C. for 5 h or more in an atmosphere having an O 2 concentration of 2 to 10 vol% and performing hot rolling;
(b) a step of performing shot blasting;
(c) pickling the steel sheet by spraying an aqueous solution containing 1 to 10% fluoride and 2 to 20% nitric acid from a nozzle;
Manufacturing method of duplex stainless steel.
C:0.001~0.060%、
Si:0.01~1.50%、
Mn:0.1~6.0%、
P:0.050%以下、
S:0.0050%以下、
Cr:19.0~25.0%、
Ni:1.0~6.0%、
N:0.050~0.25%、
Al:0.003~0.050%、
Ti:0~0.050%、
Nb:0~0.15%、
Mo:0~2.0%、
Cu:0~3.0%、
W:0~2.0%、
Mg:0~0.0050%、
Ca:0~0.0050%、
REM:0~0.30%、
B:0~0.0040%、
残部:Feおよび不純物である、
請求項8に記載の二相ステンレス鋼の製造方法。 The chemical composition at the center position in the thickness direction is, in mass%,
C: 0.001 to 0.060%,
Si: 0.01 to 1.50%,
Mn: 0.1 to 6.0%,
P: 0.050% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 19.0 to 25.0%,
Ni: 1.0 to 6.0%,
N: 0.050 to 0.25%,
Al: 0.003 to 0.050%,
Ti: 0 to 0.050%,
Nb: 0 to 0.15%,
Mo: 0 to 2.0%,
Cu: 0 to 3.0%,
W: 0 to 2.0%,
Mg: 0 to 0.0050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
REM: 0 to 0.30%,
B: 0 to 0.0040%,
The balance is Fe and impurities.
The method for producing the duplex stainless steel according to claim 8.
Ti:0.01~0.050%、
Nb:0.02~0.15%、
Mo:0.05~4.0%、
Cu:0.05~4.0%、
W:0.05~4.0%、
Mg:0.0002~0.0050%、
Ca:0.0002~0.0050%、
REM:0.005~0.30%、および、
B:0.0003~0.0040%、
から選択される1種以上を含有する、
請求項9に記載の二相ステンレス鋼の製造方法。 The chemical composition at the center position in the thickness direction is, in mass%,
Ti: 0.01 to 0.050%,
Nb: 0.02 to 0.15%,
Mo: 0.05 to 4.0%,
Cu: 0.05 to 4.0%,
W: 0.05 to 4.0%,
Mg: 0.0002 to 0.0050%,
Ca: 0.0002 to 0.0050%,
REM: 0.005 to 0.30%, and
B: 0.0003 to 0.0040%,
Contains one or more selected from
The method for producing the duplex stainless steel according to claim 9.
前記(c)の工程の後に、前記二相ステンレス鋼に対して、冷間圧延を施し、
(d)N2を含む雰囲気中において、1000~1200℃で10min以内の加熱保持する工程を、さらに施して、請求項7に記載の冷間圧延された二相ステンレス鋼を製造する、
二相ステンレス鋼の製造方法。 In the method for producing a duplex stainless steel according to any one of claims 8 to 10,
After the step (c), the duplex stainless steel is subjected to cold rolling;
(d) A step of heating and holding at 1000 to 1200 ° C. for 10 min or less in an atmosphere containing N 2 is further carried out to produce the cold-rolled duplex stainless steel according to claim 7 .
Manufacturing method of duplex stainless steel.
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