WO2010107132A1 - プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板 - Google Patents

プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2010107132A1
WO2010107132A1 PCT/JP2010/055147 JP2010055147W WO2010107132A1 WO 2010107132 A1 WO2010107132 A1 WO 2010107132A1 JP 2010055147 W JP2010055147 W JP 2010055147W WO 2010107132 A1 WO2010107132 A1 WO 2010107132A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
stainless steel
phase
duplex stainless
press formability
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2010/055147
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
秦野正治
高橋明彦
詠一朗 石丸
謙 木村
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp filed Critical Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority to EP10753622.9A priority Critical patent/EP2410068B1/en
Priority to US13/256,977 priority patent/US20120009433A1/en
Priority to ES10753622T priority patent/ES2720184T3/es
Priority to CN201080012544XA priority patent/CN102356173B/zh
Priority to KR1020147021833A priority patent/KR101538750B1/ko
Publication of WO2010107132A1 publication Critical patent/WO2010107132A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12229—Intermediate article [e.g., blank, etc.]

Definitions

  • the present invention relates to a duplex stainless steel sheet excellent in press formability represented by overhang workability.
  • Austenitic stainless steel represented by SUS304 is used in a wide range of processing applications such as kitchen equipment, home appliances, and electronic equipment because of its excellent balance between corrosion resistance and workability.
  • austenitic stainless steel has an extremely high elongation at break compared to ferritic stainless steel and duplex stainless steel, and is excellent in stretch workability, and is often preferred for press forming of steel sheets.
  • austenitic stainless steel contains a large amount of rare and expensive Ni, there is a problem in the spread and economy in the future. For a long time, a duplex stainless steel saving the amount of Ni has been known as an alternative to austenitic stainless steel.
  • Patent Documents 1 to 3 Ni: 1 to 7%, Si: more than 1 to 5%, N: 0.04 to 2%, Cr: 17 to 22%, and Mn, Cu, etc. are added and Ni balance value
  • a high-strength duplex stainless steel for vehicles is disclosed in which the Young's modulus is increased by adjusting.
  • These duplex stainless steels are characterized by high Si and low Ni, and 0.2% proof stress combines high strength exceeding 500 MPa and high elongation.
  • an austenitic ferritic stainless steel having high ductility in which the Ni content is further reduced and a relatively large amount of N is added has been reported.
  • Patent Document 4 and Patent Document 5 disclose austenitic and ferritic stainless steels that are excellent in formability and have high ductility by regulating the amount of Ni to 3% or less and adjusting the C + N and component balance in the austenite phase. Yes.
  • Patent Document 6 states that the Ni content is defined as 1% or less, the Mn content is defined as 2% or less, and the N form is added in the range of 0.05 to 0.6%.
  • An austenitic ferritic stainless steel having excellent crevice corrosion resistance is disclosed. In the examples of the above publication, at least 0.08% or more of N is added in order to reduce the amount of Ni.
  • Patent Document 7 discloses a ferritic / austenitic stainless steel excellent in corrosion resistance and workability directed to lowering Ni by limiting the upper limit of N content to 0.15%. These stainless steels have Cr + 3Mo + 10N-Mn ⁇ 18% from the viewpoint of corrosion resistance, and define the austenite grain size, aspect ratio, and interparticle distance from the viewpoint of workability.
  • the steel disclosed in the above publication has an austenite phase of less than 50% and a ferrite phase as a main phase.
  • the steels disclosed in the above-mentioned patent documents utilize not less than N for saving Ni and increasing strength. There are many studies on the influence of N on the mechanical properties of stainless steel and other steel materials, and the influence of N addition on the increase in 0.2% proof stress is large.
  • Non-Patent Document 1 when more than 0.1% N is added to an Fe-Cr-Ni-Mn alloy, the 0.2% yield strength at room temperature far exceeds 400 MPa. In fact, the 0.2% proof stress of the steels disclosed in Patent Documents 1 to 3 is over 500 MPa. In Patent Documents 4 to 7, although 0.2% proof stress is not described, it is easily estimated from Non-Patent Document 1 to exceed 400 MPa. As described above, when the 0.2% proof stress exceeds 400 MPa, it is generally higher than 100 MPa as compared with austenitic stainless steel such as SUS304. Therefore, in the press formability of the steel plate, there are concerns about problems such as wear and damage of the mold, which are difficult to process due to insufficient power in the existing press machine. In other words, in the duplex stainless steel with reduced Ni, the present situation is that the steel plate that can be press-molded inferior to the austenitic stainless steel plate such as SUS304 is not clarified.
  • the present invention is a two-phase excellent in press formability having 0.2% proof stress and Erichsen value equivalent to austenitic stainless steel such as SUS304 by controlling the steel components, Ni balance and austenite phase ratio. It aims at providing a stainless steel plate.
  • the present inventors conducted intensive research on the effects of components, Ni balance, and austenite phase ratio on 0.2% proof stress and Erichsen value of Ni-saving duplex stainless steel, The present invention has been completed.
  • the gist of the present invention is as follows. (1) In mass% C: 0.05% or less, Si: 0.5 to 3%, Mn: 1-5% Cr: 16-21%, Ni: 1-6%, Cu: 0.5 to 3%, N: Ni-bal. Containing 0.07% or less and given by the following formula ⁇ 1>.
  • Duplex stainless steel sheet with excellent formability. Ni-bal. 30 (C + N) + Ni + 0.5Mn + 0.3Cu -1.1 (Cr + 1.5Si) +8.2 ...
  • the steel is further in mass%, Mo: 1% or less, Nb: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Ti: 0.5% or less, Sn: 1% or less, Sb: 1% or less, W: 1% or less, Al: A duplex stainless steel sheet excellent in press formability as described in (1) above, containing one or more of 0.1% or less.
  • the steel is further in mass%, B: 0.01% or less, Ca: 0.01% or less, Mg: 0.01% or less, La: 0.3% or less, Ce: 0.3% or less, Zr: 0.3% or less, Y: 0.3% or less, The duplex stainless steel sheet having excellent press formability as described in (1) or (2) above, wherein one or more of the above are contained.
  • duplex stainless steel sheet having excellent press formability according to the above (1) or (2) wherein the 0.2% proof stress in a tensile test is less than 400 MPa and the elongation at break is 35% or more.
  • the steel has 0.2% proof stress and Erichsen value equivalent to austenitic stainless steel such as SUS304, and has excellent press formability.
  • a duplex stainless steel sheet can be provided.
  • the duplex stainless steel sheet of the present invention can be press-molded in the same manner as an austenitic stainless steel sheet such as SUS304, and has the remarkable effect that Ni can be saved.
  • FIG. 1 is a diagram illustrating the relationship between Erichsen values and components.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the Erichsen value and the Ni balance.
  • Table 1 shows typical test steel components.
  • the duplex stainless steel having such components was melted in vacuum to produce a hot rolled sheet having a thickness of 5 mm.
  • Hot-rolled sheet annealing was performed at 1050 ° C. and pickled to produce a cold-rolled sheet having a thickness of 0.6 mm.
  • Cold-rolled sheet annealing was performed at 1050 ° C.
  • the cold-rolled annealed plate was subjected to austenite ( ⁇ ) phase ratio measurement, JIS 13B tensile test, and Erichsen test.
  • the ⁇ phase ratio was determined by measuring a phase map that identifies the crystal structure of fcc and bcc by the EBSP method on the plate cross section.
  • JIS 13B tensile test a tensile specimen was taken from the rolling direction, the tensile speed was 10 mm / min (range specified by JIS Z 2241), 0.2% proof stress (0.2% PS), and tensile strength (TS ), Elongation at break (EL) was measured.
  • the Eriksen test was conducted by collecting 90 mm square test pieces and performing the method B according to JIS Z 2247 (wrinkle pressure 1 ton), and measuring the molding height (Erichsen value) when the crack penetrated the plate thickness.
  • Table 2 shows the mechanical properties, Erichsen value (Er), and ⁇ phase ratio ( ⁇ ) obtained from the plates of typical test steel components compared with SUS430LX and SUS304 steels of ferrite ( ⁇ ) and ⁇ single phase. As shown. As is clear from Table 2, Steel A has an Erichsen value comparable to SUS304.
  • the 0.2% proof stress is significantly higher than that of SUS304, and the Erichsen value is equal to or less than that of ⁇ -type SUS430LX. . It is generally known that the Erichsen value increases in proportion to the elongation at break of the material.
  • the high-strength duplex stainless steel to which N is added does not necessarily have an Erichsen value commensurate with high elongation. That is, the steels B and C to which N is added may not be able to obtain high workability in a deformation mode assuming press forming different from the tensile test.
  • the component of steel A has a feature of low N ⁇ Si addition. By reducing N, the strength and work hardening of the ⁇ phase are lowered. Si selectively dissolves in the ⁇ phase to increase the strength and work hardening of the ⁇ phase.
  • the Erichsen value of 11 mm is difficult to reach with ⁇ -type stainless steel and is set to a threshold value close to that of ⁇ -type stainless steel.
  • a high Erichsen value of 11 mm or more can be obtained when N is 0.07% or less and Si is added in the range of 0.5 to 3%.
  • FIG. 2 shows the result of the arrangement.
  • Ni-bal. 30 (C + N) + Ni + 0.5Mn + 0.3Cu-1.1 (Cr + 1.5Si) +8.2.
  • Ni-bal. Is often used as an index for the generation of ⁇ and ⁇ phases.
  • the inventors have found novel findings obtained in the range of ⁇ 7.5 to ⁇ 3.5, more preferably in the range of ⁇ 6 to ⁇ 4.
  • the present inventions (1) to (4) have been completed based on the findings [a] to [g].
  • “%" display of the content of each element means “mass%”.
  • A The reason for limitation of a component is demonstrated below. C increases the ⁇ phase rate and also concentrates in the ⁇ phase to increase the stability of the ⁇ phase. Therefore, Ni-bal. Is effectively acted on the expression of the press formability that is the object of the present invention. In order to acquire the said effect, containing 0.001% or more is preferable.
  • the upper limit is made 0.05%.
  • Si is selectively dissolved in the ⁇ phase to increase the strength and work hardening of the ⁇ phase, reduce the strength difference between the ⁇ phase and the ⁇ phase, and express the press formability targeted by the present invention. It is an essential additive element. Furthermore, it has the effect of increasing the stability of the ⁇ phase and suppressing martensitic transformation in the cooling process after annealing. When martensitic transformation is performed, the ⁇ phase becomes a hard phase, which significantly impairs workability.
  • the upper limit is 3%.
  • a preferred range is 1.5 to 2.5%.
  • Mn increases the ⁇ phase rate and also concentrates in the ⁇ phase to increase the stability of the ⁇ phase. Therefore, Ni-bal. Is effectively acted on the expression of the press formability that is the object of the present invention.
  • 1% or more is added. However, if it exceeds 5%, in addition to the decrease in corrosion resistance, the strength of the ⁇ phase increases and the press formability decreases. Therefore, the upper limit is 5%.
  • the preferred range is 2 to 4.5%. More preferably, it is 3 to 4%.
  • Cr is a constituent element of the ⁇ phase, and also has an effect of ensuring the corrosion resistance and adjusting the stability of the ⁇ phase to express the press formability intended by the present invention. Cr, like Si, suppresses the ⁇ -phase martensitic transformation in the cooling process after annealing. Therefore, in order to ensure the effect on the stability and corrosion resistance of the ⁇ phase, the content is made 16% or more. However, if it exceeds 21%, it becomes difficult to make the ⁇ phase as the main phase, which leads to a decrease in the workability targeted by the present invention. Therefore, the upper limit is 21% or less.
  • the preferred range is 16.5 to 18.5%.
  • Ni is an effective ⁇ -phase-forming element, and Ni-bal. Is effectively acted on the expression of the press formability that is the object of the present invention. In order to obtain the above effect, 1% or more is added. However, if it exceeds 6%, it cannot be said that Ni is saved, and the raw material cost is increased. Therefore, the upper limit is 6%. From the viewpoint of workability and cost, the preferred range is 2 to 5%. More preferably, it is 2.5 to 4.5%.
  • Cu is an effective ⁇ -phase-forming element like Ni and Mn, and Ni-bal. Is effectively acted on the expression of the press formability that is the object of the present invention.
  • N is an effective ⁇ -phase-forming element as in C and Ni, and Ni-bal. Is effectively acted on the expression of the press formability that is the object of the present invention. Therefore, it is preferable to contain 0.001% or more. On the other hand, it has the effect of increasing the strength and work hardening of the ⁇ phase and expanding the strength difference between the ⁇ phase and the ⁇ phase.
  • the press formability targeted by the present invention is reduced. Accordingly, as shown in FIG. 1, the upper limit is 0.07%. From the viewpoint of the workability targeted by the present invention, the preferred range is 0.02 to 0.06%.
  • Mo may be added in a timely manner in order to improve the corrosion resistance. In order to obtain the effect of improving the corrosion resistance, it is preferable to add 0.1% or more. However, if it exceeds 1%, the economy may be impaired. Therefore, when adding, it shall be 1% or less. From the viewpoint of corrosion resistance and economy, the preferred range when added is 0.2 to 0.8%. Nb, V, and Ti exhibit the same effect as Si and improved corrosion resistance.
  • solid solution strengthening in the ⁇ phase reduces the strength difference between the ⁇ phase and the ⁇ phase to improve press formability, and suppresses the martensitic transformation of the ⁇ phase in the cooling process after annealing.
  • the economy may be impaired. Therefore, when adding, it is 0.5% or less respectively.
  • the preferred range for addition is 0.1 to 0.3%.
  • Sn, Sb, and W may be added at appropriate times in order to improve the corrosion resistance. In order to obtain the effect of improving the corrosion resistance, it is preferable to add 0.01% or more respectively.
  • the productivity such as hot workability may be impaired. Therefore, when adding, it is 1% or less respectively.
  • the preferred range for addition is 0.1 to 0.6%.
  • Al is a strong deoxidizer and may be added as needed. In order to acquire the said effect, adding 0.001% or more is preferable. However, if it exceeds 0.1%, nitrides may be formed, leading to a decrease in surface defects and corrosion resistance. Therefore, when adding, it shall be 0.1% or less. From the viewpoint of the above effects and manufacturability, the preferred range when added is 0.005 to 0.05%.
  • B, Ca, and Mg may be added in a timely manner in order to improve hot workability.
  • the corrosion resistance may be significantly reduced. Therefore, when adding, it is 0.01% or less respectively.
  • the preferred range for addition is 0.0005 to 0.01%.
  • Rare earth elements (REM) such as La, Ce, Zr, and Y also have the effect of improving hot workability in the same manner as B, Ca, and Mg. Therefore, you may add timely.
  • adding 0.001% or more of each is preferable. However, if it exceeds 0.3%, economic efficiency may be impaired. Therefore, when adding, it shall be 0.3% or less, respectively.
  • P, S, and O oxygen
  • P, S, and O are elements harmful to hot workability and corrosion resistance.
  • P is preferably 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
  • S is preferably 0.01% or less. More preferably, it is 0.005% or less, More preferably, it is less than 0.002%.
  • O is preferably 0.01% or less. More preferably, it is 0.005% or less, More preferably, it is less than 0.002%.
  • Ni-bal Ni-bal.
  • ⁇ 1> is calculated from the amounts of C, N, Ni, Mn, Cu, Cr, and Si.
  • the index relating to the generation of the ⁇ phase and the ⁇ phase defined in (1) defines the range in order to obtain the press formability targeted by the present invention.
  • the Erichsen value as an index of press formability is calculated from Ni-bal. In the range of ⁇ 7.5 to ⁇ 3.5, the target value of the Erichsen value of 11 mm of the present invention is achieved. Therefore, Ni-bal.
  • the range of ⁇ 6 to ⁇ 4 in which the Erichsen value is a maximum value is obtained from the examination result of FIG. 2 described above.
  • the duplex stainless steel sheet of the present invention comprises the components described in the section (A) and Ni-bal.
  • the ⁇ phase ratio is defined.
  • the ⁇ phase ratio is Ni-bal. Is generally correlated. That is, the ⁇ phase ratio is Ni-bal. It tends to increase with the rise of.
  • the ⁇ production ability in the finish annealing temperature region described later is Ni-bal. It does not necessarily correspond uniquely to the coefficient of each element. Therefore, in order to obtain the press formability targeted by the present invention, Ni-bal.
  • the ⁇ phase ratio can be obtained by the EBSP method.
  • the EBSP method is described in, for example, a microscope; Seiichi Suzuki, Vol. 39, no. 2, 121-124, crystal system data of ⁇ phase (fcc) and ⁇ phase (bcc) is designated and a phase distribution map colored for each phase is displayed.
  • the ⁇ phase ratio can be obtained, and the dispersion form of the ⁇ phase and the ⁇ phase can also be grasped.
  • the sample is a cross section in the plate thickness direction, and the measurement magnification is 500.
  • the lower limit of the ⁇ phase ratio is 50% in order to ensure the press formability that is the object of the present invention.
  • Non-Patent Document 2 reports the microstructure of duplex stainless steel characterized by high Si and low Ni related to the development of Patent Documents 1 to 3. As described in the background art, these steels aim to increase 0.2% proof stress in order to secure the strength for vehicles.
  • the 0.2% yield strength of the ⁇ phase is smaller than that of the ⁇ phase. Therefore, in order to increase the 0.2% yield strength, it is preferable that the ⁇ phase is the main phase in the two-phase structure.
  • the metal structure shown in Non-Patent Document 2 has a ⁇ phase as a main phase (53.3 to 75.0% ⁇ ) in a duplex stainless steel having a Cr content exceeding 17%. Accordingly, the metal structure of the present invention aimed at improving the press formability of the steel sheet is different from the metal structure of steel disclosed in Patent Documents 1 to 3.
  • the duplex stainless steel sheet according to the present invention has the ⁇ phase as the main phase and the remainder as the ⁇ phase.
  • the ⁇ phase may undergo martensitic transformation in the cooling process after annealing.
  • the martensite phase may be inevitably mixed as long as the target press formability is not impaired in the present invention.
  • the dispersion form of the ⁇ phase when ⁇ is the main phase is not particularly specified.
  • the ⁇ phase is preferably finely dispersed. Specifically, it is preferable that ⁇ phases of less than 50 ⁇ m are dispersed in the form of fibers or particles in the thickness direction.
  • C Mechanical properties and Erichsen value will be described below.
  • the duplex stainless steel sheet of the present invention comprises the components described in the section (A) and Ni-bal.
  • the ⁇ phase ratio described in the item (B) is specified.
  • the mechanical properties and Erichsen value of the steel sheet satisfying such regulations are preferably the following values so that press forming can be performed in the same manner as austenitic stainless steel sheets such as SUS304.
  • the 0.2% proof stress is preferably less than 400 MPa so as to be comparable to austenitic stainless steel such as SUS304.
  • 400 MPa or more when an actual press is assumed, there is a concern about insufficient power of the press and wear / damage of the mold. More preferably, it is 350 MPa or less.
  • the lower limit is not particularly specified, but a more preferable range is 250 to 350 MPa in consideration of the amount of C + N and the amount of alloy to be added.
  • the elongation at break is preferably 35% or more in order to obtain a high Erichsen value, as described in the explanation of the test steels A, B and C in Table 2 and [g]. More preferably, it is 40% or more, More preferably, it is 45% or more.
  • the Eriksen value is important as an index of press formability represented by overhang processability. As described in the test method and [f], in order to obtain press formability comparable to the target austenitic stainless steel in the present invention, it is preferably 11 mm or more. More preferably, it is set to 12 mm or more. Although the upper limit is not particularly provided, it is difficult to exceed 15 mm under the conditions specified in JIS Z 2241 Method B (wrinkle pressure 1 ton).
  • the manufacturing method will be described below.
  • the components described in the section (A) and Ni-bal. And the production method is not particularly limited as long as the ⁇ phase ratio described in the item (B) is satisfied.
  • the finish cold rolling and finish annealing conditions affect the ⁇ phase ratio and the structure dispersion.
  • the rolling reduction in cold rolling is preferably 40% or more from the viewpoint of fine dispersion of the ⁇ phase that is the second phase.
  • the cooling after annealing is preferably performed at a cooling rate of air cooling or higher (approximately 3 ° C./second or higher) in order to suppress the martensitic transformation of the ⁇ phase.
  • a duplex stainless steel having the components shown in Table 3 was melted and hot rolled to produce a hot rolled sheet having a thickness of 4.0 to 5.0 mm.
  • Steel No. 1 ⁇ Steel No. 22 is a component defined in the present invention and Ni-bal. It is what has. Steel No. 23 and 24 have components specified in the present invention, but Ni-bal. Is outside the scope of the present invention.
  • Steel No. Nos. 25 to 27 are Ni-bal. However, the component range is outside the scope of the present invention.
  • After these hot-rolled sheets were annealed and pickled, they were cold-rolled to a thickness of 0.7 mm and finish-annealed at 1050 ° C.
  • the Erichsen value is higher than that of SUS430LX and is comparable to or higher than ⁇ -based stainless steel such as SUS304.
  • the elongation was less than 35% or the ⁇ phase ratio was less than 50%, and the Erichsen value of 11 mm or more, which was the target of the present invention, was not reached. From this, it can be seen that even if the component defined in the present invention is satisfied, if the Ni-bal range is out, the target Erichsen value of the present invention is not reached. No. Nos.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本発明は、鋼の成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率を規定することにより、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と同等の０．２％耐力とエリクセン値を具備する、プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板を提供するものであり、質量％にて、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５～３％、Ｍｎ：１～５％、Ｃｒ：１６～２１％、Ｎｉ：１～６％、Ｃｕ：０．５～３％、Ｎ：０．０７％以下を含有し、下記＜１＞式で与えられるＮｉ－ｂａｌ．値が－７．５以上、－３．５以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相率を５０％以上、９５％以下で残部がフェライト相からなる二相ステンレス鋼板である。 Ｎｉ－ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ －１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２　・・・＜１＞

Description

プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板
　本発明は、張り出し加工性に代表されるプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板に関するものである。
　ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は、耐食性と加工性のバランスに優れることから、厨房機器、家電製品、電子機器など広範囲の加工用途に使用されている。一般に、オーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼や二相ステンレス鋼と比較して破断伸びが著しく高く、張り出し加工性に優れており、鋼板のプレス成形において好まれる場合が多い。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、希少で高価なＮｉを多量に含有するため、将来にわたっての普及性と経済性には問題がある。
　古くから、オーステナイト系ステンレス鋼の代替として、Ｎｉ量を節約した二相ステンレス鋼が知られている。特許文献１~３には、Ｎｉ：１~７％、Ｓｉ：１超~５％、Ｎ：０．０４~２％、Ｃｒ：１７~２２％でＭｎやＣｕなどを添加してＮｉバランス値を調整してヤング率を高めた車両用高強度二相ステンレス鋼が開示されている。これら二相ステンレス鋼は、高Ｓｉ・低Ｎｉを特徴とし、０．２％耐力は５００ＭＰａ超の高強度と高い伸びを兼備している。
　近年、Ｎｉ含有量をさらに節減してＮを比較的多量に添加した高延性を有するオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼が報告されている。特許文献４と特許文献５には、Ｎｉ量を３％以下に規制し、オーステナイト相中のＣ＋Ｎと成分バランスを調整して高延性を有する成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼が開示されている。これに関連するものとして、特許文献６には、Ｎｉ量を１％以下、Ｍｎ量を２％以下に規定し、Ｎ量を０．０５~０．６％の範囲で添加した張り出し成形性と耐隙間腐食性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼が開示されている。上記公報の実施例では、Ｎｉ量を節減するために、Ｎ量を少なくとも０．０８％以上添加している。
　最近、特許文献７には、Ｎ量の上限を０．１５％に制限し低Ｎｉ化を指向した耐食性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。これらステンレス鋼は、耐食性の視点からＣｒ＋３Ｍｏ＋１０Ｎ−Ｍｎ≧１８％とし、加工性の観点からオーステナイト粒の粒径とアスペクト比、粒子間距離を規定している。上記公報に開示された鋼は、オーステナイト相を５０％未満とし、フェライト相を主相としている。
　上述した特許文献に開示された鋼は、Ｎｉ節減や高強度化のために少なからずＮを活用している。ステンレス鋼をはじめ鉄鋼材料の機械的性質に及ぼすＮの影響については多くの研究があり、０．２％耐力の上昇に対するＮ添加の影響は大きい。例えば、非特許文献１では、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｎ合金へ０．１％超のＮを添加すると、常温で０．２％耐力は４００ＭＰａをはるかに超える。実際、特許文献１~３に開示された鋼の０．２％耐力は５００ＭＰａ超である。特許文献４~７では０．２％耐力の記載がないものの、非特許文献１から４００ＭＰａを超えることが容易に推測される。
　上述したように、０．２％耐力は４００ＭＰａを超える場合、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と比較すると、一般的に１００ＭＰａ超高い値である。そのため、鋼板のプレス成形性において、現有のプレス機ではパワ−不足のため加工が困難となる、金型の磨耗・損傷等の問題が危惧される。言い換えると、Ｎｉを節減した二相ステンレス鋼において、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼板と遜色なくプレス成形可能な鋼板については明らかにされていないのが現状である。
特開昭６２−４７４６１号公報 特開昭６２−４７４６２号公報 特開昭６２−４７４６３号公報 特開２００６−１６９６２２号公報 特開２００６−１８３１２９号公報 特開２００６−２０００３５号公報 ＷＯ２００９／０１７２５８号公報
第１９０回西山記念技術講座、平成１８年１１月、（社）日本鉄鋼協会、ｐ．６０ 日本ステンレス技報、Ｎｏ．２１（１９８６）、ｐ．３~５
　本発明は、鋼の成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率をコントロールすることにより、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と同等の０．２％耐力とエリクセン値を具備する、プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前記した課題を解決するために、Ｎｉを節減した二相ステンレス鋼の０．２％耐力とエリクセン値に及ぼす成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率の影響について鋭意研究を行い、本発明を完成させた。
　本発明の要旨は、次の通りである。
　（１）　質量％にて、
Ｃ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．５~３％、
Ｍｎ：１~５％、
Ｃｒ：１６~２１％、
Ｎｉ：１~６％、
Ｃｕ：０．５~３％、
Ｎ：０．０７％以下
を含有し、下記＜１＞式で与えられるＮｉ−ｂａｌ．値が−７．５以上、−３．５以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相率が５０％以上、９５％以下で残部がフェライト相であることを特徴とするプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
Ｎｉ−ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ
　　　　　　　　−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・＜１＞式
　（２）　前記鋼が、さらに質量％にて、
Ｍｏ：１％以下、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．５％以下、
Ｓｎ：１％以下、
Ｓｂ：１％以下、
Ｗ：１％以下、
Ａｌ：０．１％以下
の１種または２種以上含有していることを特徴とする上記（１）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
　（３）　前記鋼が、さらに質量％にて、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
Ｌａ：０．３％以下、
Ｃｅ：０．３％以下、
Ｚｒ：０．３％以下、
Ｙ：０．３％以下、
の１種または２種以上含有していることを特徴とする上記（１）または（２）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
　（４）　引張試験における０．２％耐力が４００ＭＰａ未満、破断伸びが３５％以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
　（５）　引張試験における０．２％耐力が４００ＭＰａ未満、破断伸びが３５％以上であることを特徴とする上記（３）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
　（６）　エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
　（７）　エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする上記（３）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
　（８）　エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする上記（４）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
　（９）　エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする上記（５）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
　以下の説明で、上記（１）~（９）の鋼に係わる発明をそれぞれ本発明という。また、（１）~（９）の発明を合わせて、本発明ということがある。
　本発明によれば、鋼の成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率を規定することにより、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と同等の０．２％耐力とエリクセン値を具備する、プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板を提供することが出来る。本発明の二相ステンレス鋼板は、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼板と遜色なくプレス成形可能であり、Ｎｉを節減することが出来るという顕著な効果を奏する。
　図１は、エリクセン値と成分の関係を示す図である。
　図２は、エリクセン値とＮｉバランスの関係を示す図である。
　本発明者らは、前記した課題を解決するために、Ｎｉを節減した二相ステンレス鋼の０．２％耐力とエリクセン値に及ぼす成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率の影響について鋭意研究を行い、本発明を完成させた。以下にその代表的な実験結果について説明する。
　表１には代表的な供試鋼成分を示している。このような成分の二相ステンレス鋼を真空溶解し、５ｍｍ厚の熱延板を製造した。熱延板焼鈍は１０５０℃で行い、酸洗して０．６ｍｍ厚の冷延板を作製した。冷延板焼鈍は１０５０℃で実施した。冷延焼鈍板は、オーステナイト（γ）相率の測定、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験、エリクセン試験に供した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　γ相率は、板断面においてＥＢＳＰ法によりｆｃｃとｂｃｃの結晶構造を同定する相マップの測定により求めた。ＪＩＳ１３Ｂ引張試験は、圧延方向から引張試験片を採取し、引張速度は１０ｍｍ／分（ＪＩＳ　Ｚ　２２４１で規定する範囲）とし、０．２％耐力（０．２％ＰＳ）、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（ＥＬ）を測定した。エリクセン試験は、９０ｍｍ角試験片を採取してＪＩＳ　Ｚ　２２４７に準拠するＢ法（しわ押さえ圧１トン）で実施し、割れが板厚を貫通した時の成形高さ（エリクセン値）を測定した。
　表２には、代表的な供試鋼成分の板から得られた機械的性質とエリクセン値（Ｅｒ）、γ相率（γ）をフェライト（α）およびγ単相のＳＵＳ４３０ＬＸとＳＵＳ３０４鋼と比較して示している。表２から明らかなように、鋼ＡはＳＵＳ３０４と遜色ないエリクセン値を有している。一方、Ｎを添加した鋼ＢおよびＣは高い伸びを有しても、０．２％耐力はＳＵＳ３０４と比較して大幅に高く、エリクセン値はα系のＳＵＳ４３０ＬＸと同等あるいはそれを下回る値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　通常、エリクセン値は材料の破断伸びに比例して上昇することが知られている。しかしながら、上述したようにＮを添加した強度の高い二相ステンレス鋼は、高い伸びに見合うエリクセン値が必ずしも得られていない。すなわち、Ｎを添加した鋼Ｂ、Ｃは、引張試験と異なるプレス成形を想定した変形様式において高い加工性が得られない場合がある。このような原因を明らかにするために、鋼Ａ、Ｂ、Ｃの引張試験およびエリクセン試験後の破断部近傍において、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により詳細な組織観察を行った。その結果、前記した表２に記載の実験結果を説明する下記の知見を得るに至った。
　〔ａ〕引張試験後の破断部は、すべて板厚減少を伴ったくびれを生じた。他方、エリクセン試験後では、エリクセン値の低かった鋼Ｂ、Ｃは殆どくびれずに破断に至っていた。
　〔ｂ〕鋼ＢとＣのエリクセン試験後の破断部近傍では、γ／αの異相界面付近から多数の微小ボイドが発生した。このような微小ボイドを起点として割れがα相あるいはγ／α相界面を進展していく様子が観察された。
　〔ｃ〕Ｎはγ相に濃化して強度と加工硬化を高める。そのため、Ｎを添加すると、γ相とα相の強度差は加工度とともに広がることが容易に予測できる。上記〔ｂ〕の観察結果はα相とγ相の強度差に由来していると考えられる。
　〔ｄ〕エリクセン値の高い鋼Ａは、α／γ界面からの微小ボイドの発生が大幅に抑制されるとともに、α相は変形能の大きいγ相に追従することで引張試験と同様に大きなくびれを伴って破断に至っていることを確認した。
　〔ｅ〕鋼Ａの成分は、低Ｎ・Ｓｉ添加の特徴を有する。Ｎを低減することでγ相の強度と加工硬化は低下する。Ｓｉは、α相へ選択的に固溶し、α相の強度と加工硬化を高める。このようにして、α相とγ相の強度差を低減し、変形能の高いγ相を主相とすることにより良好なエリクセン値が得られたと考えられる。
　〔ｆ〕前記した〔ｅ〕の考え方に基づいて、Ｎ量とＳｉ量に着目して高いエリクセン値が得られる成分範囲を詳細に調べた。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣｕはＮｉバランスで−９から−２の範囲に入るように調整した。図１に結果を示す。図中には、エリクセン値が１１ｍｍ以上を○、１１ｍｍ未満を×と表記した。エリクセン値１１ｍｍは、α系ステンレスでは到達困難であり、γ系ステンレスに近いしきい値とした。図１から分かるように、１１ｍｍ以上の高いエリクセン値は、Ｎを０．０７％以下とし、Ｓｉを０．５~３％の範囲で添加した場合に得られることが分かった。
　〔ｇ〕図１のエリクセン値について、Ｎｉ−ｂａｌ．で整理した結果を図２に示す。ここで、Ｎｉ−ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２　と定義する。Ｎｉ−ｂａｌ．はγ相とα相の生成に係る指数としてよく用いられる。図２には、同指数でγ系ステンレス鋼のエリクセン値を併記した。γ系ステンレス鋼では、良好なエリクセン値を与える成分範囲が存在する。この理由は、γ相の加工誘起マルテンサイト変態による伸びの上昇（変態誘起塑性：ＴＲＩＰ）に基づく。本検討により、〔ｅ〕および〔ｆ〕で記した成分範囲において、γ系ステンレス鋼と同様なＴＲＩＰ現象に基づく伸びとエリクセン値の両者が効果的に上昇する成分バランス（Ｎｉ−ｂａｌの範囲）を見出した。すなわち、高いエリクセン値は、Ｎｉ−ｂａｌ．＝−７．５~−３．５の範囲、より好ましくは−６から−４の範囲において得られる新規な知見を見出した。
　前記（１）~（４）の本発明は、上記〔ａ〕~〔ｇ〕の知見に基づいて完成されたものである。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　（Ａ）成分の限定理由を以下に説明する。
　Ｃは、γ相率を高めると共に、γ相中に濃化して、γ相の安定度を高める。従って、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。上記効果を得るためには、０．００１％以上含有することが好ましい。しかし、０．０５％を超えると、γ相の強度が上昇するとともに、炭化物の粒界析出による鋭敏化を生じやすく耐食性の低下に繋がる。そのため、上限は０．０５％とする。好ましくは０．０３％以下である。
　Ｓｉは、α相へ選択的に固溶し、α相の強度と加工硬化を高めて、α相とγ相の強度差を低減して本発明の目的とするプレス成形性を発現させるために必須の添加元素である。さらに、α相の安定度を高めて、焼鈍後の冷却過程でのマルテンサイト変態を抑制する作用も持つ。マルテンサイト変態するとα相は硬質相となり、加工性を著しく阻害する。本発明の目的とする加工性への効果を得るためには、図１でも示したように０．５％以上添加する。しかし、３％超の添加は、α相の硬質化と加工性の低下を招く。そのため、上限は３％とする。好ましい範囲は１．５~２．５％である。
　Ｍｎは、γ相率を高めると共に、γ相中に濃化して、γ相の安定度を高める。従って、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。上記効果を得るためには、１％以上添加する。しかし、５％を超えると、耐食性の低下に加えて、γ相の強度が上昇してプレス成形性の低下を招く。そのため、上限は５％とする。加工性と耐食性の点から、好ましい範囲は２~４．５％である。より好ましくは３~４％である。
　Ｃｒは、α相の構成元素であるとともに、耐食性の確保とγ相の安定度を調整して本発明の目的とするプレス成形性を発現させる作用もある。また、ＣｒはＳｉと同様に、焼鈍後の冷却過程でα相のマルテンサイト変態を抑制する。従って、α相の安定度と耐食性等への作用を確保するためには１６％以上とする。しかし、２１％を超えると、γ相を主相とすることが困難となり、本発明の目的とする加工性の低下を招く。そのため、上限は２１％以下とする。加工性と耐食性の点から、好ましい範囲は１６．５~１８．５％である。
　Ｎｉは、有効なγ相の生成元素であり、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。上記効果を得るためには、１％以上添加する。しかし、６％を超えると、Ｎｉ節減とは言えず原料コストの上昇を招く。そのため、上限は６％とする。加工性とコストの点から、好ましい範囲は２~５％である。より好ましくは２．５~４．５％である。
　Ｃｕは、ＮｉやＭｎと同様に有効なγ相の生成元素であり、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。さらに、Ｎｉと複合添加することで耐食性の向上にも有効な元素である。上記効果を得るためには、０．５％以上添加する。しかし、３％を超えると、製造性や原料コストの上昇を招く。そのため、上限は３％とする。性能と製造性の点から、好ましい範囲は１．５~２．５％である。
　Ｎは、ＣやＮｉと同様に有効なγ相の生成元素であり、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。そのため、０．００１％以上含有することが好ましい。他方、γ相の強度と加工硬化を高め、γ相とα相の強度差を拡大させる作用を持つ。そのため、前記したようにＮを積極的に活用した場合、本発明の目的とするプレス成形性の低下に繋がる。従って、図１でも示したように、上限は０．０７％とする。本発明の目的とする加工性の点から、好ましい範囲は０．０２~０．０６％である。
　次いで、本発明の選択成分について説明する。
　Ｍｏは、耐食性を向上させるために適時添加してもよい。耐食性の向上効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、１％を超えると、経済性を損なう恐れがある。そのため、添加する場合は１％以下とする。耐食性と経済性の点から、添加する場合の好ましい範囲は０．２~０．８％である。
　Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、耐食性の向上とＳｉと同様な効果を発現する。すなわち、α相への固溶強化により、α相とγ相の強度差を低減してプレス成形性を向上させる、焼鈍後の冷却過程でα相のマルテンサイト変態を抑制する。上記効果を得るために適時添加してもよい。添加する場合はそれぞれ０．０５％以上とすることが好ましい。しかし、０．５％を超えると、経済性を損なう恐れがある。そのため、添加する場合はそれぞれ０．５％以下とする。上記効果と経済性の点から、添加する場合の好ましい範囲はそれぞれ０．１~０．３％である。
　Ｓｎ、Ｓｂ、Ｗは、耐食性を向上させるために適時添加してもよい。耐食性の向上効果を得るためには、それぞれ０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、１％を超えると、熱間加工性など製造性を損なう恐れがある。そのため、添加する場合はそれぞれ１％以下とする。耐食性と製造性の点から、添加する場合の好ましい範囲はそれぞれ０．１~０．６％である。
　Ａｌは、強力な脱酸剤であり、適時添加してもよい。上記効果を得るためには０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、０．１％を超えると、窒化物を形成して表面疵や耐食性の低下を招く恐れがある。そのため、添加する場合は０．１％以下とする。上記効果と製造性の点から、添加する場合の好ましい範囲は０．００５~０．０５％である。
　Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは、熱間加工性を向上させるために適時添加してもよい。上記効果を得るためにはそれぞれ０．０００２％以上添加することが好ましい。しかし、０．０１％を超えると、耐食性が著しく低下する場合がある。そのため、添加する場合はそれぞれ０．０１％以下とする。上記効果と製造性の点から、添加する場合の好ましい範囲はそれぞれ０．０００５~０．０１％である。
　Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｙ等の希土類元素（ＲＥＭ）も、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇと同様に熱間加工性を向上させる作用を持つ。そのため、適時添加してもよい。上記効果を得るためにはそれぞれ０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、０．３％を超えると、経済性を損なう場合がある。そのため、添加する場合はそれぞれ０．３％以下とする。上記効果と経済性の点から、添加する場合の好ましい範囲はそれぞれ０．００２~０．１％である。
　さらに、上記の成分以外に、不可避的不純物の一部としてＰ、Ｓ、Ｏ（酸素）を含んでもよい。Ｐ、Ｓ、Ｏは熱間加工性や耐食性に有害な元素である。Ｐは０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。Ｓは０．０１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％未満である。Ｏは０．０１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％未満である。
　上述の成分範囲に加えて、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｉ量から下記＜１＞式のＮｉ−ｂａｌ．で定義されるγ相とα相の生成に係る指数は、本発明の目的とするプレス成形性を得るためにその範囲を規定する。プレス成形性の指標としたエリクセン値は、前記した図２の結果から、Ｎｉ−ｂａｌ．＝−７．５~−３．５の範囲において、本発明のエリクセン値１１ｍｍの目標値を達成する。そのため、Ｎｉ−ｂａｌ．＝−７．５~−３．５の範囲となるように各元素の含有量を調整する。好ましくは、前記した図２の検討結果から、エリクセン値が極大値となる−６~−４の範囲とする。
Ｎｉ−ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ
　　　　　　　　−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・＜１＞
　（Ｂ）金属組織について以下に説明する。
　本発明の二相ステンレス鋼板は、（Ａ）項で述べた成分とＮｉ−ｂａｌ．を有し、プレス成形性を向上させるためにγ相率を規定する。γ相率はＮｉ−ｂａｌ．と概ね相関を持つ。すなわち、γ相率はＮｉ−ｂａｌ．の上昇とともに増加する傾向にある。しかしながら、後述する仕上げ焼鈍温度領域におけるγ生成能は、Ｎｉ−ｂａｌ．の各元素の係数と必ずしも一義的に対応するものでない。そのため、本発明の目標とするプレス成形性を得るためにＮｉ−ｂａｌ．とγ相率の両者を規定する必要がある。
　γ相率は、前述のように、ＥＢＳＰ法により求めることができる。ＥＢＳＰ法は、例えば、顕微鏡；鈴木清一、Ｖｏｌ．３９、Ｎｏ．２、１２１~１２４に記載されているように、γ相（ｆｃｃ）とα相（ｂｃｃ）の結晶系データを指定し、相毎に色づけした相分布マップを表示する。これにより、γ相率を求めることが可能であり、さらにγ相やα相の分散形態も把握することが出来る。例えば、試料は板厚方向の断面、測定倍率は５００とする。
　γ相率の下限は、本発明の目的とするプレス成形性を確保するために５０％とする。０．２％耐力を小さくしてプレス成形性を効果的に発現させるために、好ましくは６０％以上である。一方、γ相率が９５％超となる場合は、多量のＮｉ、Ｍｎ、Ｃｕの添加を必要とし、Ｎｉ節減・経済性の視点から問題がある。さらに、γ系ステンレスとの分別も容易でない。そのため、上限は９５％とする。Ｎｉ節減・経済性の視点から、好ましい範囲は６０~８０％である。
　非特許文献２には、特許文献１~３の開発に関連した高Ｓｉ・低Ｎｉを特徴とする二相ステンレス鋼の金属組織が報告されている。これらの鋼は、背景技術に記述した通り、車両用としての強度を確保するために０．２％耐力の上昇を目的としている。一般に、γ相の０．２％耐力はα相よりも小さい。そのため、０．２％耐力を上昇させるには、二相組織においてα相を主相とすることが好ましい。非特許文献２で示された金属組織は、Ｃｒ量１７％超の二相ステンレス鋼において、α相を主相（５３．３~７５．０％α）としている。従って、鋼板のプレス成形性の向上を目的とした本発明の金属組織は、特許文献１~３に開示された鋼の金属組織とは異なるものである。
　前記したように、本発明の二相ステンレス鋼板は、γ相を主相とし、残部はα相とする。Ｃｒ量やＳｉ量が低い場合、α相は焼鈍後の冷却過程においてマルテンサイト変態する場合がある。本発明で目的とするプレス成形性を阻害しない程度において、マルテンサイト相を不可避的に混入しても構わない。
　γを主相とした場合のα相の分散形態は、特に規定するものではない。プレス成形性の観点から、α相は微細分散していることが好ましい。具体的には、板厚方向に５０μｍ未満のα相が繊維状ないし粒子状に分散していることが好ましい。
　（Ｃ）機械的性質、エリクセン値について以下に説明する。
　本発明の二相ステンレス鋼板は、（Ａ）項で述べた成分とＮｉ−ｂａｌ．を有し、プレス成形性を向上させるために（Ｂ）項で述べたγ相率を規定している。このような規定を満足した鋼板の機械的性質とエリクセン値は、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼板と遜色なくプレス成形が可能となるように、以下の値であることが好ましい。
　０．２％耐力は、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と遜色ない程度とするために４００ＭＰａ未満とすることが好ましい。４００ＭＰａ以上の場合は、実プレスを想定した場合、プレス機のパワ−不足や金型の磨耗・損傷が懸念される。より好ましくは３５０ＭＰａ以下とする。下限は特に規定するものでないが、Ｃ＋Ｎ量や添加する合金量を考慮して、より好ましい範囲は、２５０~３５０ＭＰａである。
　破断伸びは、表２での供試鋼Ａ、Ｂ、Ｃの説明および〔ｇ〕で述べたように、高いエリクセン値を得るために、３５％以上であることが好ましい。より好ましくは４０％以上、さらに好ましくは４５％以上である。
　エリクセン値は、張り出し加工性に代表されるプレス成形性の指標として重要である。試験方法及び〔ｆ〕で述べたように、本発明で目標とするオーステナイト系ステンレスと遜色ない程度のプレス成形性を得るには、１１ｍｍ以上であることが好ましい。より好ましくは１２ｍｍ以上とする。上限は特に設けるものではないが、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１のＢ法（しわ押さえ圧１トン）に規定する条件下で１５ｍｍを超えることは困難である。
　（Ｄ）製造方法に関して以下に説明する。
　（Ａ）項で述べた成分およびＮｉ−ｂａｌ．と（Ｂ）項で述べたγ相率を満足すれば製造方法は特に限定するものではない。
　仕上げの冷間圧延と仕上げ焼鈍条件は、γ相率や組織の分散形態に影響する。冷間圧延の圧下率は、第２相であるα相の微細分散という視点から、４０％以上であることが好ましい。仕上げ焼鈍は、γ相を主相とするために９５０~１１５０℃の範囲に加熱することが好ましい。１１５０℃超の場合は、α相の生成量が増加するとともに組織の粗大化も懸念される。９５０℃未満の場合は、γ相の再結晶・軟質化が不十分となる恐れもある。焼鈍後の冷却は、Ｃｒ量やＳｉ量が少ない場合、α相のマルテンサイト変態を抑制するために空冷以上（およそ３℃／秒以上）の冷却速度とすることが好ましい。
　以下に、本発明の実施例について述べる。
　表３に示す成分を有する二相ステンレス鋼を溶製し、熱間圧延を行い、板厚４．０~５．０ｍｍの熱延板を製造した。鋼Ｎｏ．１~鋼Ｎｏ．２２は、本発明で規定する成分とＮｉ−ｂａｌ．を有するものである。鋼Ｎｏ．２３、２４は、本発明で規定する成分を有するものの、Ｎｉ−ｂａｌ．が本発明から外れるものである。鋼Ｎｏ．２５~２７は、本発明で規定するＮｉ−ｂａｌ．を有するものの、成分範囲が本発明から外れるものである。これら熱延板を焼鈍・酸洗した後、０．７ｍｍ厚に冷間圧延し、１０５０℃で仕上げ焼鈍を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　得られた冷延焼鈍板から、各種試験片を採取して、γ相率の測定、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験、エリクセン試験に供した。測定および試験方法は、前記した通りである。０．２％耐力、引張強さ、伸び、エリクセン値、γ相率を評価した。評価結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　鋼Ｎｏ．１~２２は、０．２％耐力：４００ＭＰａ未満、伸び：３５％以上であり、エリクセン値は本発明の目標とする１１ｍｍ以上の高い値を有している。また、γ相率は５０％以上となり、γ主相の二相ステンレス鋼板である。これより、本発明で規定する成分とＮｉ−ｂａｌ範囲の両者を満たすことにより、エリクセン値はＳＵＳ４３０ＬＸと比較して上位となり、ＳＵＳ３０４等のγ系ステンレスと遜色ないあるいは同等以上であることが分かる。
　Ｎｏ．２３、２４は、伸びが３５％未満、あるいはγ相率が５０％未満となり本発明の目標とする１１ｍｍ以上のエリクセン値に到達しなかった。これより、本発明で規定する成分を満たしても、Ｎｉ−ｂａｌ範囲が外れる場合は本発明の目標とするエリクセン値に到達しないことが分かる。
　Ｎｏ．２５~２７は、０．２％耐力が４００ＭＰａ超、あるいはγ相率が５０％未満となり本発明の目標とする１１ｍｍ以上のエリクセン値に到達しなかった。これより、本発明で規定するＮｉ−ｂａｌ範囲を満たしても、成分範囲が外れる場合は本発明の目標とするエリクセン値に到達しないことが分かる。

Claims (9)

  1. 　質量％にて、
    Ｃ：０．０５％以下、
    Ｓｉ：０．５~３％、
    Ｍｎ：１~５％、
    Ｃｒ：１６~２１％、
    Ｎｉ：１~６％、
    Ｃｕ：０．５~３％、
    Ｎ：０．０７％以下
    を含有し、下記＜１＞式で与えられるＮｉ−ｂａｌ．値が−７．５以上、−３．５以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相率が５０％以上、９５％以下で残部がフェライト相であることを特徴とするプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
    Ｎｉ−ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ
    　　　　　　　　−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・＜１＞式
  2. 　前記鋼が、さらに質量％にて、
    Ｍｏ：１％以下、
    Ｎｂ：０．５％以下、
    Ｖ：０．５％以下、
    Ｔｉ：０．５％以下、
    Ｓｎ：１％以下、
    Ｓｂ：１％以下、
    Ｗ：１％以下、
    Ａｌ：０．１％以下
    の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
  3. 　前記鋼が、さらに質量％にて、
    Ｂ：０．０１％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    Ｍｇ：０．０１％以下、
    Ｌａ：０．３％以下、
    Ｃｅ：０．３％以下、
    Ｚｒ：０．３％以下、
    Ｙ：０．３％以下、
    の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１または２に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
  4. 　引張試験における０．２％耐力が４００ＭＰａ未満、破断伸びが３５％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
  5. 　引張試験における０．２％耐力が４００ＭＰａ未満、破断伸びが３５％以上であることを特徴とする請求項３に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
  6. 　エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
  7. 　エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする請求項３に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
  8. 　エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする請求項４に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
  9. 　エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする請求項５に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
PCT/JP2010/055147 2009-03-19 2010-03-17 プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板 Ceased WO2010107132A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP10753622.9A EP2410068B1 (en) 2009-03-19 2010-03-17 Duplex stainless steel plate having excellent press moldability
US13/256,977 US20120009433A1 (en) 2009-03-19 2010-03-17 Duplex stainless steel sheet with excellent press-formability
ES10753622T ES2720184T3 (es) 2009-03-19 2010-03-17 Chapa de acero inoxidable dúplex con excelente aptitud para la conformación en prensa
CN201080012544XA CN102356173B (zh) 2009-03-19 2010-03-17 冲压成形性优良的双相不锈钢板
KR1020147021833A KR101538750B1 (ko) 2009-03-19 2010-03-17 프레스 성형성이 우수한 2상 스테인리스 강판

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009067767A JP5335503B2 (ja) 2009-03-19 2009-03-19 プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板
JP2009-067767 2009-03-19

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2010107132A1 true WO2010107132A1 (ja) 2010-09-23

Family

ID=42739787

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2010/055147 Ceased WO2010107132A1 (ja) 2009-03-19 2010-03-17 プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20120009433A1 (ja)
EP (1) EP2410068B1 (ja)
JP (1) JP5335503B2 (ja)
KR (2) KR20110123772A (ja)
CN (1) CN102356173B (ja)
ES (1) ES2720184T3 (ja)
WO (1) WO2010107132A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019501286A (ja) * 2015-12-23 2019-01-17 ポスコＰｏｓｃｏ 耐食性および加工性が向上したリーン二相ステンレス鋼およびその製造方法

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9862168B2 (en) 2011-01-27 2018-01-09 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Alloying element-saving hot rolled duplex stainless steel material, clad steel plate having duplex stainless steel as cladding material therefor, and production method for same
KR101632516B1 (ko) 2011-10-21 2016-06-21 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 2상 스테인리스강, 2상 스테인리스강 주조편 및 2상 스테인리스강 강재
JP5887179B2 (ja) * 2012-03-29 2016-03-16 新日鐵住金ステンレス株式会社 張り出し加工性に優れる２相ステンレス鋼およびその製造方法
CN103540864B (zh) * 2013-10-31 2015-05-27 万宝力不锈钢制品（东莞）有限公司 一种耐腐蚀不锈钢咖啡壶材料及其制备方法
CN103938115A (zh) * 2014-03-03 2014-07-23 黄忠波 一种双相不锈钢合金材料
CN103938116A (zh) * 2014-03-03 2014-07-23 黄忠波 一种双相不锈钢合金材料及其制备方法
CN104451455A (zh) * 2014-11-15 2015-03-25 柳州市潮林机械有限公司 一种双相不锈钢管材
KR101647210B1 (ko) 2014-12-11 2016-08-10 주식회사 포스코 개재물이 저감된 듀플렉스 스테인리스 강판의 제조 방법
JP6530923B2 (ja) * 2015-02-17 2019-06-12 日鉄日新製鋼株式会社 耐食性に優れたステンレス鋼板およびその製造方法
CN105420626A (zh) * 2015-11-25 2016-03-23 铜陵市经纬流体科技有限公司 一种高耐腐蚀抗磨损的不锈钢泵阀铸件及其制备方法
CN108690939B (zh) * 2017-04-10 2021-02-19 宝钢德盛不锈钢有限公司 一种高成形含氮奥氏体不锈钢及其制造方法
CN109972060B (zh) * 2019-05-07 2020-10-09 四川维珍高新材料有限公司 一种低镍高强度双相不锈钢材料及其制备方法
WO2021205943A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14 日本製鉄株式会社 鋼板
CN111763893A (zh) * 2020-07-13 2020-10-13 南阳师范学院 一种耐腐蚀复合金属材料及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01225754A (ja) * 1988-02-04 1989-09-08 Armco Advanced Materials Corp 二重溶解高マンガンステンレス鋼
JP2006265662A (ja) * 2005-03-24 2006-10-05 Nisshin Steel Co Ltd 無段変速機ベルトの製造法
JP2007063632A (ja) * 2005-08-31 2007-03-15 Nippon Metal Ind Co Ltd オーステナイト系ステンレス鋼

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE451465B (sv) * 1984-03-30 1987-10-12 Sandvik Steel Ab Ferrit-austenitiskt rostfritt stal mikrolegerat med molybden och koppar och anvendning av stalet
KR100957664B1 (ko) * 2004-01-29 2010-05-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 오스테나이트·페라이트계 스테인레스 강판
JP4757681B2 (ja) * 2006-03-28 2011-08-24 新日鐵住金ステンレス株式会社 熱間圧延線材
JP5072285B2 (ja) * 2006-08-08 2012-11-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 二相ステンレス鋼
JP5355905B2 (ja) * 2007-04-10 2013-11-27 新日鐵住金ステンレス株式会社 衝撃吸収特性、形状凍結性及びフランジ部切断性に優れた、自動車、二輪車または鉄道車両用構造部材並びにその製造方法
EP2172574B1 (en) * 2007-08-02 2019-01-23 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic-austenitic stainless steel excellent in corrosion resistance and workability and process for manufacturing the same
JP5156293B2 (ja) * 2007-08-02 2013-03-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐食性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
TWI394848B (zh) * 2007-10-10 2013-05-01 新日鐵住金不銹鋼股份有限公司 雙相不銹鋼線材、鋼線及螺釘以及其製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01225754A (ja) * 1988-02-04 1989-09-08 Armco Advanced Materials Corp 二重溶解高マンガンステンレス鋼
JP2006265662A (ja) * 2005-03-24 2006-10-05 Nisshin Steel Co Ltd 無段変速機ベルトの製造法
JP2007063632A (ja) * 2005-08-31 2007-03-15 Nippon Metal Ind Co Ltd オーステナイト系ステンレス鋼

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019501286A (ja) * 2015-12-23 2019-01-17 ポスコＰｏｓｃｏ 耐食性および加工性が向上したリーン二相ステンレス鋼およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2410068A4 (en) 2017-05-03
ES2720184T3 (es) 2019-07-18
KR20110123772A (ko) 2011-11-15
JP2010222593A (ja) 2010-10-07
US20120009433A1 (en) 2012-01-12
KR20140102326A (ko) 2014-08-21
CN102356173B (zh) 2013-11-13
EP2410068A1 (en) 2012-01-25
CN102356173A (zh) 2012-02-15
EP2410068B1 (en) 2019-02-20
JP5335503B2 (ja) 2013-11-06
KR101538750B1 (ko) 2015-07-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5335503B2 (ja) プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板
CN102753717B (zh) 耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板及其制造方法
KR101806340B1 (ko) 후육 고인성 고장력 강판 및 그의 제조 방법
KR101287331B1 (ko) 연성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법
JP5308726B2 (ja) 微細粒組織を有するプレス成形用オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5363922B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP4324226B1 (ja) 降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5850090B2 (ja) 成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP2018538441A (ja) 剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5887179B2 (ja) 張り出し加工性に優れる２相ステンレス鋼およびその製造方法
CN106661695B (zh) 铁素体系不锈钢板
KR101279051B1 (ko) 페라이트계 스테인레스강 및 그 제조방법
KR20100124774A (ko) 높은 기계적 특성을 갖는 오스테나이트계 스테인리스강 판의 제조 방법 및 이 방법에 의해 제조된 판
JP4715530B2 (ja) 高温強度と靱性に優れたＣｒ含有鋼板の製造方法およびＣｒ含有鋼板
KR20110075408A (ko) 페라이트계 스테인레스강 및 그 제조방법
JP4498912B2 (ja) 張り出し成型性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2024172023A1 (ja) フェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201080012544.X

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 10753622

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20117021742

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13256977

Country of ref document: US

Ref document number: 2010753622

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE