JP2014189802A

JP2014189802A - 時効硬化特性に優れた低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2014189802A
Application number: JP2013063421A
Authority: JP
Inventors: Teruhiko Suetsugu; 輝彦末次; Hiroyasu Matsubayashi; 弘泰松林; Sadayuki Nakamura; 定幸中村; Ryuji Hirota; 龍二広田
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2013-03-26
Filing date: 2013-03-26
Publication date: 2014-10-06
Anticipated expiration: 2033-03-26
Also published as: JP6111109B2

Abstract

【課題】ＮｉおよびＭｎを必要最小限の含有量に抑制しつつ、高強度用３００系ステンレス鋼が適用される用途に使用可能な時効硬化能が高い低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：２．０〜５．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．０〜４．０％、Ｃｒ：１５．０〜１９．０％、Ｃｕ：１．０〜３．５％、Ｎ：０．０３〜０．３０％、Ｓｎ：０．０２％、Ｂ：０．００１〜０．０１０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、任意の部位の表面硬さが４００ＨＶ以上で、加工誘起マルテンサイト量が１０％以上であり、ターゲットＣｏにて４０ｋＶ,２００ｍＡでＸ線解析をした場合、加工誘起マルテンサイト相の結晶方位(２１１)での半価幅が１．５°以上であることを特徴とする時効硬化特性に優れた低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は、ＮｉおよびＭｎを必要最小限の含有量に抑制しつつ、高強度用３００系ステンレス鋼が適用される用途に使用可能な時効硬化能が高い低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板に関する。

従来、高強度が求められる用途には加工硬化型や析出硬化型高強度ステンレス鋼があり、加工硬化型高強度ステンレス鋼としては、ＳＵＳ３０１の調質圧延材等が使用されている。その後成形加工され強度上昇のため時効処理が施される。また、最近では以下の特許文献１〜３に記されるようなＮｉに代わるオーステナイト形成元素として５％以上のＭｎを含有させた２００系ステンレス鋼が３００系ステンレス鋼の代替材として提供されつつある。また、特許文献４のように多量のＭｎを含有しないＮｉを節減したオーステナイト系ステンレス鋼の技術も提示されている。それらＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４に代表される加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、冷間加工により高強度が得られ高強度ステンレスばね用素材として多用されている。

特許文献１〜３のような多量のＭｎを含有する技術では、鋼板の表面品質が低下し、焼鈍酸洗性や光輝焼鈍などの生産性を損ない、Ｎｉを低減したにも関わらずこれらの生産性低下によりその効果が総コスト面で相殺されてしまうという問題がある。また、特許文献４は多量のＭｎを含有しないが、時効硬化能が不足している鋼もあるという問題がある。

これまでに、Ｎｉを節減した高強度オーステナイト系ステンレス鋼の用途例として、特許文献５〜７に示す技術が提示されている。特許文献５ではリサイクル性、表面品質に起因する生産性、および素材特性面では耐食性と加工性に優れるステンレス鋼、特許文献６は優れた曲げ加工性を発現し、高強度ステンレス製ばねとして必須とされる耐へたり性および耐食性をも兼備するばね用ステンレス鋼を、特許文献７は優れた深絞り性、張出し性を発現し、トラックをはじめとする自動車の車体、構造部材や補強材などが開示されている。
しかし、これらの技術はいずれも時効硬化能が不足している鋼もあるという問題がある。

特許４６０６１１３号公報特許４３３１７３１号公報特許４１１６１３４号公報特許４３２７０３０号公報特許５０１４９１５号公報特許５０９１７３２号公報特許５０９１７３３号公報

本発明は、上記特許文献記載の鋼材では解決し得なかった、低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼の時効硬化能を高めることを課題とするものである。

本発明者らは、種々の成分範囲の鋼を素材として調質圧延後に時効処理が施される要件について種々検討した結果、成分規定範囲に加えて材料の圧延率を調整し、時効処理条件を制御することにより時効硬化能が高い低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板が提供できることを見出した。

上記課題は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％以下、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：２．０〜５．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．０〜４．０％、Ｃｒ：１５．０〜１９．０％、Ｃｕ：１．０〜３．５％、Ｎ：０．０３〜０．３０％、Ｓｎ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１０％を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、任意の部位の表面硬さが４００ＨＶ以上で、加工誘起マルテンサイト量が１０％以上であり、ターゲットＣｏにて４０ｋＶ,２００ｍＡでＸ線解析をした場合、加工誘起マルテンサイト相の結晶方位(２１１)での半価幅が１．５°以上であることを特徴とするあるいは、４００℃以上６０分の範囲で時効処理を施した時の時効処理前後の硬さの差が５０ＨＶ以上であることを特徴とする低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板あるいは、焼鈍材を冷間圧延率４０％以上で圧延し、その後４００℃以上６０分の範囲で時効処理を施すことを特徴とする低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法により達成される。

本発明によれば、Ｎｉ含有量を節減しつつもＭｎ含有量の多量添加を回避し、時効硬化特性に優れた低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板が提供される。この鋼板を用いて製造加工される製品は、素材が３００系ステンレス鋼である高強度用途に使用できる。

半価幅と時効処理前後のΔＨＶの関係を示す。冷間圧延率４０％の圧延材におけるＭｎ含有量と加工誘起マルテンサイト相の結晶方位(２１１)の半価幅の関係を示す。冷間圧延率と半価幅の関係を示す。

本発明者らは、時効処理前後のΔＨＶと材料の半価幅が密接に関連しており、成分範囲と材料の圧延率を調整することにより半価幅を増加させ、ΔＨＶを増大できることを見出した。

図１に半価幅と時効処理前後のΔＨＶの関係を示す。ΔＨＶとは、時効処理前後の硬度差を示したものである。半価幅は、ターゲットＣｏにて４０ｋＶ,２００ｍＡでＸ線解析をし、加工誘起マルテンサイト相の結晶方位(２１１)で測定し、強度の半分における幅値を測定した。ΔＨＶは、半価幅の増加にともない増加し、半価幅１．５°以上でΔＨＶ５０以上得られることがわかる。

半価幅１．５°以上を得るには、成分範囲と冷間圧延率を制御する必要がある。図２に冷間圧延率４０％の圧延材におけるＭｎ含有量と加工誘起マルテンサイト相の結晶方位(２１１)の半価幅の関係を示す。Ｍｎ含有量の増加にともない半価幅が増加し、Ｍｎ含有量２．０質量％以上で半価幅が、１．５°以上得られることがわかる。Ｍｎが半価幅を増大させる要因については不明であるが、ＭｎによるＮ固溶量の増大あるいは、積層欠陥エネルギーの低下が寄与しているものと考えられる。

図３に冷間圧延率と半価幅の関係を示す。本発明鋼の実施例Ａ１で、冷間圧延率４０％以上でマルテンサイト相の結晶方位(２１１)での半価幅が１．５°以上得られた。一方、比較鋼の実施例Ｂ５では、冷間圧延率４０％以上でもマルテンサイト相の結晶方位(２１１)での半価幅が１．５°以上得られない。

以下、本発明鋼に含まれる合金成分ならびに含有範囲限定理由について説明する。
Ｃ、Ｎは、オーステナイト生成元素であり、加工誘起マルテンサイト相を固溶強化するためまた、時効硬化能を発現するために有用な元素である。これらの元素の含有量が少なすぎるとδフェライト相の生成量が増大し、熱間加工性が低下する。Ｃ、Ｎとも０．０３質量％を越える含有量を確保することが強度を得るために重要である。一方、Ｃ、Ｎの含有量が多くなりすぎると過度に硬質化し、加工性を阻害する要因となるため、Ｃ、Ｎ含有量は上限を０．３０質量％に規定した。

Ｓｉは、製鋼での脱酸に有用な元素であるとともに、固溶強化に寄与する元素である。１．５質量％を越えて過剰に含有させると鋼が硬質化し加工性を損なう要因となる。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、過剰添加は高温域でのδフェライト相の多量生成を招き、熱間加工性を阻害する。したがって、Ｓｉ含有量は１．５質量％以下に規定した。

ＭｎはＮｉに比べて安価で、Ｎｉの機能を代替できる有用なオーステナイト形成元素である。また、Ｎの固溶量を増加させ、時効硬化能を発現させるためにも有能な元素である。上述したように圧延材の加工誘起マルテンサイト相の半価幅を増加させ、時効硬化能を向上させるために２．０％以上のＭｎ含有量を確保する必要がある。一方、Ｍｎ含有量が過剰となると、表面性状に起因する生産性の低下ならびにＭｎＳなどの介在物生成に起因する加工性低下や耐食性低下を引き起こす要因となる。このため、Ｍｎ含有量は上限を５．０質量％に規定した。

ＰおよびＳは不可避的不純物として混入するが、その含有量は低いほど望ましく、加工性その他の材料特性や製造性に多大な悪影響を与えない範囲として、Ｐについては０．０６質量％以下、Ｓは０．００５質量％以下に規定した。

Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼に必須の元素である。良好な熱間加工性を得るには、例えば１２００℃の加熱温度でγ単相となるようにＮｉ量を含有させる必要があり、その下限は１．０質量％である。本発明ではコスト低減の観点からＮｉ含有量を極力低く抑える成分設計を行っており、上限を４．０質量％に規定した。

Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を担保する不動態皮膜の形成に必須の元素である。本発明では、耐食性を十分に確保する上で、Ｃｒ含有量の下限を１５．０質量％とした。ただし、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、過度のＣｒ含有により熱延前加熱温度が(γ＋δ)２相域となり、加熱後もδフェライトの多量生成を招き熱間加工性を損なう要因となるため、好ましくない。したがって、Ｃｒ含有量は上限を１９．０質量％に規定した。

Ｃｕはオーステナイト生成元素であることから、Ｃｕ含有量の増加に応じてＮｉ含有量の設定自由度が拡大し、Ｎｉを抑制した成分設計が容易になる。時効硬化能を向上させるために１．０％以上のＣｕ含有量を確保する必要がある。ただし、３．５質量％を越える多量のＣｕ含有は熱間加工性を阻害しやすい。このため、Ｃｕ含有量は１．０〜３．５質量９％に規定した。

Ｓｎは不可避的不純物として混入する可能性があるが、Ｃｕを含有している鋼では低融点化合物のＣｕ−Ｓｎ相を生成して熱間加工性を著しく低下させる。したがって、Ｓｎ含有量の上限を０．０２質量％に規定した。

Ｂは熱間加工性や軟質化を改善するために添加させる元素であり、０．００１質量％以上の添加により安定した効果が得られる。ただし、過剰に添加するとＢの化合物が析出し、熱間加工性を劣化させるのでその上限を０．０１０質量％に規定した。

本発明鋼は、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼板の製造プロセスにより製造可能である。具体的には、成分調整された溶鋼を連続鋳造またはバッチ式で鋳造し、得られた鋳造スラブを加熱した後抽出して、連続熱間圧延機またはリバース式熱間圧延機にて熱間圧延する手法が採用できる。熱間圧延以降の中間焼鈍あるいは仕上焼鈍は１０５０〜１１００℃の範囲で行うことが望ましい。また、仕上焼鈍後は目標硬さに応じた調質圧延が施され、例えば板厚０．１〜３．０ｍｍの調質圧延鋼板とすることができる。その後、形状矯正や前述の時効温度範囲における連続時効処理が適宜実施されてもよい。

表１の組成をもつ各種ステンレス鋼を溶製した。表１において、Ａ１〜Ａ５が本発明で規定する化学成分を有する本発明鋼、Ｂ１〜Ｂ５が比較鋼である。比較鋼の下線部の化学成分含有量が本発明で規定する範囲を外れる。

本発明鋼Ａ１〜Ａ５および比較鋼Ｂ１〜Ｂ５について、冷延鋼板の素材作製を行った。各鋼とも１００ｋｇの鋼塊を得た後に、抽出温度１２３０℃で熱間圧延することにより板厚３．０ｍｍの熱間圧延板を製造した。それぞれの鋼の板厚３．０ｍｍの熱間圧延板を１０８０℃で均熱１分の焼鈍を施した後、冷間圧延率４０％以上で圧延することにより、硬さが４６０±１０ＨＶ、板厚が１．０ｍｍの調質圧延鋼板を得た。なお、調質圧延後の硬さが４６０ＨＶとなる調質圧延率をそれぞれの鋼についてあらかじめ調べておき、その調質圧延率をもとに冷延前の板厚を設定し、その板厚にて１０８０℃で均熱１分の焼鈍を施した後、板厚１．０ｍｍまでの調質圧延を実施した。調質圧延は、板温が７０℃となるよう加温した上で行った。

上記の板厚１．０ｍｍの調質圧延材を用いて、加工誘起マルテンサイト量の測定を行った。径５ｍｍの円盤を採取後、エッジをリン酸硫酸中にて電解研磨したサンプルを用い、４枚重ね合わせて振動試料型磁力計により測定した。

さらに板厚１．０ｍｍの調質圧延材を用いて、時効処理を施した。時効処理条件は４５０℃で６０分施し、時効処理前後のサンプル表面における硬さ測定をＪＩＳＺ２２４４に準じ、ビッカース硬さ試験機を用いて１０ｋｇの荷重で測定した。また、調質圧延材についてターゲットＣｏで４０ｋＶ,２００mＡでＸ線解析によるマルテンサイト相の結晶方位(２１１)の半価幅を測定した。表２に調質圧延材の圧延率、加工誘起マルテンサイト量、半価幅および時効処理前後の硬さを示す。

表２に示されるように、本発明鋼Ａ１〜Ａ５は冷間圧延率４０％以上で製造され、加工誘起マルテンサイト量が１０％以上で、半価幅が１．５°以上と本発明の範囲内にあるので時効処理後のΔＨＶが高い。一方、比較鋼Ｂ１〜Ｂ５は、Ｂ２が冷間圧延率４０％未満、Ｂ３が加工誘起マルテンサイト量１０％未満、さらにＢ１〜Ｂ５が半価幅が１．５°未満と本発明の範囲内にないため時効処理後のΔＨＶが低い。

本結果より冷間圧延率４０％以上で圧延し、任意の部位の表面硬さが４００ＨＶ以上で、加工誘起マルテンサイト量が１０％以上であり、ターゲットＣｏにて４０ｋＶ,２００ｍＡでＸ線解析をした場合、加工誘起マルテンサイト相の結晶方位(２１１)での半価幅が１．５°以上であることさらに、４５０℃で６０分時効処理を施した時の時効処理前後の硬さの差が５０ＨＶ以上であることが確認された。以上のように、成分範囲と材料の圧延率を調整することにより半価幅が増加し、時効硬化特性に優れた低Ｎｉ系オーステナイト系ステンレス鋼板が得られることを見出した。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．３０％以下
Ｓｉ：１．５０％以下
Ｍｎ：２．０〜５．０％以下
Ｐ：０．０６％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ｎｉ：１．０〜４．０％以下
Ｃｒ：１５．０〜１９．０％以下
Ｃｕ：１．０〜３．５％以下
Ｎ：０．０３〜０．３０％以下
Ｓｎ：０．０２％以下
Ｂ：０．００１〜０．０１０％以下
を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、任意の部位の表面硬さが４００ＨＶ以上で、加工誘起マルテンサイト量が１０％以上であり、ターゲットＣｏにて４０ｋＶ,２００ｍＡでＸ線解析をした場合、加工誘起マルテンサイト相の結晶方位(２１１)での半価幅が１．５°以上であることを特徴とする時効硬化特性に優れた低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板。
４００℃以上６０分の範囲で時効処理を施した時の時効処理前後の硬さの差が５０ＨＶ以上であることを特徴とする請求項１に記載の時効硬化特性に優れた低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板。
請求項１の成分範囲からなる鋼の焼鈍材を冷間圧延率４０％以上で圧延し、その後４００℃以上６０分の範囲で時効処理を施すことを特徴とする低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。