JP2002173742A - 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 - Google Patents
形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法Info
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ビッカース硬度４００以上で、形状平坦度に
優れた高強度オーステナイト系ステンレスステンレス鋼
帯を提供する。 【構成】 この高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯
は、Ｃ：０．２０質量％以下，Ｓｉ：４．０質量％以
下，Ｍｎ：５．０質量％以下，Ｎｉ：４．０〜１２．０
質量％，Ｃｒ：１２．０〜２０．０質量％，Ｍｏ：５．
０質量％以下，Ｎ：０．１５質量％以下，残部が実質的
にＦｅで、式（１）で定義されるＭｄ（Ｎ）値が０〜１
２５以上の組成をもち、３体積％以上の逆変態オーステ
ナイト相を含むオーステナイト＋マルテンサイトの二相
組織を有している。溶体化処理した後、冷間圧延で加工
誘起マルテンサイト相を生成させ、次いで５００〜７０
０℃で加熱して逆変態処理することにより製造される。
優れた高強度オーステナイト系ステンレスステンレス鋼
帯を提供する。 【構成】 この高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯
は、Ｃ：０．２０質量％以下，Ｓｉ：４．０質量％以
下，Ｍｎ：５．０質量％以下，Ｎｉ：４．０〜１２．０
質量％，Ｃｒ：１２．０〜２０．０質量％，Ｍｏ：５．
０質量％以下，Ｎ：０．１５質量％以下，残部が実質的
にＦｅで、式（１）で定義されるＭｄ（Ｎ）値が０〜１
２５以上の組成をもち、３体積％以上の逆変態オーステ
ナイト相を含むオーステナイト＋マルテンサイトの二相
組織を有している。溶体化処理した後、冷間圧延で加工
誘起マルテンサイト相を生成させ、次いで５００〜７０
０℃で加熱して逆変態処理することにより製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、オーステナイト＋マル
テンサイトの二相混合組織からなる形状平坦度に優れた
ビッカース硬度４００以上の高強度準安定オーステナイ
ト系ステンレス鋼帯およびその製造方法に関する。
テンサイトの二相混合組織からなる形状平坦度に優れた
ビッカース硬度４００以上の高強度準安定オーステナイ
ト系ステンレス鋼帯およびその製造方法に関する。
【０００２】ビッカース硬さが４００以上の高強度ステ
ンレス鋼として、マルテンサイト系ステンレス鋼，加工
硬化型ステンレス鋼，析出硬化型ステンレス鋼等が知ら
れている。マルテンサイト系ステンレス鋼は、高温のオ
ーステナイト状態から急冷してマルテンサイト変態させ
ることによって硬質化した材料であり、ＳＵＳ４１０，
ＳＵＳ４２０Ｊ２等の鋼種がある。マルテンサイト系ス
テンレス鋼の製造では、焼入れ−焼戻しの調質処理によ
ってビッカース硬度４００以上に調整することから、焼
入れ−焼戻しの熱処理工程を必須とする。また、鋼帯で
マルテンサイト変態を起こさせようとすると、焼入れ後
の靭性低下や完全にマルテンサイト変態することに起因
した形状変化が大きいため、製造条件にかなりの制約が
加わる。
ンレス鋼として、マルテンサイト系ステンレス鋼，加工
硬化型ステンレス鋼，析出硬化型ステンレス鋼等が知ら
れている。マルテンサイト系ステンレス鋼は、高温のオ
ーステナイト状態から急冷してマルテンサイト変態させ
ることによって硬質化した材料であり、ＳＵＳ４１０，
ＳＵＳ４２０Ｊ２等の鋼種がある。マルテンサイト系ス
テンレス鋼の製造では、焼入れ−焼戻しの調質処理によ
ってビッカース硬度４００以上に調整することから、焼
入れ−焼戻しの熱処理工程を必須とする。また、鋼帯で
マルテンサイト変態を起こさせようとすると、焼入れ後
の靭性低下や完全にマルテンサイト変態することに起因
した形状変化が大きいため、製造条件にかなりの制約が
加わる。
【０００３】そこで、形状変化が問題となる場合、加工
硬化型オーステナイト系ステンレス鋼が通常使用されて
いる。加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｓ
ＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４に代表され、溶体化処理状態
でオーステナイト相を呈し、その後の冷間圧延で加工誘
起マルテンサイトを生成することにより高強度が付与さ
れる。
硬化型オーステナイト系ステンレス鋼が通常使用されて
いる。加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｓ
ＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４に代表され、溶体化処理状態
でオーステナイト相を呈し、その後の冷間圧延で加工誘
起マルテンサイトを生成することにより高強度が付与さ
れる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】冷間圧延によって鋼帯
の形状も矯正されるが、硬度の圧延温度依存性が大き
く、且つコイル長手方向でも形状が種々変動しているた
め、冷間圧延によって工業的に且つ安定的に形状矯正す
ることは困難である。ＳＵＳ３０１やＳＵＳ３０４等の
冷間圧延時におけるでオーステナイトから加工誘起マル
テンサイトへの変態量は、その圧延率が同じでも圧延時
の温度に依存する。具体的には、圧延温度が高いと加工
誘起マルテンサイトが生じにくく硬度が低くなり、逆に
圧延時の温度が低いと加工誘起マルテンサイトが生成し
易くなって、硬度も上昇する。また硬度の上昇に応じて
変形抵抗が大きくなり、ますます形状矯正が困難にな
る。
の形状も矯正されるが、硬度の圧延温度依存性が大き
く、且つコイル長手方向でも形状が種々変動しているた
め、冷間圧延によって工業的に且つ安定的に形状矯正す
ることは困難である。ＳＵＳ３０１やＳＵＳ３０４等の
冷間圧延時におけるでオーステナイトから加工誘起マル
テンサイトへの変態量は、その圧延率が同じでも圧延時
の温度に依存する。具体的には、圧延温度が高いと加工
誘起マルテンサイトが生じにくく硬度が低くなり、逆に
圧延時の温度が低いと加工誘起マルテンサイトが生成し
易くなって、硬度も上昇する。また硬度の上昇に応じて
変形抵抗が大きくなり、ますます形状矯正が困難にな
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、マルテンサイト
の状態のままで形状を変えるのではなく、加工誘起マル
テンサイトからオーステナイトへの逆変態時の体積変化
を利用することにより、マルテンサイト変態に伴った形
状悪化を抑え、ビッカース硬度４００以上で形状平坦度
に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯を提供
することを目的とする。
題を解消すべく案出されたものであり、マルテンサイト
の状態のままで形状を変えるのではなく、加工誘起マル
テンサイトからオーステナイトへの逆変態時の体積変化
を利用することにより、マルテンサイト変態に伴った形
状悪化を抑え、ビッカース硬度４００以上で形状平坦度
に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯を提供
することを目的とする。
【０００６】本発明の形状平坦度に優れた高強度オース
テナイト系ステンレス鋼は、その目的を達成するため、
Ｃ：０．２０質量％以下，Ｓｉ：４．０質量％以下，Ｍ
ｎ：５．０質量％以下，Ｎｉ：４．０〜１２．０質量
％，Ｃｒ：１２．０〜２０．０質量％，Ｍｏ：５．０質
量％以下，Ｎ：０．１５質量％以下，残部が実質的にＦ
ｅで、式（１）で定義されるＭｄ（Ｎ）値が０〜１２５
以上の組成を持ち、３体積％以上の逆変態オーステナイ
ト相を含むオーステナイト＋マルテンサイトの二相組織
を有し、ビッカース硬度が４００以上であることを特徴
とする。 Md(N)＝580−520C−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−26Cu−300N−10Mo ・・・（１）
テナイト系ステンレス鋼は、その目的を達成するため、
Ｃ：０．２０質量％以下，Ｓｉ：４．０質量％以下，Ｍ
ｎ：５．０質量％以下，Ｎｉ：４．０〜１２．０質量
％，Ｃｒ：１２．０〜２０．０質量％，Ｍｏ：５．０質
量％以下，Ｎ：０．１５質量％以下，残部が実質的にＦ
ｅで、式（１）で定義されるＭｄ（Ｎ）値が０〜１２５
以上の組成を持ち、３体積％以上の逆変態オーステナイ
ト相を含むオーステナイト＋マルテンサイトの二相組織
を有し、ビッカース硬度が４００以上であることを特徴
とする。 Md(N)＝580−520C−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−26Cu−300N−10Mo ・・・（１）
【０００７】この形状平坦度性に優れた高強度オーステ
ナイト系ステンレス鋼は、更にＣｕ：３．０質量％以
下，Ｔｉ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．５０質量％以
下，Ａｌ：０．２質量％以下，Ｂ：０．０１５質量％以
下，ＲＥＭ（希土類元素）：０．２質量％以下，Ｙ：
０．２質量％以下，Ｃａ：０．１質量％以下，Ｍｇ：
０．１０質量％以下の１種又は２種以上を含むこともで
きる。
ナイト系ステンレス鋼は、更にＣｕ：３．０質量％以
下，Ｔｉ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．５０質量％以
下，Ａｌ：０．２質量％以下，Ｂ：０．０１５質量％以
下，ＲＥＭ（希土類元素）：０．２質量％以下，Ｙ：
０．２質量％以下，Ｃａ：０．１質量％以下，Ｍｇ：
０．１０質量％以下の１種又は２種以上を含むこともで
きる。
【０００８】この形状平坦度に優れた高強度オーステナ
イト系ステンレス鋼は、所定組成に調整されたステンレ
ス鋼を溶体化処理した後、冷間圧延で加工誘起マルテン
サイト相を生成させ、次いで５００〜７００℃で加熱し
て加工誘起マルテンサイト相からなるマトリックス中に
３体積％以上のオーステナイト相を生成させる逆変態処
理を施すことにより製造される。また、この逆変態処理
を、８ｇ／ｃｍ2以上の負荷を加えた状態で実施する
と、鋼帯の平坦度が更に向上する。
イト系ステンレス鋼は、所定組成に調整されたステンレ
ス鋼を溶体化処理した後、冷間圧延で加工誘起マルテン
サイト相を生成させ、次いで５００〜７００℃で加熱し
て加工誘起マルテンサイト相からなるマトリックス中に
３体積％以上のオーステナイト相を生成させる逆変態処
理を施すことにより製造される。また、この逆変態処理
を、８ｇ／ｃｍ2以上の負荷を加えた状態で実施する
と、鋼帯の平坦度が更に向上する。
【０００９】
【作用】本発明者等は、冷間圧延で加工誘起マルテンサ
イトが生成する準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯
の製造条件が、硬度および形状平坦度に及ぼす影響を種
々調査検討した。その結果、冷間圧延で誘起されたマル
テンサイトを加熱すると、オーステナイトに逆変態する
が、この時の組織変化に伴う体積変化が形状平坦度の向
上に利用できることを見出した。ただし、単に鋼種とし
て準安定オーステナイト系ステンレス鋼を用いればその
まま所望の硬度、平坦度が得られるわけではなく、高硬
度を維持し、かつ優れた形状平坦度を得るには、素材の
成分調整と適切な逆変態条件の設定が必要である。な
お、本件明細書では、鋼板を包含する意味で「鋼帯」を
使用しているが、鋼板の熱処理にあっても同様に逆変態
オーステナイトが生じることは勿論である。それらの条
件について、以下説明する。
イトが生成する準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯
の製造条件が、硬度および形状平坦度に及ぼす影響を種
々調査検討した。その結果、冷間圧延で誘起されたマル
テンサイトを加熱すると、オーステナイトに逆変態する
が、この時の組織変化に伴う体積変化が形状平坦度の向
上に利用できることを見出した。ただし、単に鋼種とし
て準安定オーステナイト系ステンレス鋼を用いればその
まま所望の硬度、平坦度が得られるわけではなく、高硬
度を維持し、かつ優れた形状平坦度を得るには、素材の
成分調整と適切な逆変態条件の設定が必要である。な
お、本件明細書では、鋼板を包含する意味で「鋼帯」を
使用しているが、鋼板の熱処理にあっても同様に逆変態
オーステナイトが生じることは勿論である。それらの条
件について、以下説明する。
【００１０】Ｃ：０．２０質量％以下 オーステナイト形成元素であり、マルテンサイト相の強
化に極めて有効である。また、逆変態を低温側に下げる
ことによって逆変態オーステナイト量が制御しやすくな
り、形状平坦化や高強度化に有効に作用する。しかし、
Ｃ含有量の増加に伴って溶体化処理後の冷却過程や時効
処理中にＣｒ系炭化物が粒界に析出し、耐粒界腐食や疲
労特性を低下させる原因になりやすい。そこで、Ｃｒ系
炭化物の粒界析出が熱処理条件や冷却速度で抑制できる
ように、Ｃ含有量の上限を０．２０質量％に設定した。
化に極めて有効である。また、逆変態を低温側に下げる
ことによって逆変態オーステナイト量が制御しやすくな
り、形状平坦化や高強度化に有効に作用する。しかし、
Ｃ含有量の増加に伴って溶体化処理後の冷却過程や時効
処理中にＣｒ系炭化物が粒界に析出し、耐粒界腐食や疲
労特性を低下させる原因になりやすい。そこで、Ｃｒ系
炭化物の粒界析出が熱処理条件や冷却速度で抑制できる
ように、Ｃ含有量の上限を０．２０質量％に設定した。
【００１１】Ｓｉ：４．０質量％以下 フェライト形成元素であり、マルテンサイト相に固溶し
て硬質化し、冷間加工後の強度を向上させる作用を呈す
る。時効処理に際しては、歪時効を促進させることによ
って時効硬化能を向上する。しかし、過剰量のＳｉ添加
は高温割れを誘発し、製造上で種々のトラブルを発生さ
せることから、Ｓｉ含有量の上限を４．０質量％に設定
した。
て硬質化し、冷間加工後の強度を向上させる作用を呈す
る。時効処理に際しては、歪時効を促進させることによ
って時効硬化能を向上する。しかし、過剰量のＳｉ添加
は高温割れを誘発し、製造上で種々のトラブルを発生さ
せることから、Ｓｉ含有量の上限を４．０質量％に設定
した。
【００１２】Ｍｎ：５．０質量％以下 高温域でのδフェライトの生成を抑制すると共に、Ｃと
同様に逆変態開始温度を低温側に下げる作用があるた
め、逆変態オーステナイト量を制御しやすくなる。しか
し、５．０質量％を超える過剰量のＭｎが含まれると、
冷間加工時に加工誘起マルテンサイトを生成し易くな
り、本発明の特徴である逆変態を利用できなくなる。Ｎｉ：４．０〜１２．０質量％ Ｍｎと同様に高温域でのδフェライトの生成を抑制する
作用を呈する。また、Ｃと同様に逆変態開始温度を低温
側に下げる作用があるため、逆変態オーステナイト量を
制御しやすくなる。Ｎｉは、析出硬化能を向上させる上
でも有効な成分である。このような作用は、４．０質量
％以上のＮｉ量で顕著になる。しかし、１２．０質量％
を超えるＮｉの過剰添加は、冷間加工時に加工誘起マル
テンサイトを生成し易くし、本発明の特徴である逆変態
を起こし難くすることになる。
同様に逆変態開始温度を低温側に下げる作用があるた
め、逆変態オーステナイト量を制御しやすくなる。しか
し、５．０質量％を超える過剰量のＭｎが含まれると、
冷間加工時に加工誘起マルテンサイトを生成し易くな
り、本発明の特徴である逆変態を利用できなくなる。Ｎｉ：４．０〜１２．０質量％ Ｍｎと同様に高温域でのδフェライトの生成を抑制する
作用を呈する。また、Ｃと同様に逆変態開始温度を低温
側に下げる作用があるため、逆変態オーステナイト量を
制御しやすくなる。Ｎｉは、析出硬化能を向上させる上
でも有効な成分である。このような作用は、４．０質量
％以上のＮｉ量で顕著になる。しかし、１２．０質量％
を超えるＮｉの過剰添加は、冷間加工時に加工誘起マル
テンサイトを生成し易くし、本発明の特徴である逆変態
を起こし難くすることになる。
【００１３】Ｃｒ：１２．０〜２０．０質量％ 耐食性向上に有効な合金成分であり、１２．０質量％以
上のＣｒ量で意図する耐食性が確保される。しかし、フ
ェライト形成元素であることから、過剰なＣｒ含有は高
温域でδフェライト相が多量に生成する原因となり、δ
フェライト相抑制のために必要なＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎ，
Ｃｕ等のオーステナイト形成元素添加の増量を招く。オ
ーステナイト形成元素の多量添加は、室温でオーステナ
イトを安定化させ、冷間加工時に加工誘起マルテンサイ
トが形成し難くなり、時効処理後に高強度が得られなく
なる。そのため、オーステナイト形成元素の増量が必要
とされないように、Ｃｒ含有量の上限を２０．０質量％
に設定した。
上のＣｒ量で意図する耐食性が確保される。しかし、フ
ェライト形成元素であることから、過剰なＣｒ含有は高
温域でδフェライト相が多量に生成する原因となり、δ
フェライト相抑制のために必要なＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎ，
Ｃｕ等のオーステナイト形成元素添加の増量を招く。オ
ーステナイト形成元素の多量添加は、室温でオーステナ
イトを安定化させ、冷間加工時に加工誘起マルテンサイ
トが形成し難くなり、時効処理後に高強度が得られなく
なる。そのため、オーステナイト形成元素の増量が必要
とされないように、Ｃｒ含有量の上限を２０．０質量％
に設定した。
【００１４】Ｍｏ：５．０質量％以下 耐食性向上に有効な成分であり、逆変態処理時に炭窒化
物を微細に分散させる作用を呈する。また、形状平坦化
に利用される逆変態処理では、加熱温度が通常の時効処
理温度よりも高く設定されるが、Ｍｏを添加していると
高温時効による急激な歪の解放が抑制される。更に、Ｍ
ｏは時効処理した際に強度向上に寄与する析出物を形成
させ、通常よりも高い温度で逆変態を行っても強度の低
下を抑えることができる。このような作用は、１．５質
量％以上のＭｏ添加で顕著になる。しかし、５．０質量
％を超える過剰量のＭｏが含まれると、高温域でδフェ
ライトが生成しやすくなる。
物を微細に分散させる作用を呈する。また、形状平坦化
に利用される逆変態処理では、加熱温度が通常の時効処
理温度よりも高く設定されるが、Ｍｏを添加していると
高温時効による急激な歪の解放が抑制される。更に、Ｍ
ｏは時効処理した際に強度向上に寄与する析出物を形成
させ、通常よりも高い温度で逆変態を行っても強度の低
下を抑えることができる。このような作用は、１．５質
量％以上のＭｏ添加で顕著になる。しかし、５．０質量
％を超える過剰量のＭｏが含まれると、高温域でδフェ
ライトが生成しやすくなる。
【００１５】Ｎ：０．１５質量％以下 Ｃと同様にオーステナイト形成元素であり、逆変態開始
温度を低温側に下げるため逆変態オーステナイト量を制
御しやすく、形状平坦化及び高強度化に有効に作用す
る。しかし、多量の添加は鋳造時のブローホールの原因
となるので、Ｎ含有量の上限を０．１５質量％に設定し
た。Ｃｕ：３．０質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、オーステナイ
ト形成元素として作用し、逆変態開始温度を低温側に下
げると共に、逆変態時に時効硬化作用を発現する。しか
し、３．０質量％を超えるＣｕの過剰添加は、熱間加工
性を劣化させ、割れ発生の原因になる。
温度を低温側に下げるため逆変態オーステナイト量を制
御しやすく、形状平坦化及び高強度化に有効に作用す
る。しかし、多量の添加は鋳造時のブローホールの原因
となるので、Ｎ含有量の上限を０．１５質量％に設定し
た。Ｃｕ：３．０質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、オーステナイ
ト形成元素として作用し、逆変態開始温度を低温側に下
げると共に、逆変態時に時効硬化作用を発現する。しか
し、３．０質量％を超えるＣｕの過剰添加は、熱間加工
性を劣化させ、割れ発生の原因になる。
【００１６】Ｔｉ：０．５０質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、析出硬化に有
効な成分であるとともに，逆変態処理時に強度を上昇さ
せる作用も呈する。しかし、０．５０質量％を超える過
剰量のＴｉが含まれると、スラブ表面に疵が発生しやす
くなり、製造面での問題が大きくなる。Ｎｂ：０．５０質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、逆変態時の強
度上昇に有効である。しかし、高温強度上昇に起因して
熱間加工性を低下させる成分であることから、Ｎｂを添
加する場合には上限を０．５０質量％に設定する。
効な成分であるとともに，逆変態処理時に強度を上昇さ
せる作用も呈する。しかし、０．５０質量％を超える過
剰量のＴｉが含まれると、スラブ表面に疵が発生しやす
くなり、製造面での問題が大きくなる。Ｎｂ：０．５０質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、逆変態時の強
度上昇に有効である。しかし、高温強度上昇に起因して
熱間加工性を低下させる成分であることから、Ｎｂを添
加する場合には上限を０．５０質量％に設定する。
【００１７】Ａｌ：０．２質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、製鋼段階での
脱酸剤として働くとともに、プレス成形時に悪影響を及
ぼすＡ系介在物を激減させる効果がある。しかし、０．
２質量％を超えて添加しても、その効果が飽和するばか
りでなく、表面欠陥の頻発等の弊害が現れる。Ｂ：０．０１５質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、熱間圧延温度
域においてδフェライト相とオーステナイト相の変形抵
抗の差に起因してエッジクラックが熱延鋼帯に発生する
ことを防止する作用を呈する。しかし、０．０１５質量
％を超える過剰量のＢを添加すると、低融点硼化物が生
成し易くなり、却って熱間加工性を低下させる。
脱酸剤として働くとともに、プレス成形時に悪影響を及
ぼすＡ系介在物を激減させる効果がある。しかし、０．
２質量％を超えて添加しても、その効果が飽和するばか
りでなく、表面欠陥の頻発等の弊害が現れる。Ｂ：０．０１５質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、熱間圧延温度
域においてδフェライト相とオーステナイト相の変形抵
抗の差に起因してエッジクラックが熱延鋼帯に発生する
ことを防止する作用を呈する。しかし、０．０１５質量
％を超える過剰量のＢを添加すると、低融点硼化物が生
成し易くなり、却って熱間加工性を低下させる。
【００１８】ＲＥＭ（希土類元素）：０．２質量％以下 Ｙ：０．２質量％以下 Ｃａ：０．１質量％以下 Ｍｇ：０．１質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、何れも熱間加
工性を向上させるとともに、耐酸化性の向上にも有効で
ある。しかし、これら作用は、ＲＥＭ（希土類元素）：
０．２質量％，Ｙ：０．２質量％，Ｃａ：０．１質量
％，Ｍｇ：０．１質量％で飽和し、それ以上添加しても
鋼材の清浄度が悪くなる。
工性を向上させるとともに、耐酸化性の向上にも有効で
ある。しかし、これら作用は、ＲＥＭ（希土類元素）：
０．２質量％，Ｙ：０．２質量％，Ｃａ：０．１質量
％，Ｍｇ：０．１質量％で飽和し、それ以上添加しても
鋼材の清浄度が悪くなる。
【００１９】その他、Ｐ，Ｓ，Ｏ等が含まれることがあ
る。Ｐは、固溶強化能の大きな成分ではあるが、靭性に
悪影響を及ぼすことから、通常許容されている０．０４
質量％に上限を設定することが好ましい。Ｓは、熱間圧
延時に耳割れ発生の原因となる有害元素であることから
低いほど好ましい。Ｓ起因の悪影響はＢ添加によって抑
制されるので、許容できるＳ量を０．０２質量％以下に
することが好ましい。Ｏは、酸化物系の非金属介在物と
なり鋼材の清浄度を低下させ、プレス成形性や曲げ加工
性に悪影響を及ぼすことから０．０２質量％以下にする
ことが好ましい。
る。Ｐは、固溶強化能の大きな成分ではあるが、靭性に
悪影響を及ぼすことから、通常許容されている０．０４
質量％に上限を設定することが好ましい。Ｓは、熱間圧
延時に耳割れ発生の原因となる有害元素であることから
低いほど好ましい。Ｓ起因の悪影響はＢ添加によって抑
制されるので、許容できるＳ量を０．０２質量％以下に
することが好ましい。Ｏは、酸化物系の非金属介在物と
なり鋼材の清浄度を低下させ、プレス成形性や曲げ加工
性に悪影響を及ぼすことから０．０２質量％以下にする
ことが好ましい。
【００２０】Ｍｄ（Ｎ）値：０〜１２５ Md(N)＝580−520C−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−26Cu−300
N−10Mo 本発明では前述の通り、冷間加工で加工誘起マルテンサ
イトを生成させ、再加熱時のオーステナイトへの逆変態
処理に伴う体積変化を利用して形状矯正を行おうとする
ものである。このため、本発明に使用される鋼は、溶体
化処理後の冷間加工で加工誘起マルテンサイト相が形成
されるようにオーステナイトの加工に対する安定度であ
るＭｄ（Ｎ）を０〜１２５の範囲に限定した。Ｍｄ
（Ｎ）が０未満の鋼種では、強度に寄与するマルテンサ
イト相を形成させるために、素材製造の際、工業的には
実施不可能な室温以下の極低温で冷間加工しなければな
らなくなる。一方、Ｍｄ（Ｎ）が１２５を超えた鋼種で
は、逆変態処理時に生成したオーステナイトが再び室温
までの冷却中にマルテンサイトに変態して、再度形状を
悪くするという不都合がある。
N−10Mo 本発明では前述の通り、冷間加工で加工誘起マルテンサ
イトを生成させ、再加熱時のオーステナイトへの逆変態
処理に伴う体積変化を利用して形状矯正を行おうとする
ものである。このため、本発明に使用される鋼は、溶体
化処理後の冷間加工で加工誘起マルテンサイト相が形成
されるようにオーステナイトの加工に対する安定度であ
るＭｄ（Ｎ）を０〜１２５の範囲に限定した。Ｍｄ
（Ｎ）が０未満の鋼種では、強度に寄与するマルテンサ
イト相を形成させるために、素材製造の際、工業的には
実施不可能な室温以下の極低温で冷間加工しなければな
らなくなる。一方、Ｍｄ（Ｎ）が１２５を超えた鋼種で
は、逆変態処理時に生成したオーステナイトが再び室温
までの冷却中にマルテンサイトに変態して、再度形状を
悪くするという不都合がある。
【００２１】逆変態処理温度：５００〜７００℃ 溶体化処理後、冷間圧延で加工誘起マルテンサイトを生
成させた冷延鋼帯を、誘起されたマルテンサイトがオー
ステナイトに変態する温度に加熱して逆変態させ、オー
ステナイト相を出現させる。この加熱温度が５００℃未
満では、逆変態オーステナイトの反応が遅く、工業生産
的には不適当である。また、７００℃を超えると、逆に
逆変態オーステナイトの生成が極端に早く、マルテンサ
イトの軟化も促進され、ビッカース硬度を安定的に４０
０以上に保つことが困難になる。さらに、高すぎる加熱
温度は、炭化物析出に起因した鋭敏化によって耐食性を
低下させるおそれがある。
成させた冷延鋼帯を、誘起されたマルテンサイトがオー
ステナイトに変態する温度に加熱して逆変態させ、オー
ステナイト相を出現させる。この加熱温度が５００℃未
満では、逆変態オーステナイトの反応が遅く、工業生産
的には不適当である。また、７００℃を超えると、逆に
逆変態オーステナイトの生成が極端に早く、マルテンサ
イトの軟化も促進され、ビッカース硬度を安定的に４０
０以上に保つことが困難になる。さらに、高すぎる加熱
温度は、炭化物析出に起因した鋭敏化によって耐食性を
低下させるおそれがある。
【００２２】逆変態オーステナイト相量：３体積％以上 逆変態つまりマルテンサイトからオーステナイトに変態
する時に１０％程度の体積変化があるが、この時の収縮
変形に形状スムージング効果がある。すなわち、冷間加
工時にオーステナイトからマルテンサイトに変態に変態
する時、体積膨張が起こり、鋼帯形状が崩れる。そこで
冷間圧延後の鋼帯を再加熱して加工誘起マルテンサイト
をオーステナイトに逆変態させ、この時の体積収縮で、
マルテンサイト変態時の鋼帯形状の崩れが解消される。
種々の条件下で実験を重ねた結果、鋼帯形状修正に効果
が出てくる最小の逆変態オーステナイト相量は３体積％
であった。
する時に１０％程度の体積変化があるが、この時の収縮
変形に形状スムージング効果がある。すなわち、冷間加
工時にオーステナイトからマルテンサイトに変態に変態
する時、体積膨張が起こり、鋼帯形状が崩れる。そこで
冷間圧延後の鋼帯を再加熱して加工誘起マルテンサイト
をオーステナイトに逆変態させ、この時の体積収縮で、
マルテンサイト変態時の鋼帯形状の崩れが解消される。
種々の条件下で実験を重ねた結果、鋼帯形状修正に効果
が出てくる最小の逆変態オーステナイト相量は３体積％
であった。
【００２３】逆変態時の付加荷重：８ｇ／ｃｍ2以上 逆変態を形状矯正に利用するとき、コイル間の張力によ
って鋼帯の形状が良好に確保され、或いは鋼帯自体の自
重によって良好な鋼帯形状が確保される。しかし、押し
板等によって鋼帯に荷重を加えた状態で逆変態処理する
と、拘束された状態で変態が進行するため、鋼帯形状が
更に改善される。この場合、逆変態時の高温強度を考慮
すると、単位面積当り８ｇ／ｃｍ2以上の荷重を加える
ことが好ましい。
って鋼帯の形状が良好に確保され、或いは鋼帯自体の自
重によって良好な鋼帯形状が確保される。しかし、押し
板等によって鋼帯に荷重を加えた状態で逆変態処理する
と、拘束された状態で変態が進行するため、鋼帯形状が
更に改善される。この場合、逆変態時の高温強度を考慮
すると、単位面積当り８ｇ／ｃｍ2以上の荷重を加える
ことが好ましい。
【００２４】
【実施例】表１の組成をもつステンレス鋼を真空溶解炉
で２５０ｋｇ溶製し、鍛造，熱延で板厚４．０ｍｍと
し、１０５０℃×１分均熱の熱延板焼鈍を施した後、酸
洗を実施した。その板を表２に示す圧延率および温度条
件で冷間圧延と６００ｓの逆変態処理を施した。表１
中、Ｎｏ．１〜８が本発明で規定した条件を満足するス
テンレス鋼、Ｎｏ．９〜１４が本発明で規定した条件を
外れるステンレス鋼である。また、表２中、Ｎｏ．１〜
１０が本発明で規定した条件を満足する処理を行ったス
テンレス鋼であり、Ｎｏ．１１〜１９が本発明で規定し
た条件を外れる条件で処理したステンレス鋼である。
で２５０ｋｇ溶製し、鍛造，熱延で板厚４．０ｍｍと
し、１０５０℃×１分均熱の熱延板焼鈍を施した後、酸
洗を実施した。その板を表２に示す圧延率および温度条
件で冷間圧延と６００ｓの逆変態処理を施した。表１
中、Ｎｏ．１〜８が本発明で規定した条件を満足するス
テンレス鋼、Ｎｏ．９〜１４が本発明で規定した条件を
外れるステンレス鋼である。また、表２中、Ｎｏ．１〜
１０が本発明で規定した条件を満足する処理を行ったス
テンレス鋼であり、Ｎｏ．１１〜１９が本発明で規定し
た条件を外れる条件で処理したステンレス鋼である。
【００２５】
【００２６】
【００２７】表２の結果に見られるように、本発明例Ｎ
ｏ．１〜１０では、平均のビッカース硬度が４００以上
で、逆変態後の鋼帯の最大耳高さも２ｍｍ以下である。
本発明の課題を満たす、ビッカース硬度４００以上で形
状平坦度に優れた鋼帯が得られた。一方、比較例Ｎｏ．
１１〜１３は、本発明で規定する範囲の成分組成を持つ
鋼であるが、Ｎｏ．１２では逆変態温度が５００℃未満
であるため十分に逆変態オーステナイトが形成していな
く、また、Ｎｏ．１１とＮｏ．１３は逆変態温度が７０
０℃を超えているために材料の軟化が激しく、ビッカー
ス硬度が４００未満であった。比較例Ｎｏ．１４〜１８
は素材鋼の成分組成が規定の範囲を外れているために、
目的としたビッカース硬度４００以上で形状平坦度に優
れた鋼帯は得られなかった。特にＮｏ．１５は、素材鋼
のＭｄ（Ｎ）が１２５を超えているために、逆変態オー
ステナイトが冷却中に再びマルテンサイトに変態し、形
状が大きく変わった。さらに、Ｎｏ．１９は窒素（Ｎ）
を規定した範囲以上含有していたために、製鋼、鋳造過
程でのブローホールに起因した表面欠陥が点在してい
た。
ｏ．１〜１０では、平均のビッカース硬度が４００以上
で、逆変態後の鋼帯の最大耳高さも２ｍｍ以下である。
本発明の課題を満たす、ビッカース硬度４００以上で形
状平坦度に優れた鋼帯が得られた。一方、比較例Ｎｏ．
１１〜１３は、本発明で規定する範囲の成分組成を持つ
鋼であるが、Ｎｏ．１２では逆変態温度が５００℃未満
であるため十分に逆変態オーステナイトが形成していな
く、また、Ｎｏ．１１とＮｏ．１３は逆変態温度が７０
０℃を超えているために材料の軟化が激しく、ビッカー
ス硬度が４００未満であった。比較例Ｎｏ．１４〜１８
は素材鋼の成分組成が規定の範囲を外れているために、
目的としたビッカース硬度４００以上で形状平坦度に優
れた鋼帯は得られなかった。特にＮｏ．１５は、素材鋼
のＭｄ（Ｎ）が１２５を超えているために、逆変態オー
ステナイトが冷却中に再びマルテンサイトに変態し、形
状が大きく変わった。さらに、Ｎｏ．１９は窒素（Ｎ）
を規定した範囲以上含有していたために、製鋼、鋳造過
程でのブローホールに起因した表面欠陥が点在してい
た。
【００２８】鋼板形状を更に矯正するため、鋼帯幅方向
両側１０ｍｍをカットして切り出した幅２００ｍｍ，長
さ３００ｍｍの鋼板に表３に示す各種押え圧で厚板を挟
み込んだ。この条件下で６００ｓの逆変態処理し、鋼板
に加えた荷重が鋼板平坦度に及ぼす影響を調査した。調
査結果を、逆変態オーステナイト量及び表面平均ビッカ
ース硬度（荷重１０ｋｇ）と共に表３に示す。表３にみ
られるように、平均のビッカース硬度が４００以上であ
るとともに、逆変態処理中の鋼板に荷重を加えることに
より、最大耳高さが１．０ｍｍ以下と更に小さくなっ
た。加えた荷重と最大耳高さとの関係から、８ｇ／ｃｍ
2以上の荷重付加で鋼板が効果的に形状矯正されること
がわかる。
両側１０ｍｍをカットして切り出した幅２００ｍｍ，長
さ３００ｍｍの鋼板に表３に示す各種押え圧で厚板を挟
み込んだ。この条件下で６００ｓの逆変態処理し、鋼板
に加えた荷重が鋼板平坦度に及ぼす影響を調査した。調
査結果を、逆変態オーステナイト量及び表面平均ビッカ
ース硬度（荷重１０ｋｇ）と共に表３に示す。表３にみ
られるように、平均のビッカース硬度が４００以上であ
るとともに、逆変態処理中の鋼板に荷重を加えることに
より、最大耳高さが１．０ｍｍ以下と更に小さくなっ
た。加えた荷重と最大耳高さとの関係から、８ｇ／ｃｍ
2以上の荷重付加で鋼板が効果的に形状矯正されること
がわかる。
【００２９】
【００３０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明では、成
分および逆変態熱処理条件を適正に管理することによっ
て、ビッカース硬度が４００以上の高い値を示すととも
に、加工誘起マルテンサイト相マトリックス中に所定量
の逆変態オーステナイト相を分散させて、形状平坦度に
優れたオーステナイト系ステンレス鋼帯を得ることがで
きた。この鋼帯は、耐食性にも優れていることから、プ
レスプレート，ステンレスフレーム，板バネ，フラッパ
ーバルブ，メタルガスケット，ラッピングキャリア材，
キャリアプレート，ステンレスミラー，ダンパースプリ
ング，ディスクブレーキ，ブレーキマスターキー，スチ
ールベルト，メタルマスク等の各種バネ材や高強度材と
して広範な分野で使用される。
分および逆変態熱処理条件を適正に管理することによっ
て、ビッカース硬度が４００以上の高い値を示すととも
に、加工誘起マルテンサイト相マトリックス中に所定量
の逆変態オーステナイト相を分散させて、形状平坦度に
優れたオーステナイト系ステンレス鋼帯を得ることがで
きた。この鋼帯は、耐食性にも優れていることから、プ
レスプレート，ステンレスフレーム，板バネ，フラッパ
ーバルブ，メタルガスケット，ラッピングキャリア材，
キャリアプレート，ステンレスミラー，ダンパースプリ
ング，ディスクブレーキ，ブレーキマスターキー，スチ
ールベルト，メタルマスク等の各種バネ材や高強度材と
して広範な分野で使用される。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 藤本 廣 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社ステンレス事業本部内 (72)発明者 森本 憲一 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社ステンレス事業本部内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA06 EA09 EA12 EA13 EA14 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA21 EA27 EA28 EA31 EA36 EB12 EB14 FH00 FM04 HA05 JA02 JA06
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．１５質量％以下，Ｓｉ：４．０
質量％以下，Ｍｎ：５．０質量％以下，Ｎｉ：４．０〜
１２．０質量％，Ｃｒ：１２．０〜２０．０質量％，Ｍ
ｏ：５．０質量％以下，Ｎ：０．１５質量％以下，残部
が実質的にＦｅで、式（１）で定義されるＭｄ（Ｎ）値
が０〜１２５以上の組成を持ち、３体積％以上の逆変態
オーステナイト相を含むオーステナイト＋マルテンサイ
トの二相組織を有し、ビッカース硬度が４００以上であ
ることを特徴とする形状平坦度に優れた高強度オーステ
ナイト系ステンレス鋼帯。 Md(N)＝580−520C−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−26Cu−300N−10Mo ・・・（１） - 【請求項２】 更にＣｕ：３．０質量％以下，Ｔｉ：
０．５質量％以下、Ｎｂ：０．５０質量％以下，Ａｌ：
０．２質量％以下，Ｂ：０．０１５質量％以下，ＲＥＭ
（希土類元素）：０．２質量％以下，Ｙ：０．２質量％
以下，Ｃａ：０．１質量％以下，Ｍｇ：０．１０質量％
以下の１種又は２種以上を含む請求項１記載のビッカー
ス硬度が４００以上であり、形状平坦度に優れた高強度
オーステナイト系ステンレス鋼帯。 - 【請求項３】 請求項１又は２の組成をもつステンレス
鋼帯を溶体化処理した後、冷間圧延で加工誘起マルテン
サイト相を生成させ、次いで５００〜７００℃で加熱し
て加工誘起マルテンサイト相からなるマトリックス中に
３体積％以上のオーステナイト相を生成させる逆変態処
理を施すことを特徴とするビッカース硬度が４００以上
であり、形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ス
テンレス鋼帯の製造方法。 - 【請求項４】 ８ｇ／ｃｍ2以上の負荷を加えた状態で
逆変態処理を施す請求項３記載のビッカース硬度が４０
０以上であり、形状平坦度に優れた高強度オーステナイ
ト系ステンレス鋼帯の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000368534A JP2002173742A (ja) | 2000-12-04 | 2000-12-04 | 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 |
| EP01121028A EP1215298A3 (en) | 2000-12-04 | 2001-08-31 | A high-strength austenitic stainless steel strip excellent in flatness of shape and its manufacturing method |
| KR1020010057877A KR20020044047A (ko) | 2000-12-04 | 2001-09-19 | 형상평탄도가 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인레스강스트립 및 그 제조방법 |
| CNB01136307XA CN1166805C (zh) | 2000-12-04 | 2001-10-09 | 形状平直度良好的高强度奥氏体不锈钢带及其制造方法 |
| TW090125210A TW555871B (en) | 2000-12-04 | 2001-10-12 | A high-strength austenitic stainless steel strip excellent in flatness of shape and its manufacturing method |
| US10/004,919 US6764555B2 (en) | 2000-12-04 | 2001-12-03 | High-strength austenitic stainless steel strip having excellent flatness and method of manufacturing same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000368534A JP2002173742A (ja) | 2000-12-04 | 2000-12-04 | 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002173742A true JP2002173742A (ja) | 2002-06-21 |
Family
ID=18838746
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000368534A Withdrawn JP2002173742A (ja) | 2000-12-04 | 2000-12-04 | 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6764555B2 (ja) |
| EP (1) | EP1215298A3 (ja) |
| JP (1) | JP2002173742A (ja) |
| KR (1) | KR20020044047A (ja) |
| CN (1) | CN1166805C (ja) |
| TW (1) | TW555871B (ja) |
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| KR20170107067A (ko) | 2015-03-06 | 2017-09-22 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 내수소 취화 특성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
| KR101783107B1 (ko) * | 2015-11-19 | 2017-09-28 | 현대산업기계주식회사 | 오스테나이트와 마르텐사이트의 2상 조직을 갖는 스테인리스강 |
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| KR20190004764A (ko) | 2016-06-01 | 2019-01-14 | 가부시키가이샤 도쿠슈 긴조쿠 엑셀 | 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판 및 그 제조방법 |
| TWI704239B (zh) * | 2018-11-29 | 2020-09-11 | 日商特殊金屬超越股份有限公司 | 不鏽鋼帶或不鏽鋼箔及其製造方法 |
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| CN113667889A (zh) * | 2021-07-16 | 2021-11-19 | 河钢股份有限公司承德分公司 | 一种高强度耐磨耐腐蚀沉没辊及其生产方法 |
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| DE10203711A1 (de) * | 2002-01-31 | 2003-08-14 | Sms Demag Ag | Verfahren und Anlage zur Herstellung von Warmband aus austenitischen nichtrostenden Stählen |
| CN100371487C (zh) * | 2003-04-28 | 2008-02-27 | 杰富意钢铁株式会社 | 盘式制动器用马氏体类不锈钢 |
| JP4632954B2 (ja) * | 2003-10-20 | 2011-02-16 | 株式会社クボタ | 時効延性及びクリープ破断強度に優れた水素製造反応管用耐熱鋳鋼 |
| KR101282054B1 (ko) | 2004-04-19 | 2013-07-17 | 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 | 고-Ｃｒ 고-Ｎｉ 오스테나이트계 내열 주강 및 그것으로이루어진 배기계 부품 |
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