JP2006052452A - 高窒素オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents

高窒素オーステナイト系ステンレス鋼 Download PDF

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Abstract

【課題】 Ｎｉ含有率が低いにも関わらず、耐食性及び強度ともに従来よりも優れた高窒素オーステナイト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】 Ｆｅの含有量が５０質量％以上であり、Ｃｒ：１５．０質量％以上３５．０質量％以下、Ｍｏ：０．０５質量％以上８．０質量％以下、Ｍｎ：０．２質量％以上１０．０質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以上４．０質量％以下、Ｎ：０．８質量％以上１．５質量％以下を含有し、Ｃの含有率が０．２０質量％以下、Ｓｉの含有率が２．０質量％以下、Ｐの含有率が０．０３質量％以下、Ｓの含有率が０．０５質量％以下、Ｎｉの含有率が０．５質量％以下、Ａｌの含有率が０．０３質量％以下、Ｏの含有率が０．０２０質量％以下とされ、さらに、Ｃｒの含有率をＷＣｒ（質量％）、Ｍｏの含有率をＷＭｏ（質量％）、Ｎの含有率をＷＮ（質量％）、Ｍｎの含有率をＷＭｎ（質量％）としたとき、
η≡（ＷＣｒ＋３．３ＷＭｏ＋１６ＷＮ）／ＷＭｎ
にて表される組成パラメータηが５以上となるように、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ及びＭｎの含有率が調整されてなる。
【選択図】 図１

Description

本発明は、高窒素オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
特開平１０−１８３３０３号公報
高耐食性を有し、かつ加工性に優れた鋼として、ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６といったオーステナイト系ステンレス鋼が多用されている。特に、優れた耐食性を有し、同時に強度が要求される材料は、オーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３１６や、二相系ステンレス鋼のＳＵＳ３２９系などの鋼種が一般的に用いられている。また、より一層の耐食性が要求される用途では、Ｎｉ及びＭｏを大幅に増量したＳＵＳ８３６Ｌ（スーパーオーステナイト系ステンレス鋼とも称される）なども使用されている。
しかし、上記のオーステナイト系ステンレス鋼は、耐食性に優れるといえども、局部腐食に対する使用限界があるし、さらなる高強度化へのニーズも高い。また、高価なＮｉやＭｏの使用量も多いのでより低廉な材料が求められている。そこで、近年、オーステナイト系ステンレス鋼よりもさらに高強度及び請う耐食性を有するステンレス鋼として、侵入型固溶元素である窒素濃度を通常のステンレス鋼よりも大幅に高め、該高濃度の窒素によりオーステナイト相を安定化させた高窒素オーステナイト系ステンレス鋼が注目されている。このような高窒素オーステナイト系ステンレス鋼は、エアシャフト、ボールベアリング、軸受、プラスチック金型など、その用途はすでに多岐にわたっているが、特許文献１に開示されているごとく、生体用材料としての用途にも期待されている。すなわち、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼にて相当量添加されているＮｉは、生体材料の分野においてはＮｉアレルギーの原因となりうるなど、人体にとって好ましくない元素の１つとして位置付けられているが、高窒素オーステナイト系ステンレス鋼は、主要なオーステナイト相安定化元素として窒素を用いるためＮｉの大部分を削減でき、かつ、硬度と耐食性も同等ないしそれ以上のレベルに維持できる利点がある。
しかし、特許文献１のオーステナイト系ステンレス鋼は、窒素固溶量を高めるためにＭｎが比較的多く添加されている（特許請求の範囲では、Ｍｎ含有量範囲は２〜２６質量％と広く設定されているが、実施例に開示された鋼組成のＭｎ含有量はいずれも１１質量％及び１２質量％と高い）。高窒素オーステナイト系ステンレス鋼において、このような高Ｍｎ組成を採用すると、耐食性が劣化することにつながり、また、強度も不足する惧れがある。
本発明の課題は、Ｎｉ含有率が低いにも関わらず、耐食性及び強度ともに従来よりも優れた高窒素オーステナイト系ステンレス鋼を提供することにある。
課題を解決するための手段及び発明の効果
上記の課題を解決するために、本発明の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼は、
Ｆｅの含有量が５０質量％以上であり、
Ｃｒ：１５．０質量％以上３５．０質量％以下；
Ｍｏ：０．０５質量％以上８．０質量％以下；
Ｍｎ：０．２質量％以上１０．０質量％以下；
Ｃｕ：０．０１質量％以上４．０質量％以下；
Ｎ：０．８質量％以上１．５質量％以下を含有し、
Ｃの含有率が０．２０質量％以下、Ｓｉの含有率が２．０質量％以下、Ｐの含有率が０．０３質量％以下、Ｓの含有率が０．０５質量％以下、Ｎｉの含有率が０．５質量％以下、Ａｌの含有率が０．０３質量％以下、Ｏの含有率が０．０２０質量％以下とされ、さらに、
Ｃｒの含有率をＷＣｒ（質量％）、Ｍｏの含有率をＷＭｏ（質量％）、Ｎの含有率をＷＮ（質量％）、Ｍｎの含有率をＷＭｎ（質量％）としたとき、
η≡（ＷＣｒ＋３．３ＷＭｏ＋１６ＷＮ）／ＷＭｎ
にて表される組成パラメータηが５以上となるように、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ及びＭｎの含有率が調整されてなることを特徴とする。
上記本発明の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼によると、Ｎｉ含有量を規制しつつ、多量のＮ（窒素）を固溶させ、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ及びＭｎからなる必須元素の組成を本発明特有の範囲にて適正化することで、強度及び耐食性を高レベルにてバランスさせることができる。その結果、Ｎｉ含有率が低いにも関わらず、耐食性及び強度ともに従来よりも優れた高窒素オーステナイト系ステンレス鋼を実現でき、例えば固溶化処理状態にて、例えばスーパーオーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ８３６Ｌに匹敵する耐食性と、二相系ステンレス鋼であるＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌよりも高い強度とを両立させることも不可能ではなくなる。
以下、上記本発明の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼における各元素の組成限定理由について説明する。
（１）Ｃｒ：１５．０質量％以上３５．０質量％以下
Ｃｒは、溶湯中へのＮ溶解度を著しく増加させる働きをなし、耐食性、強度の向上に大きく寄与するとともに、窒素ブローホールの発生抑制にも有効である。Ｃｒ含有量が１５．０質量％未満では、溶湯中へのＮ溶解度が不十分となり、耐食性及び強度の確保が困難となるほか、窒素ブローホールも発生しやすくなる。他方、Ｃｒ含有量が３５．０質量％を超えると、Ｃｒがフェライト生成元素であるためにオーステナイト相の不安定化を招き、材料の非磁性を保てなくなる惧れがある。また、靭延性の劣化を招くσ相も析出しやすくなる。Ｃｒ含有量は、望ましくは２４．０質量％以上３２．０以下とするのがよく、さらに望ましくは２５．０質量％以上３０．０質量％以下とするのがよい。
（２）Ｍｏ：０．０５質量％以上８．０質量％以下
ＭｏもＣｒと同様、溶湯中へのＮ溶解度を著しく増加させる働きをなすが、Ｃｒよりも少量でより大きな耐食性向上効果を発揮し、また、固溶強化による強度向上効果を得ることができる。しかし、Ｍｏ添加量が０．０５質量％未満では効果に乏しく、８．０質量％を超えて添加されると、窒素ブローホールの誘発を招くとともにオーステナイト相が不安定となるため、非磁性の確保も困難となる。また、脆化相の生成により靭延性が低下し、熱間加工時にも有害となる。また、溶体化処理時に未固溶Ｃｒ窒化物を増大させ、耐食性を却って著しく低下させる問題を生ずる。Ｍｏ添加量は、より望ましくは０．０５質量％以上５．０質量％未満とするのがよく、さらに望ましくは０．１０質量％以上２．５質量％未満とするのがよい。
（３）Ｍｎ：０．２質量％以上１０．０質量％以下
Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定化に寄与するとともに、後述のＣｒ窒化物の固溶温度を低下させる。また、溶湯中のＮ溶解度を著しく増加させるため、強度向上と窒素ブローホールの発生抑制に有効である。また、脱酸、脱硫元素としても有効である。Ｍｎ含有量が０．２質量％未満では、溶湯中のＮ溶解度が不十分となり、十分な強度を確保できなくなり、窒素ブローホールも生じやすくなる。他方、Ｍｎ添加量が１０．０質量％を超えると耐食性の劣化につながる。Ｍｎ含有量は、より望ましくは０．２質量％以上６．０質量％以下とするのがよく、さらに望ましくは０．２質量％以上２．０質量％以下とするのがよい。
（４）Ｃｕ：０．０１質量％以上２．０質量％以下
Ｃｕはオーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定化に寄与すると共に、耐食性の向上に寄与する。しかし、添加量が０．０１質量％未満では効果に乏しく、２．０質量％を超える添加は、熱間加工性が低下する問題を引き起こす。また、溶体化処理後の未固溶Ｃｒ窒化物の残留量を増大させ、逆に耐食性を劣化させる。Ｃｕ添加量は、より望ましくは０．０２質量％以上１．８質量％以下とするのがよく、さらに望ましくは０．０５質量％以上１．５質量％以下とするのがよい。
（５）Ｎ：０．８質量％以上１．５質量％以下
オーステナイト相に対する侵入型固溶元素であり、強度の向上、オーステナイト相の安定化及び耐食性の向上の全てに有効に寄与する基本添加元素である。Ｎ添加量が１．５質量％を超えると、窒素ブローホールが生成しやすくなるほか、溶体化処理後に、未固溶Ｃｒ窒化物や他の遷移金属窒化物（例えば、後述のＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの窒化物）が鋼中に多量に残存し、耐食性が著しく低下する問題につながる。Ｎ添加量は、より望ましくは０．８質量％以上１．４質量％以下とするのがよい。
（６）Ｆｅ：５０質量％以上
Ｆｅは鋼の主成分（つまり、５０質量％以上）であり、基本的には、上記５つの必須添加元素と、以下に説明する任意元素及び不可避不純物との残部を構成するものである。ただし、既に説明した本発明の効果が損なわれない範囲であれば、本明細書に特に記載のない副成分の含有を排除するものではない。
（７）η：５以上
ηは、Ｃｒの含有率をＷＣｒ（質量％）、Ｍｏの含有率をＷＭｏ（質量％）、Ｎの含有率をＷＮ（質量％）、Ｍｎの含有率をＷＭｎ（質量％）としたとき、
η≡（ＷCr＋３．３ＷMo＋１６ＷN）／ＷMn
にて表される組成パラメータである。ηに関与する添加元素のうち、Ｎ、Ｃｒ及びＭｏは耐食性を向上させる働きをなす一方、Ｍｎは、Ｎ固溶量を増加させる必須元素ではあるが、耐食性は劣化させる方向に働く。ηの分子は、ＭｏとＮによる各耐食性向上効果を、Ｃｒ当量に換算して定量化したものであり、Ｎ、Ｃｒ及びＭｏはいずれも耐食性向上に寄与するものの、Ｎの耐食性向上効果はＣｒの実に１６倍にも及ぶ。オーステナイト相へのＮ固溶量を劇的に高めるためには、結局のところＭｎの添加が不可欠となるが、Ｍｎを添加しすぎると、オーステナイト相へのＮ固溶量は増えるものの、Ｍｎ自身は耐食性劣化に作用するため、増えたＮによる耐食性向上代がＭｎ添加によって一部食いつぶされるイメージとなる。従って、Ｎ、Ｃｒ及びＭｏの耐食性への寄与が分母に、Ｍｎによる耐食性劣化への寄与が分子に反映されたη値は、最終的に得られる鋼の耐食性を総合的に予測するために有効なパラメータとなりうる。
そして、本発明者が詳細に検討したところ、上記ηが５以上となるように、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＭｎの添加量バランスを調整することで、耐食性向上効果が著しく最適化され、例えばスーパーオーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ８３６Ｌと同等以上の耐食性も確保できることが判明したのである。
以下、微量元素（積極添加元素及び不純物元素）についての組成限定理由について説明する。
（８）Ｃ：０．２０質量％以下
ＣはＦｅに対する侵入型固溶元素であって強度の向上に寄与し、また、オーステナイト形成元素として窒素ブローホールの形成抑制にも有効である。しかし、０．２０質量％を超えた添加は、Ｎの溶解度を低下させるとともに、Ｃｒ炭化物の形成によりオーステナイト相のＣｒ量を減少させ、耐食性の劣化を招く。Ｃは任意元素であるが、積極添加による効果を顕著なものとするためには、０．００５質量％以上は添加することが望ましい。Ｃの含有量は、望ましくは０．００５質量％以上０．１５質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０１質量％以上０．１０質量％以下とするのがよい。
（９）Ｓｉ：２．０質量％以下
Ｓｉは脱酸元素として有効であるが、一般鋼においてＳｉよりも強力な脱酸剤であるＡｌは、高窒素鋼においては、高温強度と靭延性の著しい低下を招くＡｌＮの生成要因となるため、主要な脱酸剤としては、必須元素のＭｎとともにＳｉを使用することが望ましい。Ｓｉによる脱酸効果は０．０１質量％以上の添加を行なったとき顕著となる。他方、Ｓｉ添加量が２．０質量％を超えると、熱間加工時に割れ等の不具合を生じやすくなるほか、鋼の靭延性も低下する。Ｓｉ添加量は、望ましくは０．０１質量％以上１．０質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０１質量％以０．５質量％以下とするのがよい。
（１０）Ｐ：０．０３質量％以下
Ｐは有害不純物の１つであり、０．０３質量％を超えると熱間加工性の悪化、及び粒界強度低下による靭延性の悪化を招く。Ｐは極力含有されていないほうがよく、コストとの兼ね合いにて適宜下限値を設定する。
（１１）Ｓ：０．０５質量％以下
Ｓは有害不純物の１つであり、０．０５質量％を超えると熱間加工性が低下するとともに、ＭｎＳの形成により耐食性も劣化しやすくなる。Ｓは極力含有されていないほうがよく、コストとの兼ね合いにて適宜下限値を設定する。望ましくは０．０１質量％以下とするのがよい。
（１２）Ｎｉ：０．５質量％以下
Ｎｉは、材料低廉化や人体適用したときのＮｉアレルギー等の影響回避のため、本発明では積極的に添加抑制する。Ｎｉ含有量は極力少ないのがよいが、必要以上の低減はコストの上昇を招くため、０．５質量％までは含有を許容する。Ｎｉ含有量は、望ましくは０．３質量％以下であるのがよく、より好ましくは０．１質量％以下であるのがよい。
（１３）Ａｌ：０．０３質量％以下
前述のごとく、Ａｌは脱酸剤として有効ではあるが、高窒素鋼ではＡｌ含有量が少しでも過剰となると、ＡｌＮの生成が進行して耐食性の著しい低下を招く。従って、本発明ではこれを回避し、オーステナイト相へのＮ固溶量を可能な限り高める観点から、Ａｌ含有量を０．０３質量％以下とする。Ａｌ含有量は、望ましくは０．０２５質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０２０質量％以下とするのがよい。
（１４）Ｏ：０．０２０質量％以下
Ｏ含有量が過剰になると鋼の清浄度を低下させ、耐食性を劣化させるため、０．０２０質量％以下に規制する。Ｏ含有量は、望ましくは０．０１５質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０１０質量％以下とするのがよい。
以下、本発明の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼にさらに添加可能な元素について説明する。
（１５）Ｗ：０．０１質量％以上１．０質量％以下
Ｗは耐食性の向上に寄与するとともに、固溶強化元素として強度の向上にも寄与する。添加量が０．０１質量％未満では効果に乏しく、１．０質量％を超える添加はＭｏと同様に、脆化相の生成により靭延性が低下し、熱間加工時にも有害となる不具合を招く。また、溶体化処理時の未固溶Ｃｒ窒化物を増大させ耐食性を著しく低下させる。Ｗ含有量は、望ましくは０．０５質量％以上０．９質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．１質量％以上０．８質量％以下とするのがよい。
（１６）Ｃｏ：０．０１質量％以上５．０質量％以下
Ｃｏは、耐食性の向上及び強度の向上に寄与する。添加量が０．０１質量％未満では効果に乏しく、５．０質量％を超える添加はコストの上昇を招くと共に、溶体化処理時の未固溶Ｃｒ窒化物を増大させ耐食性を著しく低下させる不具合を招く。Ｃｏ含有量は、望ましくは０．０５質量％以上４．５質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．１質量％以上４．０質量％以下とするのがよい。
強度及び耐食性向上の観点から、Ｗ及びＣｏは、上記範囲で１種又は２種を添加することができる。
（１７）Ｔｉ：０．０１質量％以上０．５質量％以下
（１８）Ｎｂ：０．０１質量％以上０．５質量％以下
（１９）Ｖ：０．０１質量％以上１．０質量％以下
（２０）Ｔａ：０．０１質量％以上０．５質量％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＴａは、いずれもＣ，Ｎと結合して炭化物ないし炭窒化物を析出させ、強度の向上に寄与するとともに、該析出物によるピンニング効果によりオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、結晶粒の微細化による強度及び靭性の向上に寄与する。各々添加量が０．０１質量％未満では効果に乏しく、また、それぞれ上記上限値を超える添加は、鋼中に有害な酸化物ないし窒化物を生成し、耐食性を著しく低下させる他、有効な固溶Ｎ量を低下させ、強度も低下しやすくなる不具合を招く。Ｔｉ含有量は、望ましくは０．０２質量％以上０．４質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０３質量％以上０．３質量％以下とするのがよい。Ｎｂ含有量は、望ましくは０．０２質量％以上０．４質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０３質量％以上０．３質量％以下とするのがよい。Ｖ含有量は、望ましくは０．０２質量％以上０．９質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０３質量％以上０．８質量％以下とするのがよい。Ｔａ含有量は、望ましくは０．０２質量％以上０．４質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０３質量％以上０．３質量％以下とするのがよい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＴａは、それらのいずれか１種のみを添加することもできるし、２種以上を組み合わせて添加することもできる。
（２１）Ｂ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；
Ｂは強度の向上及び熱間加工性の向上に有効な元素である。０．００１質量％未満では効果に乏しく、０．０１質量％を超える添加は却って熱間加工性を害するとともに耐食性も劣化させる。Ｂ含有量は、望ましくは０．００１質量％以上０．００８質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．００１質量％以上０．００５質量％以下とするのがよい。
（２２）Ｚｒ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下
Ｚｒは強度向上に有効な添加元素である。０．０１質量％未満では効果に乏しく、０．５０質量％を超える添加は靭延性の劣化を招く。Ｚｒ含有量は、望ましくは０．０３質量％以上０．４０質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０５質量％以上０．３０質量％以下とするのがよい。
（２３）Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下
（２４）Ｍｇ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；
Ｃａ及びＭｇは、いずれも熱間加工性を向上させるために有効な添加元素である。過添加は耐食性、靭延性、熱間加工性を劣化させる。また、被削性を向上させる観点においても有効である。いずれも０．００１質量％未満では効果に乏しく、０．０１質量％を超える添加は却って熱間加工性を害する。Ｃａ及びＭｇの含有量は、いずれも望ましくは０．００１質量％以上０．００８質量％以下とするのがよく、より望ましくは、０．００１質量％以上０．００５質量％以下とするのがよい。
Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ及びＭｇは、それらのいずれか１種のみを添加することもできるし、２種以上を組み合わせて添加することもできる。
（２５）Ｔｅ：０．００５質量％以上０．０５質量％以下
（２６）Ｓｅ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下；
Ｔｅ及びＳｅは、いずれも被削性を向上させるために有効な添加元素である。いずれも下限値未満では効果に乏しく、上限値を超える添加は耐食性、靭延性及び熱間加工性を劣化させるので好ましくない。Ｔｅ含有量は、望ましくは０．０１質量％以上０．０４質量％以下とするのがよい。また、Ｓｅ含有量は、望ましくは０．０２質量％以上０．１８質量％以下とするのがよく、より望ましくは０．０５質量％以上０．１５質量％以下とするのがよい。
上記本発明の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼は、１１００℃以上１２５０℃の溶体化処理（例えば、０．１時間以上２時間以下）を施すことが望ましい。例えば、上記組成となるように溶製後の本発明の鋼に熱間鍛造あるいは圧延を行ない、さらに上記温度範囲の溶体化処理を施すことで、析出したＣｒ窒化物を再固溶させることができ、組織を均一化できるとともに、耐食性を著しく向上することができる。Ｃｒ窒化物は、本発明者の検討によると、特に直径（本明細書では、窒化物粒と同一面積の円の直径（以下、円換算径という）にて表す）２μｍ以上のＣｒ窒化物が残留している場合に、耐食性低下への影響が大きくなる。なお、良好な耐食性を確保するためには、鋼の断面組織に、直径２μｍ以上のＣｒ系窒化物が観察されないことが当然望ましい。この場合、本発明の範囲内のどのよう組成の鋼でも、溶体化処理温度が１１００℃以上１２５０℃内に収まっていれば、直径２μｍ以上のＣｒ系窒化物を必ず消滅させることができるわけではなく、後に実施例にて示す通り、鋼組成に応じて最適の溶体化処理温度を上記温度範囲にて選定しなければ、有害な直径２μｍ以上のＣｒ系窒化物を十分に減少させることができないのである。
そして、直径２μｍ以上のＣｒ系窒化物が観察されない程度に上記溶体化処理を施すことにより、本発明の鋼は、引張強さにて１０００ＭＰａ以上の高強度を実現することが可能となる。
本発明の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼は線材化ないし板材化することができる。この場合、その線材化ないし板材化の少なくとも最終段の減面加工を、冷間伸線ないし冷間圧延などの冷間加工にて行なうことで、高強度化を一層顕著に達成できる。これにより、図１に示すごとく、線材１００の場合は、その軸直交断面にて組織を観察したときに、また、図２に示すごとく、板材１５０の場合は圧延延伸方向と直交する断面にて組織を観察したときに、いずれも直径２μｍ以上のＣｒ系窒化物が観察されず、かつ、オーステナイトマトリックス相の平均結晶粒径（円換算径による）が１００μｍ以下の線材又は板材を得ることができる。オーステナイトマトリックス相の平均結晶粒径を微細組織にすることで非常に高強度であって、しかも高耐食性の線材ないし板材を得ることができる。具体的な強度レベルとしては１５００ＭＰａ以上あるいは２０００ＭＰａ以上が可能である（上限値に制限はないが、例えば２５００ＭＰａ程度までは強度向上が可能である）。
上記線材ないし板材の最終的に得られる結晶粒径は、溶体化熱処理前に施される冷間加工の加工率（線材の場合は減面率、板材の場合は圧下率）により調整できる。平均結晶粒径が１００μｍ以上では強度向上の効果が顕著でなく、上記温度域での溶体化処理によりある程度再結晶が進行することを考慮すると、平均結晶粒径が２μｍ以下とすることは工程上困難である。組織の微細化は、結晶粒成長抑制に効果のあるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＴａの１種又は２種以上を前述の範囲で添加した場合に、より顕著とできる場合がある。
以上、本発明の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼によると、Ｎｉをほとんど含有することなく、溶体化処理状態で、例えばスーパーオーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ８３６Ｌと同程度の耐食性と、二相系ステンレス鋼であるＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌよりも高強度を両立させることができる。また、溶体化処理後の冷間加工により線材、板材に成形された場合には、例えば１５００ＭＰａ以上（さらには、２０００ＭＰａ以上）の高強度を実現できる。
本発明の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼は、線材、棒鋼、帯鋼、板材、パイプ、鍛造品、型鋼等の様々な形状に加工可能であり、具体的には下記のような用途に好適である。
例えば、生体との接触を考慮すべき用途としては、人体に直接触れるネックレス、ピアス、指輪などの装飾品、腕時計の裏蓋、腕時計バンド等の時計部品、めがねフレーム等のめがね部品、ドアの取手等の家具用あるいは建築内装用金属部品、スプーン、フォーク、レードルなどの食器・調理用器具、家電製品用金属部品、歯間ブラシ、人工歯根あるいは矯正ワイヤーなどの歯科用材料、プレート、ボルト、ナット、ばね、ネジ、ワイヤー、電極、人工骨、人工関節などの生体用インプラント材料、注射針、ナイフ、メス、鋏、鉗子、手術用のドリルなどの医療用器具が好適である。
また、通常の高強度・高耐食材にも適用でき、ボルト、ナット、シリンダーライナー、シャフト、ハブ、コネクター、軸受、レース、レール、歯車、ピン、ネジ、ロール、タービンブレード、金型、ダイス、ドリル、バルブ、弁座、刃物、ノズル、ガスケット、リング、ばねなど、海浜環境部材、工業炉部材、化学プラント部材、石油掘削部材、石油精製プラント部材、ごみ焼却炉部材、蒸気タービン部材、ガスタービン部材、原子炉部材（例えば加圧水型軽水炉の二次冷却水配管部材など）、航空機部材、建築・土木用構造部材（例えば、橋脚や釣り橋用部材等の橋梁用部材や高圧線の電柱や鉄塔等）、意匠用部材などを好適な用途として例示できる。
さらに、非磁性が要求される高強度・高耐食材として、精密電子部品用のばね、シャフト、軸受、レース、ピン、ダイス、レールなど、プリント基板製造部品用のワイヤー、メッシュ、生体インプラント電極、ＭＲＩ部品、薬品製造部品、ハンガー部材、リニアモーターカー部材、半導体製造装置部品、ピンセット、軸受、鋏、刃物などにも有効である。
Figure 2006052452
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雰囲気加圧可能な高周波誘導炉により、表１及び表２の組成を有する鋼を、溶解時の窒素分圧が５０気圧以下となる加圧雰囲気にて溶解し、５０ｋｇの鋼塊に鋳造した。この鋼塊の底部より試験片を切り出し、窒素ブローホールの有無を目視にて確認した。続いてこの鋼塊を均質加熱後、熱間鍛造でφ２４ｍｍの丸棒とした。その後、該丸棒に１１００〜１３００℃の種々の温度で１時間保持した後水冷する溶体化処理を行ない、その後、その断面組織を学顕微鏡（倍率４００倍）にて観察するとともに、円換算径にて直径２μｍ以上のＣｒ系窒化物が存在しているかどうかを確認し、該Ｃｒ系窒化物の存在が認められなくなる最低温度を溶体化処理温度として決定した。そして、その決定された溶体化処理温度にて処理済みの鋼から試験片を採取して、以下の測定を行なった（比較例１２〜１４は、ＳＵＳ８３６Ｌ、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ及びＳＵＳ３１６に相当するものである）。
（１）平均結晶粒径
光学顕微鏡（１００倍）にて断面組織上の任意の２０視野を観察し、ＪＩＳ：Ｇ０５５１に準じて平均結晶粒径を測定。
（２）引張強さ
ＪＩＳ：Ｚ２２４１に準拠した方法にて測定。
（３）孔食電位
ＪＩＳ：Ｇ０５７７に準拠した方法にて測定。
また、実施例５、６、１３については、５０ｋｇ鋼塊を均質化加熱後、熱間鍛造及び熱間圧延でφ１２．５の線材とした後、それぞれ上記決定された条件で溶体化処理を行ない、続いて減面率５０％及び７０％の冷間伸線加工を行ない、線径φ８．８ｍｍ及びφ６．８ｍｍの線材を得た。これら線材についても、上記と同様の方法により、引張強さ及び平均結晶粒径を測定した。また、同じく実施例５、６、１３については、５０ｋｇ鋼塊を均質化加熱後、熱間鍛造及び熱間圧延で厚さ５ｍｍの板材とした後、それぞれ上記決定された条件で溶体化処理を行ない、続いて圧下率５０％及び７０％の冷間圧延加工を行ない、厚さ２．５ｍｍ及び厚さ１．５ｍｍの板材を得た。これら板材についても、上記と同様の方法により、引張強さ及び平均結晶粒径を測定した。以上の結果を表２及び表３に示す。
表３の結果によると、実施例１〜１３の鋼については、固溶化熱処理後の引張強さ及び孔食電位が示す耐食性のいずれにおいても極めて良好であり、比較例１２〜１４に示したＳＵＳ８３６Ｌ、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ及びＳＵＳ３１６の周知のオーステナイト系ステンレス鋼よりも高レベルの強度及び耐食性が実現していることがわかる。また、表４の結果によると、冷間加工により線材化ないし板材化した本発明の鋼は、２０００ＭＰａ以上の超高強度が実現していることもわかる。
線材の結晶粒径の定義を示す図。 板材の結晶粒径の定義を示す図。
符号の説明
１００ 線材
１５０ 板材

Claims (10)

  1. Ｆｅ含有率が５０質量％以上であり、
    Ｃｒ：１５．０質量％以上３５．０質量％以下；
    Ｍｏ：０．０５質量％以上８．０質量％以下；
    Ｍｎ：０．２質量％以上１０．０質量％以下；
    Ｃｕ：０．０１質量％以上４．０質量％以下；
    Ｎ：０．８質量％以上１．５質量％以下を含有し、
    Ｃの含有率が０．２０質量％以下、Ｓｉの含有率が２．０質量％以下、Ｐの含有率が０．０３質量％以下、Ｓの含有率が０．０５質量％以下、Ｎｉの含有率が０．５質量％以下、Ａｌの含有率が０．０３質量％以下、Ｏの含有率が０．０２０質量％以下とされ、さらに、
    Ｃｒの含有率をＷＣｒ（質量％）、Ｍｏの含有率をＷＭｏ（質量％）、Ｎの含有率をＷＮ（質量％）、Ｍｎの含有率をＷMn（質量％）としたとき、
    η≡（ＷCr＋３．３ＷMo＋１６ＷN）／ＷMn
    にて表される組成パラメータηが５以上となるように、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ及びＭｎの含有率が調整されてなることを特徴とする高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
  2. Ｗ：０．０１質量％以上１．０質量％以下；及び
    Ｃｏ：０．０１質量％以上５．０質量％以下；
    の１種又は２種を含有する請求項１記載の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
  3. Ｔｉ：０．０１質量％以上０．５質量％以下；
    Ｎｂ：０．０１質量％以上０．５質量％以下；
    Ｖ：０．０１質量％以上１．０質量％以下；及び
    Ｔａ：０．０１質量％以上０．５質量％以下；
    の１種又は２種以上を含有する請求項１又は請求項２に記載の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
  4. Ｂ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；
    Ｚｒ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下；
    Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；及び
    Ｍｇ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；
    の１種又は２種以上を含有する請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
  5. Ｔｅ：０．００５質量％以上０．０５質量％以下；及び
    Ｓｅ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下；
    の１種又は２種を含有する請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
  6. １１００℃以上１２５０℃の溶体化処理を施した後、断面組織を観察したときに、直径２μｍ以上のＣｒ系窒化物が観察されないことを特徴とする請求項１ないし請求項５のいずれか１項に高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
  7. 前記溶体化処理を施した後の引張強さが１０００ＭＰａ以上である請求項６に記載の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
  8. 冷間加工により線材化され、かつ、軸直交断面にて組織を観察したときに、直径２μｍ以上のＣｒ系窒化物が観察されず、かつ、オーステナイトマトリックス相の平均結晶粒径が１００μｍ以下である請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
  9. 冷間加工により板材化され、かつ、板材の加工延伸方向と直交する断面にて組織を観察したときに、直径２μｍ以上のＣｒ系窒化物が観察されず、かつ、オーステナイトマトリックス相の平均結晶粒径が１００μｍ以下である請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
  10. 引張強さが１５００ＭＰａ以上である請求項８又は請求項９に記載の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼。
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