JP2011528751A - 高い機械的特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を製造する方法およびこのようにして得られた鋼板 - Google Patents

Abstract

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板に関し、化学組成は、含有量を重量で表して、０．０１５％≦Ｃ≦０．０３０％、０．５％≦Ｍｎ≦２％、Ｓｉ≦２％、１６．５％≦Ｃｒ≦１８％、６％≦Ｎｉ≦７％、Ｓ≦０．０１５％、Ｐ≦０．０４５％、Ａｌ≦０．０５０％、０．１５％≦Ｎｂ≦０．３１％、０．１２％≦Ｎ≦０．１６％、ＮｂおよびＮの含有量は、Ｎｂ／８＋０．１％≦Ｎ≦Ｎｂ／８＋０．１２％であり、任意に、Ｍｏ≦０．６％、０．０００５％≦Ｂ≦０．００２５％を含み、組成の残部は鉄および精錬に起因する不可避的不純物からなる。

Description

本発明は、高い機械的特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板の製造、および特に、機械的強度と均一な伸びの非常に有利な組み合わせに関する。

自動車産業での構造用部品の製造のためには、おおよそ複雑なミクロ組織を有する様々な等級の被覆炭素鋼板を使用することが一般的な方法である。部品は、１〜３ｍｍの厚みを有する板から製造される。しかし、いくつかの部品に関しては、複雑な延伸操作で部品を製造するように、より高い耐食性と高い変形性の両方が組み合わされていることが望まれる。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼が、それらの優れた耐食性およびそれらの機械的特性、特に、それらの高い延性のために広く使用されていることが知られている。例えば、組成がＣ≦０．０３０％、Ｓｉ≦１．００％、Ｍｎ≦２．００％、Ｐ≦０．０４５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｃｒ：１６．５０〜１８．５０％、Ｎｉ：６．００〜８．００％、Ｎ：０．１０〜０．２０％（重量で表した含有量で）を含む基準１．４３１８によるＥＮ１００８８−１規格によって示されたオーステナイト系ステンレス鋼が知られている。これらの鋼は、室温での変形中にマルテンサイトの形成に起因する高い機械的特性を有する。焼なまされた状態でのこれらの鋼の典型的な機械的特性は、降伏強度Ｒ_ｐ０．２（０．２％歪みに対応する従来の降伏強度）：３００〜４００ＭＰａ、均一な伸び：Ａ≧４５％、Ｒ_ｍ（最大強度）≧７００ＭＰａ、積Ｐ＝Ｒ_ｐ０．２（ＭＰａ）×均一な伸び＝約１５７５０ＭＰａ．％である。Ｃ８５０、Ｃ１０００−ＥＮ−１００８８−２規格品を冷間圧延することによって加工硬化された状態でこれらの等級を使用することができ、これらの記号表示は８５０および１０００ＭＰａの最小強度にそれぞれ対応する。この操作によって与えられた降伏強度の増大（Ｒ_ｐ０．２≧６００ＭＰａ）は、伸び（Ａ＝３０％）の同時低減によって明らかにされる。次いで、積Ｐは約１８０００ＭＰａ．％に達する。これらの特性はいくつかの用途には十分である。しかし、それらは、例えば、軽量化の高まり、および従来の成形操作のための高い機能のために使用時の高強度が望まれる場合には不十分なままである。

冷間圧延による加工硬化の代替方法は、十分に低温での熱間圧延による加工硬化である。この方法は、より良好な伸び−強度の妥協案を付与するが、成形中に局部的変形をもたらす主な欠点を有し、蠕虫状の欠陥をもたらす。熱間圧延後に再結晶化されない規格１．４３１８鋼上のこれら蠕虫状の欠陥を回避するために、熱間圧延後に焼なまし操作を実行することが必要である。

したがって、本発明の目的は、上記１．４３１８タイプの等級のものより優れているまたは等しい機械的特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼の熱間圧延板を提供することであり、製造するのに安価であり、蠕虫状の欠陥の出現に影響を受けない。

本発明の目的は、また、２１０００ＭＰａ．％より大きい積Ｐを有するオーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板を提供することであり、６５０ＭＰａより大きい降伏強度Ｒ_ｐ０．２と他に４５％より大きい均一な伸び（％）とを組み合わせることができる。

この目的のために、本発明の主題は、オーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板であり、積Ｐ（Ｒ_ｐ０．２（ＭＰａ）×均一な伸び（％））は、２１０００ＭＰａ．％より大きく、化学組成は、含有量を重量で表して、０．０１５％≦Ｃ≦０．０３０％、０．５％≦Ｍｎ≦２％、Ｓｉ≦２％、１６．５％≦Ｃｒ≦１８％、６％≦Ｎｉ≦７％、Ｓ≦０．０１５％、Ｐ≦０．０４５％、Ａｌ≦０．０５０％、０．１５％≦Ｎｂ≦０．３１％、０．１２％≦Ｎ≦０．１６％、ＮｂおよびＮの含有量は、Ｎｂ／８＋０．１％≦Ｎ≦Ｎｂ／８＋０．１２％であり、任意に、０．０００５％≦Ｂ≦０．００２５％、Ｍｏ≦０．６％を含み、組成の残部は鉄および精錬に起因する不可避的不純物からなる。

好ましい実施形態によれば、鋼のニオブおよび窒素の含有量は、重量で表して、０．２０％≦Ｎｂ≦０．３１％、０．１２％≦Ｎ≦０．１６％である。

本発明の主題は、また、降伏強度Ｒ_ｐ０．２は６５０ＭＰａより大きく、鋼の平均オーステナイト粒径は６ミクロン未満であり、未再結晶化表面割合は３０〜７０％であり、ニオブは完全に析出物の形態であることを特徴とする上記組成のうちのいずれか１つに記載のオーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板である。

本発明の主題は、また、上記特徴のうちのいずれか１つに記載のオーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板であり、均一な伸びは４５％より大きく、ニオブは完全には析出されていないことを特徴とする。

本発明の主題は、また、オーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板を製造する方法であり、降伏強度Ｒ_ｐ０．２は６５０ＭＰａより大きく、上記組成のうちのいずれか１つに記載の組成を有する鋼からなる半製品が供給され、次いで、上記半製品は１２５０℃〜１３２０℃の温度に再加熱され、次いで、上記半製品は９９０℃より低い最終圧延温度および３０％より大きい２つの最終仕上げ段での累積圧延率（ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ ｒａｔｅ）εで圧延される。

１つの特有の実施形態によれば、０．２０％≦Ｎｂ≦０．３１％、０．１２％≦Ｎ≦０．１６％を含む上記組成を有する鋼からなる半製品が供給され、次いで、上記半製品は９７０℃より低い最終圧延温度で圧延される。

本発明の主題は、また、オーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板を製造する方法であり、均一な伸びは４５％より大きく、上記組成のうちのいずれか１つに記載の組成を有する鋼からなる半製品が供給され、次いで、上記半製品は１２５０℃〜１３２０℃の温度に再加熱され、次いで、上記半製品は１０００℃より高い最終圧延温度で圧延される。

本発明の主題は、また、オーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板を製造する方法であり、積Ｐ（Ｒ_ｐ０．２（ＭＰａ）×均一な伸び（％））は２１０００ＭＰａ．％より大きく、上記組成のうちのいずれか１つに記載の組成を有する鋼からなる半製品が供給され、次いで、上記半製品は１２５０℃〜１３２０℃の温度に再加熱され、次いで、上記半製品は熱間圧延される。

本発明の主題は、また、自動車分野での構造用部品の製造のための、上記特徴のうちのいずれか１つに記載の、または上記方法のうちのいずれか１つによって製造されたステンレス鋼からなる熱間圧延板の使用である。

本発明の他の特徴および利点は、一例として付与される以下の記載で明らかとなる。

本発明者らは、多くの試験後、上記様々な必要条件が下記条件を観察することによって満足されることを示した。

鋼の化学組成に関して、炭素含有量は、粒間腐食に対する反応性の危険を回避するために０．０３０％以下でなければならない。炭素含有量は、６５０ＭＰａより大きい降伏強度を得る目的で０．０１５％以上でなければならない。

マンガンは、シリコンのように、特に硫黄と結合することによって、その液体状態でのその脱酸特性および熱間延性を増大させることで知られている元素である。さらに、周囲温度で、マンガンは、オーステナイト相の安定性を促進し、積層欠陥エネルギーを低減する。それは、窒素の溶解度をも増大させる。これらの良好な効果は、マンガン含有量が０．５〜２％である場合に安価に得られる。

シリコンは、マンガンのように、通常、溶鋼を脱酸する目的で添加される元素である。シリコンは、また、固溶体硬化によって、またはフェライトの含有量δに対するその作用によって、降伏強度および引張強度を増大する。しかし、２％を超えると、溶接性および熱間延性が低減される。

クロムは、水媒体中の耐酸化性および耐食性を増大させることでよく知られた元素である。この効果は、その含有量が１６．５％〜１８％である場合に十分に得られる。

ニッケルは、周囲温度で鋼のオーステナイト組織の十分な安定性を確実にするための必須元素である。最適含有量は、クロムなどの、アルファ相の形成を促進する組成の他の元素、または炭素や窒素などのガンマ相の形成を促進するものに関連して決定されなければならない。組織の安定性に対するその効果は、その含有量が６％以上である場合に十分である。７％を超えると、製造コストがこの添加元素の費用のために過剰に増大する。

モリブデンは、耐ピッチング性が増大されることを可能にする。任意に、０．６％まで及ぶ量でモリブデンの添加が実行されてもよい。ホウ素は鋼の鍛造性を改善するために使用される。任意に、０．０００５〜０．００２５％の量でホウ素の添加が実行されてもよい。より多い量の添加は燃焼温度を非常に低減する。

硫黄は、熱間鍛造性および耐食性を特に低下する元素であり、その含有量は０．０１５％以下に維持されなければならない。

リンは同様に熱間延性を低下し、その含有量は満足な結果を得るために０．０４５％未満でなければならない。

アルミニウムは液体金属を脱酸するための強力な作用物質である。その含有量は、上記シリコン含有量とマンガン含有量を組み合わせて０．０５０％以下である場合に最適な効果が得られる。

ニオブおよび窒素は、高い機械的特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を製造する目的で本発明の重要な元素である。

ニオブは熱間圧延中に再結晶化を遅らせ、所与の最終熱間圧延温度の間、その添加はより高い加工硬化係数が維持されることをもたらし（熱間圧延は「加工硬化」であると言われる）、従って、この鋼の引張強度を増大する。それは、Ｔｉのように一般的に使用されて、炭化クロム（ＥＮ１．４５８０およびＥＮ１．４５５０Ｎｂ安定化オーステナイト系ステンレス鋼）の形成に有効である。最終的には、それは、熱間耐クリープ性の改善を付与する金属間相の形成をもたらす可能性がある。

窒素は侵入型固溶体で硬化する元素であり、最も特にこの関連で降伏強度を増大する。それは、また、固溶体中で、オーステナイト相用の強力な安定剤、および炭化クロムＣｒ_２３Ｃ_６の析出用の凝固遅延剤として知られている。凝固中の窒素の溶解度は最大となり、あまりにも高い含有量は、金属中の体積欠陥の形成をもたらす。

硬化の目的でのニオブおよび窒素の複合添加は、オーステナイト系ステンレス鋼においては多少独特である。本発明に照らして、上記１．４３１８鋼の組成に近い組成を有するステンレス鋼は、有利には、下記の正確な条件で、ある機械的特性を得る目的で最適化されたニオブと窒素の特有の複合添加の利益を享受することが実証された。

まず、ニオブ含有量は０．１５〜０．３１％に及ぶとともに、窒素含有量は０．１２〜０．１６％に及び、ニオブおよび窒素の含有量は、Ｎｂ／８＋０．１％≦Ｎ≦Ｎｂ／８＋０．１２％（関係１）であり、従来の１．４３１８鋼のように、圧延後に焼なましの必要なしに延伸されることを目的とする高い機械的特性を有する熱間圧延板を製造することを可能にし、延伸された部品は蠕虫状の欠陥の形成を受けないことが実証された。

窒化物ＮｂＮの析出は熱間圧延の最後に生じ、固溶体中の窒素の量を低減する。上記関係（１）は、１．４３１８等級（Ｎ≧０．１％）のように、すべての利用可能なニオブの完全析出後に固溶体中に多量の窒素として維持する。

したがって、これは、周囲温度でオーステナイトの同じ準安定性を得ることを可能にする。Ｎ含有量を増大することによってＮｉ含有量を低減する可能性は、凝固の間の鋼中の窒素の溶解限度によって限定される。本発明による鋼のＣｒ、ＭｎおよびＮｉ含有量に関して、窒素含有量は０．１６％以下でなければならない。

十分な量のニオブは、硬化効果を得るために、かつ再結晶化を遅らせるために存在しなければならない。この量は、熱間圧延の最後に析出を得るために最終圧延温度より高いＮｂＮソルバスを得るように適応されなければならない。

本発明によるニオブおよび窒素の含有量は、熱間圧延後のＮｂＮの実質的な析出が得られることを可能にする。

０．１５〜０．３１％のニオブ（好ましくは、０．２０〜０．３１％のニオブ）および０．１２〜０．１６％の窒素の複合添加は、ニオブおよび窒素の含有量がＮｂ／８＋０．１％≦Ｎ≦Ｎｂ／８＋０．１２％であり、有利な降伏強度／伸びの組み合わせを得ることを可能にし、積Ｐは２１０００ＭＰａ．％より大きい。

鉄とは別に、組成の残部は、例えば、ＳｎやＰｂなどの精錬に起因する不可避的不純物からなる。

本発明による製造工程は、以下のように実行される。

上述された組成を有する鋼が精錬される。この精錬後、鋼はインゴットに鋳造され、または最も一般的な場合には、例えば、厚みが１５０〜２５０ｍｍに及ぶスラブの形態で連続鋳造される。鋳造は、鋼二重反転ロール間で数十ミリメートルの厚みで、薄いスラブの形態で実行されてもよい。これらの鋳造半製品は、まず、１２５０〜１３２０℃の温度に加熱される。１２５０℃の温度の目的は、任意のニオブ系析出物（窒化物および炭窒化物）を溶解することである。しかし、温度は、ある偏析領域において到達され得る固相温度に余りに近くならず、かつ加熱成形に有害な液体状態の部分的な発現を引き起こすことのないように、１３２０℃未満でなければならない。二重反転ロール間での薄いスラブの直接鋳造の場合には、１２５０℃より低い温度からスタートするこれらの半製品を熱間圧延するステップが鋳造後に直接行われてもよく、その結果、中間再加熱ステップはこの場合には不要である。

圧延は、特に、粗延べ段および仕上げ段を含む連続熱間圧延装置で一般的に行なわれる。２つの最終仕上げ段での圧延率を特に制御することによって、Ｒ_ｐ０．２の特に高い降伏強度が得られることが実証され、最後から２番目の仕上げ段に入る板の厚みがｅ_Ｎ−２で示され、最後の仕上げ段を出る板の厚みがｅ_Ｎで示されるなら、最後の２つの仕上げ段にわたる累積圧延率が次式によって定義される：

本発明によれば、最終圧延温度が９９０℃未満である場合、および累積圧延率εが３０％より大きい場合、得られた最終製品の降伏強度Ｒ_ｐ０．２は６５０ＭＰａより大きく、ニオブは、そのとき完全に析出物の形態であることが実証された。

０．２０〜０．３１％のＮｂ含有量および０．１２〜０．１６％の窒素含有量に関して、最終圧延温度が９７０℃未満でεが３０％より大きい場合、この６５０ＭＰａの最小値が得られる。

本発明によれば、最終圧延温度が１０００℃より高い場合、４５％より大きい均一な伸びを備えた熱間圧延板を得ることが可能であることも実証された。この場合、ニオブは部分的に析出される。

熱間圧延後に、蠕虫状の欠陥の出現に影響を受けない、中間焼なましを必要としない板が得られる。

限定されない例として、次の結果が、本発明によって与えられた有利な特性を示す。

実施例
以下の表（重量％）に示された組成を有する鋼を鋳造することによって半製品が製造された。

半製品鋼が１２８０℃で３０分間再加熱された。次いで、熱間圧延操作が、３ｍｍの最終厚みに達するように、９００〜１１００℃の最終圧延温度および累積圧延率εを変えることによって実行された。鋼板Ｉ１−１、Ｉ１−２、Ｉ１−３などが、異なる条件で圧延された同じ半製品Ｉ１から得られた板を示す。得られた鋼のミクロ組織が、特に、再結晶化されたオーステナイト相の表面割合、全ニオブに対する析出されたニオブの割合、および平均粒径を測定することによって特徴づけられる。不完全に再結晶化された組織の場合には、後の測定が組織の再結晶化された部品で行なわれた。引張機械的特性、特に、降伏強度Ｒ_ｐ０．２および均一な伸びも決定された。引張り試験の間の局部的な変形の起こり得る存在も記録された。そのような局部的な変形の存在は、成形操作の間に蠕虫状の欠陥の出現に関係することが知られている。

結果は以下の表２に付与される。

したがって、上記表は、本発明による鋼Ｉ１およびＩ２が２１０００ＭＰａ．％より大きい特に有利な積Ｒ_ｐ０．２×Ａを有し、一方、基準Ｒ鋼は圧延条件に関係なくそのような積を有さないことを示す。

この表は、未再結晶化割合が３０〜７０％である場合、および平均粒径が６ミクロン未満である場合、降伏強度Ｒ_ｐ０．２は６５０ＭＰａより大きいことも示す（試験Ｉ１−２、Ｉ２−１、Ｉ２−２）。さらに、未再結晶化割合が７０％より大きい場合、伸びは低減される傾向がある。

これらの特性は、０．１５〜０．３１％のニオブ含有量および０．１２〜０．１６％の窒素含有量を有し、ニオブおよび窒素含有量はＮｂ／８＋０．１％≦Ｎ≦Ｎｂ／８＋０．１２％であり、最終圧延温度は９９０℃より低く累積圧延率εは３０％より大きい鋼に関して得られる。

０．２０％〜０．３１％のニオブ含有量および０．１２〜０．１６％の窒素含有量を有する鋼の場合には、ニオブおよび窒素含有量は、Ｎｂ／８＋０．１％≦Ｎ≦Ｎｂ／８＋０．１２％であり、これらの特性は、最終圧延温度が９７０℃未満である場合、および累積圧延率εが３０％より大きい場合に得られる（試験Ｉ２−１およびＩ２−２）。

ニオブが完全には析出されない場合（試験Ｉ１−３、Ｉ１−４、Ｉ２−４、Ｉ２−５）、均一な伸びは４５％より大きい。本発明による鋼組成に関して、この結果は、最終圧延温度が１０００℃より高い場合に得られる。比較のために、基準鋼はそのような特性を示さない。

したがって、特に高い降伏強度を有する鋼板、または代わりに高い伸び性能を有する鋼鈑を製造することが望まれるかどうかに応じて、いくつかの製造条件（最終圧延温度および累積圧延率）がより具体的に選択される。

さらに、本発明による鋼の応力−歪み曲線は、部分的に再結晶化される場合は常に局部的な変形を示す基準鋼（試験Ｒ−１、Ｒ−２、Ｒ−３）に対比して、熱間圧延条件が何でも局部的な変形を示す平坦域を示さない。この点は成形操作に特に有利であり、蠕虫状の欠陥がないことを確実にする。

したがって、それらの特に高い機械的特性、および特にそれらの非常に有利な降伏強度×均一な伸びの積のために、本発明による熱延鋼板は、良好な成形性および高い耐食性を必要とする用途に有利に使用される。それらが自動車産業で使用される場合には、それらの利点は構造用部品の経済的な製造のために有利に享受されるであろう。

Claims (9)

1. オーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板であって、
   積Ｐ（Ｒ_ｐ０．２（ＭＰａ）×均一な伸び（％））は２１０００ＭＰａ．％より大きく、
   化学組成は、含有量を重量で表して、
   ０．０１５％≦Ｃ≦０．０３０％
   ０．５％≦Ｍｎ≦２％
   Ｓｉ≦２％
   １６．５％≦Ｃｒ≦１８％
   ６％≦Ｎｉ≦７％
   Ｓ≦０．０１５％
   Ｐ≦０．０４５％
   Ａｌ≦０．０５０％
   ０．１５％≦Ｎｂ≦０．３１％
   ０．１２％≦Ｎ≦０．１６％
   ＮｂおよびＮの含有量はＮｂ／８＋０．１％≦Ｎ≦Ｎｂ／８＋０．１２％であり、
   任意に、
   ０．０００５％≦Ｂ≦０．００２５％
   Ｍｏ≦０．６％
   を含み、組成の残部が鉄および精錬に起因する不可避的不純物からなる、熱間圧延板。
2. 前記鋼のニオブおよび窒素の含有量は、重量で表して、
   ０．２０％≦Ｎｂ≦０．３１％
   ０．１２％≦Ｎ≦０．１６％
   であることを特徴とする、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板。
3. 降伏強度Ｒ_ｐ０．２が６５０ＭＰａより大きい熱間圧延板であって、
   前記鋼の平均オーステナイト粒径が６ミクロン未満であり、
   未再結晶化表面割合が３０〜７０％であり、
   ニオブが完全に析出物の形態であることを特徴とする、請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板。
4. 均一な伸びが４５％より大きい熱間圧延板であって、ニオブが完全には析出されていないことを特徴とする、請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板。
5. オーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板を製造する方法であって、
   降伏強度Ｒ_ｐ０．２が６５０ＭＰａより大きく、
   請求項１または２に記載の組成を有する鋼からなる半製品が供給され、次いで、
   前記半製品が１２５０℃〜１３２０℃の温度に再加熱され、次いで、
   前記半製品が９９０℃より低い最終圧延温度および３０％より大きい２つの最終仕上げ段での累積圧延率εで圧延される、方法。
6. 請求項２に記載の組成を有する鋼からなる半製品が供給され、前記半製品が９７０℃より低い最終圧延温度で圧延されることを特徴とする、請求項５に記載の製造方法。
7. オーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板を製造する方法であって、
   均一な伸びが４５％より大きく、
   請求項１または２に記載の組成を有する鋼からなる半製品が供給され、次いで、
   前記半製品が１２５０℃〜１３２０℃の温度に再加熱され、次いで、
   前記半製品が１０００℃より高い最終圧延温度で圧延される、方法。
8. オーステナイト系ステンレス鋼からなる熱間圧延板を製造する方法であって、
   積Ｐ（Ｒ_ｐ０．２（ＭＰａ）×均一な伸び（％））が２１０００ＭＰａ．％より大きく、
   請求項１または２に記載の組成を有する鋼からなる半製品が供給され、次いで、
   前記半製品が１２５０℃〜１３２０℃の温度に再加熱され、次いで、
   前記半製品が熱間圧延される、方法。
9. 自動車分野での構造用部品の製造のための、請求項１から４のいずれか一項に記載の、または請求項５から８のいずれか一項に記載の方法によって製造されたステンレス鋼からなる熱間圧延板の使用。