JP2014001422A - オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】歪み速度１０００/ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上であり、高歪み速度での高強度化、低歪み速度での延性の向上とが図られたオーステナイト系ステンレス鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．３０％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎｉ：３．５〜１０．０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５％〜５．０％、Ｎ：０．１０〜０．４０％、Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記（１）式により規定されるＭｄ３０値が０℃以上４０℃以下であり、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率が１％以下であり、かつ母相の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板である。
【選択図】図１
【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．３０％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎｉ：３．５〜１０．０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５％〜５．０％、Ｎ：０．１０〜０．４０％、Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記（１）式により規定されるＭｄ３０値が０℃以上４０℃以下であり、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率が１％以下であり、かつ母相の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板である。
【選択図】図１
Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、具体的には、例えば自動車や電車等の構造部材として用いるのに適した、衝突相当の高歪み速度域での強度とプレス成形相当の低歪み速度域での延性とを両立したオーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法に関する。
近年、環境問題への対応として、自動車や鉄道等の燃費向上が要望されており、この解決策としては、車体の軽量化が非常に効果的である。さらに車体の軽量化には、重量の多くを占める構造部材を形成する素材の軽量化、具体的には素材の薄肉化が有効である。しかしながら、素材の薄肉化は剛性や衝突時の衝撃吸収能を低下させる。そこで、近年では特に構造部材への高強度素材の適用が進んでいる。
例えば、自動車のフロントサイドメンバーなどは、大きく変形せずに衝撃エネルギーを吸収する必要がある。このような小さい歪み域での衝撃吸収能の指標としては、衝突相当の歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力が適すると考えられる。また、プレス性の指標としては、プレス相当の歪み速度０．１／ｓでの一様伸びが適すると考えられる。すなわち、歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとに優れる材料が構造部材として適するといえる。具体的には、歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力と、歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上となる衝撃吸収能とプレス成形性のいずれか、あるいは両方が極めて優れた材料が望ましい。
特許文献１には、Ｍｎを多量に添加し、変形時に加工誘起マルテンサイト変態を起こさせず、オーステナイトの双晶変形によって強度を高めるオーステナイト系ステンレス鋼に係る発明が開示される。しかし、この発明のオーステナイト系ステンレス鋼では、加工誘起マルテンサイト変態を全く起こさせないため、得られる強度および伸びのバランスが不十分な場合がある。具体的には、特許文献１には、実施例として動的引張試験における１０％流動応力と静的引張試験における破断のびとが記載されているが、これらの積はいずれも４００ＭＰａ弱にとどまる。
特許文献２には、低Ｎｉ型の自動車構造部材用オーステナイト系ステンレス鋼に係る発明が開示される。しかし、この発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、結晶粒径が数１０μｍと粗大であるため、自動車構造部材として成形する際に曲げ加工部の表面で亀裂が発生することが多く、構造部材の特性として不十分である。
構造部材のさらなる軽量化や設計自由度の向上を図るため、現在でも、素材には高歪み速度での高強度化と、低歪み速度での延性の向上が要求されている。このため、特許文献１，２により開示されたオーステナイト系ステンレス鋼であっても、最新の製品に要求される性能を十分に満足できない場合がある。
本発明者らは、一般的に相反する特性である高強度および高延性の両立にあたり、鋼の各種高強度化の手法を検討した結果、各種高強度化の手法のうちで（ａ）固溶Ｃ，固溶Ｎによる強化、（ｂ）変形時の変態誘起塑性（ＴＲＩＰ効果）による強化、及び（ｃ）結晶粒微細化による強化を活用することにより、高歪み速度での高強度と、低歪み速度での高延性と高次元で両立させることができることを知見し、本発明を完成した。本発明は、以下に列記の通りである。
（１）Ｃ：０．０２〜０．３０％（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎｉ：３．５〜１０．０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５％〜５．０％、Ｎ：０．１０〜０．４０％、Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記（１）式により規定されるＭｄ３０値が０℃以上４０℃以下であり、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率が１％以下であり、かつ母相の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板。
（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：３．０％以下またはＣｕ：３．０％以下の少なくとも１種を有する（１）項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＶ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する（１）項または（２）項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
（４）歪み速度１０００/ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上である（１）項から（３）項までのいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
（５）ステンレス鋼素材に熱間圧延を施した後、得られた熱延鋼板に下記（２）式を満足する焼鈍温度Ｔ（℃）および焼鈍時間ｔ（ｓｅｃ）で焼鈍を施すことを特徴とする（１）項から（４）項までのいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、歪み速度１０００/ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上であり、衝撃吸収能とプレス成形性のいずれかあるいは両方を、従来鋼よりも大きく向上でき、高歪み速度での高強度化と、低歪み速度での延性の向上とが図られる。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の化学組成、金属組織および製造方法を説明する。
１．化学組成
（Ｃ：０.０２〜０.３０％）
Ｃは、固溶強化元素であり、高歪み速度での高強度化に大きく寄与する。Ｃによる固溶強化は、短範囲障害物を活用した強化であり、強化の歪み速度依存性が大きい。したがって、合金元素による固溶強化、転位による強化、析出物による他の強化と比較して、低歪み速度での延性の劣化が小さく、本発明の目的である高歪み速度での高強度化と低歪み速度での延性との両立に極めて有効である。このため、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。ただし、Ｃ含有量が過剰であると、製造過程において粗大な炭化物を生成して、強度および延性のバランスが劣化するので、Ｃ含有量は０.３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４％以上０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以上０．３０％以下である。
（Ｃ：０.０２〜０.３０％）
Ｃは、固溶強化元素であり、高歪み速度での高強度化に大きく寄与する。Ｃによる固溶強化は、短範囲障害物を活用した強化であり、強化の歪み速度依存性が大きい。したがって、合金元素による固溶強化、転位による強化、析出物による他の強化と比較して、低歪み速度での延性の劣化が小さく、本発明の目的である高歪み速度での高強度化と低歪み速度での延性との両立に極めて有効である。このため、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。ただし、Ｃ含有量が過剰であると、製造過程において粗大な炭化物を生成して、強度および延性のバランスが劣化するので、Ｃ含有量は０.３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４％以上０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以上０．３０％以下である。
（Ｃｒ：１０.０〜２５.０％）
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、１０.０％以上含有させることにより鋼材の表面に不動態皮膜を形成して耐食性を高める作用を奏する。しかし、Ｃｒ含有量が過剰であると、高温でδフェライトが生成し、鋼の熱間加工性が著しく劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は１０.０％以上２５.０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１５％以上２０％以下である。
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、１０.０％以上含有させることにより鋼材の表面に不動態皮膜を形成して耐食性を高める作用を奏する。しかし、Ｃｒ含有量が過剰であると、高温でδフェライトが生成し、鋼の熱間加工性が著しく劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は１０.０％以上２５.０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１５％以上２０％以下である。
（Ｎｉ：３.５〜１０.０％）
Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり、室温で優れた強度および延性のバランスを有するオーステナイト相を安定して得るために、Ｎｉを３.５％以上含有させる。しかし、Ｎｉ含有量が多過ぎるとオーステナイト相が過剰に安定化し、変形時の加工誘起マルテンサイト変態が抑制され、加工硬化し難くなる結果、伸びが低下する。そのために、Ｎｉ含有量は３.５％以上１０.０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは３．５％以上８％以下である。
Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり、室温で優れた強度および延性のバランスを有するオーステナイト相を安定して得るために、Ｎｉを３.５％以上含有させる。しかし、Ｎｉ含有量が多過ぎるとオーステナイト相が過剰に安定化し、変形時の加工誘起マルテンサイト変態が抑制され、加工硬化し難くなる結果、伸びが低下する。そのために、Ｎｉ含有量は３.５％以上１０.０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは３．５％以上８％以下である。
（Ｓｉ：３.０％以下）
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に寄与するとともに、溶製時の脱酸材としても用いられる。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＳｉ化合物が生成され、これらの粗大なＳｉ化合物が熱間加工性及び冷間加工性の劣化を招く。このため、Ｓｉ含有量は、３.０％以下であり、望ましくは２.８％以下である。
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に寄与するとともに、溶製時の脱酸材としても用いられる。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＳｉ化合物が生成され、これらの粗大なＳｉ化合物が熱間加工性及び冷間加工性の劣化を招く。このため、Ｓｉ含有量は、３.０％以下であり、望ましくは２.８％以下である。
（Ｍｎ：０．５〜５.０％）
Ｍｎは、溶製時の脱酸材として用いられる。また、Ｍｎは，オーステナイト安定化元素であり、かつＣ，Ｎの固溶限を上げ、多量のＣ，Ｎを固溶させる効果があり、他の元素とのバランスを考慮して適量を含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＭｎ化合物が生成され、粗大なＭｎ化合物が破壊の起点となって、成形性が劣化する。以上の理由により、Ｍｎ含有量は０．５％以上５．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０％以上５．０％以下であり、さらに好ましくは１．５％以上５．０％以下である。
Ｍｎは、溶製時の脱酸材として用いられる。また、Ｍｎは，オーステナイト安定化元素であり、かつＣ，Ｎの固溶限を上げ、多量のＣ，Ｎを固溶させる効果があり、他の元素とのバランスを考慮して適量を含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＭｎ化合物が生成され、粗大なＭｎ化合物が破壊の起点となって、成形性が劣化する。以上の理由により、Ｍｎ含有量は０．５％以上５．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０％以上５．０％以下であり、さらに好ましくは１．５％以上５．０％以下である。
（Ｎ：０．１０〜０.４０％）
Ｎは、Ｃと同様に固溶強化元素であり、高歪み速度での高強度化に有効である。固溶Ｎは、固溶Ｃと同様に、合金元素による固溶強化、転位による強化、析出物による強化と比較して、低歪み速度での延性の劣化が小さいため、本発明の目的である高歪み速度での高強度化と低歪み速度での延性の向上に極めて有効である。このため、Ｎ含有量は０．１０％以上とする。ただし、Ｎ含有量が過剰であると、製造過程において粗大な窒化物を生成して、強度および延性のバランスが劣化するので、Ｎ含有量は０.４０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．１５％以上０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以上０．２５％以下である。
Ｎは、Ｃと同様に固溶強化元素であり、高歪み速度での高強度化に有効である。固溶Ｎは、固溶Ｃと同様に、合金元素による固溶強化、転位による強化、析出物による強化と比較して、低歪み速度での延性の劣化が小さいため、本発明の目的である高歪み速度での高強度化と低歪み速度での延性の向上に極めて有効である。このため、Ｎ含有量は０．１０％以上とする。ただし、Ｎ含有量が過剰であると、製造過程において粗大な窒化物を生成して、強度および延性のバランスが劣化するので、Ｎ含有量は０.４０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．１５％以上０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以上０．２５％以下である。
（Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上）
上述したように、Ｃ，Ｎは固溶強化元素であり、高歪み速度での高強度化に大きく寄与する。ＣとＮによる固溶強化は、合金元素による固溶強化、転位による強化、析出物による強化と比較して、低歪み速度での延性の劣化が小さいことから、本発明の目的である高歪み速度での高強度化と低歪み速度での延性の両立のため、Ｃ＋３×Ｎを０．４％以上とする。
上述したように、Ｃ，Ｎは固溶強化元素であり、高歪み速度での高強度化に大きく寄与する。ＣとＮによる固溶強化は、合金元素による固溶強化、転位による強化、析出物による強化と比較して、低歪み速度での延性の劣化が小さいことから、本発明の目的である高歪み速度での高強度化と低歪み速度での延性の両立のため、Ｃ＋３×Ｎを０．４％以上とする。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、必要に応じて以下に説明する任意添加元素をさらに含有していてもよい。
（Ｍｏ：３.０％以下またはＣｕ：３.０％以下の一方または両方）
Ｍｏは、耐食性の向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｏ含有量が多過ぎると延性の低下をもたらすため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、耐食性向上効果を確実に得るためには０．４％以上含有することが好ましい。
（Ｍｏ：３.０％以下またはＣｕ：３.０％以下の一方または両方）
Ｍｏは、耐食性の向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｏ含有量が多過ぎると延性の低下をもたらすため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、耐食性向上効果を確実に得るためには０．４％以上含有することが好ましい。
Ｃｕは、冷間加工性や延性の向上に有効であり、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃｕ含有量が多過ぎると熱間脆性を誘発するため、Ｃｕ含有量は３．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、冷間加工性や延性の向上効果を確実に得るためには０．４％以上含有することが好ましい。
（Ｔｉ：０.１０％以下、Ｎｂ：０.５０％以下およびＶ：１.０％以下から選ばれた１種または２種以上）
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、製造過程において、微細な炭化物あるいは窒化物として析出し、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制する効果があるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物や窒化物が生成し、これらが変形時の破壊起点となって成形性を著しく劣化させる。そのために、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とし、Ｎｂ含有量は０.５０％以下とし、Ｖ含有量は１.０％以下とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０５％以下であり、Ｎｂ含有量は０．２％以下であり、Ｖ含有量は０．５％以下である。また、結晶の粒成長を抑制する効果を確実に得るためには、Ｔｉは０．０１％以上、Ｎｂは０．０２％以上、Ｖは０．０２％以上、含有することが好ましい。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、製造過程において、微細な炭化物あるいは窒化物として析出し、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制する効果があるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物や窒化物が生成し、これらが変形時の破壊起点となって成形性を著しく劣化させる。そのために、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とし、Ｎｂ含有量は０.５０％以下とし、Ｖ含有量は１.０％以下とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０５％以下であり、Ｎｂ含有量は０．２％以下であり、Ｖ含有量は０．５％以下である。また、結晶の粒成長を抑制する効果を確実に得るためには、Ｔｉは０．０１％以上、Ｎｂは０．０２％以上、Ｖは０．０２％以上、含有することが好ましい。
上述した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。代表的な不純物としては、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０３％以下などが例示される。
（Ｍｄ３０値が０℃以上４０℃以下）
Ｍｄ３０値は、オーステナイト安定度を示す指標であり、３０％の伸び歪みを与えた時に５０％がマルテンサイトに変態する加工温度である。Ｍｄ３０値は、上記（１）式により規定される。Ｍｄ３０値を０℃以上４０℃以下とすることにより、変形時に適度に加工誘起マルテンサイトが生成し、ＴＲＩＰ効果が発現することで、より優れた強度および延性のバランスが得られる。
（Ｍｄ３０値が０℃以上４０℃以下）
Ｍｄ３０値は、オーステナイト安定度を示す指標であり、３０％の伸び歪みを与えた時に５０％がマルテンサイトに変態する加工温度である。Ｍｄ３０値は、上記（１）式により規定される。Ｍｄ３０値を０℃以上４０℃以下とすることにより、変形時に適度に加工誘起マルテンサイトが生成し、ＴＲＩＰ効果が発現することで、より優れた強度および延性のバランスが得られる。
２．金属組織
（オーステナイト母相の結晶粒径：１０μｍ以下）
結晶粒の微細化は、鋼の延性の劣化が小さい強化法であり、本発明で対象とするステンレス鋼においても有効な強化手法であることが分かった。また、結晶粒径を小さくし、結晶粒界の密度を上げることにより、変形時に結晶粒界に集中する歪を分散させ、き裂の発生を抑制する効果もある。そこで、オーステナイト母相の結晶粒径を１０μｍ以下とする。オーステナイト母相の結晶粒径は、好ましくは７μｍ以下であり、さらに好ましくは６μｍ以下である。
（オーステナイト母相の結晶粒径：１０μｍ以下）
結晶粒の微細化は、鋼の延性の劣化が小さい強化法であり、本発明で対象とするステンレス鋼においても有効な強化手法であることが分かった。また、結晶粒径を小さくし、結晶粒界の密度を上げることにより、変形時に結晶粒界に集中する歪を分散させ、き裂の発生を抑制する効果もある。そこで、オーステナイト母相の結晶粒径を１０μｍ以下とする。オーステナイト母相の結晶粒径は、好ましくは７μｍ以下であり、さらに好ましくは６μｍ以下である。
（Ｃｒ炭窒化物の体積率：１．０％以下）
前述のとおり、Ｃ，Ｎ含有量を増やすことにより、高歪み速度での強度と低歪み速度での延性とのバランスが向上するが、これは、固溶Ｃ，Ｎの場合、高強度化に及ぼす歪み速度依存性が大きいためである。したがって、Ｃ、Ｎを多く添加しても、これらがＣｒ炭化物やＣｒ窒化物として存在したのではこの効果を得られない。ここで、Ｃｒ炭化物としてはＣｒ２３Ｃ６が挙げられ、Ｃｒ窒化物としてはＣｒ２Ｎ，ＣｒＮが挙げられる。ここでいうＣｒ炭化物には、微量のＮが固溶したＣｒ２３（Ｃ，Ｎ）６を含み、Ｃｒ窒化物には微量のＣが固溶したＣｒ２（Ｃ，Ｎ），Ｃｒ（Ｃ，Ｎ）を含む。さらに、Ｃｒ炭化物，Ｃｒ窒化物のように粗大な化合物が存在する場合、Ｃｒ炭化物，Ｃｒ窒化物自身、あるいはＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物と母相との界面がき裂の起点となり易く、延性を顕著に劣化させる。このため、Ｃｒ炭化物，Ｃｒ窒化物が少ないことが望ましく、具体的には、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率を１．０％以下とする。
前述のとおり、Ｃ，Ｎ含有量を増やすことにより、高歪み速度での強度と低歪み速度での延性とのバランスが向上するが、これは、固溶Ｃ，Ｎの場合、高強度化に及ぼす歪み速度依存性が大きいためである。したがって、Ｃ、Ｎを多く添加しても、これらがＣｒ炭化物やＣｒ窒化物として存在したのではこの効果を得られない。ここで、Ｃｒ炭化物としてはＣｒ２３Ｃ６が挙げられ、Ｃｒ窒化物としてはＣｒ２Ｎ，ＣｒＮが挙げられる。ここでいうＣｒ炭化物には、微量のＮが固溶したＣｒ２３（Ｃ，Ｎ）６を含み、Ｃｒ窒化物には微量のＣが固溶したＣｒ２（Ｃ，Ｎ），Ｃｒ（Ｃ，Ｎ）を含む。さらに、Ｃｒ炭化物，Ｃｒ窒化物のように粗大な化合物が存在する場合、Ｃｒ炭化物，Ｃｒ窒化物自身、あるいはＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物と母相との界面がき裂の起点となり易く、延性を顕著に劣化させる。このため、Ｃｒ炭化物，Ｃｒ窒化物が少ないことが望ましく、具体的には、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率を１．０％以下とする。
３．製造方法
本発明は、多くのＣ、Ｎを固溶させることにより、優れた強度および延性のバランスを得ることを特徴とする。しかし、例えば特許文献２で開示された、１０８０℃、６０秒間程度の熱延板焼鈍では、熱間圧延時に析出あるいは濃化したＣ，Ｎが十分に均一化せず、これらの析出あるいは濃化したＣ，Ｎが、その後の固溶化熱処理や焼鈍を経ても残存する場合があり、固溶化熱処理や焼鈍後の冷却過程で、Ｃｒ炭化物や窒化物が残存した析出物を核として析出しやすく、Ｃ、Ｎを多く固溶した状態にできない。
本発明は、多くのＣ、Ｎを固溶させることにより、優れた強度および延性のバランスを得ることを特徴とする。しかし、例えば特許文献２で開示された、１０８０℃、６０秒間程度の熱延板焼鈍では、熱間圧延時に析出あるいは濃化したＣ，Ｎが十分に均一化せず、これらの析出あるいは濃化したＣ，Ｎが、その後の固溶化熱処理や焼鈍を経ても残存する場合があり、固溶化熱処理や焼鈍後の冷却過程で、Ｃｒ炭化物や窒化物が残存した析出物を核として析出しやすく、Ｃ、Ｎを多く固溶した状態にできない。
本発明者らは、焼鈍温度Ｔ（℃），焼鈍時間ｔ（ｓｅｃ）とＣ，Ｎの拡散を詳細に検討した結果、熱延板中のＣ，Ｎが１５０μｍ以上拡散するような焼鈍温度Ｔおよび焼鈍時間ｔにより熱延板焼鈍を施すことによって、熱間圧延時に析出あるいは濃化したＣ，Ｎが十分に固溶し均一化することが判明した。
ここで、拡散距離λは、（３）式のように拡散係数Ｄ，時間ｔで整理される。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼中のＮの拡散係数Ｄ（ｍ２／ｓｅｃ）は、文献（例えば、鋼の物性と窒素 ６９ページ アグネ技術センター）によると、（４）式により表わされる。
（３）式および（４）式に基づいてＮが１５０μｍ以上拡散する条件を整理したものが（２）式である。また、（２）式を図示したものが図１である。オーステナイト系ステンレス鋼中のＣは、拡散係数がＮとほぼ同じであるため、（２）式を満たす焼鈍温度および焼鈍時間の熱延板焼鈍を行えば、Ｃも十分に拡散し、均一化される。
また、熱延板焼鈍時にＣ，Ｎが拡散して均一化されても、冷却速度が遅いと、冷却中にＣ，ＮがＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物として析出する場合がある。特にＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物が析出し易い７００℃までは冷却速度を２．０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。熱延板焼鈍以後の溶体化処理や焼鈍においても、温度は９００℃以上で保持し、保持温度から７００℃までの冷却速度は２．０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
表１に示す化学組成の１７ｋｇのステンレス鋼塊を溶製した。表１において、鋼種Ａ１〜Ａ２５は、化学組成、（Ｃ＋３×Ｎ）量、Ｍｄ３０値がいずれも本発明の範囲を満足する材料であり、鋼種Ｂ１〜Ｂ１４は、化学組成、（Ｃ＋３×Ｎ）量、Ｍｄ３０値の少なくとも１つが本発明の範囲を外れる材料である。
このステンレス鋼鋳塊を切削加工して厚さ４５ｍｍの熱間圧延用素材とした。その後に熱間圧延を施して、厚さ６．０ｍｍの熱延鋼板とした後、この熱延鋼板にそれぞれ表２に示す焼鈍温度および焼鈍時間で熱延板焼鈍を施した。
その後、冷間圧延と焼鈍を２〜３回ずつ繰り返して、厚さ１．０ｍｍの冷延板を得た。最後に９００〜１０００℃で１８０秒間焼鈍を施した。
Ｃｒ炭窒化物の体積率Ｖ（％），平均結晶粒径Ｄ（μｍ），歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力（１０％ＦＳ），歪み速度０．１／ｓでの一様伸び（ＵＥＬ）は、以下の手法で測定した。
Ｃｒ炭窒化物の体積率Ｖ（％），平均結晶粒径Ｄ（μｍ），歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力（１０％ＦＳ），歪み速度０．１／ｓでの一様伸び（ＵＥＬ）は、以下の手法で測定した。
（Ｃｒ炭窒化物の体積率）
鋼板を板厚が３／４となるまで化学研磨した後、特性Ｘ線をＣｏ―Ｋα線、２θを３０−１００（ｄｅｇｒｅｅ）の範囲でＸ回折測定を行った。検出された回折ピークを用いてＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率Ｖを算出した。母相のＸ線回折ピークは、オーステナイト相の（１１１）面、（２００）面、（２２０）面、および母相のマルテンサイト相の（１１０）面、（２００）面、（２１１）面からの回折ピークを用いた。炭化物のＸ線回折ピークとしてＣｒ２３Ｃ６の（４２０）面、（４２２）面、（４４０）面からの回折ピーク、窒化物のＸ線回折ピークとしてＣｒ２Ｎの（１１０）面、（００２）面、（１１１）面および、ＣｒＮの（１１１）面、（２２０）面、（３１１）面からの回折ピークを用いた。
鋼板を板厚が３／４となるまで化学研磨した後、特性Ｘ線をＣｏ―Ｋα線、２θを３０−１００（ｄｅｇｒｅｅ）の範囲でＸ回折測定を行った。検出された回折ピークを用いてＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率Ｖを算出した。母相のＸ線回折ピークは、オーステナイト相の（１１１）面、（２００）面、（２２０）面、および母相のマルテンサイト相の（１１０）面、（２００）面、（２１１）面からの回折ピークを用いた。炭化物のＸ線回折ピークとしてＣｒ２３Ｃ６の（４２０）面、（４２２）面、（４４０）面からの回折ピーク、窒化物のＸ線回折ピークとしてＣｒ２Ｎの（１１０）面、（００２）面、（１１１）面および、ＣｒＮの（１１１）面、（２２０）面、（３１１）面からの回折ピークを用いた。
同じ相からのピークであっても面によってＸ線の反射率が異なる。したがって、各ピークの積分強度は、ＪＣＰＤＳカードの各ピークの相対強度で割り、規格化した。
また、各相の構成元素が異なると、それらの構成元素の原子散乱因子（atomic scattering factor）が異なるため、Ｘ線の反射率は異なる。しかしながら、Ｘ線回折測定に関する代表的な文献である「B.D.Cullity:Elements of X-ray Diffraction,2nd ed.,Addison-Wesley,Massachussets,(1978)」によると、本発明で対象とするステンレス鋼の母相、および炭化物，窒化物の主要元素であるＦｅ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎの原子散乱因子の差は小さいため、今回の実施例の範囲では、各相の構成元素の差が反射率に及ぼす影響は無視できる。
また、各相の構成元素が異なると、それらの構成元素の原子散乱因子（atomic scattering factor）が異なるため、Ｘ線の反射率は異なる。しかしながら、Ｘ線回折測定に関する代表的な文献である「B.D.Cullity:Elements of X-ray Diffraction,2nd ed.,Addison-Wesley,Massachussets,(1978)」によると、本発明で対象とするステンレス鋼の母相、および炭化物，窒化物の主要元素であるＦｅ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎの原子散乱因子の差は小さいため、今回の実施例の範囲では、各相の構成元素の差が反射率に及ぼす影響は無視できる。
以上により、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率Ｖは、下記（５）式により表わせる。ＶＣ、ＶＮ、Ｖγ、Ｖα’は、それぞれＣｒ炭化物、Ｃｒ窒化物、オーステナイト相、マルテンサイト相の各面のピークの積分強度をＪＣＰＤＳカードの相対強度で割った後、その値を足し合わせた値である。
一例を（６）式に示す。ここで、Iγ(hkl)は、Ｘ線回折測定で得られたγ(hkl)面からのピークの積分強度、RIγ(hkl)は、ＪＣＰＤＳカードのRIγ(hkl)の相対強度である。
（結晶粒径）
鋼板の圧延方向平行断面を研磨し、硝酸電解腐食後に、走査型顕微鏡で金属組織を撮影した。撮影した写真から得られた公称粒径を母相の平均結晶粒径とした。
鋼板の圧延方向平行断面を研磨し、硝酸電解腐食後に、走査型顕微鏡で金属組織を撮影した。撮影した写真から得られた公称粒径を母相の平均結晶粒径とした。
（歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力，歪み速度０．１／ｓでの一様伸び）
歪み速度１０００／ｓおよび０．１／ｓで引張試験を行った。各鋼板について引張試験を３回ずつ行い、それらの平均値を特性値とした。ここでは、衝突相当の高歪み速度の強度として歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力を利用するとともに、プレス相当の低歪み速度での延性として歪み速度０．１／ｓでの一様伸びを測定した。これらの１０％流動応力と一様伸びの積を、強度および延性のバランスの指標とした。
歪み速度１０００／ｓおよび０．１／ｓで引張試験を行った。各鋼板について引張試験を３回ずつ行い、それらの平均値を特性値とした。ここでは、衝突相当の高歪み速度の強度として歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力を利用するとともに、プレス相当の低歪み速度での延性として歪み速度０．１／ｓでの一様伸びを測定した。これらの１０％流動応力と一様伸びの積を、強度および延性のバランスの指標とした。
表２に、これらの鋼板のＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率Ｖ（％），平均結晶粒径Ｄ（μｍ），歪み速度１０００／ｓでの引張試験における１０％流動応力，歪み速度０．１／ｓでの引張試験における一様伸び，およびこれらの積をまとめて示す。
表２における鋼板１〜２６は、本発明例の鋼板である。鋼板１〜２６におけるＭｏ含有量：０．３％、Ｃｕ含有量：０．３％、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ含有量：０．００１％は、いずれも、不純物としての含有量である。
鋼板１〜２６は、いずれも、優れた強度および延性のバランスを有する。具体的には、歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びの積が４５０ＭＰａを超える鋼である。
一方、鋼板２７〜４４は比較鋼であり、強度および延性のバランスに劣る鋼である。
鋼板２７，２８は、Ｃ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板２７，２８は、Ｃ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板２９，３０は、Ｎ含有量が本発明の範囲から外れ、特に鋼板２９は（Ｃ＋３×Ｎ）量も本発明の範囲よりも少なくいため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３１，３２は、（Ｃ＋３×Ｎ）量が本発明の範囲よりも少なく、特に鋼板３１はＣ含有量およびＮ含有量のいずれもが本発明の範囲を外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３１，３２は、（Ｃ＋３×Ｎ）量が本発明の範囲よりも少なく、特に鋼板３１はＣ含有量およびＮ含有量のいずれもが本発明の範囲を外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３３，３４は、Ｃｒ含有量およびＭｄ３０値が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３５は、Ｎｉ含有量およびＭｄ３０値が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３５は、Ｎｉ含有量およびＭｄ３０値が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３６は、Ｎｉ含有量およびＭｄ３０値が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３７は、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３７は、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３８は、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量およびＴｉ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３９は、Ｍｏ含有量およびＮｂ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３９は、Ｍｏ含有量およびＮｂ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板４０は、Ｃｕ含有量およびＶ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板４１，４２は、いずれも、本発明の範囲を満足する化学組成、（Ｃ＋３×Ｎ）量およびＭｄ３０値を有するものの、結晶粒径が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。鋼種Ａ１から作製した鋼板１，４１，４２を比較することにより、結晶粒径を１０μｍ以下にすることにより優れた強度および延性のバランスを得られることが分かる。
鋼板４１，４２は、いずれも、本発明の範囲を満足する化学組成、（Ｃ＋３×Ｎ）量およびＭｄ３０値を有するものの、結晶粒径が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。鋼種Ａ１から作製した鋼板１，４１，４２を比較することにより、結晶粒径を１０μｍ以下にすることにより優れた強度および延性のバランスを得られることが分かる。
さらに、鋼板４３，４４は、いずれも、本発明の範囲を満足する化学組成、（Ｃ＋３×Ｎ）量およびＭｄ３０値を有するものの、冷延焼鈍材のＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物の合計の体積率が１％を超えており、強度および延性のバランスに劣る。鋼種Ａ３から作った鋼板３，４，４３，４４を比較することにより、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の合計の体積率を１％以下にすることにより、優れた強度および延性のバランスが得られることがわかる。
図２はＥＰＭＡ線分析による熱延焼鈍板の分析結果を示すグラフであり、図２（ａ）鋼板３の分析結果を示し、図２（ｂ）は鋼板４３の分析結果を示し、図２（ｃ）は鋼板４４の分析結果を示す。
鋼板４３，４４は、熱間圧延後の熱延板焼鈍の焼鈍温度および焼鈍時間が（２）式を満たさず、図２（ａ）〜図２（ｃ）の熱延焼鈍板のＥＰＭＡ分析結果からわかるように、熱延板焼鈍後にＣ，Ｎが濃化した領域が存在する。これらが、最終焼鈍後まで残存し、多量のＣｒの炭化物、窒化物として存在する。
鋼板３６は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３７は、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
鋼板３７は、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．３０％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎｉ：３．５〜１０．０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５％〜５．０％、Ｎ：０．１０〜０．４０％、Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記（１）式により規定されるＭｄ３０値が０℃以上４０℃以下であり、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率が１％以下であり、かつ母相の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：３．０％以下またはＣｕ：３．０％以下の少なくとも１種を有する請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＶ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する請求項１または請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
- 歪み速度１０００/ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上である請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
- ステンレス鋼素材に熱間圧延を施した後、得られた熱延鋼板に下記（２）式を満足する焼鈍温度Ｔ（℃）および焼鈍時間ｔ（ｓｅｃ）で熱延板焼鈍を施すことを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
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