JP2015507090A - 非磁性高強度高マンガン鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、優れた強度及び成形性を有すると共に優れた非磁性特性を確保した高強度高マンガン鋼板及びこれを製造する方法に関する。

Description

本発明は、配電盤、変圧器等の重電機器に使用可能で非磁性特性を有する高強度高マンガン鋼板に関する。

配電盤、変圧器等の素材は、通常、高い強度と共に優れた非磁性特性を必要とする。

このような条件を満たすために、従来ではニッケルとクロムが多量に添加されたステンレス鋼が用いられてきた。しかしながら、上記ステンレス鋼は、強度が低くてコストが高いという問題がある。

強度を高くするためにフェライト系又はマルテンサイト系ステンレス鋼を用いることができるが、上記フェライト系又はマルテンサイト系ステンレス鋼は、高い磁性を有することから、渦電流による電力損失が発生する上、コストが非常に高いという短所がある。

よって、ステンレス鋼の限界を克服し且つ高い強度と優れた非磁性特性を有する素材が求められている。

本発明の目的は、優れた強度及び成形性を有すると共に優れた非磁性特性を確保した高強度高マンガン鋼板及びこれを製造する方法を提供することである。

本発明によれば、重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：１０〜２５％、Ａｌ：０．０１〜８．０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｓ：０．０５％以下（０は除く）、Ｐ：０．８％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３〜０．０１％、並びに残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む非磁性高強度高マンガン鋼板が提供される。

本発明によれば、オーステナイト安定度を大きくして非磁性を確保し、Ａｌ等を添加することにより炭素によって炭化物が形成されることを防止してオーステナイトをより安定化させた高マンガン鋼を提供することにより、高い強度を有すると共に成形性に優れるという長所が得られる。したがって、大型変圧器等の構造部材として用いるのに十分な剛性を提供する。

図１（ａ）は発明例１‐７の微細組織を観察した写真であり、図１（ｂ）は比較例１‐４の微細組織を観察した写真である。 図２（ａ）および（ｂ）はそれぞれ発明鋼２‐１と比較鋼２‐１の相安定度を測定したＸＲＤグラフである。 図３（ａ）および（ｂ）はそれぞれ発明鋼２‐１と比較鋼２‐１の微細組織を観察した写真である。

電磁場に露出する素材の渦電流による損失は、素材の磁性と密接な関係がある。磁性が大きいほど渦電流の発生が大きくなるため、損失が増加する。一般に、磁性は、透磁率（μ）に比例する。即ち、透磁率が大きいほど、磁性が増加する。透磁率は、磁化させる磁場（Ｈ）に対する誘導磁場（Ｂ）の比、即ち、μ＝Ｂ／Ｈの式で定義される。即ち、透磁率を減らすと、素材の磁性が減少するため、電場に露出したときに表面における渦電流損失が防止されてエネルギー効率が増加する。したがって、配電盤と変圧器等の素材として磁性のない非磁性鋼板を用いた方がエネルギー損失を防止するのに有利である。

よって、本発明者らは、研究を重ねた結果、高強度と非磁性特性を備えるために鋼中にマンガン（Ｍｎ）及び炭素（Ｃ）を添加してオーステナイト安定性を高くした高マンガン鋼を発明するに至った。本発明では、炭素及びマンガンの含量を制御することにより、オーステナイト相安定度を高くし、アルミニウムを添加することにより、変形中のε‐マルテンサイトの形成及び転位によるスリップ変形を抑制し、優れた強度及び延伸率（成形性）のみならず優れた非磁性特性も有することができる。

以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明の鋼板について詳細に説明する。本発明の鋼板は、下記組成を満たす（以下、重量％）。

炭素（Ｃ）：０．４〜０．９％
上記Ｃは、鋼中のオーステナイト組織を確保するのに必要な元素であり、オーステナイト安定度を十分に確保するために０．４％以上添加されることが好ましい。しかしながら、Ｃの量が０．９％を超える場合は、炭化物が過度に析出されるため、却って非磁性特性が低下し、鋳造性が低下するという問題がある。したがって、上記Ｃの含量は０．４〜０．９％であることが好ましい。

マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５％
上記Ｍｎは、オーステナイト組織を安定化させる役割をする重要な元素であり、本発明では１０％以上含まれる。Ｍｎの量が１０％未満の場合は、α’‐マルテンサイト相が存在するため、非磁性特性が低下し、２５％を超える場合は、製造原価が大きく増加し、工程上、熱間圧延段階で加熱時に内部酸化がひどく発生して表面品質が低下するという問題がある。したがって、上記Ｍｎの含量は１０〜２５％であることが好ましい。

アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜８．０％
上記Ａｌは、炭化物が形成されることを防止するのに効果的な元素であり、双晶の分率を調節して成形性を改善する。本発明では、炭素が固溶されてオーステナイトを安定化させるために炭化物が形成されることを防止して非磁性特性を向上させる重要な元素として作用するため、０．０１％以上含まれる。しかしながら、８．０％を超える場合は、製造コストが増加し、過度な酸化物の形成によって製品の表面品質が低下する。したがって、上記Ａｌの含量は０．０１〜８．０％であることが好ましい。

ケイ素（Ｓｉ）：０．０１〜２．０％
上記Ｓｉは、積層欠陥エネルギーに影響を大きく及ぼさない元素であり、通常、脱酸剤として用いられ、一般の製鋼工程では０．０１％程度含有される。また、これを除去しようとする場合はコストが多く発生するため、０．０１％含まれることが好ましい。上記Ｓｉの含量が２．０％を超える場合は、製造コストが増加し、過度な酸化物の形成によって製品の表面品質が低下する。したがって、上記Ｓｉの含量は０．０１〜２．０％であることが好ましい。

チタン（Ｔｉ）：０．０５〜０．２％
上記Ｔｉは、鋼材の内部で窒素と反応して窒化物を沈殿させて双晶を形成する成分であり、強度及び成形性を確保するために添加される。また、上記Ｔｉは、析出相を形成して強度を増加させる役割をするため、０．０５％以上含まれることが好ましい。上記Ｔｉの含量が０．２％を超える場合は、沈殿物が過多に形成されて冷間圧延時に微細クラックが形成され、成形性及び溶接性が悪化する可能性がある。したがって、上記Ｔｉの含量は０．０５〜０．２％であることが好ましい。

ボロン（Ｂ）：０．０００５〜０．００５％
上記Ｂは、微量添加される場合は鋳片の粒界を強化する役割をするため、０．０００５％以上含まれることが好ましい。上記Ｂが過度に含まれている場合は、コストが増加する。したがって、上記Ｂの含量は０．０００５〜０．０５％であることが好ましい。

硫黄（Ｓ）：０．０５％以下（０は除く）
上記Ｓは、介在物の制御のために０．０５％以下に制御される必要がある。上記Ｓの含量が０．０５％を超える場合は、熱間脆性の問題が生じる恐れがある。したがって、その上限を０．０５％とすることが好ましい。

リン（Ｐ）：０．８％以下（０は除く）
上記Ｐは、偏析が発生しやすい元素であり、鋳造時に亀裂を発生させるため、これを防止するために０．８％以下に制御されることが好ましい。上記Ｐの含量が０．８％を超える場合は、鋳造性が悪化する可能性がある。したがって、その上限を０．８％とすることが好ましい。

窒素（Ｎ）：０．００３〜０．０１％
上記Ｎは、製鋼工程中に大気と反応し、必ず添加される元素である。上記Ｎの含量が０．００３％未満の場合は、工程コストが多く発生し、０．０１％を超える場合は、窒化物を形成して成形性を低下させるため、好ましくない。したがって、上記Ｎの含量は０．００３〜０．０１％であることが好ましい。

残部は、Ｆｅ及び不可避不純物を含む。

本発明の鋼板は、その微細組織に炭化物が１体積％以下で含まれていることが好ましい。本発明において炭素は原子状態で固溶されなければならず、これにより、オーステナイト安定度が確保される。即ち、上記炭素が炭化物の形で鋼中に存在すると、オーステナイト安定度が低くなり、透磁率が高くなり、非磁性特性が劣位になる。したがって、本発明では、鋼中の炭化物ができる限り少ないことが好ましく、具体的には、１体積％以下であることが好ましい。特に、上記炭化物は、熱処理後にも１体積％以下で含まれることが好ましい。上記熱処理は、鋼板の製造過程で存在する熱処理のみならず、鋼板の使用過程で行われる熱処理も含む。

一方、本発明の鋼板は、オーステナイト組織を有し、熱処理等の外部エネルギーに対しても非磁性を維持するためにオーステナイト組織を維持するようにする。したがって、本発明の鋼板は、オーステナイト組織を有し、熱処理条件により炭化物が一部（１体積％以下）形成されることが好ましい。

本発明の鋼板は、Ａｌの含量が１．３〜８．０％のときに積層欠陥エネルギー（Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｆａｕｌｔ Ｅｎｅｒｇｙ、ＳＦＥ）値が３０ｍＪ／ｃｍ^２以上であることが好ましい。積層欠陥エネルギーとは、材料の内部に形成される部分転位間の界面が有するエネルギーのことである。本発明では、Ａｌの含量を制御することにより、積層欠陥エネルギーを制御するため、オーステナイト相の相安定性を向上させる。

上記積層欠陥エネルギーが適当な値を有する場合は、転位と双晶が調和するため、相安定性が増加するが、低すぎる場合は、転位が生成・移動することができないため、相安定性が減少し、高すぎる場合は、転位のみで変形が進行されるため、強度が上昇する。よって、本発明は、適当な強度を有し且つ相安定性を得るために最適の積層欠陥エネルギーを導出した。

上記積層欠陥エネルギーが３０ｍＪ／ｃｍ^２未満の場合は、双晶が生成されて強度が上昇するが、ε‐マルテンサイトが形成される。上記ε‐マルテンサイトは、稠密立方構造を有し、非磁性であるが、通常、α‐マルテンサイトをよく形成するため、磁性を増加させる。したがって、非磁性を維持しながら双晶を形成して高強度を有するためには、積層欠陥エネルギー値が３０ｍＪ／ｃｍ^２以上であるのが良い。

一方、上記積層欠陥エネルギーを測定する方法としては、Ｘ線測定法、透過電子顕微鏡測定法、熱力学計算法等の多様な方法があるが、成分の影響をよく反映し測定が容易な熱力学データを用いた熱力学計算法が最も好ましい。

本発明の鋼板は、８００ＭＰａ以上の引張強度を有し、１５％以上の延伸率を確保することにより、優れた強度及び加工性を保有することが好ましい。

以下、本発明の製造方法について詳細に説明する。

上記組成を満たす鋼スラブを１１００〜１２５０℃で再加熱する。上記加熱温度が低すぎる場合は熱間圧延時に圧延荷重が過度にかかる可能性があるため、１１００℃以上の温度で加熱することが好ましい。加熱温度が高いほど熱間圧延が容易となるが、Ｍｎの含量が高い鋼の場合は高温加熱時に内部酸化がひどく発生して表面品質が低下する可能性があるため、上記再加熱温度の上限を１２５０℃とすることが好ましい。

上記再加熱後、熱間圧延を行い、８００〜１０００℃で熱間仕上げ圧延を行う。熱間仕上げ圧延温度が高いほど、変形抵抗が低くなって圧延が容易となるが、表面品質は低下する可能性があるため、１０００℃以下で行うことが好ましい。また、熱間仕上げ圧延温度が低すぎる場合は圧延中に負荷が大きくなるため、８００℃以上で行うことが好ましい。

上記熱間圧延後、巻き取る段階を行う。上記巻取は、４００〜７００℃で行われることが好ましい。通常、上記巻取後の冷却速度は遅い場合が多い。巻取開始温度が低すぎる場合は冷却のために多量の冷却水が必要とされ、巻取時に荷重が大きく作用するため、巻取開始温度を４００℃以上とする。巻取温度が高温の場合は巻取後の冷却過程中に板の表面の酸化皮膜と鋼板のマトリックス組織との反応が起こって酸洗性を悪化させるため、７００℃以下の温度で行うことが好ましい。

上記熱間圧延後、巻取前に水冷を行うことが好ましい。

上記のように製造された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する。上記冷間圧延時の圧下率は、通常、製品の厚さによって決まる。本発明では、冷間圧延後の熱処理過程で再結晶が行われるため、再結晶の駆動力をよく制御する必要がある。即ち、冷間圧延時の圧下率が低すぎる場合は製品の強度が落ちることから、３０％以上の圧下率で行うことが好ましく、圧下率が高すぎる場合は強度の確保には有利であるが圧延器の負荷が増加することから、６０％以下の圧下率で行うことが好ましい。

上記冷間圧延後、連続焼鈍を行う。上記連続焼鈍は、６５０〜９００℃で行われることが好ましい。連続焼鈍は、再結晶が十分に起こる６５０℃以上で行われることが好ましいが、焼鈍温度が高すぎる場合は表面に酸化物が形成され、連続作業が行われる前／後の連結製品との作業性が低下するため、９００℃以下で行われることが好ましい。

以下、本発明の実施例について詳細に説明する。下記実施例は、本発明の理解のためのものであり、本発明を限定するものではない。

（実施例１）
下記表１の組成を満たす鋼スラブを１２００℃に再加熱し、９００℃で熱間仕上げ圧延を行い、５００℃で巻き取った後、５０％の圧下率で冷間圧延し、８００℃で連続焼鈍を行って、冷延鋼板を製造した。

上記鋼板の物理的性質を調べるために降伏強度、引張強度及び延伸率を測定し、その結果を下記表２に示した。

上記製造された鋼板について、介在物の分率と熱処理条件による炭化物の分率と磁場２５ｋＡ／ｍにおける相対透磁率を測定した。上記熱処理は、製造過程での熱処理又は鋼板の使用中に行われる熱処理を模擬したものである。

一方、透磁率は、真空における透磁率と特定雰囲気における透磁率の比である相対透磁率で表示される。本発明では、真空と大気における透磁率比である相対透磁率μ_ｒを測定した。測定にはＶＳＭ（Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）装備を用い、ＶＳＭを用いてＨａｌｌ ｐｒｏｂｅによって加えた印加磁場を記録し、ファラデー法則により試料に振動を加えられたときに得られる起電力を記録して試料の磁化値を測定する。ＶＳＭは、上記のような基本作動原理によって試料に振動を加えるときに発生する誘導起電力をサーチコイルで検出し、この起電力によって試料の磁化値を測定する方法である。材料の磁気的特性を磁場、温度、時間の関数で簡単に測定することができ、最大２テスラの磁力と2 K〜1273 Kの温度範囲の速い測定が可能である。また、粉末、薄膜、単結晶、液体等のほとんどの形の試料を測定することができるという長所があるため、磁性測定方法として広く用いられている。

上記表３の結果から、熱処理条件である４００℃、１時間で熱処理を行った場合、炭化物の分率が１体積％以下のときは透磁率が１．０５以下と優れた非磁性特性を有することが分かる。また、より過酷な熱処理条件である６００℃、５時間で熱処理を行った場合も、炭化物の分率が１体積％以下のときは透磁率が１．１０を超えないことが分かる。

一方、上記発明例１‐７と比較例１‐３の微細組織を観察してそれぞれ図１（ａ）及び（ｂ）に示した。図１を参照すると、本発明例は、炭化物の分率が非常に少ないが、本発明の範囲を外れた比較例は、炭化物の分率が１体積％を超えて非磁性特性が劣位にあることが分かる。

したがって、炭化物の分率が１体積％以下のとき、優れた非磁性特性を確保することができることが分かる。

（実施例２）
下記表４の組成（重量％）を満たす鋼スラブを１２００℃に再加熱し、９００℃で熱間仕上げ圧延を行い、５００℃で巻き取った後、５０％の圧下率で冷間圧延し、８００℃で連続焼鈍を行って、冷延鋼板を製造した。

上記冷延鋼板について、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び延伸率を測定し、その結果を表５に示した。また、積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）及び相対透磁率を測定し、その結果を表５に一緒に示した。相対透磁率は５０ｋＡ／ｍの磁場で測定され、他のものは上記実施例１と同じ条件で行われた。

上記表５の結果から、本発明の範囲を満たす発明例は、すべて積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）が３０ｍＪ／ｍ^２以上であり且つ相対透磁率が低いことが分かる。即ち、優れた非磁性特性が確保され、相安定性が高いことが分かる。

これに対し、比較例は、上記積層欠陥エネルギー又は相対透磁率のいずれか一つの効果を確保するのが困難であるという問題があることが分かる。

一方、図２はそれぞれ上記発明例２‐１と比較例２‐１のＸＲＤを分析したグラフである。図２（ａ）と（ｂ）はそれぞれ発明例と比較例の相安定度を特定して積層欠陥エネルギーの影響を確認したものであり、図３（ａ）と（ｂ）はそれぞれ上記発明例２‐１と比較例２‐１の微細組織を観察したものである。図２及び３から、本発明の範囲を満たす発明例は、全範囲にわたって均一な双晶が発生したため、優れた相安定性を有することが分かる。これに対し、比較例は、積層欠陥エネルギーが低くて変形後に双晶の発生が大きくなり、一部の結晶粒では双晶が発生しないことが分かる。

Claims (7)

1. 重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：１０〜２５％、Ａｌ：０．０１〜８．０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｓ：０．０５％以下（０は除く）、Ｐ：０．８％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３〜０．０１％、並びに残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む、非磁性高強度高マンガン鋼板。
2. 前記鋼板の微細組織のうち炭化物の分率が１体積％以下である、請求項１に記載の非磁性高強度高マンガン鋼板。
3. 前記鋼板の相対透磁率が２５ｋＡ／ｍの磁場で１．１０以下である、請求項１に記載の非磁性高強度高マンガン鋼板。
4. 前記Ａｌの含量が１．３〜８．０％の場合、積層欠陥エネルギーが３０ｍＪ／ｃｍ^２以上である、請求項１に記載の非磁性高強度高マンガン鋼板。
5. 前記鋼板は５０ｋＡ／ｍの磁場で相対透磁率が１．０５以下である、請求項４に記載の非磁性高強度高マンガン鋼板。
6. 前記鋼板の引張強度は８００ＭＰａ以上、延伸率は１５％以上である、請求項１に記載の非磁性高強度高マンガン鋼板。
7. 重量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：１０〜２５％、Ａｌ：０．０１〜８．０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｓ：０．０５％以下（０は除く）、Ｐ：０．８％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３〜０．０１％、並びに残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを１１００〜１２５０℃に再加熱する段階と、
   前記再加熱された鋼スラブを熱間圧延し、８００〜９５０℃で仕上げ圧延する熱間圧延する段階と、
   前記熱間圧延された鋼板を４００〜７００℃で巻き取る段階と、
   ３０〜６０％の圧下率で冷間圧延する段階と、
   前記冷間圧延された鋼板を６５０〜９００℃で連続焼鈍する段階
   とを含む、非磁性高強度高マンガン鋼板の製造方法。