JP2015508453A - 高強度オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

高強度オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

重量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５、Ｎ：０.０５〜０.０９％、Ｃｒ：１５〜１８、Ｎｉ：６〜８、Ｓｉ：１.０超過〜１.５％まで、Ｍｏ：０.５〜０.９、Ｍｎ：０.４〜１.２、Ｃｕ：１.５％以下を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物を含み、下記式（１）からなるＭｄ３０の範囲が２５〜３０℃である。式（１）・・・Ｍｄ３０℃=５５１-４６２（Ｃ+Ｎ）-９.２Ｓｉ-８.１Ｍｎ-１３.７Ｃｒ-２９Ｎｉ-１８.５Ｍｏ-２９Ｃｕ-６８Ｎｂ

Description

本発明は、高強度ばね用オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関し、より詳細には、合金設計及び製造条件の制御によって強度を向上させたばね用高強度オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
オーステナイト系ステンレス鋼は、成形性、耐食性、溶接性など、物性に優れており、最も多く使用される代表的なステンレス鋼である。特に、オーステナイト系ステンレス鋼の特徴の一つは、加工時に相変態を伴うということである。最終的に、オーステナイト相を安定化させる元素で十分に高合金の状態を保持していない場合、オーステナイト相は、塑性変形付加の際、拡散なしにマルテンサイト相に変態する蓋然性が非常に大きいと言える。
その中でも代表的な鋼のうち一つが３０１系列のステンレス鋼であり、このように相安定性が不安定な鋼は、塑性変形量による加工硬化の程度が非常に大きい。例えば、熱処理された素材の降伏強度が３００MPa前後のものを８０％以上に冷間圧下すると１８００MPa以上になり、加工硬化がかなり進行することが観察される。したがって、圧下率の大きい３０１系列は、自動車のガスケットやスプリングなどのように高弾性応力及び高強度を必要とする素材として使用される。
一方、このようなフールハード（Ｆｕｌｌ ｈａｒｄ） 材の用途は、スプリング及びガスケットの形状や適用部位別に多様な強度特性が要求され、必要に応じて２２００MPaまでの高引っ張り強度を必要とする部品もある。しかし、従来の３０１系列の素材による通常の連続鋳造方式による鋼材製造の際、高い冷間圧下率においても２２００MPa以上の引っ張り強度を得ることが容易ではない。したがって、高強度のスプリング用等に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼においても２２００MPa以上の高強度特性を確保するためには、成分及び工程制御などの追加的な要素技術の開発が必要である。
以上のように、本発明は、上述した問題を解決するために案出されたものであり、その目的は、冷間圧下率８０％以上で引っ張り強度が２２００MPa以上の高強度ばね用オーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
また、本発明は、高強度ばね用オーステナイト系ステンレス鋼の合金設計と製造条件の制御を目的として置換型合金元素の含有量の制御とストリップ・キャスティング鋳造法を利用して、冷間圧下率の増加に伴って引っ張り強度が２２００MPa以上に及ぶ高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的とする。
上記の目的を達成するために、本発明の一側面によれば、重量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５、Ｎ：０.０５〜０.０９％、Ｃｒ：１５〜１８、Ｎｉ：６〜８、Ｓｉ：１.０超過〜１.５％まで、Ｍｏ：０.５〜０.９、Ｍｎ：０.４〜１.２、Ｃｕ：１.５％以下を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物を含み、下記式１からなるＭｄ３０の範囲が２５〜３０℃である高強度オーステナイト系ステンレス鋼を提供する。
式（１）・・・Ｍｄ３０（℃）=５５１-４６２（Ｃ+Ｎ）-９.２Ｓｉ-８.１Ｍｎ-１３.７Ｃｒ-２９Ｎｉ-１８.５Ｍｏ-２９Ｃｕ-６８Ｎｂ
本発明の別の側面によれば、重量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５、Ｎ：０.０５〜０.０９％、Ｃｒ：１５〜１８、Ｎｉ：６〜８、Ｓｉ：１.０超過〜１.５％まで、Ｍｏ：０.５〜０.９、Ｍｎ：０.４〜１.２、Ｃｕ：１.５％以下を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物を含み、下記式１からなるＭｄ３０の範囲が２５〜３０℃であるステンレス鋼をストリップ・キャスティングすることによって製造された高強度オーステナイト系ステンレス鋼を提供する。
式（１）・・・Ｍｄ３０（℃）=５５１-４６２（Ｃ+Ｎ）-９.２Ｓｉ-８.１Ｍｎ-１３.７Ｃｒ-２９Ｎｉ-１８.５Ｍｏ-２９Ｃｕ-６８Ｎｂ
また、 前記ステンレス鋼をストリップ・キャスティングにより鋳造したときの凝固時に残留するデルタフェライトの含有量が５％以上である。
また、前記ステンレス鋼をストリップ・キャスティングによって鋳造したときの凝固時に残留するデルタフェライト含有量が１０％以下である。
また、前記ステンレス鋼を８０％の圧下率で冷間圧延した際、引っ張り強度が２２００MPa以上であり、硬度が５７０Ｈｖ以上が確保される。
また、前記ステンレス鋼の冷間圧延組織の粒度が８.５以上である。
さらに、本発明のまた別の側面によれば、互いに反対方向へ回転する一対のロールと、その両側面に溶鋼プールを形成するように設けられるエッジダムと、前記溶鋼プールの上部面に不活性窒素ガスを供給するメニスカーズ・シールドを含むストリップ・キャスティング装置で、重量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５、Ｎ：０.０５〜０.０９％、Ｃｒ：１５〜１８、Ｎｉ：６〜８、Ｓｉ：１.０超過〜１.５％まで、Ｍｏ：０.５〜０.９、Ｍｎ：０.４〜１.２、Ｃｕ：１.５％以下を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物を含み、下記式１からなるＭｄ３０の範囲が２５〜３０℃であるオーステナイト系ステンレス鋼を鋳造して凝固時に残留するデルタフェライトの含有量が５％以上になるように制御する高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を提供する。
式（１）・・・Ｍｄ（３０℃）=５５１-４６２（Ｃ+Ｎ）-９.２Ｓｉ-８.１Ｍｎ-１３.７Ｃｒ-２９Ｎｉ-１８.５Ｍｏ-２９Ｃｕ-６８Ｎｂ
また、前記ストリップ・キャスティングによって得られた鋳造組織のステンレス鋼を８０％の圧下率で冷間圧延した際、引っ張り強度が２２００MPa以上であり、硬度が５７０Ｈｖ以上確保されるようにし、２mm以下の薄板に製造する。
また、前記ステンレス鋼の冷間圧延組織の粒度が８.５以上である。
以上のように、本発明によれば、合金設計及び製造条件の制御を通じて引っ張り強度が２２００MPa級の高強度ばね用オーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。また、本発明によれば、特に置換型合金元素の含有量の制御とストリップ・キャスティング鋳造工法を活用して、高強度ばね用オーステナイト系ステンレス鋼を得ることができるという効果がある。
本発明によるストリップ・キャスティング（Ｓｔｒｉｐ Ｃａｓｔｉｎｇ）工程を説明するための装置の概略図である。 オーステナイト及びフェライト安定化元素の成分制御を通じてＭｄ３０温度を変化させたときの、加工による加工誘起マルテンサイト生成量の変化の例を示すグラフ図である。 通常の連続鋳造工程による冷間圧延コイルの微細組織とストリップ・キャスティング工法で製造されたコイルの冷間圧延組織とを比較した写真図である。 Ｍｄ３０温度を変化（８℃、２８℃、４８℃）させたときの、冷間圧下率に応じた機械的特性である引っ張り強度の変化を示したグラフ図である。 Ｍｄ３０温度を変化（８℃、２８℃、４８℃）させたときの、冷間圧下率に応じた機械的特性である引っ張り強度の変化を示したグラフ図である。 成分制御を通じた加工硬化能を強化するためにＭｄ３０温度を２８℃前後で成分を最適化した場合の、機械的性質である引っ張り強度の変化を示したグラフ図である。
以下、本発明の実施例を図示した図面を参照して具体的に説明する。ここで、使用される専門用語は、単に特定の実施例を説明するためのものであり、本発明を限定する意味ではない。また、ここで使用される単数形態は、文句がこれと明白に反対の意味を示さない限り、複数の形態をも含む。
本明細書で使用される「含む」との意味は、特定の特性、領域、整数、ステップ、動作、要素及び/または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、ステップ、動作、要素、成分及び/または群の存在や付加を除外する意味ではない。
また、別に定義していないが、ここで使用される技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同じ意味を持つ。通常、使用される辞書に定義された用語らは、関連技術文献及び現在開示された内容に合致する意味を持つものと追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に正式な意味として解釈されない。
図１は、従来知られているストリップ・キャスティング（Ｓｔｒｉｐ Ｃａｓｔｉｎｇ）工程を説明するための装置の概略図である。このストリップ・キャスティング工程は、溶鋼から直接薄物の熱延ストリップを製造する工程で、熱間圧延工程を省略し、製造コスト、設備投資コスト、エネルギー使用量、公害ガスの排出量等を大幅に低減することができる新たな鉄鋼工程である。
一般的なストリップ・キャスティング工程に用いられるツインロール型薄板鋳造機は、図１に示したように、溶鋼を取鍋１に収容し、ノズルに沿ってターンディッシュ２に流入させ、ターンディッシュ２に流入した溶鋼は鋳造ロール６の両端部に設けられたエッジダム５の間、即ち、鋳造ロール６の間の溶鋼注入ノズル３を介して供給されて凝固が開始される。この時、ロール間の溶湯部では、酸化を防止するためにメニスカスシールド４によって溶湯面を保護し、適したガスを注入して雰囲気を適切に調節することになる。両ロールが出会うロールニップ７を抜けて行きながら薄板８が製造され、引き抜きながら圧延機９を経て圧延された後、冷却工程を経て巻取設備１０で巻き取られる。
この時、溶鋼から厚さ１０mm以下の薄板を直接製造するツインロール型薄板鋳造工程における重要な技術は、速い速度で反対方向へ回転する内部水冷式ツインロールの間に注入ノズルを介して溶鋼を供給し、所望の厚さの薄板をひび割れがなく、かつ歩留まりが向上するように製造することである。
このようなストリップ・キャスティング工程は、液状の鋼を１〜５mmの厚さの板材に直接鋳造しながら、鋳造板に非常に速い冷却速度を印加することで、ツインロール型ストリップキャスターを利用して熱間圧延コイルを製造するものである。前記ツインロール型ストリップキャスターは、互いに反対方向へ回転するツインロール（Ｔｗｉｎ ｄｒｕｍ ｒｏｌｌｓ）と側面ダム（Ｓｉｄｅ ｄａｍｓ）との間に溶鋼を供給し、水冷されるロール表面を通じて多くの熱量を放出させながら鋳造することを特徴とする。この時、ロール表面で急速冷却速度で凝固セルを形成し、鋳造後連続的に行われるインラインローリング（Ｉｎ ｌｉｎｅ ｒｏｌｌｉｎｇ）によって、１〜５mmの薄い熱延薄板が製造される。本発明の実施例では、２mm以下の薄板を製造する。
前記ストリップ・キャスティング工程では通常２mm前後の薄物を直接鋳造するため、連続鋳造によるスラブ製造及び熱間圧延工程を省略することができるという長所がある。特に、熱間圧延時に表面欠陥が発生する鋼種においては、ストリップ・キャスティング工法の適用が特に有利であるが、３０１系列は熱間圧延時に欠陥が多発する鋼種で、これの適用が有利である。また、高強度鋼材を製造するためには、単に表面欠陥の問題の外に、さらなる大きな長所を持つことができる。
オーステナイト系ステンレス鋼は、通常の連続鋳造時に凝固上の安定性を確保するために、凝固初期にデルタフェライト相が生成された後にオーステナイト相への凝固が行われる。この時、鋳造時に残留されるデルタフェライトの量は、理論的実験式（δＣal）によれば鋼種ごとに１〜１０％前後を示すが、組織内のこのようなデルタフェライト相の存在は、ダウンストリーム（Ｄｏｗｎ ＳＴＲＥＡＭ）圧延時に加工硬化に影響を及ぼすことになる。
Figure 2015508453
通常のスラブの鋳造後、スラブ内に残存していたデルタフェライト相は、熱間圧延のために再加熱炉で２時間以上加熱を受けることになるが、この時、相当部分のデルタフェライト相は固相変態によりオーステナイト相に分解が行われるようになって、以後、熱間圧延も同様に高温で行われるため、スラブの鋳造組織に存在していたデルタフェライト相は、ほとんど分解することになる。実際に、オーステナイト系ステンレス鋼の熱延コイルのデルタフェライト含有量は０.５％未満であるとみることができる。
反面、ストリップ・キャスティング工程は、水冷ロールを利用して溶鋼から直接約２mm前後の薄板を鋳造するため、既存の連続鋳造法によるスラブのような鋳造組織であり、デルタフェライトの含有量が１〜１０％の範囲で高く表われる。一般的には、このようなデルタフェライト相が高温加工性、耐食性などを悪化させることがあるだけでなく、磁性を持つので、最終製品の用途を制限する短所を持っているが、冷間圧下率の高い高強度鋼の製造時には、冷間圧延時に微量に存在して粒度を下げると同時に、加工硬化を活性化することに貢献することができる。
素材強度の増加は、様々な強化機具が複合的に作用して現れる現象である。３０１系列のように準安定なオーステナイト系ステンレス鋼においては、前述したように、変形量に応じた加工有機マルテンサイト相の生成が加工硬化を高める最も重要な理由であると言える。しかし、一方では、合金元素の添加による固溶強化の効果も重要であるが、ここにもＣ、Ｎなどのような侵入型元素による効果と、Ｓｉ、Ｍｏなどのような置換型元素による効果が多様に現れる。一般的に、経済的な側面からＣ、Ｎなどの侵入型元素の制御によって強度の改善を図るが、圧下率の高い高強度鋼においては、置換型元素がより効果的に作用することができる。
以下では、まず、本発明の一実施例に用いられるオーステナイト系ステンレス鋼の組成範囲及び組成範囲の限定理由について詳細に調べてみる。
まず、本発明は、重量％で、Ｃｒ：１５.０〜１８％、Ｎｉ：６〜８％、Ｎ：０.０５〜０.０９％、Ｃ：０.０５〜０.１５％、Ｍｎ：０.４〜１.２％、Ｍｏ：０.５〜０.９％、Ｓｉ：１.０超過１.５％まで、Ｃｕ：１.５％以下含有量の合金成分で組成され、この時のＭｄ３０温度が２５〜３０℃の範囲を満足する。Ｍｄ３０温度は、下記式（１）によって示される。
式（１）・・・Ｍｄ３０（℃）=５５１-４６２（Ｃ+Ｎ）-９.２Ｓｉ-８.１ＭＮ-１３.７Ｃｒ-２９Ｎｉ-１８.５Ｍｏ-２９Ｃｕ-６８Ｎｂ
より好ましくは、Ｃｒは、１６〜１７ｗｔ％、Ｎｉは６〜７ｗｔ％、Ｍｏは０.６〜０.８ｗｔ％である。通常Ｓｉの場合、オーステナイト系ステンレス鋼の固溶強化能を改善することができる元素である。しかし、過剰添加時に熱間加工性が低下するような問題が発生し得る。したがって、Ｓｉは少なくとも１.０を超過して１.５％までに制御し、最適のＳｉの範囲は、１.１〜１.３ｗｔ％である。
本発明において、前記合金設計は、オーステナイト系ステンレス鋼の成分としてよく知られているので、その詳細な理由は省略する。ただし、本発明では、前記合金設計の特徴は、Ｍｄ３０の制御によって合金成分を最適化することである。
本発明に用いられるオーステナイト系ステンレス鋼は、常温で準安定な（Ｍｅｔａｓｔａｂｌｅ）微細組織を特徴とする鋼であり、外力により加工を受けるオーステナイト相が加工有機マルテンサイト上への相変態を伴うように設定された鋼種である。このようなオーステナイト系ステンレス鋼の準安定性を示す代表的な指標は、Ｍｄ３０で表記され、下記式（１）によって表示することができる。
式（１）・・・Ｍｄ（３０℃）=５５１-４６２（Ｃ+Ｎ）-９.２Ｓｉ-８.１ＭＮ-１３.７Ｃｒ-２９Ｎｉ-１８.５Ｍｏ-２９Ｃｕ-６８Ｎｂ
上記の式による成分調整時にＣ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕなどは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂなどは、フェライト相、或いはマルテンサイト相を安定化させる元素であり、これらの元素の組み合わせによって鋼上の相安定性が決定されるようになる。本発明では、前記Ｍｄ３０（℃の）値を２５〜３０以下に制御することを特徴とする。
図２は、オーステナイト及びフェライト安定化元素の成分の制御により、Ｍｄ３０温度を異にするときの処理に伴う加工有機マルテンサイト生成量の例を示すグラフ図である。
図２によると、Ｍｄ３０温度変化による相安定性の程度を示したもので、Ｍｄ３０温度の増加に応じて加工有機マルテンサイト生成量が増加する傾向を見せる。しかし、このような現象は、圧下率が大きくなるにつれて多少異なる挙動を見せるようになるが、Ｍｄ３０温度が４５度を超える非常に準安定した素材においては、冷間圧下率の５０％をピークに、それ以上の相変態が行われていないことが分かる。
すなわち、初期の圧下率で加工有機マルテンサイト相への変態が急激に行われ、それ以上の圧下率に応じた加工硬化に寄与しないことが分かる。反面、Ｍｄ３０が２５〜３０である素材においては、冷間圧下率が８０％に至るまで、相変態が続きながら、強度が持続的に増加することを示す。したがって、本発明の目的とする高強度鋼を製造するためには、このように、冷間圧下率の増加に応じて、相変態が継続的に行われる条件を確保する必要があり、本発明ではこのようなＭｄ３０の条件を２５〜３０に設定する。図２では、このようなＭｄ３０の値を代表して２７.４℃のものを使用して実験した。
Ｍｄ３０の温度が２５未満の場合には、冷間圧下に応じた伴う加工硬化の程度が大きくなく、Ｍｄ３０の温度が３０を超過する場合には、前記図２に示されたように、冷間圧下率が一定量をピークに、それ以上の相変態が行われないため、その効果が大きくない。一方、加工硬化量の増加のためには、このような相変態の促進とともに、生産工程の制御もまた重要な役目をすることができる。本発明では、高強度オーステナイトコイル製造のために、従来の連続鋳造工程の代わりに、ストリップ・キャスティング工法を採用した。
本発明のストリップ・キャスティング工程は、前記図１で説明したように、水冷ロールを利用して溶鋼から直接２mm前後の薄板を形成する工法であり、該工法で鋳造されたシートからは、再加熱及び熱間圧延工程なしにすぐに冷間圧延で所望のシート形態を得ることができる。
高強度鋼の製造という側面から合金成分系は、製造工程とは別に加工硬化能の指標となるが、素材内の微細組織は、工程の影響により異なってくる。微細組織は、粒界の大きさ、析出物、第２相、電位及びツイン等に応じて決定されるが、このような準安定オーステナイト系ステンレス鋼において、連続鋳造組織とストリップ・キャスティング組織の最も大きな違いは、デルタフェライト相の含有量の差異にあると言える。連続鋳造組織は、スラブの再加熱という長時間の加熱工程で凝固時に生成されたデルタフェライト相がほとんど分解する反面、ストリップ・キャスティング組織は、このような加熱工程の省略で素材内にデルタフェライト相がより多く存在することになる。冷間圧下率に応じた非常に高強度鋼の製造という側面から、このようなデルタフェライト相の存在は、加工硬化を高める役目として作用することになる。
図３は、通常の連続鋳造工程による冷間圧延コイルの微細組織とストリップ・キャスティング工法によって製造されたコイルの冷間圧延組織を比較した写真である。
図３において、上部はストリップ・キャスティングによって製造された微細組織で、結晶粒度が約８.５〜９である。反面、下部に表示された連続鋳造と熱間圧延段階を経た微細組織の場合、結晶粒度が約７〜８である。このように、同一成分系で連続鋳造によって製造した素材に比べて、ストリップ・キャスティングによって製造された素材の強度が増加する理由は、残留されるデルタフェライトの含有量の差異による粒度の微細化効果にも起因するものとみられ、したがって、本発明の場合、強度及び硬度特性の向上によってスプリングなどの高強度素材の適用に有利である。
図３に示されたように、連続鋳造とストリップ・キャスティングによって製造された冷間圧延コイルの微細組織を比較した場合には、ストリップキャスト材の場合（上部）連続鋳造材（下部）に比べてデルタフェライト相の組織内分布の粒度が小さくて、デルタフェライト相が第２相と類似した固溶強化の役目をすることができることを示唆している。
図４及び図５は、Ｍｄ３０温度の変化（８℃、２８℃、４８℃）による、冷間圧下率に依存する機械的特性である引っ張り強度と硬度変化をそれぞれ示したグラフ図である。上記図４に示したように、冷間圧下率の増加により、Ｍｄ３０温度がそれぞれ異なる素材のいずれも引っ張り強度が比例して増加する傾向を見せている。
一方、図５の場合、冷間圧下率の増加に応じて、Ｍｄ３０温度がそれぞれ異なる素材のいずれも、硬度も同様に冷間圧下率の増加に応じて比例して増加する傾向を示すが、Ｍｄ３０温度が高い場合（４８.７℃）には、一定の圧下率以上で硬度の向上程度が僅かであることを示す。これは、初期圧下率で加工誘起マルテンサイトの生成による加工硬化の効果が大きいが、これの生成が飽和した後には、硬度の向上に限界があることを示すもので、冷間圧下率に硬度増加のためのＭｄ３０条件の設定が必要であることを確認できるものである。
図４によれば、本発明の鋼に対するＭｄ３０値が２５〜３０の範囲である２７.４℃の場合（試験片：Ｃ９０１鋼種）、引っ張り強度の値が２２００MPaまで増加すことが分かる。これは、冷間圧下率が８０％以下の約７８％程度で測定したので、実質的に冷間圧下率が８０％で測定する場合、さらに比例して増加され得ることを示す。しかし、残りの鋼種の場合、Ｍｄ３０の値が本発明の範囲から外れる場合であり、この場合、引っ張り強度の値が２２００MPa未満にとどまることが分かる。
図６は、成分制御による加工硬化能を強化するためにＭｄ３０温度を２５〜３０の範囲である２８℃前後で成分を最適化すると、機械的性質の改善を確保することができることを示したグラフ図である。
図６の結果に基づき、成分制御による加工硬化能を強化するためにＭｄ３０温度を２５〜３０の範囲である２８℃前後で、成分の制御を行った例（Ｃ９０１鋼種）では、圧下率８０％で引っ張り強度が実質的に２２００MPaまで増加することを確認することができる。ただし、これの製造は、ストリップ・キャスティング鋳造法を使用し、鋳造されたシートは２mmの薄板である。この時、ストリップ・キャスティングで鋳造された２mm素材の残留デルタフェライトの含有量は５％以上であり、以後コイルの熱処理、酸洗工程を経た後にも板の幅全体にわたって１％以上のデルタフェライト相が存在する。
このようなデルタフェライト相は、図３に示されたように、連続鋳造によってスラブの再加熱及び熱間圧延及び焼鈍酸洗を経た部品に対する粒度の微細化で連続鋳造材の粒度が７.５程度である反面、ストリップ・キャスティング材は８.５前後を示す。
本発明では、Ｍｄ３０及び置換型合金元素の添加を通じた準安定特性のオーステナイト系ステンレス鋼をストリップ・キャスティング工程を利用して強度の改善効果を得ることができる。
（実施例）
以下、本発明の１５〜１８％Ｃｒのオーステナイト系ステンレス鋼を使用して、成分及び工程制御によって機械的特性の変化を調査した実施例を説明する。
表１は、オーステナイトとフェライト安定化元素の成分制御によってＭｄ３０温度を異なるものにしたときの成分変化の例を示したものである。まず、上記図４及び図５に示したように、Ｍｄ３０温度を変化（約８℃、２８℃、４８℃）させると、冷間圧下率による機械的特性（引っ張り強度及び硬度）が変化する。
図４及び５では、冷間圧下率の増加に応じてＭｄ３０温度がそれぞれ異なる素材のいずれも引っ張り強度及び硬度は比例して増加する傾向が見せるが、Ｍｄ３０温度が高い場合（約４８℃）、一定の圧下率以上では強度向上の程度が僅かであることを示す。これは、初期圧下率で加工有機マルテンサイトの生成による加工硬化の効果が大きいが、これの生成が飽和した後には、強度の向上に限界があることを示すもので、冷間圧下率に強度及び硬度増加のための適切なＭｄ３０の条件が必要である。本発明では、前記Ｍｄ３０の温度範囲を２５から３０に設定した。
また、図６では、成分制御による加工硬化能を強化するためにＭｄ３０温度を２８℃前後で、成分制御を行った例（Ｃ９０１鋼種）であり、圧下率８０％で引っ張り強度が約２２００MPa近く迄達することが示される。もちろん、前記鋼種の場合、２mm素材の薄板として残留デルタフェライト含有量は５％以上であり、以後コイルの熱処理及び酸洗工程を経た後にも板の幅全体にわたって１％以上のデルタフェライト相が存在する。
Figure 2015508453
本発明で連続鋳造工程を経た素材とストリップ・キャスティング工程の本発明素材との諸般品質特性を比較した場合、まず固有成分系の確保の面では、次のとおりである;Ｃｒ含有量は１６.５％前後であり、Ｎｉの含有量は、６.５％前後である。オーステナイト安定化元素であるＭｎは、０.６％前後であり、置換型合金元素であるＭｏとＳｉは、それぞれ０.７％前後と、１.１％以上の特徴を有する。
このような成分設計の条件として凝固時の理論的なデルタフェライト含有量が５％以上に設計されなければならず、準安定性の指標であるＭｄ３０温度が２５〜３０の範囲内に設定されることが望ましい。そして、引っ張り強度が２２００MPa以上であり、硬度が５７０Hv以上のフルハード材の品質特性を確保するために、ストリップ・キャスティング工法を活用して２mm前後で鋳造されなければならず、この時素材の粒度は８.５前後であり、冷間圧下率は８０％以上でなければならない。
上記の表１から、本発明の鋼の範囲である発明鋼１ないし発明鋼７の場合、本発明の範囲であるＭｄ３０の範囲が２５〜３０℃であることを示し、比較鋼１ないし比較鋼９は、本発明の範囲から外れるＭｄ３０を示す比較例を示す。上記の表１から見ると実質的にＭｄ３０の範囲を２５〜３０に制御し、これをストリップ・キャスティング工程を適用して製造する場合に、引っ張り強度の値が２２００MPa以上であり、硬度値は５７０Hv以上であることが示される。
以上のように、本発明の技術思想は、上記の好ましい実施例に基づいて具体的に記述されたが、上記の実施例は、説明のためのものであり、その制限のためではない。また、本発明の技術分野の通常の知識を有する者であれば、本発明の技術思想の範囲内で種々の変形例が可能であることを理解できるだろう。前述した発明の権利範囲は、以下の特許請求の範囲から決まるものであり、明細書本文の記載に拘束されず、特許請求の範囲の均等範囲に属する変形と変更は、全て本発明の範囲に属する。
１ 取鍋
２ ターンディッシュ
３ 溶鋼注入ノズル
４ メニスカスシールド
５ エッジダム
６ 鋳造ロール
７ ロールニップ
８ 薄板
９ 圧延機
１０ 巻取設備

Claims (13)

  1. 重量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５、Ｎ：０.０５〜０.０９％、Ｃｒ：１５〜１８、Ｎｉ：６〜８、Ｓｉ：１.０超過〜１.５％まで、Ｍｏ：０.５〜０.９、Ｍｎ：０.４〜１.２、Ｃｕ：１.５％以下を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物を含み、下記式（１）からなるＭｄ３０の範囲が２５〜３０℃であることを特徴とする高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
    式（１）・・・Ｍｄ３０（℃）=５５１-４６２（Ｃ+Ｎ）-９.２Ｓｉ-８.１Ｍｎ-１３.７Ｃｒ-２９Ｎｉ-１８.５Ｍｏ-２９Ｃｕ-６８Ｎｂ
  2. 重量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５、Ｎ：０.０５〜０.０９％、Ｃｒ：１５〜１８、Ｎｉ：６〜８、Ｓｉ：１.０超過〜１.５％まで、Ｍｏ：０.５〜０.９、Ｍｎ：０.４〜１.２、Ｃｕ：１.５％以下を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物を含み、下記式（１）からなるＭｄ３０の範囲が２５〜３０℃であるステンレス鋼をストリップ・キャスティングすることによって製造されたことを特徴とする高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
    式（１）・・・Ｍｄ３０（℃）=５５１-４６２（Ｃ+Ｎ）-９.２Ｓｉ-８.１Ｍｎ-１３.７Ｃｒ-２９Ｎｉ-１８.５Ｍｏ-２９Ｃｕ-６８Ｎｂ
  3. 前記ステンレス鋼をストリップ・キャスティングにより鋳造したときの凝固時に残留するデルタフェライトの含有量が５％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  4. 前記ステンレス鋼をストリップ・キャスティングにより鋳造したときの凝固時に残留するデルタフェライト含有量が１０％以下であることを特徴とする請求項３に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  5. 前記ステンレス鋼を８０％の圧下率で冷間圧延したときの、引っ張り強度が２２００MPa以上であり、硬度が５７０Ｈｖ以上が確保されることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  6. 前記ステンレス鋼の冷間圧延組織の粒度が８.５以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  7. 重量％で、前記Ｓｉは、１.１〜１.３ｗｔ％であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  8. 重量％で、前記Ｃｒは、１６〜１７ｗｔ％、Ｎｉは、６〜７ｗｔ％、Ｍｏは０．６〜０.８ｗｔ％であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  9. 互いに反対方向へ回転する一対のロールと、
    その両側面に溶鋼プールを形成するように設けられるエッジダムと、
    前記溶鋼プールの上部面に不活性窒素ガスを供給するメニスカーズ・シールドを含むストリップ・キャスティング装置において、
    重量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５、Ｎ：０.０５〜０.０９％、Ｃｒ：１５〜１８、Ｎｉ：６〜８、Ｓｉ：１.０超過〜１.５％まで、Ｍｏ：０.５〜０.９、Ｍｎ：０.４〜１.２、Ｃｕ：１.５％以下を含み、残部はＦｅ及びその他不可避な不純物を含み、下記式（１）からなるＭｄ３０の範囲が２５〜３０℃であるオーステナイト系ステンレス鋼を鋳造して凝固時に残留するデルタフェライトの含有量が５％以上になるように制御することを特徴とする高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
    式（１）・・・Ｍｄ３０℃=５５１-４６２（Ｃ+Ｎ）-９.２Ｓｉ-８.１Ｍｎ-１３.７Ｃｒ-２９Ｎｉ-１８.５Ｍｏ-２９Ｃｕ-６８Ｎｂ
  10. 前記ストリップ・キャスティングによって得られた鋳造組織のステンレス鋼を８０％冷間圧下率の際、引っ張り強度が２２００MPa以上であり、硬度が５７０Ｈｖ以上確保されるようにし、２mm以下の薄板に製造することを特徴とする請求項９に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
  11. 前記ステンレス鋼の冷間圧延組織の粒度が８.５以上であることを特徴とする請求項１０に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
  12. 重量％で、前記Ｓｉは、１.１〜１.３ｗｔ％であることを特徴とする請求項９に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
  13. 重量％で、前記Ｃｒは、１６〜１７ｗｔ％、Ｎｉは、６〜７ｗｔ％、Ｍｏは０．６〜０.８ｗｔ％であることを特徴とする請求項９に記載の高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018003139A (ja) * 2016-07-08 2018-01-11 日新製鋼株式会社 ステンレス鋼
JP2018003099A (ja) * 2016-07-01 2018-01-11 日新製鋼株式会社 ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2023500839A (ja) * 2019-10-29 2023-01-11 ポスコ 降伏比が向上したオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104711492B (zh) * 2015-03-20 2019-09-20 宝钢德盛不锈钢有限公司 一种超硬态奥氏体不锈钢及其制造方法
KR101708787B1 (ko) * 2016-06-09 2017-02-21 박동배 표면 실장용 전도성 가스켓의 제조방법
CN105886955A (zh) * 2016-06-13 2016-08-24 苏州双金实业有限公司 一种具有耐低温性能的钢
CN106167849B (zh) * 2016-06-17 2018-05-04 浙江大学 一种高强高韧全奥氏体不锈钢的加工方法
KR102030162B1 (ko) * 2016-12-23 2019-11-08 주식회사 포스코 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
CN107083519A (zh) * 2017-02-22 2017-08-22 广东鑫发精密金属科技有限公司 一种不锈钢冷轧精密弹簧钢带及其制备方法
CN107030264B (zh) * 2017-04-27 2019-04-26 酒泉钢铁(集团)有限责任公司 一种超级奥氏体不锈钢双辊薄带铸轧生产工艺
CN109136465A (zh) * 2018-09-03 2019-01-04 江阴市天虹金属铸造有限公司 一种航天航空用轻质高强度不锈钢的冶炼方法
KR102169457B1 (ko) * 2018-12-18 2020-10-23 주식회사 포스코 고강도 스테인리스강
KR102265212B1 (ko) * 2019-07-15 2021-06-15 주식회사 포스코 비자성 오스테나이트계 스테인리스강
CN111676355B (zh) * 2020-07-23 2022-01-28 东北大学 一种奥氏体不锈钢板材在线固溶处理工艺
CN115948690A (zh) * 2022-12-26 2023-04-11 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 一种冷轧不锈钢带、精密冷轧不锈钢带及应用

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2003095693A1 (fr) * 2002-05-08 2003-11-20 Nippon Steel Corporation Fil d'acier inoxydable tres solide aux bonnes qualites de tenacite a la ductilite et module de rigidite, et procede de production
JP2008248271A (ja) * 2007-03-29 2008-10-16 Daido Steel Co Ltd 高強度ステンレス鋼及びこれを用いた高強度ステンレス鋼線

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5854187B2 (ja) * 1976-02-10 1983-12-03 川崎製鉄株式会社 成形性が優れ、耐食性、耐時期割れ性の良好なオ−ステナイト系ステンレス鋼板
JPS5856746B2 (ja) * 1980-04-15 1983-12-16 日本ステンレス株式会社 プレス成形性および耐食性の良好なオ−ステナイト系ステンレス鋼
JPS6077963A (ja) * 1983-10-03 1985-05-02 Kawasaki Steel Corp 車両用オ−ステナイト系ステンレス鋼
JP3127268B2 (ja) * 1992-02-19 2001-01-22 新日本製鐵株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片および薄板の製造方法
JP2977366B2 (ja) * 1992-04-16 1999-11-15 新日本製鐵株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法
KR950009223B1 (ko) * 1993-08-25 1995-08-18 포항종합제철주식회사 프레스 성형성, 열간가공성 및 고온내산화성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강
JP3542239B2 (ja) * 1996-10-15 2004-07-14 新日本製鐵株式会社 耐伸線縦割れ性に優れた高強度ステンレス線材及びその鋼線
JP2000063947A (ja) * 1998-08-21 2000-02-29 Kawasaki Steel Corp 高強度ステンレス鋼の製造方法
JP4489928B2 (ja) * 2000-11-09 2010-06-23 新日鐵住金ステンレス株式会社 高強度オーステナイト系ステンレス鋼線
JP4519513B2 (ja) * 2004-03-08 2010-08-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 剛性率に優れた高強度ステンレス鋼線およびその製造方法
KR100650599B1 (ko) * 2004-12-28 2006-11-29 주식회사 포스코 스트립캐스팅공정에 의한 우수한 품질의 오스테나이트계스테인리스강의 제조방법
JP2008297601A (ja) * 2007-05-31 2008-12-11 Nisshin Steel Co Ltd プレスプレート用オーステナイト系ステンレス鋼

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2003095693A1 (fr) * 2002-05-08 2003-11-20 Nippon Steel Corporation Fil d'acier inoxydable tres solide aux bonnes qualites de tenacite a la ductilite et module de rigidite, et procede de production
JP2008248271A (ja) * 2007-03-29 2008-10-16 Daido Steel Co Ltd 高強度ステンレス鋼及びこれを用いた高強度ステンレス鋼線

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018003099A (ja) * 2016-07-01 2018-01-11 日新製鋼株式会社 ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2018003139A (ja) * 2016-07-08 2018-01-11 日新製鋼株式会社 ステンレス鋼
JP2023500839A (ja) * 2019-10-29 2023-01-11 ポスコ 降伏比が向上したオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法

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