JP2017053028A - Ferrite-martensite two-phase stainless steel and manufacturing method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、寒冷地で使用可能であり、プレス加工の施される構造用部材として好適な、溶接熱影響部の低温靭性およびプレス成形性に優れるフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法に関する。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention can be used in a cold region, and is suitable as a structural member to be subjected to press working. Ferritic-martensitic duplex stainless steel excellent in low temperature toughness and press formability of a weld heat affected zone and its manufacturing method About.
フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、安価でありながら、耐食性に優れる、応力腐食割れに対する感受性が低い、熱伝導性に優れるなどの特性を有している。それらの優れた特性もあって、近年ではステンレス鋼が適用される用途において、フェライト系ステンレス鋼の使用割合は年々増加している。 Compared with austenitic stainless steel, ferritic stainless steel has characteristics such as excellent corrosion resistance, low sensitivity to stress corrosion cracking, and excellent thermal conductivity, while being inexpensive. Due to their excellent characteristics, in recent years, the use ratio of ferritic stainless steel is increasing year by year in applications where stainless steel is applied.
しかしながら、フェライト系ステンレス鋼は、高い温度にさらされると結晶粒が粗大化し靭性が低下するため、溶接の熱影響部における低温靭性が低くなるという問題を有する。そのため、特に、構造用材料として用いられる比較的Ｃｒ含有量の低いフェライト系熱延ステンレス鋼板を、寒冷地で使用、たとえば厳冬期には最低気温が−５０℃ともなるような中央アジア等の大陸内陸部で使用することは困難である。 However, when ferritic stainless steel is exposed to a high temperature, the crystal grains become coarse and the toughness is lowered, so that the low temperature toughness in the heat-affected zone of welding is lowered. Therefore, in particular, ferritic hot rolled stainless steel sheets having a relatively low Cr content used as structural materials are used in cold regions, for example, continents such as Central Asia where the minimum temperature is -50 ° C in the severe winter season. It is difficult to use inland.
構造用材料として用いられる比較的Ｃｒ含有量の低いフェライト系熱延ステンレス鋼板に近しい耐食性を有するステンレス鋼として、マルテンサイト系ステンレス鋼がある。その中には優れた、溶接熱影響部の低温靭性を有する鋼種が存在する。しかし、マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度が高いため、プレス成形をすることが困難であるという問題を有する。 As a stainless steel having corrosion resistance close to that of a ferritic hot rolled stainless steel sheet having a relatively low Cr content used as a structural material, there is a martensitic stainless steel. Among them, there are excellent steel types having the low temperature toughness of the weld heat affected zone. However, martensitic stainless steel has a problem that it is difficult to perform press molding because of its high strength.
特許文献１には、溶接継ぎ手の靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。この発明では、微細なＭｇ系酸化物を分散して析出させることで溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制している。 Patent Document 1 discloses ferritic stainless steel having excellent weld joint toughness. In this invention, the coarsening of the crystal grain of a welding heat affected zone is suppressed by disperse | distributing and precipitating a fine Mg type oxide.
特許文献２には、溶接熱影響部の靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。この発明では、Ｃｏを添加することで溶接部の靭性を向上させている。 Patent Document 2 discloses a ferritic stainless steel excellent in the toughness of the weld heat affected zone. In the present invention, the toughness of the weld is improved by adding Co.
しかしながら、これらの発明は−３０℃程度までの温度を想定して開発されており、−５０℃における溶接熱影響部の靭性を使用に耐えるものとするには不十分である。 However, these inventions have been developed on the assumption of temperatures up to about −30 ° C., and are insufficient to withstand the use of the toughness of the weld heat affected zone at −50 ° C.
靭性の優れたステンレス鋼板としては、たとえば、特許文献３に、δフェライトの生成を抑制した、靭性の優れた厚肉マルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、このステンレス鋼は強度が高すぎるため、プレス成形性が悪い。また、特許文献３に記載の厚肉マルテンサイト系ステンレス鋼では、低温靭性が不足する場合もある。 As a stainless steel plate with excellent toughness, for example, Patent Document 3 discloses a thick-walled martensitic stainless steel with excellent toughness that suppresses the formation of δ ferrite. However, this stainless steel is too high in strength and therefore has poor press formability. In addition, the thick martensitic stainless steel described in Patent Document 3 may lack low temperature toughness.
このように、優れた溶接熱影響部の低温靭性と良好なプレス成形性を両立することは困難である。 Thus, it is difficult to achieve both excellent low temperature toughness of the weld heat affected zone and good press formability.
上記のように、これら特許文献に開示された技術では、溶接の熱影響部の低温靭性と良好なプレス成形性を両立させることが困難である。本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、溶接熱影響部の低温靭性およびプレス成形性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。 As described above, with the techniques disclosed in these patent documents, it is difficult to achieve both the low temperature toughness of the heat affected zone of welding and good press formability. This invention is made | formed in view of this situation, Comprising: It aims at providing the ferritic-martensite duplex stainless steel excellent in the low temperature toughness and press-formability of a welding heat affected zone, and its manufacturing method.
本発明者らは、上記課題を解決するために、フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼に着目し、溶接熱影響部の低温靭性およびプレス成形性におよぼす組織や成分の影響について鋭意研究を行った。その結果、得られた知見は以下の通りである。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors paid attention to ferrite-martensite duplex stainless steel and conducted extensive research on the influence of the structure and components on the low temperature toughness and press formability of the weld heat affected zone. . As a result, the obtained knowledge is as follows.
溶接熱影響部の低温靭性は、破壊起点となる介在物の有無、亀裂の伝播を阻害する結晶粒界の多寡に強く影響を受ける。ステンレス鋼では溶接によって、熱影響部にＣｒの炭窒化物が生成して耐食性が低下する鋭敏化と呼ばれる現象が発生する。溶接を行うステンレス鋼では、この鋭敏化の発生抑止に、Ｃｒよりも炭素や窒素との親和力が高い元素が添加されることが多い。この元素には通常、Ｔｉおよび／またはＮｂが使用され、これらが使用されたステンレス鋼の鋼組織にはこれらの炭窒化物が生成している。本発明者らは、これらの炭窒化物のうち、粒径が数μｍほどの粗大で立方晶の形状をとるＴｉＮが破壊起点となることで、溶接熱影響部の低温靭性が顕著に低下することを明らかにした。そこで粗大なＴｉＮが生成しないようＴｉの含有量を０．０２質量％以下となるように規制した。 The low temperature toughness of the weld heat affected zone is strongly influenced by the presence of inclusions as fracture starting points and the number of crystal grain boundaries that hinder the propagation of cracks. In stainless steel, welding causes a phenomenon called sensitization, in which Cr carbonitrides are generated in the heat-affected zone and the corrosion resistance is lowered. In stainless steel to be welded, an element having higher affinity for carbon and nitrogen than Cr is often added to suppress the occurrence of sensitization. Usually, Ti and / or Nb are used for this element, and these carbonitrides are formed in the steel structure of the stainless steel in which these elements are used. Among these carbonitrides, the present inventors have noticeably reduced the low-temperature toughness of the weld heat-affected zone by the fact that TiN having a coarse particle size of several μm and taking a cubic shape serves as a fracture starting point. It revealed that. Therefore, the Ti content is regulated to 0.02% by mass or less so that coarse TiN is not generated.
さらに、フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼では、溶接の熱影響部にδフェライトと呼ばれる粗大な結晶粒が生成し、溶接熱影響部の低温靭性が低下する。本発明者らは、溶接によって熱影響部が高温に熱せられδフェライトの変態温度を超えると、δフェライトが急激に粗大化することを明らかにした。δフェライトの変態温度はステンレス鋼の成分に影響を受ける。すなわち、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｉの含有量の増加によりδフェライトの変態温度が上昇し、Ｓｉ、Ｃｒの含有量の増加により上記変態温度は低下する。本発明者らは、δフェライト変態温度におよぼすこれらの元素の寄与を定量化し、後述する（１）式左辺のように定式化し、このδフェライト変態温度が１２７０℃以上となると溶接熱影響部のδフェライトの粗大化が抑制され、低温靭性が向上することを明らかにした。 Further, in ferrite-martensite duplex stainless steel, coarse crystal grains called δ ferrite are generated in the heat affected zone of welding, and the low temperature toughness of the weld heat affected zone is lowered. The present inventors have clarified that when the heat-affected zone is heated to a high temperature by welding and exceeds the transformation temperature of δ ferrite, the δ ferrite rapidly increases in size. The transformation temperature of δ ferrite is affected by the composition of stainless steel. That is, the transformation temperature of δ ferrite increases with an increase in the content of C, N, Mn, and Ni, and the above transformation temperature decreases with an increase in the content of Si and Cr. The present inventors quantified the contribution of these elements to the δ ferrite transformation temperature and formulated it as shown on the left side of equation (1) described later. When this δ ferrite transformation temperature is 1270 ° C. or higher, the welding heat affected zone It was clarified that the coarsening of δ ferrite was suppressed and the low temperature toughness was improved.
このように本発明では発生起点となる粗大なＴｉＮの生成抑止、δフェライトの粗大化抑制による亀裂伝播の阻害によって溶接熱影響部の低温靭性を向上している。 As described above, in the present invention, the low temperature toughness of the weld heat affected zone is improved by inhibiting the generation of coarse TiN as a starting point and inhibiting the propagation of cracks by suppressing the coarsening of δ ferrite.
一方で、δフェライトの変態温度の上昇のため、ＭｎやＮｉの含有量を過大にすると、熱延焼鈍材の鋼組織におけるマルテンサイト相の体積率が増加する。マルテンサイト体積率が増加し過ぎると、強度が上昇し、プレス成形性が低下するため、良好なプレス成形性を得るには、ＮｉやＭｎなどの成分の含有量を適度に調整することが重要である。 On the other hand, when the content of Mn or Ni is excessively increased due to an increase in the transformation temperature of δ ferrite, the volume ratio of the martensite phase in the steel structure of the hot rolled annealed material increases. If the martensite volume fraction increases too much, the strength increases and the press formability decreases, so it is important to appropriately adjust the content of components such as Ni and Mn in order to obtain good press formability. It is.
本発明では溶接熱影響部の鋭敏化抑制元素として、破壊起点の原因となるＴｉの代わりに、Ｎｂを添加している。しかし、詳細な調査により、Ｎｂは、熱延焼鈍材のフェライト相に微細なＮｂＣを析出させ、フェライト相の強度を上昇させ、プレス成形性を低下させることが明らかとなった。ＮｂＣは熱延前の加熱中に溶解し、熱延過程での冷却中にフェライト相に微細に析出する。そこで、本発明では熱延加熱温度を低下させ加熱中に固溶するＮｂＣの量を減少させ、粗大なままで残留させた。それによって、熱延過程における微細なＮｂＣの再析出を抑制し、フェライト相の強度を低下させ、プレス成形性を向上した。さらに、熱延過程での巻取り温度が高いとマルテンサイト相がフェライト相に変態して新たに微細なＮｂＣが析出するため、これを防ぐために巻取り温度も制御した。 In the present invention, Nb is added as a sensitization-inhibiting element in the weld heat affected zone, instead of Ti that causes a fracture starting point. However, detailed investigations have revealed that Nb precipitates fine NbC in the ferrite phase of the hot-rolled annealed material, increases the strength of the ferrite phase, and decreases the press formability. NbC dissolves during heating before hot rolling and finely precipitates in the ferrite phase during cooling in the hot rolling process. Therefore, in the present invention, the hot rolling heating temperature is lowered to reduce the amount of NbC that dissolves during heating, and it remains in a coarse state. Thereby, reprecipitation of fine NbC in the hot rolling process was suppressed, the strength of the ferrite phase was reduced, and the press formability was improved. Furthermore, when the coiling temperature in the hot rolling process is high, the martensite phase transforms into a ferrite phase and new fine NbC precipitates. Therefore, the coiling temperature was also controlled to prevent this.
このように、本発明では、マルテンサイト相の体積率の適度な調整、微細なＮｂＣの析出抑制によるフェライト相の強度低下によって、良好なプレス成形性を得ている。 As described above, in the present invention, good press formability is obtained by appropriately adjusting the volume ratio of the martensite phase and reducing the strength of the ferrite phase by suppressing the precipitation of fine NbC.
以上の知見をもとに、本発明は構成される。すなわち、本発明は下記の構成を要旨とするものである。 The present invention is configured based on the above knowledge. That is, this invention makes the following structure a summary.
［１］質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００５〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：９．０〜１６．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．３５％、を含有し、Ｔｉ含有量を０．０２％以下に規制し、下記（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成と、フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織と、を有し、前記マルテンサイト相の体積率が２〜２０％であり、前記フェライト相のビッカース硬さが１９０以下であり、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下であることを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （１）
なお、上記（１）式の元素記号はそれぞれの元素の質量％を示す。
[1] By mass%, C: 0.005 to 0.020%, N: 0.005 to 0.020%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.05 to 3.0% P: 0.04% or less, S: 0.02% or less, Cr: 9.0 to 16.0%, Ni: 0.1 to 5.0%, Nb: 0.05 to 0.35%, The Ti content is restricted to 0.02% or less, the following (1) is satisfied, the component composition is composed of Fe and inevitable impurities, and the steel structure is composed of two phases of ferrite and martensite phases, The volume ratio of the martensite phase is 2 to 20%, the Vickers hardness of the ferrite phase is 190 or less, and the NbC having a particle size of 30 nm or less is 200 pieces / μm 2 or less. Ferritic-martensitic duplex stainless steel characterized by
2600C + 1700N-20Si + 20Mn-40Cr + 50Ni + 1660 ≧ 1270 (1)
In addition, the element symbol of said (1) Formula shows the mass% of each element.
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ａｌ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。 [2] The component composition further includes, by mass%, Al: 0.20% or less, V: 0.20% or less, Cu: 1.0% or less, Mo: 2.0% or less, W: 1. The ferrite-martensite duplex stainless steel according to [1], containing one or more of 0% or less and Co: 0.5% or less.
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。 [3] The component composition further includes, in mass%, one of Ca: 0.01% or less, B: 0.01% or less, Mg: 0.01% or less, REM: 0.05% or less. The ferrite-martensite duplex stainless steel according to [1] or [2], comprising two or more kinds.
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法であって、鋼スラブを１０００〜１１５０℃の温度に加熱した後、巻取温度を６００℃以下とする熱間圧延を行い、６００〜７５０℃の温度で１時間以上の焼鈍を行うことを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法。 [4] A method for producing a ferrite-martensite duplex stainless steel according to any one of [1] to [3], wherein the steel slab is heated to a temperature of 1000 to 1150 ° C., and then the coiling temperature is 600. A method for producing a ferritic-martensitic duplex stainless steel, characterized by performing hot rolling at a temperature of not higher than ° C. and annealing at a temperature of 600 to 750 ° C. for 1 hour or longer.
本発明によれば、優れた溶接熱影響部の低温靭性と良好なプレス成形性を両立させたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られる。 According to the present invention, it is possible to obtain a ferritic-martensitic duplex stainless steel having both excellent low-temperature toughness of a weld heat-affected zone and good press formability.
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described. In addition, this invention is not limited to the following embodiment.
先ず、本発明のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼（以下、「本発明のステンレス鋼」という場合がある。）の成分組成について説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。 First, the component composition of the ferrite-martensite duplex stainless steel of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “stainless steel of the present invention”) will be described. In the following description, “%” representing the content of a component means “mass%”.
本発明のステンレス鋼の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００５〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：９．０〜１６．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．３５％、を含有し、Ｔｉ含有量を０．０２％以下に規制し、下記（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （１）
なお、上記（１）式の元素記号はそれぞれの元素の質量％を示す。
The component composition of the stainless steel of the present invention is mass%, C: 0.005 to 0.020%, N: 0.005 to 0.020%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0 0.05 to 3.0%, P: 0.04% or less, S: 0.02% or less, Cr: 9.0 to 16.0%, Ni: 0.1 to 5.0%, Nb: 0.0. The Ti content is regulated to 0.02% or less, the following (1) is satisfied, and the balance is made of Fe and inevitable impurities.
2600C + 1700N-20Si + 20Mn-40Cr + 50Ni + 1660 ≧ 1270 (1)
In addition, the element symbol of said (1) Formula shows the mass% of each element.
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ａｌ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５％以下のうち１種または２種以上を含有することができる。 In addition, the above-mentioned component composition is further mass%, Al: 0.20% or less, V: 0.20% or less, Cu: 1.0% or less, Mo: 2.0% or less, W: 1.0 % Or less, and Co: 0.5% or less can be included.
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有することができる。 In addition, the above component composition is, in mass%, Ca: 0.01% or less, B: 0.01% or less, Mg: 0.01% or less, REM: 0.05% or less, or one or two of them. More than seeds can be contained.
Ｃ：０．００５〜０．０２０％
Ｃはオーステナイト安定化元素である。また、Ｃはδフェライトの変態温度を上昇させる元素であり、溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制し、低温靭性を向上するために重要な元素である。その効果はＣ含有量を０．００５％以上にすることで得られる。しかし、過剰にＣを含有すると、微細なＮｂＣの析出を促進して、熱延焼鈍材のフェライト相の強度を上昇させ、プレス成形性が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．０２０％以下とする。上記の通りＣの含有量は、０．００５〜０．０２０％の範囲とし、好ましくは０．００８〜０．０１８％の範囲である。
C: 0.005-0.020%
C is an austenite stabilizing element. C is an element that raises the transformation temperature of δ ferrite, and is an important element for suppressing coarsening of crystal grains in the weld heat affected zone and improving low temperature toughness. The effect is acquired by making C content 0.005% or more. However, when C is contained excessively, precipitation of fine NbC is promoted, the strength of the ferrite phase of the hot-rolled annealed material is increased, and press formability is lowered. Therefore, the C content is set to 0.020% or less. As described above, the C content is in the range of 0.005 to 0.020%, and preferably in the range of 0.008 to 0.018%.
Ｎ：０．００５〜０．０２０％
Ｎはオーステナイト安定化元素である。また、Ｎはδフェライトの変態温度を上昇させる元素であり、溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制し、低温靭性を向上するために重要な元素である。その効果はＮ含有量を０．００５％以上にすることで得られる。しかし、過剰にＮを含有すると、溶接熱影響部において粗大なＴｉＮの生成が促進され、低温靭性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０２０％以下が適切である。よって、Ｎの含有量は、０．００５〜０．０２０％の範囲とし、好ましくは０．００８〜０．０１８％の範囲である。
N: 0.005-0.020%
N is an austenite stabilizing element. N is an element that raises the transformation temperature of δ ferrite, and is an important element for suppressing coarsening of crystal grains in the weld heat affected zone and improving low temperature toughness. The effect is acquired by making N content 0.005% or more. However, when N is contained excessively, the generation of coarse TiN is promoted in the weld heat affected zone, and the low temperature toughness is lowered. Therefore, the N content is suitably 0.020% or less. Therefore, the N content is in the range of 0.005 to 0.020%, and preferably in the range of 0.008 to 0.018%.
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として用いられる元素であり、その効果を得るにはＳｉ含有量を０．０５％以上にすることが必要である。しかし、Ｓｉはフェライト安定化元素であるため、Ｓｉの含有によって、δフェライト変態温度が低下し、溶接熱影響部において粗大なδフェライトの生成が促進される。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えるとδフェライトの生成を抑制することが困難となる。このため、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．５０％の範囲とし、好ましくは０．１１〜０．４０％の範囲とする。
Si: 0.05 to 0.50%
Si is an element used as a deoxidizer, and in order to obtain the effect, the Si content needs to be 0.05% or more. However, since Si is a ferrite stabilizing element, the inclusion of Si lowers the δ ferrite transformation temperature and promotes the formation of coarse δ ferrite in the weld heat affected zone. If the Si content exceeds 0.50%, it is difficult to suppress the formation of δ ferrite. Therefore, the Si content is in the range of 0.05 to 0.50%, preferably 0.11 to 0.40%.
Ｍｎ：０．０５〜３．０％
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素である。Ｍｎの含有によって、δフェライト変態温度が上昇し、溶接熱影響部の組織が微細化する。その効果はＭｎ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、ＭｎＳの生成が促進し、耐食性が低下する。また、Ｍｎ含有量が過剰になると、マルテンサイト相の体積率が高くなりプレス成形性を低下させる場合がある。よって、Ｍｎ含有量は０．０５〜３．０％の範囲とし、好ましくは０．１１〜２．０％の範囲とする。
Mn: 0.05 to 3.0%
Mn is an austenite stabilizing element. Inclusion of Mn raises the δ ferrite transformation temperature and refines the structure of the weld heat affected zone. The effect is acquired by making Mn content 0.05% or more. However, if the Mn content exceeds 3.0%, the generation of MnS is promoted and the corrosion resistance is lowered. Moreover, when Mn content becomes excess, the volume ratio of a martensite phase may become high and press moldability may be reduced. Therefore, the Mn content is in the range of 0.05 to 3.0%, preferably in the range of 0.11 to 2.0%.
Ｐ：０．０４％以下
Ｐ含有量は、熱間加工性の点から少ない方が好ましく、その含有量の許容される上限値を０．０４％とする。好ましいＰ含有量は、０．０３５％以下である。
P: 0.04% or less The P content is preferably smaller from the viewpoint of hot workability, and the allowable upper limit of the content is 0.04%. A preferable P content is 0.035% or less.
Ｓ：０．０２％以下
Ｓ含有量は、熱間加工性および耐食性の点から少ない方が好ましく、その含有量の許容される上限値を０．０２％とする。好ましいＳ含有量は０．００５％以下である。
S: 0.02% or less The S content is preferably smaller in terms of hot workability and corrosion resistance, and the allowable upper limit of the content is 0.02%. A preferable S content is 0.005% or less.
Ｃｒ：９．０〜１６．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼において、不動態皮膜を形成し、耐食性を確保するために必須の元素である。その効果を得るためには、Ｃｒ含有量を９．０％以上にすることが必要である。しかし、Ｃｒは、フェライト安定化元素であるため、δフェライト変態温度を低下させ、δフェライトの粗大化を促進して、溶接熱影響部の低温靭性を低下させる元素でもある。Ｃｒ含有量が１６．０％を超えるとδフェライトの粗大化を抑制することが困難となる。よって、Ｃｒ含有量は、９．０〜１６．０％の範囲とし、好ましくは１０．５〜１３．０％の範囲とする。
Cr: 9.0 to 16.0%
Cr is an essential element in stainless steel for forming a passive film and ensuring corrosion resistance. In order to acquire the effect, it is necessary to make Cr content 9.0% or more. However, since Cr is a ferrite stabilizing element, it is also an element that lowers the δ ferrite transformation temperature, promotes the coarsening of δ ferrite, and lowers the low temperature toughness of the weld heat affected zone. If the Cr content exceeds 16.0%, it becomes difficult to suppress the coarsening of δ ferrite. Therefore, the Cr content is in the range of 9.0 to 16.0%, preferably in the range of 10.5 to 13.0%.
Ｎｉ：０．１〜５．０％
Ｎｉは、Ｍｎと同様に、オーステナイト安定化元素である。Ｍｎの含有によって、δフェライト変態温度が上昇し、溶接熱影響部の組織が微細化する。その効果はＮｉ含有量が０．１％以上で得られる。しかし、Ｎｉの含有量が５．０％を超えると、熱延焼鈍材のマルテンサイト相の体積率の制御が困難となり、プレス成形性が低下する。よって、Ｎｉの含有量は０．１〜５．０％の範囲とし、好ましくは０．３〜３．０％の範囲とし。さらに好ましくは０．５〜２．５％の範囲とする。
Ni: 0.1 to 5.0%
Ni, like Mn, is an austenite stabilizing element. Inclusion of Mn raises the δ ferrite transformation temperature and refines the structure of the weld heat affected zone. The effect is obtained when the Ni content is 0.1% or more. However, if the Ni content exceeds 5.0%, it becomes difficult to control the volume ratio of the martensite phase of the hot-rolled annealed material, and the press formability deteriorates. Therefore, the Ni content is in the range of 0.1 to 5.0%, preferably in the range of 0.3 to 3.0%. More preferably, it is 0.5 to 2.5% of range.
Ｎｂ：０．０５〜０．３５％
Ｎｂは、鋼中のＣ、Ｎと炭化物、窒化物、炭窒化物を生成して、Ｃｒの炭窒化物の生成を抑制し、溶接熱影響部の鋭敏化を抑制する元素である。その効果は、Ｎｂ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、熱延過程の加熱中に固溶したＮｂは、熱延過程においてＮｂＣとしてフェライト相に微細に析出し、フェライト相の強度を上昇させて、プレス成形性を低下させる。したがって、プレス成形性の観点からはＮｂ含有量は少ない方が好ましい。Ｎｂの含有量が０．３５％を超えると、微細なＮｂＣの析出抑制が困難となる。よって、Ｎｂ含有量は０．０５〜０．３５％の範囲とし、好ましくは０．１０〜０．３０％の範囲とする。
Nb: 0.05 to 0.35%
Nb is an element that generates C, N and carbides, nitrides, and carbonitrides in steel, suppresses the formation of Cr carbonitrides, and suppresses sensitization of the weld heat affected zone. The effect is acquired by making Nb content 0.05% or more. However, Nb solid-dissolved during heating in the hot rolling process finely precipitates in the ferrite phase as NbC in the hot rolling process, thereby increasing the strength of the ferrite phase and reducing press formability. Therefore, it is preferable that the Nb content is small from the viewpoint of press formability. If the Nb content exceeds 0.35%, it becomes difficult to suppress the precipitation of fine NbC. Therefore, the Nb content is in the range of 0.05 to 0.35%, preferably in the range of 0.10 to 0.30%.
Ｔｉ：０．０２％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋼中のＣ、ＮをＴｉの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出固定し、Ｃｒの炭窒化物等の生成を抑制する効果を有する。しかしながら、ＴｉＮは粗大な立方晶の形状を取るため、破壊起点となって、低温靭性を低下させる。このため、Ｔｉの含有量は少ないほど好ましい。特に溶接熱影響部では、熱延焼鈍板と比較して結晶粒が粗大化しているため、わずかな破壊起点の存在によって大幅に低温靭性が低下する。粗大なＴｉＮの生成を抑制するためには、Ｔｉの含有量を０．０２％以下に厳しく抑制する必要がある。よって、Ｔｉ含有量は０．０２％以下とした。より好ましくは０．０１％以下である。なお、本発明において、Ｔｉ含有量は少ないほど好ましいので下限は０％である。
Ti: 0.02% or less Ti, like Nb, precipitates and fixes C and N in steel as Ti carbide, nitride or carbonitride, and has the effect of suppressing the formation of Cr carbonitride and the like. . However, since TiN takes the shape of a coarse cubic crystal, it becomes a fracture starting point and lowers the low temperature toughness. For this reason, the smaller the Ti content, the better. In particular, in the heat affected zone, since the crystal grains are coarser than those in the hot-rolled annealed plate, the low temperature toughness is greatly reduced due to the presence of a slight fracture starting point. In order to suppress the formation of coarse TiN, it is necessary to strictly suppress the Ti content to 0.02% or less. Therefore, the Ti content is set to 0.02% or less. More preferably, it is 0.01% or less. In the present invention, the lower the Ti content, the better, so the lower limit is 0%.
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （１）
本発明では、（１）式左辺で表されるδフェライト変態温度を調整することで、溶接熱影響部における粗大なδフェライトの生成を抑制し、溶接熱影響部の低温靭性を向上させる。本発明において、δフェライト変態温度はおおむね１３００℃近辺に存在する。溶接熱影響部がこの温度以上に長時間保持されるとδフェライトが粗大化する。本発明では、（１）式にしたがって、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉの各元素の含有量を調整し、このδフェライト変態温度を上昇させることで、溶接熱影響部が高温にならず、δフェライトの粗大化を抑制できる。その結果、本発明ではδフェライトの結晶粒径が最大でも５０μｍ以下となっており、溶接熱影響部の低温靭性が向上している。
2600C + 1700N-20Si + 20Mn-40Cr + 50Ni + 1660 ≧ 1270 (1)
In the present invention, by adjusting the δ ferrite transformation temperature represented by the left side of equation (1), the formation of coarse δ ferrite in the weld heat affected zone is suppressed, and the low temperature toughness of the weld heat affected zone is improved. In the present invention, the δ ferrite transformation temperature is approximately in the vicinity of 1300 ° C. If the weld heat affected zone is kept above this temperature for a long time, the δ ferrite becomes coarse. In the present invention, the content of each element of C, N, Si, Mn, Cr, and Ni is adjusted according to the formula (1), and the δ ferrite transformation temperature is increased, so that the heat affected zone of the welding is increased to a high temperature. In other words, coarsening of δ ferrite can be suppressed. As a result, in the present invention, the crystal grain size of δ ferrite is 50 μm or less at the maximum, and the low temperature toughness of the weld heat affected zone is improved.
いわゆるＣｒ当量、Ｎｉ当量では、δフェライト変態温度の正確な制御は不可能である。そのため、本発明では新たにδフェライト変態温度におよぼす各添加元素の寄与をそれぞれの状態図から（１）式左辺のように定式化した。δフェライト変態温度が１２７０℃を超えると低温靭性が良好となった。よって（１）式の不等式を定めた。 With so-called Cr equivalent and Ni equivalent, it is impossible to accurately control the δ ferrite transformation temperature. Therefore, in the present invention, the contribution of each additive element to the δ ferrite transformation temperature is newly formulated from the respective phase diagrams as shown on the left side of equation (1). When the δ ferrite transformation temperature exceeded 1270 ° C., the low temperature toughness became good. Therefore, the inequality of equation (1) was determined.
本発明においては、上記成分の他に、必要に応じて以下の成分を含有させることができる。 In the present invention, in addition to the above components, the following components can be contained as necessary.
Ａｌ：０．２０％以下
Ａｌは、一般的には脱酸のために有用な元素であり、その効果はＡｌ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。一方、Ａｌ含有量が０．２０％を超えると、粗大なＡｌ系介在物が生成して溶接熱影響部の破壊起点となり低温靭性が低下する。よって、Ａｌの含有量は０．２０％以下の範囲とし、より好ましくは、０．０３〜０．１４％の範囲とする。
Al: 0.20% or less Al is generally an element useful for deoxidation, and the effect is obtained by making the Al content 0.01% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.20%, coarse Al-based inclusions are generated and become the fracture starting point of the weld heat affected zone, and the low temperature toughness is lowered. Therefore, the Al content is in the range of 0.20% or less, and more preferably in the range of 0.03 to 0.14%.
Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、ＴｉやＮｂと同様に窒化物を生成し、溶接部の鋭敏化による耐食性低下を抑制する元素である。その効果はＶ含有量を０．００５％以上とすることで得られる。しかし、Ｖ含有量が０．２０％を超えると、テンパーカラーと呼ばれる溶接部に形成された酸化皮膜の耐食性が低下する。よって、Ｖの含有量は０．２０％以下の範囲とし、好ましくは０．０１〜０．１０％の範囲とする。
V: 0.20% or less V, like Ti and Nb, is an element that generates a nitride and suppresses a decrease in corrosion resistance due to sensitization of the weld. The effect is acquired by making V content 0.005% or more. However, if the V content exceeds 0.20%, the corrosion resistance of the oxide film formed on the weld called a temper collar decreases. Therefore, the V content is set to 0.20% or less, preferably 0.01 to 0.10%.
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間腐食を低減させる元素である。このため、高い耐食性が要求される場合にＣｕを添加することが好ましい。耐食性向上効果を十分に発揮させるためにはＣｕ含有量を０．３％以上にすることが有効である。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、熱間加工性が低下する。よって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量の上限を１．０％とする。より好ましいＣｕ含有量は、０．３〜０．５％である。
Cu: 1.0% or less Cu is an element that improves corrosion resistance, and is an element that particularly reduces crevice corrosion. For this reason, it is preferable to add Cu when high corrosion resistance is required. In order to sufficiently exhibit the corrosion resistance improving effect, it is effective to make the Cu content 0.3% or more. However, when the Cu content exceeds 1.0%, the hot workability decreases. Therefore, when Cu is contained, the upper limit of the content is 1.0%. A more preferable Cu content is 0.3 to 0.5%.
Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合にＭｏを添加することが好ましい。耐食性を十分に発揮させるためにはＭｏ含有量を０．０３％以上にすることが有効である。しかし、Ｍｏ含有量が２．０％を超えると、冷間圧延での加工性が低下するうえ、熱間圧延での肌荒れが起こり、表面品質が極端に低下する。よって、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量の上限を２．０％とする。より好ましいＭｏ含有量は、０．１〜１．０％である。
Mo: 2.0% or less Mo is an element that improves corrosion resistance, and it is preferable to add Mo when particularly high corrosion resistance is required. In order to sufficiently exhibit the corrosion resistance, it is effective to make the Mo content 0.03% or more. However, when the Mo content exceeds 2.0%, workability in cold rolling is deteriorated and surface roughness in hot rolling occurs, resulting in extremely low surface quality. Therefore, when Mo is contained, the upper limit of the content is set to 2.0%. A more preferable Mo content is 0.1 to 1.0%.
Ｗ：１．０％以下
Ｗは、耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合にＷを添加することが好ましい。その効果はＷ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｗの過剰の含有は強度を上昇させ、製造性を低下させる。よって、Ｗを含有する場合、その含有量は１．０％以下とする。
W: 1.0% or less W is an element that improves corrosion resistance, and it is preferable to add W when particularly high corrosion resistance is required. The effect is acquired by making W content 0.01% or more. However, excessive inclusion of W increases strength and decreases manufacturability. Therefore, when it contains W, the content shall be 1.0% or less.
Ｃｏ：０．５％以下
Ｃｏは、靭性を向上させる元素であり、さらに高い靭性が要求される場合にＣｏを添加することが好ましい。その効果はＣｏ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、過剰のＣｏの含有は製造性を低下させる。よって、Ｃｏを含有する場合、その含有量は０．５％以下とする。
Co: 0.5% or less Co is an element that improves toughness, and it is preferable to add Co when higher toughness is required. The effect is acquired by making Co content 0.01% or more. However, excessive Co content reduces the manufacturability. Therefore, when it contains Co, the content shall be 0.5% or less.
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物析出によるノズルの閉塞を抑制する元素である。その効果はＣａ含有量が０．０００１％以上で得られる。しかし、過剰にＣａを添加すると水溶性介在物であるＣａＳを生成して耐食性が低下する。よって、Ｃａを含有する場合、その含有量は０．０１％以下とした。
Ca: 0.01% or less Ca is an element that suppresses nozzle clogging due to precipitation of Ti-based inclusions that are likely to occur during continuous casting. The effect is obtained when the Ca content is 0.0001% or more. However, when Ca is added excessively, CaS which is a water-soluble inclusion is produced and the corrosion resistance is lowered. Therefore, when Ca is contained, its content is set to 0.01% or less.
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは二次加工脆性を改善するため元素であり、その効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが適当である。しかし、過剰にＢを添加すると、固溶強化により延性が低下する。よって、Ｂを含む場合、その含有量は０．０１％以下とした。
B: 0.01% or less B is an element for improving secondary work brittleness, and in order to obtain the effect, it is appropriate to make the B content 0.0001% or more. However, when B is added excessively, ductility falls by solid solution strengthening. Therefore, when it contains B, the content was made 0.01% or less.
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性の向上に寄与する元素である。その効果は、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、過剰にＭｇを添加すると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇを含む場合その含有量は０．０１％以下とした。
Mg: 0.01% or less Mg is an element that improves the equiaxed crystal ratio of the slab and contributes to the improvement of workability. The effect is acquired by making Mg content 0.0001% or more. However, if Mg is added excessively, the surface properties of the steel deteriorate. Therefore, when Mg is contained, the content is set to 0.01% or less.
ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは耐酸化性を向上して、酸化スケールの形成を抑制する元素である。ＲＥＭの中でも、特にＬａ、Ｃｅが有効である。その効果はＲＥＭ含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、過剰にＲＥＭを含有すると酸洗性などの製造性を低下させるうえ、コストの増大を招く。よってＲＥＭを含む場合、その含有量は０．０５％以下とした。
REM: 0.05% or less REM is an element that improves oxidation resistance and suppresses the formation of oxide scale. Among REMs, La and Ce are particularly effective. The effect is acquired by making REM content 0.0001% or more. However, if REM is excessively contained, the productivity such as pickling properties is lowered and the cost is increased. Therefore, when REM is included, the content is set to 0.05% or less.
本発明においては、上述したような元素のほか、従来の知見に基づいて他の元素を含有させてもよい。なお、以上規定した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物の具体例としては、Ｚｎ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．３％以下が挙げられる。 In the present invention, in addition to the elements described above, other elements may be included based on conventional knowledge. The balance other than the elements specified above is Fe and inevitable impurities. Specific examples of the inevitable impurities include Zn: 0.03% or less and Sn: 0.3% or less.
続いて、本発明のステンレス鋼の鋼組織について説明する。本発明のステンレス鋼の鋼組織は、フェライト相とマルテンサイト相の２相からなり、上記マルテンサイト相の体積率が２〜２０％であり、上記フェライト相のビッカース硬さが１９０以下であり、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下である。 Next, the steel structure of the stainless steel of the present invention will be described. The steel structure of the stainless steel of the present invention consists of two phases of a ferrite phase and a martensite phase, the volume ratio of the martensite phase is 2 to 20%, and the Vickers hardness of the ferrite phase is 190 or less, NbC having a particle size of 30 nm or less is 200 pieces / μm 2 or less.
マルテンサイト相の体積率が２〜２０％
マルテンサイト相は非常に強度の高い組織であるため、その体積分率の増加はプレス成形性を低下させる。したがってプレス成形性の観点からはマルテンサイト相の体積率は低いほうが好ましい。一方で、本発明では、熱延後の焼鈍によってマルテンサイト相をフェライト相に変態させる。このとき最終的なマルテンサイト相の体積率があまりに低くなるように調整しようとすると、焼鈍によってフェライト相の結晶粒が粗大となり、プレス成形の際に割れが発生する可能性がある。以上のように、良好なプレス成形性を得るためには適度なマルテンサイト相の体積率が必要である。マルテンサイト相の体積率は２〜２０％が適当である。より好ましくは３〜１５％である。
The volume ratio of martensite phase is 2-20%
Since the martensite phase is a very strong structure, an increase in its volume fraction decreases the press formability. Therefore, it is preferable that the volume ratio of the martensite phase is low from the viewpoint of press formability. On the other hand, in the present invention, the martensite phase is transformed into a ferrite phase by annealing after hot rolling. At this time, if an attempt is made to adjust the volume ratio of the final martensite phase to be too low, the crystal grains of the ferrite phase become coarse due to annealing, and cracks may occur during press molding. As described above, an appropriate volume ratio of the martensite phase is necessary to obtain good press formability. The volume ratio of the martensite phase is suitably 2 to 20%. More preferably, it is 3 to 15%.
フェライト相のビッカース硬さが１９０以下
フェライト相のビッカース硬さは、結晶粒径、固溶元素、析出物、転位密度の影響を受ける。本発明において、熱延焼鈍材のフェライト相のビッカース硬さは主にＮｂＣの析出強化に依存する。本発明のステンレス鋼の鋼組織の大部分を占めるフェライト相のビッカース硬さが上昇すると、加工による割れが発生しやすくなりプレス成形性が低下する。フェライト相のビッカース硬さが１９０を超えると特にその傾向が顕著となる。よってフェライト相のビッカース硬さは１９０以下とした。より好ましくは１８０以下である。
The Vickers hardness of the ferrite phase is 190 or less The Vickers hardness of the ferrite phase is affected by the crystal grain size, solid solution elements, precipitates, and dislocation density. In the present invention, the Vickers hardness of the ferrite phase of the hot-rolled annealed material mainly depends on the precipitation strengthening of NbC. When the Vickers hardness of the ferrite phase occupying most of the steel structure of the stainless steel of the present invention is increased, cracking due to processing is likely to occur and press formability is reduced. This tendency is particularly remarkable when the Vickers hardness of the ferrite phase exceeds 190. Therefore, the Vickers hardness of the ferrite phase is set to 190 or less. More preferably, it is 180 or less.
粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下
本発明のステンレス鋼の成分組成では、ＮｂＣは初めにスラブを鋳造した後の冷却過程において析出する。ここで析出したＮｂＣは熱間圧延前の加熱によって一部が溶解して固溶する。１０００℃から１２００℃にかけて、温度の上昇にともないＮｂＣの固溶量は急激に増加する。固溶したＮｂＣは熱延過程において再析出する。熱延前の加熱において固溶しなかったＮｂＣはそのまま粗大化するが、固溶したＮｂＣは熱延過程における再析出でフェライト相に微細に分散してフェライト相の強度を上昇させる。フェライト相の強度の上昇はプレス成形性を低下させるため、本発明において微細なＮｂＣの析出は少ないほうが好ましい。ここで、微細なＮｂＣとは粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣを指しており、そのＮｂＣが２００個／μｍ２を超えて分散すると強度の上昇が顕著となり、プレス成形性の低下が著しい。よって、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下とした。より好ましくは１５０個／μｍ２以下である。ＮｂＣの粒径については、ＴＥＭの分解能の制約から１ｎｍ以上のものを数えた。なお、ここでいうＮｂＣには、ＮやＣｒを含んでも良い。また、粒径が３０ｎｍ以上のＮｂＣについては、フェライト相の強度への影響は軽微であるため、その粒径や分散状態については特に限定しない。
Particle size in the composition of the stainless steel 30nm following NbC is 200 / [mu] m 2 or less present invention, NbC precipitates in the cooling process after casting slab at the beginning. A part of the NbC deposited here is dissolved by heating prior to hot rolling and becomes solid solution. From 1000 ° C. to 1200 ° C., the solid solution amount of NbC increases rapidly as the temperature rises. The dissolved NbC is reprecipitated during the hot rolling process. NbC that did not dissolve in the heating before hot rolling coarsens as it is, but the solid solution NbC is finely dispersed in the ferrite phase by reprecipitation in the hot rolling process and increases the strength of the ferrite phase. Since an increase in the strength of the ferrite phase decreases the press formability, it is preferable that the precipitation of fine NbC is less in the present invention. Here, fine NbC refers to NbC having a particle size of 30 nm or less, and when the NbC exceeds 200 particles / μm 2 , the strength is significantly increased, and the press formability is significantly decreased. Therefore, NbC having a particle size of 30 nm or less was set to 200 pieces / μm 2 or less. More preferably, it is 150 pieces / μm 2 or less. Regarding the particle size of NbC, those having a size of 1 nm or more were counted due to the limitation of the resolution of TEM. Note that NbC referred to here may include N or Cr. Further, for NbC having a particle size of 30 nm or more, the influence on the strength of the ferrite phase is negligible, so the particle size and dispersion state are not particularly limited.
続いて、本発明のステンレス鋼の製造方法について説明する。 Then, the manufacturing method of the stainless steel of this invention is demonstrated.
まず、本発明の成分組成に調整した溶鋼を、転炉または電気炉等の通常用いられる公知の溶製炉にて溶製した後、真空脱ガス（ＲＨ法）、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法、ＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法等の公知の精錬方法で精錬し、次いで、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法で鋼スラブ（鋼素材）とする。鋳造法は、生産性および品質の観点から連続鋳造が好ましい。また、スラブ厚は、後述する熱間粗圧延での圧下率を確保するために、１００ｍｍ以上とすることが好ましい。より好ましい範囲は２００ｍｍ以上である。 First, the molten steel adjusted to the component composition of the present invention is melted in a commonly used melting furnace such as a converter or an electric furnace, and then vacuum degassing (RH method) or VOD (Vacuum Oxygen Decarburization) method. The steel slab (steel material) is then refined by a known refining method such as AOD (Argon Oxygen Decarburization) method, and then by a continuous casting method or an ingot-bundling method. The casting method is preferably continuous casting from the viewpoint of productivity and quality. Further, the slab thickness is preferably set to 100 mm or more in order to secure a reduction ratio in hot rough rolling described later. A more preferable range is 200 mm or more.
ここで、低温靭性を良好とするためには、上記の通り、Ｔｉの含有量を０．０２％以下に抑制することが重要である。具体的にはスクラップを使わないか、スクラップを使う場合は、スクラップのＴｉ含有量を分析してスクラップのＴｉ総量を制御して使用する、さらに、Ｔｉを含む鋼種を溶製した直後には溶鋼を溶製しないなどのＴｉの混入を厳しく制限する溶製方法を採用する必要がある。 Here, in order to improve the low temperature toughness, it is important to suppress the Ti content to 0.02% or less as described above. Specifically, when scrap is not used or when scrap is used, it is used by analyzing the Ti content of the scrap and controlling the total amount of Ti of the scrap. Therefore, it is necessary to adopt a melting method that strictly restricts the mixing of Ti, such as not melting.
次いで、鋼スラブを１０００〜１１５０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする。本発明においてスラブ加熱温度はＮｂＣの析出形態を制御するための重要な因子である。スラブ加熱温度が高いと加熱中に溶解するＮｂＣが増加し、熱延過程でフェライト相に微細なＮｂＣが析出する。微細なＮｂＣの析出はフェライト相の強度を上昇させプレス成形性を低下させる。したがってスラブ加熱温度は１１５０℃以下とする。一方、１０００℃未満の加熱温度では、熱間圧延での負荷が高くなり、熱延での肌荒れが著しくなる。よって、加熱温度は１０００℃以上とする。 Subsequently, after heating a steel slab to the temperature of 1000-1150 degreeC, it hot-rolls to make a hot-rolled steel plate. In the present invention, the slab heating temperature is an important factor for controlling the precipitation form of NbC. When the slab heating temperature is high, NbC dissolved during heating increases, and fine NbC precipitates in the ferrite phase during the hot rolling process. Fine NbC precipitation increases the strength of the ferrite phase and decreases the press formability. Accordingly, the slab heating temperature is 1150 ° C. or lower. On the other hand, when the heating temperature is less than 1000 ° C., the load in hot rolling becomes high, and the rough surface in hot rolling becomes remarkable. Therefore, heating temperature shall be 1000 degreeC or more.
熱延過程での巻取り温度が高いとマルテンサイト相がフェライト相に変態して、新たに微細なＮｂＣが析出し、プレス成形性を低下させる。したがって巻取り温度は６００℃以下とする。 When the coiling temperature in the hot rolling process is high, the martensite phase is transformed into a ferrite phase, and fine NbC is newly precipitated, thereby reducing the press formability. Accordingly, the coiling temperature is 600 ° C. or less.
熱間圧延により製造した板厚２．０〜６．０ｍｍの熱延板に、６００℃〜７５０℃の温度で焼鈍を行い、マルテンサイト相の体積率を２０％以下とする。より好ましくは６００〜７１０℃である。焼鈍温度は、本発明において、マルテンサイト相の体積率を制御するための重要な因子である。７５０℃を超えるとマルテンサイト相の体積率が増加し、プレス加工性が低下する。したがって焼鈍温度は７５０℃以下とする。好ましくは７１０℃以下である。一方、６００℃未満の焼鈍温度では、マルテンサイト相の体積率が低くなりすぎるため，フェライト相の結晶粒が増大し，プレス加工性が低下する。よって、焼鈍温度は６００℃以上とする。マルテンサイト相からフェライト相への変態には焼鈍時間を１時間以上とするのが好ましい。なお，熱間圧延前の段階でわずかに固溶していたＮｂは、熱間圧延後の冷却過程においてスラブで生成したＮｂＣが成長する形ですべてのＮｂの析出が完了する。そのため、熱延板の焼鈍におけるマルテンサイト相からフェライト相への変態では微細なＮｂＣは生成しない。その後、ショットブラスト、酸洗などの工程によりスケールを除去してもよい。酸洗等のデスケーリングの後は、スキンパス圧延を行ってもよい。 A hot rolled sheet having a thickness of 2.0 to 6.0 mm manufactured by hot rolling is annealed at a temperature of 600 ° C. to 750 ° C., and the volume ratio of the martensite phase is set to 20% or less. More preferably, it is 600-710 degreeC. The annealing temperature is an important factor for controlling the volume fraction of the martensite phase in the present invention. When it exceeds 750 ° C., the volume ratio of the martensite phase increases and press workability decreases. Accordingly, the annealing temperature is set to 750 ° C. or lower. Preferably it is 710 degrees C or less. On the other hand, at an annealing temperature of less than 600 ° C., the volume fraction of the martensite phase becomes too low, so the crystal grains of the ferrite phase increase and press workability decreases. Therefore, the annealing temperature is 600 ° C. or higher. For the transformation from the martensite phase to the ferrite phase, the annealing time is preferably set to 1 hour or more. Note that Nb, which was slightly dissolved in the stage before hot rolling, completes the precipitation of Nb in a form in which NbC generated in the slab grows in the cooling process after hot rolling. Therefore, fine NbC is not generated in the transformation from the martensite phase to the ferrite phase in the annealing of the hot-rolled sheet. Thereafter, the scale may be removed by a process such as shot blasting or pickling. After descaling such as pickling, skin pass rolling may be performed.
本発明に係るステンレス鋼の溶接には、ＴＩＧ、ＭＩＧをはじめとするアーク溶接、シーム溶接、スポット溶接等の抵抗溶接、レーザー溶接等、通常の溶接方法は全て適用可能である。 For welding of the stainless steel according to the present invention, all the usual welding methods such as arc welding including TIG and MIG, seam welding, resistance welding such as spot welding, and laser welding can be applied.
表１に示す成分組成を有するステンレス鋼を、実験室において真空溶製した。溶製した鋼塊を表１に示す加熱温度で加熱し、熱間圧延により厚み５ｍｍの熱延板とした。巻取り温度は表１に示した。得られた熱延板に、表１に示す焼鈍温度で１０時間の焼鈍を行った後、ショットブラストおよび酸洗を行ってスケールを除去した。 Stainless steel having the component composition shown in Table 1 was vacuum-melted in a laboratory. The molten steel ingot was heated at the heating temperature shown in Table 1, and a hot-rolled sheet having a thickness of 5 mm was formed by hot rolling. The coiling temperature is shown in Table 1. The obtained hot-rolled sheet was annealed at the annealing temperature shown in Table 1 for 10 hours, and then subjected to shot blasting and pickling to remove the scale.
得られた熱延焼鈍板から、２０ｍｍ×１０ｍｍの形状でＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を採取し、村上試薬（１０％Ｋ３［Ｆｅ（ＣＮ）６］−１０％ＫＯＨ水溶液）を用いてエッチングし、光学顕微鏡により組織を観察した。板厚１／４の位置にて３００μｍ×３００μｍの範囲を倍率４００倍で３視野撮影し、白く見える領域をマルテンサイト相と判断して、その面積率を画像処理により測定して、マルテンサイト相の体積率を求めた（面積率を体積率とみなした。）。村上試薬により黒く見える領域をフェライト相と判断して、この領域のビッカース硬さＨＶ０．０１を測定した。ビッカース硬さは押し付け圧力を９８ｍＮとして、１０点測定してその平均を採用した。 An L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) having a shape of 20 mm × 10 mm was collected from the obtained hot-rolled annealed plate, and Murakami reagent (10% K 3 [Fe (CN) 6 ] -10% KOH aqueous solution) was collected. The structure was observed with an optical microscope. Three fields of view are photographed at a magnification of 400x in a 300 µm x 300 µm range at a thickness of 1/4, the area that appears white is determined as the martensite phase, the area ratio is measured by image processing, and the martensite phase (The area ratio was regarded as the volume ratio.) The area that appeared black by the Murakami reagent was judged as the ferrite phase, and the Vickers hardness HV0.01 of this area was measured. The Vickers hardness was measured at 10 points with a pressing pressure of 98 mN, and the average was adopted.
得られた熱延焼鈍板から、ツインジェット法により薄膜を作製し、ＴＥＭにより析出物を観察した。２μｍ×２μｍの範囲を２００００倍の倍率で５視野観察し、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣの数を測定し、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣの密度を求めた。ＮｂＣは楕円球状の形状をしていたので、撮影したＴＥＭ像の最も長い直径を粒径とした。 A thin film was produced from the obtained hot-rolled annealed plate by a twin jet method, and precipitates were observed by TEM. Five fields of 2 μm × 2 μm were observed at a magnification of 20000, the number of NbC having a particle size of 30 nm or less was measured, and the density of NbC having a particle size of 30 nm or less was determined. Since NbC had an elliptical spherical shape, the longest diameter of the photographed TEM image was taken as the particle size.
マルテンサイト相の体積率、フェライト相のビッカース硬さ、ＮｂＣの密度をそれぞれ表２に示す。 Table 2 shows the volume ratio of the martensite phase, the Vickers hardness of the ferrite phase, and the density of NbC.
得られた熱延焼鈍板から、３００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、付き合わせたときに６０°のＶ字開先となるように３００ｍｍ辺の端面を３０°研削した。加工した端面を突合せて、入熱０．７ｋＪ／ｍｍ、溶接速度６０ｃｍ／ｍｉｎとしてＭＩＧ溶接を行った。シールドガスは１００％Ａｒとした。溶接ワイヤは１．２ｍｍφのＹ３０９Ｌを用いた。溶接方向はＬ方向とした。 From the obtained hot-rolled annealed plate, a test piece of 300 mm × 100 mm was sampled, and the end face on the 300 mm side was ground by 30 ° so that a 60 ° V-shaped groove was formed when it was put together. The processed end faces were butted together and MIG welding was performed with a heat input of 0.7 kJ / mm and a welding speed of 60 cm / min. The shielding gas was 100% Ar. As the welding wire, Y309L of 1.2 mmφ was used. The welding direction was the L direction.
溶接ビードを含む高さ５ｍｍ×幅５５ｍｍ×長さ１０ｍｍのサブサイズのシャルピー試験片を作製した。ノッチ位置は板厚に対して溶融部が５０％となる位置とした。ノッチ形状は２ｍｍのＶノッチとした。シャルピー衝撃試験は、−５０℃において９回実施した。 A sub-size Charpy test piece having a height of 5 mm, a width of 55 mm, and a length of 10 mm including a weld bead was produced. The notch position was a position where the melted portion was 50% of the plate thickness. The notch shape was a V notch of 2 mm. The Charpy impact test was performed nine times at -50 ° C.
表２に９回のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの最小値を示す。本発明例ではいずれも溶接熱影響部の吸収エネルギーが１０Ｊ以上となっており、低温靭性が良好であることが分かる。Ｎｏ．２０はＳｉ、Ｎｏ．２２はＣｒ、Ｎｏ．２５はＴｉ、Ｎｏ．２８は（１）式がそれぞれ本発明の範囲から外れているため、溶接熱影響部の吸収エネルギーが１０Ｊよりも低かった。 Table 2 shows the minimum value of absorbed energy in nine Charpy impact tests. In all the examples of the present invention, the absorbed energy of the weld heat affected zone is 10 J or more, and it can be seen that the low temperature toughness is good. No. 20 is Si, no. No. 22 is Cr, No. 25 is Ti, no. No. 28, since the formula (1) is out of the range of the present invention, the absorbed energy of the weld heat affected zone was lower than 10J.
プレス成形性を評価するためエリクセン試験を行った。エリクセン試験機が対応可能な板厚が３ｍｍまでであったため、得られた熱延焼鈍板の板厚を片面１ｍｍずつ板厚３ｍｍまで研削し、１００ｍｍ四方の試験片を採取した。ＪＩＳ Ｚ２２４７に準拠したエリクセン試験を行った。結果を表２に示す。本発明例はいずれもエリクセン値が７ｍｍ以上となっており、プレス成形性が良好であることが分かる。比較例であるＮｏ．２１、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２６はマルテンサイト相の体積率が、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２７はフェライト相のビッカース硬さがそれぞれ本発明の範囲から外れているため、エリクセン値が７ｍｍ以下となりプレス成形性に劣っていた。また、Ｎｏ．２９はＣ含有量が多いためプレス成形性に劣り、Ｎ含有量が多いため溶接熱影響部の吸収エネルギーが１０Ｊよりも低かった。また、Ｎｏ．３０では、加熱温度が高いため、エリクセン値が７ｍｍ以下となりプレス成形性に劣っていた。Ｎｏ．３１では、巻取温度が高いため、エリクセン値が７ｍｍ以下となりプレス成形性に劣っていた。 An Erichsen test was conducted to evaluate press formability. Since the plate thickness that can be handled by the Erichsen tester was up to 3 mm, the thickness of the obtained hot-rolled annealed plate was ground by 1 mm on each side to a plate thickness of 3 mm, and 100 mm square test pieces were collected. An Erichsen test according to JIS Z2247 was performed. The results are shown in Table 2. In all of the examples of the present invention, the Erichsen value is 7 mm or more, and it can be seen that the press formability is good. No. which is a comparative example. 21, no. 23, no. No. 26 has a volume ratio of the martensite phase of No. 26. 24, no. In No. 27, since the Vickers hardness of the ferrite phase was out of the range of the present invention, the Erichsen value was 7 mm or less and the press formability was inferior. No. No. 29 was inferior in press formability because of its high C content, and its absorbed energy in the weld heat affected zone was lower than 10 J because of its high N content. No. In No. 30, since the heating temperature was high, the Erichsen value was 7 mm or less, and the press formability was poor. No. In No. 31, since the coiling temperature was high, the Erichsen value was 7 mm or less, and the press formability was poor.
以上の結果より、本発明によれば、溶接熱影響部の低温靭性とプレス成形性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られることが確認できた。 From the above results, it was confirmed that according to the present invention, a ferrite-martensite duplex stainless steel excellent in low temperature toughness and press formability of the weld heat affected zone can be obtained.
本発明によれば、優れた溶接熱影響部の低温靭性と良好なプレス成形性を両立させたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られる。本発明のステンレス鋼は寒冷地で用いられ、プレスにより成形される構造部材に好適である。例えば、液体用タンク、鉄道貨物用コンテナ、住宅構造材などに好適である。 According to the present invention, it is possible to obtain a ferritic-martensitic duplex stainless steel having both excellent low-temperature toughness of a weld heat-affected zone and good press formability. The stainless steel of the present invention is used in a cold region and is suitable for a structural member formed by pressing. For example, it is suitable for a liquid tank, a railway freight container, a house structure material, and the like.
Claims (4)
フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織と、を有し、
前記マルテンサイト相の体積率が２〜２０％であり、
前記フェライト相のビッカース硬さが１９０以下であり、
粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下であることを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （１）
なお、上記（１）式の元素記号はそれぞれの元素の質量％を示す。 In mass%, C: 0.005-0.020%, N: 0.005-0.020%, Si: 0.05-0.50%, Mn: 0.05-3.0%, P: 0.04% or less, S: 0.02% or less, Cr: 9.0 to 16.0%, Ni: 0.1 to 5.0%, Nb: 0.05 to 0.35% In addition, the Ti content is regulated to 0.02% or less, the following (1) is satisfied, and the remaining component composition composed of Fe and inevitable impurities;
A steel structure composed of two phases of a ferrite phase and a martensite phase,
The volume ratio of the martensite phase is 2 to 20%,
Vickers hardness of the ferrite phase is 190 or less,
Ferritic-martensitic duplex stainless steel characterized by NbC having a particle size of 30 nm or less and 200 pieces / μm 2 or less.
2600C + 1700N-20Si + 20Mn-40Cr + 50Ni + 1660 ≧ 1270 (1)
In addition, the element symbol of said (1) Formula shows the mass% of each element.
鋼スラブを１０００〜１１５０℃の温度に加熱した後、巻取温度を６００℃以下とする熱間圧延を行い、６００〜７５０℃の温度で１時間以上の焼鈍を行うことを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法。 A method for producing a ferrite-martensite duplex stainless steel according to any one of claims 1 to 3,
Ferrite which is characterized in that after the steel slab is heated to a temperature of 1000 to 1150 ° C., it is hot-rolled at a coiling temperature of 600 ° C. or less and annealed at a temperature of 600 to 750 ° C. for 1 hour or more. Method for producing martensitic duplex stainless steel.
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