JP2017218666A - 準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板並びにその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
今日、本命視される低合金TRIP型複合組織鋼では、TS:980MPa-EL:30%,TS:1180MPa-EL:25%程度が得られているに過ぎず(非特許文献1参照)、構造材として求められる降伏強度(YP)≧1400MPaを有し、かつ高延性を有する鋼帯および鋼板に関する技術はいまだ開発されていない。
しかし、γT相の量は温度依存性が高く、化学成分にもよるが500℃以上の温度で逆変態処理をするとγT相の量は概ね60%を超え、1400N/mm2以上の強度を得ることは難しい。また、短時間(例えば1〜5分)保持では延性の改善が発現するものの、5〜15分程度の保持時間では延性の低下が急激に進む不安定な処理条件であり、安定した機械的特性を持つ鋼帯または鋼板を提供する事は困難である。また、Cr−CやMo−Cなどの炭化物析出が進まないため0.2%耐力の上昇も、本発明と比較するとわずかである。そのため、本発明の目的である高強度と高延性を両立させる事は出来ない。
特許文献3:特開2012-201924号公報には、ステンレス鋼板に、700-1l00℃での焼鈍、l0%以上の冷間圧延、300℃での時効処理を行うことが開示されている。しかし、このステンレス鋼板はMoを含んでおらず、Mo添加による「低温熱処理における析出強化機能」を発揮できない。
従来の準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、冷間加工による加工誘起変態や時効析出強化などにより、加工前の延性と加工後の強度を両立させる事ができるものの、時効析出強化のコストや寸法変化などが問題になっている。とりわけ高精度が求められる電子部品や精密部品などは寸法変化が最終製品の性能に大きな影響を与える為、部品成形後の熱処理には高度な技術やノウハウを要した。
「YS−ELバランス」=YS・EL・・・式1
α´相は、加工誘起マルテンサイト相を示す。
γR相は、残留オーステナイト相を示す。
γT相は、逆変態オーステナイト相を示す。
本発明は、前記した高強度、高延性、高耐食性という特性を全て兼備した鋼帯または鋼板並びにその製造方法である。
また、本発明に係る準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製法は、この組成のステンレス鋼帯または鋼板に、冷間加工を施して、オーステナイト相(γ相)から加工誘起マルテンサイト相(α´相)を形成する工程と、加工誘起マルテンサイト相(α´相)を形成したステンレス鋼帯または鋼板に250℃〜480℃の範囲で低温熱処理を施して、前記加工誘起マルテンサイト相形成工程で形成されたマルテンサイト相(α´相))からオーステナイト相(γT相)を成長させる工程とを備えている。
「YS−ELバランス」=YS・EL・・・式1
γT相面積比(%)=100×(観察面積全体に占めるγT相の合計面積割合)・・・式2
ただし、α´相は加工誘起マルテンサイト相、γ相はγT相とγR相を合わせた相、γT相は1粒子あたりの面積が5μm2以上20μm2以下である逆変態オーステナイト相、γR相はγT相以外のオーステナイト相をそれぞれ示し、YSは0.2%耐力、ELは伸びを示す。
このような特性は、CrあるいはMoなどの炭化物析出により硬化したα´相によって、1400N/mm2を超える0.2%耐力(YS)を満たし、α´相中に分散したγT相のTRIP効果によって15%を超える伸び(EL)を発現すると、本発明者は推定する。
本発明に係るステンレス鋼帯または鋼板は、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.05〜1%、Mn:2%以下、Cr:16〜18%、Ni:4〜11%、Mo:2.5%〜3.5%を含有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼である。
本発明に係る準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板は、α´相とγ相の2相組織で、γ相はγT相とγR相とで構成され、γT相とγR相との合計が15〜50体積%(α´相が50〜85体積%)で、式2に定義するγT相面積比(=100×(観察面積全体に占めるγT相の合計面積割合))が1%以上、20%以下である。
ここで、γT相とγR相との合計が15体積%未満(α´相が85体積%超え)であるとγ相が不足しTRIP効果がなくなり伸びが低下する。
逆に、γT相とγR相との合計が50体積%超え(α´相が50体積%未満)であるとγ相が過剰になりTRIP効果がなくなり強度が低下する。
γT相面積比が1%未満であると、γ相が不足しTRIP効果がなくなり伸びが低下する。
γT相面積比が50%超えであると、γ相が過剰になりTRIP効果がなくなり強度が低下する。
このような、組成及び金属組織を有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板は、0.2%耐力(YS)が1400N/mm2〜1900N/mm2、好適には1550N/mm2〜1900N/mm2で、「YS×EL値」(=YS・EL)が少なくとも21000〜48000、好適には35000〜48000を満たす特性を有することができる。
前記組成のステンレス鋼帯または鋼板に冷間加工を施して、オーステナイト相(γ相)から加工誘起マルテンサイト相(α´相)を形成した後、ステンレス鋼帯または鋼板に250℃〜480℃の範囲で低温熱処理を施して、前記加工誘起マルテンサイト相形成工程で形成されたマルテンサイト相(α´相)からオーステナイト相(γT相)を成長させることにより、前記の金属組織及び特性を有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板を得ることかできる。
冷間加工後のα´相の比率が50%未満の場合、α´相中に蓄積される歪エネルギーが低いためα´相からγ相にCの拡散・濃化が起こらない。このため、本発明の特性が発現しないばかりか、冷間加工率が低くα´相中の転位密度が低いため、強度と伸びのバランス「YS−ELバランス」では従来材料の特性を超えることはない。
次に本発明におけるマルテンサイト相(α´相)とオーステナイト相(γ相)の評価は、EBSD(後方電子散乱回折)法を用いて、鋼材の圧延方向に垂直な面(所謂RD面)を0.05mm×0.05mm以上の観察面積であって、かつ含まれる結晶粒の数が少なくとも1000個以上の場合において、方位差5°以上を粒界と定義した場合のPhaseの測定結果により算出した面積率を本発明の体積率に読み替えたものとする。体積%についても同様である。
本発明に係る組成及び金属組織を有するステンレス鋼帯または鋼板は、0.2%耐力(YS)が1400N/mm2以上かつ、伸び(EL)が15%以上であることが特徴である。これらを満たすことで、「YS−ELバランス」は少なくとも21000以上となる。また本発明範囲の中での好適条件では1550N/mm2以上の0.2%耐力(YS)と23%以上の伸び(EL)を両立させ、YS−ELバランスで35000を超える特性を実現することができる。これらは、今までのステンレス鋼帯または鋼板では得られなかった優れた強度と延性を兼ね備えた特性である。
上述した本発明に係る金属組織及び特性を得るための製法の一例を、従来から行われている常套的なステンレス鋼帯の製法と対比して、以下に説明する。
まず、従来から行われている常套的なステンレス鋼帯または鋼板の製法について簡単に説明し、次に、本発明に係るステンレス鋼帯または鋼板の製法の一例を説明する。
第1工程:この工程では、常套的な手段により得られた本発明の組成を有するステンレス鋼帯(例えばSUS631(17-7PH))を冷間圧延する。この圧延工程は加工誘起変態によりα´相の比率を高めることを意図したものである。そのため、冷間加工率は鋼帯の組成、板厚などにより異なるが、冷間加工率を20%〜90%の範囲、好ましくは30%以上の冷間加工率とする。
圧下率が60%を超えると逆変態の核となるγ相が不足し、その後の逆変態処理によって発明範囲の組織が得られない。
更に、目的の形状に成形加工した後に通常実施される温度(例えば500℃)で析出硬化熱処理を施した場合、溶質原子の拡散が促進されるため金属間化合物の析出が加速する事で、更なる強度増加を見込めることを見出した。
なお、上述した本発明に係るステンレス鋼帯または鋼板の製法は、あくまで一例であって、本発明は、この製法に限定されるものではない。
これにより従来の高強度材料では実現することのできなかった、構造上極めて高い強度が求められる部品への適用や、より複雑形状の部品の設計を可能にするものである。
ベースとなる準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯は、Cr、Niの含有量が多く、自動車用鋼板などに代表される高強度高延性材料と比べて耐食性が優位であることから、加工後の防錆を目的とした表面処理などが不要となるケースもあり、強度や延性だけでなく、耐食性が必要とされる用途への活用も期待できる。
従来公知の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯では、冷間加工率の増加に伴い0.2%耐力(YS)が上昇するが、伸び(EL)は低下してしまう。これにより加工性が劣るばかりか、析出硬化系の材料においては、加工後の熱処理による寸法変化が不可避である。
これに対し、本発明では、1400N/mm2を超える高い0.2%耐力(YS)を得られるだけでなく、同時に15%を超える伸び(EL)を両立させることができる。
本発明に係る化学組成を有する鋼種1と、Mo含有量が本発明に係る化学組成から外れる鋼種2〜4とを用意した。その化学組成を表1に示す。次いで、表1に示す本発明鋼種1において、本発明の金属組織を有する鋼(識別1〜5)及び、本発明から外れる金属組織を有する鋼(識別6、7)を製造した。これら鋼の金属組織を表2に示す。また、これらの鋼の製造条件を表3に示す。製造された鋼(識別1〜7)の硬さ(HV)、引張強度(Ts)、0.2%耐力(YS)、伸び(EL)を測定し、それぞれ表4に示す。なお、表1〜4において、左側に「*」が付いている数値は、本発明から外れている値を示す。
これら表5〜7に示した実験結果から以下のことが分かる。すなわち、本発明に係る組成を有する鋼種においては、低温熱処理温度が500℃を超えなければ、低温熱処理時間の長短にかかわらず、本発明で目的とする特性を得ることができるが、低温熱処理温度が500℃の場合、低温処理時間が長くなると目的とする特性を得られなくなる。また、低温熱処理を行わなければ、目的とする特性を得られない。
一方、本発明から外れる組成を有する鋼種では、本発明に係る熱処理温度で低温熱処理をおこなっても、本発明において目的とする特性を得ることができない。
図8から、低温熱処理温度が480℃を超えた場合、特に、低温熱処理時間が長くなると、目的とするYS×EL値が得られないことが分かる。逆に低温熱処理温度が250℃未満の場合、特に、低温熱処理時間が短いと、目的とするYS×EL値が得られないことが分かる。そして、300℃〜450℃の範囲であれば、低温熱処理時間の長短に実質的に依存することなく、所望のYS×EL値を安定して得ることができることがわかる。
図9から、300℃においてYS×EL値は22000以上の値で低位安定し、400℃においてYS×EL値は29000以上の値で高位安定することが分かる。これに対し、500℃においてYS×EL値は、低温熱処理時間が長くなるにつれて37000から20000程度の範囲で急激に低下している。このことから、500℃以上の低温熱処理温度では、低温熱処理時間に起因して急激な特性低下を生じて品質の不安定さを生むという不都合があることが分かる。
この様な480℃以下の低温熱処理によりNiやMnが11%以下の汎用鋼種の金属組織を逆変態させる製法は従来にない新規な技術であり、しかも、この製法により得られる上記組織によれば、α´相によって1400N/mm2を超える0.2%耐力(YS)を満たし、γ相が15%を超える伸び(EL)を発現する。
ベースとなる準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、Cr、Niの含有量が多く、従来の鉄ベースの高強度高延性鋼板と比べて耐食性も優位であることから、強度や加工性だけでなく、耐食性が必要とされる用途への活用も期待できる。また、硬さを必要とする用途に応じて、上記特性に加えてHV450以上のステンレス鋼帯または鋼板を得ることもできる。
Claims (10)
- 質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.05〜1%、Mn:2%以下、Cr:16〜18%、Ni:4〜11%、Mo:2.5%〜3.5%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
α´相とγ相の2相組織で、γ相はγT相とγR相とで構成され、γT相とγR相との合計が15〜50体積%で、下記式2に定義するγT相面積比が1%以上、20%以下であり、
0.2%耐力(YS)が1400N/mm2〜1900N/mm2で、下記式1に示す「YS×EL値」が少なくとも21000〜48000を満たす特性を有することを特徴とする、準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板。
「YS−ELバランス」=YS・EL・・・式1
γT相面積比(%)=100×(観察面積全体に占めるγT相の合計面積割合)・・・式2
ただし、α´相は加工誘起マルテンサイト相、γ相はγT相とγR相を合わせた相、γT相は1粒子あたりの面積が5μm2以上20μm2以下である逆変態オーステナイト相、γR相はγT相以外のオーステナイト相をそれぞれ示し、YSは0.2%耐力、ELは伸びを示す。 - 前記0.2%耐力(YS)が1550N/mm2〜1900N/mm2で、前記式1に示す「YS×EL値」が少なくとも35000〜48000を満たす特性を有する請求項1に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板。
- Feの一部に代えて、質量%で、Cu0.4%〜1.0%を更に含有する請求項1又は2に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板。
- Feの一部に代えて、質量%で、Al:0.1%〜3.5%及びTi0.1%〜3.5%の群から選択された一種又は二種を更に含有する請求項1〜3のいずれか1項に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板。
- HV450以上である請求項1〜4のいずれか1項に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板。
- 質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.05〜1%、Mn:2%以下、Cr:16〜18%、Ni:4〜11%、Mo:2.5%〜3.5%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなるステンレス鋼帯または鋼板を用意する工程と、
このステンレス鋼帯または鋼板に冷間加工を施して、オーステナイト相(γ相)から加工誘起マルテンサイト相(α´相)を50体積%以上形成する工程と、
加工誘起マルテンサイト相(α´相)を形成したステンレス鋼帯または鋼板に250℃〜480℃の範囲で低温熱処理を施して、前記加工誘起マルテンサイト相形成工程で形成されたマルテンサイト相(α´相))からオーステナイト相(γT相)を成長させる工程とを備えて、下記金属組織および機械的特性とすることを特徴とする準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法。
α´相とγ相の2相組織で、γ相はγT相とγR相とで構成され、γT相とγR相との合計が15〜50体積%で、式2に定義するγT相面積比が1%以上、20%以下の金属組織であり、
0.2%耐力(YS)が1400N/mm2〜1900N/mm2で、式1に示す「YS×EL値」が少なくとも21000〜48000を満たす機械的特性を有する。
「YS−ELバランス」=YS・EL・・・式1
γT相面積比(%)=100×(観察面積全体に占めるγT相の合計面積割合)・・・式2
ただし、α´相は加工誘起マルテンサイト相、γ相はγT相とγR相を合わせた相、γT相は1粒子あたりの面積が5μm2以上20μm2以下である逆変態オーステナイト相、γR相はγT相以外のオーステナイト相をそれぞれ示し、YSは0.2%耐力、ELは伸びを示す。 - 0.2%耐力(YS)が1550N/mm2〜1900N/mm2で、前記式1に示す「YS×EL値」が少なくとも35000〜48000を満たす特性を有する請求項6に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法。
- ステンレス鋼帯または鋼板は、Feの一部に代えて、質量%で、Cu0.4%〜1.0%を更に含有する請求項6〜7のいずれか1項に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法。
- ステンレス鋼帯または鋼板は、Feの一部に代えて、質量%で、Al:0.1%〜3.5%及びTi0.1%〜3.5%の群から選択された一種又は二種を更に含有する請求項6〜8のいずれか1項に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法。
- ステンレス鋼帯または鋼板は、HV450以上である請求項6〜9のいずれか1項に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法。
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