JP2022155180A - Austenitic stainless steel and method for producing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法に関する。 The present invention relates to an austenitic stainless steel and a method for producing the same.
スマートフォンに代表される携帯型電子機器は小型軽量化および意匠性向上等のニーズが高い。そのため、このような携帯型電子機器に用いられる金属製の外装部材の製造では、複雑な形状への加工に対応するため、過酷な条件での冷間鍛造を施した後、切削加工により成形する手法が多用されるようになってきた。さらに、携帯型電子機器のデザインによっては、切削加工後に鏡面研磨を施す場合もある。ここで、携帯型電子機器の外装部材は、自機器に内蔵される地磁気センサー等への悪影響を回避するために非磁性であることが要求されるだけでなく、高強度も要求される。また、前記の電子機器は携帯型であるため屋外環境で使用されることも多いことから、外装部材は、屋内での使用を前提とする電子機器用部材と比べて高い耐食性も要求される。 Portable electronic devices represented by smartphones are in high demand for smaller size, lighter weight, and improved design. Therefore, in the manufacture of metal exterior members used in such portable electronic devices, cold forging under severe conditions is performed and then formed by cutting in order to handle processing into complicated shapes. method has come into wide use. Furthermore, depending on the design of the portable electronic device, mirror polishing may be applied after cutting. Here, the exterior member of a portable electronic device is required not only to be non-magnetic, but also to have high strength in order to avoid adverse effects on the geomagnetic sensor built into the device. In addition, since the electronic devices are portable and often used in outdoor environments, exterior members are required to have higher corrosion resistance than members for electronic devices intended for indoor use.
前記の外装部材の製造に用いられる金属材料には、板厚１ｍｍ～８ｍｍの析出硬化系ステンレス鋼であって、冷間鍛造および切削加工を施して非磁性部材とされた非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板（以下、単に「ステンレス鋼板」という）が知られている（例えば、特許文献１参照）。また、当該金属材料には、板厚５ｍｍ以上の（オーステナイト＋フェライト）二相ステンレス鋼が知られている（例えば、特許文献２参照）。 The metal material used for manufacturing the exterior member is a non-magnetic austenitic stainless steel plate which is a precipitation hardened stainless steel having a plate thickness of 1 mm to 8 mm and which is cold forged and cut into a non-magnetic member. (hereinafter simply referred to as "stainless steel plate") is known (see, for example, Patent Document 1). Further, as the metal material, (austenite + ferrite) duplex stainless steel having a plate thickness of 5 mm or more is known (see, for example, Patent Document 2).
特許文献１に記載のステンレス鋼板の製造方法は、非磁性かつ高強度部品を製造することが可能な方法であるが、製造工程が複雑でコストがかかることがあり、また、製品形状によっては適用が困難となることがあるという問題点がある。 The method for manufacturing a stainless steel plate described in Patent Document 1 is a method that can manufacture non-magnetic and high-strength parts, but the manufacturing process is complicated and costly, and it may be applied depending on the shape of the product. There is a problem that it may be difficult to
また、オーステナイト系ステンレス鋼を高強度化するためには、一般的に冷間圧延（調質圧延）を施すことが知られている。しかし、冷間圧延を施すと薄肉化しやすいことから、一定以上の板厚のオーステナイト系ステンレス鋼を、冷間圧延を含む製造方法により製造することは困難である。 In order to increase the strength of austenitic stainless steel, it is generally known that cold rolling (temper rolling) is performed. However, it is difficult to manufacture austenitic stainless steel having a thickness of a certain value or more by a manufacturing method that includes cold rolling, since cold rolling tends to reduce the thickness of the steel.
一方、析出硬化系ステンレス鋼、（オーステナイト＋フェライト）二相系ステンレス鋼では、板厚方向の硬さが比較的均一な板厚３ｍｍ～１０ｍｍ材料を製造することが可能である。ただし、マルテンサイト系ステンレス鋼、析出硬化系ステンレス鋼は耐食性が低めであり、強い腐食環境での使用には適さない。また、（オーステナイト＋フェライト）二相系ステンレス鋼は耐食性に優れるが、硬さは２５０ＨＶ程度であり、それ以上の強度には不向きである。またいずれも、強磁性体であるマルテンサイト相やフェライト相を含むため、非磁性のニーズには対応できないことがある。 On the other hand, precipitation hardened stainless steel and (austenite + ferrite) duplex stainless steel can be manufactured from 3 mm to 10 mm thick materials with relatively uniform hardness in the thickness direction. However, martensitic stainless steel and precipitation hardened stainless steel have relatively low corrosion resistance and are not suitable for use in highly corrosive environments. In addition, (austenite + ferrite) duplex stainless steel is excellent in corrosion resistance, but its hardness is about 250 HV and is not suitable for higher strength. In addition, since both of them contain martensite phases and ferrite phases, which are ferromagnetic substances, they may not be able to meet the needs of non-magnetism.
また、携帯型電子機器に用いられる金属製の外装部材としては、ＮｉやＭｏを多量に含むオーステナイト系ステンレス鋼が適用されているが、合金のコストが高価になる傾向にある。 Austenitic stainless steel containing a large amount of Ni and Mo is used as a metal exterior member for portable electronic devices, but the cost of the alloy tends to be high.
本発明の一態様は、厚さが一定程度以上あるにも関わらず、高強度かつ非磁性で安価なオーステナイト系ステンレス鋼を実現することを目的とする。 An object of one aspect of the present invention is to realize a high-strength, non-magnetic, and inexpensive austenitic stainless steel in spite of having a certain thickness or more.
前記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は 質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０以上１５．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．５％以上９．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上３．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上５．０％以下、Ｃｒ：１４．０％以上２２．０％以下、Ｎ：０．００５％以上０．４００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
下記式（１）：
Ａ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋４．５Ｓｉ－２．８Ｎｉ－１．４（Ｍｎ＋Ｃｕ）－８４（Ｃ＋Ｎ）－１９．８・・・（１）
（式中、元素記各元素の含有量（質量％）を表す）で示されるＡの値が０以下であり、かつ、
下記式（２）：
Ｂ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ・・・（２）
（式中、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す）で示されるＢの値が－２０以下である組成を有し、
厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ以上であり、
比透磁率μが１．１以下であり、
厚さが３ｍｍ以上である。
In order to solve the above-mentioned problems, an austenitic stainless steel according to an aspect of the present invention contains, in % by mass, C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0% or less. 0 to 15.0%, P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.5% to 9.0%, Mo: 0.01% to 3.00%, Cu: 0.01% or more and 5.0% or less, Cr: 14.0% or more and 22.0% or less, N: 0.005% or more and 0.400% or less, and the balance is Fe and inevitable impurities become,
Formula (1) below:
A=3(Cr+Mo)+4.5Si-2.8Ni-1.4(Mn+Cu)-84(C+N)-19.8 (1)
(in the formula, represents the content (% by mass) of each element) is 0 or less, and
Formula (2) below:
B=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (2)
(In the formula, the element symbol represents the content (mass%) of each element) has a composition in which the value of B is −20 or less,
The average hardness of a cross section parallel to the thickness direction is 250 HV or more,
relative magnetic permeability μ is 1.1 or less,
It has a thickness of 3 mm or more.
また、前記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０以上１５．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．５％以上９．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上５．０％以下、Ｃｒ：１４．０％以上２２．０％以下、Ｎ：０．００５％以上０．４００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
下記式（１）：
Ａ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋４．５Ｓｉ－２．８Ｎｉ－１．４（Ｍｎ＋Ｃｕ）－８４（Ｃ＋Ｎ）－１９．８・・・（１）
（式中、元素記各元素の含有量（質量％）を表す）で示されるＡの値が０以下であり、かつ、
下記式（２）：
Ｂ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ・・・（２）
（式中、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す）で示されるＢの値が－２０以下となる化学組成を有する、鋳造によって製造したスラブを、１０００℃以上１３００℃以下の温度に加熱した後、粗熱延を施す粗熱延工程と、
前記粗熱延工程により得られた鋼帯に対して仕上熱延を施す仕上熱延工程と、
前記仕上熱延工程後の７５０℃未満の鋼帯を調質圧延する調質圧延工程とを含み、
前記仕上熱延工程では、
前記仕上熱延の総圧延率が４０％以上であり、
前記仕上熱延の温度が６００℃以上１１００℃以下であり、
前記調質圧延工程では、
前記鋼帯に総圧延率０．１％以上１５％以下の調質圧延を施す。
In order to solve the above-mentioned problems, a method for producing austenitic stainless steel according to one aspect of the present invention includes, in mass %, C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% Below, Mn: 2.0 to 15.0%, P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.5% to 9.0%, Cu: 0.01% or more 5.0% or less, Cr: 14.0% or more and 22.0% or less, N: 0.005% or more and 0.400% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities,
Formula (1) below:
A=3(Cr+Mo)+4.5Si-2.8Ni-1.4(Mn+Cu)-84(C+N)-19.8 (1)
(in the formula, represents the content (% by mass) of each element) is 0 or less, and
Formula (2) below:
B=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (2)
(In the formula, the element symbol represents the content (mass%) of each element.) A rough hot rolling step of performing rough hot rolling after heating to a temperature;
a finish hot rolling step of performing finish hot rolling on the steel strip obtained by the rough hot rolling step;
a temper rolling step of temper rolling the steel strip at a temperature of less than 750° C. after the finish hot rolling step,
In the finish hot rolling step,
The total rolling reduction of the finish hot rolling is 40% or more,
The finish hot rolling temperature is 600° C. or higher and 1100° C. or lower,
In the temper rolling step,
The steel strip is subjected to temper rolling at a total rolling reduction of 0.1% or more and 15% or less.
本発明の一態様によれば、厚さが一定程度以上あるにも関わらず、高強度かつ非磁性で安価なオーステナイト系ステンレス鋼を実現することができる。 According to one aspect of the present invention, it is possible to realize high-strength, non-magnetic, and inexpensive austenitic stainless steel despite having a certain thickness or more.
以下、本発明の一実施形態について詳細に説明する。なお、以下の記載は発明の趣旨をより良く理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。また、本明細書中では、特に言及がない限り、成分の濃度は、質量％で表す。 An embodiment of the present invention will be described in detail below. The following description is for better understanding of the gist of the invention, and does not limit the invention unless otherwise specified. In addition, in this specification, unless otherwise specified, the concentrations of components are represented by % by mass.
〔本発明のポイントおよび目的〕
本発明のポイントとしては、以下に示す（ｉ）および（ｉｉ）が挙げられる。
[Points and objects of the present invention]
Points of the present invention include the following (i) and (ii).
（ｉ）一定程度以上（３ｍｍ以上）の厚さがあるにも関わらず、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均値が２５０ＨＶ以上、かつ非磁性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を実現した点。 (i) Despite having a certain thickness (3 mm or more), an austenitic stainless steel with an average hardness of 250 HV or more in a cross section parallel to the thickness direction and excellent non-magnetism has been realized. point.
（ｉｉ）熱間圧延と冷間圧延の両者の圧延ひずみを加算することで所望の強度を得る点で、具体的には仕上熱延の総圧延率を４０％以上、仕上熱延の温度を６００℃以上１１００℃以下とする。そして、仕上熱延の最終パス温度が７５０℃以上の場合は、仕上熱延後の鋼帯を７５０℃以下まで、冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する。さらに、必要に応じて熱延工程で生成した酸化スケールを除去した後、総圧延率を０．１％以上１５％以下の調質圧延を実施する。これらの工程を含む製造方法により、前記（ｉ）に示すオーステナイト系ステンレス鋼が得られることを見出した点。 (ii) In terms of obtaining the desired strength by adding the rolling strains of both hot rolling and cold rolling, specifically, the total rolling reduction of finish hot rolling is 40% or more, and the temperature of finish hot rolling is 600° C. or higher and 1100° C. or lower. When the final pass temperature of finish hot rolling is 750° C. or higher, the steel strip after finish hot rolling is cooled to 750° C. or lower at a cooling rate of 5° C./s or higher. Furthermore, after removing the oxide scale produced in the hot rolling process as necessary, skin pass rolling is performed at a total rolling reduction of 0.1% or more and 15% or less. The inventors have found that the austenitic stainless steel shown in (i) above can be obtained by a manufacturing method including these steps.
本発明の実施形態では、例えば、スマートフォン等の電子機器の構造部材を、複雑な鍛造加工を施すことなく、切削、エッチングまたは放電加工等で製造することが可能となるオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を実現することが可能となる。 In an embodiment of the present invention, for example, austenitic stainless steel that enables the production of structural members of electronic devices such as smartphones by cutting, etching, electric discharge machining, etc. without performing complicated forging, and its production It is possible to implement the method.
本発明の実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼のビッカース硬さは、２５０ＨＶ以上である。そのメリットは、以下の通りである。なお、本実施形態において、当該ビッカース硬さは、オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ方向に平行な断面の硬さの平均値で表される。 Vickers hardness of the austenitic stainless steel of the embodiment of the present invention is 250HV or more. The advantages are as follows. In this embodiment, the Vickers hardness is represented by the average hardness of a cross section parallel to the thickness direction of the austenitic stainless steel.
スマートフォン等の電子機器の構造部材は、冷間鍛造と切削とにより製造されることが一般的である。鋼材は一般的に、加工に伴って高強度化する加工硬化現象を生じるが、冷間鍛造での加工程度は均一とはならず部位によって異なるため、軟質部位が残存し得る。鋼材に軟質部位が残存していると表面が疵付きやすく、製品としての価値が低くなる。本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼を前記構造部材として適用する場合、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均値が２５０ＨＶ以上であるため、軟質部位が残存しておらず、製品として品質が安定化する。 Structural members of electronic devices such as smartphones are generally manufactured by cold forging and cutting. Steel generally undergoes a work hardening phenomenon that increases its strength as it is processed. However, the degree of processing in cold forging is not uniform and differs depending on the site, so soft sites may remain. If soft parts remain in the steel material, the surface tends to be scratched, and the value as a product is lowered. When the austenitic stainless steel according to one embodiment of the present invention is applied as the structural member, since the average hardness of the cross section parallel to the thickness direction is 250 HV or more, no soft parts remain, Stabilize product quality.
なお、本明細書に記載の「オーステナイト系ステンレス鋼」は、オーステナイト系ステンレス鋼帯およびオーステナイト系ステンレス鋼板の両方を含む。言い換えれば、本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼帯およびオーステナイト系ステンレス鋼板の両方に適用可能である。 In addition, "austenitic stainless steel" described in this specification includes both austenitic stainless steel strips and austenitic stainless steel plates. In other words, the present invention is applicable to both austenitic stainless steel strips and austenitic stainless steel sheets.
本発明の実施形態は、例えば、高強度で非磁性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼と、その製造方法とを実現することを目的とする。このようなオーステナイト系ステンレス鋼を用いれば、スマートフォン等の電子機器の構造部材を、切削、エッチング、放電加工等により、複雑な鍛造加工を施すことなく製造することが可能である。 An object of the embodiments of the present invention is, for example, to realize an austenitic stainless steel having high strength and excellent non-magnetism, and a method for producing the same. By using such austenitic stainless steel, it is possible to manufacture structural members of electronic devices such as smartphones by cutting, etching, electric discharge machining, etc., without performing complicated forging.
〔オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法〕
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、図１に示すように、製鋼、粗熱延、仕上熱延、冷却、調質圧延の各工程を実施することで製造することができる。
[Method for producing austenitic stainless steel]
An austenitic stainless steel according to one embodiment of the present invention can be produced by carrying out each step of steelmaking, rough hot rolling, finish hot rolling, cooling, and temper rolling, as shown in FIG.
より具体的には、まず、一般的な製鋼方法を用いて溶鋼を得て、鋳造によりスラブを製造する（製鋼工程）。鋳造によって製造したスラブは、後述する〔オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成〕にて示す化学組成を有する。 More specifically, first, molten steel is obtained using a general steelmaking method, and a slab is manufactured by casting (steelmaking process). A slab produced by casting has a chemical composition shown in [Chemical Composition of Austenitic Stainless Steel] described later.
さらに、本実施形態では、鋳造によって製造したスラブを１０００℃以上１３００℃以下の温度に加熱した後、当該スラブに粗熱延を施す（粗熱延工程）。前記粗熱延工程により得られた鋼帯に対して仕上熱延を施す（仕上熱延工程）。前記仕上熱延工程後の前記鋼帯を必要に応じて冷却する（冷却工程）。前記仕上熱延工程後の十分に冷却された前記鋼帯を調質圧延する（調質圧延工程）。 Furthermore, in the present embodiment, the slab manufactured by casting is heated to a temperature of 1000° C. or more and 1300° C. or less, and then rough hot rolling is applied to the slab (rough hot rolling step). The steel strip obtained by the rough hot rolling step is subjected to finish hot rolling (finish hot rolling step). The steel strip after the finish hot rolling step is cooled as necessary (cooling step). The sufficiently cooled steel strip after the finish hot rolling step is temper rolled (pass rolling step).
前記仕上熱延工程では、前記仕上熱延の総圧延率が４０％以上であり、前記仕上熱延の温度が６００℃以上１１００℃以下である。 In the finish hot rolling step, the total rolling reduction of the finish hot rolling is 40% or more, and the temperature of the finish hot rolling is 600°C or higher and 1100°C or lower.
前記冷却工程では、前記仕上熱延工程における前記鋼帯の最終パス温度が７５０℃以上の場合に、前記調質圧延工程に先立って、前記鋼帯を７５０℃以下まで、冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する。前記仕上熱延工程における前記鋼帯の最終パス温度が７５０℃未満の場合は、冷却工程を行わなくてもよい。 In the cooling step, when the final pass temperature of the steel strip in the finish hot rolling step is 750°C or higher, prior to the temper rolling step, the steel strip is cooled to 750°C or lower at a cooling rate of 5°C/s. Cool above. When the final pass temperature of the steel strip in the finish hot rolling process is less than 750°C, the cooling process may not be performed.
また、得られたオーステナイト系ステンレス鋼について、必要に応じて、熱延工程で生成した酸化スケールの除去を目的とし、酸洗処理を施してもよい（酸洗工程）。一般的に、酸洗処理は焼鈍工程と酸洗工程とが繋がった焼鈍酸洗ラインで実施される。酸洗処理を行う際は、オーステナイト系ステンレス鋼の硬さの低下が発生しない温度範囲（具体的には、９００℃以下）において、オーステナイト系ステンレス鋼に熱を加えてもよい。 Moreover, the obtained austenitic stainless steel may be subjected, if necessary, to a pickling treatment for the purpose of removing oxide scale generated in the hot rolling process (pickling process). Generally, the pickling treatment is carried out in an annealing and pickling line in which the annealing process and the pickling process are connected. When performing the pickling treatment, the austenitic stainless steel may be heated within a temperature range (specifically, 900° C. or lower) in which the hardness of the austenitic stainless steel does not decrease.
その後必要に応じて熱延工程で生成した酸化スケールの除去した後、前記調質圧延の総圧延率を０．１％以上１５％以下とする調質圧延を実施する（調質圧延工程）。少なくとも仕上熱延工程および調質圧延工程の上記の条件を満たすことで、厚さ方向に平行な断面において所望の硬さを有するオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。 Thereafter, after removing the oxide scale generated in the hot rolling process as necessary, skin pass rolling is performed at a total rolling reduction of 0.1% or more and 15% or less (skin pass rolling process). By satisfying the above conditions at least in the finish hot rolling step and the temper rolling step, it is possible to obtain an austenitic stainless steel having a desired hardness in a cross section parallel to the thickness direction.
以上の各工程によれば、３ｍｍ以上の厚さがあるにも関わらず、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ以上であり、かつ非磁性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を好適に提供することができる。 According to each of the above processes, the austenitic stainless steel having an average hardness of 250 HV or more in a cross section parallel to the thickness direction and having excellent non-magnetism is suitable despite having a thickness of 3 mm or more. can be provided to
なお、「厚さ方向に平行な断面の硬さの平均」とは、厚さ方向に平行な断面の硬さについて、測定位置ごとの変動が分かるように、荷重１ｋｇでビッカース硬さを、厚さ方向の位置が異なる複数点で測定した結果の平均値を示す。例えば、板厚極表層部、板厚１／８位置、板厚１／４位置、板厚１／２位置において各１０点測定した場合であれば、「厚さ方向に平行な断面の硬さの平均」は、これらの計４０点の平均値を意味する。ビッカース硬さは、例えば、日本産業規格（ＪＩＳ）Ｚ２２４４：２００９に準拠した方法により測定できる。 It should be noted that the "average hardness of cross sections parallel to the thickness direction" means that the Vickers hardness at a load of 1 kg was Shows the average value of the results measured at multiple points in different vertical directions. For example, when measuring 10 points each at the extreme surface layer of the plate, the 1/8 position of the plate thickness, the 1/4 position of the plate thickness, and the 1/2 position of the plate thickness, the hardness of the cross section parallel to the thickness direction "Average of" means the average value of these 40 points in total. Vickers hardness can be measured, for example, by a method conforming to Japanese Industrial Standard (JIS) Z2244:2009.
（比透磁率）
オーステナイト系ステンレス鋼を特徴付ける上で、一般的に比透磁率μは１．１以下が好ましく、１．０５以下がより好ましい。なお、本明細書において、比透磁率は、空気の透磁率に対するオーステナイト系ステンレス鋼の透磁率の比である。
(Relative magnetic permeability)
In order to characterize the austenitic stainless steel, the relative magnetic permeability μ is generally preferably 1.1 or less, more preferably 1.05 or less. In this specification, the relative permeability is the ratio of the permeability of austenitic stainless steel to the permeability of air.
前記のように化学組成が調整されたオーステナイト系ステンレス鋼は、通常の鋼板製造工程およびその後の冷間鍛造工程で加工誘起マルテンサイト相が生成しない。そのため、加工誘起マルテンサイト相に起因する磁性化は回避できる。ただし、スラブの溶製時に、高温でδフェライト相が生成することがあり、当該δフェライト相が残存すると比透磁率μが１.１以下の非磁性が得られないことがある。また、オーステナイト系ステンレス鋼の製品中にδフェライト相が異相として混在していると、鏡面研磨品の外観を損なう場合もある。したがって、冷間鍛造に供する素材である鋼板の段階で、δフェライト相が十分に消失している必要がある。この点、本発明の一実施形態に係る製造方法では、前記のように化学組成が調整されたオーステナイト系ステンレス鋼ではスラブの溶製時のδフェライト相の生成量を抑制する。δフェライト相は強磁性であるため、その存在の有無は比透磁率μによって評価できる。 In the austenitic stainless steel whose chemical composition is adjusted as described above, no strain-induced martensitic phase is generated in the normal steel plate manufacturing process and the subsequent cold forging process. Therefore, magnetization due to deformation-induced martensite phase can be avoided. However, when the slab is melted, the δ-ferrite phase may be generated at high temperatures, and if the δ-ferrite phase remains, it may not be possible to obtain non-magnetism with a relative magnetic permeability μ of 1.1 or less. In addition, if austenitic stainless steel product contains a δ ferrite phase as a heterogeneous phase, the appearance of the mirror-polished product may be impaired. Therefore, it is necessary that the δ ferrite phase has sufficiently disappeared at the stage of the steel sheet, which is the raw material for cold forging. In this respect, in the manufacturing method according to one embodiment of the present invention, the amount of δ ferrite phase produced during slab melting is suppressed in the austenitic stainless steel whose chemical composition is adjusted as described above. Since the δ ferrite phase is ferromagnetic, its presence or absence can be evaluated by the relative magnetic permeability μ.
（目標特性）
本発明の実施形態では、オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ方向に平行な断面の硬さの平均は、２５０ＨＶ以上（ＳＵＳ３０４ＣＳＰ－１／２Ｈ規格）を目標としている。また、オーステナイト系ステンレス鋼の厚さは、例えば特殊金属エクセルのＳＵＳ３０１ＣＳＰの厚さの範囲が２．５ｍｍ以下程度であるため、３ｍｍ以上を目標としている。
(target characteristics)
In the embodiment of the present invention, the target for the average hardness of the cross section parallel to the thickness direction of the austenitic stainless steel is 250 HV or more (SUS304CSP-1/2H standard). Also, the thickness of the austenitic stainless steel is aimed at 3 mm or more because the thickness range of SUS301CSP of Tokushu Kinzoku Excel, for example, is about 2.5 mm or less.
（仕上熱延の総圧延率）
仕上熱延の総圧延率は４０％以上とすることが好ましい。仕上熱延の総圧延率が４０％を下回った場合、熱延における圧延ひずみが十分に付与されず、その後の調質圧延での圧延ひずみを付与しても目標とする硬さが得づらい。調質圧延率を必要以上に付与することで目標硬さを得られる可能性はあるが、調質圧延率の増加にともない３ｍｍ以上の板厚を確保することが困難となることに加えて、生産性低下やコスト増加に繋がる。なお、仕上熱延工程前の鋼帯の厚さをｈ１、仕上熱延工程後の鋼帯の厚さをｈ２とするとき、総圧延率＝（ｈ１－ｈ２）／ｈ１の関係式が成立する。
(Total rolling reduction of finish hot rolling)
The total rolling reduction in finish hot rolling is preferably 40% or more. If the total rolling reduction in the finish hot rolling is less than 40%, the rolling strain in the hot rolling is not sufficiently imparted, and even if the rolling strain in the subsequent temper rolling is imparted, it is difficult to obtain the target hardness. Although it is possible to obtain the target hardness by applying a skin pass rolling rate more than necessary, it becomes difficult to secure a plate thickness of 3 mm or more as the skin pass rolling rate increases. This leads to a decrease in productivity and an increase in costs. When the thickness of the steel strip before the finish hot rolling process is h1 and the thickness of the steel strip after the finish hot rolling process is h2, the relational expression of total rolling reduction = (h1-h2)/h1 holds. .
仕上熱延の総圧延率は、オーステナイト系ステンレス鋼の最終的な所望の厚さに応じて適宜に決めることが可能であり、高いほど最終的な厚さが薄くなる傾向にある。仕上熱延の総圧延率は、他の工程における圧延によっても調整され得るため一概には言えないが、上述の３ｍｍ以上の厚さを実現する観点から、９９％以下であってよい。 The total rolling reduction for finish hot rolling can be appropriately determined according to the final desired thickness of the austenitic stainless steel, and the higher the rolling reduction, the thinner the final thickness tends to be. The total rolling rate of the finish hot rolling can be adjusted by rolling in other steps, so it cannot be said unconditionally, but from the viewpoint of realizing the above-mentioned thickness of 3 mm or more, it may be 99% or less.
（仕上熱延の温度）
仕上熱延の温度は、６００℃以上１１００℃以下とすることが好ましい。仕上熱延の温度および最終パス圧延温度が６００℃を下回った場合、鋼帯の表層に付与される圧延ひずみ量が、厚さ方向の中心部分と比較して大きくなり、部分的に十分に高強度化されない可能性がある。一方、仕上熱延の温度が１１００℃を上回った場合、圧延ひずみが再結晶駆動力となってしまい、圧延直後に再結晶が生じ所望の硬さが得られないことがある。
(Temperature of finish hot rolling)
The temperature of finish hot rolling is preferably 600° C. or higher and 1100° C. or lower. When the finish hot rolling temperature and final pass rolling temperature are lower than 600°C, the amount of rolling strain applied to the surface layer of the steel strip becomes larger than that of the central portion in the thickness direction, and is partially sufficiently high. May not be hardened. On the other hand, when the finish hot rolling temperature exceeds 1100° C., the rolling strain acts as a driving force for recrystallization, and recrystallization may occur immediately after rolling, making it impossible to obtain the desired hardness.
本実施形態における調質圧延工程では、０．１％以上１５％以下の総圧延率で調質圧延を実施することが好ましい。前記熱延条件で導入された圧延ひずみのみでは所望の硬さが安定的に得られないため、熱延で導入された圧延ひずみに加えて調質圧延でさらに圧延ひずみを追加導入する必要がある。一方、設備仕様や生産性低下、ならびにコスト増化を考慮すると、実際に調質圧延で付与できる総圧延率には限界がある。従って、熱延条件にもよるが調質圧延工程では総圧延率が０．１％以上１５％以下、好ましくは１０％以上となるように調質圧延を実施するのが良い。このような調質圧延工程によって、前述した加工誘起マルテンサイト相の生成を抑制し、また十分に減少させることが可能である。 In the skin pass rolling step in the present embodiment, it is preferable to perform the skin pass rolling at a total rolling reduction of 0.1% or more and 15% or less. Since the desired hardness cannot be stably obtained only with the rolling strain introduced under the hot rolling conditions, it is necessary to additionally introduce rolling strain by temper rolling in addition to the rolling strain introduced by hot rolling. . On the other hand, there is a limit to the total rolling reduction that can actually be imparted by temper rolling in consideration of equipment specifications, productivity decline, and cost increase. Therefore, although it depends on the hot rolling conditions, it is preferable to carry out the temper rolling so that the total rolling reduction is 0.1% or more and 15% or less, preferably 10% or more. Through such a temper rolling process, it is possible to suppress and sufficiently reduce the formation of the deformation-induced martensite phase described above.
本実施形態では、前記仕上熱延工程後の７５０℃未満の鋼帯に調質圧延を施す。仕上熱延工程における鋼帯の最終パス温度が７５０℃未満である場合には、冷却工程等の他の工程を経ずに調質圧延工程を施すことが可能である。この場合、調質圧延工程における総圧延率は、比較的低く設定することが可能であり、例えば、オーステナイト系ステンレス鋼の最終的な厚さを所望の厚さとする観点から、０．１～１０％の範囲から適宜に決めてよい。仕上熱延工程から直接調質圧延工程を実施することによって、オーステナイト系ステンレス鋼のビッカース硬さがより高められ、あるいは、オーステナイト系ステンレス鋼の比透磁率がより低減する傾向がある。 In this embodiment, the steel strip having a temperature of less than 750° C. after the finish hot rolling step is subjected to temper rolling. When the final pass temperature of the steel strip in the finish hot rolling process is less than 750°C, the temper rolling process can be performed without other processes such as a cooling process. In this case, the total rolling reduction in the temper rolling process can be set relatively low, for example, from the viewpoint of achieving the desired final thickness of the austenitic stainless steel, 0.1 to 10 It may be determined appropriately from the range of %. By carrying out the temper rolling process directly from the finishing hot rolling process, the Vickers hardness of the austenitic stainless steel tends to be further increased, or the relative permeability of the austenitic stainless steel tends to be further reduced.
（冷却工程）
前記の仕上熱延工程の後、仕上熱延を施された鋼帯について、仕上熱延の最終パス温度が７５０℃以上の場合は、７５０℃以下まで冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程を含むことが好ましい。仕上熱延によって熱延材に蓄積される圧延ひずみは、高温のまま保持されると仕上熱延直後から減少していく。高強度化に好ましい程度の圧延ひずみを残存させるためには、著しい圧延ひずみの減少が起こらない温度域まで、仕上熱延後の鋼帯を速やかに冷却することが好ましい。
(Cooling process)
After the finish hot rolling process, if the final pass temperature of the finish hot rolling is 750°C or higher, the steel strip subjected to finish hot rolling is cooled to 750°C or lower at a cooling rate of 5°C/s or higher. It is preferable to include steps. The rolling strain accumulated in the hot-rolled material due to the finish hot rolling decreases immediately after the finish hot rolling if the hot-rolled material is kept at a high temperature. In order to leave a preferable degree of rolling strain for high strength, it is preferable to quickly cool the steel strip after finish hot rolling to a temperature range where significant reduction in rolling strain does not occur.
なお、冷却工程における鋼帯の最終温度は、調質圧延等のその後の処理を十分かつ円滑に実施する観点から、４００℃以上であることが好ましい。また、冷却工程における冷却速度は、生産性の観点から８０℃／ｓ以下であることが好ましい。 The final temperature of the steel strip in the cooling step is preferably 400° C. or higher from the viewpoint of sufficiently and smoothly performing subsequent treatments such as temper rolling. Moreover, the cooling rate in the cooling step is preferably 80° C./s or less from the viewpoint of productivity.
本実施形態において、仕上熱延後の鋼帯を冷却工程で冷却した後に調質圧延工程に供する場合では、調質圧延工程における総圧延率は、比較的高く設定することが可能である。この場合、例えば、オーステナイト系ステンレス鋼の最終的な厚さを所望の厚さとする観点から、調質圧延工程における総圧延率は、５．０％以上であることが好ましく、１０％以上であることがより好ましい。 In this embodiment, when the steel strip after finish hot rolling is cooled in the cooling step and then subjected to the temper rolling step, the total rolling reduction in the temper rolling step can be set relatively high. In this case, for example, from the viewpoint of achieving a desired final thickness of the austenitic stainless steel, the total rolling reduction in the temper rolling process is preferably 5.0% or more, and is 10% or more. is more preferable.
本発明の実施形態では、本実施形態の効果が得られる範囲において、前述した仕上熱延工程、調質圧延工程および冷却工程以外の他の工程をさらに含んでいてもよい。他の工程には、オーステナイト系ステンレス鋼の製造において公知の種々の工程を採用することができ、そのような他の工程の順序は、本実施形態の効果に加えて当該他の工程による効果が得られる範囲において適宜に決めることが可能である。 The embodiment of the present invention may further include processes other than the finish hot rolling process, the temper rolling process, and the cooling process, as long as the effects of the present embodiment can be obtained. Various known steps in the production of austenitic stainless steel can be adopted as the other steps, and the order of such other steps has the effects of the other steps in addition to the effects of the present embodiment. It can be determined as appropriate within the available range.
〔オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成〕
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０以上１５．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．５％以上８．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上３．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上５．０％以下、Ｃｒ：１４．０％以上２２．０％以下、Ｎ：０．００５％以上０．４００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
[Chemical Composition of Austenitic Stainless Steel]
The chemical composition of the austenitic stainless steel according to one embodiment of the present invention is C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0 or more and 15.0% by mass. 0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.5% or more and 8.0% or less, Mo: 0.01% or more and 3.00% or less, Cu: 0.01% or less. 01% or more and 5.0% or less, Cr: 14.0% or more and 22.0% or less, N: 0.005% or more and 0.400% or less, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
また、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、下記式（１）で示されるＡの値が０以下である組成を有し、かつ下記式（２）で示されるＢの値が－２０以下である組成を有する。下記の各式中、元素記各元素の含有量（質量％）を表す。
Ａ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋４．５Ｓｉ－２．８Ｎｉ－１．４（Ｍｎ＋Ｃｕ）－８４（Ｃ＋Ｎ）－１９．８・・・（１）
Ｂ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ・・・（２）
Further, the chemical composition of the austenitic stainless steel according to one embodiment of the present invention has a composition in which the value of A represented by the following formula (1) is 0 or less, and B represented by the following formula (2) has a value of -20 or less. In each formula below, the content (% by mass) of each element is represented.
A=3(Cr+Mo)+4.5Si-2.8Ni-1.4(Mn+Cu)-84(C+N)-19.8 (1)
B=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (2)
式（１）は、磁性の指標に関する成分回帰式であり、式（１）で求まるＡ値は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼における非磁性の程度を表す。ここで、ステンレス鋼において、オーステナイト相は非磁性を有し、フェライト相は磁性を有する。本発明の実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼は、本来非磁性であるものの、成分配合によっては溶製時に一部フェライト相が生成、分散し得るため、弱磁性を帯びる性質を有し得る。Ａ値は、溶製時のフェライト相（前述のδフェライト相）の生成割合を表している。Ａ値が０未満であることにより、比透磁率が１．１未満であることが実現可能となる。Ａ値は、本実施形態においてオーステナイト系ステンレス鋼の非磁性を実現する観点から低いほどよいが、例えば、所期の物性を発現する化学組成を実現する観点から、－２５
以上であってよい。
Formula (1) is a component regression formula relating to the index of magnetism, and the A value determined by Formula (1) represents the degree of non-magnetism in the austenitic stainless steel of this embodiment. Here, in stainless steel, the austenite phase has non-magnetism, and the ferrite phase has magnetism. The austenitic stainless steel in the embodiment of the present invention is originally non-magnetic, but depending on the composition of the ingredients, a ferrite phase may be partially formed and dispersed during smelting, so it may have the property of being weakly magnetic. The A value represents the rate of formation of the ferrite phase (the above-mentioned δ ferrite phase) during melting. An A value of less than 0 makes it possible to achieve a relative permeability of less than 1.1. In the present embodiment, the lower the A value is, the better from the viewpoint of realizing non-magnetism of the austenitic stainless steel.
or more.
式（２）は、磁性の指標に関する成分回帰式であり、式（２）で求まるＢ値は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼における非磁性の程度を表す。本発明の実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼は、元素の組成によっては冷間圧延で磁性を有するマルテンサイト相（前述の加工誘起マルテンサイト相）を生成することがあるため、弱磁性を帯び得る性質を有する。Ｂ値は、冷間圧延時の加工誘起マルテンサイト相の生成割合を表している。Ｂ値が－２０未満であることにより、比透磁率が１．１未満であることが実現可能となる。Ｂ値は、本実施形態においてオーステナイト系ステンレス鋼の非磁性を実現する観点から低いほどよいが、例えば、所期の物性を発現する化学組成を実現する観点から、－２５０以上であってよい。 Equation (2) is a component regression equation relating to the index of magnetism, and the B value determined by Equation (2) represents the degree of non-magnetism in the austenitic stainless steel of this embodiment. The austenitic stainless steel in the embodiment of the present invention has the property of being weakly magnetic because it may generate a martensite phase having magnetism (the above-mentioned deformation-induced martensite phase) by cold rolling depending on the composition of the elements. have The B value represents the rate of formation of deformation-induced martensite phase during cold rolling. A B value of less than -20 makes it possible to achieve a relative permeability of less than 1.1. In the present embodiment, the B value is preferably as low as possible from the viewpoint of realizing non-magnetism in the austenitic stainless steel.
前述したように、本発明の実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼のビッカース硬さは、オーステナイト系ステンレス鋼を加工した製品の品質を安定させる観点から、２５０ＨＶ以上である。本実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼のビッカース硬さは、製品の用途あるいは製品に求められる機械的特性に応じて適宜に決められればよく、一概には言えないが、例えば製品の加工性の観点から、４００ＨＶ以下であってよい。 As described above, the Vickers hardness of the austenitic stainless steel in the embodiment of the present invention is 250 HV or more from the viewpoint of stabilizing the quality of products processed from the austenitic stainless steel. The Vickers hardness of the austenitic stainless steel in the present embodiment may be appropriately determined according to the application of the product or the mechanical properties required for the product. , 400 HV or less.
また、前述したように、本発明の実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼の比透磁率μは、非磁性のニーズに対応する観点、あるいは鏡面加工等の表面の加工性の観点から、１．１以下である。本実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼の比透磁率は、上記の観点から低いことが望ましいが、非磁性のニーズに対応可能な範囲で適宜に決めることができ、１．００１以上であってよい。比透磁率は、公知の測定装置によって測定することが可能である。また、本実施形態において、比透磁率は、前述のＡ値およびＢ値、あるいは前述した仕上圧延から直接調質圧延を施すことにより、小さくなる傾向になる。 In addition, as described above, the relative magnetic permeability μ of the austenitic stainless steel in the embodiment of the present invention is 1.1 or less from the viewpoint of responding to non-magnetic needs or from the viewpoint of surface workability such as mirror finishing. is. The relative magnetic permeability of the austenitic stainless steel in the present embodiment is desirably low from the above point of view, but it can be appropriately determined within a range that can meet the needs of non-magnetic properties, and may be 1.001 or more. Relative magnetic permeability can be measured by a known measuring device. Further, in the present embodiment, the relative magnetic permeability tends to be reduced by the above-mentioned A value and B value, or by applying the temper rolling directly from the above-mentioned finish rolling.
さらに、前述したように、本発明の実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼の厚さは、製品の用途あるいは加工の観点から、３ｍｍ以上である。本実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼の厚さは、製品または加工に関する要求に応じて、前述したオーステナイト系ステンレス鋼の前述の製造方法で実現可能な範囲から適宜に決めることができる。このような観点から、本実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼の厚さは、例えば１５ｍｍ以下であってよい。 Furthermore, as described above, the thickness of the austenitic stainless steel in the embodiment of the present invention is 3 mm or more from the viewpoint of product usage or processing. The thickness of the austenitic stainless steel in the present embodiment can be appropriately determined from the range that can be achieved by the above-described method for producing the austenitic stainless steel according to the requirements regarding the product or processing. From this point of view, the thickness of the austenitic stainless steel in this embodiment may be, for example, 15 mm or less.
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、さらに、前記化学組成に加えて、質量％で、Ａｌ：０．０７％以下、Ｏ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０００５％以上０．５０％以下の１種または２種以上を含有していてもよい。 In the austenitic stainless steel according to one embodiment of the present invention, in addition to the chemical composition, in terms of mass%, Al: 0.07% or less, O: 0.001% or more and 0.010% or less, V: 0.01% or more and 0.50% or less, B: 0.0003% or more and 0.0100% or less, Ti: 0.0005% or more and 0.50% or less. .
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、さらに、前記化学組成に加えて、質量％で、Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００３０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００３０％以下、Ｙ：０．０１％以上０．２０％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｐｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下の１種または２種以上をさらに含有していてもよい。 In the austenitic stainless steel according to one embodiment of the present invention, in addition to the chemical composition, Co: 0.01% or more and 0.50% or less and Zr: 0.01% or more and 0.10% by mass are further added. % or less, Nb: 0.01% or more and 0.10% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0030% or less, Ca: 0.0003% or more and 0.0030% or less, Y: 0.01% or more and 0 .20% or less, REM (rare earth metal): 0.01% or more and 0.10% or less, Sn: 0.001% or more and 0.500% or less, Sb: 0.001% or more and 0.500% or less, Pb: 0.01% or more and 0.10% or less, W: 0.01% or more and 0.50% or less of 1 type, or 2 or more types may be further contained.
以下、オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成における「％」は、特に断らない限り質量％を意味する。 Hereinafter, "%" in the chemical composition of austenitic stainless steel means % by mass unless otherwise specified.
Ｃ（炭素）は、侵入型元素であり、加工硬化および歪時効により高強度化に寄与する。また、Ｃは、オーステナイト相を安定化させるオーステナイト生成元素であり、非磁性の維持に有効である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．００３％以上のＣ含有量を確保することが好ましい。ただし、過度のＣ含有はオーステナイト系ステンレス鋼を硬質化させ冷間鍛造性を低下させる要因となるため、Ｃ含有量は０．１２％以下に制限されることが好ましい。 C (carbon) is an interstitial element and contributes to high strength through work hardening and strain aging. Also, C is an austenite-generating element that stabilizes the austenite phase and is effective in maintaining non-magnetism. Austenitic stainless steel preferably has a C content of 0.003% or more. However, since excessive C content hardens the austenitic stainless steel and lowers the cold forgeability, the C content is preferably limited to 0.12% or less.
Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼過程において鋼の脱酸剤として用いられる元素である。またＳｉは、冷間鍛造後に行う歪取り熱処理において時効硬化性を向上させる作用を有する。一方、Ｓｉは固溶強化作用が大きく、かつ積層欠陥エネルギーを低下させて加工硬化を大きくする作用を有するので、過度のＳｉ含有は冷間鍛造性を低下させる要因となる。そのため、Ｓｉ含有量は２．０％以下に制限されることが好ましい。 Si (silicon) is an element used as a deoxidizing agent for steel in the steelmaking process. In addition, Si has the effect of improving age hardening in strain relief heat treatment performed after cold forging. On the other hand, Si has a large solid-solution strengthening effect and also has the effect of reducing stacking fault energy and increasing work hardening. Therefore, the Si content is preferably limited to 2.0% or less.
Ｍｎ（マンガン）は、ＭｎＯとして酸化物系介在物を構成する元素である。また、Ｍｎは固溶強化作用が小さく、かつオーステナイト生成元素であり加工誘起マルテンサイト変態を抑制させる作用を有するので、冷間鍛造性の確保および非磁性の維持には有効な元素である。さらに、オーステナイト生成元素としてＮｉの代替として活用可能な元素でもある。Ｎｉ低減目的に２．０％以上の添加が望ましい。ただし、過剰なＭｎ含有量は耐食性低下の要因となる。したがって、Ｍｎ含有量は１５．０％以下に制限されることが好ましい。 Mn (manganese) is an element that constitutes oxide-based inclusions as MnO. Further, Mn has a small solid-solution strengthening effect, is an austenite-forming element, and has an effect of suppressing deformation-induced martensitic transformation, so it is an effective element for securing cold forgeability and maintaining non-magnetism. Furthermore, it is also an element that can be utilized as a substitute for Ni as an austenite-generating element. Addition of 2.0% or more is desirable for the purpose of reducing Ni. However, an excessive Mn content causes deterioration in corrosion resistance. Therefore, the Mn content is preferably limited to 15.0% or less.
Ｐ（リン）は、耐食性を低下させる元素であり、また、過度のＰ低減は製鋼負荷を増大させる要因となるため、Ｐ含有量は０．０４％以下とすることが好ましい。 P (phosphorus) is an element that lowers corrosion resistance, and excessive reduction of P causes an increase in the steelmaking load, so the P content is preferably 0.04% or less.
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳを形成して耐食性を劣化させる要因となり、また、過度の脱Ｓは製鋼負荷を増大させる要因となるので、Ｓ含有量は０．０３％以下に制限されることが好ましい。 S (sulfur) forms MnS and becomes a factor that deteriorates corrosion resistance, and excessive desulfurization becomes a factor that increases the steelmaking load, so the S content is limited to 0.03% or less. preferable.
Ｎｉ（ニッケル）は、耐食性の向上に有効な元素である。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｎｉ含有量は０．５％以上であることが好ましく、６．０％以上であることがより好ましい。また、Ｎｉを過度に含有すると材料コストが上昇する。そのため、Ｎｉ含有量は９．０％以下に制限されることが好ましい。 Ni (nickel) is an element effective in improving corrosion resistance. In the austenitic stainless steel of this embodiment, the Ni content is preferably 0.5% or more, more preferably 6.0% or more. Moreover, if Ni is contained excessively, the material cost rises. Therefore, the Ni content is preferably limited to 9.0% or less.
Ｃｒ（クロム）は、耐食性を向上させる元素である。携帯型電子機器の外装部材に適した耐食性を確保するために、オーステナイト系ステンレス鋼は、１４．０％以上のＣｒ含有量を確保することが好ましい。ただし、多量のＣｒ含有は冷間鍛造性を低下させる要因となる。したがって、Ｃｒ含有量の上限は２２．０％に制限されることが好ましい。 Cr (chromium) is an element that improves corrosion resistance. In order to ensure corrosion resistance suitable for exterior members of portable electronic devices, the austenitic stainless steel preferably has a Cr content of 14.0% or more. However, a large amount of Cr content causes deterioration of cold forgeability. Therefore, the upper limit of Cr content is preferably limited to 22.0%.
Ｎ（窒素）は、Ｃと同様に侵入型元素であり、加工硬化および歪時効により高強度化に寄与する。また、Ｎは、オーステナイト相を安定化させる元素であり非磁性の維持に有効である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．００５％以上のＮ含有量を確保することが好ましい。ただし、過度のＮ含有はオーステナイト系ステンレス鋼を硬質化させ冷間鍛造性を低下させる要因となる。したがって、Ｎ含有量は０．４００％以下に制限されることが好ましい。 N (nitrogen), like C, is an interstitial element and contributes to high strength through work hardening and strain aging. Also, N is an element that stabilizes the austenite phase and is effective in maintaining non-magnetism. Austenitic stainless steel preferably has an N content of 0.005% or more. However, an excessive N content hardens the austenitic stainless steel and lowers the cold forgeability. Therefore, the N content is preferably limited to 0.400% or less.
Ｍｏ（モリブデン）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性向上に有効な元素である。オーステナイト系ステンレス鋼では、前記のＣｒ含有量を確保した上で、必要に応じてＭｏが添加されるが、多量のＭｏ添加はコスト増になるため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は０．０１％以上３．００％以下とする。 Mo (molybdenum) is an element effective in improving the corrosion resistance of austenitic stainless steel. In the austenitic stainless steel, Mo is added as necessary after securing the above-mentioned Cr content. 0.01% or more and 3.00% or less.
Ｃｕ（銅）は、オーステナイト相の加工硬化を抑制し、冷間鍛造性の向上に有効であることが知られている。また、Ｃｕは、冷間鍛造後に行う歪取り熱処理の加熱温度域で時効硬化をもたらす元素であることが知られている。さらに、オーステナイト生成元素としてＮｉの代替として活用可能な元素でもある。種々検討の結果、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は０．０１％以上５．０％以下とする。 Cu (copper) is known to be effective in suppressing work hardening of the austenite phase and improving cold forgeability. Also, Cu is known to be an element that causes age hardening in the heating temperature range of strain relief heat treatment performed after cold forging. Furthermore, it is also an element that can be utilized as a substitute for Ni as an austenite-generating element. As a result of various investigations, when Cu is contained, the Cu content should be 0.01% or more and 5.0% or less.
Ａｌ（アルミニウム）は、酸素親和力がＳｉおよびＭｎに比べて高く、０．００３％以上のＡｌ含有量となると、冷間鍛造での内部割れの起点となる粗大な酸化物系介在物が形成されやすくなる。また、過度に低Ａｌ化することはコスト増となりやすい。種々の検討の結果、Ａｌを含有する場合は、Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましく、０．０１以下とすることがより好ましい。 Al (aluminum) has a higher affinity for oxygen than Si and Mn, and when the Al content is 0.003% or more, coarse oxide-based inclusions that become the starting point of internal cracks in cold forging are formed. easier. In addition, excessively reducing the Al content tends to increase the cost. As a result of various investigations, when Al is contained, the Al content is preferably 0.07% or less, more preferably 0.01% or less.
Ｏ（酸素）含有量が低くなると、ＭｎおよびＳｉ等が酸化しにくくなり、介在物におけるＡｌ２Ｏ３の比率が高くなる。また、Ｏ含有量が過度に高いと粒子径５μｍを超える粗大な介在物が形成されやすくなる。種々検討の結果、Ｏを含有する場合は、Ｏ含有量は１０ｐｐｍ（０．００１％）以上であることが好ましく、１００ｐｐｍ（０．０１０％）以下であることが好ましく、８０ｐｐｍ（０．００８％）以下であることがより好ましい。 When the O (oxygen) content is low, Mn, Si, etc. are less likely to be oxidized, and the ratio of Al 2 O 3 in inclusions increases. Also, if the O content is excessively high, coarse inclusions with a particle size exceeding 5 μm are likely to be formed. As a result of various studies, when O is contained, the O content is preferably 10 ppm (0.001%) or more, preferably 100 ppm (0.010%) or less, and 80 ppm (0.008% ) or less.
Ｖ（バナジウム）は、冷間鍛造後に行う歪取り熱処理の加熱において時効硬化能を高める作用を有する。Ｖは時効硬化作用があるものの、多量のＶ含有はコスト増につながる。よって、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は、０．０１％以上０．５０％以下とすることが好ましい。 V (vanadium) has the effect of increasing the age hardening ability in heating for strain relief heat treatment performed after cold forging. Although V has an age-hardening effect, the inclusion of a large amount of V leads to an increase in cost. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.01% or more and 0.50% or less.
Ｂ（ホウ素）について、多量のＢ含有は硼化物の生成による加工性低下を招く要因となる。そこで、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量は０.０００３％以上０.０１００％以下であることが好ましく、より好ましくは０.００５０％以下とする。 Concerning B (boron), a large amount of B content causes a decrease in workability due to the formation of borides. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.0003% or more and 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
Ｔｉ（チタン）は、炭窒化物形成元素であり、ＣおよびＮを固定し、鋭敏化に起因する耐食性の低下を抑制する。このような効果は、Ｔｉを０．０００５％以上含有すると発揮される。よって、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると、Ｔｉは、炭化物として不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出し、整粒な再結晶粒成長を阻害する。また、Ｔｉは大変高価であることから、Ｔｉ含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。 Ti (titanium) is a carbonitride-forming element, fixes C and N, and suppresses deterioration of corrosion resistance caused by sensitization. Such an effect is exhibited when the Ti content is 0.0005% or more. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.50%, Ti precipitates as carbides of non-uniform size and non-uniformly localized in the steel, impeding regular grain growth of recrystallized grains. Moreover, since Ti is very expensive, it is preferable to set the upper limit of the Ti content to 0.50%.
Ｃｏ（コバルト）は、耐隙間腐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＣｏを含有すると、オーステナイト系ステンレス鋼を硬質化して曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｃｏを含有する場合は、好ましくはＣｏ含有量を０．０１％以上０．５０％以下、より好ましくは０．１０％以下とする。 Co (cobalt) has the effect of improving crevice corrosion resistance. On the other hand, an excessive Co content hardens the austenitic stainless steel and adversely affects bendability. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 0.01% or more and 0.50% or less, more preferably 0.10% or less.
Ｚｒ（ジルコニウム）は、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱延時に炭化物または窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＺｒを含有すると、オーステナイト系ステンレス鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量は好ましくは０．０１％以上０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。 Zr (zirconium) is an element that has a high affinity with C and N, precipitates as carbides or nitrides during hot rolling, and has the effect of reducing solid-solution C and solid-solution N in the matrix and improving workability. There is On the other hand, an excessive Zr content hardens the austenitic stainless steel and adversely affects bendability. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.01% or more and 0.10% or less, more preferably 0.05% or less.
Ｎｂ（ニオブ）は、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱延時に炭化物または窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＮｂを含有すると、オーステナイト系ステンレス鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０１％以上０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。 Nb (niobium) is an element that has a high affinity with C and N, precipitates as carbides or nitrides during hot rolling, and has the effect of reducing solid-solution C and solid-solution N in the matrix and improving workability. There is On the other hand, an excessive Nb content hardens the austenitic stainless steel and adversely affects bendability. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.01% or more and 0.10% or less, more preferably 0.05% or less.
Ｍｇ（マグネシウム）は、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し、脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有するとオーステナイト系ステンレス鋼の靱性が低下して製造性が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は好ましくは０．０００５％以上０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。 Mg (magnesium) forms Mg oxide together with Al in molten steel and acts as a deoxidizing agent. On the other hand, an excessive Mg content lowers the toughness of the austenitic stainless steel, resulting in lower manufacturability. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0005% or more and 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
Ｃａ（カルシウム）は、熱間加工性を向上させる元素である。一方、過剰にＣａを含有するとオーステナイト系ステンレス鋼の靱性が低下して製造性が低下し、さらに、ＣａＳの析出により耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量は好ましくは０．０００３％以上０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。 Ca (calcium) is an element that improves hot workability. On the other hand, an excessive Ca content lowers the toughness of the austenitic stainless steel, lowering the manufacturability, and furthermore, the precipitation of CaS lowers the corrosion resistance. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0003% or more and 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
Ｙ（イットリウム）は、溶鋼の粘度減少を減少させ、清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを含有するとその効果は飽和し、さらに、加工性が低下する。そのため、Ｙを含有する場合は、Ｙ含有量は好ましくは０．０１％以上０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下とする。 Y (yttrium) is an element that reduces viscosity reduction of molten steel and improves cleanliness. On the other hand, if the Y content is excessive, the effect is saturated and the workability is lowered. Therefore, when Y is contained, the Y content is preferably 0.01% or more and 0.20% or less, more preferably 0.10% or less.
ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ等の原子番号５７～７１の元素）は、耐高温酸化性を向上させる元素である。一方、過剰にＲＥＭを含有するとその効果は飽和し、さらに、熱延の際に表面欠陥が生じ、製造性が低下する。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量は好ましくは０．０１％以上０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。 REM (rare earth metals: elements with atomic numbers of 57 to 71 such as La, Ce, and Nd) is an element that improves high-temperature oxidation resistance. On the other hand, an excessive REM content saturates the effect, and further surface defects occur during hot rolling, resulting in lower manufacturability. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably 0.01% or more and 0.10% or less, more preferably 0.05% or less.
Ｓｎ（スズ）は、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｎを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量は好ましくは０．００１％以上０．５００％以下、より好ましくは０．２００％以下とする。 Sn (tin) is effective in improving workability by promoting the formation of deformation bands during rolling. On the other hand, excessive Sn content saturates the effect, further deteriorating workability. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is preferably 0.001% or more and 0.500% or less, more preferably 0.200% or less.
Ｓｂ（アンチモン）は、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｂを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量は好ましくは０．００１％以上０．５００％以下、より好ましくは０．２００％以下とする。 Sb (antimony) is effective in improving workability by promoting the formation of deformation bands during rolling. On the other hand, an excessive Sb content saturates the effect, further deteriorating workability. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.001% or more and 0.500% or less, more preferably 0.200% or less.
Ｐｂ（鉛）は、粒界の融点を下げるとともに粒界の結合力を低下させ、粒界溶融に基づく液化割れ等、熱間加工性の劣化をまねく懸念がある。そのため、Ｐｂを含有する場合は、Ｐｂの含有量は０．０１％以上０．１０％以下とすることが好ましい。 Pb (lead) lowers the melting point of grain boundaries and lowers the bonding strength of grain boundaries, and there is a concern that this may lead to deterioration of hot workability such as liquefaction cracking due to grain boundary melting. Therefore, when Pb is contained, the content of Pb is preferably 0.01% or more and 0.10% or less.
Ｗ（タングステン）は、室温における延性を損なわずに、高温強度を向上させる作用を有する。しかし、その過剰な添加は粗大な共晶炭化物が生成し、延性の低下を引き起こすので、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量は０．０１％以上０．５０％以下とすることが好ましい。 W (tungsten) has the effect of improving high-temperature strength without impairing ductility at room temperature. However, excessive addition of W results in the formation of coarse eutectic carbides and a decrease in ductility.
〔付記事項〕
本発明は上述した各実施形態に限定されず、請求項に示した範囲で種々の変更が可能である。異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態も、本発明の技術的範囲に含まれる。さらに、各実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を組み合わせることにより、新しい技術的特徴を形成することができる。
[Additional notes]
The present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications are possible within the scope of the claims. Embodiments obtained by appropriately combining technical means disclosed in different embodiments are also included in the technical scope of the present invention. Furthermore, new technical features can be formed by combining the technical means disclosed in each embodiment.
〔まとめ〕
以上の説明から明らかなように、本発明の実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０以上１５．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．５％以上８．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上３．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上５．０％以下、Ｃｒ：１４．０％以上２２．０％以下、Ｎ：０．００５％以上０．４００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）で示されるＡの値が０以下であり、かつ、下記式（２）で示されるＢの値が－２０以下である組成を有し、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ以上であり、比透磁率μが１．１以下であり、厚さが３ｍｍ以上である。
Ａ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋４．５Ｓｉ－２．８Ｎｉ－１．４（Ｍｎ＋Ｃｕ）－８４（Ｃ＋Ｎ）－１９．８・・・（１）
（式中、元素記各元素の含有量（質量％）を表す）
Ｂ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ・・・（２）
（式中、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す）
〔summary〕
As is clear from the above description, the austenitic stainless steel in the embodiment of the present invention contains, by mass%, C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0% or less, and 2.0% or less of Si. 0 to 15.0%, P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.5% to 8.0%, Mo: 0.01% to 3.00%, Cu: 0.01% or more and 5.0% or less, Cr: 14.0% or more and 22.0% or less, N: 0.005% or more and 0.400% or less, and the balance is Fe and inevitable impurities A cross section parallel to the thickness direction has a composition in which the value of A represented by the following formula (1) is 0 or less and the value of B represented by the following formula (2) is −20 or less. has an average hardness of 250 HV or more, a relative permeability μ of 1.1 or less, and a thickness of 3 mm or more.
A=3(Cr+Mo)+4.5Si-2.8Ni-1.4(Mn+Cu)-84(C+N)-19.8 (1)
(In the formula, the content (mass%) of each element is represented.)
B=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (2)
(In the formula, the element symbol represents the content (mass%) of each element)
また、本発明の実施形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、化学組成として上記の組成を有する、鋳造によって製造したスラブを、１０００℃以上１３００℃以下の温度に加熱した後、粗熱延を施す粗熱延工程と、粗熱延工程により得られた鋼帯に対して仕上熱延を施す仕上熱延工程と、仕上熱延工程後の７５０℃未満の鋼帯を調質圧延する調質圧延工程とを含み、仕上熱延工程では、仕上熱延の総圧延率が４０％以上であり、仕上熱延の温度が６００℃以上１１００℃以下であり、調質圧延工程では、鋼帯に総圧延率０．１％以上１５％以下の調質圧延を施す。 Further, in the method for producing austenitic stainless steel according to the embodiment of the present invention, a slab having the above chemical composition and produced by casting is heated to a temperature of 1000° C. or more and 1300° C. or less, and then subjected to rough hot rolling. a finishing hot rolling step in which finish hot rolling is performed on the steel strip obtained by the rough hot rolling step; In the finish hot rolling step, the total rolling reduction of the finish hot rolling is 40% or more, the temperature of the finish hot rolling is 600 ° C or higher and 1100 ° C or lower, and in the temper rolling step, the steel strip is Temper rolling is performed at a total rolling rate of 0.1% or more and 15% or less.
よって、本発明の実施形態によれば、厚さが一定程度以上あるにも関わらず、高強度かつ非磁性で安価なオーステナイト系ステンレス鋼を実現することができる。 Therefore, according to the embodiments of the present invention, it is possible to realize high-strength, non-magnetic, and inexpensive austenitic stainless steel despite having a certain thickness or more.
本発明の実施形態において、上記の組成が、質量％で、Ａｌ：０．０７％以下、Ｏ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０００５％以上０．５０％以下の１種または２種以上をさらに含んでもよい。この構成は、これらの元素による効果をさらに発現させる観点からより一層効果的である。 In the embodiment of the present invention, the above composition is, in mass%, Al: 0.07% or less, O: 0.001% or more and 0.010% or less, V: 0.01% or more and 0.50% or less, B: 0.0003% or more and 0.0100% or less Ti: 0.0005% or more and 0.50% or less 1 type, or 2 or more types may be further included. This configuration is much more effective from the viewpoint of further manifesting the effects of these elements.
また、本発明の実施形態において、上記の組成が、質量％で、Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００３０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００３０％以下、Ｙ：０．０１％以上０．２０％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｐｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下の１種または２種以上をさらに含んでもよい。この構成は、これらの元素による効果をさらに発現させる観点からより一層効果的である。 Further, in the embodiment of the present invention, the above composition is, in mass %, Co: 0.01% or more and 0.50% or less, Zr: 0.01% or more and 0.10% or less, Nb: 0.01% 0.10% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0030% or less, Ca: 0.0003% or more and 0.0030% or less, Y: 0.01% or more and 0.20% or less, REM (rare earth metal ): 0.01% or more and 0.10% or less, Sn: 0.001% or more and 0.500% or less, Sb: 0.001% or more and 0.500% or less, Pb: 0.01% or more and 0.10% Below, W: 0.01% or more and 0.50% or less of 1 type or 2 types or more may be further included. This configuration is much more effective from the viewpoint of further manifesting the effects of these elements.
また、本発明の実施形態において、仕上熱延工程における鋼帯の最終パス温度が７５０℃以上の場合に、調質圧延工程に先立って鋼帯を７５０℃未満まで、冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程をさらに含んでもよい。この構成は、圧延ひずみの発生を抑制する観点からより一層効果的である。 Further, in the embodiment of the present invention, when the final pass temperature of the steel strip in the finish hot rolling process is 750 ° C. or higher, the steel strip is cooled to less than 750 ° C. prior to the temper rolling process at a cooling rate of 5 ° C./s or more. It may further include a cooling step of cooling with. This configuration is much more effective from the viewpoint of suppressing the occurrence of rolling strain.
あるいは、本発明の実施形態において、調質圧延工程は、仕上熱延工程における鋼帯の最終パス温度が７５０℃未満の鋼帯に総圧延率０．１％以上１０％以下の調質圧延を施す工程であってもよい。この構成は、オーステナイト系ステンレス鋼の硬さおよび非磁性を高める観点からより一層効果的である。 Alternatively, in an embodiment of the present invention, the skin pass rolling step includes skin pass rolling at a total rolling reduction of 0.1% or more and 10% or less on a steel strip having a final pass temperature of less than 750°C in the finish hot rolling step. It may be a step of applying. This configuration is much more effective from the viewpoint of increasing the hardness and non-magnetism of the austenitic stainless steel.
スラブＡ１～Ａ７、Ｂ１およびＢ２を用意した。各スラブの化学組成、Ａ値およびＢ値を表１に示す。表１は、スラブの化学組成を示す。表１中、各元素の値は、オーステナイト系ステンレス鋼に含まれる各成分の質量％を表している。なお、当該スラブの化学組成の残りはＦｅと不可避的不純物である。また、表１中、Ａ値は、前述の式（１）から求められる値であり、Ｂ値は、前述の式（２）から求められる値である。 Slabs A1-A7, B1 and B2 were provided. Table 1 shows the chemical composition, A value and B value of each slab. Table 1 shows the chemical composition of the slabs. In Table 1, the value of each element represents mass % of each component contained in the austenitic stainless steel. The rest of the chemical composition of the slab is Fe and unavoidable impurities. In Table 1, the A value is the value obtained from the above formula (1), and the B value is the value obtained from the above formula (2).
上記スラブを用いて、オーステナイト系ステンレス鋼の鋼板１～３６を、前述した図１に示されるような方法によって製造した。鋼板１～３６の製造方法における各種条件を表２および表３に示す。表２および表３において、「板厚Ａ」は、粗熱延工程を施す前の板状のスラブの厚さであり、「板厚Ｂ」は、粗熱延工程を施した後の板状の鋼板の厚さである。また、「最終温度」は、仕上圧延工程の最終パスで圧延を行う際の鋼板の温度である。また、「終了温度」は、冷却工程直後の鋼板の温度である。 Using the above slabs, austenitic stainless steel steel plates 1 to 36 were produced by the method shown in FIG. 1 described above. Tables 2 and 3 show various conditions in the method for producing Steel Plates 1 to 36. In Tables 2 and 3, "plate thickness A" is the thickness of the plate-shaped slab before the rough hot rolling process, and "plate thickness B" is the plate-shaped slab after the rough hot rolling process. is the thickness of the steel plate. The "final temperature" is the temperature of the steel sheet when rolling is performed in the final pass of the finish rolling process. Also, the "end temperature" is the temperature of the steel sheet immediately after the cooling process.
また、上記各スラブを用いて製造したオーステナイト系ステンレス鋼の鋼板１～３６の板厚、ビッカース硬さおよび比透磁率を表４および表５に示す。表４および表５中、「仕上板厚」は、調質圧延工程後の鋼板の厚さであり、「ビッカース硬さ」は、鋼板の厚さ方向に平行な断面の硬さについて、板厚極表層部、板厚１／８位置、板厚１／４位置、板厚１／２位置の各位置での１０点（計４０点）において荷重１ｋｇでビッカース硬さを測定した結果の平均値である。ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ２２４４：２００９に準拠した方法により測定した。また、表４および表５中、比透磁率は、鋼板の厚さ方向に平行な断面について、比透磁率測定器を用いて３点測定した結果の平均値である。また、表５における「※１」は、加工誘起マルテンサイトが生成したことを示しており、「※２」は、溶製時にδフェライトが生成したことを示している。 Tables 4 and 5 show the plate thickness, Vickers hardness and relative magnetic permeability of the austenitic stainless steel steel plates 1 to 36 produced using the above slabs. In Tables 4 and 5, "finished sheet thickness" is the thickness of the steel sheet after the temper rolling process, and "Vickers hardness" is the hardness of the cross section parallel to the thickness direction of the steel sheet. The average value of the results of measuring the Vickers hardness with a load of 1 kg at 10 points (total 40 points) at each of the extreme surface layer, 1/8 thickness position, 1/4 thickness position, and 1/2 thickness position. is. Vickers hardness was measured by a method based on JIS Z2244:2009. In Tables 4 and 5, the relative magnetic permeability is the average value of the results of three-point measurement using a relative magnetic permeability measuring instrument for the cross section parallel to the thickness direction of the steel plate. In addition, "*1" in Table 5 indicates that deformation-induced martensite was generated, and "*2" indicates that δ ferrite was generated during melting.
表１～５から明らかなように、本発明の一実施形態に係る製造方法の条件を満たす製造方法で製造されたオーステナイト系ステンレス鋼の厚さ方向に平行な断面のビッカース硬さの平均値は、いずれも２５０ＨＶ以上であり、比透磁率が十分に低く、また仕上板厚が十分に厚かった。 As is clear from Tables 1 to 5, the average value of the Vickers hardness of the cross section parallel to the thickness direction of the austenitic stainless steel manufactured by the manufacturing method satisfying the conditions of the manufacturing method according to one embodiment of the present invention is the average value of Vickers hardness. , were both 250 HV or more, had sufficiently low relative magnetic permeability, and had sufficiently thick finished plates.
一方で、前記の製造方法の条件を満たさない方法で製造されたオーステナイト系ステンレス鋼は、いずれも仕上板厚は十分であった。しかしながら、鋼板３０～３４は、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ未満であった。また、鋼板３５、３６は、いずれも比透磁率が１．１よりも高かった。 On the other hand, all of the austenitic stainless steels manufactured by the method not satisfying the conditions of the above-described manufacturing method had a sufficient finished plate thickness. However, steel sheets 30 to 34 had an average hardness of less than 250 HV in the cross section parallel to the thickness direction. Moreover, the steel plates 35 and 36 both had a relative magnetic permeability higher than 1.1.
本発明は、例えば、スマートフォン等の電子機器の構造部材、スチールベルト、プレスプレート等、比較的厚さが厚い高強度ステンレス鋼が必要な用途に好適な、オーステナイト系ステンレス鋼帯等に利用することができる。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention can be applied to austenitic stainless steel strips and the like, which are suitable for applications requiring relatively thick high-strength stainless steel, such as structural members of electronic devices such as smartphones, steel belts, and press plates. can be done.
Claims (8)
下記式（１）：
Ａ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋４．５Ｓｉ－２．８Ｎｉ－１．４（Ｍｎ＋Ｃｕ）－８４（Ｃ＋Ｎ）－１９．８・・・（１）
（式中、元素記各元素の含有量（質量％）を表す）で示されるＡの値が０以下であり、かつ、
下記式（２）：
Ｂ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ・・・（２）
（式中、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す）で示されるＢの値が－２０以下である組成を有し、
厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ以上であり、
比透磁率μが１．１以下であり、
厚さが３ｍｍ以上である、オーステナイト系ステンレス鋼。 % by mass, C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0 or more and 15.0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.03 % or less, Ni: 0.5% or more and 9.0% or less, Mo: 0.01% or more and 3.00% or less, Cu: 0.01% or more and 5.0% or less, Cr: 14.0% or more and 22 0% or less, N: 0.005% or more and 0.400% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities,
Formula (1) below:
A=3(Cr+Mo)+4.5Si-2.8Ni-1.4(Mn+Cu)-84(C+N)-19.8 (1)
(in the formula, represents the content (% by mass) of each element) is 0 or less, and
Formula (2) below:
B=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (2)
(In the formula, the element symbol represents the content (mass%) of each element) has a composition in which the value of B is −20 or less,
The average hardness of a cross section parallel to the thickness direction is 250 HV or more,
relative magnetic permeability μ is 1.1 or less,
Austenitic stainless steel having a thickness of 3 mm or more.
下記式（１）：
Ａ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋４．５Ｓｉ－２．８Ｎｉ－１．４（Ｍｎ＋Ｃｕ）－８４（Ｃ＋Ｎ）－１９．８・・・（１）
（式中、元素記各元素の含有量（質量％）を表す）で示されるＡの値が０以下であり、かつ、
下記式（２）：
Ｂ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ・・・（２）
（式中、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す）で示されるＢの値が－２０以下となる化学組成を有する、鋳造によって製造したスラブを、１０００℃以上１３００℃以下の温度に加熱した後、粗熱延を施す粗熱延工程と、
前記粗熱延工程により得られた鋼帯に対して仕上熱延を施す仕上熱延工程と、
前記仕上熱延工程後の７５０℃未満の鋼帯を調質圧延する調質圧延工程とを含み、
前記仕上熱延工程では、
前記仕上熱延の総圧延率が４０％以上であり、
前記仕上熱延の温度が６００℃以上１１００℃以下であり、
前記調質圧延工程では、
前記鋼帯に総圧延率０．１％以上１５％以下の調質圧延を施す、オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。 % by mass, C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0 or more and 15.0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.03 % or less, Ni: 0.5% or more and 9.0% or less, Cu: 0.01% or more and 5.0% or less, Cr: 14.0% or more and 22.0% or less, N: 0.005% or more and 0 .400% or less, the balance consisting of Fe and unavoidable impurities,
Formula (1) below:
A=3(Cr+Mo)+4.5Si-2.8Ni-1.4(Mn+Cu)-84(C+N)-19.8 (1)
(in the formula, represents the content (% by mass) of each element) is 0 or less, and
Formula (2) below:
B=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo (2)
(In the formula, the element symbol represents the content (mass%) of each element.) A rough hot rolling step of performing rough hot rolling after heating to a temperature;
a finish hot rolling step of performing finish hot rolling on the steel strip obtained by the rough hot rolling step;
a temper rolling step of temper rolling the steel strip at a temperature of less than 750° C. after the finish hot rolling step,
In the finish hot rolling step,
The total rolling reduction of the finish hot rolling is 40% or more,
The finish hot rolling temperature is 600° C. or higher and 1100° C. or lower,
In the temper rolling step,
A method for producing austenitic stainless steel, wherein the steel strip is subjected to temper rolling at a total rolling reduction of 0.1% or more and 15% or less.
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| CN115627428A (en) * | 2022-10-21 | 2023-01-20 | 山东烟炉节能科技有限公司 | Seawater desalination engineering pipeline and preparation method thereof |
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