JP3844662B2

JP3844662B2 - Martensitic stainless steel sheet and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP3844662B2
Application number: JP2001135532A
Authority: JP
Inventors: 昌弘高橋; 昭仁山岸
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority date: 2001-05-02
Filing date: 2001-05-02
Publication date: 2006-11-15
Anticipated expiration: 2021-05-02
Also published as: JP2002327253A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、打ち抜き時の端面割れ感受性が小さく、かつ、300 ℃〜600 ℃の中温域で使用あるいは加工される際に、優れた中温域強度を有するマルテンサイト系ステンレス鋼板およびその安価な製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、マルテンサイト系ステンレス鋼板は、その優れた耐食性、焼入れ性、耐摩耗性等の観点から、器物、洋食器、刃物、船舶等のタービン、スクリュー等の部材として使用されている。しかしながら、近年は使用材料のコストダウンおよび機能性の向上の観点から、従来フェライト系ステンレス鋼板やオーステナイト系ステンレス鋼板あるいはアルミキルド鋼板が使用されるような用途においてマルテンサイト系ステンレス鋼板が使用される事例が増えてきている。
【０００３】
例えば、エキゾーストマニホールドやマフラーのような自動車排気ガス系統の材料としては、800 ℃を越えるような高温環境、また、結露等による湿式環境で使用されるために優れた耐酸化性、耐高温腐食性、耐腐食性が要求され、従来はフェライト系ステンレス鋼板やオーステナイト系ステンレス鋼板が主に使用されている。
【０００４】
エキゾーストマニホールド、コンバータケースおよびマフラーのような自動車排気ガス系の部材は、各パーツごとに板状のステンレス鋼素材をプレス成形あるいはロールフォーミング等で加工し、つなぎ部をカシメや溶接で接合しパイプ状に成形されるのが一般的である。
【０００５】
このようなパイプ状部材の一端には、いわゆるフランジと呼ばれる板状の金具が溶接等で接合される。フランジにはパイプ状部材を接合するために、パイプの外径に相当する穴が打ち抜きあるいは切削等により作成されており、それ以外に、ボルトを通すための穴が通常２箇所以上作成されている。エキゾーストマニホールドとフロントパイプ、あるいはコンバータとセンターパイプ等の各パイプ状パーツは、各フランジ同士を重ね合わせることにより、ボルト等で機械的に接合することが可能となる。
【０００６】
このようなフランジに使用される金属材料は、使用温度域が300 ℃〜600 ℃と排気ガスに直接接する材料本体 (以下、排気ガス材本体という) に比べると低温で、また、結露等の影響も少なく、腐食環境も排気ガス材本体に比べ緩いため、フェライト系ステンレス鋼板やオーステナイト系ステンレス鋼板よりも安価なマルテンサイト系ステンレス鋼板を使用することで、材料コストの低減が図られている。
【０００７】
このように、フランジ部はパイプ状に成形された自動車排気ガス部材を機械的に接合するためのものであるが、その接合は常温でもフランジ部に曲げ応力や各部材の自重等、何等かの応力が加わった状態となっている。これが自動車に組み込まれると、フランジ部には先に述べた応力以外に、自動車が走行、停止する度に繰り返しの熱応力が加わり、さらに、エンジンの振動等による応力が加わることになる。
【０００８】
従って、このようなフランジ部に用いられる材料 (以下、フランジ材料) は、300 ℃〜600 ℃の温度域で様々な応力が加わっても、それに十分耐え得るための材質でなくてはならない。
【０００９】
すなわち、フランジ材料に求められる最も重要な性能は、使用される温度域での強度、すなわち300 ℃〜600 ℃のいわゆる中温域での材料強度である。この温度域での材料強度が弱いと、走行中にフランジ部が座屈あるいは変形し、部分的に排気ガスが漏れ、局部的な温度上昇によるフランジ材料の酸化、および隙間腐食によるフランジ材料の腐食等の不具合が発生する恐れがある。
【００１０】
そのために、構造面からの対策として、接合部の強度を確保するためにフランジ材料の板厚は４mm〜８mm、通常は６mm以上の厚肉材が用いられている。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、最近になり、このような自動車排気ガス部材のフランジ材料に対し、さらに高いレベルの強度を確保するような要求がなされるようになってきた。すなわち、材料歩留まりの向上あるいは自動車の軽量化の観点から、フランジ材料の薄肉化が要求されるようになってきており、それに伴い中温域の強度が現状よりさらに高い材料に対する要求が高まってきているのである。
【００１２】
一般的に、中温域の強度は常温での材料強度にほぼ比例する傾向があるため、対策としては単純に常温での強度を増加させる方法が良いと考えられる。
これまでに説明してきたようなマルテンサイト系ステンレス鋼板の一般的な製造方法は、次のようなものである。
【００１３】
(1)所定の合金元素を添加し成分調整した溶鋼を連続鋳造にてスラブとする。
(2)このスラブを所定の加熱条件、圧延条件にて熱間圧延を行い、所定板厚の熱間圧延鋼帯とする。
【００１４】
(3)得られた熱間圧延鋼帯を箱型焼鈍炉で700 ℃以上の温度で熱処理を行う。
(4)熱処理後、酸洗により表面スケールを除去し、必要により所定寸法までスリットを行い製品として出荷する。
【００１５】
ここに、300 ℃〜600 ℃の温度範囲において、優れた材料強度を保持する、すなわち、常温においてもある一定レベルの材料強度を有するためには、上記(3) に示される熱処理工程は、材料の強度を決定する上で極めて重要な位置づけとなるものである。
【００１６】
一般的に、マルテンサイト系ステンレス鋼板のようにAc₁変態点を有する材料は、その熱延板焼鈍を高純度フェライト系ステンレス鋼板やオーステナイト系ステンレス鋼板のように連続ラインにて高温短時間で行うことは困難であり、上記(3) に示されるような箱型焼鈍を行うことは現在常套的に用いられる手段である。通常、このような用途に用いられるマルテンサイト系ステンレス鋼板は、製造コスト、焼鈍炉の設備寿命あるいは焼鈍後の材料強度の観点から、700 ℃〜850 ℃の温度範囲で４〜８時間の長時間焼鈍が施されるのが一般的である。従って、常温においてある一定以上の材料強度を有するためには箱型焼鈍における温度あるいは焼鈍時間を現行より低温かつ短時間側へシフトさせれば良いと考えられる。
【００１７】
しかしながら、このような条件にて焼鈍を行った場合、得られたマルテンサイト系ステンレス鋼板の幅方向および長手方向での材料の特性の差違が非常に大きくなり、場合によっては、一般的に許容できる範囲の強度を超える可能性があることが判明した。
【００１８】
すなわち、熱間圧延により得られる熱間圧延鋼板は、通常の工業レベルであれば８ton 〜18ton と非常に容量の大きなものとなり、このような大容量の鋼板を、箱型焼鈍炉にて低温短時間焼鈍を行うと、鋼板の幅方向および長手方向で到達温度と保持時間が従来以上に不均一となり、そのために焼鈍後の鋼板内での材料の特性差が非常に大きくなるという現象が生ずるものである。特に、一般の普通鋼と比較して熱伝導性に劣るステンレス鋼板の場合は、鋼板内の部位による温度差が非常に大きくなる傾向にある。
【００１９】
このような鋼板内の特性差は箱型焼鈍炉において、焼鈍温度等を変更しても容易に回避できるものではない。また、焼鈍条件を変更させずに焼鈍後の材料強度を大きくする手法として、熱間圧延条件の変更により熱間圧延鋼板自体の強度を上昇させるという方法も考えられる。このためには、熱間圧延での加熱温度、仕上げ温度あるいは巻き取り温度を現行より低温とすることにより、熱間圧延鋼板の転位密度が増加し、従来と同様の焼鈍条件でも焼鈍後の強度が上昇するという考え方が一般的であるが、熱間圧延の加熱温度や仕上げ温度等を低温化すると、鋼板表面にスリキズやカキキズ等の表面欠陥が発生する確率が高くなり、鋼板表面を研削する等により表面欠陥を除去する必要があるため、材料歩留まりあるいは工程増の観点から好ましくない。
【００２０】
このような問題を解決する手段として、例えば、特開平９−249942号公報に、Ac₁点＋100 ℃以上1200℃以下のフェライト＋オーステナイトの二相域温度に加熱・保持した後100 ℃以下の温度まで冷却して、実質的にフェライト相とマルテンサイト相からなり、450 ℃〜500 ℃の中温域において高い耐力を示す複相ステンレス鋼素材を用いたアパーチャーフレームが開示されている。
【００２１】
この発明は、テレビフレームの母材に関するもので、フランジ部材料と同様に中温域での強度が要求される用途であり、箱型焼鈍炉にて焼鈍を行っていないため、鋼板内の特性差が発生しないものである。
【００２２】
しかしながら、上記方法であれば、中温域での強度は非常に優れるものとなるが、組織的に軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合組織となっているのでフランジの加工工程において不具合を生じる恐れがある。
【００２３】
自動車排気ガス部材の接合用に使用されるフランジ材料は、通常、母材を所定寸法に打ち抜き、さらに、所定のパイプ接合用、ボルト貫通用の穴を打ち抜きあるいは切削等により作成されるものであるのは先に説明した通りである。従って、母材中に硬質なマルテンサイト相が存在すると、打ち抜きの金型の摩耗が早く、金型手入れや金型交換の頻度が増え、経済性および生産性阻害の要因となる。また、打ち抜きによる剪断加工の破断面において、材料が破断する際にフェライト相とマルテンサイト相の界面に応力が集中し、その界面から割れが生ずるという、いわゆる端面割れが発生する可能性が高くなる。実際に、従来の製造方法で製造されるマルテンサイト系ステンレス鋼板においても、この端面割れはしばしば発生するものである。
【００２４】
従来、マルテンサイト系ステンレス鋼板は、特に材料強度の確保の観点から、700 ℃〜850 ℃の温度範囲で４〜8 時間の長時間焼鈍が施されるのが一般的であることは先に説明したとおりである。このようにして得られたマルテンサイト系ステンレス鋼板は、鋳込み時のスラブ段階から残存しているフェライト組織と、熱間圧延後の冷却過程で生成したマルテンサイト相が焼鈍によりフェライトと炭化物の層状組織となっているのが特徴である。そして、このように層状組織となる材料は、打ち抜き加工時の端面割れ感受性が高く、これを高温長時間熱処理することにより改善されることが明らかになってきている。すなわち、熱延板焼鈍を従来よりもより高温長時間側で行うことにより、層状組織が整粒組織に変化し、端面割れが抑制される傾向となるものである。しかしながら、このような整粒化組織を有するマルテンサイト系ステンレス鋼板の場合、焼鈍後の常温母材特性が著しく軟質化するために、中温域での強度も大きく劣化してしまう。
【００２５】
また、マルテンサイト系ステンレス鋼板の打ち抜き時の不具合に関する知見としては特開平10−259458号公報に、冷間圧延母材および冷間圧延圧下率を適宜調整することを特徴とする、「打ち抜きだれ」の少ないマルテンサイト系ステンレス鋼板が開示されているが、このような方法では本発明における打ち抜き時の端面割れは改善されるものではなくまた、冷間圧延の実施を前提としているため、本発明におけるマルテンサイト系ステンレス鋼板に適用すると工程増となり、また製造コストが増すために好ましくない。
【００２６】
従って、このような端面割れ等の加工時の不具合が発生せず、かつ、従来要求される以上に優れた中温域の強度を確保するという、相反する性能を有するマルテンサイト系ステンレス鋼板は未だ得られていないのが現状である。
【００２７】
本発明は、したがって、成分および焼鈍条件についてより詳細な検討を行うことにより、従来得ることのできなかった、打ち抜き性および中温域の強度に共に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００２８】
【課題を解決するための手段】
先に示したとおりの相反する性能を確保するために、本発明者らはまず、打ち抜き加工時に発生する端面割れについて、その発生メカニズムを明確にするために鋭意研究を行った。
【００２９】
その結果、下記の結論を得るに至った。
(i)熱延板焼鈍後に層状組織を有するマルテンサイト系ステンレス鋼板の組織観察を詳細に行ったところ、組織的に不均一な箇所が存在する。すなわち、結晶粒が大きく炭化物の析出密度が小さい結晶粒と、結晶粒径が細かく炭化物の析出密度が大きい結晶粒が隣接する部分が存在することを確認した。
【００３０】
(ii) 端面割れは、上記(i) のような、形態の異なる結晶粒界に沿って優先的に発生する傾向がある。
(iii)組織的な不均一は母材の熱延板焼鈍より前の履歴に起因する。すなわち、凝固の段階からフェライト組織であるものは熱延板焼鈍後に結晶粒が大きく炭化物の析出密度が小さい結晶粒となり、熱間圧延中はオーステナイト相で熱間圧延後の冷却中にマルテンサイト相となったものが熱延板焼鈍後に結晶粒径が細かく炭化物の析出密度が大きい結晶粒となる。
【００３１】
つまり、従来の層状組織を有するマルテンサイト系ステンレス鋼板の組織的な不均一は、凝固段階からのフェライト組織と旧オーステナイト組織の差に起因するものであり、従来行われている熱延板焼鈍条件では、旧オーステナイト組織が変態したマルテンサイト相がその場で細かなフェライトと炭化物に分解するのみで、その後の結晶粒の成長および炭化物の拡散等の観点からいえば、温度、時間とも不十分で、熱延板焼鈍後においても凝固あるいは熱間圧延時の影響がそのまま残存している状態なのである。そして、このように焼鈍以前の履歴が残った組織では結晶粒単位でその強度が異なり、その結果、端面割れ感受性が非常に高くなっているのである。
【００３２】
すなわち、結晶粒が粗な凝固の段階からのフェライト組織は強度が低く、結晶粒が細かい旧オーステナイト組織 (冷却過程でマルテンサイト相となり焼鈍時にフェライトと炭化物に分解した箇所) では強度が高いため、その結晶粒界に剪断応力が集中し、結晶粒界に沿って割れが発生し、そのような結晶粒界に割れが伝播してマクロ的な端面割れとなることを確認したのである。
【００３３】
従って、温度、時間ともに十分確保して焼鈍を行えば組織的な不均一が解消され均一なフェライト整粒組織となるために端面割れは抑制される。
しかしながら、このような方法であれば中温域の強度が大きく損なわれてしまうことは先に述べたとおりで有効な解決策とはならない。
【００３４】
そこで、本発明者らはマルテンサイト系ステンレス鋼板の成分、熱処理条件、およびその後の組織に加え、熱処理後の結晶粒界の結合強度という観点でさらに詳細な検討を行った。その結果、添加する成分を適宜調整し、さらに、熱処理条件を特定範囲に限定することにより打ち抜き時の端面割れが解消され、かつ、300 ℃〜600 ℃の中温度域で従来以上に優れた強度を確保することができることを見出すに至ったのである。
【００３５】
すなわち、鋼中に含まれるＣがある程度鋼中に固溶された状態で存在すれば結晶粒界の結合力が強化し、端面割れに対し非常に効果的であることを見出した。また、鋼中にＣがある一定量固溶された状態で存在すれば、300 ℃〜600 ℃の温度範囲では、いわゆる歪み時効の効果で優れた強度を確保することが可能となったのである。
【００３６】
また、このようなマルテンサイト系ステンレス鋼板は、従来の箱型焼鈍炉による長時間焼鈍を行わなくても、特定の温度域で短時間焼鈍し、その後急冷することにより容易に製造できるため、従来の箱型焼鈍の省略が可能で、連続焼鈍酸洗ラインで十分優れた性能を確保することができるので、従来より優れた特性を有する材料を従来より安価に製造できることを見出した。
【００３７】
本発明は、このような知見を基に得られたものでありその要旨は下記のマルテンサイト系ステンレス鋼板にある。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.05％以上1.0 ％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Cr：10.5〜13.5％、Ｎ：0.05％以下を含有し、Ti、Al、およびNbの一種もしくは二種以上をそれぞれ0.1 ％以下かつ、下記(1) 式を満たす範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的な不純物からなる鋼組成を有し、組織的にフェライトと炭化物からなり、A₁値が下記(2) 式を満足することを特徴とする打ち抜き割れ感受性が小さく中温域の強度に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼板である。
【００３８】
Ｏ＜Ti/48 ＋Al/27 ＋Nb/93 ＜Ｃ/12 ＋Ｎ/14 ・・・(1)
A₁値＝YS_AGE−MS_RT8% ≧ 20MPa・・・(2)
ただし、YS_AGE：8 ％引張歪み＋300 ℃×30分熱処理した後の耐力
MS_RT8%：常温で８％引張歪みを付与したときの材料強度
さらに本発明は、その別の面からは、上記鋼組成の熱延鋼板に、 600℃以上、Ac₁変態点を越えない温度範囲で、好ましくは短時間の焼鈍を施し、その後、500 ℃まで５℃/sec以上の冷却速度で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法である。
【００３９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の化学組成の％表示は特に規定のない限り質量％を意味する。
【００４０】
(鋼板の組成)
Ｃ：
Ｃは強度および粒界の結合力を強化させる重要な元素である。端面割れの抑制および中温域での強度を確保するためには0.02％以上添加する。しかしながら、0.10％を越えて含有すると鋼の耐食性が劣化するために好ましくない。したがって、Ｃの含有量の上限は0.10％に規定される。好ましいＣ含有量は0.03％以上0.08％以下である。
【００４１】
Si：
Siは鋼の脱酸剤として有効な成分であり、鋼の耐酸化性を向上させる。しかし、1.0 ％を越えると添加量の増加とともに硬くなり加工性が劣化することからSi含有量は1.0 ％以下と定めた。好ましくは0.8 ％以下である。
【００４２】
Mn：
Mnは鋼の脱酸作用があるので0.05％以上1.0 ％以下の範囲で含有させる。含有量が0.05％に満たないと鋼の脱酸が不十分となり、清浄性が劣化するのでMn含有量は0.05％以上とした。また、1.0 ％を超えると発錆や孔食の起点となり耐食性が低下するだけでなく、鋼のコストが高くなり、経済面で不利となるので1.0 ％以下に規定される。好ましくは0.8 ％以下であり、また0.1 ％以上である。
【００４３】
Ｓ：
Ｓは発錆や孔食の起点となり耐食性を劣化させるためできるだけ低い方が好ましい。0.01％を越えて含有すると耐食性が劣化するので上限を0.01％とした。
【００４４】
Ｐ：
鋼の耐食性、靱性を低下させるためできるだけ低い方が望ましい。0.10％を越えて含有させると加工性が劣化するためＰ含有量を0.10％以下とした。
【００４５】
Cr：
Crは耐食性、耐酸化性を維持するための主要成分である。Cr含有量の増加とともに耐食性や耐酸化性が向上する。鋼に所望の耐食性を確保するには10.5％以上の含有量が必要である。13.5％を超えて含有させると製造性が劣化し、コスト上昇を招くため上限を13.5％した。
【００４６】
Ｎ：
Ｎは鋼の強度を上昇させる効果があるが、0.05％を越えて含有させると鋼の耐食性が劣化する。そのため上限を0.05％とした。
【００４７】
Ti、Nb、Al：
Ti、Al、NbはＣやＮと結合し、析出物として鋼中に析出する。これらの析出物が析出することにより鋼の強度が上昇し、中温域での強度が確保できる。析出強化の効果を安定して得るためにはTi、Al、およびNbの一種もしくは二種以上は、それぞれゼロを超えて含有させなければならない。従って、Ｏ＜Ti/48 ＋Al/27 ＋Nb/93 を満足する必要がある。好ましい含有量はそれぞれ0.0001％以上である。しかしながら、それぞれ0.10％を越えて含有すると鋼のコストが上昇するために経済面で不利となる。従って、各元素の上限を0.10％とした。
【００４８】
また、Ti、Al、Nbの元素はそれぞれ0.1 ％以下含有されてもＣ、Ｎの含有量に対しある一定量を越えると鋼中の固溶Ｃ、Ｎが枯渇し粒界の結合力や材料強度が低下する。そのためにこれらの元素はTi/48 ＋Al/27 ＋Nb/93 ＜Ｃ/12 ＋Ｎ/14 を満足する範囲で含有する。
【００４９】
(歪み時効指数A₁値)
A₁値は鋼中の固溶Ｃ量を簡易的に表す指標であり、本発明においては、鋼の常温で８％の引張歪みを付与したときの材料強度と (MS_RT8%) と、その後、時効熱処理を施した後の引張耐力 (YS_AGE ) の差 (YS_AGE−MS_RT8%) で表される。
【００５０】
このような時効熱処理の条件は、本発明において特に限定されるものではないが、200 ℃〜400 ℃の温度範囲で20分〜１時間程度の保持時間で実施するのが一般的である。
【００５１】
すなわち、時効温度は引張りにより付与された転位に確実に固溶Ｃを固着させるため200 ℃以上が適当であり、転位の回復を抑制するために400 ℃以下の温度域で行われ、この温度範囲において、転位に確実に固溶Ｃを固着させるために20分〜１時間の保持時間となるものである。
【００５２】
この条件を外れると固溶Ｃ量の測定値としての精度が劣化することが一般的に知られているために、本発明においては、上記A₁値を求めるときの時効熱処理条件は300 ℃×30分とした。
【００５３】
このときの条件を用いて測定されたA₁値＝YS_AGE−MS_RT8%の値が大きくなれば鋼中の固溶Ｃ量が多く、端面割れ抑制や中温域での強度上昇に有効であると言える。
【００５４】
本発明において特に顕著な効果を得るにはA₁値を20MPa 以上とし、さらに好ましくは30MPa 以上である。
(熱延板焼鈍)
熱延板焼鈍は600 ℃以上Ac₁変態点を超えない温度範囲で行う。600 ℃に満たない温度域で焼鈍を行うと、鋼の再結晶が行われず焼鈍後の鋼の強度が著しく高いため加工性が劣化する。また、Ac₁点以上の温度範囲で焼鈍すると、その後の冷却工程でマルテンサイト相が生成し、打ち抜き時に端面割れが発生する。好ましい温度範囲は700 ℃以上(Ac₁変態点−30℃) 以下である。
【００５５】
また、本発明において、鋼の熱延板焼鈍の時間は特に規定されるものではないが、実際の生産レベルでは通常、在炉10分以下と、従来に比べて極めて短時間の焼鈍温度となる。
【００５６】
(冷却速度)
冷却速度は５℃/sec以上に規定される。５℃/secに満たない緩冷却であれば鋼中に固溶したＣが炭化物として析出してしまうため、端面割れ抑制に効果がなく、中温域での強度も低下してしまう。好ましい冷却速度は10℃/sec以上である。
【００５７】
【実施例】
以下、実施例により本発明を詳細に説明する。
(実施例１)
実際の生産工程にて、表１に示す各成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造法にて厚さ200 mmのスラブとし、1200℃×1.5 時間の加熱を行い熱間圧延により厚さ5.0 mmの熱延鋼板とした。
【００５８】
その後、各熱延鋼板から厚さ5.0 mm×幅300 mm×長さ100 mmの熱延板サンプルを数枚ずつ採取し、実験室用の箱型電気炉にて800 ℃×10分の熱延板焼鈍を行い、その後、500 ℃まで15℃/secの冷却速度で冷却した。
【００５９】
その後、各熱処理材から圧延90°方向からJIS Ｚ 2201 に規定される13Ｂ号試験片を各２本採取し、１本でJIS Ｚ 2241 に規定される方法で常温の引張試験を行い、常温強度の測定を行った。残りの１本はA₁値を測定するために、８％の引張歪みを付与した時の材料強度 (MS_RT8%) を測定し、その後、再度実験室用の箱型電気炉で300 ℃×30分の時効熱処理を施し、その後、先と同様に引張試験を行い、時効後耐力 (YS_AGE) を測定し、A₁値＝YS_AGE−MS_RT8%を求めた。
【００６０】
鋼の中温域での強度を測定するために、同じく圧延90°方向からJIS Ｚ 2201 に規定される板状高温引張試験片を採取し、フランジ部に作用する応力を再現する意味で7.5 ％に引張歪みを付与した後、450 ℃の温度でJIS Ｇ 0567 に規定される方法で引張試験を行い、450 ℃強度を求めた。
【００６１】
450 ℃強度が大きい方が中温域での強度が良好である。また、打ち抜き時の端面割れの評価として、クランクプレスにて直径10mmのパンチを用いて打ち抜き試験を行った。ダイスは直径10.8mmのものを用い (クリアランス８％) 、無潤滑の条件で３枚連続の打ち抜きを行い、打ち抜いた後の打ち抜かれた側の母材破面を目視で観察し、端面割れの評価を行った。端面割れの発生しているものについては割れ部断面を光学顕微鏡にて観察し割れ深さを測定した。
【００６２】
また、一般的に添加される元素の影響を確認するために、一部供試材において曲げ半径＝0.4 ×板厚の条件 (板厚＝5.0 t につき曲げ半径＝2.0 mm) で90°曲げ加工を行い端部および母材の割れ有無を観察し、加工性の評価とした。
【００６３】
また、JIS Ｇ 0577 に示される方法で母材の孔食電位を測定し、耐食性を比較した。結果を併せて表２に示す。
表２において450 ℃強度はフランジ部の加工度を模擬した7.5 ％引張歪み付与後の値、400MPa以上が良好である。
【００６４】
打ち抜き性評価：
◎：端面割れなし
○：割れ軽度 (割れ深さ≦0.5 mm)
△：割れあり(0.5mm＜深さ≦1.0 mm)
×：深い割れ (1.0 mm＜深さ)
３個とも使用上問題ないレベルの◎、○を良好とした。
【００６５】
曲げ加工性：
○：割れなし
△：端面に微細割れ (幅0.5 mm以下)
×：端面に明確な割れ (幅0.5 mmを超える)
○を良好とした。
【００６６】
孔食電位：
○：20ｍV 以上
×：20ｍV 未満
○を良好とした。
【００６７】
これらから明らかなように、本発明例にかかるマルテンサイト系ステンレス鋼板は、A₁値が20MPa 以上となり、450 ℃の強度が従来法 (比較例) に比べ高く、安定して400MPa以上の強度を確保することができる。また、打ち抜き時の端面割れが軽度であり、No. ２、４、10で軽度の端面割れが発生しているのみで、端面割れは全く発生しない。
【００６８】
それに対し、Ti/48 ＋Al/27 ＋Nb/93 ＜Ｃ/12 ＋Ｎ/14 の関係式を満足しないNo. 14〜17は、A₁値が20MPa に満たず、450 ℃の強度が低く、かつ、打ち抜き時に端面割れが発生する。
【００６９】
そして、Ｃ量の少ないNo.18 は、A₁値が低く、450 ℃の強度は満足するものの、端面割れが発生し、Ti、Al、Nbが含まれないNo.19 は、端面割れは発生しないが析出強化による強度確保ができないために450 ℃の強度が低下している。
【００７０】
また、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cr、Ｎが本発明の適用範囲外となるNo.20 〜26は、曲げ性 (加工性) や耐食性を同時に満足することができない。
(実施例２)
実際の生産工程にて表１のNo.1に示す各成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造法にて厚さ200 mmのスラブとし、1200℃×1.5 時間の加熱を行い熱間圧延により厚さ5.0 mmの熱延鋼板とした。
【００７１】
その後、この熱延鋼板から厚さ5.0 mm×幅300 mm×長さ100 mmの熱延板サンプルを数枚採取し、実験室用の箱型電気炉にて表３に示す条件で熱延板焼鈍および500 ℃までの冷却を行った。
【００７２】
その後、実施例１と同様の内容で各熱処理条件における特性を調査した。結果を表３に併せて示す。
これから明らかなように、本発明例における熱処理を施したマルテンサイト系ステンレス鋼板は、A₁値が20MPa 以上となり、450 ℃の強度が安定して400MPa以上を確保できる。また、打ち抜き時の端面割れが軽度であり、特にNo.4、６、８は、端面割れが全く発生していない。
【００７３】
それに対し、焼鈍温度が600 ℃に満たないNo.11 は、A₁値は48MPa と高い値を示すが、常温強度が高く打ち抜き性が劣化している。また、焼鈍温度がAc₁点以上となるNo.13 は、常温強度が極めて高く、7.5 ％引張りでも破断するためA₁値および450 ℃の強度測定が困難となる。また、打ち抜き時には全て深い端面割れが発生している。
【００７４】
No.12 では冷却速度が遅いためA₁値が下がり端面割れが発生する。
No.15 については、焼鈍温度が高く冷却速度が遅いため、整粒組織となり打ち抜き時の端面割れは抑制されるが、A₁値が低く固溶Ｃ量が少ないために450 ℃の強度が低下する。
【００７５】
No.16 は、450 ℃強度および打ち抜き性ともに良好であるが、長時間箱型焼鈍となるために焼鈍のコストが従来と変わらないため、本発明においては好ましいものではない。
【００７６】
【表１】

【００７７】
【表２】

【００７８】
【表３】

【００７９】
【発明の効果】
本発明によるマルテンサイト系ステンレス鋼板は、打ち抜き時の端面割れが発生せず、かつ、300 ℃〜600 ℃の中温域の強度に優れるため、自動車排気ガス部材のフランジあるいはフラット画面テレビのフレーム母材等の中温域で使用され、加工を受ける様な用途においても適用される。また、従来は箱型焼鈍を用いて長時間焼鈍して、その後酸洗処理を行っていたものが、連続ラインで焼鈍と酸洗を同時に行うことが可能となり、箱型焼鈍の省略が可能となるために、従来より極めて優れた性能を有する材料を、従来より極めて安価に提供されるものであり産業上における効果が大きいものである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a martensitic stainless steel sheet having low intermediate surface strength when it is used or processed in an intermediate temperature range of 300 ° C. to 600 ° C. and an inexpensive manufacturing method thereof. About.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, martensitic stainless steel sheets have been used as members of turbines, screws, etc. for instruments, western tableware, blades, ships, etc., from the viewpoint of excellent corrosion resistance, hardenability, wear resistance, and the like. However, in recent years, from the viewpoint of reducing the cost of materials used and improving functionality, there are cases where martensitic stainless steel sheets are used in applications where conventional ferritic stainless steel sheets, austenitic stainless steel sheets, or aluminum killed steel sheets are used. It is increasing.
[0003]
For example, materials for automobile exhaust gas systems such as exhaust manifolds and mufflers are excellent in oxidation resistance and high temperature corrosion resistance because they are used in high temperature environments exceeding 800 ° C and wet environments due to condensation. Corrosion resistance is required, and conventionally, ferritic stainless steel sheets and austenitic stainless steel sheets are mainly used.
[0004]
Automotive exhaust gas components, such as exhaust manifolds, converter cases, and mufflers, are made of plate-like stainless steel material by press molding or roll forming for each part, and the joints are joined by caulking or welding to form a pipe. Generally, it is molded into
[0005]
At one end of such a pipe-shaped member, a plate-shaped metal fitting called a flange is joined by welding or the like. In order to join the pipe-shaped member to the flange, a hole corresponding to the outer diameter of the pipe is created by punching or cutting, and in addition to that, two or more holes for passing bolts are usually created. . The pipe-like parts such as the exhaust manifold and the front pipe or the converter and the center pipe can be mechanically joined with bolts or the like by overlapping the flanges.
[0006]
The metal material used for such a flange is at a lower temperature than the material main body (hereinafter referred to as the exhaust gas main body) that is in direct contact with the exhaust gas and has a temperature range of 300 ° C to 600 ° C. Since the corrosive environment is less than that of the exhaust gas main body, the material cost is reduced by using a martensitic stainless steel sheet that is cheaper than a ferritic stainless steel sheet or an austenitic stainless steel sheet.
[0007]
In this way, the flange portion is for mechanically joining the automobile exhaust gas member formed into a pipe shape. However, the joining is performed at any temperature such as bending stress on the flange portion or its own weight. Stress is applied. When this is incorporated in an automobile, in addition to the stress described above, a repeated thermal stress is applied to the flange portion every time the automobile travels and stops, and further, stress due to engine vibration or the like is applied.
[0008]
Therefore, a material used for such a flange portion (hereinafter referred to as a flange material) must be a material that can sufficiently withstand various stresses in a temperature range of 300 ° C. to 600 ° C.
[0009]
That is, the most important performance required for the flange material is strength in a temperature range to be used, that is, material strength in a so-called medium temperature range of 300 ° C to 600 ° C. If the material strength in this temperature range is weak, the flange will buckle or deform during travel, the exhaust gas will partially leak, oxidation of the flange material due to local temperature rise, and corrosion of the flange material due to crevice corrosion. There is a risk of problems such as this.
[0010]
Therefore, as a countermeasure from the structural aspect, in order to ensure the strength of the joint, a thick material with a flange material thickness of 4 mm to 8 mm, usually 6 mm or more is used.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
Recently, however, there has been a demand for securing a higher level of strength for the flange material of such an automobile exhaust gas member. That is, from the viewpoint of improving the material yield or reducing the weight of automobiles, it is required to reduce the thickness of the flange material, and accordingly, there is an increasing demand for a material whose intermediate temperature range is higher than the current level. It is.
[0012]
In general, the strength in the middle temperature range tends to be almost proportional to the material strength at room temperature, and it is considered that a method of simply increasing the strength at room temperature is a good countermeasure.
The general manufacturing method of the martensitic stainless steel sheet as described so far is as follows.
[0013]
(1) A molten steel whose components are adjusted by adding a predetermined alloy element is made into a slab by continuous casting.
(2) The slab is hot-rolled under predetermined heating conditions and rolling conditions to form a hot-rolled steel strip having a predetermined thickness.
[0014]
(3) The obtained hot-rolled steel strip is heat-treated at a temperature of 700 ° C or higher in a box-type annealing furnace.
(4) After heat treatment, the surface scale is removed by pickling, and if necessary, slits are made to the specified dimensions before shipment.
[0015]
Here, in order to maintain excellent material strength in the temperature range of 300 ° C. to 600 ° C., that is, to have a certain level of material strength even at room temperature, the heat treatment step shown in the above (3) It is an extremely important position in determining the strength.
[0016]
Generally, like martensitic stainless steel plate ₁ It is difficult for a material having a transformation point to be hot-rolled sheet annealed in a continuous line at a high temperature in a short time like a high purity ferritic stainless steel plate or austenitic stainless steel plate, as shown in (3) above. Performing a simple box-type annealing is a routinely used method at present. In general, martensitic stainless steel plates used for such applications are used for a long period of 4 to 8 hours in the temperature range of 700 ° C. to 850 ° C. from the viewpoint of manufacturing cost, equipment life of the annealing furnace or material strength after annealing. In general, annealing is performed. Therefore, in order to have a certain level of material strength at room temperature, it is considered that the temperature or annealing time in the box-type annealing may be shifted to a lower temperature and a shorter time than the current time.
[0017]
However, when annealing is performed under such conditions, the difference in material properties in the width direction and longitudinal direction of the obtained martensitic stainless steel sheet becomes very large, and in some cases, generally acceptable. It was found that the strength of the range could be exceeded.
[0018]
That is, a hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling has a very large capacity of 8 to 18 tons at a normal industrial level, and such a large-capacity steel sheet is subjected to low-temperature short-circuiting in a box-type annealing furnace. When time annealing is performed, the ultimate temperature and holding time in the width direction and longitudinal direction of the steel sheet become more non-uniform than in the past, which causes a phenomenon that the difference in material properties in the steel sheet after annealing becomes very large It is. In particular, in the case of a stainless steel plate that is inferior in thermal conductivity as compared with general ordinary steel, the temperature difference due to the site in the steel plate tends to be very large.
[0019]
Such a characteristic difference in the steel sheet cannot be easily avoided even if the annealing temperature is changed in a box-type annealing furnace. Further, as a method for increasing the material strength after annealing without changing the annealing conditions, a method of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet itself by changing the hot rolling conditions is also conceivable. For this purpose, the dislocation density of the hot-rolled steel sheet is increased by lowering the heating temperature, finishing temperature or coiling temperature in the hot rolling, and the strength after annealing even under the same annealing conditions as before. However, when the heating temperature or finishing temperature of hot rolling is lowered, the probability of surface defects such as scratches and scratches on the steel sheet surface increases, and the steel sheet surface is ground. For example, it is necessary to remove surface defects by, for example, this is not preferable from the viewpoint of the material yield or the number of processes.
[0020]
As means for solving such a problem, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-249942 discloses Ac. ₁ After heating and holding at a point +100 ° C to 1200 ° C ferrite + austenite two-phase region temperature, cooling to 100 ° C or less, consisting essentially of ferrite phase and martensite phase, 450 ° C ~ 500 ° C An aperture frame using a duplex stainless steel material exhibiting high yield strength in the middle temperature range is disclosed.
[0021]
This invention relates to a base material for a TV frame, and is an application that requires strength in the middle temperature range as with the flange part material, and is not annealed in a box-type annealing furnace. Does not occur.
[0022]
However, with the above method, the strength in the middle temperature range is very excellent, but since it is a composite structure of a structurally soft ferrite phase and a hard martensite phase, there is a problem in the flange machining process. May occur.
[0023]
A flange material used for joining automobile exhaust gas members is usually formed by punching a base material to a predetermined size, and further punching or cutting holes for predetermined pipe joining and bolt penetration. Is as described above. Therefore, if a hard martensite phase is present in the base metal, the die is quickly worn out, the frequency of die care and die replacement increases, and this becomes a factor of economic efficiency and productivity hindrance. Further, in the fracture surface of the shearing process by punching, when the material breaks, stress concentrates on the interface between the ferrite phase and the martensite phase, and there is a high possibility that a so-called end surface crack will occur. . In fact, even in a martensitic stainless steel plate manufactured by a conventional manufacturing method, this end face crack often occurs.
[0024]
Conventionally, martensitic stainless steel sheets are generally subjected to long-term annealing for 4 to 8 hours in a temperature range of 700 ° C to 850 ° C, particularly from the viewpoint of securing material strength. Just as you did. The martensitic stainless steel sheet thus obtained has a ferrite structure remaining from the slab stage during casting and a layered structure of ferrite and carbide by annealing the martensite phase generated in the cooling process after hot rolling. It is a feature. And it is becoming clear that the material which becomes a layered structure in this way has high end face cracking sensitivity at the time of punching, and it can be improved by heat-treating it for a long time at a high temperature. That is, by performing hot-rolled sheet annealing at a higher temperature and longer time than before, the layered structure changes to a sized structure, and end face cracks tend to be suppressed. However, in the case of a martensitic stainless steel plate having such a grain-size structure, the properties at room temperature after annealing are remarkably softened, so that the strength in the middle temperature range is greatly deteriorated.
[0025]
In addition, as knowledge about defects at the time of punching a martensitic stainless steel sheet, Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-259458, characterized by appropriately adjusting the cold rolling base material and the cold rolling reduction ratio, Although a martensitic stainless steel sheet with a small amount is disclosed, such a method does not improve the end face cracking at the time of punching according to the present invention, and is premised on the implementation of cold rolling. If it is applied to a martensitic stainless steel plate, the number of processes is increased, and the manufacturing cost increases, which is not preferable.
[0026]
Therefore, there is still no martensitic stainless steel sheet having conflicting performance that does not cause problems during processing such as cracking of the end face and that ensures a higher strength in the intermediate temperature range than required conventionally. The current situation is not.
[0027]
The present invention, therefore, provides a martensitic stainless steel sheet excellent in both punchability and medium temperature range strength, which could not be obtained in the past, and a method for producing the same, by conducting a more detailed study on the components and annealing conditions. For the purpose.
[0028]
[Means for Solving the Problems]
In order to ensure the contradictory performance as described above, the present inventors first conducted intensive research to clarify the generation mechanism of the end face cracks that occur during punching.
[0029]
As a result, the following conclusion was obtained.
(i) When the structure of a martensitic stainless steel sheet having a layered structure after hot-rolled sheet annealing is observed in detail, there are structurally non-uniform portions. That is, it was confirmed that there are adjacent portions of crystal grains having large crystal grains and a low carbide precipitation density and crystal grains having a small crystal grain diameter and a high carbide precipitation density.
[0030]
(ii) End face cracks tend to preferentially occur along crystal grain boundaries with different forms as in (i) above.
(iii) The structural non-uniformity is caused by the history of the base metal before the hot-rolled sheet annealing. That is, the ferrite structure from the solidification stage becomes a crystal grain with a large crystal grain size and a low carbide precipitation density after hot-rolled sheet annealing, and is austenite phase during hot rolling and martensitic phase during cooling after hot rolling. The resulting product becomes crystal grains with a fine crystal grain size and a high carbide precipitation density after hot-rolled sheet annealing.
[0031]
In other words, the structural inhomogeneity of the conventional martensitic stainless steel sheet having a layered structure is caused by the difference between the ferrite structure and the prior austenite structure from the solidification stage, and the conventional hot-rolled sheet annealing conditions are performed. However, the martensite phase transformed from the prior austenite structure is only decomposed into fine ferrite and carbide on the spot, and in terms of subsequent crystal grain growth and carbide diffusion, both temperature and time are insufficient. Even after hot-rolled sheet annealing, the effect during solidification or hot rolling remains as it is. And in the structure | tissue where the history before annealing remained in this way, the intensity | strength differs for every crystal grain, As a result, the end surface crack sensitivity is very high.
[0032]
In other words, the ferrite structure from the stage of solidification where the crystal grains are coarse has low strength, and the former austenite structure where the crystal grains are fine (the place where the martensite phase becomes a cooling phase and decomposes into ferrite and carbide during annealing) has high strength. It was confirmed that shear stress concentrates at the crystal grain boundary, cracks occur along the crystal grain boundary, and the crack propagates to the crystal grain boundary to form a macro end face crack.
[0033]
Accordingly, if annealing is performed while sufficiently securing both temperature and time, the structural non-uniformity is eliminated and a uniform ferrite sized structure is obtained, so that end face cracking is suppressed.
However, with such a method, the strength in the middle temperature range is greatly impaired, as described above, and is not an effective solution.
[0034]
Therefore, the present inventors conducted further detailed studies in terms of the bond strength of the grain boundary after the heat treatment in addition to the components of the martensitic stainless steel sheet, the heat treatment conditions, and the subsequent structure. As a result, by adjusting the components to be added as appropriate, and by limiting the heat treatment conditions to a specific range, end face cracking during punching is eliminated, and the strength is superior to that in the middle temperature range of 300 ° C to 600 ° C. It has come to find that it can be secured.
[0035]
That is, it has been found that if C contained in steel is present in a state in which it is dissolved in steel to some extent, the bonding strength of the grain boundaries is strengthened and it is very effective against end face cracks. In addition, if a certain amount of C is dissolved in the steel in a certain state, it is possible to ensure excellent strength by the effect of so-called strain aging in the temperature range of 300 ° C to 600 ° C. .
[0036]
In addition, such a martensitic stainless steel sheet can be easily manufactured by annealing in a specific temperature range for a short time and then rapidly cooling without performing long-term annealing with a conventional box-type annealing furnace. It is possible to omit the box-type annealing, and it is possible to secure a sufficiently excellent performance in the continuous annealing pickling line.
[0037]
The present invention has been obtained on the basis of such knowledge, and the gist thereof resides in the following martensitic stainless steel sheet.
That is, the present invention is, in mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 1.0% or less, Mn: 0.05% to 1.0%, S: 0.01% or less, P: 0.1% or less, Cr: 10.5 to 13.5% , N: 0.05% or less, Ti, Al, and Nb, each containing 0.1% or less and within the range satisfying the following formula (1), the balance being Fe and inevitable impurities A steel composition that is structurally composed of ferrite and carbide, A ₁ It is a martensitic stainless steel sheet having low punching cracking sensitivity and excellent strength in the middle temperature range, characterized in that the value satisfies the following formula (2).
[0038]
O <Ti / 48 + Al / 27 + Nb / 93 <C / 12 + N / 14 (1)
A ₁ Value = YS _AGE -MS _RT8% ≧ 20MPa ・・・ (2)
However, YS _AGE : 8% tensile strain + 300 ° C x 30 minutes heat resistance after heat treatment
MS _RT8% : Material strength when 8% tensile strain is applied at room temperature
Furthermore, from another aspect of the present invention, a hot-rolled steel sheet having the above steel composition is applied at 600 ° C. ₁ It is a method for producing a martensitic stainless steel sheet, characterized in that annealing is performed for a short time in a temperature range not exceeding the transformation point, and then cooling to 500 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./sec or more.
[0039]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail. In addition, the% display of the following chemical composition means the mass% unless there is special regulation.
[0040]
(Composition of steel sheet)
C:
C is an important element that reinforces the strength and bonding strength of grain boundaries. Add 0.02% or more to prevent cracking at the end face and to ensure strength in the middle temperature range. However, if the content exceeds 0.10%, the corrosion resistance of the steel deteriorates, which is not preferable. Therefore, the upper limit of the C content is 0.10%. A preferable C content is 0.03% or more and 0.08% or less.
[0041]
Si:
Si is an effective component as a deoxidizer for steel and improves the oxidation resistance of steel. However, if it exceeds 1.0%, the Si content is determined to be 1.0% or less because it becomes harder as the added amount increases and the workability deteriorates. Preferably it is 0.8% or less.
[0042]
Mn:
Mn is contained in the range of 0.05% or more and 1.0% or less because of the deoxidizing action of steel. If the content is less than 0.05%, the deoxidation of the steel becomes insufficient and the cleanliness deteriorates, so the Mn content was set to 0.05% or more. On the other hand, if it exceeds 1.0%, it will be the starting point of rusting and pitting corrosion, not only lowering the corrosion resistance, but also increasing the cost of the steel, which is disadvantageous in terms of economy. Preferably it is 0.8% or less, and is 0.1% or more.
[0043]
S:
S is the starting point of rusting and pitting corrosion and deteriorates the corrosion resistance. If the content exceeds 0.01%, the corrosion resistance deteriorates, so the upper limit was made 0.01%.
[0044]
P:
The lower one is desirable to reduce the corrosion resistance and toughness of the steel. If the content exceeds 0.10%, the workability deteriorates, so the P content is set to 0.10% or less.
[0045]
Cr:
Cr is a main component for maintaining corrosion resistance and oxidation resistance. Corrosion resistance and oxidation resistance improve with increasing Cr content. In order to ensure the desired corrosion resistance of the steel, a content of 10.5% or more is necessary. If the content exceeds 13.5%, the manufacturability deteriorates and the cost increases, so the upper limit was made 13.5%.
[0046]
N:
N has the effect of increasing the strength of the steel, but if it exceeds 0.05%, the corrosion resistance of the steel deteriorates. Therefore, the upper limit was made 0.05%.
[0047]
Ti, Nb, Al:
Ti, Al, and Nb combine with C and N and precipitate in the steel as precipitates. Precipitation of these precipitates increases the strength of the steel and ensures the strength in the intermediate temperature range. In order to stably obtain the effect of precipitation strengthening, one or more of Ti, Al, and Nb must be contained in excess of zero. Therefore, it is necessary to satisfy O <Ti / 48 + Al / 27 + Nb / 93. A preferable content is 0.0001% or more. However, if each content exceeds 0.10%, the cost of steel increases, which is disadvantageous in terms of economy. Therefore, the upper limit of each element is set to 0.10%.
[0048]
Even if the elements of Ti, Al, and Nb are each 0.1% or less, the solid solution C and N in the steel are depleted if the amount exceeds a certain amount with respect to the content of C and N, and the bonding strength and material of the grain boundary. Strength decreases. Therefore, these elements are contained within a range satisfying Ti / 48 + Al / 27 + Nb / 93 <C / 12 + N / 14.
[0049]
( Strain aging index A ₁ value)
A ₁ The value is an index that simply represents the amount of solute C in the steel. In the present invention, the strength of the material when the tensile strain of 8% is applied to the steel at room temperature and (MS _RT8% ) And then the tensile strength (YS _AGE ) Difference (YS _AGE -MS _RT8% )
[0050]
The conditions for such aging heat treatment are not particularly limited in the present invention, but it is generally carried out at a temperature range of 200 ° C. to 400 ° C. for a holding time of about 20 minutes to 1 hour.
[0051]
In other words, the aging temperature is suitably 200 ° C or higher in order to securely fix the solid solution C to the dislocations given by tension, and is performed in a temperature range of 400 ° C or lower in order to suppress the recovery of the dislocation. In this case, a retention time of 20 minutes to 1 hour is used in order to securely fix the solid solution C to the dislocation.
[0052]
Since it is generally known that the accuracy as a measured value of the solid solution C amount is deteriorated if this condition is not satisfied, in the present invention, the above A ₁ The aging heat treatment conditions for determining the value were 300 ° C. × 30 minutes.
[0053]
A measured using the conditions at this time ₁ Value = YS _AGE -MS _RT8% If the value of is large, the amount of dissolved C in the steel is large, and it can be said that it is effective in suppressing end face cracking and increasing the strength in the intermediate temperature range.
[0054]
In order to obtain a particularly remarkable effect in the present invention, A ₁ The value is set to 20 MPa or more, more preferably 30 MPa or more.
(Hot rolled sheet annealing)
Hot-rolled sheet annealing is 600 ℃ or more Ac ₁ Perform in a temperature range that does not exceed the transformation point. If annealing is performed in a temperature range less than 600 ° C, the steel is not recrystallized and the strength of the steel after annealing is remarkably high, so the workability deteriorates. Also, Ac ₁ When annealing is performed in a temperature range higher than the point, a martensite phase is generated in the subsequent cooling step, and end face cracks occur during punching. The preferred temperature range is 700 ° C or higher (Ac ₁ Transformation point −30 ° C.)
[0055]
Further, in the present invention, the time for hot-rolled sheet annealing of steel is not particularly specified, but the actual production level is usually 10 minutes or less in the furnace, which is an extremely short annealing temperature compared to the conventional one. .
[0056]
(Cooling rate)
The cooling rate is specified to be 5 ° C./sec or more. If the cooling is less than 5 ° C./sec, C dissolved in the steel will precipitate as carbides, so that there is no effect in suppressing end face cracking, and the strength in the intermediate temperature range will also decrease. A preferable cooling rate is 10 ° C./sec or more.
[0057]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in detail by way of examples.
(Example 1)
In the actual production process, steel of each component composition shown in Table 1 is melted to form a slab with a thickness of 200 mm by continuous casting, heated at 1200 ° C for 1.5 hours, and hot rolled to a thickness of 5.0 mm hot-rolled steel sheet.
[0058]
After that, several hot-rolled sheet samples of thickness 5.0 mm x width 300 mm x length 100 mm were collected from each hot-rolled steel sheet and hot-rolled at 800 ° C for 10 minutes in a laboratory box-type electric furnace. The plate was annealed and then cooled to 500 ° C. at a cooling rate of 15 ° C./sec.
[0059]
After that, two 13B test pieces specified in JIS Z 2201 were sampled from each heat-treated material from the 90 ° direction of rolling, and one was subjected to a tensile test at room temperature by the method specified in JIS Z 2241. Was measured. The remaining one is A ₁ In order to measure the value, the material strength when applying a tensile strain of 8% (MS _RT8% ), And then again subjected to aging heat treatment at 300 ° C for 30 minutes in a laboratory box-type electric furnace, and then a tensile test was performed in the same manner as before to determine the yield strength after aging (YS _AGE ) And measure A ₁ Value = YS _AGE -MS _RT8% Asked.
[0060]
In order to measure the strength in the middle temperature range of steel, a plate-like high-temperature tensile test piece specified in JIS Z 2201 was also taken from the 90 ° direction of rolling, and 7.5% in order to reproduce the stress acting on the flange. After imparting tensile strain, a tensile test was performed at a temperature of 450 ° C. by the method specified in JIS G 0567 to obtain a 450 ° C. strength.
[0061]
The higher the strength at 450 ° C, the better the strength in the middle temperature range. In addition, as an evaluation of the end face crack at the time of punching, a punching test was performed using a punch having a diameter of 10 mm with a crank press. Use a die with a diameter of 10.8 mm (clearance 8%), punch three consecutive sheets under non-lubricated conditions, visually observe the base metal fracture surface after punching, and check for end face cracks. Evaluation was performed. About the thing which the end surface crack generate | occur | produced, the crack part cross section was observed with the optical microscope, and the crack depth was measured.
[0062]
In addition, in order to confirm the influence of elements that are generally added, 90 ° bending was performed on some test materials under the conditions of bending radius = 0.4 × plate thickness (bending radius = 2.0 mm per plate thickness = 5.0 t). The end part and the base material were observed for cracks to evaluate the workability.
[0063]
Moreover, the pitting corrosion potential of the base material was measured by the method shown in JIS G 0577, and the corrosion resistance was compared. The results are also shown in Table 2.
In Table 2, the strength at 450 ° C. is a value after applying a 7.5% tensile strain simulating the degree of processing of the flange, and 400 MPa or more is good.
[0064]
Punchability evaluation:
A: No end face crack
○: Mild crack (crack depth ≤ 0.5 mm)
Δ: Cracked (0.5 mm <depth ≤ 1.0 mm)
×: Deep crack (1.0 mm <depth)
◎ and ○, which are at a level that does not cause any problems in use, were considered good.
[0065]
Bendability:
○: No crack
Δ: Fine crack on end face (width 0.5 mm or less)
×: Clear crack at end face (width over 0.5 mm)
○ was considered good.
[0066]
Pitting potential:
○: 20mV or more
×: Less than 20mV
○ was considered good.
[0067]
As is clear from these, the martensitic stainless steel sheet according to the present invention example is A ₁ The value is 20 MPa or more, the strength at 450 ° C. is higher than that of the conventional method (comparative example), and a strength of 400 MPa or more can be secured stably. Further, the end face cracks at the time of punching are mild, and only the end face cracks are generated in Nos. 2, 4, and 10, and the end face cracks are not generated at all.
[0068]
On the other hand, Nos. 14 to 17 that do not satisfy the relational expression of Ti / 48 + Al / 27 + Nb / 93 <C / 12 + N / 14 ₁ The value is less than 20MPa, the strength at 450 ° C is low, and end face cracks occur during punching.
[0069]
And No.18 with a small amount of C is A ₁ Although the value is low and the strength at 450 ° C is satisfactory, end face cracking occurs and No. 19 containing no Ti, Al, or Nb does not generate end face cracks but cannot secure strength by precipitation strengthening. The strength of is reduced.
[0070]
Further, Nos. 20 to 26 in which C, Si, Mn, P, S, Cr, and N are out of the scope of the present invention cannot simultaneously satisfy bendability (workability) and corrosion resistance.
(Example 2)
In the actual production process, steel of each component composition shown in No. 1 in Table 1 is melted and made into a slab with a thickness of 200 mm by the continuous casting method. A hot-rolled steel sheet having a thickness of 5.0 mm was used.
[0071]
After that, several hot-rolled plate samples of thickness 5.0 mm × width 300 mm × length 100 mm were taken from this hot-rolled steel plate, and hot-rolled plate under the conditions shown in Table 3 in a laboratory box-type electric furnace. Annealing and cooling to 500 ° C were performed.
[0072]
Thereafter, the characteristics under each heat treatment condition were investigated in the same manner as in Example 1. The results are also shown in Table 3.
As is clear from this, the martensitic stainless steel sheet subjected to the heat treatment in the present invention example is A ₁ The value is 20 MPa or more, and the strength at 450 ° C is stable and 400 MPa or more can be secured. Further, the end face cracks at the time of punching were mild, and in particular, No. 4, 6 and 8 had no end face cracks at all.
[0073]
On the other hand, No.11 whose annealing temperature is less than 600 ° C is A ₁ Although the value is as high as 48 MPa, the room temperature strength is high and the punchability is deteriorated. Also, the annealing temperature is Ac ₁ No.13, which is above the point, has extremely high room temperature strength and breaks even at 7.5% tension. ₁ Value and 450 ° C strength measurement becomes difficult. In addition, deep end face cracks are generated at the time of punching.
[0074]
In No. 12, the cooling rate is slow, so A ₁ The value drops and end face cracks occur.
For No.15, the annealing temperature is high and the cooling rate is slow, so that it becomes a sized structure and cracks at the end of punching are suppressed. ₁ Since the value is low and the amount of dissolved C is small, the strength at 450 ° C. decreases.
[0075]
No. 16 has good strength at 450 ° C. and punchability, but is not preferable in the present invention because the annealing cost is not different from the conventional one because it becomes box-type annealing for a long time.
[0076]
[Table 1]

[0077]
[Table 2]

[0078]
[Table 3]

[0079]
【The invention's effect】
The martensitic stainless steel sheet according to the present invention is free from cracks at the end of punching and has excellent strength in the middle temperature range of 300 ° C to 600 ° C. It is also used in applications where it is used in the middle temperature range such as and receives processing. In addition, what used to be annealed for a long time using box-type annealing and then pickled, it is possible to perform annealing and pickling at the same time on a continuous line, making it possible to omit box-type annealing. Therefore, a material having extremely superior performance compared to the prior art is provided at an extremely low cost compared to the prior art, and has a great industrial effect.

Claims

% By mass
C: 0.02 to 0.10%, Si: 1.0% or less, Mn: 0.05% to 1.0%, S: 0.01% or less, P: 0.10% or less, Cr: 10.5 to 13.5%, N: 0.05% or less, Contains one or more of Ti, Al, and Nb within a range of 0.10% or less and satisfying the following formula (1), with the balance being a steel composition consisting of Fe and inevitable impurities. ferrite and consists carbide, martensitic stainless steel sheet strain aging index a ₁ value is excellent in strength below (2) punching crack susceptibility is small intermediate temperature range, wherein the benzalkonium to satisfy expression.
O <Ti / 48 + Al / 27 + Nb / 93 <C / 12 + N / 14 (1)
A ₁ value = YS _AGE _{-MS RT 8%} ≥ 20 Mpa (2)
YS _AGE : 8% tensile strain + 300 ° C x 30 minutes after heat treatment
MS _RT 8 _% : Material strength when 8% tensile strain is applied at room temperature

The hot-rolled sheet having the steel composition according to claim 1 is annealed in a temperature range of 600 ° C. or more and not exceeding the Ac ₁ transformation point, and then cooled to 500 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./sec or more. A method for producing a martensitic stainless steel sheet characterized by the following.