JP5729827B2 - High strength non-magnetic steel - Google Patents
High strength non-magnetic steel Download PDFInfo
- Publication number
- JP5729827B2 JP5729827B2 JP2011230132A JP2011230132A JP5729827B2 JP 5729827 B2 JP5729827 B2 JP 5729827B2 JP 2011230132 A JP2011230132 A JP 2011230132A JP 2011230132 A JP2011230132 A JP 2011230132A JP 5729827 B2 JP5729827 B2 JP 5729827B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- amount
- value
- yield strength
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、非磁性鋼に関するものであり、例えば、強磁界に晒されるリニアモーターカー、発電・送電設備などの構造部材、微弱磁界が問題となる医療設備の構造部材、または電磁制御部品の非磁性部を構成する材料等に好適な非磁性鋼に関するものである。 The present invention relates to non-magnetic steel, for example, a structural member such as a linear motor car exposed to a strong magnetic field, a power generation / transmission facility, a structural member of a medical facility in which a weak magnetic field is a problem, or a non-magnetic control component. The present invention relates to a nonmagnetic steel suitable for a material or the like constituting a magnetic part.
磁界環境に晒される構造部材などにおいて、設備本体の性能への悪影響が許されないものには、通常、外部磁界によって磁化されない非磁性材料が用いられる。 In a structural member exposed to a magnetic field environment, a non-magnetic material that is not magnetized by an external magnetic field is generally used for a member that does not allow adverse effects on the performance of the equipment body.
代表的な非磁性材料としては、従来からＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６等のオーステナイト系ステンレスが知られている。しかし、オーステナイト系ステンレスはＮｉやＣｒといった希少金属を多く含有するため部材の製造コスト増加を招くという問題がある。さらに、加工歪みが付与されるとオーステナイト組織が誘起マルテンサイト組織に変態して強磁性を示すため、加工歪みの増加に伴って透磁率が増加し、非磁性材料としての特性が低下するという問題もあった。 As a typical nonmagnetic material, austenitic stainless steel such as SUS304 and SUS316 has been conventionally known. However, since austenitic stainless steel contains a large amount of rare metals such as Ni and Cr, there is a problem that the manufacturing cost of the member is increased. Furthermore, when processing strain is applied, the austenite structure transforms into an induced martensite structure and exhibits ferromagnetism, so that the magnetic permeability increases with an increase in processing strain and the characteristics as a non-magnetic material deteriorate. There was also.
一方、オーステナイト系ステンレス以外の非磁性材料として、従来からオーステナイト組織を安定化させるＣ、Ｍｎを増量した高Ｍｎ非磁性鋼が開発されてきたが、近年要求されている高強度化（特に高耐力）には十分に対応できておらず、未だ改善の余地があった。そこで、高Ｍｎ非磁性鋼の高耐力化技術として、例えば特許文献１には、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどの合金元素を添加したものが開示されている。しかし、上記合金元素によって生成する炭化物等は、磁束線および磁壁をトラップする効果を有することから、残留磁化が増加し、非磁性材料としての特性を低下させる可能性があった。 On the other hand, as a nonmagnetic material other than austenitic stainless steel, high Mn nonmagnetic steel with an increased amount of C and Mn that stabilizes the austenite structure has been developed. ) Was not adequately addressed, and there was still room for improvement. Thus, as a technique for increasing the yield strength of high-Mn nonmagnetic steel, for example, Patent Document 1 discloses a technique in which an alloy element such as Mo, Nb, or V is added. However, since carbides and the like generated by the alloy elements have an effect of trapping magnetic flux lines and domain walls, there is a possibility that residual magnetization increases and properties as a nonmagnetic material are deteriorated.
上記した事情に鑑み、本発明者は、非磁性特性の良好な（すなわち透磁率が低い）高引張強度の高Ｍｎ非磁性材料を見出し、既に出願している（特願２００９−２７１８０６号。以下、「先願」と呼ぶ。）。先願は、各種成分組成を適切に制御し、かつＣｒ当量とＮｉ当量の関係を適切に調整することによって、ミクロ組織を安定したオーステナイト状態にするとともに、炭窒化物を微細に分散させ、高引張強度と低透磁率を両立した技術である。先願では、高引張強度と低透磁率の両立は可能となったが、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）が十分でなく、必要な０．２％耐力を確保するために、引張強度を大幅に増加させる必要があり、部品加工性などの面では課題を残していた。そこで本発明では、高耐力と低透磁率を省合金で両立させ、加工性にも優れた非磁性鋼を提供することを目的とする。 In view of the circumstances described above, the present inventor has found a high Mn nonmagnetic material with good nonmagnetic properties (ie, low permeability) and high tensile strength, and has already filed an application (Japanese Patent Application No. 2009-271806, hereinafter). , Called "prior application"). The prior application appropriately controls the composition of various components and appropriately adjusts the relationship between the Cr equivalent and the Ni equivalent, thereby making the microstructure stable austenite and finely dispersing carbonitride. This technology achieves both tensile strength and low magnetic permeability. In the prior application, it was possible to achieve both high tensile strength and low magnetic permeability, but the proof stress ratio (0.2% proof stress / tensile strength) was not sufficient, and in order to ensure the required 0.2% proof strength. Therefore, it was necessary to greatly increase the tensile strength, and there were problems in terms of part workability. Therefore, an object of the present invention is to provide a non-magnetic steel having both high proof stress and low magnetic permeability with alloy saving and excellent workability.
上記課題を達成した本発明は、Ｃ：０．８〜１．２％（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）、Ｓｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：５．０〜１２％、Ｎ：０．０１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、ミクロ組織の９９面積％以上がオーステナイト組織であり、オーステナイト結晶粒度が５．０以上であり、下記式（１）で表されるＰ値が２１５以上であり、比透磁率が１．１０以下であることを特徴とする高耐力非磁性鋼である。
Ｐ値＝１５８［Ｃ］＋６４［Ｓｉ］＋０．４５［Ｍｎ］＋４６［Ｃｒ］＋５４８［Ｎ］ ・・・（１）
（但し、上記式（１）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
The present invention that has achieved the above-mentioned problems is as follows: C: 0.8 to 1.2% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical components), Si: 0.25 to 2.0%, Mn: 5.0 -12%, N: 0.01-0.10%, P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.03% or less (not including 0%), Cu: 0.1 % Or less (not including 0%), Ni: 0.1% or less (not including 0%), the balance being iron and inevitable impurities, and 99% by area or more of the microstructure being an austenitic structure A high-strength nonmagnetic steel characterized by having an austenite grain size of 5.0 or more, a P value represented by the following formula (1) of 215 or more, and a relative permeability of 1.10 or less. is there.
P value = 158 [C] +64 [Si] +0.45 [Mn] +46 [Cr] +548 [N] (1)
(However, in the above formula (1), [] means the content (% by mass) of each element.)
本発明の高耐力非磁性鋼は、さらに、（ａ）Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）を含むことが好ましい。 The high yield strength nonmagnetic steel of the present invention further includes (a) Cr: 1.5% or less (not including 0%), (b) Al: 0.1% or less (not including 0%), (c ) B: 0.006% or less (excluding 0%) is preferably included.
本発明の高耐力非磁性鋼は、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上であり、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）が０．４０以上であることが好ましく、また下記式（２）で表されるＭｄ３０値が、下記式（３）の関係を満足することも好ましい。
Ｍｄ３０値＝５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−１．４２(オーステナイト結晶粒度−４) ・・・（２）
Ｍｄ３０値≦１８．４［Ｍｎ］−２０６ ・・・（３）
（但し、上記式（２）、（３）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
The high yield strength nonmagnetic steel of the present invention preferably has a 0.2% yield strength of 345 MPa or more and a yield strength ratio (0.2% yield strength / tensile strength) of 0.40 or more. It is also preferable that the Md30 value represented by the following formula satisfies the relationship of the following formula (3).
Md30 value = 551-462 ([C] + [N])-9.2 [Si] -8.1 [Mn] -13.7 [Cr] -29 ([Cu] + [Ni])-1. 42 (Austenite grain size-4) (2)
Md30 value ≦ 18.4 [Mn] −206 (3)
(However, in the above formulas (2) and (3), [] means the content (mass%) of each element.)
本発明では、各種成分組成を適切に制御した上で、特にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮの含有量から定まるＰ値を所定以上にし、かつＭｎ量を所定以下にしている。したがって、本発明の非磁性鋼は、引張試験での０．２％耐力を所定以上（例えば３４５ＭＰａ以上）確保しつつ、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）を所定以上（例えば０．４０以上）とすることができ、製品の引張強度と加工性を両立できる上、非磁性特性にも優れている。また、本発明の好ましい態様において、化学成分と結晶粒度から定まるＭｄ３０値をＭｎ量と相関のある閾値（Ｍｄ＿Ｌｉｍｉｔ値）以下にすることで、１８０°曲げ加工を行っても、加工誘起マルテンサイトが生成せず、優れた曲げ加工性を実現できる。 In the present invention, various component compositions are appropriately controlled, and in particular, the P value determined from the contents of C, Si, Mn, Cr, and N is set to a predetermined value or more, and the Mn amount is set to a predetermined value or less. Therefore, the nonmagnetic steel of the present invention has a yield ratio (0.2% yield strength / tensile strength) of a predetermined value or more (for example, 0) while ensuring a 0.2% yield strength or more (for example, 345 MPa or more) in a tensile test. .40 or more), and it is possible to achieve both the tensile strength and workability of the product and is excellent in nonmagnetic properties. Further, in a preferred embodiment of the present invention, by setting the Md30 value determined from the chemical composition and the crystal grain size to be equal to or less than a threshold value (Md_Limit value) correlated with the amount of Mn, even when 180 ° bending is performed, the processing-induced martensite is Excellent bending workability can be realized without generation.
本発明者らは、高Ｍｎ非磁性鋼の引張強度、０．２％耐力、磁気特性および加工性について、鋼の組織や析出物の影響など、様々な角度から実験および検討を行った。その結果、非磁性鋼の加工性は、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）と相関関係があり、その耐力比はＭｎ量に大きく影響を受けることが明らかとなった。また、構造部材や電磁部品に用いられる非磁性鋼には、通常、所定以上の耐力を有することが要求されており、本発明者は各種成分組成を適切に調整する他、特にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎの含有量から算出されるＰ値を調整することによって耐力を向上できることを見出した。さらに、化学成分と結晶粒度から定まるＭｄ３０値をＭｎ量と相関のある閾値（Ｍｄ＿Ｌｉｍｉｔ値）以下にすることが好ましく、このようにすることによって優れた曲げ加工性を実現できることも明らかになった。 The present inventors conducted experiments and studies on the tensile strength, 0.2% proof stress, magnetic properties, and workability of high-Mn nonmagnetic steel from various angles including the effect of steel structure and precipitates. As a result, it became clear that the workability of nonmagnetic steel has a correlation with the yield ratio (0.2% yield strength / tensile strength), and the yield ratio is greatly influenced by the amount of Mn. In addition, nonmagnetic steel used for structural members and electromagnetic parts is usually required to have a proof stress of a predetermined value or more, and the present inventor appropriately adjusts various component compositions, in particular, C, Si, It has been found that the yield strength can be improved by adjusting the P value calculated from the contents of Mn, Cr and N. Furthermore, it is preferable to set the Md30 value determined from the chemical composition and the crystal grain size to be equal to or less than a threshold value (Md_Limit value) having a correlation with the Mn amount, and it has been clarified that excellent bending workability can be realized by doing so.
後記する実施例で示すが、本発明の成分系に係る非磁性鋼の加工性は、耐力比（すなわち、０．２％耐力／引張強さ）と相関関係があり、耐力比が０．４０以上である場合に優れた加工性を確保できる。耐力比は、好ましくは０．４３以上であり、より好ましくは０．４７以上である。 As shown in the examples described later, the workability of the nonmagnetic steel according to the component system of the present invention has a correlation with the yield strength ratio (that is, 0.2% yield strength / tensile strength), and the yield strength ratio is 0.40. In such a case, excellent workability can be secured. The yield strength ratio is preferably 0.43 or more, and more preferably 0.47 or more.
次に、上記した耐力比とＭｎ量の関係について図１を用いて説明する。図１は、後記する実施例のデータに基づき、Ｍｎ量と耐力比の関係をグラフにしたものである。図１によれば、Ｍｎ量の増加に伴って、耐力比が減少する傾向にあることが分かる。そこで、上記した０．４０以上の耐力比を確保するため、Ｍｎ量を１２％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１１．５％以下であり、より好ましくは１１．０％以下である。 Next, the relationship between the yield strength ratio and the amount of Mn will be described with reference to FIG. FIG. 1 is a graph showing the relationship between the amount of Mn and the yield strength ratio based on data of examples described later. According to FIG. 1, it can be seen that the yield strength ratio tends to decrease as the amount of Mn increases. Therefore, in order to secure the yield ratio of 0.40 or more, the amount of Mn is set to 12% or less. The amount of Mn is preferably 11.5% or less, more preferably 11.0% or less.
以下、本発明の非磁性鋼の化学成分について説明する。 Hereinafter, the chemical components of the nonmagnetic steel of the present invention will be described.
Ｃ：０．８〜１．２％
Ｃは、非磁性層相であるオーステナイト相の安定化に有効な元素である。特に、引張強度の向上に寄与するＣｒの微細炭窒化物を得るために有効に働く元素である。そこでＣ量を０．８％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．８３％以上であり、より好ましくは０．８５％以上である。一方、Ｃ量が過剰になるとオーステナイト相の加工硬化性を増大させ、鍛造性や被削性が大幅に劣化するとともに、粗大な炭窒化物が生成するため、非磁性特性の低下と０．２％耐力の劣化を招く。そこでＣ量を１．２％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは１．１％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
C: 0.8 to 1.2%
C is an element effective for stabilizing the austenite phase which is a nonmagnetic layer phase. In particular, it is an element that works effectively to obtain fine Cr carbonitrides that contribute to the improvement of tensile strength. Therefore, the C amount is set to 0.8% or more. The amount of C is preferably 0.83% or more, and more preferably 0.85% or more. On the other hand, if the amount of C is excessive, the work hardenability of the austenite phase is increased, the forgeability and machinability are greatly deteriorated, and coarse carbonitrides are produced. % Proof stress is deteriorated. Therefore, the C amount is set to 1.2% or less. The amount of C is preferably 1.1% or less, and more preferably 1.0% or less.
Ｓｉ：０．２５〜２．０％
Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として作用し、またオーステナイトがマルテンサイトに変態する温度（Ｍｓ点）を下げる効果を有することから、Ｃｒを代替するオーステナイト相安定化元素として有効である。またオーステナイト相の固溶強化元素として、０．２％耐力の向上にも有効な元素である。このような効果を発揮するには、０．２２％以上のＳｉの添加が有効であり、本発明ではＳｉ量を０．２５％以上と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．２８％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると熱間加工性を損ない、鋼材の製造性が大幅に低下するとともに、脱炭層の生成を招き、比透磁率が増加する。また、過剰添加では、鋼材の積層欠陥エネルギーが減少し、延性低下に伴う０．２％耐力の低下や曲げ加工性の悪化を招くため、Ｓｉ量を２．０％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
Si: 0.25 to 2.0%
Si acts as a deoxidizer during melting and has the effect of lowering the temperature (Ms point) at which austenite transforms into martensite, and thus is effective as an austenite phase stabilizing element that substitutes for Cr. Further, it is an element effective for improving 0.2% proof stress as a solid solution strengthening element of the austenite phase. In order to exert such an effect, addition of 0.22% or more of Si is effective. In the present invention, the amount of Si is set to 0.25% or more. The amount of Si is preferably 0.28% or more, and more preferably 0.30% or more. On the other hand, when the amount of Si is excessive, hot workability is impaired, the productivity of the steel material is greatly reduced, and a decarburized layer is generated, thereby increasing the relative magnetic permeability. In addition, excessive addition reduces the stacking fault energy of the steel material, leading to a decrease in 0.2% proof stress accompanying deterioration in ductility and a deterioration in bending workability, so the Si content was determined to be 2.0% or less. The amount of Si is preferably 1.5% or less, and more preferably 1.0% or less.
Ｍｎ：５．０〜１２％
Ｍｎはオーステナイト相形成元素として重要な元素である。そこでＭｎ量は５．０％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは６．０％以上であり、より好ましくは７．０％以上であり、さらに好ましくは９．０％以上である。しかし、上述した通りＭｎ量の増加に伴い、耐力比が低下し、加工性が劣化する。そこでＭｎ量は１２％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１１．５％以下であり、より好ましくは１１．０％以下である。
Mn: 5.0-12%
Mn is an important element as an austenite phase forming element. Therefore, the Mn content is 5.0% or more. The amount of Mn is preferably 6.0% or more, more preferably 7.0% or more, and further preferably 9.0% or more. However, as described above, with the increase in the amount of Mn, the yield strength ratio decreases and the workability deteriorates. Therefore, the amount of Mn is determined to be 12% or less. The amount of Mn is preferably 11.5% or less, more preferably 11.0% or less.
Ｎ：０．０１〜０．１０％
Ｎは、Ｃと同様にオーステナイト相を安定化し、非磁性特性（低透磁率）を実現するために有効な元素であり、固溶強化による０．２％耐力の向上にも有効な元素である。オーステナイト相の安定化に寄与するには、０．０１％以上の添加が必要であるため、Ｎ量の下限を０．０１％以上と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると、鋼材中にブローホール等の欠陥が生成しやすくなり、鋼材の製造性が著しく悪化するとともに、熱間圧延後の製品において、機械特性や冷間加工性の低下をもたらす。そこで、Ｎ量を０．１０％以下と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
N: 0.01-0.10%
N is an element effective for stabilizing the austenite phase and realizing non-magnetic properties (low magnetic permeability) like C, and is also an element effective for improving 0.2% proof stress by solid solution strengthening. . In order to contribute to the stabilization of the austenite phase, 0.01% or more of addition is necessary, so the lower limit of the N amount is set to 0.01% or more. The N amount is preferably 0.015% or more, and more preferably 0.020% or more. On the other hand, when the amount of N is excessive, defects such as blow holes are easily generated in the steel material, and the productivity of the steel material is remarkably deteriorated, and the mechanical properties and cold workability are deteriorated in the product after hot rolling. Bring. Therefore, the N amount is set to 0.10% or less. The N amount is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.04% or less.
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、少量添加の範囲ではオーステナイト相を固溶強化して、０．２％耐力を向上させる効果を有するが、過剰添加すると熱間加工時に粒界に偏析し、熱間加工性および溶接性を損なう。Ｐは不純物元素であり、極力低減することが望ましいが、経済性を考慮してＰ量を０．０３％以下と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。Ｐ量の下限は特に限定されないが、通常０．００３％程度である。
P: 0.03% or less (excluding 0%)
P has the effect of improving the 0.2% proof stress by solid solution strengthening of the austenite phase in the range of a small amount of addition, but if added excessively, it segregates at the grain boundaries during hot working, hot workability and weldability. Damage. P is an impurity element, and it is desirable to reduce it as much as possible, but considering the economy, the amount of P is set to 0.03% or less. The amount of P is preferably 0.02% or less, and more preferably 0.015% or less. The lower limit of the amount of P is not particularly limited, but is usually about 0.003%.
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｓは、被削性改善に有効な元素であり、また少量添加では０．２％耐力の向上効果を有するが、Ｐと同様に熱間加工性および溶接性を損なう元素である。Ｓを過剰添加した場合、Ｍｎと結合して鋼中にＭｎＳとして分散析出するため、Ｍｎによるオーステナイト相の安定化効果が減少するとともに、分散したＭｎＳが応力集中源となり、曲げ加工性の低下を招くこととなる。Ｓは極力低減することが望ましいが、経済性を考慮してＳ量を０．０３％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。Ｓ量の下限は特に限定されないが、通常０．００３％程度である。
S: 0.03% or less (excluding 0%)
S is an element effective for improving machinability, and has an effect of improving 0.2% proof stress when added in a small amount, but is an element that impairs hot workability and weldability like P. When S is added excessively, it binds to Mn and disperses and precipitates as MnS in the steel. Therefore, the stabilization effect of the austenite phase by Mn decreases, and the dispersed MnS becomes a stress concentration source, resulting in a decrease in bending workability. Will be invited. Although it is desirable to reduce S as much as possible, the amount of S was determined to be 0.03% or less in consideration of economy. The amount of S is preferably 0.02% or less, and more preferably 0.01% or less. The lower limit of the amount of S is not particularly limited, but is usually about 0.003%.
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、オーステナイト相の安定化と靭性の向上に有効な元素であるが、過剰になるとオーステナイト相の加工硬化が大きくなり、冷間鍛造性や被削性を損ない、経済性も損なう。また、０．３％を超えるＣｕの過剰添加は、高温加熱時にＣｕが結晶粒界に偏析し、溶融金属脆化によって熱間延性の低下を招き、鋼材製造性の著しい低下を招く。従って、本発明ではＣｕ量は０．１％以下とする。Ｃｕ量は、好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。Ｃｕ量の下限は特に限定されないが、通常０．０１％程度である。
Cu: 0.1% or less (excluding 0%)
Cu is an element effective for stabilization of the austenite phase and improvement of toughness. However, when it is excessive, work hardening of the austenite phase is increased, and cold forgeability and machinability are impaired, and economic efficiency is also impaired. In addition, excessive addition of Cu exceeding 0.3% causes Cu to segregate at the grain boundaries during high-temperature heating, leading to a decrease in hot ductility due to molten metal embrittlement, and a significant decrease in steel material manufacturability. Therefore, in the present invention, the amount of Cu is set to 0.1% or less. The amount of Cu is preferably 0.07% or less, and more preferably 0.05% or less. The lower limit of the amount of Cu is not particularly limited, but is usually about 0.01%.
Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、オーステナイト相の安定化と靭性の向上に有効な元素であるが、過剰になるとオーステナイト相の加工硬化が大きくなり、冷間鍛造性や被削性を損ない、経済性も損なう。従って、Ｎｉ量は０．１％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。Ｎｉ量の下限は特に限定されないが、通常０．０１％程度である。
Ni: 0.1% or less (excluding 0%)
Ni, like Cu, is an element that is effective in stabilizing the austenite phase and improving toughness. However, when it is excessive, work hardening of the austenite phase increases, and cold forgeability and machinability are impaired. Also loses. Therefore, the Ni content is 0.1% or less. The amount of Ni is preferably 0.07% or less, and more preferably 0.05% or less. The lower limit of the amount of Ni is not particularly limited, but is usually about 0.01%.
本発明の非磁性鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が、各成分元素の作用効果や部品の特性を阻害しない範囲で鋼中に含まれることは当然に許容される。不可避不純物には、例えば０．０１％以下のＣｒ、０．００５％以下のＡｌなどが含まれる。また、本発明の非磁性鋼は、本発明の作用効果を阻害しない範囲で、以下の任意元素を含有していても良い。 The basic components of the nonmagnetic steel of the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally allowed that unavoidable impurities brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. are contained in the steel as long as they do not impair the effects of the component elements and the characteristics of the parts. Inevitable impurities include, for example, 0.01% or less of Cr, 0.005% or less of Al, and the like. Moreover, the nonmagnetic steel of this invention may contain the following arbitrary elements in the range which does not inhibit the effect of this invention.
Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、オーステナイト相の安定化に加えて、磁束線や磁壁をトラップしない微細な炭窒化物を生成させるため、高強度化に有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．０２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２５％以上（特に０．４％以上）である。一方、Ｃｒ量が過剰になると、δフェライト相や粗大な炭化物が生成しやすくなり、非磁性特性と靭性を損なう。そこでＣｒ量は１．５％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．８％以下である。
Cr: 1.5% or less (excluding 0%)
In addition to stabilizing the austenite phase, Cr is an element useful for increasing the strength because it produces fine carbonitrides that do not trap magnetic flux lines or domain walls. In order to effectively exhibit such an effect, the Cr content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.1% or more, still more preferably 0.25% or more (particularly 0.4% or more). It is. On the other hand, when the amount of Cr is excessive, a δ ferrite phase and coarse carbides are easily generated, and the nonmagnetic properties and toughness are impaired. Therefore, the Cr content is preferably 1.5% or less. The amount of Cr is more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.8% or less.
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
Ａｌは、脱酸剤として使用することができ、上記各元素の添加歩留まりを向上する上で有効な元素である。本効果を発揮するには、Ａｌ量は０．００４％以上とすることが好ましい。またＡｌは、鋼中に固溶状態で存在することで０．２％耐力の向上にも有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ａｌ量は、０．００６％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると鋼中のＮがＡｌＮとして析出し、Ｎによるオーステナイト相安定化効果が十分に発揮できず、非磁性特性の低下を招くことになる。そこでＡｌ量は０．１％以下とすることが好ましい。Ａｌ量は、より好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Al: 0.1% or less (excluding 0%)
Al can be used as a deoxidizer and is an effective element for improving the yield of each of the above elements. In order to exhibit this effect, the Al content is preferably 0.004% or more. Moreover, Al is an element effective in improving 0.2% proof stress by being present in a solid solution state in steel. In order to effectively exhibit such an effect, the Al content is preferably 0.006% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, when the amount of Al becomes excessive, N in the steel precipitates as AlN, and the effect of stabilizing the austenite phase by N cannot be sufficiently exhibited, leading to a decrease in nonmagnetic characteristics. Therefore, the Al content is preferably 0.1% or less. The amount of Al is more preferably 0.04% or less, and still more preferably 0.03% or less.
Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）
Ｂは、オーステナイト結晶粒界へのＰの偏析を抑制する効果があり、粒界強度の向上により、熱間延性が向上する。鋼材の製造性を改善させる上で有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｂ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１５％以上であり、さらに好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｂ量が過剰になると、Ｆｅ2Ｂが粒界に沿って析出し、粒界強度が低下して鋼材の製造性の悪化と非磁性特性の悪化を招く。そこで、Ｂ量は０．００６％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。
B: 0.006% or less (excluding 0%)
B has an effect of suppressing the segregation of P to the austenite grain boundaries, and the hot ductility is improved by improving the grain boundary strength. It is an element useful for improving the manufacturability of steel materials. In order to exhibit such an effect, the B content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.0015% or more, and further preferably 0.002% or more. On the other hand, when the amount of B becomes excessive, Fe 2 B precipitates along the grain boundary, and the grain boundary strength is lowered, leading to deterioration of manufacturability and non-magnetic characteristics of the steel material. Therefore, the B amount is preferably 0.006% or less. The amount of B is more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.004% or less.
本発明の非磁性鋼の化学成分は上記の通りであり、各元素の含有量を上記の範囲に調整した上で、さらに下記式（１）で表されるＰ値を２１５以上にすることが重要である。構造部材や電磁部品に用いられる非磁性鋼には、所定以上の耐力が要求（例えば０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上）されるため、所定以上の耐力を確保すべく、０．２％耐力に影響を与える元素（すなわち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎ）の含有量と０．２％耐力との関係に基づいてＰ値を定めている。Ｐ値≧２１５との関係式は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎの各含有量を説明変数とし、非磁性鋼の０．２％耐力を目的変数として重回帰分析を行い（図２）、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上となるように定められた関係式である。Ｐ値は、好ましくは２２０以上であり、より好ましくは２２５以上である。Ｐ値の上限は特に限定されないが、通常、３５０程度であり、好ましくは３００である。また、本発明の非磁性鋼の０．２％耐力は、より好ましくは３５０ＭＰａ以上とすることができ、さらに好ましくは３６０ＭＰａ以上である。
Ｐ値＝１５８［Ｃ］＋６４［Ｓｉ］＋０．４５［Ｍｎ］＋４６［Ｃｒ］＋５４８［Ｎ］
・・・（１）
（但し、上記式（１）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
The chemical composition of the nonmagnetic steel of the present invention is as described above, and after adjusting the content of each element to the above range, the P value represented by the following formula (1) may be further set to 215 or more. is important. Non-magnetic steel used for structural members and electromagnetic parts is required to have a proof stress of a predetermined level or higher (for example, 0.2% proof stress is 345 MPa or higher). The P value is determined based on the relationship between the content of elements that have an influence (that is, C, Si, Mn, Cr, N) and the 0.2% proof stress. The relational expression with P value ≧ 215 is a multiple regression analysis with the contents of C, Si, Mn, Cr, N as explanatory variables and the 0.2% proof stress of nonmagnetic steel as the objective variable (FIG. 2). , 0.2% proof stress is a relational expression determined to be 345 MPa or more. P value becomes like this. Preferably it is 220 or more, More preferably, it is 225 or more. Although the upper limit of P value is not specifically limited, Usually, it is about 350, Preferably it is 300. Further, the 0.2% proof stress of the nonmagnetic steel of the present invention can be more preferably 350 MPa or more, and further preferably 360 MPa or more.
P value = 158 [C] +64 [Si] +0.45 [Mn] +46 [Cr] +548 [N]
... (1)
(However, in the above formula (1), [] means the content (% by mass) of each element.)
本発明の非磁性鋼は、化学成分を上記のように適切に制御しており、比透磁率は１．１０以下である。比透磁率は、好ましくは１．０７以下であり、より好ましくは１．０５以下である。 In the nonmagnetic steel of the present invention, the chemical composition is appropriately controlled as described above, and the relative magnetic permeability is 1.10 or less. The relative magnetic permeability is preferably 1.07 or less, more preferably 1.05 or less.
本発明の非磁性鋼のミクロ組織は、９９面積％以上がオーステナイト組織である。オーステナイト組織以外は、例えばマルテンサイト組織や炭化物等の析出物である。非磁性相であるオーステナイト組織を安定させ、炭化物等の析出物の生成を抑制することで、磁気的な干渉を抑え、非磁性材料としての特性を確保することができる。ミクロ組織は、オーステナイト組織１００％であることが好ましい。 As for the microstructure of the nonmagnetic steel of this invention, 99 area% or more is an austenite structure. Other than the austenite structure, for example, precipitates such as a martensite structure and carbides. By stabilizing the austenite structure which is a nonmagnetic phase and suppressing the formation of precipitates such as carbides, magnetic interference can be suppressed and the characteristics as a nonmagnetic material can be secured. The microstructure is preferably an austenite structure of 100%.
また、オーステナイト結晶粒度は５．０以上である。このようにすることによって、０．２％耐力を向上させることができる。オーステナイト結晶粒度は６．０以上が好ましく、より好ましくは６．５以上である。オーステナイト結晶粒度の上限は特に限定されないが、通常１０程度である。 The austenite grain size is 5.0 or more. By doing in this way, 0.2% yield strength can be improved. The austenite grain size is preferably 6.0 or more, and more preferably 6.5 or more. The upper limit of the austenite grain size is not particularly limited, but is usually about 10.
また、本発明者らは、高Ｍｎ非磁性鋼の曲げ加工性について、鋼の組織や加工誘起マルテンサイト変態の影響など、様々な角度から実験および検討を行った。その結果、高Ｍｎ非磁性鋼の曲げ加工性は、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制することで大幅に改善できることが明らかになった。特に、オーステナイト組織に３０％の引張ひずみを付与した際に、組織の５０％がマルテンサイトに変態する温度として定義される指標であり、化学成分と結晶粒度から算出されるＭｄ３０値について、オーステナイト系ステンレス等では、−２００℃程度以下を目標として設計されるのに対し、本願で規定する高Ｍｎ非磁性鋼では、Ｍｎ量に相関する閾値以下に調整することで、Ｍｄ３０値が−２００℃以上であっても加工誘起マルテンサイトを抑制でき、省合金成分で高耐力と優れた曲げ加工性を両立できることを見出した。 In addition, the present inventors conducted experiments and studies on the bending workability of high-Mn nonmagnetic steel from various angles such as the steel structure and the effect of work-induced martensitic transformation. As a result, it has been clarified that the bending workability of the high Mn nonmagnetic steel can be greatly improved by suppressing the formation of work-induced martensite. In particular, it is an index defined as the temperature at which 50% of the structure is transformed into martensite when a tensile strain of 30% is applied to the austenitic structure, and the Md30 value calculated from the chemical composition and the crystal grain size is an austenitic system. In stainless steel or the like, it is designed with a target of about −200 ° C. or less, whereas in the high Mn nonmagnetic steel specified in the present application, the Md30 value is −200 ° C. or more by adjusting it to a threshold value that correlates with the amount of Mn. Even so, it has been found that processing-induced martensite can be suppressed, and that high alloy strength and excellent bending workability can be achieved with an alloy-saving component.
本発明の高Ｍｎ非磁性鋼において、Ｍｄ３０値は下記式（２）で表される。
Ｍｄ３０値＝５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−１．４２(オーステナイト結晶粒度−４) ・・・（２）
上記式（２）は、オーステナイト系ステンレスにおけるＭｄ３０値を元に、本発明の成分組成に合わせて調整を加えて算出された式である。本発明では、このＭｄ３０値を、Ｍｎ量に相関する閾値、すなわちＭｄ＿Ｌｉｍｉｔ＝１８．４［Ｍｎ］―２０６と下記式（３）の関係を満足するようにすることで、優れた曲げ加工性を実現できる。
Ｍｄ３０値≦１８．４［Ｍｎ］−２０６ ・・・（３）
（但し、上記式（２）、（３）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
In the high Mn nonmagnetic steel of the present invention, the Md30 value is represented by the following formula (2).
Md30 value = 551-462 ([C] + [N])-9.2 [Si] -8.1 [Mn] -13.7 [Cr] -29 ([Cu] + [Ni])-1. 42 (Austenite grain size-4) (2)
The above formula (2) is a formula calculated based on the Md30 value in austenitic stainless steel and adjusted according to the component composition of the present invention. In the present invention, this Md30 value is made to satisfy the threshold value correlated with the amount of Mn, that is, Md_Limit = 18.4 [Mn] −206 and the relationship of the following formula (3), whereby excellent bending workability is achieved. realizable.
Md30 value ≦ 18.4 [Mn] −206 (3)
(However, in the above formulas (2) and (3), [] means the content (mass%) of each element.)
上記式（３）の関係式は、Ｍｎ量を固定し、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｃｒ量等を変えてＭｄ３０値の異なる実験材を作製し、これらの曲げ試験結果から導出したものである。より詳細には、１８０°曲げが可能となるＭｄ３０値の最大値をＭｎ量ごとに求め、これを目的変数とし、Ｍｎ量を説明変数として重回帰分析を行うことによって、上記式（３）を導出した。 The relational expression of the above formula (3) is derived from these bending test results by preparing experimental materials having different Md30 values by fixing the Mn amount and changing the C amount, Si amount, Cr amount and the like. More specifically, the maximum value of the Md30 value at which 180 ° bending is possible is obtained for each Mn amount, and this is used as an objective variable, and multiple regression analysis is performed using the Mn amount as an explanatory variable. Derived.
本発明の非磁性鋼の製造方法は、特に限定されないが、炭化物等の析出を抑制してオーステナイト組織を９９面積％以上とし、さらにオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するためには、上記のように化学成分を適切に調整した鋼を、溶製、鋳造、熱間圧延するという一連の製造工程において、特に熱間圧延条件（加熱温度、圧延後の冷却速度）を適切に制御することが好ましい。具体的には、熱間圧延前の加熱温度を一定以上として合金成分を母相に完全に固溶させる一方で、該加熱温度を高くしすぎないことによって結晶粒の粗大化を抑制できる。また、圧延後の所定温度範囲での冷却速度を所定以上にすることによって、炭化物等の析出を抑制することができる。 The method for producing the non-magnetic steel of the present invention is not particularly limited, but in order to suppress precipitation of carbides and the like so that the austenite structure is 99% by area or more and further suppress the coarsening of the austenite crystal grains, as described above. In a series of manufacturing processes of melting, casting, and hot rolling steel with appropriately adjusted chemical components, it is particularly preferable to appropriately control hot rolling conditions (heating temperature, cooling rate after rolling). . Specifically, the heating temperature before hot rolling is set to a certain level or higher, and the alloy components are completely dissolved in the matrix phase, while the coarsening of the crystal grains can be suppressed by not increasing the heating temperature too much. Moreover, precipitation of a carbide | carbonized_material etc. can be suppressed by making the cooling rate in the predetermined temperature range after rolling into more than predetermined.
合金成分を母相に完全に固溶させるため、熱間圧延前の加熱はできるだけ高温であることが好ましい。熱間圧延前の加熱温度は１０００℃以上が好ましく、より好ましくは１０５０℃以上である。一方、加熱温度が１２００℃を超えると加熱コストが増加し経済性が低下する上、オーステナイト結晶粒が粗大化し、熱間脆性の兆候が現れる。そこで加熱温度の上限は１２００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１１８０℃以下である。 In order to completely dissolve the alloy components in the matrix, it is preferable that the heating before hot rolling is as high as possible. The heating temperature before hot rolling is preferably 1000 ° C. or higher, more preferably 1050 ° C. or higher. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1200 ° C., the heating cost is increased and the economic efficiency is lowered, and the austenite crystal grains are coarsened, and signs of hot brittleness appear. Therefore, the upper limit of the heating temperature is preferably 1200 ° C. or less, more preferably 1180 ° C. or less.
熱間圧延後の冷却速度は、８００〜６００℃における冷却速度を０．５℃／秒超〜４℃／秒以下とすることが好ましい。８００〜６００℃の温度範囲は、炭化物等の析出に影響を与える温度であり、該温度範囲での冷却速度が遅すぎると、炭化物等の析出量が増加すると考えられる。そこで該温度範囲での冷却速度は０．５℃／秒超とすることが好ましい。一方、冷却速度が速すぎると鋼材表面と中心部とで組織の均一性が損なわれる可能性が大きくなる。そこで、冷却速度は４℃／秒以下とすることが好ましく、２℃／秒以下とすることがより好ましい。 The cooling rate after hot rolling is preferably set at a cooling rate of 800 to 600 ° C., more than 0.5 ° C./second to 4 ° C./second or less. The temperature range of 800 to 600 ° C. is a temperature that affects the precipitation of carbides and the like, and it is considered that the precipitation amount of carbides and the like increases if the cooling rate in the temperature range is too slow. Therefore, the cooling rate in the temperature range is preferably more than 0.5 ° C./second. On the other hand, if the cooling rate is too high, the possibility of the uniformity of the structure being impaired between the steel material surface and the central portion increases. Therefore, the cooling rate is preferably 4 ° C./second or less, and more preferably 2 ° C./second or less.
本発明の非磁性鋼は、０．２％耐力、加工性および比透磁率のいずれも良好であり、部材強度と非磁性特性の両立が必要な鉄筋材料や磁気回路の非磁性部品において、部品特性の向上と製造コストの低減が可能となり、軽量化効果等に伴うＣＯ2削減に大きく寄与することができる。 The non-magnetic steel of the present invention has good 0.2% proof stress, workability, and relative permeability, and is a non-magnetic component of a reinforcing bar material or a magnetic circuit that requires both strength of member and non-magnetic characteristics. The characteristics can be improved and the manufacturing cost can be reduced, which can greatly contribute to the reduction of CO 2 due to the weight reduction effect.
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. The present invention is not limited by the following examples, and can of course be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the above-described gist. Included in the range.
表１に示す化学成分組成の鋼を、２０ｋｇ真空炉で溶製した。真空炉で製造した鋼塊をφ２１ｍｍに鍛伸加工し、その後、表２に記載の加熱温度で、圧延を模擬した熱処理を３０分間行った（圧延模擬材）。圧延模擬材を熱処理後に、８００〜６００℃での冷却速度が２℃／秒となるように冷却し、以下の方法で、ミクロ組織、機械特性および磁気特性を評価した。 Steels having chemical composition shown in Table 1 were melted in a 20 kg vacuum furnace. A steel ingot produced in a vacuum furnace was forged into φ21 mm, and then heat treatment simulating rolling was performed for 30 minutes at the heating temperature shown in Table 2 (rolling simulation material). The rolling simulation material was cooled after heat treatment so that the cooling rate at 800 to 600 ° C. was 2 ° C./second, and the microstructure, mechanical properties and magnetic properties were evaluated by the following methods.
（１）ミクロ組織の同定、およびオーステナイト分率・結晶粒度の測定
上記圧延模擬材を、軸心に垂直な断面で切断して支持基材内に埋め込み、表面を研磨し、５％のピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒浸漬して腐食させた後、光学顕微鏡によって供試材の表層部、Ｄ／４位置（Ｄは直径）、Ｄ／２位置のミクロ組織を観察した（倍率は１００倍および４００倍）。ＪＩＳ Ｇ０５５１に従って、４視野についてオーステナイト組織の面積率および結晶粒度番号を測定するとともに、あわせて混粒の有無も確認した。オーステナイト面積率および結晶粒度は、測定した４視野の平均値を求め、混粒の有無については４視野のいずれにも混粒が発生していない場合を混粒「無し」とし、１視野でも混粒の発生が確認された場合を混粒「有り」とした。
(1) Microstructure identification and measurement of austenite fraction and crystal grain size The rolling simulated material was cut in a cross section perpendicular to the axis, embedded in a supporting substrate, the surface was polished, and 5% picric acid After being immersed in an alcoholic solution for 15 to 30 seconds and corroded, the surface layer portion of the test material, the D / 4 position (D is the diameter), and the microstructure of the D / 2 position were observed with an optical microscope (magnification is 100 times). And 400 times). According to JIS G0551, the area ratio and grain size number of the austenite structure were measured for the four visual fields, and the presence or absence of mixed grains was also confirmed. For the austenite area ratio and crystal grain size, the average value of the four fields of view measured was obtained, and with regard to the presence or absence of mixed grains, the case where no grains were mixed in any of the four fields of view was defined as “None” for mixed grains. When the generation of grains was confirmed, the mixed grain was “present”.
（２）引張強さおよび０．２％耐力の測定
上記圧延模擬材から、軸心が試験片の長手方向となるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、引張強さおよび０．２％耐力を測定した。測定した引張り強さと０．２％耐力から、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）を求めた。
(2) Measurement of tensile strength and 0.2% yield strength JIS No. 4 test piece was sampled from the above simulated rolling material so that the axis was in the longitudinal direction of the test piece, and according to JIS Z2241, the tensile strength and 0. 2% yield strength was measured. From the measured tensile strength and 0.2% yield strength, the yield strength ratio (0.2% yield strength / tensile strength) was determined.
（３）磁気特性の測定
上記圧延模擬材から、５ｍｍ角の立方体を採取し、振動試料型磁化自動測定装置（理研電子株式会社製ＢＨＶ−３．５）を用いて比透磁率を測定した。
(3) Measurement of magnetic characteristics A cube of 5 mm square was collected from the simulated rolling material, and the relative permeability was measured using a vibration sample type automatic magnetization measuring apparatus (BHV-3.5 manufactured by Riken Denshi Co., Ltd.).
（４）曲げ加工性の測定
上記圧延模擬材を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４８に従って、押し曲げ（３点曲げ）を行い、曲げ角度９０°および１８０°での破断の有無と、表面性状を確認し、曲げ加工性を評価した。曲げ加工性について、破断がなく表面性状に異常がなかった場合を「○」、破断はしなかったが表面にしわ等の欠陥が観察された場合を「△」、破断した場合を「×」と評価した。
(4) Measurement of bending workability Using the above rolling simulation material, in accordance with JIS Z2248, push-bending (three-point bending) is performed, and the presence or absence of breakage at bending angles of 90 ° and 180 ° and the surface properties are confirmed. Bending workability was evaluated. Regarding bending workability, “◯” indicates that there was no fracture and there was no abnormality in the surface properties, “△” indicates that the surface was not broken but defects such as wrinkles were observed, and “×” represents that the fracture occurred. It was evaluated.
結果を表２に示す。 The results are shown in Table 2.
実験Ｎｏ．１、３〜１１は、成分組成が全て本発明の要件を満たし、また本発明で推奨される製造条件によって製造しているため、０．２％耐力を確保するとともに、耐力比を０．４０以上とすることができ、０．２％耐力と加工性を両立できているとともに、比透磁率も良好であった。更に、実験Ｎｏ．８〜１１については、Ｍｄ３０値がＭｄ３０＿Ｌｉｍｉｔ値以下であるという要件を満たすため、１８０°曲げ加工性についても良好な結果を示した。 Experiment No. 1 and 3 to 11 have all component compositions satisfy the requirements of the present invention and are manufactured under the manufacturing conditions recommended in the present invention, so that 0.2% proof stress is secured and the proof stress ratio is 0.40. In addition to being able to achieve both 0.2% proof stress and workability, the relative permeability was also good. Furthermore, Experiment No. About 8-11, in order to satisfy | fill the requirement that Md30 value is below Md30_Limit value, the favorable result was shown also about 180 degree bending workability.
一方、実験Ｎｏ．２、１２〜２８は、成分組成または本発明で推奨する製造条件の少なくともいずれかの要件を満足しなかった例である。 On the other hand, Experiment No. 2, 12 to 28 are examples in which at least one of the requirements of the component composition or the production conditions recommended in the present invention was not satisfied.
Ｎｏ．１および２から、圧延条件の影響を知ることができる。Ｎｏ．２は、熱処理温度（圧延前の加熱温度に相当）が高かった例であり、オーステナイト結晶粒が粗大となり、０．２％耐力が低下した。 No. From 1 and 2, the influence of rolling conditions can be known. No. No. 2 is an example in which the heat treatment temperature (corresponding to the heating temperature before rolling) was high, the austenite crystal grains became coarse, and the 0.2% yield strength decreased.
Ｎｏ．１２〜１４は、各元素の含有量は本発明の要件を満たしているものの、Ｐ値が小さかったため、０．２％耐力が低下する結果となった。また、Ｎｏ．１２と１３については、Ｍｄ３０値がＭｄ＿Ｌｉｍｉｔ値を超えたため、１８０°曲げ加工を行った際に加工誘起マルテンサイトが生成し、破断する結果となった。 No. In Nos. 12 to 14, although the content of each element satisfied the requirements of the present invention, the P value was small, resulting in a 0.2% yield strength reduction. No. For 12 and 13, since the Md30 value exceeded the Md_Limit value, work-induced martensite was generated when the 180 ° bending process was performed, resulting in fracture.
Ｎｏ．１５は、Ｃの含有量が少なかった例であり、オーステナイト組織が不安定となって一部に強磁性であるマルテンサイト相が混在した組織となったため、０．２％耐力が低下するとともに、比透磁率も大幅に悪化した。 No. 15 is an example in which the content of C was small, and since the austenite structure became unstable and became a structure in which a martensite phase that was partially ferromagnetic was mixed, 0.2% proof stress was lowered, The relative permeability also deteriorated significantly.
Ｎｏ．１６は、上記Ｎｏ．１５よりもＣ量が多いものの、本発明のＣ量の規定を満足しなかった例である。マルテンサイト相の混在が抑制されたことで、比透磁率は減少したが、Ｐ値が規定を満足しなかったことで、オーステナイト中の固溶Ｃや微細な炭窒化物が不足し、０．２％耐力が未達となった。また、Ｍｄ３０値が、本発明で規定する限界値を大幅に超過しているため、曲げ加工時のひずみで加工誘起マルテンサイトが生成して、９０°曲げ加工でも割れが発生し、曲げ加工性の大幅な低下を招いた。 No. 16 is the above-mentioned No. 16. This is an example in which the amount of C was more than 15, but the C amount regulation of the present invention was not satisfied. Although the relative permeability decreased due to the suppression of the mixing of the martensite phase, the P value did not satisfy the regulation, so that there was insufficient solute C or fine carbonitride in the austenite. 2% yield strength was not achieved. In addition, since the Md30 value greatly exceeds the limit value defined in the present invention, work-induced martensite is generated due to strain during bending, and cracking occurs even in 90 ° bending, and bending workability. Led to a significant decline.
Ｎｏ．１７は、Ｃ量が多かった例であり、Ｐ値は本発明の規定を満足したものの、一部に粒界炭化物が生成したため、粒界強度が低下して０．２％耐力が低下した。またＦｅ3Ｃなどの粒界炭化物は強磁性体（軟磁性体）であり、粒界炭化物層を介して磁束が鋼材中に鎖交することから、比透磁率も悪化した。 No. 17 is an example in which the amount of C was large, and although the P value satisfied the provisions of the present invention, grain boundary carbides were generated in part, so the grain boundary strength decreased and the 0.2% yield strength decreased. Further, grain boundary carbides such as Fe 3 C are ferromagnetic (soft magnetic), and the magnetic permeability is linked to the steel through the grain boundary carbide layer, so that the relative permeability is also deteriorated.
Ｎｏ．１８は、Ｓｉ量が少なかった例である。Ｓｉは、Ｃｒと類似の効果を有する元素であり、Ｓｉが不足したことでオーステナイト相が不安定となり、圧延模擬材の粒界に炭化物が生成し、比透磁率が悪化するとともに、粒界強度が低下したため、０．２％耐力が目標未達成となった。 No. 18 is an example in which the amount of Si was small. Si is an element having an effect similar to Cr. The austenite phase becomes unstable due to the lack of Si, carbides are generated at the grain boundaries of the rolling simulation material, the relative permeability deteriorates, and the grain boundary strength As a result, the 0.2% proof stress was not achieved.
Ｎｏ．１９は、Ｓｉ量が多かった例であり、表層部の一部に脱炭層が認められた。脱炭層では、Ｃ量の減少に伴いオーステナイト相が不安定となるため、マルテンサイト相に変態した部位が認められた。マルテンサイト相は強磁性のため、磁束線の流路となり、強磁性を有する脱炭層が生成し、比透磁率の増加を招いた。また、オーステナイトであった表層部位においても、表層部のＣ濃度低下が生じたため、曲げ加工時に加工誘起マルテンサイトが生成し、曲げ加工性が大きく低下する結果となった。 No. 19 is an example in which the amount of Si was large, and a decarburized layer was observed in a part of the surface layer portion. In the decarburized layer, the austenite phase became unstable as the C content decreased, and therefore a site transformed into a martensite phase was observed. Since the martensite phase is ferromagnetic, it becomes a flow path for magnetic flux lines, and a decarburized layer having ferromagnetism is generated, leading to an increase in relative permeability. Also, in the surface layer portion that was austenite, the C concentration in the surface layer portion was lowered, so that processing-induced martensite was generated at the time of bending, resulting in a significant decrease in bending workability.
Ｎｏ．２０と２１から、Ｍｎ量の影響を知ることができる。Ｍｎはオーステナイト相に固溶し、引張強度と０．２％耐力を向上させるとともに、超交換相互作用によって鋼中の磁気モーメントを相殺して反強磁性（非磁性）を実現する上で必須の元素である。Ｍｎ量が少なかったＮｏ．２０ではＰ値が本発明の要件を満たさないため、上記固溶強化の効果を十分に得られず、０．２％耐力の低下を招いた。また磁気特性に関しても、Ｍｎ量が不足したことで、オーステナイト相での磁気モーメントの相殺が不十分となり、比透磁率が悪化した。一方、Ｍｎの機械特性への影響は、０．２％耐力よりも引張強度の方が大きい。そのため、Ｍｎ量が多かったＮｏ．２１では、０．２％耐力の絶対値は目標を満足したが、耐力比が低下する結果となった。 No. From 20 and 21, the influence of the amount of Mn can be known. Mn is a solid solution in the austenite phase and improves tensile strength and 0.2% proof stress, and is essential for antiferromagnetism (non-magnetism) by canceling the magnetic moment in steel by superexchange interaction. It is an element. No. in which the amount of Mn was small. Since the P value did not satisfy the requirements of the present invention at 20, the effect of solid solution strengthening could not be sufficiently obtained, resulting in a 0.2% decrease in yield strength. In addition, regarding the magnetic characteristics, since the amount of Mn was insufficient, the magnetic moment in the austenite phase was not sufficiently offset, and the relative permeability deteriorated. On the other hand, the influence of Mn on mechanical properties is greater in tensile strength than in 0.2% yield strength. Therefore, no. In No. 21, the absolute value of 0.2% proof stress satisfied the target, but the proof stress ratio decreased.
Ｎｏ．２２は、Ｃｕ量およびＮｉ量が多かった例である。ＣｕはＦｅとの金属間化合物を生成せず、またＦｅに比べて低融点で拡散速度も大きいため、高温ではオーステナイトの粒界に侵入し、熱間延性の低下をもたらす。連続鋳造時や分塊加工時に微小亀裂が発生するため、圧延後の製品においても０．２％耐力が不足した。 No. 22 is an example in which the amount of Cu and the amount of Ni were large. Cu does not form an intermetallic compound with Fe, and has a lower melting point and a higher diffusion rate than Fe. Therefore, it penetrates into austenite grain boundaries at high temperatures, resulting in a decrease in hot ductility. Since microcracks occur during continuous casting and ingot processing, 0.2% proof stress was insufficient even in the rolled product.
Ｎｏ．２３は、Ｃｒ量が多かった例である。Ｃｒの過剰添加により、オーステナイト相が安定領域から外れ、一部に強磁性のフェライト相が混在したため、比透磁率が大幅に悪化する結果となった。 No. 23 is an example in which the amount of Cr was large. As a result of excessive addition of Cr, the austenite phase deviated from the stable region, and a ferromagnetic ferrite phase was partially mixed, resulting in a significant deterioration in relative permeability.
Ｎｏ．２４は、Ａｌ量が多かった例である。オーステナイト中に固溶状態で存在するＡｌは０．２％耐力の向上に有効であり、磁気特性への影響も小さいが、過剰添加した場合は鋼中の固溶ＮをＡｌＮとして析出させるため、オーステナイト相の安定性を低下させる。そして、Ｍｎの場合と同様に、超交換相互作用による磁気モーメントの相殺が不十分となり、比透磁率が悪化した。 No. 24 is an example in which the amount of Al was large. Al present in the austenite in a solid solution state is effective in improving 0.2% proof stress and has little influence on the magnetic properties, but when excessively added, the solid solution N in the steel is precipitated as AlN. Reduces the stability of the austenite phase. As in the case of Mn, the magnetic moment due to the superexchange interaction is not sufficiently canceled, and the relative magnetic permeability is deteriorated.
Ｎｏ．２５〜２７から、Ｎ量の影響を知ることができる。Ｎは、Ｃと同様、オーステナイト相の安定化に極めて重要な元素であり、またオーステナイト相を固溶強化することで、０．２％耐力の向上にも有用な元素である。しかし、Ｎ量の少なかったＮｏ．２５、２６では、Ｐ値が本発明の要件を満足していないため、０．２％耐力が不足する結果となった。一方、Ｎ量の多かったＮｏ．２７では、一部にブローホールが発生し、亀裂が伝播しやすい組織となったため、０．２％耐力が大幅に低下した。 No. From 25 to 27, the influence of the N amount can be known. N, like C, is an extremely important element for stabilizing the austenite phase, and is an element useful for improving the 0.2% proof stress by solid solution strengthening of the austenite phase. However, no. In 25 and 26, since the P value did not satisfy the requirements of the present invention, the 0.2% yield strength was insufficient. On the other hand, no. In No. 27, blowholes were generated in part, and a structure in which cracks were likely to propagate was obtained, so the 0.2% proof stress was greatly reduced.
Ｎｏ．２８は、Ｂ量が多かった例である。粒界の一部にＦｅ2Ｂなどの析出物が発生し、粒界強度を低下させたため、０．２％耐力が目標未達成となった。また、Ｆｅ2Ｂは、Ｆｅ3Ｃと同様に、強磁性体（軟磁性体）であるため、粒界の炭化物層を介して磁束が鋼材中を鎖交することとなり、比透磁率が悪化した。 No. 28 is an example in which the amount of B was large. Precipitates such as Fe 2 B were generated in part of the grain boundaries, and the grain boundary strength was reduced, so the 0.2% yield strength was not achieved. In addition, Fe 2 B is a ferromagnetic material (soft magnetic material), like Fe 3 C. Therefore, the magnetic flux interlinks in the steel material through the carbide layer at the grain boundary, and the relative permeability deteriorates. did.
Claims (4)
Ｓｉ：０．２５〜２．０％、
Ｍｎ：５．０〜１２％、
Ｎ ：０．０１〜０．１０％、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、
ミクロ組織の９９面積％以上がオーステナイト組織であり、オーステナイト結晶粒度が５．０以上であり、
下記式（１）で表されるＰ値が２１５以上であり、
比透磁率が１．１０以下であることを特徴とする高耐力非磁性鋼。
Ｐ値＝１５８［Ｃ］＋６４［Ｓｉ］＋０．４５［Ｍｎ］＋４６［Ｃｒ］＋５４８［Ｎ］
・・・（１）
（但し、上記式（１）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。） C: 0.8 to 1.2% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical components),
Si: 0.25 to 2.0%,
Mn: 5.0-12%,
N: 0.01-0.10%
P: 0.03% or less (excluding 0%),
S: 0.03% or less (excluding 0%),
Cu: 0.1% or less (excluding 0%),
Ni: 0.1% or less (not including 0%),
Cr: 0.02 to 1.5%,
Al: 0.1% or less (not including 0%) , the balance being iron and inevitable impurities,
99 area% or more of the microstructure is an austenite structure, the austenite grain size is 5.0 or more,
P value represented by following formula (1) is 215 or more,
A high yield strength nonmagnetic steel having a relative permeability of 1.10 or less.
P value = 158 [C] +64 [Si] +0.45 [Mn] +46 [Cr] +548 [N]
... (1)
(However, in the above formula (1), [] means the content (% by mass) of each element.)
Ｍｄ３０値＝５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−１．４２(オーステナイト結晶粒度−４) ・・・（２）
Ｍｄ３０値≦１８．４［Ｍｎ］−２０６ ・・・（３）
（但し、上記式（２）、（３）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。） The high yield strength nonmagnetic steel according to any one of claims 1 to 3 , wherein the Md30 value represented by the following formula (2) satisfies the relationship of the following formula (3).
Md30 value = 551-462 ([C] + [N])-9.2 [Si] -8.1 [Mn] -13.7 [Cr] -29 ([Cu] + [Ni])-1. 42 (Austenite grain size-4) (2)
Md30 value ≦ 18.4 [Mn] −206 (3)
(However, in the above formulas (2) and (3), [] means the content (mass%) of each element.)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011230132A JP5729827B2 (en) | 2010-10-29 | 2011-10-19 | High strength non-magnetic steel |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010244600 | 2010-10-29 | ||
| JP2010244600 | 2010-10-29 | ||
| JP2011230132A JP5729827B2 (en) | 2010-10-29 | 2011-10-19 | High strength non-magnetic steel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2012107325A JP2012107325A (en) | 2012-06-07 |
| JP5729827B2 true JP5729827B2 (en) | 2015-06-03 |
Family
ID=46493222
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011230132A Active JP5729827B2 (en) | 2010-10-29 | 2011-10-19 | High strength non-magnetic steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5729827B2 (en) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013100613A1 (en) * | 2011-12-28 | 2013-07-04 | 주식회사 포스코 | Wear resistant austenitic steel having superior machinability and ductility method for producing same |
| JP6055343B2 (en) * | 2013-03-13 | 2016-12-27 | 株式会社神戸製鋼所 | Nonmagnetic steel excellent in low-temperature bending workability and method for producing the same |
| CN111727267B (en) * | 2018-03-29 | 2022-05-24 | 日本制铁株式会社 | Austenitic wear-resistant steel plate |
| JP6477983B1 (en) * | 2018-03-29 | 2019-03-06 | 新日鐵住金株式会社 | Austenitic wear-resistant steel sheet |
| WO2021059592A1 (en) * | 2019-09-26 | 2021-04-01 | パナソニックＩｐマネジメント株式会社 | Non-aqueous coin-shaped battery |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5353513A (en) * | 1976-10-25 | 1978-05-16 | Kobe Steel Ltd | Non-magnetic high manganese steel and production thereof |
| JPS53100122A (en) * | 1977-02-14 | 1978-09-01 | Kobe Steel Ltd | High strength non-magnetic iron reinforcing rod |
| JPS63259022A (en) * | 1987-04-15 | 1988-10-26 | Nkk Corp | Manufacture of high-mn nonmagnetic steel excellent in stability of magnetic permeability |
| JPH06322440A (en) * | 1993-05-12 | 1994-11-22 | Nippon Steel Corp | Method for rolling high manganese nonmagnetic steel slab |
-
2011
- 2011-10-19 JP JP2011230132A patent/JP5729827B2/en active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2012107325A (en) | 2012-06-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5072285B2 (en) | Duplex stainless steel | |
| JP6302722B2 (en) | High-strength duplex stainless steel wire excellent in spring fatigue characteristics, its manufacturing method, and high-strength duplex stainless steel wire excellent in spring fatigue characteristics | |
| US20100062279A1 (en) | Austenitic stainless steel welded joint and austenitic stainless steel welding material | |
| JP6048436B2 (en) | Tempered high tensile steel plate and method for producing the same | |
| JP6055343B2 (en) | Nonmagnetic steel excellent in low-temperature bending workability and method for producing the same | |
| JP2013023743A (en) | Nonmagnetic steel wire or bar steel, and method for producing the same | |
| JP2018059188A (en) | Abrasion resistant steel sheet and manufacturing method of abrasion resistant steel sheet | |
| JP5729827B2 (en) | High strength non-magnetic steel | |
| JP2013108129A (en) | Rolled steel bar for hot forging | |
| KR20120071614A (en) | Thick plate having excellent wear resistant and low-temperature toughness, and method for manufacturing the same | |
| CA3019483A1 (en) | High-strength steel material and production method therefor | |
| JP2018059187A (en) | Abrasion resistant steel sheet and manufacturing method of abrasion resistant steel sheet | |
| KR20190027848A (en) | Steel for machine structural use | |
| CN108220813B (en) | Super-grade duplex stainless steel and alloy component optimization design method thereof | |
| JP2018059189A (en) | Abrasion resistant steel sheet and manufacturing method of abrasion resistant steel sheet | |
| JP2016183396A (en) | Extremely low magnetic permeability stainless steel wire material, and steel wire and irregular shape wire excellent in durability | |
| JP5406686B2 (en) | Non-magnetic steel | |
| JP6154768B2 (en) | Nonmagnetic steel with excellent low-temperature bending workability | |
| JP2002212684A (en) | Martensitic stainless steel having high temperature strength | |
| JP2016222985A (en) | Non-heat treated steel for high frequency induction hardening | |
| JP5443277B2 (en) | High-strength steel with excellent machinability and method for producing the same | |
| JP6185865B2 (en) | Nonmagnetic steel excellent in low-temperature bending workability and method for producing the same | |
| JP2672437B2 (en) | Manufacturing method of martensitic stainless steel seamless steel pipe with excellent corrosion resistance | |
| JP6987651B2 (en) | High hardness precipitation hardening stainless steel with excellent hot workability and no sub-zero treatment required | |
| JP2003082445A (en) | Nonmagnetic stainless steel having excellent workability |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20130902 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20140912 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20140930 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20141121 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20150401 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20150403 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5729827 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |