JP5884190B2 - 加工性に優れた高強度マルテンサイト−フェライト系ステンレス厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板およびその製造方法に関する。
ステンレス鋼は、その金属組織から、ＳＵＳ４１０に代表されるマルテンサイト系ステンレス鋼、ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系ステンレス鋼、ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼、ＳＵＳ３２９に代表される２相ステンレス鋼、ＳＵＳ６３０に代表される析出硬化型ステンレス鋼などに大別される。
このような各種ステンレス鋼のなかで、一般的な腐食環境での耐食性に優れることから、オーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ３０４（１８Ｃｒ−８Ｎｉ）やＳＵＳ３１６（１８Ｃｒ−１０Ｎｉ−２Ｍｏ）が多く使用されている。
一方、マルテンサイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ４１０は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べてＣｒ含有量が少なく、しかもＮｉを含有しないため格段に安価で、耐食性も、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて劣るものの、約１３％程度のＣｒ含有量であることから、通常の大気環境や没水環境であれば全く問題とならない。
また、高強度という特性も持ち合わせていることから、高強度を必要とする構造部材（例えば、バルブ、シャフト、蒸気タービン翼、ジェットエンジン部品等）には適した材料である。ただし、マルテンサイト系ステンレス鋼は、高硬度であるマルテンサイト組織を主組織とするため、材料全体として高硬度で、加工性に劣ることが問題視されていた。
特許文献１には、主成分としてＣが０．０２５重量％以下、Ｃｒが１１〜１７重量％、Ｎｉが４．５〜７．０重量％を含み、さらに、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｎ＋０．０１７Ｎｉ＋０．０１５Ｍｏ≦０．１３の成分組成の鋼を焼入れした、低硬度マルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。
特許文献２には、主成分としてＣが０．００５〜０．０３５重量％、Ｃｒが１０．０〜１３．５重量％、Ｍｏが１．０〜２．５重量％、Ｃｕが１．０〜３．５重量％を含む鋼を、熱間圧延終了後、オフライン熱処理によって、Ａｃ３以上〜１０００℃で焼入れ処理した後、６００℃〜Ａｃ1以下の温度で最終焼鈍する技術が開示されている。
一方、非特許文献１〜３には、Ｃが約０．３３重量％と高Ｃ量で、Ｃｒが約１３重量％、Ｎｉが約０．２重量％を含んでいるマルテンサイト系ステンレス鋼を対象に、熱間圧延・加工ならびに圧延・加工後のオンライン熱処理による軟化傾向が検討されている。
これら非特許文献には、低温高圧下率圧延および冷却速度が遅いほど、オーステナイトがフェライト変態する促進効果が大きく、軟化に寄与し、さらに、冷却停止温度をＭｓ点より高くして、冷却停止後、８００℃まで昇温すると、軟化することが報告されている。
鉄と鋼、Ｖｏｌ．６９（１９８３）、Ｎｏ．５、ｐ．３０６
鉄と鋼、Ｖｏｌ．６９（１９８３）、Ｎｏ．１３、ｐ．３２０
鉄と鋼、Ｖｏｌ．７０（１９８４）、Ｎｏ．５、ｐ．２６８
特許文献１は、Ｃｅｑを低く抑えて、焼入れマルテンサイト組織の硬度を低下させるが、得られる硬度はＨＶ２７５程度で、加工性を向上させるためには不十分である。特許文献２は、オフラインで熱処理を行うため、製造負荷が大きく、さらに生産性も低下する。
非特許文献１〜３記載の鋼はＣ含有量が高いため、スラブ加熱段階や圧延段階での温度域での組織はオーステナイト単相で、加工性を向上させるため当該温度域での組織を変えた場合の製造条件を示唆するものではない。
本発明は、加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板を製造負荷が小さく、さらに生産性が高く製造する製造方法および高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板を提供することを目的とする。
発明者等は、上記課題を解決するため、鋭意検討し、以下の知見を得た。
１．鋼板の組織をマルテンサイト相とフェライト相の２相組織とすることで、良好な加工性が達成される。
２．そのため、スラブ加熱温度や熱間圧延の開始時点からマルテンサイト相とフェライト相の２相組織が得られるように、成分系におけるＣ含有量やその他の成分を適宜調整するとともに、Ｃｒ含有量を、耐食性を劣化させないように１１．５０〜１３．５０％とする。
３．上記２による成分組成の鋼で熱間圧延を８００℃以上で行い、熱間圧延後の加速冷却の停止温度をＭｓ点以下とすると、焼戻し処理により著しく軟化して加工性が良好となる。
１．鋼板の組織をマルテンサイト相とフェライト相の２相組織とすることで、良好な加工性が達成される。
２．そのため、スラブ加熱温度や熱間圧延の開始時点からマルテンサイト相とフェライト相の２相組織が得られるように、成分系におけるＣ含有量やその他の成分を適宜調整するとともに、Ｃｒ含有量を、耐食性を劣化させないように１１．５０〜１３．５０％とする。
３．上記２による成分組成の鋼で熱間圧延を８００℃以上で行い、熱間圧延後の加速冷却の停止温度をＭｓ点以下とすると、焼戻し処理により著しく軟化して加工性が良好となる。
図１は、富士電波工業（株）製サーメックマスターＺを用いた高温一軸圧縮試験によって、上記２による成分組成の鋼の冷却過程時の変態挙動を示し、図１（ａ）は８５０℃で熱間加工後の変態挙動、図１（ｂ）は熱間加工後の冷却停止温度をＭｓ点以上、Ｍｓ点以下とした鋼のそれぞれを焼戻し温度である６８０℃に再加熱後、冷却した場合の変態挙動を示す。
図１（ａ）より、冷却停止温度が４００℃の場合は、冷却停止温度はＭｓ点以上となり、冷却停止温度が３００℃の場合は、冷却停止温度がＭｓ点以下となる。図１（ｂ）より熱間加工後の冷却停止温度を４００℃（Ｍｓ点以上）とした鋼を６８０℃に再加熱し、室温まで空冷した場合、マルテンサイト変態が生じている。再加熱時には、熱間加工後における未変態オーステナイトへのＣの分配が生じ、その後の冷却時にマルテンサイト変態して（図２（ｂ）にミクロ組織を示す）、硬さは高くなる。
一方、熱間加工後の冷却停止温度を３００℃（Ｍｓ点以下）とした鋼では、再加熱後の冷却過程でマルテンサイト変態せず、熱間加工後に生成したマルテンサイトが、再加熱で焼戻され、フェライトとセメンタイトに分解され（図２（ａ）にミクロ組織を示す）、硬さは低くなる。
図３に、熱間加工後の冷却停止温度を４００℃（Ｍｓ点以上）とし、その後、６８０℃に再加熱し、空冷した場合と、熱間加工後の冷却停止温度を３００℃（Ｍｓ点以下）とし、その後、６８０℃に再加熱し、空冷した場合について、硬さに及ぼす熱間加工温度の影響を調べた結果を示す。
図において、実線は、熱間加工後の冷却停止温度を３００℃（Ｍｓ点以下）として、熱間加工温度を変化させた場合の硬さの変化を示し、点線は、熱間加工後の冷却停止温度を４００℃（Ｍｓ点以上）として、熱間加工温度を変化させた場合の硬さの変化を示す。
図より、熱間加工後の冷却停止温度を３００℃（Ｍｓ点以下）とし、その後、６８０℃に再加熱し、空冷した場合の硬さは、いずれの熱間加工温度でも、冷却停止温度を４００℃とした場合より低いこと、および熱間加工後の冷却停止温度を３００℃（Ｍｓ点以下）とした場合は、熱間加工温度が８００℃未満になると、硬さが上昇するようになることが認められる。８００℃未満の低温で加工する場合、フェライト組織が加工硬化するためと考えられる。
本発明は上記知見に加え、種々の検討を重ねて完成されたもので、すなわち、本発明は、
１．成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０５０％、Ｓｉ：０．１５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１２％以下、Ｃｒ：１１．５０〜１３．５０％、Ｏ：０．００８０％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０４５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、鋼板の表裏面表層から板厚深さ方向１ｍｍの範囲の硬度の平均値がＨＶ≦２００、板厚の１／４位置と１／２位置の硬度の平均値がＨＶ≦２１０で、マルテンサイト組織の硬度がＨＶ≦４００であることを特徴とする加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板。
２．成分組成が、更に、質量％で、Ｎｉ：０．６０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００１０％以下、Ａｌ：０．０１０％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板。
３．１または２に記載の成分組成を有する鋼を、１０５０〜１２５０℃に加熱し、８５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下まで加速冷却を行い、冷却停止後、直ちに１．０℃／ｓ以上の昇温速度でＡｃ１変態点以下まで急速加熱後、空冷することを特徴とする１または２記載の加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板の製造方法。
４．３に記載の製造方法で製造された１または２に記載の加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板。
１．成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０５０％、Ｓｉ：０．１５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１２％以下、Ｃｒ：１１．５０〜１３．５０％、Ｏ：０．００８０％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０４５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、鋼板の表裏面表層から板厚深さ方向１ｍｍの範囲の硬度の平均値がＨＶ≦２００、板厚の１／４位置と１／２位置の硬度の平均値がＨＶ≦２１０で、マルテンサイト組織の硬度がＨＶ≦４００であることを特徴とする加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板。
２．成分組成が、更に、質量％で、Ｎｉ：０．６０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００１０％以下、Ａｌ：０．０１０％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板。
３．１または２に記載の成分組成を有する鋼を、１０５０〜１２５０℃に加熱し、８５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下まで加速冷却を行い、冷却停止後、直ちに１．０℃／ｓ以上の昇温速度でＡｃ１変態点以下まで急速加熱後、空冷することを特徴とする１または２記載の加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板の製造方法。
４．３に記載の製造方法で製造された１または２に記載の加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板。
本発明によれば、優れた加工性を有した高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板およびその製造方法を得ることができ、産業上極めて有用である。
本発明では、成分組成、鋼板の板厚方向の硬さ分布、およびマルテンサイト組織の硬さを規定する。
1．成分組成
各元素の％は質量％を意味する。
各元素の％は質量％を意味する。
Ｃ：０．０３０〜０．０５０％
Ｃは、マルテンサイト相の硬さを増加させる元素で、高強度とするため、０．０３０％以上とする。０．０５０％を超える過剰な添加は加工性を低下させ、溶接熱影響部の割れ感受性を増大し、溶接熱影響部の延性や靭性を劣化させる。このため、本発明では０．０３０〜０．０５０％の範囲に限定した。
Ｃは、マルテンサイト相の硬さを増加させる元素で、高強度とするため、０．０３０％以上とする。０．０５０％を超える過剰な添加は加工性を低下させ、溶接熱影響部の割れ感受性を増大し、溶接熱影響部の延性や靭性を劣化させる。このため、本発明では０．０３０〜０．０５０％の範囲に限定した。
Ｓｉ：０．１５〜０．５０％
Ｓｉは製鋼時の脱酸のために添加される有効な元素であり、また、強度確保に必要な成分であるため、０．１５％以上の含有が必要である。一方、過剰のＳｉの添加は、靭性、加工性の低下を引き起こすため、上限は０．５０％とした。なお、好ましくは、０．１５〜０．３５％である。
Ｓｉは製鋼時の脱酸のために添加される有効な元素であり、また、強度確保に必要な成分であるため、０．１５％以上の含有が必要である。一方、過剰のＳｉの添加は、靭性、加工性の低下を引き起こすため、上限は０．５０％とした。なお、好ましくは、０．１５〜０．３５％である。
Ｍｎ：０．２０〜０．５０％
Ｍｎは、鋼の強度を高めるが、同時に加工性を低下させ、更にＭｎＳを形成することで耐食性を低下させる元素である。このため、本発明では０．２０〜０．５０％の範囲に限定した。好ましくは、０．２５〜０．４５％である。
Ｍｎは、鋼の強度を高めるが、同時に加工性を低下させ、更にＭｎＳを形成することで耐食性を低下させる元素である。このため、本発明では０．２０〜０．５０％の範囲に限定した。好ましくは、０．２５〜０．４５％である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは熱間加工性、加工性、靭性を劣化させるともに、耐食性に対し有害な元素であり、本発明ではできるだけ低減するのが望ましい。特に含有量が０．０３０％を超えると、その影響が顕著となるため、Ｐは０．０３０％以下に限定した。
Ｐは熱間加工性、加工性、靭性を劣化させるともに、耐食性に対し有害な元素であり、本発明ではできるだけ低減するのが望ましい。特に含有量が０．０３０％を超えると、その影響が顕著となるため、Ｐは０．０３０％以下に限定した。
Ｓ：０．０１２％以下
ＳはＭｎと結合しＭｎＳを形成する。ＭｎＳは初期発銹の起点となる。また、Ｓは結晶粒界に偏析して粒界を脆化させる有害な元素であり、本発明ではできるだけ低減するのが望ましい。特に、含有量が０．０１２％を超えると、その影響が顕著となるため、Ｓは０．０１２％以下に限定した。
ＳはＭｎと結合しＭｎＳを形成する。ＭｎＳは初期発銹の起点となる。また、Ｓは結晶粒界に偏析して粒界を脆化させる有害な元素であり、本発明ではできるだけ低減するのが望ましい。特に、含有量が０．０１２％を超えると、その影響が顕著となるため、Ｓは０．０１２％以下に限定した。
Ｃｒ：１１．５０〜１３．５０％
Ｃｒは、耐食性を向上させる有効な元素であるが、１１．５０％未満の含有では十分な耐食性が確保できない。一方、Ｃｒはフェライト相安定元素であり、１３．５０％を超える含有は、オーステナイト相の安定性が低下し、焼入れ時に所定量のマルテンサイト相を確保できなくなり、強度が低下する。このため、本発明では１１．５０〜１３．５０％の範囲に限定した。なお、耐食性と加工性の両立という観点からは、１２．５０〜１３．５０％の範囲が望ましい。
Ｃｒは、耐食性を向上させる有効な元素であるが、１１．５０％未満の含有では十分な耐食性が確保できない。一方、Ｃｒはフェライト相安定元素であり、１３．５０％を超える含有は、オーステナイト相の安定性が低下し、焼入れ時に所定量のマルテンサイト相を確保できなくなり、強度が低下する。このため、本発明では１１．５０〜１３．５０％の範囲に限定した。なお、耐食性と加工性の両立という観点からは、１２．５０〜１３．５０％の範囲が望ましい。
Ｏ：０．００８０％以下
Ｏは、不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｏは粗大で靭性に悪影響を及ぼす介在物の生成の原因となるため、０．００８０％以下とする。０．００７０％以下とすることが望ましい。
Ｏは、不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｏは粗大で靭性に悪影響を及ぼす介在物の生成の原因となるため、０．００８０％以下とする。０．００７０％以下とすることが望ましい。
Ｎ：０．０１０〜０．０４５％
Ｎは、Ｃと同様で、マルテンサイト相の硬さを増加させ、強度を向上させるため、０．０１０％以上とする。一方、０．０４５％を超える過剰な添加は加工性を低下させる原因となる。また、過剰添加は、溶接熱影響部の割れ感受性を増大し、溶接熱影響部の延性や靭性を劣化させる原因となる。このため、本発明では０．０１０〜０．０４５％の範囲に限定した。
Ｎは、Ｃと同様で、マルテンサイト相の硬さを増加させ、強度を向上させるため、０．０１０％以上とする。一方、０．０４５％を超える過剰な添加は加工性を低下させる原因となる。また、過剰添加は、溶接熱影響部の割れ感受性を増大し、溶接熱影響部の延性や靭性を劣化させる原因となる。このため、本発明では０．０１０〜０．０４５％の範囲に限定した。
以上が本発明の基本成分組成で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である。更に、特性を向上させる場合、上記成分に加えて、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ａｌの１種または２種以上を含有する。
Ｎｉ：０．６０％以下
Ｎｉは、延性、靭性を向上させる場合に含有できる。しかし、０．６０％を超える含有は、曲げ加工性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．６０％以下とする。
Ｎｉは、延性、靭性を向上させる場合に含有できる。しかし、０．６０％を超える含有は、曲げ加工性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．６０％以下とする。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、耐食性を向上させる場合に含有できる。しかし、０．５０％を超える含有は、鋼材の脆化、とくに熱間割れ感受性を増大し、また、溶接性を阻害することがある。このため、含有させる場合は、０．５０％以下とする。
Ｃｕは、耐食性を向上させる場合に含有できる。しかし、０．５０％を超える含有は、鋼材の脆化、とくに熱間割れ感受性を増大し、また、溶接性を阻害することがある。このため、含有させる場合は、０．５０％以下とする。
Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、組織を微細化する作用を有し、鋼材の加工性を向上させる場合に含有できる。しかし、０．０５０％を超える過剰な含有は、溶接部の靭性や加工性を低下させる。このため、含有させる場合は、０．０５０％以下とする。
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、組織を微細化する作用を有し、鋼材の加工性を向上させる場合に含有できる。しかし、０．０５０％を超える過剰な含有は、溶接部の靭性や加工性を低下させる。このため、含有させる場合は、０．０５０％以下とする。
Ｖ：０．０５０％以下
Ｖは、Ｎｂと同様で、炭窒化物を形成し、組織を微細化する作用を有し、また鋼材の加工性を向上させる場合に含有させることができる。しかし、０．０５０％を超える過剰な含有は、溶接部の靭性や加工性を低下させる。このため、含有させる場合は、０．０５０％以下とする。
Ｖは、Ｎｂと同様で、炭窒化物を形成し、組織を微細化する作用を有し、また鋼材の加工性を向上させる場合に含有させることができる。しかし、０．０５０％を超える過剰な含有は、溶接部の靭性や加工性を低下させる。このため、含有させる場合は、０．０５０％以下とする。
Ｂ：０．００１０％以下
Ｂは、焼入れ性向上に有効に作用するが、０．００１０％を超える含有は鋼材の硬さを過剰に増加させ、加工性、靭性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．００１０％以下とする。
Ｂは、焼入れ性向上に有効に作用するが、０．００１０％を超える含有は鋼材の硬さを過剰に増加させ、加工性、靭性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．００１０％以下とする。
Ａｌ：０．０１０％以下
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であり、鋼中酸素の低減のために０．０１０％以下含有することができる。０．０１０％を超える含有は、酸化物量が増大し加工性を劣化させ、また靭性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．００１０％以下、より好ましくは、０．００５％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であり、鋼中酸素の低減のために０．０１０％以下含有することができる。０．０１０％を超える含有は、酸化物量が増大し加工性を劣化させ、また靭性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．００１０％以下、より好ましくは、０．００５％以下とする。
２．鋼板の板厚方向の硬さ分布
本発明では、加工性を向上させるため、鋼板の表裏面表層から板厚深さ方向１ｍｍの範囲の硬度の平均値をＨＶ≦２００、板厚の１／４位置、１／２位置の硬度の平均値を平均硬度とし、ＨＶ≦２１０とする。
本発明では、加工性を向上させるため、鋼板の表裏面表層から板厚深さ方向１ｍｍの範囲の硬度の平均値をＨＶ≦２００、板厚の１／４位置、１／２位置の硬度の平均値を平均硬度とし、ＨＶ≦２１０とする。
表面硬度がＨＶ２００以下であれば、全般の加工において問題とならない。一方、硬度が低すぎると構造物等の強度自体が低下してしまうため、平均硬度をＨＶ２１０以下とする。ＨＶは荷重１０ｋｇｆでのヴィッカース硬度とする。
３．マルテンサイト組織の硬度
本発明鋼のミクロ組織はマルテンサイト組織とフェライト組織の２相組織である。板厚方向の平均硬度は、マルテンサイト組織の硬度に左右される。そのため、優れた加工性とするため、マルテンサイト組織の硬度をＨＶ≦４００とする。ＨＶは荷重５ｇｆでのヴィッカース硬度とする。
３．マルテンサイト組織の硬度
本発明鋼のミクロ組織はマルテンサイト組織とフェライト組織の２相組織である。板厚方向の平均硬度は、マルテンサイト組織の硬度に左右される。そのため、優れた加工性とするため、マルテンサイト組織の硬度をＨＶ≦４００とする。ＨＶは荷重５ｇｆでのヴィッカース硬度とする。
本発明鋼は以下の製造条件にて製造可能である。説明において、加熱温度、圧延終了温度、冷却終了温度および再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものとする。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（３００℃以下）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とする。
また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（６５０〜８２０℃）までの加熱に必要な温度差を再加熱に要した時間で割った平均昇温速度とする。
上述した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とする。溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。スラブ加熱後、所望の形状に圧延し、冷却後、オンラインでの誘導加熱によって再加熱を行う。以下、各製造条件について詳しく説明する。
スラブ加熱温度：１０５０〜１２５０℃
本発明の成分系では、スラブ加熱の通常の温度範囲ではオーステナイトとフェライトの２相状態となり、加熱温度によりフェライトとオーステナイトの分率が変化する。加熱温度１０００℃の時が最もフェライト分率が少ない。軟化を達成するためには、フェライト分率を高めたいために加熱温度の下限値は１０５０℃とした。加熱温度を高めすぎると、スラブたれの問題があるため、上限温度は１２５０℃とした。
本発明の成分系では、スラブ加熱の通常の温度範囲ではオーステナイトとフェライトの２相状態となり、加熱温度によりフェライトとオーステナイトの分率が変化する。加熱温度１０００℃の時が最もフェライト分率が少ない。軟化を達成するためには、フェライト分率を高めたいために加熱温度の下限値は１０５０℃とした。加熱温度を高めすぎると、スラブたれの問題があるため、上限温度は１２５０℃とした。
圧延終了温度：８５０℃以上
圧延終了温度が８５０℃未満では、圧延終了時にフェライト組織が加工硬化し、鋼板となった場合の硬度が増加して加工性を妨げる要因となる。そのため、圧延終了温度の下限を８５０℃以上とした。より好ましくは９００℃以上である。
圧延終了温度が８５０℃未満では、圧延終了時にフェライト組織が加工硬化し、鋼板となった場合の硬度が増加して加工性を妨げる要因となる。そのため、圧延終了温度の下限を８５０℃以上とした。より好ましくは９００℃以上である。
熱間圧延後の加速冷却
熱間圧延終了後、直ちに加速冷却を実施する。冷却停止温度をＭｓ点以下とすると、マルテンサイト組織となり、その後の再加熱後で焼戻され、軟化する。本発明鋼の場合、Ｍｓ点以下とは３５０℃以下である。未変態オーステナイトを完全に消滅させるため、Ｍｆ点以下の２００℃以下とすることが好ましい。Ｍｓ点は、予備試験により求めておく。冷却速度は、生産性を確保するため、５℃／ｓ以上とする。なお、Ｍｓ点はオーステナイトからマルテンサイト変態が始まる温度、Ｍｆ点は残留しているオーステナイトが全てマルテンサイトに変態完了する温度を意味する。
熱間圧延終了後、直ちに加速冷却を実施する。冷却停止温度をＭｓ点以下とすると、マルテンサイト組織となり、その後の再加熱後で焼戻され、軟化する。本発明鋼の場合、Ｍｓ点以下とは３５０℃以下である。未変態オーステナイトを完全に消滅させるため、Ｍｆ点以下の２００℃以下とすることが好ましい。Ｍｓ点は、予備試験により求めておく。冷却速度は、生産性を確保するため、５℃／ｓ以上とする。なお、Ｍｓ点はオーステナイトからマルテンサイト変態が始まる温度、Ｍｆ点は残留しているオーステナイトが全てマルテンサイトに変態完了する温度を意味する。
加速冷却後の再加熱処理
Ｍｓ点以下まで加速冷却した後、焼戻しのため再加熱処理を行う。オンラインでの誘導加熱によって直ちに再加熱を行うことが望ましい。再加熱温度は６５０℃以上、Ａｃ1点未満とすることで、マルテンサイト組織が十分に焼戻され、軟化する。Ａｃ1点以上とすると、逆変態が起こり、新たにオーステナイトが生成するため、上限温度は、８２０℃以下とする。生産性も考え、再加熱温度の範囲は好ましくは６５０〜７５０℃とする。昇温速度は１．０℃未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要し製造効率が悪化するため、１．０℃／ｓ以上とする。
Ｍｓ点以下まで加速冷却した後、焼戻しのため再加熱処理を行う。オンラインでの誘導加熱によって直ちに再加熱を行うことが望ましい。再加熱温度は６５０℃以上、Ａｃ1点未満とすることで、マルテンサイト組織が十分に焼戻され、軟化する。Ａｃ1点以上とすると、逆変態が起こり、新たにオーステナイトが生成するため、上限温度は、８２０℃以下とする。生産性も考え、再加熱温度の範囲は好ましくは６５０〜７５０℃とする。昇温速度は１．０℃未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要し製造効率が悪化するため、１．０℃／ｓ以上とする。
表１に示す成分組成の鋼を連続鋳造法によりスラブとし、板厚２０ｍｍ、３０ｍｍの厚鋼板を製造した。加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、直ちに、誘導加熱炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。表２に製造条件を示す。
製造した鋼板の機械的性質を測定した。引張強度、耐力、一様伸びは、圧延方向に直角方向の全厚引張試験片を２本採取し、その平均値で評価した。本発明範囲は、引張強度：４４０ＭＰａ以上、耐力：２０５ＭＰａ以上、一様伸び：２０％以上とした。一様伸びが２０％以上の鋼板の場合、加工性に優れる。製造した鋼板の硬度は荷重１０ｋｇｆでのＨＶ硬度で評価した。板厚断面に対して試験を行い、板厚表裏面表層から板厚深さ方向１ｍｍの範囲の硬度の平均値を表面硬度、板厚の１／４位置、１／２位置の硬度の平均値を平均硬度として評価した。マルテンサイト組織の硬度はマイクロビッカース硬度計で荷重５ｇｆで測定した。
表３に、表１の発明例のＡ１鋼種の鋼を表２の種々の製造条件で製造した鋼板の機械的性質結果を示す。表４に、表２の発明例のａ１条件で、表１の各鋼種から製造した鋼板の機械的性質結果を示す。実施例Ｎｏ．１〜５（表３）と実施例Ｎｏ．１１〜１７（表４）は本発明の目標を十分に満足する機械的性質を有していた。
比較例Ｎｏ．６〜１０（表３）は、製造条件のｂ１〜ｂ５が本発明の範囲外のため（表２）、目標の機械的性質が得られなかった。比較例Ｎｏ．１８〜２０（表４）は、Ｂ１〜Ｂ３の鋼種成分が本発明の範囲外のため（表１）、目標の機械的性質が得られなかった。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０５０％、Ｓｉ：０．１５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１２％以下、Ｃｒ：１１．５０〜１３．５０％、Ｏ：０．００８０％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０４５％を含有し、更に、Ｎｉ：０．０８〜０．６０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．００４〜０．０５０％、Ｖ：０．０２１〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％、Ａｌ：０．００１〜０．０１０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の表裏面表層から板厚深さ方向１ｍｍの範囲の硬度の平均値がＨＶ≦２００、板厚の１／４位置と１／２位置の硬度の平均値がＨＶ≦２１０で、マルテンサイト組織の硬度がＨＶ≦４００であることを特徴とする加工性に優れた高強度マルテンサイト−フェライト系ステンレス厚鋼板。
- 請求項１に記載の成分組成を有する鋼を、１０５０〜１２５０℃に加熱し、８５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下まで加速冷却を行い、冷却停止後、直ちに１．０℃／ｓ以上の昇温速度で６５０℃以上８２０℃以下まで急速加熱後、空冷することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度マルテンサイト−フェライト系ステンレス厚鋼板の製造方法。
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