JP6359783B1 - Austenitic stainless steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents
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Abstract
加工後の製品の透磁率を低くすることができ、かつ圧延工程後の表面品質が良好なオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供する。オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｃｒ：１５．００〜２０．００質量％、Ｎｉ：５．００〜１０．００質量％を含み、かつ下記（１）式で定義されるＡγの値が０以上３．０以下となる組成である。
Ａγ＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ−１．３Ｃｒ＋１１．８ ・・・（１）Provided are an austenitic stainless steel capable of reducing the magnetic permeability of a product after processing and having good surface quality after a rolling process, and a method for producing the same. The austenitic stainless steel contains Cr: 15.00 to 20.00 mass%, Ni: 5.00 to 10.00 mass%, and the value of Aγ defined by the following formula (1) is 0 or more and 3. The composition is 0 or less.
Aγ = 30 (C + N) + 0.5Mn + Ni−1.3Cr + 11.8 (1)
Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。詳しくは、表面品質が良好であるとともに、非磁性の特性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to an austenitic stainless steel sheet and a method for producing the same. Specifically, the present invention relates to an austenitic stainless steel sheet having good surface quality and good nonmagnetic properties, and a method for producing the same.
Ｃｒ（クロム）を多く含有するＣｒ鋼に多量のＮｉ（ニッケル）を含有させたオーステナイト系ステンレス鋼（例えば、ＳＵＳ３０４）は、耐食性、加工性等の各種の特性に優れており、きわめて広範な用途に用いられている。一般に、オーステナイト系ステンレス鋼は、各種の成分元素を添加することにより特性が調整されて、用途に応じて所望の特性を有するように製造される。 Austenitic stainless steel (for example, SUS304) in which a large amount of Ni (nickel) is contained in a Cr steel containing a large amount of Cr (chromium) is excellent in various properties such as corrosion resistance and workability, and is extremely wide use. It is used for. In general, austenitic stainless steel is manufactured so as to have desired characteristics depending on applications by adjusting characteristics by adding various component elements.
オーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト組織が非磁性であるため、低い透磁率が要求される製品を製造するための素材として用いられることがある（例えば、特許文献１を参照）。 Since austenitic stainless steel has a non-magnetic austenite structure, it may be used as a raw material for producing products that require low magnetic permeability (see, for example, Patent Document 1).
オーステナイト系ステンレス鋼は、製品の製造工程において、各種の加工を施されることによって加工誘起マルテンサイト等の組織が生成し易い。この場合、生成した加工誘起マルテンサイト等によってオーステナイト系ステンレス鋼の透磁率が増大してしまう。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼は、低い透磁率が要求される用途では、例えばオーステイト生成元素を添加してオーステナイト相を安定化する、といった特性の調整が行われる。 Austenitic stainless steel is likely to generate a structure such as processing-induced martensite by being subjected to various types of processing in the manufacturing process of the product. In this case, the magnetic permeability of the austenitic stainless steel increases due to the generated work-induced martensite and the like. Therefore, the characteristics of austenitic stainless steel are adjusted such that, for example, an austenite element is added to stabilize the austenite phase in applications where low magnetic permeability is required.
しかしながら、オーステナイト相を安定化したオーステナイト系ステンレス鋼は、熱間圧延後に表面に割れ（表面疵）が生じることがある。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼を製造して出荷する事業者は、以下のような対応を要する。すなわち、（ｉ）オーステナイト系ステンレス鋼の製造工程に表面疵を除去する工程を含ませる、または（ｉｉ）表面性状の良好な部分を選別して客先に出荷する、等の対応を要する。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼の生産性が低下して、生産コストが増大し得る。 However, the austenitic stainless steel with a stabilized austenite phase may have cracks (surface defects) on the surface after hot rolling. In this case, a company that manufactures and ships austenitic stainless steel requires the following measures. That is, it is necessary to take measures such as (i) including a step of removing surface defects in the manufacturing process of austenitic stainless steel, or (ii) selecting a portion having a good surface property and shipping it to the customer. Therefore, the productivity of austenitic stainless steel can be reduced and the production cost can be increased.
つまり、加工前の低い透磁率を維持して加工後の製品を製造することができるようにオーステナイト系ステンレス鋼の組成等を調整すると、圧延工程後のオーステナイト系ステンレス鋼の表面品質が低下し得るという問題がある。 In other words, if the composition of the austenitic stainless steel is adjusted so that the product after the processing can be manufactured while maintaining the low magnetic permeability before the processing, the surface quality of the austenitic stainless steel after the rolling process can be lowered. There is a problem.
本発明は、上記従来の問題点に鑑みなされたものであり、その目的は、加工後の製品の透磁率を低くすることができ、かつ圧延工程後の表面品質が良好なオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供することにある。 The present invention has been made in view of the above-described conventional problems, and its purpose is to reduce the magnetic permeability of a product after processing, and to provide an austenitic stainless steel having a good surface quality after a rolling process, and It is in providing the manufacturing method.
本発明者らが鋭意検討を行った結果、オーステナイト生成元素の含有量によって規定されるＡγ値を適正な範囲に調整することによって、以下の（Ａ）および（Ｂ）をともに達成するオーステナイト系ステンレス鋼板を実現できることを見出した。すなわち、（Ａ）熱間圧延時に表層にδフェライトを存在させることができ、該δフェライトにＳを固溶させて表面割れを防止することができるとともに、（Ｂ）その後の焼鈍工程にてδフェライトを消失させて透磁率を低くすることができることを見出して、本発明を完成するに至った。 As a result of intensive studies by the inventors, the austenitic stainless steel that achieves both the following (A) and (B) by adjusting the Aγ value defined by the content of the austenite-generating element to an appropriate range. It was found that a steel plate can be realized. That is, (A) δ ferrite can be present in the surface layer during hot rolling, S can be dissolved in the δ ferrite to prevent surface cracking, and (B) δ can be obtained in the subsequent annealing step. The inventors have found that the permeability can be lowered by eliminating the ferrite, and the present invention has been completed.
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、質量％で、Ｃｒ：１５．００％以上２０．００％以下、Ｎｉ：５．００％以上１０．００％以下を含み、かつ下記（１）式で定義されるＡγが０以上３．０以下となる組成である。 In order to solve the above-described problems, the austenitic stainless steel sheet according to one embodiment of the present invention is mass%, Cr: 15.00% to 20.00%, Ni: 5.00% to 10.00%. The composition includes the following, and Aγ defined by the following formula (1) is 0 or more and 3.0 or less.
Ａγ＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ−１．３Ｃｒ＋１１．８ ・・・（１） Aγ = 30 (C + N) + 0.5Mn + Ni−1.3Cr + 11.8 (1)
また、上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃｒ：１５．００％以上２０．００％以下、Ｎｉ：５．００％以上１０．００％以下を含み、かつ下記（１）式で定義されるＡγが０以上３．０以下となるように成分調整されたスラブを１０００℃〜１３００℃の温度域に加熱する前処理工程と、前記前処理工程にて加熱されたスラブを熱間圧延する圧延工程と、を含む。 Moreover, in order to solve said subject, the manufacturing method of the austenitic stainless steel plate which concerns on 1 aspect of this invention is the mass%, Cr: 15.00% or more and 20.00% or less, Ni: 5.00% Pretreatment for heating a slab containing 10.00% or less and having its component adjusted so that Aγ defined by the following formula (1) is 0 or more and 3.0 or less in a temperature range of 1000 ° C. to 1300 ° C. And a rolling step of hot rolling the slab heated in the pretreatment step.
Ａγ＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ−１．３Ｃｒ＋１１．８ ・・・（１） Aγ = 30 (C + N) + 0.5Mn + Ni−1.3Cr + 11.8 (1)
本発明の一態様によれば、加工後の製品の透磁率を低くすることができ、かつ圧延工程後の表面品質が良好なオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供することができる。 According to one embodiment of the present invention, it is possible to provide an austenitic stainless steel that can reduce the magnetic permeability of a processed product and that has good surface quality after the rolling step, and a method for manufacturing the same.
以下、本発明の実施の形態について説明する。なお、以下の記載は発明の趣旨をよりよく理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものでは無い。また、本出願において、「Ａ〜Ｂ」とは、Ａ以上Ｂ以下であることを示している。 Embodiments of the present invention will be described below. The following description is for better understanding of the gist of the invention, and does not limit the present invention unless otherwise specified. Moreover, in this application, "A-B" has shown that it is A or more and B or less.
なお、本明細書において、「オーステナイト系ステンレス鋼」との用語は、鋼帯、鋼板等の具体的な形状は限定されず、素材自体の性質について説明するために用いられる。また、「鋼板」は「鋼帯」の一部分であると考えることができるので、「オーステナイト系ステンレス鋼板」は、「オーステナイト系ステンレス鋼帯」を含む意味で用いる。 In the present specification, the term “austenitic stainless steel” is not limited to a specific shape of a steel strip, a steel plate, or the like, and is used to describe the properties of the material itself. Further, since the “steel plate” can be considered as a part of the “steel strip”, the “austenite stainless steel plate” is used to include “austenite stainless steel strip”.
本実施形態では、低い透磁率が要求される製品として携帯型電子機器の外装部材を例示し、該外装部材の製造に用いられる本発明の一態様におけるオーステナイト系ステンレス鋼、およびその製造方法について説明する。 In this embodiment, an exterior member of a portable electronic device is exemplified as a product requiring low magnetic permeability, and an austenitic stainless steel in one embodiment of the present invention used for manufacturing the exterior member, and a method for manufacturing the same are described. To do.
以下の説明においては、本発明の実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法の説明に先立って、本発明の知見について概略的に説明する。 In the following description, prior to the description of the austenitic stainless steel and the manufacturing method thereof according to the embodiment of the present invention, the knowledge of the present invention will be schematically described.
＜発明の知見の概略的な説明＞
近年、携帯型電子機器の小型化および軽量化が進んでいるとともに、携帯型電子機器の外観の意匠性も重視されている。また、製品の製造工程において、生産性を高めることも求められている。そこで、切削ではなく鍛造によって素材を加工して製品を製造可能であることが要求されている。<Schematic Explanation of Invention Knowledge>
In recent years, portable electronic devices are becoming smaller and lighter, and the design of the appearance of the portable electronic devices is also emphasized. There is also a need to increase productivity in the manufacturing process of products. Therefore, it is required that a material can be manufactured by processing a material by forging instead of cutting.
さらには、製品としての例えば携帯型電子機器の外装部材は、電子機器の性能の向上に伴って、より一層高い性能（さらに低い透磁率）が要求されている。例えば、製品の透磁率μが１．０５以下であることが求められる。 Furthermore, for example, exterior members of portable electronic devices as products are required to have higher performance (lower magnetic permeability) as the performance of electronic devices improves. For example, the product permeability μ is required to be 1.05 or less.
このような用途には、従来、ＳＵＳ３０４が使用されることがある。しかし、ＳＵＳ３０４は加工硬化の生じる度合いが大きいため、最終部材形状に近い形に冷間鍛造を行うことができない。また、金型負荷が大きく、最終形状が複雑な場合、冷間鍛造後、焼鈍による軟質化を繰り返す必要があった。また、冷間鍛造によって加工誘起マルテンサイト相が生成するため、非磁性の要求に答えることができなかった。非磁性の要求に答える場合、最終製品を焼鈍して溶体化することが求められる。この場合、焼鈍後の部材強度が軟質になるため、最終製品は強度に対する要求を満足することができない。 Conventionally, SUS304 may be used for such applications. However, since SUS304 has a high degree of work hardening, it cannot be cold forged to a shape close to the final member shape. In addition, when the mold load is large and the final shape is complicated, it is necessary to repeat softening by annealing after cold forging. In addition, since the work-induced martensite phase is generated by cold forging, it was not possible to meet the non-magnetic requirements. When responding to non-magnetic requirements, it is required to anneal the final product to form a solution. In this case, since the member strength after annealing becomes soft, the final product cannot satisfy the demand for strength.
オーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト生成元素が多くなるように組成を調整することによって、鍛造加工された後の製品の透磁率が高くなることを抑制することができる。これは、オーステナイト系ステンレス鋼に、オーステナイトが加工変態することによってフェライト相およびマルテンサイト相等が生成することを抑制し得るためである。 By adjusting the composition of the austenitic stainless steel so as to increase the austenite-forming elements, it is possible to suppress an increase in the magnetic permeability of the product after being forged. This is because it is possible to suppress the formation of a ferrite phase, a martensite phase, and the like due to work transformation of austenite in austenitic stainless steel.
しかしながら、この場合、前述したように、熱間圧延時にオーステナイト系ステンレス鋼の表面に表面疵が発生することがあるという問題があった。 However, in this case, as described above, there has been a problem that surface defects may occur on the surface of the austenitic stainless steel during hot rolling.
本発明者らは、（Ａ）透磁率の低い製品を製造可能であること、および（Ｂ）熱間圧延後の表面品質が良好であること、といった条件の両方を満たすオーステナイト系ステンレス鋼を実現すべく、鋭意検討を行った。 The inventors have realized an austenitic stainless steel that satisfies both of the following conditions: (A) it is possible to produce a product with low magnetic permeability, and (B) the surface quality after hot rolling is good. In order to achieve this, we conducted an extensive study.
熱間圧延時に発生する表面疵は、オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒界にＳ（硫黄）が偏析することが要因の一つである。ここで、オーステナイト系ステンレス鋼に初晶フェライト（以下、δフェライトと称する）が存在すると、Ｓがδフェライトに固溶することによって、結晶粒界へのＳの偏析が抑制され得る。 One of the causes of surface defects generated during hot rolling is segregation of S (sulfur) at the grain boundaries of austenitic stainless steel. Here, when primary ferrite (hereinafter referred to as δ ferrite) is present in the austenitic stainless steel, segregation of S to the crystal grain boundaries can be suppressed by solid solution of S in δ ferrite.
本発明者らは、熱間圧延前にスラブを加熱する際に、スラブの表層にδフェライトを残存させ、その後の焼鈍によって該δフェライトをオーステナイトに相変態させることによって、上記の課題を解決することを着想した。そして、そのような挙動を示すオーステナイト系ステンレス鋼の組成を種々検討した結果、下記の知見を得て本願発明に至った。 When heating the slab before hot rolling, the present inventors solve the above-mentioned problems by allowing δ ferrite to remain on the surface layer of the slab and then subjecting the δ ferrite to phase transformation to austenite by subsequent annealing. I was inspired by that. And as a result of examining various compositions of austenitic stainless steel exhibiting such behavior, the following knowledge was obtained and the present invention was reached.
すなわち、各種のオーステナイト生成元素（Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｉ）およびフェライト生成元素（Ｃｒ）の含有量によって規定される下記（１）式に記載のＡγ値が０以上３．０以下の範囲となるように成分組成を調整することにより、上記（Ａ）および（Ｂ）の両者の条件を満たすオーステナイト系ステンレス鋼とすることができることを見出した。 That is, the Aγ value described in the following formula (1) defined by the contents of various austenite-generating elements (C, N, Mn, Ni) and ferrite-forming elements (Cr) is in the range of 0 to 3.0. It was found that the austenitic stainless steel satisfying both the conditions (A) and (B) can be obtained by adjusting the component composition so as to be.
Ａγ＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ−１．３Ｃｒ＋１１．８ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒはそれぞれ質量％である。Aγ = 30 (C + N) + 0.5Mn + Ni−1.3Cr + 11.8 (1)
Here, C, N, Mn, Ni, and Cr are mass%, respectively.
ＣｒおよびＮｉの含有量については、（ｉ）耐食性を確保する、および（ｉｉ）オーステナイト相を安定化する観点から、質量％で、Ｃｒ：１５．００％以上２０．００％以下、Ｎｉ：５．００％以上１０．００％以下の範囲内とした。より好ましくは、本オーステナイト系ステンレス鋼は、ＣｒおよびＮｉの含有量が、質量％で、Ｃｒ：１８．００％以上２０．００％以下、Ｎｉ：９．００％以上１０．００％以下であってよい。 As for the contents of Cr and Ni, from the viewpoint of (i) ensuring corrosion resistance and (ii) stabilizing the austenite phase, the mass is Cr: 15.00% to 20.00%, Ni: 5 The range was 0.000% or more and 10.00% or less. More preferably, in the present austenitic stainless steel, the Cr and Ni contents are, by mass%, Cr: 18.00% or more and 20.00% or less, Ni: 9.00% or more and 10.00% or less. It's okay.
δフェライトとは、溶融したステンレス鋼が凝固する際に生成する初晶フェライト相のことである。一般に、溶融したステンレス鋼が凝固する際の凝固モードは、該ステンレス鋼の組成に応じて決定される。 The δ ferrite is a primary ferrite phase generated when molten stainless steel solidifies. Generally, the solidification mode when solidified stainless steel solidifies is determined according to the composition of the stainless steel.
ＡＦモードの凝固モードでは、溶融した鋼の温度の低下に伴って、先ずオーステナイト相（γ相）が生成し、次いでδフェライトが生成する。 In the AF mode solidification mode, as the temperature of the molten steel decreases, an austenite phase (γ phase) is first generated, and then δ ferrite is generated.
本オーステナイト系ステンレス鋼は、ＡＦモードにて凝固することにより、凝固後のスラブの状態において、γ相の中にδフェライトが存在する。本オーステナイト系ステンレス鋼は、熱間圧延前にスラブを加熱した際に、鋼板の表層にδフェライトが残存し、その後、熱間圧延した後に焼鈍することによってδフェライトが消失する。これにより、上記（Ａ）および（Ｂ）の両者の条件を満たすオーステナイト系ステンレス鋼とすることができる。なお、ＡＦモードにて凝固する際の冷却速度は、例えば４℃／ｓｅｃ以上とすることができる。 This austenitic stainless steel solidifies in the AF mode, so that δ ferrite is present in the γ phase in the slab after solidification. In the present austenitic stainless steel, when the slab is heated before hot rolling, δ ferrite remains on the surface layer of the steel sheet, and thereafter δ ferrite disappears by annealing after hot rolling. Thereby, it can be set as the austenitic stainless steel which satisfy | fills both the said (A) and (B) conditions. The cooling rate when solidifying in the AF mode can be set to 4 ° C./sec or more, for example.
Ａγの値が本発明の範囲よりも高いと、オーステナイト相の安定度が高いことから、δフェライトの生成量が少なくなる、または生成しない。そのため、熱間圧延前にスラブを加熱した際に、鋼板の表層にδフェライトを残存させることができない。 If the value of Aγ is higher than the range of the present invention, since the austenite phase is highly stable, the amount of δ ferrite produced is reduced or not produced. Therefore, when the slab is heated before hot rolling, δ ferrite cannot remain on the surface layer of the steel sheet.
また、Ａγの値が本発明の範囲よりも低いと、δフェライトの生成量が多くなり、δフェライトを消失させることができない。そのため、透磁率が増大する。 On the other hand, if the value of Aγ is lower than the range of the present invention, the amount of δ ferrite produced increases and δ ferrite cannot be eliminated. Therefore, the magnetic permeability increases.
また、オーステナイト系ステンレス鋼は、例えば製品を製造する製品工場にて、鍛造加工されて製品化される。この製品工場（出荷先の顧客）の要望の中の一部として、下記の条件（Ｃ）〜（Ｅ）が挙げられる。 In addition, austenitic stainless steel is forged at a product factory that manufactures a product, for example, and commercialized. The following conditions (C) to (E) can be cited as a part of the demands of this product factory (customer of shipping destination).
（Ｃ）鍛造工程における内部割れの発生を抑制すること；
（Ｄ）製品を例えば鏡面研磨することが可能であること、すなわち研磨性が良好であること；
（Ｅ）鍛造工程における中間焼鈍が不要であること。つまり、鍛造性を良くするために中間熱処理を行って軟質化することが不要である程度に、オーステナイト系ステンレス鋼が軟質であること。(C) suppressing the occurrence of internal cracks in the forging process;
(D) that the product can be mirror-polished, for example, that is, has good polishing properties;
(E) The intermediate annealing in a forging process is unnecessary. In other words, the austenitic stainless steel is soft to the extent that it is not necessary to soften it by performing an intermediate heat treatment in order to improve forgeability.
本発明者らは、さらに検討を重ね、Ａγを所定の範囲内に調整するだけでなく、（ｉ）介在物の組成および平均粒径を制御すること、および（ｉｉ）他の成分元素の含有量を適切な範囲内に調整することによって、上記条件（Ｃ）〜（Ｅ）を満足するオーステナイト系ステンレス鋼とすることができることも見出した。具体的な条件については後述する。 The inventors have further studied and adjusted not only Aγ within a predetermined range, but also (i) controlling the composition and average particle size of inclusions, and (ii) containing other component elements. It has also been found that an austenitic stainless steel satisfying the above conditions (C) to (E) can be obtained by adjusting the amount within an appropriate range. Specific conditions will be described later.
＜オーステナイト系ステンレス鋼板＞
以下、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の合金成分、含有量等について説明する。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、上述したような性質のオーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼板である。<Austenitic stainless steel plate>
Hereinafter, alloy components, contents, and the like of the austenitic stainless steel plate according to an embodiment of the present invention will be described. The austenitic stainless steel plate of this embodiment is a steel plate made of austenitic stainless steel having the properties described above.
（Ａγ）
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、上述したように、下記（１）式で定義されるＡγの値が０以上３．０以下となる組成であり、好ましくは０以上２．０以下となる組成である。
Ａγ＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ−１．３Ｃｒ＋１１．８ ・・・（１）。(Aγ)
As described above, the austenitic stainless steel sheet of the present embodiment has a composition in which the value of Aγ defined by the following formula (1) is 0 or more and 3.0 or less, preferably 0 or more and 2.0 or less. Composition.
Aγ = 30 (C + N) + 0.5Mn + Ni−1.3Cr + 11.8 (1).
Ａγの値は、オーステナイト系ステンレス鋼板におけるオーステナイト相の安定性を示す指標であるといえる。すなわち、オーステナイト生成元素の含有量が多くなるほど、およびフェライト生成元素の含有量が少なくなるほど、Ａγの値は高くなる。Ａγの値が高いほどオーステナイト相が安定となり、製品の透磁率を低くすることができる。その点からはＡγは高いほうが好ましい。一方で、熱間圧延時の表面疵を考慮すると、δフェライトが生成するように、Ａγの値は低い方がよい。 The value of Aγ can be said to be an index indicating the stability of the austenite phase in the austenitic stainless steel sheet. That is, as the content of the austenite generating element increases and the content of the ferrite generating element decreases, the value of Aγ increases. The higher the value of Aγ, the more stable the austenite phase and the lower the magnetic permeability of the product. From this point, Aγ is preferably higher. On the other hand, considering the surface defects during hot rolling, the value of Aγ should be low so that δ ferrite is generated.
前述のように、本発明者らの種々検討の結果、Ａγの値が上記範囲内であることが適正であることを見出した。Ａγの値が上記範囲内となるように組成を調整することによって、鋼板の表面にδフェライトを残存させることができ、熱間圧延時の表面疵の発生を抑制することができる。また、圧延後の鋼板を焼鈍することによって、残存したδフェライトをオーステナイトに相変態させ、透磁率の低い製品を製造することができる。 As described above, as a result of various studies by the present inventors, it was found that the value of Aγ is appropriate within the above range. By adjusting the composition so that the value of Aγ falls within the above range, δ ferrite can remain on the surface of the steel sheet, and the occurrence of surface flaws during hot rolling can be suppressed. Also, by annealing the rolled steel sheet, the remaining δ ferrite can be transformed into austenite, and a product with low magnetic permeability can be manufactured.
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、より好ましくはＡγの値が０．１以上１．８以下となる組成であってよい。 The austenitic stainless steel plate of the present embodiment may more preferably have a composition in which the value of Aγ is 0.1 or more and 1.8 or less.
Ａγの値が上記の範囲内となるようなオーステナイト系ステンレス鋼の組成は、各成分元素の含有量を高度に微調整することが求められる。特に、Ｃｒ、Ｎｉ、およびＭｎは含有量のスケールが大きいことから、それらの元素の含有量が少し変動すれば、Ａγの値は大きく影響を受ける。オーステナイト系ステンレス鋼の組成の変動に対して敏感なＡγの値を、上述のような狭い範囲に調整することによって、上記（Ａ）および（Ｂ）の両方の条件を満たすことが達成できる。 The composition of the austenitic stainless steel whose Aγ value falls within the above range is required to finely adjust the content of each component element. Particularly, since Cr, Ni, and Mn have a large content scale, the value of Aγ is greatly affected if the content of these elements varies slightly. By adjusting the value of Aγ that is sensitive to changes in the composition of the austenitic stainless steel within the narrow range as described above, both of the conditions (A) and (B) can be achieved.
（介在物）
一般に、鋼中のＡｌの含有量が高い場合、スピネル系と呼ばれる、主成分がＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３の介在物が生成する。スピネル系の介在物は比較的硬質である。鍛造工程における内部割れの発生を抑制すること、および製品の研磨性が良好であること、といった条件を満たすためには、鋼中の介在物の組成および平均粒径を制御することが有効であることを本発明者らは見出した。(Inclusions)
In general, when the content of Al in steel is high, inclusions whose main component is MgO—Al 2 O 3 , called a spinel system, are generated. Spinel inclusions are relatively hard. In order to satisfy the conditions of suppressing the occurrence of internal cracks in the forging process and that the abrasiveness of the product is good, it is effective to control the composition and average particle size of inclusions in the steel. The present inventors have found that.
平均粒径が５μｍ以上の介在物が存在すると、介在物の箇所で研磨の痕跡が残るため、研磨性を低下させ得る。本発明者らは、種々検討の結果、介在物の組成がスピネル系でない場合、すなわちＳＥＭ−ＥＤＸで介在物の構成元素の濃度を調査したときに、介在物中のＡｌ濃度が１２%質量％以下の場合に、介在物による研磨性の低下が生じ難いという知見を得た。 If inclusions having an average particle size of 5 μm or more are present, traces of polishing remain at the locations of the inclusions, so that the polishability can be lowered. As a result of various studies, the present inventors have found that when the composition of inclusions is not a spinel system, that is, when the concentration of constituent elements of inclusions is investigated by SEM-EDX, the Al concentration in the inclusions is 12% by mass. In the following cases, it was found that the deterioration of the polishing property due to inclusions hardly occurs.
したがって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、該鋼板中に含まれる介在物の平均粒径が５μｍ以下であり、介在物の組成における平均Ａｌ濃度が１２質量％以下であることが好ましい。 Therefore, in the austenitic stainless steel sheet of the present embodiment, it is preferable that the average particle size of inclusions contained in the steel sheet is 5 μm or less, and the average Al concentration in the composition of inclusions is 12 mass% or less.
鍛造時に発生する内部割れは、塑性流動にともなう内部の引張歪場で生じる。介在物とマトリックスとの間、または介在物内部での剥離が生じ、内部割れが発生すると考えられる。介在物の平均粒径が５μｍより大きい場合、そのような介在物は鍛造時の内部割れの発生起点となり易いとともに、研磨の際に製品の表面に研磨の痕跡を残すため研磨性を低下させる。 Internal cracks that occur during forging occur in an internal tensile strain field that accompanies plastic flow. It is considered that peeling occurs between the inclusion and the matrix or inside the inclusion, and an internal crack occurs. When the average particle size of inclusions is larger than 5 μm, such inclusions are likely to become the starting point of internal cracks during forging, and the polishing performance is lowered because a trace of polishing is left on the surface of the product during polishing.
介在物の組成における平均Ａｌ濃度が１２質量％以下とすることによって、鋼板中に含まれる介在物をＳｉ系介在物（例えばＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物）とすることができる。Ｓｉ系介在物は比較的軟質である。そのため、製品の研磨性を良好なものとすることができる。また、Ｓｉ系介在物は、鍛造時に塑性変形に伴って進展し、表面割れの発生起点にならない。By setting the average Al concentration in the composition of inclusions to 12% by mass or less, inclusions contained in the steel sheet can be made Si-based inclusions (for example, MnO—SiO 2 —Al 2 O 3 -based inclusions). . Si-based inclusions are relatively soft. Therefore, the abrasiveness of the product can be improved. Further, Si-based inclusions progress with plastic deformation during forging and do not become a starting point for surface cracks.
鋼中の介在物を、上記組成および平均粒径に制御することは、例えば以下のように行うことができる。すなわち、鋼の製錬において、真空下もしくは非酸化性雰囲気下で塩基性スラグを形成する。その後、Ａｌ含有量が０．０１重量％以下のＳｉ合金を添加することによって、鋼を強制脱酸する。これにより、スピネル系介在物の生成を回避するとともに、介在物の平均粒径を低減することができる。 Control of inclusions in steel to the above composition and average particle size can be performed, for example, as follows. That is, in smelting steel, basic slag is formed under vacuum or non-oxidizing atmosphere. Thereafter, the steel is forcibly deoxidized by adding a Si alloy having an Al content of 0.01% by weight or less. Thereby, while avoiding the production | generation of a spinel type inclusion, the average particle diameter of an inclusion can be reduced.
（鍛造性の向上）
オーステナイト系ステンレス鋼板は、鍛造工程における中間焼鈍が不要であることが好ましい。つまり、オーステナイト系ステンレス鋼板は、所望の強度を有することを前提として、鍛造性を向上させることができる程度に軟質であることが好ましい。(Improved forgeability)
The austenitic stainless steel sheet preferably does not require intermediate annealing in the forging process. That is, the austenitic stainless steel sheet is preferably soft enough to improve forgeability on the premise that it has a desired strength.
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、成分元素の含有量を以下のように調整することが好ましい。すなわち、固溶強化元素であるＣ、Ｎ、Ｓｉの含有量を低くするとともに、軟質化元素であるＣｕの含有量を１．０質量％以上３．５質量％以下に調整する。より好ましくは、Ｃｕの含有量を２．５質量％以上３．５質量％以下に調整する。 In the austenitic stainless steel sheet of the present embodiment, it is preferable to adjust the content of component elements as follows. That is, the content of C, N, and Si that are solid solution strengthening elements is lowered, and the content of Cu that is a softening element is adjusted to 1.0 mass% or more and 3.5 mass% or less. More preferably, the Cu content is adjusted to 2.5% by mass or more and 3.5% by mass or less.
この場合、製品を製造する際に、中間焼鈍を行うことなく、鍛造によって製品を製造することができる。そのため、より一層鍛造性が向上する。その結果、生産性が向上し、生産コストを抑制することができる。 In this case, when the product is manufactured, the product can be manufactured by forging without performing intermediate annealing. Therefore, forgeability is further improved. As a result, productivity can be improved and production costs can be suppressed.
（Ａγに関連する成分元素）
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｃｒ：１５．００％以上２０．００％以下、Ｎｉ：５．００％以上１０．００％以下、Ｎ：０．０６％以下、Ｍｎ:２．５％以下、を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成であることが好ましい。より好ましくは、ＣｒおよびＮｉの含有量は、質量％で、Ｃｒ：１８．００％以上２０．００％以下、Ｎｉ：９．００％以上１０．００％以下の範囲内である。(Constituent elements related to Aγ)
The austenitic stainless steel sheet of the present embodiment is, in mass%, C: 0.05% or less, Cr: 15.00% to 20.00%, Ni: 5.00% to 10.00%, N: It is preferable that the composition contains 0.06% or less and Mn: 2.5% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities. More preferably, the Cr and Ni contents are in the range of Cr: 18.00% or more and 20.00% or less, and Ni: 9.00% or more and 10.00% or less.
〔Ｃ：０．０５質量％以下〕
Ｃは、Ａγの値の調整に必要なオーステナイト生成元素であり、強度向上にも寄与する。しかし、過剰量のＣが含まれると耐食性が低下するとともに、鍛造性を低下させ得る。そのため、Ｃ含有量の上限を０．０５質量％に設定した。[C: 0.05% by mass or less]
C is an austenite generating element necessary for adjusting the value of Aγ, and contributes to strength improvement. However, when an excessive amount of C is contained, the corrosion resistance is lowered and the forgeability can be lowered. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.05% by mass.
また、過剰な脱炭は製錬コストを上昇させる。Ｃによる強度向上効果は、０．０１質量％以上のＣ含有量でみられる。そのため、Ｃ含有量の下限は０．０１質量％であってもよい。 Excessive decarburization also increases smelting costs. The strength improvement effect by C is seen with a C content of 0.01% by mass or more. Therefore, the lower limit of the C content may be 0.01% by mass.
〔Ｃｒ：１５．００質量％以上２０．００質量％以下、Ｎｉ：５．００質量％以上１０．００質量％以下〕
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本成分であり、耐食性を向上させる元素である。Ｃｒはフェライト生成元素であるため、Ｃｒ含有量が高いとＡγの値は低下する。Ｃｒ含有量が高すぎるとδフェライトが過剰となり、焼鈍後の製品の透磁率が上昇する。[Cr: 15.00 mass% to 20.00 mass%, Ni: 5.00 mass% to 10.00 mass%]
Cr is a basic component of stainless steel and is an element that improves corrosion resistance. Since Cr is a ferrite-forming element, the value of Aγ decreases when the Cr content is high. If the Cr content is too high, δ ferrite becomes excessive, and the magnetic permeability of the product after annealing increases.
また、Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の基本成分であり、Ａγの値の調整に必要なオーステナイト生成元素である。過剰量のＮｉを添加すると、オーステナイト相が安定化しすぎることにより、δフェライトが生成しなくなる。また、Ｎｉは比較的高価であるため、過剰に添加するとコストが上昇する。 Ni is a basic component of austenitic stainless steel and is an austenite generating element necessary for adjusting the value of Aγ. When an excessive amount of Ni is added, the austenite phase is overstabilized, so that δ ferrite is not generated. Moreover, since Ni is comparatively expensive, when it adds excessively, cost will rise.
ＣｒおよびＮｉは、Ａγの値が本発明の範囲内となるように、適正な範囲に規定されている。本発明のオーステナイト系ステンレス鋼が対象とする用途に必要な耐食性を確保できるように、Ｃｒ含有量の下限は１５．００質量％とした。また、Ｎｉ含有量については、オーステナイト相を安定化するのに必要な量を含むように、下限は５．００質量％とした。また、より好ましくは、Ｃｒ含有量の下限は１８．００質量％であってよく、Ｎｉ含有量の下限は９．００質量％であってよい。 Cr and Ni are defined in an appropriate range so that the value of Aγ is within the range of the present invention. The lower limit of the Cr content is 15.00% by mass so that the corrosion resistance necessary for the intended application of the austenitic stainless steel of the present invention can be secured. Moreover, about Ni content, the minimum was set to 5.00 mass% so that the quantity required in order to stabilize an austenite phase may be included. More preferably, the lower limit of the Cr content may be 18.00% by mass, and the lower limit of the Ni content may be 9.00% by mass.
〔Ｎ：０．０６質量％以下〕
Ｎは、Ｃと同様にオーステナイト生成元素であり、Ａγの値の調整に必要である。しかし、過剰量のＮを添加すると耐食性を低下させる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０６質量％に設定した。また、加工硬化および時効硬化に寄与する元素であるので、Ｎ含有量の下限を０．０１質量％に設定してもよい。[N: 0.06% by mass or less]
N, like C, is an austenite-forming element and is necessary for adjusting the value of Aγ. However, adding an excessive amount of N reduces the corrosion resistance. Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.06% by mass. Moreover, since it is an element which contributes to work hardening and age hardening, you may set the minimum of N content to 0.01 mass%.
〔Ｍｎ：２．５質量％以下〕
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、Ａγ値の調整に必要である。オーステナイトの安定化のためにＭｎ含有量の下限を０.０１質量％以上に設定してもよい。しかし、過剰量のＭｎを添加すると耐食性を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．５質量％に設定した。[Mn: 2.5% by mass or less]
Mn is an austenite generating element and is necessary for adjusting the Aγ value. In order to stabilize austenite, the lower limit of the Mn content may be set to 0.01% by mass or more. However, if an excessive amount of Mn is added, the corrosion resistance is lowered. Therefore, the upper limit of the Mn content is set to 2.5% by mass.
（介在物に関連する成分元素）
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、Ａγに関連する上記成分元素にさらに加えて、質量％で、Ｓ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ａｌ：０．００３％以下、酸素：０．００８０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成であることが好ましい。(Constituent elements related to inclusions)
The austenitic stainless steel sheet of the present embodiment, in addition to the above-described component elements related to Aγ, in mass%, S: 0.030% or less, Si: 0.8% or less, Al: 0.003% or less, Oxygen: It is preferable that the composition contains 0.0080% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
〔Ｓ：０．０３０質量％以下〕
Ｓは、オーステナイト相の結晶粒界に偏析して熱間加工性を著しく低下させる。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｓをδフェライトに固溶させることによって、熱間圧延時の表面疵の発生を抑制することができるが、Ｓ含有量は可能な限り低減することが好ましい。Ｓ含有量を０．０３０質量％以下（好ましくは、０.０１０質量％以下）に低減することにより、Ｓまたは硫化物起因の欠陥が生成することを抑制する。[S: 0.030% by mass or less]
S segregates at the grain boundaries of the austenite phase and significantly reduces hot workability. In the austenitic stainless steel of the present embodiment, generation of surface flaws during hot rolling can be suppressed by dissolving S in δ ferrite, but the S content is preferably reduced as much as possible. . By reducing the S content to 0.030% by mass or less (preferably 0.010% by mass or less), generation of defects due to S or sulfide is suppressed.
〔Ｓｉ：０．８質量％以下〕
Ｓｉは、製鋼段階で脱酸剤として添加される元素である。比較的軟質なＳｉ系の介在物が非金属介在物の主体となるように、Ｓｉ含有量の下限を０.０１質量％に設定してもよい。また、Ｓｉは固溶強化元素であり、過剰添加は鍛造性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０．８質量％に設定した。[Si: 0.8% by mass or less]
Si is an element added as a deoxidizer in the steelmaking stage. The lower limit of the Si content may be set to 0.01% by mass so that relatively soft Si-based inclusions are mainly non-metallic inclusions. Moreover, Si is a solid solution strengthening element, and excessive addition reduces forgeability. Therefore, the upper limit of Si content was set to 0.8 mass%.
〔Ａｌ：０．００３質量％以下〕
Ａｌは酸素親和力がＳｉ、Ｍｎに比べて高く、含有量が０．００３％を超えると内部割れの起因となる平均粒径が５μｍ以上のスピネル系介在物（例えばＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物）が生成し得る。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．００３質量％とした。[Al: 0.003 mass% or less]
Al has a higher oxygen affinity than Si and Mn, and if the content exceeds 0.003%, spinel inclusions having an average particle size of 5 μm or more that causes internal cracks (for example, MnO—SiO 2 —Al 2 O 3 type inclusions) can be formed. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.003% by mass.
〔酸素：０．００８０質量％以下〕
酸素は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ等と結合して介在物を生成する。Ｓｉ（およびＭｎ）によって溶鋼が脱酸されることにより、酸素の含有量が低下する。酸素含有量を０．００８０質量％以下に低減することにより、介在物の平均粒径を低減させる。[Oxygen: 0.0080% by mass or less]
Oxygen combines with Al, Si, Mn and the like to generate inclusions. As the molten steel is deoxidized by Si (and Mn), the oxygen content decreases. By reducing the oxygen content to 0.0080% by mass or less, the average particle size of inclusions is reduced.
（その他の成分元素）
〔Ｃｕ：１．０質量％以上３．５質量％以下〕
Ｃｕは、耐食性の改善に有効な成分であるとともに、オーステナイト相の加工硬化を抑制し、鍛造性を向上させる元素である。その効果を発揮させるために、Ｃｕ含有量の下限を１．０質量％に設定した。ただし、多量に添加されると熱間加工性の低下を招くので、Ｃｕ含有量の上限を３．５質量％に設定した。また、より好ましくは、Ｃｕ含有量の下限は２．５質量％であってよい。(Other component elements)
[Cu: 1.0 mass% or more and 3.5 mass% or less]
Cu is an element effective for improving corrosion resistance, and is an element that suppresses work hardening of the austenite phase and improves forgeability. In order to exert the effect, the lower limit of the Cu content was set to 1.0% by mass. However, since a hot workability will fall when it adds abundantly, the upper limit of Cu content was set to 3.5 mass%. More preferably, the lower limit of the Cu content may be 2.5% by mass.
〔Ｐ：０．０４０質量％以下〕
Ｐは、耐食性を劣化させる成分であるため、極力少量に低減することが好ましく、Ｐ含有量の上限を０．０４０質量％とする。[P: 0.040% by mass or less]
Since P is a component that degrades corrosion resistance, it is preferable to reduce it to a small amount as much as possible, and the upper limit of the P content is 0.040% by mass.
（その他の特性に関する調整）
また、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板の組成は、必要に応じて更に、質量％で、Ｔｉ：０.５％以下、Ｎｂ：０.５％以下、Ｚｒ：０.５％以下、Ｖ：０.５％以下、Ｍｏ：３.０％以下、Ｂ：０.０３％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０.０２％以下、Ｃａ：０.０３％以下、からなる群から選ばれる１つ以上の条件を満たしていてもよい。(Adjustments for other characteristics)
Further, the composition of the austenitic stainless steel plate of the present embodiment is further, if necessary, by mass%, Ti: 0.5% or less, Nb: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, V: One selected from the group consisting of 0.5% or less, Mo: 3.0% or less, B: 0.03% or less, REM (rare earth metal): 0.02% or less, Ca: 0.03% or less The above conditions may be satisfied.
〔Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ：それぞれ０.５質量％以下〕
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖは、必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ、Ｎ等の固溶強化元素を固定し、ステンレス鋼板の硬質化を抑える。そして、ステンレス鋼板の二次加工性、深絞り性、伸びフランジ性等を向上させ、圧縮変形抵抗を低減する作用を呈する。これら元素の添加効果は、０.５質量％で飽和し、それ以上添加しても増量に見合った効果が期待できない。非金属介在物を軟質のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物に制御する場合、それぞれ添加元素の含有量の上限を０.０１質量％に設定してよい。[Ti, Nb, Zr, V: 0.5 mass% or less each]
Ti, Nb, Zr, and V are alloy components that are added as necessary, and fix solid solution strengthening elements such as C and N to suppress the hardening of the stainless steel plate. And the secondary workability of a stainless steel plate, deep drawability, stretch flangeability, etc. are improved, and the effect | action which reduces compression deformation resistance is exhibited. The effect of addition of these elements is saturated at 0.5% by mass, and even if added more than that, an effect commensurate with the increase cannot be expected. When the nonmetallic inclusions are controlled to be soft MnO—SiO 2 —Al 2 O 3 inclusions, the upper limit of the content of each additive element may be set to 0.01% by mass.
〔Ｍｏ：３.０質量％以下〕
Ｍｏは、必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性を改善する作用を呈する。しかし、過剰量のＭｏ添加は、ステンレス鋼板の硬さおよび圧縮変形抵抗を上昇させる原因となり得る。Ｍｏを添加する場合には、Ｍｏ含有量の上限を３.０質量％に規定してよい。[Mo: 3.0% by mass or less]
Mo is an alloy component added as necessary, and exhibits an effect of improving corrosion resistance. However, an excessive amount of addition of Mo can cause the hardness and compression deformation resistance of the stainless steel plate to increase. When adding Mo, you may prescribe | regulate the upper limit of Mo content to 3.0 mass%.
〔Ｂ：０.０３質量％以下〕
Ｂは、必要に応じて添加される合金成分であり、ステンレス鋼板の熱間加工性を向上させ、熱延時の割れ防止に有効である。しかし、ステンレス鋼板は、過剰量のＢを含有すると、却って熱間加工性が低下することになる。Ｂを添加する場合には、Ｂ含有量の上限を０．０３質量％に規定してよい。[B: 0.03 mass% or less]
B is an alloy component added as necessary, and improves the hot workability of the stainless steel plate and is effective in preventing cracking during hot rolling. However, if the stainless steel sheet contains an excessive amount of B, the hot workability is deteriorated. When adding B, you may prescribe | regulate the upper limit of B content to 0.03 mass%.
〔ＲＥＭ：０.０２質量％以下〕
ＲＥＭは、必要に応じて添加される合金成分であり、Ｂと同様に熱間加工性の改善に有効である。しかし、過剰に添加すると添加効果が飽和することに加え、ステンレス鋼板の硬質化を招き成形加工性が低下する。ＲＥＭを添加する場合には、ＲＥＭ含有量の上限を０.０２質量％に規定する。非金属介在物を軟質のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物に制御する場合、ＲＥＭ含有量の上限を０．００５質量％に設定してよい。[REM: 0.02 mass% or less]
REM is an alloy component added as necessary, and is effective in improving hot workability in the same manner as B. However, if added in excess, the effect of addition is saturated, and the stainless steel plate is hardened, and the formability is lowered. When adding REM, the upper limit of REM content is prescribed | regulated to 0.02 mass%. When controlling nonmetallic inclusions to soft MnO—SiO 2 —Al 2 O 3 inclusions, the upper limit of the REM content may be set to 0.005 mass%.
〔Ｃａ：０.０３質量％以下〕
Ｃａは、必要に応じて添加される合金成分であり、熱間加工性の改善に有効である。しかし、０.０３質量％を超える過剰量のＣａを添加しても、添加効果が飽和し、清浄度が低下する。非金属介在物を軟質のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物に制御する場合、Ｃａの上限を０．００５質量％に設定してよい。[Ca: 0.03 mass% or less]
Ca is an alloy component added as necessary, and is effective in improving hot workability. However, even if an excessive amount of Ca exceeding 0.03 mass% is added, the effect of addition is saturated and the cleanliness is lowered. When controlling nonmetallic inclusions to soft MnO—SiO 2 —Al 2 O 3 inclusions, the upper limit of Ca may be set to 0.005 mass%.
（利点）
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、熱間圧延時に鋼板の表面にδフェライトを残存させることができ、圧延後に焼鈍することによってδフェライトを消失させることができる。そのため、熱間圧延後の表面疵の発生を抑制することができ表面品質が良好であるとともに、透磁率の低い製品を製造可能である。例えば、製品の透磁率を１．０５以下にすることができる。(advantage)
The austenitic stainless steel sheet of the present embodiment can leave δ ferrite on the surface of the steel sheet during hot rolling, and can eliminate δ ferrite by annealing after rolling. Therefore, generation of surface defects after hot rolling can be suppressed, and a product with good surface quality and low magnetic permeability can be manufactured. For example, the magnetic permeability of the product can be 1.05 or less.
また、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、介在物の組成および平均粒径を制御することにより、鍛造による内部割れの発生を抑制することができる。そのため、鍛造によって製品を製造することができる。また、製品を製造する際の切削工程を不要とすることができる。その結果、製品の生産性および量産性を向上させることができる。 Moreover, the austenitic stainless steel plate of this embodiment can suppress generation | occurrence | production of the internal crack by forging by controlling the composition and average particle diameter of an inclusion. Therefore, a product can be manufactured by forging. Moreover, the cutting process at the time of manufacturing a product can be made unnecessary. As a result, product productivity and mass productivity can be improved.
そして、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、介在物が比較的軟質なＳｉ系介在物とすることができ、介在物の平均粒径を５μｍ以下とすることができる。そのため、製品の研磨性を向上させることができる。 And the austenitic stainless steel plate of this embodiment can be made into Si system inclusion with a comparatively soft inclusion, and can make the average particle diameter of an inclusion into 5 micrometers or less. Therefore, the polishability of the product can be improved.
また、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、成分元素の含有量を調整することにより、鍛造性を向上させることができる。そのため、中間焼鈍を省略して熱間鍛造により製品を製造することができる。また、冷間鍛造を採用することもできる。その結果、製品の生産コストを低減することができ、生産性をより一層向上させることができる。 Moreover, the austenitic stainless steel plate of this embodiment can improve forgeability by adjusting content of a component element. Therefore, a product can be manufactured by hot forging while omitting intermediate annealing. Also, cold forging can be employed. As a result, the production cost of the product can be reduced, and the productivity can be further improved.
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、例えば携帯型電子機器の外装部材の製造に用いることができる。また、低い透磁率が要求される他の製品に用いることができる。例えば、各種の電子部品、核磁気共鳴を用いる測定装置等の構成部材を製造するための素材に用いてよい。 The austenitic stainless steel of this embodiment can be used, for example, for manufacturing an exterior member of a portable electronic device. It can also be used for other products that require low permeability. For example, you may use for the raw material for manufacturing structural members, such as various electronic components and a measuring apparatus using nuclear magnetic resonance.
＜製造方法＞
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法の一例について、以下に説明する。<Manufacturing method>
An example of the manufacturing method of the austenitic stainless steel sheet of this embodiment is demonstrated below.
（前処理工程）
前処理工程では、先ず、Ａγの値が本発明の範囲内となるように、真空溶解炉を用いて鋼を溶製する。この鋼を鋳造してスラブを製造する。凝固時の冷却速度としては、４℃／ｓｅｃ以上を例示することができるが、これに限定されない。該スラブから圧延用のブロックを切り出す。そして、該ブロックを大気雰囲気中で１０００℃〜１３００℃の温度域に加熱する。該ブロックを加熱して保持する時間は、限定されないが、例えば、数十分間〜３時間であってよい。なお、スラブからブロックを切り出さずに、スラブをそのまま加熱してもよい。(Pretreatment process)
In the pretreatment step, first, steel is melted using a vacuum melting furnace so that the value of Aγ is within the range of the present invention. This steel is cast to produce a slab. Examples of the cooling rate during solidification include 4 ° C./sec or more, but are not limited thereto. A block for rolling is cut out from the slab. Then, the block is heated to a temperature range of 1000 ° C. to 1300 ° C. in an air atmosphere. The time for heating and holding the block is not limited, but may be, for example, several tens of minutes to 3 hours. In addition, you may heat a slab as it is, without cutting out a block from a slab.
より詳しくは、上記スラブは、鋼がＡＦモードで凝固して形成されることによって、γ相の中にδフェライトが存在する状態となっている。Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量、およびＡγの値が本発明の範囲内の成分組成であるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系状態図において、γ相の単相が安定な領域と、δフェライト＋γ相が安定な領域との境界となる温度よりも少し低い温度にて、上記スラブは加熱される。この温度ではγ相の単相が安定であるので、δフェライトは徐々に消失する。ただし、一般に、δフェライトが消失するには非常に時間がかかる（例えば２４ｈ以上）。熱延前にスラブを加熱する時間は、上述のように比較的短時間であるため、上記スラブ中のδフェライトは消失せずに残存する。 More specifically, the slab is in a state in which δ ferrite is present in the γ phase because the steel is formed by solidification in the AF mode. In the Fe-Cr-Ni phase diagram in which the Cr content, the Ni content, and the value of Aγ are component compositions within the scope of the present invention, the region where the single phase of the γ phase is stable and the δ ferrite + γ phase are stable The slab is heated at a temperature slightly lower than the temperature that becomes the boundary with the region. Since the single phase of the γ phase is stable at this temperature, the δ ferrite gradually disappears. However, in general, it takes a very long time for δ ferrite to disappear (for example, 24 hours or more). Since the time for heating the slab before hot rolling is relatively short as described above, the δ ferrite in the slab remains without disappearing.
（圧延工程）
上記前処理工程後のブロック（スラブ）を、所望の板厚に熱間圧延する。ここで、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、熱間圧延前の加熱によって、表面にδフェライトが残存している。そのため、表面疵の発生を抑制することができる。(Rolling process)
The block (slab) after the pretreatment step is hot-rolled to a desired plate thickness. Here, in the austenitic stainless steel of this embodiment, δ ferrite remains on the surface due to heating before hot rolling. Therefore, generation | occurrence | production of a surface flaw can be suppressed.
なお、熱間圧延後の鋼板は、スケールを除去した後、さらに冷間圧延されてよい。 The steel sheet after hot rolling may be further cold-rolled after removing the scale.
（焼鈍処理工程）
焼鈍処理工程では、上記圧延工程にて圧延された鋼板を、１１００℃〜１２００℃の温度域にて、数分間均熱処理することによって、焼鈍する。これにより、鋼板が含むδフェライトが消失する。上記均熱処理は、上記前処理工程における加熱温度よりも低い温度であってよく、上記前処理工程における加熱時間よりも短い時間であってよい。本製造方法では、上記圧延工程によって生じた残留応力が、δフェライトのオーステナイトへの相変態を促進する。(Annealing process)
In the annealing process, the steel sheet rolled in the rolling process is annealed by soaking in the temperature range of 1100 ° C. to 1200 ° C. for several minutes. Thereby, the δ ferrite contained in the steel plate disappears. The soaking process may be a temperature lower than the heating temperature in the pretreatment step, and may be a time shorter than the heating time in the pretreatment step. In this manufacturing method, the residual stress generated by the rolling process promotes the phase transformation of δ ferrite to austenite.
次いで、焼鈍後の鋼板を酸洗する。これにより、表面品質が良好であるとともに、透磁率の低い製品を製造可能であるオーステナイト系ステンレス鋼板を製造することができる。 Next, the steel plate after annealing is pickled. As a result, it is possible to manufacture an austenitic stainless steel sheet having good surface quality and capable of manufacturing a product with low magnetic permeability.
本発明は上述した実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、上記説明において開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。 The present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications can be made within the scope shown in the claims, and the embodiments obtained by appropriately combining the technical means disclosed in the above description are also described here. It is included in the technical scope of the invention.
以下、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼の実施例について説明するが、本発明はこれらの実施例により限定されない。 Examples of the austenitic stainless steel according to the present invention will be described below, but the present invention is not limited to these examples.
表１に示す組成の鋼Ａ−１〜Ａ−３、および鋼Ｂ−１〜Ｂ−４をそれぞれ、真空溶解炉にて溶解した後、鋳造してスラブを製造した。凝固時の冷却速度は４℃／ｓｅｃ以上とした。製造したスラブのそれぞれから、厚み４０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍのブロックを切り出した。 Steels A-1 to A-3 and steels B-1 to B-4 having the compositions shown in Table 1 were respectively melted in a vacuum melting furnace and then cast to produce a slab. The cooling rate during solidification was set to 4 ° C./sec or more. A block having a thickness of 40 mm, a width of 100 mm, and a length of 150 mm was cut out from each of the manufactured slabs.
切り出したブロックを１２００℃まで昇温し、２時間均熱加熱した。加熱後のブロックを熱間圧延することにより、板厚４．０ｍｍの熱延鋼板を得た。その熱延鋼板に、１１４０℃で均熱１分の焼鈍を行った後に酸洗した。 The cut block was heated to 1200 ° C. and soaked for 2 hours. A hot rolled steel sheet having a thickness of 4.0 mm was obtained by hot rolling the heated block. The hot-rolled steel sheet was annealed at 1140 ° C. for 1 minute soaking and then pickled.
得られた試料について、以下の調査を行った。 The following investigation was conducted on the obtained samples.
（表面観察）
圧延後の熱延鋼板の表面に表面疵が観られなかったものを○、観られたものを×と判定した。(Surface observation)
The case where surface flaws were not observed on the surface of the hot-rolled steel sheet after rolling was judged as ◯, and the case where it was seen was judged as ×.
（透磁率）
各試料について、透磁率計を用いて透磁率を測定した。透磁率が１．０５以下のものを○、１．０５を超えるものを×と判定した。透磁率が○と判定された試料は、鍛造前と鍛造後との間で透磁率に大きな差異が無かった。(Permeability)
About each sample, the magnetic permeability was measured using the magnetic permeability meter. A sample having a permeability of 1.05 or less was evaluated as ○, and a sample having a permeability exceeding 1.05 was determined as ×. Samples with a permeability of ○ were not significantly different in permeability between before forging and after forging.
（介在物径）
各試料について、長手方向に平行な断面を鏡面研磨した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて該断面を観察した。倍率５００の視野における介在物２０個の平均径を測定した。その平均径が５μｍ以下のものを○、５μｍを超えるものを×と判定した。(Inclusion diameter)
About each sample, the cross section parallel to a longitudinal direction was mirror-polished, Then, this cross section was observed using the scanning electron microscope (SEM). The average diameter of 20 inclusions in a field of view with a magnification of 500 was measured. Those having an average diameter of 5 μm or less were evaluated as ◯, and those having an average diameter exceeding 5 μm were determined as ×.
（介在物組成）
また、上記の観察断面について同様に、ＳＥＭ−ＥＤＸを用いて介在物２０個の介在物組成の平均値を分析した。平均Ａｌ濃度が１２質量％以下のものを○、１２質量％を超えるものを×と判定した。(Inclusion composition)
Moreover, the average value of the inclusion composition of 20 inclusions was similarly analyzed about said observation cross section using SEM-EDX. A sample having an average Al concentration of 12% by mass or less was evaluated as ◯, and a sample having an average Al concentration exceeding 12% by mass was evaluated as ×.
（鍛造性）
各試料について、図１に示すような試験片を採取し、該試験片に図２示すような冷間鍛造を行った。なお、鍛造途中に中間焼鈍工程を行っていない。鍛造は、２００ｔｏｎの油圧プレスで行った。それぞれの冷間鍛造後に、鍛造品のＡ断面を顕微鏡観察し、内部割れが生じていないか調査した。そして、得られた製品に内部割れが観察されなかったものは○、観察されたものは×と判定した。(Forgeability)
About each sample, the test piece as shown in FIG. 1 was extract | collected, and the cold forging as shown in FIG. 2 was performed to this test piece. In addition, the intermediate annealing process is not performed during forging. Forging was performed with a 200 ton hydraulic press. After each cold forging, the A cross-section of the forged product was observed with a microscope to investigate whether internal cracks occurred. And the thing by which the internal crack was not observed in the obtained product was evaluated as (circle), and the observed thing was determined as x.
（研磨性）
研磨性が不良と判断されるのは、肉眼で観察した場合に曇りが見られる場合である。研磨後の曇りとは、光学顕微鏡観察を行った場合に図３のような介在物の箇所での研磨の痕跡がある場合に観られることが確認されている。したがって、研磨性良否の判断は光顕微顕微鏡で行った。(Abrasiveness)
Abrasion is judged to be poor when cloudiness is observed when observed with the naked eye. It has been confirmed that fogging after polishing is observed when there is a trace of polishing at an inclusion site as shown in FIG. Therefore, the quality of polishing was judged with an optical microscope.
各試料について、試料表面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲で表面を観察した。図３で観られるような、介在物の箇所に引きずられた形の研磨の跡が観察されなかった場合に研磨性を○、観察された場合には研磨性を×と評価した。 About each sample, the sample surface was mirror-polished and the surface was observed in the range of 10 mm x 10 mm with the optical microscope. As shown in FIG. 3, when the trace of polishing dragged to the inclusion site was not observed, the polishing property was evaluated as “good”, and when observed, the polishing property was evaluated as “poor”.
以上の結果を表２に示す。 The results are shown in Table 2.
表２に示すように、本発明例のＡ−１〜Ａ−３鋼は、組成およびＡγの値が本発明の範囲を満たすため、すべての特性が良好であることがわかる。本実施例から、本発明により、熱間圧延後の表面疵の発生を抑制することができ表面品質が良好であるとともに、透磁率の低い製品を製造可能であるオーステナイト系ステンレス鋼板が得られることがわかる。また、本発明例のＡ−１〜Ａ−３鋼は、鍛造性が良好であるとともに、介在物の組成および径が所定の範囲内であるため、研磨性が良好であり内部割れの発生が抑制されている。 As shown in Table 2, it can be seen that the A-1 to A-3 steels of the examples of the present invention have good properties because the composition and the value of Aγ satisfy the range of the present invention. From this example, according to the present invention, it is possible to obtain an austenitic stainless steel sheet that can suppress the occurrence of surface flaws after hot rolling, has good surface quality, and can produce a product with low magnetic permeability. I understand. In addition, the A-1 to A-3 steels of the examples of the present invention have good forgeability and the composition and diameter of inclusions are within a predetermined range, so the abrasiveness is good and internal cracks are generated. It is suppressed.
これに対し、比較例のＢ−１鋼は、Ａγの値が本発明の範囲よりも高いため、熱間圧延後に表面疵が発生した。また、比較例のＢ−２鋼は、Ａγの値が本発明の範囲よりも低いため、透磁率が１．０５よりも大きい値を示した。比較例のＢ−３鋼は、Ｓｉ含有量が低く、酸素含有量が高いため、介在物径、研磨性、および鍛造性がいずれも不適となった。 On the other hand, since the value of Aγ was higher in the B-1 steel of the comparative example than the range of the present invention, surface flaws occurred after hot rolling. Moreover, since the value of Aγ was lower than the range of the present invention, the B-2 steel of the comparative example showed a value of magnetic permeability greater than 1.05. Since the B-3 steel of the comparative example has a low Si content and a high oxygen content, the inclusion diameter, abrasiveness, and forgeability are all unsuitable.
そして、比較例のＢ−４鋼は、Ａｌ含有量が高く、介在物がスピネル系の介在物となっているとともに、研磨性および鍛造性が不適であった。 And B-4 steel of the comparative example had high Al content, the inclusion became a spinel type inclusion, and abrasiveness and forgeability were unsuitable.
なお、Ｂ‐３鋼およびＢ‐４鋼については、鍛造性が×であることから比較例としている。これは、本願発明は、オーステナイト系ステンレス鋼を加工して製品とする際に、鍛造加工を行うことを前提としているためである。 B-3 steel and B-4 steel are comparative examples because the forgeability is x. This is because the present invention presupposes that forging is performed when austenitic stainless steel is processed into a product.
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、例えば携帯型電子機器の外装部材を製造する素材として利用することができる。また、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、例えば、低い透磁率が要求される各種の電子部品、核磁気共鳴を用いる測定装置等の構成部材を製造するための素材に用いてよい。 The austenitic stainless steel of this invention can be utilized as a raw material which manufactures the exterior member of a portable electronic device, for example. In addition, the austenitic stainless steel of the present invention may be used as a material for manufacturing various electronic parts that require low magnetic permeability, and components such as measuring devices using nuclear magnetic resonance.
Claims (5)
Ｃｒ：１５．００％以上２０．００％以下
Ｎｉ：５．００％以上１０．００％以下
Ｃ：０．０５％以下
Ｎ：０．０６％以下
Ｍｎ:２．５％以下
Ｐ：０．０４０％以下
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓｉ：０．８％以下
Ａｌ：０．００３％以下
酸素：０．００８０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ下記（１）式で定義されるＡγの値が０以上３．０以下となるオーステナイト系ステンレス鋼板であって、
前記鋼板中に含まれる介在物の平均粒径が５μｍ以下であり、
前記介在物の組成における平均Ａｌ濃度が１２質量％以下であり、
透磁率が１．０５以下であるとともに表面疵が観られないことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板。
Ａγ＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ−１．３Ｃｒ＋１１．８ ・・・（１） Chemical composition is mass%,
Cr: 15.00% to 20.00% Ni: 5.00% to 10.00%
C: 0.05% or less
N: 0.06% or less
Mn: 2.5% or less
P: 0.040% or less
S: 0.030% or less
Si: 0.8% or less
Al: 0.003% or less
Oxygen: an austenitic stainless steel plate containing 0.0080% or less , the balance being Fe and inevitable impurities, and the value of Aγ defined by the following formula (1) being 0 or more and 3.0 or less ,
The average particle size of inclusions contained in the steel sheet is 5 μm or less,
The average Al concentration in the composition of the inclusion is 12% by mass or less,
An austenitic stainless steel sheet having a permeability of 1.05 or less and having no surface defects .
Aγ = 30 (C + N) + 0.5Mn + Ni−1.3Cr + 11.8 (1)
請求項１〜３のいずれか１項に記載の化学組成となるように成分調整されたスラブを１０００℃〜１３００℃の温度域に加熱する前処理工程と、
前記前処理工程にて加熱されたスラブを熱間圧延する圧延工程と、を含むことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。 It is a manufacturing method of the austenitic stainless steel sheet according to any one of claims 1 to 3,
A pretreatment step of heating a slab whose components are adjusted to have the chemical composition according to any one of claims 1 to 3 to a temperature range of 1000 ° C to 1300 ° C,
A rolling step of hot rolling the slab heated in the pretreatment step. A method for producing an austenitic stainless steel sheet, comprising:
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110923575A (en) * | 2019-12-13 | 2020-03-27 | 山东腾达紧固科技股份有限公司 | Cold-deformation low-permeability high-strength austenitic stainless steel |
| KR102448742B1 (en) | 2020-07-17 | 2022-09-30 | 주식회사 포스코 | Non-magnetic austenitic stainless steel |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113972064B (en) * | 2021-08-27 | 2023-05-12 | 合肥聚能电物理高技术开发有限公司 | Control process for magnetic permeability of superconducting magnet framework |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6220855A (en) * | 1985-07-19 | 1987-01-29 | Daido Steel Co Ltd | Non-magnetic high-strength stainless steel and its production |
| JPH10237598A (en) * | 1997-02-24 | 1998-09-08 | Nisshin Steel Co Ltd | Austenitic stainless steel low in working crack sensitivity and its production |
| JP2013163834A (en) * | 2012-02-09 | 2013-08-22 | Nisshin Steel Co Ltd | Exterior member of portable electronic device made of austenitic stainless steel and method for producing the same |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0867948A (en) * | 1994-08-29 | 1996-03-12 | Nkk Corp | Thin steel sheet for floppy disk shutter excellent in scratching resistance |
-
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Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6220855A (en) * | 1985-07-19 | 1987-01-29 | Daido Steel Co Ltd | Non-magnetic high-strength stainless steel and its production |
| JPH10237598A (en) * | 1997-02-24 | 1998-09-08 | Nisshin Steel Co Ltd | Austenitic stainless steel low in working crack sensitivity and its production |
| JP2013163834A (en) * | 2012-02-09 | 2013-08-22 | Nisshin Steel Co Ltd | Exterior member of portable electronic device made of austenitic stainless steel and method for producing the same |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110923575A (en) * | 2019-12-13 | 2020-03-27 | 山东腾达紧固科技股份有限公司 | Cold-deformation low-permeability high-strength austenitic stainless steel |
| CN110923575B (en) * | 2019-12-13 | 2021-05-28 | 山东腾达紧固科技股份有限公司 | Cold-deformation low-permeability high-strength austenitic stainless steel |
| KR102448742B1 (en) | 2020-07-17 | 2022-09-30 | 주식회사 포스코 | Non-magnetic austenitic stainless steel |
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