JP6572802B2 - スチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板および製造方法 - Google Patents
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(a)強度・硬さ−延性・靱性バランス
スチールベルトはコンベアの仕様に応じて適度な張力を負荷して使用される。負荷される張力で変形しない強度レベルが必要である。また、使用中の「扱い疵」の発生をできるだけ防止するためには表面硬さが高いことも必要である。一方、スチールベルト製造時には鋼材に引張変形を加えることにより形状修正が行われる。強度レベルが高すぎると延性(塑性変形能)が不足し、形状修正ができない。また、使用中の靱性を確保するためにも適度な延性が必要である。
ベルトコンベアは使用中に繰り返し曲げ応力が負荷されるので、疲労強度が高いことが要求される。
鋼板をエンドレスベルト形状にする際、溶接が施される。また、スチールベルトの補修時にも溶接が施されることがある。従って、良好な溶接性を有することが要求される。
EBSD(電子線後方散乱回折法)により結晶方位差15°以上の境界を結晶粒界とみなした場合の結晶方位マッピング画像を求め、その画像上において、観察視野から一部がはみ出している結晶粒を除いた全ての結晶粒を測定対象として、各結晶粒の円相当径(μm)を測定し、それらの総和を測定対象結晶粒の総数で除した値を平均結晶粒径とする。ただし、観察総面積は、無作為に選択した重複しない複数の観察視野により合計25000μm2以上とする。
前記板厚中央領域を光学顕微鏡により観察し、観測される長径1.0μm以上の介在物の総個数を観察総面積(mm2)で除した値を介在物存在密度(個/mm2)とする。ただし、観察総面積は、板厚中央領域内に無作為に設定した重複しない複数の観察視野により合計1.0mm2以上とする。観察視野から一部がはみ出している介在物粒子は、観察視野内に現れている部分の長径が1.0μm以上であればカウント対象とする。
本発明では、以下に示す成分元素を含有するステンレス鋼を対象とする。鋼の化学組成に関する「%」は、特に断らない限り質量%を意味する。
に管理してもよい。
時効処理によって高強度化された析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板では、平均結晶粒径を小さくすることが耐亀裂伝播性の向上に極めて有効であることがわかった。具体的には、板面における上述の平均結晶粒径が15μm以下であるときに、良好な耐亀裂伝播性を維持することができる。それより平均結晶粒径が大きくなると、耐亀裂伝播性は急激に悪化する。ただし、平均結晶粒径が小さくても、後述の介在物存在密度が所定範囲に低減されていなければ、耐亀裂伝播性を安定して向上させることはできない。平均結晶粒径の下限は特に規定しないが、通常、3μm以上の範囲で調整すればよい。なお、特許文献3では、平均結晶粒径を25μm以下にすれば靱性の低下が防止できることを教示している。しかし、耐亀裂伝播性に関しては、その程度の結晶粒微細化では安定した向上が望めない。
従来一般に、鋼材の疲労強度を高めるためには表層部に存在する粗大な介在物の量を低減することが有効であると考えられている。これは、鋼材の表面付近にある介在物が疲労亀裂の起点となりやすいからである。しかしながら発明者らの調査によれば、亀裂が生じた後の亀裂伝播速度に関しては、鋼材表層部の粗大介在物を少なくするだけではコントロールできない。
上記の耐亀裂伝播性に優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板は、例えば以下の工程により製造することができる。
溶解・鋳造→熱間圧延→(熱延板焼鈍)→(冷間圧延→中間焼鈍)→冷間圧延A→仕上焼鈍→調質圧延→時効処理
上記各工程に加えて、酸洗やテンションレベラーによる形状矯正の工程が適宜施される。以下、主な工程について説明する。
一般的な析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の溶製方法に従って、原料を溶解し、ステンレス鋼の溶鋼を得る。その際、特にSi、Mn、Ti、Al、N、Oの含有量を上記所定範囲に厳しく管理することが肝要である。これらの元素の含有量が不適切であると、板厚中央領域の介在物存在量を所定範囲にコントロールすることができず、耐亀裂伝播性の改善が困難となる。鋳造は連続鋳造法によって行うことが好ましい。連続鋳造法では、鋳造スラブ中心部の粗大介在物の減少に効果的な、モールド内の溶湯流動状態を得ることができる。その結果、板厚中央領域の介在物が少ない製品鋼板が得られる。
常法に従って熱延鋼板を製造すればよい。例えば、鋳造スラブを1100〜1240で100〜240分加熱したのち熱間圧延を施し、最終圧延パス温度を950〜1050℃、巻取温度を750〜850℃として、板厚3〜9mmの熱延鋼板を得る。熱間圧延後には必要に応じて熱延板焼鈍を施すことができる。
本明細書では、仕上焼鈍の前に行う最終の冷間圧延工程を「冷間圧延A」と呼んでいる。この工程では圧延率35%以上の冷間圧延を行う。圧延率は下記(1)式によって表される。
圧延率(%)=(h0−h1)/h0×100 …(1)
ここで、h0は圧延前の板厚(mm)、h1は圧延後の板厚(mm)である。
この工程での冷間圧延率が低すぎると、次工程の仕上焼鈍で微細なオーステナイト再結晶粒が均一に生成しない。その場合、平均結晶粒径の大きいマルテンサイト組織が得られ、耐亀裂伝播性の改善が不十分となる。冷間圧延率の上限については特に規定しないが、通常、70%以下の範囲で設定すればよい。なお、仕上焼鈍前には中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延を行ってもよい。その場合、最後の中間焼鈍後に行う冷間圧延を、当該冷間圧延Aとする。
この焼鈍は、時効処理前に行う最後の焼鈍であり、本明細書では「仕上焼鈍」と呼んでいる。オーステナイト温度域に加熱することにより、再結晶オーステナイト組織となり、その後、冷却することによりオーステナイト相は全部マルテンサイト相に変態し、マルテンサイト組織が得られる。オーステナイト温度域での加熱保持は、溶体化処理も兼ねている。
時効処理の前には適度なひずみを付与するために調質圧延を施す。調質圧延率は1.0〜25.0%とすることが好ましく、10.0〜20.0%とすることがより好ましい。最終的な板厚tは、例えば1.0〜8.0mmとすることができる。
時効処理は、当該鋼種において従来から採用されている条件範囲で行うことができる。すなわち400〜600℃の範囲に設定した時効処理温度にて1〜60分保持すればよい。これによりG相やεCu等の微細析出が生じ、強度レベルが上昇する。時効処理の温度および時間によって、最終的な製品硬さをコントロールすることができる。ベルトコンベア用の鋼板としては、仕様に応じて、板面(圧延面)の硬さを例えば350〜550HVの範囲内でコントロールすればよい。
供試鋼板の板面(圧延面)を番手120〜1000(JIS R6010:2000に規定される粒度P120〜1000)の耐水研磨紙で研磨し、さらにコロイダルシリカによって鏡面研磨した観察面について、FE−SEM(電界放出形走査電子顕微鏡、日本電子製;JEOL JSM−7000F)を用いてEBSD(電子線後方散乱回折法)により結晶方位差15°以上の境界を結晶粒界とみなした場合の結晶方位マッピング画像を求めた。1つの結晶方位マッピング画像に対応する観察視野の面積は50μm×50μm=2500μm2であり、無作為に選択した重複しない10視野の結晶方位マッピング画像に基づき、上掲の「平均結晶粒径の求め方」に従って平均結晶粒径を算出した。EBSD測定はステップサイズ0.2μmで行った。個々の結晶粒の円相当径は、結晶方位マッピング画像を画像処理ソフトウエアで処理することにより算出した。
供試鋼板の圧延方向と板厚方向に平行な断面(L断面)内の前記「板厚中央領域」について、OLYMPUS製;倒立型顕微鏡GX71により観察し、前掲の「介在物存在密度の求め方」に従って長径1.0μm以上の介在物の存在密度(個/mm2)を求めた。観察総面積は1.0mm2とした。
供試鋼板から図2(a)に示す寸法形状の疲労試験片を作製した。試験片の長手方向が圧延方向に一致する。試験片長手方向中央の最狭部両サイドに、開き角度60°、深さ1.0mmのVノッチを設け、そのノッチ先端に長さ0.5mm、先端R=0.17mm切り込み(スリット)を形成した。図2中、Vノッチの形状は誇張して表示してある。図2(b)に示すように、各切り込みの先端より少し幅方向中央寄りの試験片表面にそれぞれ間隔5.0mmの平行な2本のけがき線A、Bを描いた。けがき線は試験片長手方向に平行な直線である。この試験片を用いて、表面応力500N/mm2、試験速度1500rpmの両振り曲げ疲労試験を行った。疲労試験中に切り込み先端から発生した亀裂が、けがき線AB間の間隔5.0mmの区間を進展する時間を計測することにより亀裂伝播速度(mm/min)を求めた。各供試鋼板につき試験数はn=3とした。3本の試験片に合計6箇所あるけがき線AB間のうち、最も亀裂の進展が速かった箇所の計測値を採用して、当該供試鋼板の亀裂伝播速度の成績値とした。ベルトコンベア用途を考慮したとき、この試験による亀裂伝播速度が0.20mm/min以下であれば、従来材と比べ、疲労破断に対する信頼性が顕著に向上していると評価できる。
以上の結果を表2に示す。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.030〜0.050%、Si:1.30〜1.90%、Mn:0.45%以下、Ni:6.0〜8.0%、Cr:12.0〜15.0%、Cu:0.40〜1.20%、Mo:0.50〜1.00%、Ti:0.20〜0.45%、Al:0.07%以下、N:0.010%以下、S:0.005%以下、O:0.010%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、板面(圧延面)を研磨した観察面において、EBSD(電子線後方散乱回折法)により結晶方位差15°以上の境界を結晶粒界とみなした場合の平均結晶粒径が円相当径で15.0μm以下であり、板厚をt(mm)とし、板厚中心位置±(1/4)tの板厚方向領域を「板厚中央領域」と呼ぶとき、圧延方向と板厚方向に平行な断面(L断面)の板厚中央領域において、長径1.0μm以上の介在物存在密度が500個/mm2以下であるスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板。
- 板厚tが1.0〜8.0mmである請求項1に記載のスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板。
- 板面(圧延面)の硬さが350〜550HVである請求項1または2に記載のスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板。
- 連続鋳造スラブに由来する熱延鋼板、熱延焼鈍鋼板または冷延焼鈍鋼板に、冷間圧延A、仕上焼鈍、調質圧延、時効処理を上記の順に施してスチールベルト用鋼板を得るに際し、冷間圧延Aでの冷間圧延率を35%以上とし、仕上焼鈍での焼鈍温度を980〜1120℃の範囲内で調整することにより、時効処理後に得られる平均結晶粒径を制御する、請求項1〜3のいずれかに記載のスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法。
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