JP7324361B2 - 強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7324361B2 JP7324361B2 JP2022502551A JP2022502551A JP7324361B2 JP 7324361 B2 JP7324361 B2 JP 7324361B2 JP 2022502551 A JP2022502551 A JP 2022502551A JP 2022502551 A JP2022502551 A JP 2022502551A JP 7324361 B2 JP7324361 B2 JP 7324361B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- stainless steel
- austenitic stainless
- formula
- rolling
- 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
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0231—Warm rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
ステンレス鋼(Stainless Steel)は、強度および成形性を確保することによって、環境規制およびエネルギー効率問題に対する代案を提示できると共に、耐食性向上のための別の設備投資を必要としないので、多品種少量生産体系に適した素材である。ただし、ステンレス鋼は、一般的な構造用炭素鋼に比べて降伏強度および引張強度に劣るという問題がある。したがって、炭素鋼レベルの強度を確保できるステンレス鋼の開発が要求されている。
ステンレス鋼の場合、一般的な構造用炭素鋼に比べて鋼材を構成している合金成分が高価であり、高合金であり、生産性低下の問題がある。特に成形が必要な製品の場合、相対的に安いフェライト系ステンレス鋼ではなく、オーステナイト系ステンレス鋼が必要である。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼に含まれるNiおよびMoは、素材価格が高いため、価格競争力の観点から問題があり、素材価格の深刻な変動によって原料の需給が不安定になり、また、供給価格の安定性の確保が難しいため、自動車などの構造部材に適用するのに制約があった。
したがって、NiおよびMoなど高価な合金元素の含有量を減らしながらも、強度および成形性を確保し、自動車などの構造部材に適用可能なオーステナイト系ステンレス鋼の開発が要求されている。
式(1):15≦0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0≦30
式(2):2.3≦[Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N]≦3.0
式(3):1.0≦((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161≦7.0
ここで、C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cuは、各元素の含有量(重量%)を意味する。
本発明の一実施例によれば、引張強度が1200MPa以上であることが好ましい。
本発明の一実施例によれば、降伏強度が800MPa以上であることができる。
本発明の一実施例によれば、伸び率が20%以上30%以下であることがよい。
本発明の一実施例によれば、伸び率が25%以上30%以下であることができる。
式(1):15≦0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0≦30
式(2):2.3≦[Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N]≦3.0
式(3):1.0≦((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161≦7.0
ここで、C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cuは、各元素の含有量(重量%)を意味する。
本発明の一実施例によれば、冷延焼鈍は、10秒~10分間行われることができる。
本発明の一実施例によれば、熱延焼鈍は、800~1,100℃で10秒~10分間行われることが好ましい。
本発明の一実施例によれば、熱延焼鈍後に、オーステナイト相の体積分率は、90%以上であることがよい。
式(1):15≦0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0≦30
式(2):2.3≦[Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N]≦3.0
式(3):1.0≦((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161≦7.0
ここで、C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cuは、各元素の含有量(重量%)を意味する。
以下の実施例は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例に限定されず、他の形態で具体化されることもできる。
図面は、本発明を明確にするために、説明と関係ない部分の図示を省略し、理解を助けるために構成要素の大きさを誇張して表現することができる。
単数の表現は、文脈上明白に記載がない限り、複数の表現を含む。
以下、本発明による実施例を添付の図面を参照して詳細に説明する。
以下、本発明の実施例における合金成分の含有量の数値限定理由について説明する。以下では、特別な言及がない限り、単位は重量%である。
炭素(C)は、オーステナイト相安定化に効果的な元素であり、オーステナイト系ステンレス鋼の降伏強度を確保するために、0.06%以上添加することがよい。ただし、その含有量が過剰な場合、固溶強化効果によって冷間加工性を低下させるだけでなく、Cr炭化物の粒界析出を誘導して、軟性、靭性、耐食性などに悪影響を与える虞があるので、その上限を0.15%に限定する。
窒素(N)は、強力なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性および降伏強度の向上に効果的な元素である。ただし、その含有量が過剰な場合、固溶強化効果によって冷間加工性を低下させるので、その上限を0.3%に限定する。
シリコーン(Si)は、製鋼工程中に脱酸剤の役割をすると同時に、耐食性を向上させるのに効果的な元素であり、1.0%を超過して添加することがよい。しかしながら、Siは、フェライト相安定化に効果的な元素であり、過剰添加時に鋳造スラブ内デルタ(δ)フェライトの形成を促進して、熱間加工性を低下させるだけでなく、固溶強化効果による鋼材の軟性/靭性を低下させるので、その上限を2.0%に限定する。
マンガン(Mn)は、本発明においてニッケル(Ni)の代わりに添加されるオーステナイト相安定化元素であり、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制して冷間圧延性を向上させるために、5.0%以上添加することがよい。ただし、その含有量が過剰な場合、S系の介在物(MnS)を過量形成して、オーステナイト系ステンレス鋼の軟性、靭性および耐食性を低下させるので、その上限を7.0%に限定する。
クロム(Cr)は、フェライト安定化元素であるが、マルテンサイト相の生成抑制において効果的であり、ステンレス鋼に要求される耐食性を確保する基本元素であり、15%以上添加することがよい。ただし、その含有量が過剰である場合、製造費用が上昇し、スラブ内デルタ(δ)フェライトを形成して、熱間加工性の低下を招くので、その上限を16.0%に限定する。
ニッケル(Ni)は、強力なオーステナイト相安定化元素であり、良好な熱間加工性および冷間加工性を確保するために必須である。しかしながら、Niは、高価な元素であることから、多量の添加時に原料費用の上昇を招く。これより、鋼材の費用および効率性を全部考慮して、その上限を0.3%に限定する。
銅(Cu)は、オーステナイト相安定化元素であり、還元環境での耐食性を向上させ、オーステナイト系ステンレス鋼の軟質化に効果的である。ただし、その含有量が過剰である場合、素材費用の上昇だけでなく、熱間加工性を低下させる虞がある。これより、鋼材の費用効率性および熱間加工性を考慮して、その上限を2.5%に限定する。
リン(P)は、鋼中に不可避に含有される不純物であり、粒界腐食を起こしたり、熱間加工性を阻害する主な原因となる元素であるから、その含有量をできるだけ低く制御することが好ましい。本発明では、前記P含有量の上限を0.035%以下に管理する。
硫黄(S)は、鋼中に不可避に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して熱間加工性を阻害する主な原因となる元素であるから、その含有量をできるだけ低く制御することが好ましい。本発明では、前記S含有量の上限を0.01%以下に管理する。
式(1):0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0
ここで、Mn、C、Cu、Cr、Ni、N、Siは、各元素の含有量(重量%)を意味する。
式(1)の値が低いほど、鋼材に冷間圧延のような外部応力が加えられた場合、発生する部分転位の間隔が広くなるにつれて、相変態が容易に発生することを確認した。そのため、低い圧下率によっても急激に変形誘起マルテンサイトが発現する。このように、急激に発生する変形誘起マルテンサイトは、冷間圧延途中に鋼材の板破断を誘発し、また、冷間圧延中に微細なクラックを発生させる。また、最終製品において急激に発現する変形誘起マルテンサイトと広い間隔の転位の滑り挙動は、伸び率を低下させる虞があるので、式(1)の値の下限を15に限定する。
また、式(1)の値が過度に高い場合には、相変態と転位蓄積が制限されて、冷延焼鈍後に、オーステナイト系ステンレス鋼の引張強度を確保できないという問題があるので、その上限を30に限定する。
式(2):[Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N]
ここで、Cr、Si、Ni、Mn、C、Cu、Nは、各元素の含有量(重量%)を意味する。
式(2)の値が2.3未満の場合には、相対的にオーステナイト安定化度が増加して、平均結晶粒径が5μm以下の微細な結晶粒を確保できないという問題がある。反対に、式(2)の値が3.0超過である場合には、オーステナイト系ステンレス鋼の変形前フェライト相分率が増加して、伸び率が急激に低下する虞がある。
式(3):((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161
ここで、Cr、Si、Ni、Cu、C、N、Mnは、各元素の含有量(重量%)を意味する。
反対に、式(3)の値が7.0超過である場合には、熱間圧延時に過多量のデルタフェライトが形成されて、オーステナイト相とフェライト相の境界の間に亀裂が発生するので、熱間加工性を確保できないという問題がある。また、焼鈍および熱間加工時にフェライト分解が完全に行われず、最終的に要求される材質特性を確保できない。したがって、本発明では、熱間圧延時に発生する亀裂を考慮して、式(3)の値を1.0~7.0の範囲に制御する。
また、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼の平均結晶粒径は、5μm以下であることがよい。
また、本発明の一実施例によれば、前述した合金組成を満たすオーステナイト系ステンレス鋼は、20%以上30%以下、好ましくは、25%以上30%以下の伸び率を確保できる。
本発明の一実施例に係る強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量%で、C:0.06~0.15%、N:0.3%以下(0は除外)、Si:1.0%超過2.0%以下、Mn:5.0~7.0%、Cr:15.0~16.0%、Ni:0.3%以下(0は除外)、Cu:2.5%以下(0は除外)を含み、残部としてFeおよび不可避不純物からなり、上記の式(1)、式(2)および式(3)を満たすスラブを製造する段階と、前記スラブを熱間圧延する段階と、前記熱間圧延が行われた鋼板を熱延焼鈍する段階と、熱延鋼板を冷間圧延する段階と、前記冷間圧延が行われた鋼板を800~1,000℃で冷延焼鈍する段階と、を含む。
前記の組成を含むステンレス鋼を連続鋳造または鋼塊鋳造により鋳片に製作し、一連の熱間圧延、熱延焼鈍を行った後、冷間圧延および熱延焼鈍をして、最終製品を形成できる。
従来、オーステナイト系ステンレス鋼の強度を向上させるための方法として調質圧延(skin pass rolling)を導入した。調質圧延は、冷間変形中にオーステナイト相が加工誘起マルテンサイトに変態することによって高い加工硬化が現れる現象を利用した方法である。しかしながら、このように調質圧延が適用されたオーステナイト系ステンレス鋼は、伸び率が急激に低下して、後続加工が難しいという短所がある。
例えば、スラブは、通常の圧延温度である1,100~1,200℃の温度で熱間圧延することができ、熱延鋼板は、800~1,100℃の温度範囲で熱延焼鈍を行なうことができる。この際、熱延焼鈍は、10秒~10分間行われる。
冷間圧延時に、圧下率が十分でない場合、前述した合金成分の範囲で冷間圧延による相変態が完全に発生しない。これによって、残留するオーステナイト相の再結晶が発生しないため、結晶粒を微細化できないという問題があるので、冷間圧下率の下限を50%に限定する。
冷延焼鈍は、800~1,000℃の温度で行うことができる。また、本発明の一実施例に係る冷延焼鈍は、800~1,000℃の温度で10秒~10分間行うことができる。
したがって、本発明では、マルテンサイトのオーステナイト逆変態による結晶粒の成長を抑制するために、冷延焼鈍温度を1,000℃以下に制御することが好ましい。しかしながら、過度に低い温度で熱延焼鈍を行う場合、逆変態したオーステナイトが十分に再結晶できないため、冷延焼鈍温度の範囲を800℃以上に限定する。
また、調質圧延を行わず、冷延焼鈍状態でも強度を確保できるので、価格競争力を確保できる。
本発明による強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼は、例えば、成形用一般製品に使用でき、スラブ(slab)、ブルーム(bloom)、ビレット(billet)、コイル(coil)、ストリップ(strip)、プレート(plate)、シート(sheet)、バー(bar)、ロッド(rod)、ワイヤー(wire)、形鋼(shape steel)、パイプ(pipe)、または、チューブ(tube)のような製品に製造して用いることができる。
下記表1に示した多様な合金成分の範囲について、インゴット(Ingot)溶解を通じてスラブを製造し、1,200℃で2時間加熱した後、熱間圧延を行い、熱間圧延後に1,100℃で90秒間熱延焼鈍を行った。以後、70%の圧下率で冷間圧延を行い、冷間圧延後に熱延焼鈍を行った。
各実験鋼種に対する合金組成(重量%)と、式(1)の値、式(2)の値および式(3)の値を下記の表1に示した。
一方、熱間圧延中、エッジクラック(edge crack)発生の有無およびおよび結晶粒微細化の有無(5μm以下)を下記の表2に示した。
再結晶が完了した実施例の場合には、平均結晶粒径を測定することが可能であった。低温焼鈍を適用しても再結晶が始まらなかったり、不完全に行われた比較例の場合には、残留マルテンサイトやフェライトが存在し、結晶粒界を定義できないので、下記のように結晶粒微細化の具現の有無を「結晶粒微細化」で表記した。
比較例5~11、比較例14~16および比較例20~25は、式(3)の範囲を満たさない鋼種3~8を使用した場合であって、熱間圧延後にエッジクラックが発生したことを確認できる。エッジクラックが発生する場合、実収率が低下して、価格競争力を確保できない問題があった。
また、比較例17~19は、式(2)の値が3.0を超過する鋼種11を使用した場合であって、フェライト相分率が増加するにつれて、伸び率が低く導き出されて、加工性を確保できなかった。
また、式(1)の値が、本発明において提示する上限(30)を超過する38.77であって、変形誘起マルテンサイトが発現しないため、1200MPa以上の引張強度を確保できないので、高強度を要求する素材に適用しにくいという問題点がある。
下記の表3は、本発明が提示する合金組成と、式(1)の値、式(2)の値および式(3)の値の範囲を満たす鋼種1および2に対して、冷間圧下率および焼鈍温度を異ならせて一連の冷間圧延および熱延焼鈍を行った後に測定した降伏強度、引張強度および伸び率を示すものである。
表2および表3に示した通り、冷延焼鈍温度800~1,000℃の範囲で降伏強度800Mpa以上、引張強度1200MPa以上、伸び率20%以上を確保できることを確認できる。
冷延焼鈍温度が1,100℃である比較例26および27の場合、引張強度は、1200MPa以上であるが、降伏強度が800MPa以下であって、所望の機械的物性を確保できなかった。
このように、開示された実施例によれば、合金成分と共に、冷延焼鈍温度を800~1,000℃の範囲に制御することによって、800MPa以上の降伏強度、1200MPa以上の引張強度、20%以上の伸び率を確保したオーステナイト系ステンレス鋼を製造できる。
Claims (7)
- 重量%で、C:0.06~0.15%、N:0.3%以下(0は除外)、Si:1.0%超過2.0%以下、Mn:5.0~7.0%、Cr:15.0~16.0%、Ni:0.3%以下(0は除外)、Cu:2.5%以下(0は除外)を含み、残部はFeおよび不可避不純物からなり、
下記の式(1)、式(2)および式(3)を満たし、
降伏強度が800MPa以上であり、伸び率が20%以上30%以下である
ことを特徴とする強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼。
式(1):15≦0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0≦30
式(2):2.3≦[Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N]≦3.0
式(3):1.0≦((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161≦7.0
(ここで、C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cuは、各元素の含有量(重量%)を意味する。) - 平均結晶粒径が5μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼。
- 引張強度が1200MPa以上であることを特徴とする請求項1に記載の強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼。
- 前記伸び率が25%以上30%以下であることを特徴とする請求項1に記載の強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼。
- 重量%で、C:0.06~0.15%、N:0.3%以下(0は除外)、Si:1.0%超過2.0%以下、Mn:5.0~7.0%、Cr:15.0~16.0%、Ni:0.3%以下(0は除外)、Cu:2.5%以下(0は除外)を含み、残部はFeおよび不可避不純物からなり、下記の式(1)、式(2)および式(3)を満たすスラブを製造する段階と、
前記スラブを熱間圧延する段階と、
前記熱間圧延が行われた鋼板を熱延焼鈍する段階と、
熱延鋼板を冷間圧下率が50%以上で冷間圧延する段階と、
前記冷間圧延が行われた鋼板を800~1,000℃で10秒~10分間冷延焼鈍する段階と、を含むことを特徴とする強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
式(1):15≦0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0≦30
式(2):2.3≦[Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N]≦3.0
式(3):1.0≦((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161≦7.0
(ここで、C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cuは、各元素の含有量(重量%)を意味する。) - 前記熱延焼鈍が800~1,100℃で10秒~10分間行われることを特徴とする請求項5に記載の強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
- 熱延焼鈍後にオーステナイト相の体積分率が90%以上であることを特徴とする請求項5に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
KR10-2019-0086348 | 2019-07-17 | ||
KR1020190086348A KR102268906B1 (ko) | 2019-07-17 | 2019-07-17 | 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
PCT/KR2020/007524 WO2021010599A2 (ko) | 2019-07-17 | 2020-06-10 | 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2022540681A JP2022540681A (ja) | 2022-09-16 |
JPWO2021010599A5 JPWO2021010599A5 (ja) | 2023-05-30 |
JP7324361B2 true JP7324361B2 (ja) | 2023-08-09 |
Family
ID=74210571
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2022502551A Active JP7324361B2 (ja) | 2019-07-17 | 2020-06-10 | 強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20220267875A1 (ja) |
EP (1) | EP3978643A4 (ja) |
JP (1) | JP7324361B2 (ja) |
KR (1) | KR102268906B1 (ja) |
CN (1) | CN114040990B (ja) |
WO (1) | WO2021010599A2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20230091618A (ko) * | 2021-12-16 | 2023-06-23 | 주식회사 포스코 | 오스테나이트계 스테인리스 강 및 그 제조방법 |
CN115505846B (zh) * | 2022-09-26 | 2023-06-30 | 福建青拓特钢技术研究有限公司 | 一种高表面质量的303易切削不锈钢盘条及其制造方法 |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2013527320A (ja) | 2010-05-06 | 2013-06-27 | オウトクンプ オサケイティオ ユルキネン | 低ニッケル型オーステナイト系ステンレス鋼およびその鋼の使用 |
Family Cites Families (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS505968B1 (ja) * | 1970-04-30 | 1975-03-10 | ||
BE754371A (fr) * | 1970-01-13 | 1971-01-18 | Nisshin Steel Co Ltd | Aciers inoxydables austenitiques |
US5286310A (en) * | 1992-10-13 | 1994-02-15 | Allegheny Ludlum Corporation | Low nickel, copper containing chromium-nickel-manganese-copper-nitrogen austenitic stainless steel |
FR2766843B1 (fr) * | 1997-07-29 | 1999-09-03 | Usinor | Acier inoxydable austenitique comportant une tres faible teneur en nickel |
KR20060075725A (ko) * | 2004-12-29 | 2006-07-04 | 주식회사 포스코 | 가공경화형 저 니켈 오스테나이트계 스테인레스강 |
JP4949124B2 (ja) * | 2007-05-22 | 2012-06-06 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法 |
JP5388589B2 (ja) * | 2008-01-22 | 2014-01-15 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
FI127274B (en) * | 2014-08-21 | 2018-02-28 | Outokumpu Oy | HIGH-STRENGTH AUSTENITE STAINLESS STEEL AND ITS PRODUCTION METHOD |
KR101650258B1 (ko) * | 2014-12-26 | 2016-08-23 | 주식회사 포스코 | 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
KR101756701B1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-07-12 | 주식회사 포스코 | 가공성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 |
KR20180018908A (ko) * | 2016-08-10 | 2018-02-22 | 주식회사 포스코 | 니켈 저감형 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법 |
KR101844573B1 (ko) * | 2016-11-14 | 2018-04-03 | 주식회사 포스코 | 열간가공성이 우수한 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법 |
CN109112430A (zh) * | 2017-06-26 | 2019-01-01 | 宝钢不锈钢有限公司 | 一种低成本高强度节镍奥氏体不锈钢及制造方法 |
KR101952818B1 (ko) * | 2017-09-25 | 2019-02-28 | 주식회사포스코 | 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 이의 제조방법 |
KR102003223B1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-10-01 | 주식회사 포스코 | 절곡성이 향상된 린 듀플렉스강 및 그 제조방법 |
CN108531817B (zh) * | 2018-06-27 | 2019-12-13 | 北京科技大学 | 纳米/超细晶结构超高强塑性奥氏体不锈钢及制备方法 |
-
2019
- 2019-07-17 KR KR1020190086348A patent/KR102268906B1/ko active
-
2020
- 2020-06-10 US US17/622,474 patent/US20220267875A1/en active Pending
- 2020-06-10 WO PCT/KR2020/007524 patent/WO2021010599A2/ko unknown
- 2020-06-10 JP JP2022502551A patent/JP7324361B2/ja active Active
- 2020-06-10 EP EP20840538.1A patent/EP3978643A4/en active Pending
- 2020-06-10 CN CN202080048691.6A patent/CN114040990B/zh active Active
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2013527320A (ja) | 2010-05-06 | 2013-06-27 | オウトクンプ オサケイティオ ユルキネン | 低ニッケル型オーステナイト系ステンレス鋼およびその鋼の使用 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US20220267875A1 (en) | 2022-08-25 |
JP2022540681A (ja) | 2022-09-16 |
KR102268906B1 (ko) | 2021-06-25 |
CN114040990B (zh) | 2023-04-04 |
EP3978643A4 (en) | 2022-08-17 |
WO2021010599A3 (ko) | 2021-03-11 |
KR20210009606A (ko) | 2021-01-27 |
CN114040990A (zh) | 2022-02-11 |
EP3978643A2 (en) | 2022-04-06 |
WO2021010599A2 (ko) | 2021-01-21 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP7068434B2 (ja) | 高強度鋼板を製造する方法 | |
CN101263239B (zh) | 生产具有优异延展性的高强度钢板的方法和由此生产的板材 | |
JP6048626B1 (ja) | 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP6779320B2 (ja) | 強度及び成形性に優れたクラッド鋼板及びその製造方法 | |
JP6383368B2 (ja) | 深絞りを適用するための冷間圧延された平鋼製品及びそれを製造するための方法 | |
JP5362582B2 (ja) | 耐食性及び張出成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
JP5987996B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
JP2019523827A (ja) | 降伏強度に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法 | |
CN109072387B (zh) | 屈服比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法 | |
CN107709592A (zh) | 铁素体系不锈钢板及其制造方法 | |
JP7324361B2 (ja) | 強度が向上したオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
JP5747249B2 (ja) | 強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材とその製造方法 | |
JP2000256795A (ja) | 表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法 | |
AU2019200246A1 (en) | Steel material and expandable oil country tubular goods | |
US20220403491A1 (en) | Austenitic stainless steel having increased yield ratio and manufacturing method thereof | |
JP2023507528A (ja) | 低炭素低コスト超高強度多相鋼板/鋼帯およびその製造方法 | |
JP7082669B2 (ja) | 高強度高靭性熱延鋼板及びその製造方法 | |
EP2455499B1 (en) | Process for production of cold-rolled steel sheet having excellent press moldability | |
CN111448326B (zh) | 具有优异的热加工性的通用铁素体不锈钢及其制造方法 | |
JP6684905B2 (ja) | 剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
JP2011528751A (ja) | 高い機械的特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を製造する方法およびこのようにして得られた鋼板 | |
JP5747250B2 (ja) | 強度、延性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた高強度鋼材並びにその製造方法 | |
JP2023530588A (ja) | 生産性およびコスト節減効果に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
JP2002241844A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼帯および鋼管の製造方法 | |
KR20130002209A (ko) | 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220114 |
|
A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A711 Effective date: 20221222 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230221 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230522 |
|
A524 | Written submission of copy of amendment under article 19 pct |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A524 Effective date: 20230522 |
|
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: 20230725 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230728 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7324361 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |