WO2012111188A1 - 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a precipitation hardening type martensitic stainless steel suitable for use in a steel belt or a press plate.
- Precipitation hardening type stainless steel can easily increase tensile strength and hardness (hereinafter, also simply referred to as “strength”) by subjecting the martensite structure to an aging treatment. Widely used in applications. Typical examples include SUS630 and SUS631.
- the SUS631 is a precipitation hardening type semi-austenitic stainless steel, and is a metastable austenitic phase in a solid solution state. In order to increase the strength of this steel, it is necessary to perform an aging treatment after cold working to obtain a work-induced martensite structure, and there is a problem that productivity is poor.
- SUS630 is a precipitation hardening type martensitic stainless steel and has a martensite structure in a solid solution state, so there is no need for cold working, and high strength can be obtained only by applying an aging treatment. . Moreover, since the amount of ⁇ ferrite at a high temperature is less than that of SUS631, the manufacturability is also good.
- this steel increases the strength by precipitating ⁇ -Cu by aging treatment, but in order to obtain sufficient strength, the aging treatment is performed by strictly controlling the time in a narrow temperature range of 450 to 500 ° C. It is necessary to apply. In addition, even when such an aging treatment is performed, the ultimate strength is at most about 1500 MPa, and it is difficult to obtain a strength higher than this. Further, since SUS630 is a martensite structure in a solid solution state, it is hard and difficult to correct the shape, it is difficult to ensure flatness, and it is difficult to manufacture a steel belt or a press plate.
- Ms point martensite transformation start point Ms
- SUS630 the martensite transformation start point Ms
- SUS630 the precipitation hardening martensitic stainless steel similar to SUS630. This steel can obtain strength equal to or higher than that of SUS630 by adding Ti and Si as precipitation hardening elements and precipitating a precipitation phase by aging treatment. Moreover, it has the feature that aging treatment conditions are wider than SUS630.
- Japanese Patent Publication No. 59-49303 proposes cold rolling at a reduction rate of 50% or less before the aging treatment in order to further increase the strength, but the martensite phase has a high strength. It is difficult to roll while securing the shape. Further, since this steel contains a large amount of Ti, there is a problem that the nozzle is clogged or the slab surface quality is deteriorated by continuous casting.
- the object of the present invention is not necessary to perform cold working such as cold rolling, high strength can be obtained only by applying an aging treatment after the solution treatment, and the aging treatment conditions are wide, It is an object of the present invention to provide a precipitation hardening martensitic stainless steel which can be manufactured by a continuous casting method and has excellent manufacturability such as excellent hot workability and cold workability.
- the inventors have made extensive studies focusing on the alloy elements and the steel structure in order to solve the above problems. As a result, it is important to control the martensite transformation start point and the amount of ⁇ ferrite to an appropriate range in order to obtain a substantially martensitic structure after the solution treatment and to ensure manufacturability. In addition, in order to increase the strength only by aging treatment in the martensite structure, it has been found effective to add Cu and Al as precipitation hardening elements, and the present invention has been developed.
- the present invention is C: 0.07 mass% or less, Si: 0.1 to 2.5 mass%, Mn: 0.1 to 2.5 mass%, P: 0.05 mass% or less, S: 0.005 mass%
- Cu and Al satisfying Cu + 4.0 ⁇ Al ⁇ 6.0 mass%
- the balance Is a precipitation hardening martensitic stainless steel composed of Fe and inevitable impurities.
- the strength after aging treatment is high, the selection range of the aging treatment conditions is wide, and it can be manufactured by continuous casting, and also in productivity such as hot workability and cold workability.
- An excellent precipitation hardening type martensitic stainless steel can be stably provided.
- FIG. 1 is a graph showing the influence of Cu and Al contents on the tensile strength after aging treatment.
- FIG. 2 is a graph showing the influence of (Cu + 4.0 ⁇ Al) on the tensile strength after aging treatment.
- FIG. 3 is a graph showing the relationship between Vickers hardness after aging treatment and tempering parameter A.
- FIG. 4 is a graph showing the influence of the martensitic transformation start point on slab cracking.
- FIG. 5 is a graph showing the relationship between the tensile strength after aging treatment and the martensitic transformation start point.
- FIG. 6 is a graph showing the relationship between the predicted value of the martensite transformation start point and the actual measurement value.
- FIG. 1 is a graph showing the influence of Cu and Al contents on the tensile strength after aging treatment.
- FIG. 2 is a graph showing the influence of (Cu + 4.0 ⁇ Al) on the tensile strength after aging treatment.
- FIG. 3 is a graph showing the relationship
- FIG. 7 is a graph showing the influence of the volume fraction of ⁇ ferrite on manufacturability.
- FIG. 8 is a graph showing the relationship between the predicted value of the volume ratio of ⁇ ferrite and the measured value.
- FIG. 9 is a graph showing the influence of the C content on the Vickers hardness after the solution treatment.
- FIG. 10 is a graph showing the influence of the Nb content on the Vickers hardness after the solution treatment.
- FIG. 11 is a diagram illustrating a method for measuring flatness.
- C 0.04 mass%, Si: 0.54 mass%, Mn: 0.64 mass%, Ni: 6.38 mass%, It is based on a component steel containing Cr: 13.21 mass%, Mo: 0.53 mass%, Nb: 0.20 mass%, and N: 0.01 mass%, and various addition amounts of Cu and Al are changed to this.
- the combined steel is melted to form a 10 kg steel ingot, which is hot-rolled, cold-rolled to form a steel plate having a thickness of 2 mm, and after being subjected to a solution treatment at a temperature of 1050 ° C., 480 ° C. ⁇ 1 hr. Aged.
- FIG. 1 and FIG. 2 shows the result of the above measurement.
- the strength after the aging treatment increases almost in proportion to the added amounts of Cu and Al, and the increased amount is (Cu + 4. 0 ⁇ Al) (mass%), that is, the precipitation hardening ability of Cu and Al was found to be additive.
- a lot of research has been done on martensitic stainless steel with a combined addition of Cu and Al, but there has been no investigation of the precipitation hardening ability by simultaneously adding such a large amount of Cu and Al. .
- the inventors conducted experiments to investigate the effects of aging temperature and aging time on precipitation hardening.
- FIG. 3 shows that the steel SUS630 of the present invention and the conventional steel also show a good correlation between the hardness HV after aging and the tempering parameter A, and the hardness is highest when the tempering parameter A is around 15.
- the tempering parameter A is in the range of 13.8 to 17.0 and the hardness exceeds SUS630.
- HV 490 or more it is understood that the tempering parameter A is in the range of 14.0 to 16.5 and aging treatment is performed.
- conventional SUS630 is manufactured by a continuous casting method, cracks may occur in the slab. This slab crack is considered to be due to local martensitic transformation occurring during slab cooling after continuous casting.
- the occurrence level of slab cracking is indexed, the relationship with the martensitic transformation start point is arranged, and the result is shown in FIG.
- the Ms point is a temperature at which martensitic transformation starts in the process of cooling from high temperature to room temperature after melting or annealing of stainless steel.
- FIG. The slab cracking index in No. 4 indicates that the larger the cracking degree is, the smaller the cracking degree is. From this figure, it is found that the lower the Ms point, the better.
- the steel having a low Ms point tended to have a low strength after aging treatment.
- FIG. No. 5 shows the relationship between the Ms point and the tensile strength TS after aging. It can be seen that the Ms point needs to be 90 ° C. or higher in order to obtain TS ⁇ 1600 MPa or higher.
- the Ms point generally decreases as the amount of alloying elements increases, and the Ms point in stainless steel is also related to principal components such as C, N, Si, Mn, Ni, and Cr. Many have been reported. However, there are few reports examining the effect of Al on the Ms point. Therefore, the inventors actually measured the Ms point of the steel used in the above experiment, tried to derive a prediction formula for the Ms point including the precipitation hardening elements Cu and Al, and obtained the following equation (1).
- Mscal (° C.) 1240.1 ⁇ 1300.3 ⁇ (C + N) ⁇ 27.8 ⁇ Si ⁇ 33.3 ⁇ Mn ⁇ 61.1 ⁇ Ni ⁇ 41.7 ⁇ Cr ⁇ 44.3 ⁇ Mo ⁇ 27.4 ⁇ Cu + 32.8 ⁇ Nb + 24.2 ⁇ Al (1) (Here, each element symbol in the above formula is the content of the component (mass%)) From the above formula (1), it can be seen that most alloy elements lower the Ms point, and in particular, the influence of C, N and Ni is large, while Nb and Al have the effect of raising the Ms point. Also, FIG. 6 shows the relationship between the Ms point predicted from the above equation (1) and the actually measured Ms point.
- the Ms point can be accurately predicted by using the equation (1). Therefore, by adjusting the content of each element so that the Mscal of the above formula (1) is within the above-described appropriate range (90 to 160 ° C.), the strength after the aging treatment can be ensured and the slab crack can be effectively prevented. Can be prevented.
- items to be examined other than the slab cracking include hot workability and cold workability.
- the hot workability means that when a slab obtained by continuous casting is hot-rolled, surface cracks occur and it becomes difficult to roll, or it causes defects on the steel sheet surface. Or a decrease in product yield.
- the productivity index in the figure is obtained by indexing the level of cracking in slab cracking and hot rolling, and the larger the numerical value, the better. Yes. From this figure, if the amount of ⁇ ferrite phase in the slab is less than 1.0 vol%, slab cracking is likely to occur, whereas if it exceeds 9.0 vol%, cracking is likely to occur during hot rolling, It can be seen that there is an appropriate region in the range of 1.0 to 9.0 vol%. Many relational expressions between the amount of ⁇ ferrite phase produced and the content of each component have been reported so far, but there is no report on a relational expression containing Cu and Al as precipitation hardening elements.
- the Vickers hardness Hv in the solution-treated state is preferably 350 or less in order to improve the workability of flatness correction in the precipitation hardening type martensitic stainless steel of the present invention.
- a method of leaving a large amount of austenite phase in the structure after solution treatment can be considered.
- this method ensures the strength of the steel sheet after aging. Can not do it.
- this method in order to improve cold-rollability, after ensuring the strength after aging, it examined about reducing the intensity
- the hardness of the martensite phase is greatly influenced by components such as C, N, Si, and Nb.
- components such as C, N, Si, and Nb.
- the amount of C is reduced and Nb is added in a large amount. Proved to be effective.
- FIG. 9 and FIG. 10 shows the effect of C and Nb on the Vickers hardness Hv after the solution treatment.
- C is 0.07 mass% or less.
- Nb is preferably added in an amount of 0.05 mass% or more.
- the present invention was developed by further studying the above experimental results. Next, the reason for limiting the component composition of the stainless steel of the present invention will be described.
- C 0.07 mass% or less
- C is an austenite-forming element and is an element that suppresses the formation of ⁇ ferrite phase.
- the austenite phase remains excessively after the solution treatment, and is sufficient after the aging treatment. A sufficient strength cannot be obtained.
- C dissolves in the martensite phase and greatly increases the strength after the solution treatment, it is difficult to cold-roll with ensuring flatness. Therefore, in the present invention, C is 0.07 mass% or less. Preferably, it is in the range of 0.005 to 0.05 mass%.
- Si 0.1 to 2.5 mass% Si is added as a deoxidizing material and is an element effective for increasing the strength of steel, and it is necessary to add at least 0.1 mass%.
- Si is set in the range of 0.1 to 2.5 mass%. Preferably, it is in the range of 0.1 to 1.5 mass%.
- Mn 0.1 to 2.5 mass% Since Mn has an effect of suppressing the formation of the ⁇ ferrite phase, it is necessary to add at least 0.1 mass%. However, if added in excess of 2.5 mass%, S and MnS are formed, causing a decrease in corrosion resistance. Therefore, Mn is in the range of 0.1 to 2.5 mass%. Preferably, it is in the range of 0.2 to 1.5 mass%.
- P 0.05 mass% or less
- P is an impurity element that is inevitably mixed in steel and segregates at the grain boundaries, increasing the susceptibility to solidification cracking and deteriorating hot workability. Less is better. However, extremely reducing the P content causes an increase in manufacturing cost. Therefore, in the present invention, the upper limit of P is set to 0.05 mass%. Preferably it is 0.03 mass% or less.
- Ni is an element which precipitates as a NiAl intermetallic compound, contributes to precipitation hardening, and suppresses the formation of the ⁇ ferrite phase. Therefore, it is necessary to add at least 4.0 mass%. However, if added over 10.0 mass%, the austenite phase remains excessively after the solution treatment, and the strength after the aging treatment cannot be increased. Therefore, Ni is set in the range of 4.0 to 10.0 mass%. The range is preferably 5.0 to 7.0 mass%, more preferably 5.5 to 6.5 mass%.
- Cr 11.0 to 18.0 mass% In order to ensure the corrosion resistance as stainless steel, Cr needs to be contained at least 11.0 mass%.
- Mo is an element effective for improving the corrosion resistance of steel.
- adding over 4.0 mass% is not preferable because it promotes the formation of the ⁇ ferrite phase. Therefore, Mo is 4.0 mass% or less. Preferably it is 2.0 mass% or less.
- Cu 2.0 to 8.0 mass%
- Cu is an essential precipitation hardening element in the present invention, and is added in an amount of 2.0 mass% or more in order to increase the strength after aging. However, if added over 8.0 mass%, the austenite phase remains after the solution treatment, the hot workability is lowered, and surface defects due to surface cracks are generated. Therefore, Cu is set to a range of 2.0 to 8.0 mass%. The range is preferably 2.5 to 6.0 mass%, more preferably 3.0 to 5.0 mass%.
- Al 0.1 to 2.0 mass% Al, like Cu, is an essential precipitation hardening element in the present invention, and 0.1 mass% or more is added to increase the strength after aging treatment.
- Al is an element that suppresses the remaining of the austenite phase because it has the effect of increasing the Ms point. However, if added over 2.0 mass%, the formation of the ⁇ ferrite phase is promoted and the hot workability is lowered. Therefore, Al is set in the range of 0.1 to 2.0 mass%. The range is preferably 0.3 to 1.8 mass%, more preferably 0.5 to 1.5 mass%.
- Nb 0.05 to 0.80 mass% Nb forms carbides and precipitates, so Nb is effective in refining crystal grains after the solution treatment, and is also an element that decreases the amount of solid solution C and decreases the strength of the martensite phase. Therefore, it is necessary to add 0.05 mass% or more. However, even if added over 0.80 mass%, the effect is saturated.
- Nb is added in the range of 0.05 to 0.80 mass%. Preferably, it is in the range of 0.10 to 0.40 mass%.
- N 0.05 mass% or less N forms nitrides with Al and reduces the effective amount of Al that contributes to precipitation hardening. Furthermore, it dissolves in the martensite phase to increase the strength after the solution treatment, to ensure flatness and to make cold rolling difficult. Therefore, N is limited to 0.05 mass% or less. Preferably it is 0.03 mass% or less.
- the stainless steel of the present invention needs to contain Cu and Al satisfying the following formula. Cu + 4.0 ⁇ Al: 6.0 mass% or more Cu and Al exhibit precipitation hardening ability even when added alone.
- the strength increase due to aging can be further increased by the addition effect.
- the above effect is particularly effective when (Cu + 4.0 ⁇ Al) is 6.0 mass% or more, and the strength (hardness) after aging can be increased in a wide range of aging temperature treatment conditions (temperature, time).
- the balance other than the above components consists of Fe and inevitable impurities.
- inclusion of components other than those described above is not rejected as long as the effects of the present invention are not impaired.
- the aforementioned Mscal and ⁇ cal preferably satisfy the following conditions.
- Mscal 90-160 ° C
- Mscal is a value obtained by predicting the martensitic transformation start point (Ms point) from the component composition, and the following formula (1) developed in the present invention
- Mscal (° C.) 1240.1 ⁇ 1300.3 ⁇ (C + N) ⁇ 27.8 ⁇ Si ⁇ 33.3 ⁇ Mn ⁇ 61.1 ⁇ Ni ⁇ 41.7 ⁇ Cr ⁇ 44.3 ⁇ Mo ⁇ 27.4 ⁇ Cu + 32.8 ⁇ Nb + 24.2 ⁇ Al (1) (Here, each element symbol in the above formula is the content of the component (mass%)) Can be obtained.
- the stainless steel of the present invention preferably has a Mscal value in the range of 90 to 160 ° C.
- Mscal is less than 90 ° C., a large amount of austenite phase remains after the solution treatment, and sufficient strength may not be obtained after the aging treatment. On the other hand, if the temperature exceeds 160 ° C., martensitic transformation occurs during slab cooling, which may cause surface cracks.
- a preferred Mscal is in the range of 95-140 ° C.
- the stainless steel of the present invention preferably has a value of ⁇ cal in the range of 1.0 to 9.0 vol%.
- ⁇ cal is less than 1.0 vol%, solidification cracking is likely to occur in the slab after continuous casting. On the other hand, if it exceeds 9.0 vol%, a large amount of ⁇ ferrite phase will be present, reducing the hot workability, and also in the product steel sheet, the strength after aging treatment will decrease due to the presence of ⁇ ferrite phase. Resulting in.
- a preferable ⁇ cal is in the range of 2.0 to 7.0 vol%.
- the stainless steel of the present invention more preferably has a hardness HV after aging when aging treatment is performed under conditions (temperature, time) in which the tempering parameter A is in the range of 14.0 to 16.5. More preferably, it is 490 or more.
- the stainless steel of the present invention is a steel material by melting the steel in a converter or electric furnace, adjusting to the above component composition by VOD or the like, and then using a continuous casting method or an ingot-bundling rolling method. Slab.
- the stainless steel of this invention does not contain Ti, it is preferable to apply the continuous casting method which is excellent in terms of quality and manufacturability.
- the continuous casting method which is excellent in terms of quality and manufacturability.
- After aging it is preferable to obtain an article having a desired strength (tensile strength, hardness) by aging treatment.
- the aging treatment is preferably performed under conditions (temperature, time) that satisfy the tempering parameter A defined by the above formula (3) satisfying 13.8 to 17.0, as described above. It is more preferable to carry out within the range of 16.5.
- No. 1 shown in Table 1 having a different component composition 1 to 26 steel is melted using an electric furnace and a VOD furnace, and each steel is continuously cast to form a slab having a thickness of 200 mm ⁇ width of 1200 mm ⁇ length of 6000 mm. It is charged into a heating furnace without cooling to 1000 to 1200 ° C, and then hot-rolled at a temperature of 900 to 1200 ° C to form a hot-rolled sheet having a thickness of 4 mm and annealed at 1000 to 1100 ° C. After pickling, it was cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 2 mm.
- TS after aging treatment Specimens were taken from each of the above cold-rolled annealed plates and subjected to an aging treatment at 480 ° C. for 1 hour, and then a JIS No. 13B flat tensile test piece with the tensile direction as the rolling direction was cut out and the tensile strength in accordance with JIS Z2241. TS was measured.
- the application of the precipitation hardening martensitic stainless steel of the present invention is not limited to a steel belt or a press plate, but can be suitably used for other applications where high strength after aging is required in addition to corrosion resistance. .
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Abstract
冷間加工を施す必要がなく、固溶化処理後に時効処理を施すだけで高強度が得られると共に、時効処理条件が広く、しかも、連続鋳造法で製造することが可能で、製造性にも優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼として、mass%で、C:0.07以下、Si:0.1~2.5%、Mn:0.1~2.5%、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Ni:4.0~10.0%、Cr:11.0~18.0%、Mo:4.0%以下、Cu:2.0~8.0%、Al:0.1~2.0%、Nb:0.05~0.80%およびN:0.05%以下を含有し、かつ、CuとAlが、Cu+4.0×Al≧6.0%を満たして含有し、マルテンサイト変態開始点が90~160℃の範囲にあり、かつ、オーステナイト生成量が1.0~9.0vol%の範囲にある析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供する。
Description
本発明は、スチールベルトやプレスプレートなどに用いて好適な、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に関するものである。
析出硬化型ステンレス鋼は、マルテンサイト組織に時効処理を施すことで、容易に引張強さや硬さ(以降、単に「強度」とも称する。)を高めることができることから、スチールベルトやプレスプレートなどの用途に広く用いられている。その代表的なものとしては、SUS630やSUS631等を挙げることができる。
上記SUS631は、析出硬化型のセミオーステナイト系ステンレス鋼であり、固溶化状態においては準安定オーステナイト相である。この鋼を高強度化するには、冷間加工を施して加工誘起マルテンサイト組織にした後、時効処理を施す必要があり、製造性が悪いという問題がある。また、析出硬化元素としてAlを多量に含有しており、高温において、δフェライト相の析出を促進するため、熱間加工性が悪く、製造歩留りが低いという問題もある。
一方、SUS630は、析出硬化型のマルテンサイト系ステンレス鋼であり、固溶化状態においてマルテンサイト組織であるため、冷間加工を施す必要がなく、時効処理を施すだけで高強度を得ることができる。また、高温におけるδフェライト量は、SUS631より少ないため製造性も良好である。しかし、この鋼は、時効処理によってε−Cuを析出させて強度を高めているが、十分な強度を得るには、450~500℃という狭い温度範囲で、時間を厳密に管理して時効処理を施す必要がある。加えて、このような時効処理を施しても、到達強度は高々1500MPa程度であり、これ以上の強度を得るのは難しい。
また、SUS630は、固溶化状態においてマルテンサイト組織であるため、硬質であり、形状矯正が困難で、平坦度を確保するのが難しく、スチールベルトやプレスプレートなどを製造するのに困難をともなう。さらに、連続鋳造でスラブを製造しようとした場合には、マルテンサイト変態開始点Ms(以降、「Ms点」とも称する。)を適正範囲に制御しないと、スラブ割れが発生するため、歩留り低下を招いてしまうという問題もある。
なお、SUS630と同じ析出硬化型のマルテンサイト系ステンレス鋼としては、例えば、特公昭59−49303号公報に開示された鋼がある。この鋼は、TiとSiを析出硬化元素として添加し、時効処理によって析出相を析出させることで、SUS630と同等以上の強度を得ることができる。また、時効処理条件がSUS630より広いという特長を有している。
上記SUS631は、析出硬化型のセミオーステナイト系ステンレス鋼であり、固溶化状態においては準安定オーステナイト相である。この鋼を高強度化するには、冷間加工を施して加工誘起マルテンサイト組織にした後、時効処理を施す必要があり、製造性が悪いという問題がある。また、析出硬化元素としてAlを多量に含有しており、高温において、δフェライト相の析出を促進するため、熱間加工性が悪く、製造歩留りが低いという問題もある。
一方、SUS630は、析出硬化型のマルテンサイト系ステンレス鋼であり、固溶化状態においてマルテンサイト組織であるため、冷間加工を施す必要がなく、時効処理を施すだけで高強度を得ることができる。また、高温におけるδフェライト量は、SUS631より少ないため製造性も良好である。しかし、この鋼は、時効処理によってε−Cuを析出させて強度を高めているが、十分な強度を得るには、450~500℃という狭い温度範囲で、時間を厳密に管理して時効処理を施す必要がある。加えて、このような時効処理を施しても、到達強度は高々1500MPa程度であり、これ以上の強度を得るのは難しい。
また、SUS630は、固溶化状態においてマルテンサイト組織であるため、硬質であり、形状矯正が困難で、平坦度を確保するのが難しく、スチールベルトやプレスプレートなどを製造するのに困難をともなう。さらに、連続鋳造でスラブを製造しようとした場合には、マルテンサイト変態開始点Ms(以降、「Ms点」とも称する。)を適正範囲に制御しないと、スラブ割れが発生するため、歩留り低下を招いてしまうという問題もある。
なお、SUS630と同じ析出硬化型のマルテンサイト系ステンレス鋼としては、例えば、特公昭59−49303号公報に開示された鋼がある。この鋼は、TiとSiを析出硬化元素として添加し、時効処理によって析出相を析出させることで、SUS630と同等以上の強度を得ることができる。また、時効処理条件がSUS630より広いという特長を有している。
しかしながら、スチールベルトやプレスプレート等を製造する際の製造性の観点からは、特公昭59−49303号公報記載の鋼よりも時効処理条件がさらに広いものが求められている。また、特公昭59−49303号公報には、さらに高強度化を図るために、時効処理前に圧下率50%以下の冷間圧延を施すことが提案されているが、マルテンサイト相は高強度であり、形状を確保しながら圧延するのは難しい。また、この鋼は、Tiを多量に添加しているため、連続鋳造で、ノズル閉塞を起こしたり、スラブ表面品質を悪化させたりするという問題もある。そのため、現状では、生産性や品質面で優れる連続鋳造法を適用するのは難しく、専ら、造塊−分塊圧延法で製造せざるを得ないという問題点もある。
そこで、本発明の目的は、冷間圧延等の冷間加工を施す必要がなく、固溶化処理後に時効処理を施すだけで高強度を得ることができると共に、その時効処理条件が広く、しかも、連続鋳造法で製造することが可能で、熱間加工性や冷間加工性にも優れる等、製造性にも優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することにある。
そこで、本発明の目的は、冷間圧延等の冷間加工を施す必要がなく、固溶化処理後に時効処理を施すだけで高強度を得ることができると共に、その時効処理条件が広く、しかも、連続鋳造法で製造することが可能で、熱間加工性や冷間加工性にも優れる等、製造性にも優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することにある。
発明者らは、上記課題の解決に向けて合金元素および鋼組織に着目し鋭意検討を重ねた。その結果、固溶化処理後の組織を実質的にマルテンサイト組織とし、かつ、製造性を確保するためには、マルテンサイト変態開始点およびδフェライトの生成量を適正範囲に制御することが重要であること、また、上記マルテンサイト組織において時効処理のみで強度を高めるためには、析出硬化元素としてCuとAlを複合添加することが有効であることを見出し、本発明を開発するに至った。
すなわち、本発明は、C:0.07mass%以下、Si:0.1~2.5mass%、Mn:0.1~2.5mass%、P:0.05mass%以下、S:0.005mass%以下、Ni:4.0~10.0mass%、Cr:11.0~18.0mass%、Mo:4.0mass%以下、Cu:2.0~8.0mass%、Al:0.1~2.0mass%、Nb:0.05~0.80mass%およびN:0.05mass%以下を含有し、かつ、CuとAlが、Cu+4.0×Al≧6.0mass%を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、下記(1)式; Mscal(℃)=1240.1−1300.3×(C+N)−27.8×Si−33.3×Mn−61.1×Ni−41.7×Cr−44.3×Mo−27.4×Cu+32.8×Nb+24.2×Al ・・・(1)
で定義されるMscalが90~160℃の範囲にあり、かつ、下記(2)式;
δcal(vol%)=4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Nb)−3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)−31.5 ・・・(2)
で定義されるδcalが1.0~9.0vol%の範囲にあることを特徴とする。ここで、上記(1)および(2)式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%)を示す。
また、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、ビッカース硬さHV450以上が、下記(3)式;
A=(T+273)×(20+logt)/1000 ・・・(3)
(ここで、T:時効温度(℃)、t:時効時間(hr))
で定義されるA値が13.8~17.0の範囲となる条件で時効処理を施すことで得られることを特徴とする。
すなわち、本発明は、C:0.07mass%以下、Si:0.1~2.5mass%、Mn:0.1~2.5mass%、P:0.05mass%以下、S:0.005mass%以下、Ni:4.0~10.0mass%、Cr:11.0~18.0mass%、Mo:4.0mass%以下、Cu:2.0~8.0mass%、Al:0.1~2.0mass%、Nb:0.05~0.80mass%およびN:0.05mass%以下を含有し、かつ、CuとAlが、Cu+4.0×Al≧6.0mass%を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、下記(1)式; Mscal(℃)=1240.1−1300.3×(C+N)−27.8×Si−33.3×Mn−61.1×Ni−41.7×Cr−44.3×Mo−27.4×Cu+32.8×Nb+24.2×Al ・・・(1)
で定義されるMscalが90~160℃の範囲にあり、かつ、下記(2)式;
δcal(vol%)=4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Nb)−3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)−31.5 ・・・(2)
で定義されるδcalが1.0~9.0vol%の範囲にあることを特徴とする。ここで、上記(1)および(2)式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%)を示す。
また、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、ビッカース硬さHV450以上が、下記(3)式;
A=(T+273)×(20+logt)/1000 ・・・(3)
(ここで、T:時効温度(℃)、t:時効時間(hr))
で定義されるA値が13.8~17.0の範囲となる条件で時効処理を施すことで得られることを特徴とする。
本発明によれば、時効処理後の強度が高く、かつ、その時効処理条件の選択範囲が広く、しかも、連続鋳造で製造できるとともに、熱間加工性や冷間加工性等の製造性にも優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を安定して提供することができる。
Fig.1は、時効処理後の引張強さに及ぼすCuとAl含有量の影響を示すグラフである。
Fig.2は、時効処理後の引張強さに及ぼす(Cu+4.0×Al)の影響を示すグラフである。
Fig.3は、時効処理後のビッカース硬さと焼戻しパラメータAとの関係を示すグラフである。
Fig.4は、マルテンサイト変態開始点がスラブ割れに及ぼす影響を示すグラフである。
Fig.5は、時効処理後の引張強さとマルテンサイト変態開始点との関係を示すグラフである。
Fig.6は、マルテンサイト変態開始点の予測値と実測値との関係を示すグラフである。
Fig.7は、製造性に及ぼすδフェライトの体積率の影響を示すグラフである。
Fig.8は、δフェライトの体積率の予測値と実測値との関係を示すグラフである。
Fig.9は、固溶化処理後のビッカース硬さに及ぼすC含有量の影響を示すグラフである。
Fig.10は、固溶化処理後のビッカース硬さに及ぼすNb含有量の影響を示すグラフである。
Fig.11は、平坦度の測定方法を説明する図である。
Fig.2は、時効処理後の引張強さに及ぼす(Cu+4.0×Al)の影響を示すグラフである。
Fig.3は、時効処理後のビッカース硬さと焼戻しパラメータAとの関係を示すグラフである。
Fig.4は、マルテンサイト変態開始点がスラブ割れに及ぼす影響を示すグラフである。
Fig.5は、時効処理後の引張強さとマルテンサイト変態開始点との関係を示すグラフである。
Fig.6は、マルテンサイト変態開始点の予測値と実測値との関係を示すグラフである。
Fig.7は、製造性に及ぼすδフェライトの体積率の影響を示すグラフである。
Fig.8は、δフェライトの体積率の予測値と実測値との関係を示すグラフである。
Fig.9は、固溶化処理後のビッカース硬さに及ぼすC含有量の影響を示すグラフである。
Fig.10は、固溶化処理後のビッカース硬さに及ぼすNb含有量の影響を示すグラフである。
Fig.11は、平坦度の測定方法を説明する図である。
まず、本発明を開発するに至った経緯と基本的な技術思想について説明する。
発明者らは、Tiを添加することなく、時効後の目標強度(引張強さTS≧1600MPaおよびビッカース硬さHV≧450)を達成するべく、析出硬化元素として有効な元素を見出すため、V,Nb,W,Si等の各種元素を個々に添加した鋼を溶製し、時効処理による強度上昇量を調査した。その結果、CuとAlの添加が有効であるが、これらの元素を単独添加しただけでは、本発明が目的とする時効後強度を得ることは難しいことが明らかとなった。
そこで、CuとAlを複合添加したときの時効後強度に及ぼす影響を調査するため、C:0.04mass%、Si:0.54mass%、Mn:0.64mass%、Ni:6.38mass%、Cr:13.21mass%、Mo:0.53mass%、Nb:0.20mass%およびN:0.01mass%を含有する成分系の鋼をベースとし、これにCuとAlの添加量を種々に変えて複合添加した鋼を溶製して10kg鋼塊とし、これを熱間圧延し、冷間圧延して板厚2mmの鋼板とし、1050℃の温度で固溶化処理した後、480℃×1hrの時効処理を施した。
斯くして得られた鋼板について引張試験を行い、引張強さTSを測定した。Fig.1およびFig.2は、上記測定の結果を示したものであり、時効処理後の強度は、CuおよびAlのそれぞれの添加量にほぼ比例して上昇していること、また、その上昇量は、(Cu+4.0×Al)(mass%)で整理することができる、即ち、CuとAlの析出硬化能は加算的であることがわかった。因みに、CuとAlを複合添加したマルテンサイト系ステンレス鋼については多くの研究がなされているが、このような多量のCuとAlを同時に添加して、その析出硬化能を調査したものは見当たらない。
次いで、発明者らは、析出硬化に及ぼす時効温度と時効時間の影響を調査する実験を行った。この実験では、前述したベース鋼に、Cu:3.19mass%、Al:0.98mass%を添加した鋼(本発明鋼)を溶製し、上記と同様にして板厚2.0mmの鋼板とした後、その鋼板に、温度を400~600℃、時間を0.5~5hrの間で種々に変化させて時効処理を施し、時効処理後のビッカース硬さHv(20kg)を測定した。なお、比較として、従来のSUS630についても同様の測定を行った。
一般に、時効処理の効果は、時効温度と時効時間の二つのパラメータで変化することが知られており、先行技術論文(「鉄と鋼」、vol.86(2000)、No.5、p343~348)には、下記(3)式;
A=(T+273)×(20+logt)/1000 ・・・(3)
(ここで、T:時効温度(℃)、t:時効時間(hr))
で定義される焼戻しパラメータAを用いて整理できることが開示されている。
そこで、上記実験の結果を、上記の焼戻しパラメータAを用いて整理し、その結果をFig.3に示した。Fig.3から、本発明鋼および従来鋼であるSUS630とも、時効後の硬さHVと焼戻しパラメータAとはよい相関を示しており、焼戻しパラメータAが15近傍において最も硬さが高くなるが、本発明鋼の方が、より高い硬度が得られること、また、本発明鋼でビッカース硬さHV450以上を得るには、焼戻しパラメータAを13.8~17.0の範囲として、またSUS630を超える硬さ(HV490以上)を得るには、焼戻しパラメータAを14.0~16.5の範囲として時効処理を施してやればよいことがわかる。
次に、発明者らは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造性を改善する検討を行った。
従来のSUS630を連続鋳造法で製造すると、スラブに割れが発生することがある。このスラブ割れは、連続鋳造後のスラブ冷却時に、局部的にマルテンサイト変態が生じるためであると考えられる。そこで、スラブ割れの発生レベルを指数化し、マルテンサイト変態開始点との関係を整理し、その結果をFig.4に示した。ここで、Ms点は、ステンレス鋼の溶解後や焼鈍後に、高温から室温まで冷却していく過程で、マルテンサイト変態が開始する温度である。また、このFig.4におけるスラブ割れ指数は、大きい程割れの程度が小さく、指数が0以上であれば実用上問題ない割れのレベルであることを示している。この図から、Ms点は低いほど好ましく、160℃以下であれば、実用上問題ないことがわかる。
一方、上述した実験において、CuおよびAlの添加量が同じでも、Ms点が低い鋼は、時効処理後の強度が低い傾向が認められた。その原因について調査した結果、Ms点が低い鋼では、軟質な残留オーステナイトが過剰に存在するためであることがわかった。Fig.5は、Ms点と時効後の引張強さTSとの関係を示したものであるが、TS≧1600MPa以上を得るためには、Ms点は90℃以上が必要であることがわかる。
上記Fig.4およびFig.5の結果から、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、時効後の高強度と、スラブ割れのない製造性とを安定して確保するためには、Ms点を90~160℃の範囲に制御するのが好ましいことがわかる。
ここで、Ms点は、一般に、合金元素量が多くなるほど低下することが知られており、ステンレス鋼におけるMs点についても、C,N,Si,Mn,Ni,Cr等主要成分との関係式は多数報告されている。しかし、AlがMs点に及ぼす影響について調べた報告は少ない。そこで、発明者らは、上記実験で用いた鋼のMs点を実測し、析出硬化元素であるCuやAlを含めたMs点の予測式の導出を試み、下記(1)式を得た。
Mscal(℃)=1240.1−1300.3×(C+N)−27.8×Si−33.3×Mn−61.1×Ni−41.7×Cr−44.3×Mo−27.4×Cu+32.8×Nb+24.2×Al ・・・(1)
(ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%))
上記(1)式から、ほとんどの合金元素は、Ms点を低下させ、特に、C,NおよびNiの影響が大きく、一方、NbとAlは、Ms点を上昇させる効果があることがわかる。また、Fig.6は、上記(1)式から予測されるMs点と実測したMs点との関係を示したものである。両者は良い一致を示しており、(1)式を用いることにより、Ms点を精度よく予測できることがわかる。したがって、上記(1)式のMscalが、前述した適正範囲(90~160℃)となるよう各元素の含有量を調整すれば、時効処理後の強度を確保すると共に、スラブ割れを効果的に防止することができる。
なお、本発明のステンレス鋼の製造性において、上記スラブ割れ以外に検討すべき項目としては、熱間加工性と冷間加工性がある。ここで、上記熱間加工性とは、連続鋳造して得たスラブを熱間圧延する際、表面割れが発生して圧延することが困難となったり、それが原因となって鋼板表面に欠陥を生じたり、製品歩留りの低下を招いたりすることをいう。
ところで、高温時に鋼中に生成されるδフェライト相は、過剰に存在すると、熱間圧延における材料中の応力分布が不均一となり、割れが発生する原因となること、一方、δフェライト相の生成量が少なすぎると、スラブ凝固時に割れが発生し易くなることが知られている。したがって、熱間加工性を確保する観点からは、δフェライト相の生成量を適正範囲に制御することが望ましい。
そこで、発明者らは、熱間加工性を確保するべく、本発明の鋼における好ましいδフェライト相の生成量について検討し、その結果をFig.7に示した。なお、図中の製造性指数は、スラブ割れおよび熱間圧延における割れのレベルを指数化したもので、数値が大きいほど良好で、0以上であれば実用上問題ないレベルであることを示している。この図から、スラブ中のδフェライト相の生成量が1.0vol%未満では、スラブ割れが発生しやすくなり、一方、9.0vol%を超えると、熱間圧延時に割れが発生しやすくなり、1.0~9.0vol%の範囲に適正領域があることがわかる。
なお、上記δフェライト相の生成量と各成分の含有量との関係式については、従来から多数報告されているが、析出硬化元素であるCuとAlを含む関係式についての報告はない。そこで、発明者らは、上記実験において得られた鋼の凝固組織からδフェライト相の生成量を実測し、CuやAlを含めたδフェライト相の生成量を予測する式の導出を試み、下記(2)式を得た。
δcal(vol%)=4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Nb)−3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)−31.5 ・・・(2)
(ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%))
上記(2)式から、SiとAlは、δフェライトの生成を助長する効果が大きい元素であることがわかる。また、Fig.8は、δフェライトの生成量について、上記(2)式から予測される値と実測した値との関係を示したものであり、両者は良い一致を示していること、したがって、上記(2)式を用いることにより、δフェライトの生成量を、製造性を害することのない適正範囲に制御し得ることがわかる。
一方、製造性における冷間加工性とは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が硬質であることに起因して発生した形状不良(耳延び、中延び)を矯正し、平坦度を確保するための作業性のことをいう。したがって、平坦度を矯正する作業性を良好にするには、矯正される被加工材が軟質であることが好ましい。そこで、発明者らは、被圧延材の硬さを低減することを検討した。因みに、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼における平坦度矯正の作業性を良好とするには、固溶化処理した状態におけるビッカース硬さHvが350以下であることが好ましいことがわかっている。
マルテンサイト系ステンレス鋼の硬さを低減するには、固溶化処理後の組織中にオーステナイト相を多く残留させる方法も考えられるが、この方法では、先述したように、時効後の鋼板強度を確保することができない。そこで、時効後の強度を確保した上で、冷間圧延性を改善するため、マルテンサイト相自身の強度を低下させることについて検討した。一般に、マルテンサイト相の硬さは、CやN,Si,Nbなどの成分の影響を大きく受けるが、発明者らの検討した結果では、Cの添加量を低減し、Nbを多めに添加することが有効であることがわかった。Fig.9およびFig.10は、固溶化処理後のビッカース硬さHvに及ぼすCとNbの影響を示したものであり、固溶化処理後のビッカース硬さHvを350以下とするには、Cは0.07mass%以下とすることが必要であり、Nbについては0.05mass%以上添加するのが好ましいことがわかる。
本発明は、上記の実験結果に、さらに検討を加えて開発したものである。
次に、本発明のステンレス鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
C:0.07mass%以下
Cは、オーステナイト生成元素であり、δフェライト相の生成を抑制する元素であるが、多量に添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後に十分な強度が得られなくなる。さらに、Cは、マルテンサイト相中に固溶して、固溶化処理後の強度を大きく上昇させるため、平坦度を確保して冷間圧延することが難しくなる。よって、本発明においては、Cは0.07mass%以下とする。好ましくは0.005~0.05mass%の範囲である。
Si:0.1~2.5mass%
Siは、脱酸材として添加されると共に、鋼の高強度化にも有効な元素であり、少なくとも0.1mass%を添加する必要がある。しかし、2.5mass%を超える添加は、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。よって、Siは0.1~2.5mass%の範囲とする。好ましくは0.1~1.5mass%の範囲である。
Mn:0.1~2.5mass%
Mnは、δフェライト相の生成を抑制する効果があるので、少なくとも0.1mass%を添加する必要がある。しかし、2.5mass%を超えて添加すると、SとMnSを形成し、耐食性の低下を引き起こす。よって、Mnは0.1~2.5mass%の範囲とする。好ましくは0.2~1.5mass%の範囲である。
P:0.05mass%以下
Pは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、結晶粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高め、熱間加工性を低下させる有害成分であるので、少ないほど望ましい。しかし、Pの含有量を極端に低減させることは、製造コストの上昇を招く。よって、本発明では、Pの上限は0.05mass%とする。好ましくは0.03mass%以下である。
S:0.005mass%以下
Sは、Pと同様、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、Mnと鋼中介在物MnSを形成し、ステンレス鋼の耐食性を低下させると共に、結晶粒界に偏析し、熱間加工性を低下させるので、少ないほど望ましい。よって、Sは0.005mass%以下とする。好ましくは0.001mass%以下である。
Ni:4.0~10.0mass%
Niは、NiAl金属間化合物となって析出し、析出硬化に寄与するとともに、δフェライト相の生成を抑制する元素であるため、少なくとも4.0mass%の添加が必要である。しかし、10.0mass%超えて添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後の強度を高めることができなくなる。よって、Niは4.0~10.0mass%の範囲とする。好ましくは5.0~7.0mass%、より好ましくは5.5~6.5mass%の範囲である。
Cr:11.0~18.0mass%
Crは、ステンレス鋼としての耐食性を確保するために、少なくとも11.0mass%は含有させる必要がある。しかし、18.0mass%を超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。また、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後の強度を高めることができなくなる。よって、Crは11.0~18.0mass%の範囲とする。好ましくは12.0~15.0mass%の範囲である。
Mo:4.0mass%以下
Moは、鋼の耐食性を向上させるのに有効な元素である。しかし、4.0mass%を超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長するため好ましくない。よって、Moは4.0mass%以下とする。好ましくは2.0mass%以下である。
Cu:2.0~8.0mass%
Cuは、本発明においては必須の析出硬化元素であり、時効後の強度上昇を図るため、2.0mass%以上添加する。しかし、8.0mass%を超えて添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が残存するようになると共に、熱間加工性が低化し、表面割れに起因した表面欠陥を発生するようになる。よって、Cuは2.0~8.0mass%の範囲とする。好ましくは2.5~6.0mass%、より好ましくは3.0~5.0mass%の範囲である。
Al:0.1~2.0mass%
Alは、Cuと同様、本発明における必須の析出硬化元素であり、時効処理後の強度上昇を図るため、0.1mass%以上を添加する。また、Alは、Ms点を上昇させる効果があるので、オーステナイト相の残存を抑制する元素である。しかし、2.0mass%を超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。よって、Alは0.1~2.0mass%の範囲とする。好ましくは0.3~1.8mass%、より好ましくは0.5~1.5mass%の範囲である。
Nb:0.05~0.80mass%
Nbは、炭化物を形成して析出するので固溶化処理後の結晶粒の微細化に有効あり、また、固溶C量を減少させてマルテンサイト相の強度を低下させる元素でもある。そのため、0.05mass%以上添加する必要がある。しかし、0.80mass%を超えて添加しても、その効果は飽和してしまう。よって、Nbは0.05~0.80mass%の範囲で添加する。好ましくは0.10~0.40mass%の範囲である。
N:0.05mass%以下
Nは、Alと窒化物を形成し、析出硬化に寄与する有効Al量を減らしてしまう。さらに、マルテンサイト相中に固溶して、固溶化処理後の強度を上昇させ、平坦度を確保して冷間圧延することを難しくする。よって、Nは0.05mass%以下に制限する。好ましくは0.03mass%以下である。
本発明のステンレス鋼は、上記成分組成を満たすことに加えて、CuとAlが、下記式を満たして含有することが必要である。
Cu+4.0×Al:6.0mass%以上
CuおよびAlは、それぞれ単独に添加しても析出硬化能を発現する。しかし、CuおよびAlを複合添加した場合には、加算効果によって、時効による強度上昇をより高めることができる。上記効果は、(Cu+4.0×Al)が6.0mass%以上で特に有効であり、広範囲の時効温処理条件(温度、時間)において時効後の強度(硬さ)を高めることができる。
本発明のステンレス鋼は、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではないことは勿論である。
次に、本発明のステンレス鋼が有すべき特性について説明する。
本発明のステンレス鋼は、前述したMscalおよびδcalが下記の条件を満たすことが好ましい。
Mscal:90~160℃
Mscalは、マルテンサイト変態開始点(Ms点)を成分組成から予測した値であり、本発明において開発した下記の(1)式;
Mscal(℃)=1240.1−1300.3×(C+N)−27.8×Si−33.3×Mn−61.1×Ni−41.7×Cr−44.3×Mo−27.4×Cu+32.8×Nb+24.2×Al ・・・(1)
(ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%))
で求めることができる。
本発明のステンレス鋼は、このMscalの値が90~160℃の範囲内にあることが好ましい。Mscalが90℃未満では、固溶化処理後にオーステナイト相が多量に残留し、時効処理後に十分な強度が得られないおそれがある。一方、160℃を超えると、スラブ冷却時にマルテンサイト変態が生じて、表面割れを起こすおそれがあるからである。好ましいMscalは、95~140℃の範囲である。
δcal:1.0~9.0vol%
δcalは、スラブ凝固時に生成するδフェライト量を成分組成から予測した値であり、本発明において開発した下記の(2)式;
δcal(vol%)=4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Nb)−3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)−31.5 ・・・(2)
(ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%))
で求めることができる。
本発明のステンレス鋼は、このδcalの値が1.0~9.0vol%の範囲内にあることが好ましい。δcalが1.0vol%未満では、連続鋳造後のスラブに凝固割れが生じやすくなる。一方、9.0vol%を超えると、δフェライト相が多量に存在するようになり、熱間加工性を低下させると共に、製品鋼板においても、δフェライト相の存在によって、時効処理後の強度が低下してしまう。好ましいδcalは、2.0~7.0vol%の範囲である。
また、本発明のステンレス鋼は、下記(3)式;
A=(T+273)×(20+logt)/1000 ・・・(3)
(ここで、T:時効温度(℃)、t:時効時間(hr))
で定義される焼戻しパラメータAが13.8~17.0の範囲となる条件(温度、時間)で時効処理を施したときの時効後の硬さHVが450以上であることが好ましい。これは、Fig.3に示したように、本発明のステンレス鋼は、上記焼戻しパラメータAが13.8未満では、硬さが450HVに達しない亜時効領域であり、一方、17.0を超えると過時効領域となり、上記範囲において最も時効硬化能が高いからであり、また、時効後硬さがHV450未満では、従来のSUS630でも十分に達成可能な硬さであるからである。なお、本発明のステンレス鋼は、より好ましくは、上記焼戻しパラメータAが14.0~16.5の範囲となる条件(温度、時間)で時効処理を施したときの時効後の硬さHVが490以上であることがより好ましい。
次に、本発明のステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明のステンレス鋼は、転炉あるいは電気炉等で鋼を溶製後、VOD等で上記成分組成に調整した後、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法等の方法で鋼素材であるスラブとする。なお、本発明のステンレス鋼は、Tiを含有していないことから、品質面や製造性の面で優れている連続鋳造法を適用するのが好ましい。
次いで、常法に従って、熱間圧延して熱延板とした後、必要に応じてグラインダー等で表面研削したのち、冷間圧延して所望の板厚の冷延板とし、その後、固溶化処理を施した後、時効処理して所望の強度(引張強さ、硬さ)の製品とするのが好ましい。
なお、上記時効処理は、前述したように、上記(3)式で定義される焼戻しパラメータAが13.8~17.0を満たす条件(温度、時間)で行うのが好ましく、14.0~16.5の範囲で行うのがより好ましい。
発明者らは、Tiを添加することなく、時効後の目標強度(引張強さTS≧1600MPaおよびビッカース硬さHV≧450)を達成するべく、析出硬化元素として有効な元素を見出すため、V,Nb,W,Si等の各種元素を個々に添加した鋼を溶製し、時効処理による強度上昇量を調査した。その結果、CuとAlの添加が有効であるが、これらの元素を単独添加しただけでは、本発明が目的とする時効後強度を得ることは難しいことが明らかとなった。
そこで、CuとAlを複合添加したときの時効後強度に及ぼす影響を調査するため、C:0.04mass%、Si:0.54mass%、Mn:0.64mass%、Ni:6.38mass%、Cr:13.21mass%、Mo:0.53mass%、Nb:0.20mass%およびN:0.01mass%を含有する成分系の鋼をベースとし、これにCuとAlの添加量を種々に変えて複合添加した鋼を溶製して10kg鋼塊とし、これを熱間圧延し、冷間圧延して板厚2mmの鋼板とし、1050℃の温度で固溶化処理した後、480℃×1hrの時効処理を施した。
斯くして得られた鋼板について引張試験を行い、引張強さTSを測定した。Fig.1およびFig.2は、上記測定の結果を示したものであり、時効処理後の強度は、CuおよびAlのそれぞれの添加量にほぼ比例して上昇していること、また、その上昇量は、(Cu+4.0×Al)(mass%)で整理することができる、即ち、CuとAlの析出硬化能は加算的であることがわかった。因みに、CuとAlを複合添加したマルテンサイト系ステンレス鋼については多くの研究がなされているが、このような多量のCuとAlを同時に添加して、その析出硬化能を調査したものは見当たらない。
次いで、発明者らは、析出硬化に及ぼす時効温度と時効時間の影響を調査する実験を行った。この実験では、前述したベース鋼に、Cu:3.19mass%、Al:0.98mass%を添加した鋼(本発明鋼)を溶製し、上記と同様にして板厚2.0mmの鋼板とした後、その鋼板に、温度を400~600℃、時間を0.5~5hrの間で種々に変化させて時効処理を施し、時効処理後のビッカース硬さHv(20kg)を測定した。なお、比較として、従来のSUS630についても同様の測定を行った。
一般に、時効処理の効果は、時効温度と時効時間の二つのパラメータで変化することが知られており、先行技術論文(「鉄と鋼」、vol.86(2000)、No.5、p343~348)には、下記(3)式;
A=(T+273)×(20+logt)/1000 ・・・(3)
(ここで、T:時効温度(℃)、t:時効時間(hr))
で定義される焼戻しパラメータAを用いて整理できることが開示されている。
そこで、上記実験の結果を、上記の焼戻しパラメータAを用いて整理し、その結果をFig.3に示した。Fig.3から、本発明鋼および従来鋼であるSUS630とも、時効後の硬さHVと焼戻しパラメータAとはよい相関を示しており、焼戻しパラメータAが15近傍において最も硬さが高くなるが、本発明鋼の方が、より高い硬度が得られること、また、本発明鋼でビッカース硬さHV450以上を得るには、焼戻しパラメータAを13.8~17.0の範囲として、またSUS630を超える硬さ(HV490以上)を得るには、焼戻しパラメータAを14.0~16.5の範囲として時効処理を施してやればよいことがわかる。
次に、発明者らは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造性を改善する検討を行った。
従来のSUS630を連続鋳造法で製造すると、スラブに割れが発生することがある。このスラブ割れは、連続鋳造後のスラブ冷却時に、局部的にマルテンサイト変態が生じるためであると考えられる。そこで、スラブ割れの発生レベルを指数化し、マルテンサイト変態開始点との関係を整理し、その結果をFig.4に示した。ここで、Ms点は、ステンレス鋼の溶解後や焼鈍後に、高温から室温まで冷却していく過程で、マルテンサイト変態が開始する温度である。また、このFig.4におけるスラブ割れ指数は、大きい程割れの程度が小さく、指数が0以上であれば実用上問題ない割れのレベルであることを示している。この図から、Ms点は低いほど好ましく、160℃以下であれば、実用上問題ないことがわかる。
一方、上述した実験において、CuおよびAlの添加量が同じでも、Ms点が低い鋼は、時効処理後の強度が低い傾向が認められた。その原因について調査した結果、Ms点が低い鋼では、軟質な残留オーステナイトが過剰に存在するためであることがわかった。Fig.5は、Ms点と時効後の引張強さTSとの関係を示したものであるが、TS≧1600MPa以上を得るためには、Ms点は90℃以上が必要であることがわかる。
上記Fig.4およびFig.5の結果から、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、時効後の高強度と、スラブ割れのない製造性とを安定して確保するためには、Ms点を90~160℃の範囲に制御するのが好ましいことがわかる。
ここで、Ms点は、一般に、合金元素量が多くなるほど低下することが知られており、ステンレス鋼におけるMs点についても、C,N,Si,Mn,Ni,Cr等主要成分との関係式は多数報告されている。しかし、AlがMs点に及ぼす影響について調べた報告は少ない。そこで、発明者らは、上記実験で用いた鋼のMs点を実測し、析出硬化元素であるCuやAlを含めたMs点の予測式の導出を試み、下記(1)式を得た。
Mscal(℃)=1240.1−1300.3×(C+N)−27.8×Si−33.3×Mn−61.1×Ni−41.7×Cr−44.3×Mo−27.4×Cu+32.8×Nb+24.2×Al ・・・(1)
(ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%))
上記(1)式から、ほとんどの合金元素は、Ms点を低下させ、特に、C,NおよびNiの影響が大きく、一方、NbとAlは、Ms点を上昇させる効果があることがわかる。また、Fig.6は、上記(1)式から予測されるMs点と実測したMs点との関係を示したものである。両者は良い一致を示しており、(1)式を用いることにより、Ms点を精度よく予測できることがわかる。したがって、上記(1)式のMscalが、前述した適正範囲(90~160℃)となるよう各元素の含有量を調整すれば、時効処理後の強度を確保すると共に、スラブ割れを効果的に防止することができる。
なお、本発明のステンレス鋼の製造性において、上記スラブ割れ以外に検討すべき項目としては、熱間加工性と冷間加工性がある。ここで、上記熱間加工性とは、連続鋳造して得たスラブを熱間圧延する際、表面割れが発生して圧延することが困難となったり、それが原因となって鋼板表面に欠陥を生じたり、製品歩留りの低下を招いたりすることをいう。
ところで、高温時に鋼中に生成されるδフェライト相は、過剰に存在すると、熱間圧延における材料中の応力分布が不均一となり、割れが発生する原因となること、一方、δフェライト相の生成量が少なすぎると、スラブ凝固時に割れが発生し易くなることが知られている。したがって、熱間加工性を確保する観点からは、δフェライト相の生成量を適正範囲に制御することが望ましい。
そこで、発明者らは、熱間加工性を確保するべく、本発明の鋼における好ましいδフェライト相の生成量について検討し、その結果をFig.7に示した。なお、図中の製造性指数は、スラブ割れおよび熱間圧延における割れのレベルを指数化したもので、数値が大きいほど良好で、0以上であれば実用上問題ないレベルであることを示している。この図から、スラブ中のδフェライト相の生成量が1.0vol%未満では、スラブ割れが発生しやすくなり、一方、9.0vol%を超えると、熱間圧延時に割れが発生しやすくなり、1.0~9.0vol%の範囲に適正領域があることがわかる。
なお、上記δフェライト相の生成量と各成分の含有量との関係式については、従来から多数報告されているが、析出硬化元素であるCuとAlを含む関係式についての報告はない。そこで、発明者らは、上記実験において得られた鋼の凝固組織からδフェライト相の生成量を実測し、CuやAlを含めたδフェライト相の生成量を予測する式の導出を試み、下記(2)式を得た。
δcal(vol%)=4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Nb)−3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)−31.5 ・・・(2)
(ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%))
上記(2)式から、SiとAlは、δフェライトの生成を助長する効果が大きい元素であることがわかる。また、Fig.8は、δフェライトの生成量について、上記(2)式から予測される値と実測した値との関係を示したものであり、両者は良い一致を示していること、したがって、上記(2)式を用いることにより、δフェライトの生成量を、製造性を害することのない適正範囲に制御し得ることがわかる。
一方、製造性における冷間加工性とは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が硬質であることに起因して発生した形状不良(耳延び、中延び)を矯正し、平坦度を確保するための作業性のことをいう。したがって、平坦度を矯正する作業性を良好にするには、矯正される被加工材が軟質であることが好ましい。そこで、発明者らは、被圧延材の硬さを低減することを検討した。因みに、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼における平坦度矯正の作業性を良好とするには、固溶化処理した状態におけるビッカース硬さHvが350以下であることが好ましいことがわかっている。
マルテンサイト系ステンレス鋼の硬さを低減するには、固溶化処理後の組織中にオーステナイト相を多く残留させる方法も考えられるが、この方法では、先述したように、時効後の鋼板強度を確保することができない。そこで、時効後の強度を確保した上で、冷間圧延性を改善するため、マルテンサイト相自身の強度を低下させることについて検討した。一般に、マルテンサイト相の硬さは、CやN,Si,Nbなどの成分の影響を大きく受けるが、発明者らの検討した結果では、Cの添加量を低減し、Nbを多めに添加することが有効であることがわかった。Fig.9およびFig.10は、固溶化処理後のビッカース硬さHvに及ぼすCとNbの影響を示したものであり、固溶化処理後のビッカース硬さHvを350以下とするには、Cは0.07mass%以下とすることが必要であり、Nbについては0.05mass%以上添加するのが好ましいことがわかる。
本発明は、上記の実験結果に、さらに検討を加えて開発したものである。
次に、本発明のステンレス鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
C:0.07mass%以下
Cは、オーステナイト生成元素であり、δフェライト相の生成を抑制する元素であるが、多量に添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後に十分な強度が得られなくなる。さらに、Cは、マルテンサイト相中に固溶して、固溶化処理後の強度を大きく上昇させるため、平坦度を確保して冷間圧延することが難しくなる。よって、本発明においては、Cは0.07mass%以下とする。好ましくは0.005~0.05mass%の範囲である。
Si:0.1~2.5mass%
Siは、脱酸材として添加されると共に、鋼の高強度化にも有効な元素であり、少なくとも0.1mass%を添加する必要がある。しかし、2.5mass%を超える添加は、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。よって、Siは0.1~2.5mass%の範囲とする。好ましくは0.1~1.5mass%の範囲である。
Mn:0.1~2.5mass%
Mnは、δフェライト相の生成を抑制する効果があるので、少なくとも0.1mass%を添加する必要がある。しかし、2.5mass%を超えて添加すると、SとMnSを形成し、耐食性の低下を引き起こす。よって、Mnは0.1~2.5mass%の範囲とする。好ましくは0.2~1.5mass%の範囲である。
P:0.05mass%以下
Pは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、結晶粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高め、熱間加工性を低下させる有害成分であるので、少ないほど望ましい。しかし、Pの含有量を極端に低減させることは、製造コストの上昇を招く。よって、本発明では、Pの上限は0.05mass%とする。好ましくは0.03mass%以下である。
S:0.005mass%以下
Sは、Pと同様、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、Mnと鋼中介在物MnSを形成し、ステンレス鋼の耐食性を低下させると共に、結晶粒界に偏析し、熱間加工性を低下させるので、少ないほど望ましい。よって、Sは0.005mass%以下とする。好ましくは0.001mass%以下である。
Ni:4.0~10.0mass%
Niは、NiAl金属間化合物となって析出し、析出硬化に寄与するとともに、δフェライト相の生成を抑制する元素であるため、少なくとも4.0mass%の添加が必要である。しかし、10.0mass%超えて添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後の強度を高めることができなくなる。よって、Niは4.0~10.0mass%の範囲とする。好ましくは5.0~7.0mass%、より好ましくは5.5~6.5mass%の範囲である。
Cr:11.0~18.0mass%
Crは、ステンレス鋼としての耐食性を確保するために、少なくとも11.0mass%は含有させる必要がある。しかし、18.0mass%を超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。また、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後の強度を高めることができなくなる。よって、Crは11.0~18.0mass%の範囲とする。好ましくは12.0~15.0mass%の範囲である。
Mo:4.0mass%以下
Moは、鋼の耐食性を向上させるのに有効な元素である。しかし、4.0mass%を超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長するため好ましくない。よって、Moは4.0mass%以下とする。好ましくは2.0mass%以下である。
Cu:2.0~8.0mass%
Cuは、本発明においては必須の析出硬化元素であり、時効後の強度上昇を図るため、2.0mass%以上添加する。しかし、8.0mass%を超えて添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が残存するようになると共に、熱間加工性が低化し、表面割れに起因した表面欠陥を発生するようになる。よって、Cuは2.0~8.0mass%の範囲とする。好ましくは2.5~6.0mass%、より好ましくは3.0~5.0mass%の範囲である。
Al:0.1~2.0mass%
Alは、Cuと同様、本発明における必須の析出硬化元素であり、時効処理後の強度上昇を図るため、0.1mass%以上を添加する。また、Alは、Ms点を上昇させる効果があるので、オーステナイト相の残存を抑制する元素である。しかし、2.0mass%を超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。よって、Alは0.1~2.0mass%の範囲とする。好ましくは0.3~1.8mass%、より好ましくは0.5~1.5mass%の範囲である。
Nb:0.05~0.80mass%
Nbは、炭化物を形成して析出するので固溶化処理後の結晶粒の微細化に有効あり、また、固溶C量を減少させてマルテンサイト相の強度を低下させる元素でもある。そのため、0.05mass%以上添加する必要がある。しかし、0.80mass%を超えて添加しても、その効果は飽和してしまう。よって、Nbは0.05~0.80mass%の範囲で添加する。好ましくは0.10~0.40mass%の範囲である。
N:0.05mass%以下
Nは、Alと窒化物を形成し、析出硬化に寄与する有効Al量を減らしてしまう。さらに、マルテンサイト相中に固溶して、固溶化処理後の強度を上昇させ、平坦度を確保して冷間圧延することを難しくする。よって、Nは0.05mass%以下に制限する。好ましくは0.03mass%以下である。
本発明のステンレス鋼は、上記成分組成を満たすことに加えて、CuとAlが、下記式を満たして含有することが必要である。
Cu+4.0×Al:6.0mass%以上
CuおよびAlは、それぞれ単独に添加しても析出硬化能を発現する。しかし、CuおよびAlを複合添加した場合には、加算効果によって、時効による強度上昇をより高めることができる。上記効果は、(Cu+4.0×Al)が6.0mass%以上で特に有効であり、広範囲の時効温処理条件(温度、時間)において時効後の強度(硬さ)を高めることができる。
本発明のステンレス鋼は、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではないことは勿論である。
次に、本発明のステンレス鋼が有すべき特性について説明する。
本発明のステンレス鋼は、前述したMscalおよびδcalが下記の条件を満たすことが好ましい。
Mscal:90~160℃
Mscalは、マルテンサイト変態開始点(Ms点)を成分組成から予測した値であり、本発明において開発した下記の(1)式;
Mscal(℃)=1240.1−1300.3×(C+N)−27.8×Si−33.3×Mn−61.1×Ni−41.7×Cr−44.3×Mo−27.4×Cu+32.8×Nb+24.2×Al ・・・(1)
(ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%))
で求めることができる。
本発明のステンレス鋼は、このMscalの値が90~160℃の範囲内にあることが好ましい。Mscalが90℃未満では、固溶化処理後にオーステナイト相が多量に残留し、時効処理後に十分な強度が得られないおそれがある。一方、160℃を超えると、スラブ冷却時にマルテンサイト変態が生じて、表面割れを起こすおそれがあるからである。好ましいMscalは、95~140℃の範囲である。
δcal:1.0~9.0vol%
δcalは、スラブ凝固時に生成するδフェライト量を成分組成から予測した値であり、本発明において開発した下記の(2)式;
δcal(vol%)=4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Nb)−3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)−31.5 ・・・(2)
(ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%))
で求めることができる。
本発明のステンレス鋼は、このδcalの値が1.0~9.0vol%の範囲内にあることが好ましい。δcalが1.0vol%未満では、連続鋳造後のスラブに凝固割れが生じやすくなる。一方、9.0vol%を超えると、δフェライト相が多量に存在するようになり、熱間加工性を低下させると共に、製品鋼板においても、δフェライト相の存在によって、時効処理後の強度が低下してしまう。好ましいδcalは、2.0~7.0vol%の範囲である。
また、本発明のステンレス鋼は、下記(3)式;
A=(T+273)×(20+logt)/1000 ・・・(3)
(ここで、T:時効温度(℃)、t:時効時間(hr))
で定義される焼戻しパラメータAが13.8~17.0の範囲となる条件(温度、時間)で時効処理を施したときの時効後の硬さHVが450以上であることが好ましい。これは、Fig.3に示したように、本発明のステンレス鋼は、上記焼戻しパラメータAが13.8未満では、硬さが450HVに達しない亜時効領域であり、一方、17.0を超えると過時効領域となり、上記範囲において最も時効硬化能が高いからであり、また、時効後硬さがHV450未満では、従来のSUS630でも十分に達成可能な硬さであるからである。なお、本発明のステンレス鋼は、より好ましくは、上記焼戻しパラメータAが14.0~16.5の範囲となる条件(温度、時間)で時効処理を施したときの時効後の硬さHVが490以上であることがより好ましい。
次に、本発明のステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明のステンレス鋼は、転炉あるいは電気炉等で鋼を溶製後、VOD等で上記成分組成に調整した後、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法等の方法で鋼素材であるスラブとする。なお、本発明のステンレス鋼は、Tiを含有していないことから、品質面や製造性の面で優れている連続鋳造法を適用するのが好ましい。
次いで、常法に従って、熱間圧延して熱延板とした後、必要に応じてグラインダー等で表面研削したのち、冷間圧延して所望の板厚の冷延板とし、その後、固溶化処理を施した後、時効処理して所望の強度(引張強さ、硬さ)の製品とするのが好ましい。
なお、上記時効処理は、前述したように、上記(3)式で定義される焼戻しパラメータAが13.8~17.0を満たす条件(温度、時間)で行うのが好ましく、14.0~16.5の範囲で行うのがより好ましい。
表1に示した、成分組成が異なるNo.1~26の鋼を電気炉とVOD炉を用いて溶製し、それぞれの鋼を連続鋳造して、厚さ200mm×幅1200mm×長さ6000mmのスラブとし、次いで、このスラブを、160℃以下まで冷却することなく加熱炉に装入し、1000~1200℃に再加熱後、900~1200℃の温度で熱間圧延して板厚4mmの熱延板とし、1000~1100℃で焼鈍を施し、酸洗した後、冷間圧延して板厚2mmの冷延板とした。その後、1000~1100℃の温度で固溶化処理を施し、酸洗して冷延焼鈍板とした。なお、参考鋼(鋼No.28)として、従来鋼であるSUS630についても、上記と同じプロセスで冷延焼鈍板とした。
なお、上記各鋼の製造性について、スラブ割れ性、熱間圧延性、冷間圧延性の観点から下記要領で評価した。
<スラブ割れ性>
連続鋳造後のスラブ端面を目視観察して割れの有無を調査し、割れの発生が認められなかったものをスラブ割れ性優(◎)、スラブ端面に微割れが発生しているが製造上問題ないレベルのものをスラブ割れ性良(○)、割れが大きく表面手入れや幅切断が必要と判断されるレベルのものをスラブ割れ性劣(×)と評価した。
<熱間加工性>
熱間圧延後のコイル側面を目視観察して耳割れの有無を調査し、割れの発生が認められなかったものを熱間加工性優(◎)、長さ2mm以下の割れが発生しているが製造上問題ないレベルのものを熱間加工性良(○)、長さ2mmを超える割れが認められ、幅切断が必要と判断されたものを熱間加工性劣(×)と評価した。
<冷間加工性>
2mmの冷延焼鈍板を定盤面上に展開し、Fig.11に示した方法で耳伸び、中延びの急峻度を測定し、急峻度が3%以下のものを冷間加工性が良(○)、3%超えのものを冷間加工性が不良(×)と評価した。
また、上記のようにして得たNo.1~27の各冷延焼鈍板から、試験片を採取し、下記の評価試験に供した。
<固溶化状態におけるビッカース硬さHVの測定>
上記各冷延焼鈍板から硬さ測定用の試験片を採取し、鋼板表面のビッカース硬さHV(20kg)を、ビッカース硬さ試験機を用いて測定した。
<時効処理後の引張強さTSの測定>
上記各冷延焼鈍板から試験片を採取し、480℃×1hrの時効処理を施した後、引張方向を圧延方向とするJIS13B号平形引張試験片を切り出し、JIS Z2241に準拠して引張強さTSを測定した。
<時効特性の評価>
上記各冷延焼鈍板から試験片を採取し、焼戻しパラメータAが13.5~17.5となる範囲で、0.5刻み間隔(計9条件)で時効処理を施した後、鋼板表面のビッカース硬さHVを測定し、ビッカース硬さHV450以上が得られる時効条件数を求め、この条件数が7以上であれば時効処理範囲が広い(○)、6以下を時効処理範囲が狭い(×)と評価した。
<残留オーステナイト相の測定>
上記各冷延焼鈍板から採取した試験片の圧延方向に垂直な断面を、腐食液として(ピクリン酸+塩酸+アルコール)の混合液を用いてエッチングして組織を現出させた後、光学顕微鏡を用いて100倍で組織観察し、残留オーステナイト相(残留γ)の面積率(=体積率)を測定し、5vol%以下を良(○)、5vol%超のものを不良(×)と評価した。
上記製造性および各種特性の測定結果を表2にまとめて示した。この結果から、本発明の成分組成を満たす鋼は、いずれも時効後の引張強さが1600MPa以上でビッカース硬さHVが450以上の高強度を有すると共に、連続鋳造法で製造しても、スラブ割れがなく、熱間加工性や冷間加工性にも優れていることがわかる。
これに対して、本発明の条件を満たしていない鋼は、強度および製造性のいずれかまたは両方において本発明鋼より劣っている。
<スラブ割れ性>
連続鋳造後のスラブ端面を目視観察して割れの有無を調査し、割れの発生が認められなかったものをスラブ割れ性優(◎)、スラブ端面に微割れが発生しているが製造上問題ないレベルのものをスラブ割れ性良(○)、割れが大きく表面手入れや幅切断が必要と判断されるレベルのものをスラブ割れ性劣(×)と評価した。
<熱間加工性>
熱間圧延後のコイル側面を目視観察して耳割れの有無を調査し、割れの発生が認められなかったものを熱間加工性優(◎)、長さ2mm以下の割れが発生しているが製造上問題ないレベルのものを熱間加工性良(○)、長さ2mmを超える割れが認められ、幅切断が必要と判断されたものを熱間加工性劣(×)と評価した。
<冷間加工性>
2mmの冷延焼鈍板を定盤面上に展開し、Fig.11に示した方法で耳伸び、中延びの急峻度を測定し、急峻度が3%以下のものを冷間加工性が良(○)、3%超えのものを冷間加工性が不良(×)と評価した。
また、上記のようにして得たNo.1~27の各冷延焼鈍板から、試験片を採取し、下記の評価試験に供した。
<固溶化状態におけるビッカース硬さHVの測定>
上記各冷延焼鈍板から硬さ測定用の試験片を採取し、鋼板表面のビッカース硬さHV(20kg)を、ビッカース硬さ試験機を用いて測定した。
<時効処理後の引張強さTSの測定>
上記各冷延焼鈍板から試験片を採取し、480℃×1hrの時効処理を施した後、引張方向を圧延方向とするJIS13B号平形引張試験片を切り出し、JIS Z2241に準拠して引張強さTSを測定した。
<時効特性の評価>
上記各冷延焼鈍板から試験片を採取し、焼戻しパラメータAが13.5~17.5となる範囲で、0.5刻み間隔(計9条件)で時効処理を施した後、鋼板表面のビッカース硬さHVを測定し、ビッカース硬さHV450以上が得られる時効条件数を求め、この条件数が7以上であれば時効処理範囲が広い(○)、6以下を時効処理範囲が狭い(×)と評価した。
<残留オーステナイト相の測定>
上記各冷延焼鈍板から採取した試験片の圧延方向に垂直な断面を、腐食液として(ピクリン酸+塩酸+アルコール)の混合液を用いてエッチングして組織を現出させた後、光学顕微鏡を用いて100倍で組織観察し、残留オーステナイト相(残留γ)の面積率(=体積率)を測定し、5vol%以下を良(○)、5vol%超のものを不良(×)と評価した。
上記製造性および各種特性の測定結果を表2にまとめて示した。この結果から、本発明の成分組成を満たす鋼は、いずれも時効後の引張強さが1600MPa以上でビッカース硬さHVが450以上の高強度を有すると共に、連続鋳造法で製造しても、スラブ割れがなく、熱間加工性や冷間加工性にも優れていることがわかる。
これに対して、本発明の条件を満たしていない鋼は、強度および製造性のいずれかまたは両方において本発明鋼より劣っている。
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の用途は、スチールベルトやプレスプレートに限定されるものではなく、耐食性とともに、時効後の高強度が求められる他の用途にも好適に用いることができる。
Claims (3)
- C:0.07mass%以下、Si:0.1~2.5mass%、Mn:0.1~2.5mass%、P:0.05mass%以下、S:0.005mass%以下、Ni:4.0~10.0mass%、Cr:11.0~18.0mass%、Mo:4.0mass%以下、Cu:2.0~8.0mass%、Al:0.1~2.0mass%、Nb:0.05~0.80mass%およびN:0.05mass%以下を含有し、かつ、CuとAlが、Cu+4.0×Al≧6.0mass%を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
- 下記(1)式で定義されるMscalが90~160℃の範囲にあり、かつ、下記(2)式で定義されるδcalが1.0~9.0vol%の範囲にあることを特徴とする請求の範囲1に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
記
Mscal(℃)=1240.1−1300.3×(C+N)−27.8×Si−33.3×Mn−61.1×Ni−41.7×Cr−44.3×Mo−27.4×Cu+32.8×Nb+24.2×Al ・・・(1)
δcal(vol%)=4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Nb)−3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)−31.5 ・・・(2)
(ここで、上記(1)および(2)式中の各元素記号は、その成分の含有量(mass%)) - ビッカース硬さHV450以上が、下記(3)式で定義されるA値が13.8~17.0の範囲となる条件で時効処理を施すことで得られることを特徴とする請求の範囲1または2に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
A=(T+273)×(20+logt)/1000 ・・・(3)
(ここで、T:時効温度(℃)、t:時効時間(hr))
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