WO2015087376A1 - オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to an austenitic stainless steel sheet and a method for producing the same, and specifically, for example, suitable for use as a structural member such as an automobile or a train.
  • the present invention relates to an austenitic stainless steel sheet that achieves both ductility in the strain rate region and a method for producing the same.
  • front side members of automobiles need to absorb impact energy without being greatly deformed.
  • 10% flow stress at a strain rate equivalent to collision of 1000 / s is considered suitable.
  • uniform elongation at a strain rate of 0.1 / s equivalent to press is suitable. That is, it can be said that a material excellent in 10% flow stress at a strain rate of 1000 / s and uniform elongation at a strain rate of 0.1 / s is suitable as a structural member.
  • Patent Document 1 discloses an invention related to an austenitic stainless steel in which Mn is added in a large amount and does not cause work-induced martensitic transformation at the time of deformation, and the strength is increased by twin deformation of austenite.
  • Mn work-induced martensitic transformation
  • Patent Document 1 describes, as an example, 10% flow stress in a dynamic tensile test and breakage in a static tensile test, but the product of these is only less than 400 MPa.
  • Patent Document 2 discloses an invention related to a low Ni type austenitic stainless steel for automobile structural members.
  • the austenitic stainless steel of the present invention has a coarse crystal grain size of several tens of ⁇ m, cracks often occur on the surface of the bent portion when it is molded as an automobile structural member. It is insufficient.
  • the product of 10% flow stress at a strain rate of 1000 / s and uniform elongation at a strain rate of 0.1 / s is 450 MPa or more, and the impact absorption capacity and press formability are as follows. Either or both of these can be greatly improved as compared with conventional steels, and high strength can be achieved at a high strain rate and ductility can be improved at a low strain rate.
  • FIG. 1 is a graph illustrating equation (2).
  • FIG. 2 is a graph showing the analysis result of the hot-rolled annealed plate by EPMA line analysis
  • FIG. 2 (a) shows the analysis result of the steel plate 3
  • FIG. 2 (b) shows the analysis result of the steel plate 43
  • FIG. (C) shows the analysis result of the steel plate 44.
  • Chemical composition (C: 0.02-0.30%) C is a solid solution strengthening element and greatly contributes to high strength at a high strain rate.
  • Solid solution strengthening by C is strengthening utilizing short-range obstacles, and the strain rate dependence of strengthening is large. Therefore, compared to solid solution strengthening with alloy elements, strengthening with dislocations, and other strengthening with precipitates, the deterioration of ductility at a low strain rate is small, and the purpose of the present invention is to increase the strength at a high strain rate. It is extremely effective in achieving both ductility at a low strain rate. For this reason, C content shall be 0.02% or more.
  • the C content is preferably 0.04% or more and 0.30% or less, and more preferably 0.06% or more and 0.30% or less.
  • Cr is a basic element of stainless steel, and by containing 10.0% or more, Cr has an effect of forming a passive film on the surface of the steel material to enhance corrosion resistance.
  • the Cr content is set to 10.0% or more and 25.0% or less.
  • the Cr content is preferably 15% or more and 20% or less.
  • Ni is a basic element of austenitic stainless steel. In order to stably obtain an austenitic phase having an excellent balance between strength and ductility at room temperature, Ni is contained in an amount of 3.5% or more. However, if the Ni content is too large, the austenite phase is excessively stabilized, the work-induced martensitic transformation during deformation is suppressed, and work hardening becomes difficult, resulting in a decrease in elongation. Therefore, the Ni content is set to 3.5% or more and 10.0% or less. The Ni content is preferably 3.5% or more and 8% or less.
  • Mn 0.5-5.0% Mn is used as a deoxidizer during melting. Further, Mn is an austenite stabilizing element and has an effect of increasing the solid solubility limit of C and N to dissolve a large amount of C and N, and contains an appropriate amount in consideration of balance with other elements. . However, if the Mn content is excessive, a coarse Mn compound is produced in the production process, and the coarse Mn compound becomes a starting point of destruction, and the moldability deteriorates. For the above reasons, the Mn content is set to 0.5% or more and 5.0% or less. The Mn content is preferably 1.0% or more and 5.0% or less, and more preferably 1.5% or more and 5.0% or less.
  • N is a solid solution strengthening element and is effective for increasing the strength at a high strain rate.
  • Solid solution N is the object of the present invention because, like solid solution C, the deterioration in ductility at a low strain rate is small compared to solid solution strengthening by alloy elements, strengthening by dislocation, and strengthening by precipitates. It is extremely effective in increasing strength at high strain rates and improving ductility at low strain rates. For this reason, N content shall be 0.10% or more. However, if the N content is excessive, coarse nitrides are produced in the manufacturing process, and the balance between strength and ductility deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.40% or less.
  • the N content is preferably 0.15% or more and 0.30% or less, and more preferably 0.20% or more and 0.25% or less.
  • C and N are solid solution strengthening elements, and greatly contribute to increasing the strength at a high strain rate. Since the solid solution strengthening by C and N has a lower deterioration in ductility at a low strain rate than the solid solution strengthening by alloying elements, the strengthening by dislocations, and the strengthening by precipitates, the high strain which is the object of the present invention. In order to achieve both high strength at a speed and ductility at a low strain rate, C + 3 ⁇ N is set to 0.4% or more.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention may further contain an optional additive element described below as required.
  • Si is a solid solution strengthening element, contributes to increasing the strength of steel, and is also used as a deoxidizer during melting. Si may be contained as necessary. In order to increase the strength, it is desirable to contain 0.1% or more. However, if the Si content is excessive, coarse Si compounds are produced during the production process, and these coarse Si compounds cause deterioration of hot workability and cold workability. For this reason, Si content is 3.0% or less, Preferably it is 2.8% or less.
  • Mo 0 to 3.0% or Cu: 0 to 3.0%, or both
  • Mo is an element effective for improving the corrosion resistance, and may be contained as necessary. However, if the Mo content is too large, ductility is lowered, so the Mo content is 3.0% or less.
  • the Mo content is preferably 2.5% or less, and preferably 0.4% or more in order to reliably obtain the effect of improving corrosion resistance.
  • Cu is effective in improving cold workability and ductility, and may be contained as necessary. However, if the Cu content is too high, hot brittleness is induced, so the Cu content is 3.0% or less.
  • the Cu content is preferably 2.5% or less, and is preferably contained in an amount of 0.4% or more in order to surely improve the cold workability and ductility.
  • Ti, Nb, and V are all precipitated as fine carbides or nitrides in the manufacturing process and have an effect of suppressing crystal grain growth due to the pinning effect, and may be contained as necessary. However, if the content of these elements is excessive, coarse carbides and nitrides are formed, which become the starting points of fracture during deformation and significantly deteriorate the moldability. Therefore, the Ti content is 0.10% or less, the Nb content is 0.50% or less, and the V content is 1.0% or less.
  • the Ti content is 0.05% or less, the Nb content is 0.2% or less, and the V content is 0.5% or less.
  • Ti is contained in an amount of 0.01% or more, Nb is 0.02% or more, and V is 0.02% or more.
  • the balance other than those described above is Fe and impurities.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • Typical impurities include P: 0.05% or less, S: 0.03% or less, and the like.
  • the Md 30 value is 0 ° C or more and 50 ° C or less
  • the Md 30 value is an index indicating austenite stability, and is a processing temperature at which 50% is transformed into martensite when an elongation strain of 30% is applied.
  • the Md 30 value is defined by the following equation (1).
  • Crystal grain size of austenite matrix 10 ⁇ m or less
  • the refinement of crystal grains is a strengthening method in which the deterioration of the ductility of the steel is small, and it has been found that it is an effective strengthening method even in the stainless steel targeted by the present invention.
  • the crystal grain size of the austenite matrix is set to 10 ⁇ m or less.
  • the crystal grain size of the austenite matrix is preferably 7 ⁇ m or less, more preferably 6 ⁇ m or less.
  • the Cr carbide includes Cr 23 (C, N) 6 in which a small amount of N is dissolved
  • the Cr nitride includes Cr 2 (C, N), Cr (C, N) in which a small amount of C is dissolved. N).
  • the Cr carbide, Cr nitride itself, or the interface between the Cr carbide, Cr nitride and the parent phase is likely to be a crack starting point, and the ductility is remarkable. To deteriorate. For this reason, it is desirable that the amount of Cr carbide and Cr nitride is small.
  • the volume ratio of Cr carbide and Cr nitride is set to 1.0% or less.
  • the present invention is characterized by obtaining an excellent balance between strength and ductility by dissolving a large amount of C and N in a solid solution.
  • C and N precipitated or concentrated at the time of hot rolling are not sufficiently uniformed, and these precipitation or concentration C, N may remain even after the subsequent solution heat treatment and annealing, and in the cooling process after the solution heat treatment and annealing, it is easy to precipitate as a nucleus in which the Cr carbide and nitride remain, C and N cannot be made a solid solution.
  • the present inventors have found that the annealing temperature T is such that C and N in the hot-rolled sheet diffuse 150 ⁇ m or more. It has also been found that by performing hot-rolled sheet annealing with an annealing time t, C and N precipitated or concentrated during hot rolling are sufficiently dissolved and uniformized.
  • the diffusion distance ⁇ is arranged by the diffusion coefficient D and time t as shown in the equation (3).
  • the diffusion coefficient D (m 2 / sec) of N in the austenitic stainless steel is represented by the formula (4) according to literature (for example, physical properties of steel and nitrogen, page 69 Agne Technical Center).
  • FIG. 1 illustrates the equation (2).
  • a portion painted in gray (upper right portion) in FIG. 1 is a range satisfying the expression (2). Since C in the austenitic stainless steel has a diffusion coefficient substantially the same as N, C is sufficiently diffused and uniformized by performing hot-rolled sheet annealing at an annealing temperature and an annealing time satisfying the formula (2).
  • the cooling rate is preferably 2.0 ° C./sec or more up to 700 ° C. where Cr carbide and Cr nitride are likely to precipitate.
  • the temperature is preferably maintained at 900 ° C. or higher, and the cooling rate from the holding temperature to 700 ° C. is preferably 2.0 ° C./sec or higher.
  • This stainless steel ingot was cut into a hot rolling material having a thickness of 45 mm. Thereafter, hot rolling was performed to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 6.0 mm, and then the hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at an annealing temperature and an annealing time shown in Table 2, respectively.
  • the steel plates 28, 34, 35, 43, and 44 are examples in which the annealing temperature T (° C.) and the annealing time t (sec) in hot-rolled sheet annealing do not satisfy the above formula (2).
  • the diffraction peak from the (420) plane, the (422) plane and the (440) plane of Cr 23 C 6 as the X-ray diffraction peak of carbide, the (110) plane of Cr 2 N as the X-ray diffraction peak of nitride, (002 ) Plane, (111) plane, and diffraction peaks from CrN (111) plane, (220) plane, and (311) plane were used.
  • V C , V N , V ⁇ , V ⁇ ′ are obtained by dividing the integrated intensity of the peak of each surface of the Cr carbide, Cr nitride, austenite phase, and martensite phase by the relative strength of the JCPDS card, respectively. It is the value added together.
  • I gamma (hkl) is the integrated intensity of the peaks from the obtained gamma (hkl) plane obtained by X-ray diffraction measurement
  • RI gamma (hkl) is the relative intensity of JCPDS card RI gamma (hkl) .
  • Crystal grain size The cross-section in the rolling direction of the steel plate was polished, and after the nitric acid electrolytic corrosion, the metal structure was photographed with a scanning microscope. The nominal grain size obtained from the photograph taken was taken as the average crystal grain size of the parent phase.
  • Table 2 shows the volume fraction V (%) of Cr carbide and Cr nitride of these steel sheets, the average crystal grain size D ( ⁇ m), 10% flow stress in a tensile test at a strain rate of 1000 / s, and a strain rate of 0. The uniform elongation in a tensile test at 1 / s and the product of these are shown together.
  • Steel plates 1 to 26 in Table 2 are steel plates according to examples of the present invention.
  • the Ti, Nb, V content: 0.001% are content as impurities.
  • Steel plates 1 to 26 all have an excellent balance of strength and ductility. Specifically, it is a steel in which the product of 10% flow stress at a strain rate of 1000 / s and uniform elongation at a strain rate of 0.1 / s exceeds 450 MPa.
  • the steel plates 27 to 44 are comparative steels, which are inferior in balance between strength and ductility.
  • the steel plates 27 and 28 are inferior in balance between strength and ductility because the C content is out of the scope of the present invention.
  • the steel plates 29 and 30 have an N content that is out of the range of the present invention.
  • the steel plate 29 has a smaller amount of (C + 3 ⁇ N) than the range of the present invention, so that the balance between strength and ductility is poor.
  • the steel plates 31 and 32 have a (C + 3 ⁇ N) amount less than the range of the present invention.
  • the steel plate 31 has a balance between strength and ductility because both the C content and the N content are outside the range of the present invention. Inferior.
  • the steel plates 33 and 34 are inferior in balance between strength and ductility because the Cr content and the Md 30 value are out of the scope of the present invention.
  • the steel plate 35 is inferior in the balance between strength and ductility because the Ni content and the Md 30 value are out of the scope of the present invention.
  • the steel plate 36 is inferior in balance between strength and ductility because the Ni content and the Md 30 value are out of the scope of the present invention.
  • the steel plate 37 is inferior in the balance between strength and ductility because the Si content and the Mn content are out of the scope of the present invention.
  • the steel plate 38 is inferior in balance between strength and ductility because the Si content, the Mn content and the Ti content deviate from the scope of the present invention.
  • the steel plate 39 is inferior in the balance between strength and ductility because the Mo content and the Nb content deviate from the scope of the present invention.
  • the steel plate 40 is inferior in balance between strength and ductility because the Cu content and the V content deviate from the scope of the present invention.
  • the steel plates 41 and 42 both have a chemical composition that satisfies the scope of the present invention, a (C + 3 ⁇ N) amount, and an Md 30 value, but the crystal grain size is out of the scope of the present invention, so that the balance between strength and ductility is achieved. Inferior to By comparing the steel plates 1, 41, 42 produced from the steel type A1, it can be seen that an excellent balance of strength and ductility can be obtained by making the crystal grain size 10 ⁇ m or less.
  • the steel plates 43 and 44 both have a chemical composition that satisfies the scope of the present invention, a (C + 3 ⁇ N) amount and an Md 30 value, but the total volume of Cr carbide and Cr nitride of the cold-rolled annealing material. The rate exceeds 1%, and the balance between strength and ductility is poor.
  • steel plates 3, 4, 43, and 44 made from steel type A3 the balance of excellent strength and ductility can be obtained by making the total volume fraction of Cr carbide and Cr nitride 1% or less. I understand.
  • FIG. 2 is a graph showing the analysis result of the hot-rolled annealed plate by EPMA line analysis
  • FIG. 2 (a) shows the analysis result of the steel plate 3
  • FIG. 2 (b) shows the analysis result of the steel plate 43
  • FIG. c) shows the analysis result of the steel plate 44.
  • the steel plates 43 and 44 have a chemical composition that satisfies the scope of the present invention, but the annealing temperature and annealing time of hot-rolled sheet annealing after hot rolling do not satisfy the formula (2), and FIG.
  • the annealing temperature and annealing time of hot-rolled sheet annealing after hot rolling do not satisfy the formula (2), and FIG.
  • the EPMA analysis result of the hot rolled annealed sheet 2 (c) there is a region where C and N are concentrated after the hot rolled sheet anneal. These remain until after the final annealing and exist as a large amount of Cr carbide and nitride.

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Abstract

歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上であり、高歪み速度での高強度化、低歪み速度での延性の向上とが図られたオーステナイト系ステンレス鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：０．０２～０．３０％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎｉ：３．５～１０．０％、Ｓｉ：０～３．０％、Ｍｎ：０．５％～５．０％、Ｎ：０．１０～０．４０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．０％であり、Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上であり、残部Ｆｅおよび不純物からなり、（１）式により規定されるＭｄ３０値が０℃以上５０℃以下であり、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率が１％以下であり、かつ母相の平均結晶粒径が１０μｍ以下である、オーステナイト系ステンレス鋼板である。

Description

オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
　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し、具体的には、例えば自動車や電車等の構造部材として用いるのに適した、衝突相当の高歪み速度域での強度とプレス成形相当の低歪み速度域での延性とを両立したオーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法に関する。
　近年、環境問題への対応として、自動車や鉄道等の燃費向上が要望されており、この解決策としては、車体の軽量化が非常に効果的である。さらに車体の軽量化には、重量の多くを占める構造部材を形成する素材の軽量化、具体的には素材の薄肉化が有効である。しかしながら、素材の薄肉化は剛性や衝突時の衝撃吸収能を低下させる。そこで、近年では特に構造部材への高強度素材の適用が進んでいる。
　例えば、自動車のフロントサイドメンバーなどは、大きく変形せずに衝撃エネルギーを吸収する必要がある。このような小さい歪み域での衝撃吸収能の指標としては、衝突相当の歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力が適すると考えられる。また、プレス成形性の指標としては、プレス相当の歪み速度０．１／ｓでの一様伸びが適すると考えられる。すなわち、歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとに優れる材料が構造部材として適するといえる。具体的には、歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力と、歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上となる衝撃吸収能とプレス成形性のいずれか、あるいは両方が極めて優れた材料が望ましい。
　特許文献１には、Ｍｎを多量に添加し、変形時に加工誘起マルテンサイト変態を起こさせず、オーステナイトの双晶変形によって強度を高めるオーステナイト系ステンレス鋼に係る発明が開示される。しかし、この発明のオーステナイト系ステンレス鋼では、加工誘起マルテンサイト変態を全く起こさせないため、得られる強度および伸びのバランスが不十分な場合がある。具体的には、特許文献１には、実施例として動的引張試験における１０％流動応力と静的引張試験における破断のびとが記載されているが、これらの積はいずれも４００ＭＰａ弱にとどまる。
　特許文献２には、低Ｎｉ型の自動車構造部材用オーステナイト系ステンレス鋼に係る発明が開示される。しかし、この発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、結晶粒径が数１０μｍと粗大であるため、自動車構造部材として成形する際に曲げ加工部の表面で亀裂が発生することが多く、構造部材の特性として不十分である。
特開２００９－３０１２８号公報 特開２０１０－１９６１０３号公報
　構造部材のさらなる軽量化や設計自由度の向上を図るため、現在でも、素材には高歪み速度での高強度化と、低歪み速度での延性の向上が要求されている。このため、特許文献１，２により開示されたオーステナイト系ステンレス鋼であっても、最新の製品に要求される性能を十分に満足できない場合がある。
　本発明者らは、一般的に相反する特性である高強度および高延性の両立にあたり、鋼の各種高強度化の手法を検討した結果、各種高強度化の手法のうちで（ａ）固溶Ｃ，固溶Ｎによる強化、（ｂ）変形時の変態誘起塑性（ＴＲＩＰ効果）による強化、及び（ｃ）結晶粒微細化による強化を活用することにより、高歪み速度での高強度と、低歪み速度での高延性を両立させることができることを知見し、本発明を完成した。本発明は、以下に列記の通りである。
　［１］
　質量％で、Ｃ：０．０２～０．３０％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎｉ：３．５～１０．０％、Ｓｉ：０～３．０％、Ｍｎ：０．５％～５．０％、Ｎ：０．１０～０．４０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．０％であり、Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上であり、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記（１）式により規定されるＭｄ３０値が０℃以上５０℃以下であり、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率が１％以下であり、かつ母相の平均結晶粒径が１０μｍ以下である、オーステナイト系ステンレス鋼板。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　［２］
　質量％で、Ｍｏ：０．４～３．０％、Ｃｕ：０．４～３．０％の少なくとも１種を含有する、［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
　［３］
　質量％で、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０２～０．５０％、Ｖ：０．０２～１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、［１］または［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
　［４］
　歪み速度１０００/ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上である、［１］～［３］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
　［５］
　質量％で、Ｃ：０．０２～０．３０％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎｉ：３．５～１０．０％、Ｓｉ：０～３．０％、Ｍｎ：０．５％～５．０％、Ｎ：０．１０～０．４０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．０％であり、Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上であり、残部Ｆｅおよび不純物からなるステンレス鋼素材に熱間圧延を施した後、得られた熱延鋼板に下記（２）式を満足する焼鈍温度Ｔ（℃）および焼鈍時間ｔ（ｓｅｃ）で熱延板焼鈍を施す、オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、歪み速度１０００/ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上であり、衝撃吸収能とプレス成形性のいずれかあるいは両方を、従来鋼よりも大きく向上でき、高歪み速度での高強度化と、低歪み速度での延性の向上とが図られる。
図１は（２）式を図示したグラフである。 図２は、ＥＰＭＡ線分析による熱延焼鈍板の分析結果を示すグラフであり、図２（ａ）鋼板３の分析結果を示し、図２（ｂ）は鋼板４３の分析結果を示し、図２（ｃ）は鋼板４４の分析結果を示す。
　本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の化学組成、金属組織および製造方法を説明する。なお、本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する。
　１．化学組成
　（Ｃ：０.０２～０.３０％）
　Ｃは、固溶強化元素であり、高歪み速度での高強度化に大きく寄与する。Ｃによる固溶強化は、短範囲障害物を活用した強化であり、強化の歪み速度依存性が大きい。したがって、合金元素による固溶強化、転位による強化、析出物による他の強化と比較して、低歪み速度での延性の劣化が小さく、本発明の目的である高歪み速度での高強度化と低歪み速度での延性との両立に極めて有効である。このため、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。ただし、Ｃ含有量が過剰であると、製造過程において粗大な炭化物を生成して、強度および延性のバランスが劣化するので、Ｃ含有量は０.３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４％以上０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以上０．３０％以下である。
　（Ｃｒ：１０.０～２５.０％）
　Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、１０.０％以上含有させることにより鋼材の表面に不動態皮膜を形成して耐食性を高める作用を奏する。しかし、Ｃｒ含有量が過剰であると、高温でδフェライトが生成し、鋼の熱間加工性が著しく劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は１０.０％以上２５.０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１５％以上２０％以下である。
　（Ｎｉ：３.５～１０.０％）
　Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり、室温で優れた強度および延性のバランスを有するオーステナイト相を安定して得るために、Ｎｉを３.５％以上含有させる。しかし、Ｎｉ含有量が多過ぎるとオーステナイト相が過剰に安定化し、変形時の加工誘起マルテンサイト変態が抑制され、加工硬化し難くなる結果、伸びが低下する。そのために、Ｎｉ含有量は３.５％以上１０.０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは３．５％以上８％以下である。
　（Ｍｎ：０．５～５.０％）
　Ｍｎは、溶製時の脱酸材として用いられる。また、Ｍｎは，オーステナイト安定化元素であり、かつＣ，Ｎの固溶限を上げ、多量のＣ，Ｎを固溶させる効果があり、他の元素とのバランスを考慮して適量を含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＭｎ化合物が生成され、粗大なＭｎ化合物が破壊の起点となって、成形性が劣化する。以上の理由により、Ｍｎ含有量は０．５％以上５．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０％以上５．０％以下であり、さらに好ましくは１．５％以上５．０％以下である。
　（Ｎ：０．１０～０.４０％）
　Ｎは、Ｃと同様に固溶強化元素であり、高歪み速度での高強度化に有効である。固溶Ｎは、固溶Ｃと同様に、合金元素による固溶強化、転位による強化、析出物による強化と比較して、低歪み速度での延性の劣化が小さいため、本発明の目的である高歪み速度での高強度化と低歪み速度での延性の向上に極めて有効である。このため、Ｎ含有量は０．１０％以上とする。ただし、Ｎ含有量が過剰であると、製造過程において粗大な窒化物を生成して、強度および延性のバランスが劣化するので、Ｎ含有量は０.４０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．１５％以上０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以上０．２５％以下である。
　（Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上）
　上述したように、Ｃ、Ｎは固溶強化元素であり、高歪み速度での高強度化に大きく寄与する。ＣとＮによる固溶強化は、合金元素による固溶強化、転位による強化、析出物による強化と比較して、低歪み速度での延性の劣化が小さいことから、本発明の目的である高歪み速度での高強度化と低歪み速度での延性の両立のため、Ｃ＋３×Ｎを０．４％以上とする。
　本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、必要に応じて以下に説明する任意添加元素をさらに含有していてもよい。
　（Ｓｉ：０～３.０％）
　Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に寄与するとともに、溶製時の脱酸材としても用いられる。Ｓｉは、必要に応じて含有させてもよい。高強度化のためには、０．１％以上含有することが望ましい。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＳｉ化合物が生成され、これらの粗大なＳｉ化合物が熱間加工性及び冷間加工性の劣化を招く。このため、Ｓｉ含有量は、３.０％以下であり、望ましくは２.８％以下である。
　（Ｍｏ：０～３.０％またはＣｕ：０～３.０％の一方または両方）
　Ｍｏは、耐食性の向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｏ含有量が多過ぎると延性の低下をもたらすため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、耐食性向上効果を確実に得るためには０．４％以上含有することが好ましい。
　Ｃｕは、冷間加工性や延性の向上に有効であり、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃｕ含有量が多過ぎると熱間脆性を誘発するため、Ｃｕ含有量は３．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、冷間加工性や延性の向上効果を確実に得るためには０．４％以上含有することが好ましい。
　（Ｔｉ：０～０.１０％、Ｎｂ：０～０.５０％およびＶ：０～１.０％から選ばれた１種または２種以上）
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、製造過程において、微細な炭化物あるいは窒化物として析出し、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制する効果があるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物や窒化物が生成し、これらが変形時の破壊起点となって成形性を著しく劣化させる。そのために、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とし、Ｎｂ含有量は０.５０％以下とし、Ｖ含有量は１.０％以下とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０５％以下であり、Ｎｂ含有量は０．２％以下であり、Ｖ含有量は０．５％以下である。また、結晶の粒成長を抑制する効果を確実に得るためには、Ｔｉは０．０１％以上、Ｎｂは０．０２％以上、Ｖは０．０２％以上、含有することが好ましい。
　上述した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。代表的な不純物としては、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０３％以下などが例示される。
　（Ｍｄ３０値が０℃以上５０℃以下）
　Ｍｄ３０値は、オーステナイト安定度を示す指標であり、３０％の伸び歪みを与えた時に５０％がマルテンサイトに変態する加工温度である。Ｍｄ３０値は、下記（１）式により規定される。Ｍｄ３０値を０℃以上５０℃以下とすることにより、変形時に適度に加工誘起マルテンサイトが生成し、ＴＲＩＰ効果が発現することで、より優れた強度および延性のバランスが得られる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
　２．金属組織
　（オーステナイト母相の結晶粒径：１０μｍ以下）
　結晶粒の微細化は、鋼の延性の劣化が小さい強化法であり、本発明で対象とするステンレス鋼においても有効な強化手法であることが分かった。また、結晶粒径を小さくし、結晶粒界の密度を上げることにより、変形時に結晶粒界に集中する歪を分散させ、き裂の発生を抑制する効果もある。そこで、オーステナイト母相の結晶粒径を１０μｍ以下とする。オーステナイト母相の結晶粒径は、好ましくは７μｍ以下であり、さらに好ましくは６μｍ以下である。
　（Ｃｒ炭窒化物の体積率：１．０％以下）
　前述のとおり、Ｃ、Ｎ含有量を増やすことにより、高歪み速度での強度と低歪み速度での延性とのバランスが向上するが、これは、固溶Ｃ、Ｎの場合、高強度化に及ぼす歪み速度依存性が大きいためである。したがって、Ｃ、Ｎを多く添加しても、これらがＣｒ炭化物やＣｒ窒化物として存在したのではこの効果を得られない。ここで、Ｃｒ炭化物としてはＣｒ２３Ｃ６が挙げられ、Ｃｒ窒化物としてはＣｒ２Ｎ，ＣｒＮが挙げられる。ここでいうＣｒ炭化物には、微量のＮが固溶したＣｒ２３（Ｃ，Ｎ）６を含み、Ｃｒ窒化物には微量のＣが固溶したＣｒ２（Ｃ，Ｎ），Ｃｒ（Ｃ，Ｎ）を含む。さらに、Ｃｒ炭化物，Ｃｒ窒化物のように粗大な化合物が存在する場合、Ｃｒ炭化物，Ｃｒ窒化物自身、あるいはＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物と母相との界面がき裂の起点となり易く、延性を顕著に劣化させる。このため、Ｃｒ炭化物，Ｃｒ窒化物が少ないことが望ましく、具体的には、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率を１．０％以下とする。
　３．製造方法
　本発明は、多くのＣ、Ｎを固溶させることにより、優れた強度および延性のバランスを得ることを特徴とする。しかし、例えば特許文献２で開示された、１０８０℃、６０秒間程度の熱延板焼鈍では、熱間圧延時に析出あるいは濃化したＣ，Ｎが十分に均一化せず、これらの析出あるいは濃化したＣ，Ｎが、その後の固溶化熱処理や焼鈍を経ても残存する場合があり、固溶化熱処理や焼鈍後の冷却過程で、Ｃｒ炭化物や窒化物が残存した析出物を核として析出しやすく、Ｃ、Ｎを多く固溶した状態にできない。
　本発明者らは、焼鈍温度Ｔ（℃），焼鈍時間ｔ（ｓｅｃ）とＣ，Ｎの拡散を詳細に検討した結果、熱延板中のＣ，Ｎが１５０μｍ以上拡散するような焼鈍温度Ｔおよび焼鈍時間ｔにより熱延板焼鈍を施すことによって、熱間圧延時に析出あるいは濃化したＣ，Ｎが十分に固溶し均一化することが判明した。
　ここで、拡散距離λは、（３）式のように拡散係数Ｄ，時間ｔで整理される。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼中のＮの拡散係数Ｄ（ｍ２／ｓｅｃ）は、文献（例えば、鋼の物性と窒素　６９ページ　アグネ技術センター）によると、（４）式により表わされる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
　（３）式および（４）式に基づいてＮが１５０μｍ以上拡散する条件を整理したものが（２）式である。また、（２）式を図示したものが図１である。図１中の灰色に塗られた部分（右上方部分）が、（２）式を満たす範囲である。オーステナイト系ステンレス鋼中のＣは、拡散係数がＮとほぼ同じであるため、（２）式を満たす焼鈍温度および焼鈍時間の熱延板焼鈍を行えば、Ｃも十分に拡散し、均一化される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　また、熱延板焼鈍時にＣ，Ｎが拡散して均一化されても、冷却速度が遅いと、冷却中にＣ，ＮがＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物として析出する場合がある。特にＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物が析出し易い７００℃までは冷却速度を２．０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。熱延板焼鈍以後の溶体化処理や焼鈍においても、温度は９００℃以上で保持し、保持温度から７００℃までの冷却速度は２．０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
　表１に示す化学組成の１７ｋｇのステンレス鋼塊を溶製した。表１において、鋼種Ａ１～Ａ２５は、化学組成、（Ｃ＋３×Ｎ）量、Ｍｄ３０値がいずれも本発明の範囲を満足する材料であり、鋼種Ｂ１～Ｂ１４は、化学組成、（Ｃ＋３×Ｎ）量、Ｍｄ３０値の少なくとも１つが本発明の範囲を外れる材料である。表１中、「－」は、含有を意図していないこと（含有量が望ましい範囲未満もしくは０）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　このステンレス鋼鋳塊を切削加工して厚さ４５ｍｍの熱間圧延用素材とした。その後に熱間圧延を施して、厚さ６．０ｍｍの熱延鋼板とした後、この熱延鋼板にそれぞれ表２に示す焼鈍温度および焼鈍時間で熱延板焼鈍を施した。鋼板２８、３４、３５、４３、４４は、熱延板焼鈍における焼鈍温度Ｔ（℃）、焼鈍時間ｔ（ｓｅｃ）が上記（２）式を満足しない例である。
　その後、冷間圧延と焼鈍を２～３回ずつ繰り返して、厚さ１．０ｍｍの冷延板を得た。最後に９００～１０００℃で１８０秒間焼鈍を施した。
　Ｃｒ炭窒化物の体積率Ｖ（％），平均結晶粒径Ｄ（μｍ），歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力（１０％ＦＳ），歪み速度０．１／ｓでの一様伸び（ＵＥＬ）は、以下の手法で測定した。
　（Ｃｒ炭窒化物の体積率）
　鋼板を板厚が３／４となるまで化学研磨した後、特性Ｘ線をＣｏ―Ｋα線、２θを３０－１００（ｄｅｇｒｅｅ）の範囲でＸ回折測定を行った。検出された回折ピークを用いてＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率Ｖを算出した。母相のＸ線回折ピークは、オーステナイト相の（１１１）面、（２００）面、（２２０）面、および母相のマルテンサイト相の（１１０）面、（２００）面、（２１１）面からの回折ピークを用いた。炭化物のＸ線回折ピークとしてＣｒ２３Ｃ６の（４２０）面、（４２２）面、（４４０）面からの回折ピーク、窒化物のＸ線回折ピークとしてＣｒ２Ｎの（１１０）面、（００２）面、（１１１）面および、ＣｒＮの（１１１）面、（２２０）面、（３１１）面からの回折ピークを用いた。
　同じ相からのピークであっても面によってＸ線の反射率が異なる。したがって、各ピークの積分強度は、ＪＣＰＤＳカードの各ピークの相対強度で割り、規格化した。
　また、各相の構成元素が異なると、それらの構成元素の原子散乱因子（atomic scattering factor）が異なるため、Ｘ線の反射率は異なる。しかしながら、Ｘ線回折測定に関する代表的な文献である「B.D.Cullity:Elements of X-ray Diffraction,2nd ed.,Addison-Wesley,Massachussets,(1978)」によると、本発明で対象とするステンレス鋼の母相、および炭化物，窒化物の主要元素であるＦｅ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎの原子散乱因子の差は小さいため、今回の実施例の範囲では、各相の構成元素の差が反射率に及ぼす影響は無視できる。
　以上により、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率Ｖは、下記（５）式により表わせる。ＶＣ、ＶＮ、Ｖγ、Ｖα’は、それぞれＣｒ炭化物、Ｃｒ窒化物、オーステナイト相、マルテンサイト相の各面のピークの積分強度をＪＣＰＤＳカードの相対強度で割った後、その値を足し合わせた値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
　一例を（６）式に示す。ここで、Iγ(hkl)は、Ｘ線回折測定で得られたγ(hkl)面からのピークの積分強度、RIγ(hkl)は、ＪＣＰＤＳカードのRIγ(hkl)の相対強度である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
　（結晶粒径）
　鋼板の圧延方向平行断面を研磨し、硝酸電解腐食後に、走査型顕微鏡で金属組織を撮影した。撮影した写真から得られた公称粒径を母相の平均結晶粒径とした。
　（歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力，歪み速度０．１／ｓでの一様伸び）
　歪み速度１０００／ｓおよび０．１／ｓで引張試験を行った。各鋼板について引張試験を３回ずつ行い、それらの平均値を特性値とした。ここでは、衝突相当の高歪み速度の強度として歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力を利用するとともに、プレス相当の低歪み速度での延性として歪み速度０．１／ｓでの一様伸びを測定した。これらの１０％流動応力と一様伸びの積を、強度および延性のバランスの指標とした。
　表２に、これらの鋼板のＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率Ｖ（％），平均結晶粒径Ｄ（μｍ），歪み速度１０００／ｓでの引張試験における１０％流動応力，歪み速度０．１／ｓでの引張試験における一様伸び，およびこれらの積をまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表２における鋼板１～２６は、本発明例の鋼板である。鋼板１～２６におけるＭｏ含有量：０．３％、Ｃｕ含有量：０．３％、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ含有量：０．００１％は、いずれも、不純物としての含有量である。
　鋼板１～２６は、いずれも、優れた強度および延性のバランスを有する。具体的には、歪み速度１０００／ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びの積が４５０ＭＰａを超える鋼である。
　一方、鋼板２７～４４は比較鋼であり、強度および延性のバランスに劣る鋼である。
　鋼板２７，２８は、Ｃ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板２９，３０は、Ｎ含有量が本発明の範囲から外れ、特に鋼板２９は（Ｃ＋３×Ｎ）量も本発明の範囲よりも少なくいため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板３１，３２は、（Ｃ＋３×Ｎ）量が本発明の範囲よりも少なく、特に鋼板３１はＣ含有量およびＮ含有量のいずれもが本発明の範囲を外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板３３，３４は、Ｃｒ含有量およびＭｄ３０値が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板３５は、Ｎｉ含有量およびＭｄ３０値が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板３６は、Ｎｉ含有量およびＭｄ３０値が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板３７は、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板３８は、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量およびＴｉ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板３９は、Ｍｏ含有量およびＮｂ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板４０は、Ｃｕ含有量およびＶ含有量が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。
　鋼板４１，４２は、いずれも、本発明の範囲を満足する化学組成、（Ｃ＋３×Ｎ）量およびＭｄ３０値を有するものの、結晶粒径が本発明の範囲から外れるため、強度および延性のバランスに劣る。鋼種Ａ１から作製した鋼板１，４１，４２を比較することにより、結晶粒径を１０μｍ以下にすることにより優れた強度および延性のバランスを得られることが分かる。
　さらに、鋼板４３，４４は、いずれも、本発明の範囲を満足する化学組成、（Ｃ＋３×Ｎ）量およびＭｄ３０値を有するものの、冷延焼鈍材のＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物の合計の体積率が１％を超えており、強度および延性のバランスに劣る。鋼種Ａ３から作った鋼板３，４，４３，４４を比較することにより、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の合計の体積率を１％以下にすることにより、優れた強度および延性のバランスが得られることがわかる。
　図２はＥＰＭＡ線分析による熱延焼鈍板の分析結果を示すグラフであり、図２（ａ）鋼板３の分析結果を示し、図２（ｂ）は鋼板４３の分析結果を示し、図２（ｃ）は鋼板４４の分析結果を示す。
　鋼板４３，４４は、本発明の範囲を満足する化学組成であるが、熱間圧延後の熱延板焼鈍の焼鈍温度および焼鈍時間が（２）式を満たさず、図２（ａ）～図２（ｃ）の熱延焼鈍板のＥＰＭＡ分析結果からわかるように、熱延板焼鈍後にＣ，Ｎが濃化した領域が存在する。これらが、最終焼鈍後まで残存し、多量のＣｒの炭化物、窒化物として存在する。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０２～０．３０％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎｉ：３．５～１０．０％、Ｓｉ：０～３．０％、Ｍｎ：０．５％～５．０％、Ｎ：０．１０～０．４０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．０％であり、Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上であり、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記（１）式により規定されるＭｄ３０値が０℃以上５０℃以下であり、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の体積率が１％以下であり、かつ母相の平均結晶粒径が１０μｍ以下である、オーステナイト系ステンレス鋼板。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  2. 　質量％で、Ｓｉ：０．１～３.０％、Ｍｏ：０．４～３．０％、Ｃｕ：０．４～３．０％の少なくとも１種を含有する、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  3. 　質量％で、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０２～０．５０％、Ｖ：０．０２～１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  4. 　歪み速度１０００/ｓでの１０％流動応力と歪み速度０．１／ｓでの一様伸びとの積が４５０ＭＰａ以上である、請求項１～３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  5. 　質量％で、Ｃ：０．０２～０．３０％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎｉ：３．５～１０．０％、Ｓｉ：０～３．０％、Ｍｎ：０．５％～５．０％、Ｎ：０．１０～０．４０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｖ：０～１．０％であり、Ｃ＋３×Ｎ：０．４％以上であり、残部Ｆｅおよび不純物からなるステンレス鋼素材に熱間圧延を施した後、得られた熱延鋼板に下記（２）式を満足する焼鈍温度Ｔ（℃）および焼鈍時間ｔ（ｓｅｃ）で熱延板焼鈍を施す、オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
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