WO2020071534A1 - オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法Info
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- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
Definitions
- the present invention relates to an austenitic stainless steel sheet and a method for producing the same.
- Priority is claimed on Japanese Patent Application No. 2018-189321, filed on Oct. 4, 2018, the content of which is incorporated herein by reference.
- a member having a high surface gloss is used for a housing or the like of an electronic device that is a precision processed part, and a member made of, for example, a stainless steel plate is often used.
- the member in order to stably obtain a member having a high surface gloss, the member is required to have better polishing properties than before.
- Patent Literatures 1 to 4 discuss improvement of the polishing property of a stainless steel plate.
- Patent Literature 1 discloses a method of manufacturing a mirror-finished stainless steel sheet for a curved mirror having excellent surface gloss and image clarity finished by lapping.
- Patent Literature 2 discloses an austenitic stainless steel for press forming, which has improved polishing properties for mirror finishing.
- Patent Literature 3 discloses a method for producing a stainless steel strip and a steel sheet having excellent abrasiveness.
- Patent Literature 4 discloses a method of manufacturing a steel strip having few surface minute defects in manufacturing a steel strip of austenitic stainless steel, martensitic stainless steel, or ferrite + austenite duplex stainless steel.
- precision parts are often manufactured by laminating stainless steel sheets and diffusion bonding at a high temperature.
- a method is employed in which fine holes or patterns are formed on the surface by photoetching or precision processing using a laser, and then the steel sheets are laminated and diffusion-bonded. The demand for such precision-processed parts and products is on the rise, and further application of diffusion bonding is expected in the future.
- Patent Literatures 5 to 9 discuss improvement of diffusion bonding properties.
- Patent Document 5 proposes a method of manufacturing a diffusion-bonded product that can perform operations without applying special high-temperature heating or high surface pressure by utilizing the growth of crystal grains accompanying phase transformation during diffusion bonding.
- Patent Document 6 discloses a stainless steel having a diffusion bonding structure in which there are many places where crystal grains on the steel material side grow beyond the pre-bonding interface and penetrate into the counterpart, and are excellent in the reliability of the bonding portion.
- a diffusion bonded product is disclosed.
- Patent Literature 7 discloses a steel sheet in which diffusion bonding is enhanced by controlling the austenite phase fraction during diffusion bonding.
- Patent Document 8 discloses, as a stainless steel excellent in diffusion bonding property, a stainless steel having an average crystal grain size in a foil thickness direction of 0.001 to 5 ⁇ m and having fine crystal grains and an Al content of 0.5 to 8%. A steel foil is disclosed. Patent Literature 9 states that by reducing the grain size, the etched surface becomes smooth and the diffusion bonding property is improved.
- JP-A-3-169405 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-3605 Japanese Patent Application Laid-Open No. 62-253732 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-273546 JP 2013-103271 A JP 2013-173181 A JP 2016-89223 A Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-279310 International Publication No. WO 2016/043125
- the present invention has been made to solve the above problems, and has as its object to provide an austenitic stainless steel sheet having good polishing properties.
- “having good polishing properties” means that smoothing can be easily performed by mechanical polishing. It is preferable that the austenitic stainless steel sheet has good polishing properties and further has good diffusion bonding properties.
- the austenitic stainless steel sheet according to one embodiment of the present invention has a chemical composition in mass% of C: 0.005 to 0.150%, Si: 1.0% or less, and Mn: 1.5% or less.
- P 0.10% or less
- S 0.010% or less
- Al 0.10% or less
- Cr 15.0 to 20.0%
- N 0 0.005 to 0.150%
- Mo 0 to 2.0%
- Nb 0 to 0.500%
- V 0 to 0.150%
- Ti 0 to 0.150%
- Ti 0 to 0.150%
- Md30 determined by the following formula (i) Value is 60 ° C. or less, and the area ratio of martensite in the surface layer portion is 5.0% or less, and the alloy has ⁇ 110 ⁇ plane orientation. Tenaito particle area ratio is 50% or more.
- Md30 value 497-462 ⁇ (C + N) -9.2 ⁇ Si-8.1 ⁇ Mn-13.7 ⁇ Cr-20 ⁇ (Ni + Cu) -18.7 ⁇ Mo (i)
- the symbol of the element in the above formula represents the content (% by mass) of each element in the steel, and 0 is substituted when it is not contained.
- the austenitic stainless steel sheet according to (1) wherein the chemical composition contains Nb: 0.010 to 0.500%, the Md30 value is 20 to 60 ° C., and the surface layer portion
- the average particle size of the austenite grains may be 5.0 ⁇ m or less
- the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation of the austenite grains may be 8.5 or more.
- the chemical composition is represented by mass%, Mo: 0.1 to 2.0%, and Cu: 0.1 to 1.5%.
- the method for producing an austenitic stainless steel sheet according to another aspect of the present invention is characterized in that the austenitic stainless steel sheet according to any of the above (1) to (3) is prepared under the condition that the rolling reduction is 50% or less. A step of performing temper rolling is provided.
- an austenitic stainless steel sheet having good polishing properties can be obtained industrially stably.
- an austenitic stainless steel sheet having good diffusion bonding properties in addition to good polishing properties can be obtained.
- Chemical composition Reasons for limiting each element are as follows. In the following description, “%” for the content means “% by mass”. Further, the numerical value range indicated by “ ⁇ ” includes the numerical values at both ends thereof. On the other hand, numerical values represented by “less than” and “exceeding” do not include those values in the range.
- C 0.005 to 0.150%
- C is a strong solid solution strengthening element that inexpensively increases the strength of the steel sheet.
- the C content is set to 0.150% or less.
- the C content is preferably 0.130% or less, more preferably 0.120% or less.
- the C content is set to 0.005% or more.
- C combines with Nb and precipitates as a fine Nb compound, and has an effect of suppressing recrystallization and grain growth. When obtaining this effect, the C content is preferably 0.010% or more.
- the Si content is set to 1.0% or less.
- the Si content is preferably 0.6% or less.
- Si is an element that is used as a deoxidizing material at the time of melting and also contributes to strengthening of steel. To obtain these effects, the Si content is preferably 0.1% or more.
- Mn 1.5% or less Mn is a strong austenite-forming element. Therefore, if the Mn content is excessive, the amount of work-induced martensite generated during cold rolling decreases, and the accumulation in the ⁇ 110 ⁇ plane orientation after final annealing decreases. Further, fine crystal grains cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 1.5% or less. The Mn content is preferably 1.2% or less. On the other hand, Mn is an element that contributes to prevention of brittle fracture during hot working and strengthening of steel. In order to obtain the above effects, the Mn content is preferably 0.1% or more.
- P 0.10% or less
- P is an impurity element. If the P content exceeds 0.10%, the workability is significantly deteriorated. Therefore, the P content is limited to 0.10% or less. Since the P content is preferably as small as possible, it may be 0%. However, reducing the P content to less than 0.005% is not preferable in terms of cost. Therefore, the lower limit of the P content may be set to 0.005%.
- S 0.010% or less S is an impurity element. If the S content exceeds 0.010%, it causes melt embrittlement during hot working. Therefore, the S content is limited to 0.010% or less. Since the S content is preferably as small as possible, it may be 0%. However, setting the S content to less than 0.001% is not preferable in terms of cost. Therefore, the lower limit of the S content may be set to 0.001%.
- Al 0.10% or less
- Al is an impurity element. If the Al content exceeds 0.10%, workability is reduced, and an oxide is generated at the time of bonding, and diffusion bonding is reduced. Therefore, the Al content is limited to 0.10% or less. Since a smaller Al content is preferable, it may be 0%. However, setting the Al content to less than 0.01% is not preferable in terms of cost. Therefore, the lower limit of the Al content may be set to 0.01%.
- Cr 15.0 to 20.0%
- Cr is a basic element of stainless steel, and is an element that forms an oxide layer on the surface of a steel material and has an effect of increasing corrosion resistance. To obtain this effect, the Cr content is set to 15.0% or more. The Cr content is preferably 16.0% or more.
- Cr is a strong ferrite stabilizing element. Therefore, if the Cr content is excessive, ⁇ ferrite is generated. This ⁇ ferrite deteriorates the hot workability of the material. Therefore, the Cr content is set to 20.0% or less. The Cr content is preferably 19.0% or less.
- Ni 6.0 to 15.0%
- Ni is an austenite-producing element and is an element having an effect of stabilizing an austenite phase at room temperature. To obtain this effect, the Ni content is set to 6.0% or more. The Ni content is preferably at least 6.5%.
- the Ni content is set to 15.0% or less. The Ni content is preferably 11.0% or less, more preferably 9.0% or less.
- N 0.005 to 0.150%
- N is a solid solution strengthening element and is an element that contributes to improving the strength of steel. Further, setting the N content to less than 0.005% is not preferable in terms of cost. Therefore, the N content is set to 0.005% or more. Further, N combines with Nb and precipitates as a fine Nb compound during hot rolling or annealing, and has an effect of suppressing recrystallization and grain growth. When this effect is obtained, the N content is preferably 0.010% or more. On the other hand, when the N content is excessive, a large number of coarse nitrides are generated in the production process of the steel sheet.
- N is a strong austenite stabilizing element like C, and if the N content is excessive, the work-induced transformation required for grain refinement does not occur. Therefore, the N content is set to 0.150% or less.
- the N content is preferably 0.130% or less, more preferably 0.120% or less.
- the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment is basically based on the fact that its chemical composition contains the above elements, and the balance is Fe and impurities.
- one or more selected from Mo, Cu, Nb, V, Ti, and B may be contained in a range described later.
- the lower limit is 0%.
- the “impurities” are components that are mixed due to various factors in the ore, scrap and other raw materials and the manufacturing process when steel is industrially manufactured, and have an adverse effect on the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment. Means that the range is not given.
- Mo 0 to 2.0%
- Mo is an element that improves the corrosion resistance of the material. Therefore, you may make it contain as needed. In order to obtain the above effects, the Mo content is preferably 0.1% or more. On the other hand, Mo is an extremely expensive element, and an excessive increase in the content causes a significant increase in cost. Therefore, even when Mo is contained, the Mo content is set to 2.0% or less. The Mo content is preferably 1.0% or less.
- Cu 0 to 1.5%
- Cu is an austenite forming element and is an element effective for adjusting the stability of the austenite phase. Therefore, you may make it contain as needed.
- the Cu content is preferably 0.1% or more.
- the Cu content is set to 1.5% or less.
- the Cu content is preferably 1.0% or less.
- Nb 0 to 0.500%
- Nb is an element that generates fine carbides or nitrides during annealing. Since these fine carbides or nitrides suppress the crystal grain growth by the pinning effect, Nb is an element effective for making the crystal grains of the material fine. In addition, Nb is an element that develops a work texture of austenite by suppressing recrystallization during hot working as a solid solution or as a carbonitride. Therefore, it may be contained. When the average particle size of the austenite grains is 5.0 ⁇ m or less and the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation of the austenite grains is 8.5 or more, the Nb content may be 0.010% or more. preferable.
- the Nb content is more preferably at least 0.030%, even more preferably at least 0.040%.
- the Nb content is excessive, recrystallization is suppressed, a large amount of unrecrystallized portions remain after annealing, and the hot workability deteriorates.
- Nb is an extremely expensive element, and an excessive increase in the content causes a significant increase in cost. Therefore, even when it is contained, the Nb content is set to 0.500% or less.
- the Nb content is preferably at most 0.300%, more preferably at most 0.200%.
- V 0 to 0.150%
- Ti 0 to 0.300%
- V and Ti are elements that have effects of suppressing recrystallization, strengthening a desired texture, and refining crystal grains. For this reason, you may make it contain one or more types selected from these as needed. In order to obtain the above effects, it is preferable to contain at least one selected from V: 0.010% or more and Ti: 0.010% or more. On the other hand, when the above elements are contained excessively, the workability deteriorates. Therefore, even in the case of containing, the V content is set to 0.150% or less and the Ti content is set to 0.300% or less.
- B 0 to 0.010%
- B is an element that strengthens grain boundaries and contributes to improvement of hot workability. Therefore, you may make it contain as needed.
- the B content is preferably 0.001% or more.
- the workability is rather deteriorated. Therefore, even when it is contained, the B content is set to 0.010% or less.
- the chemical composition of the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment contains essential elements, and the balance is Fe and impurities or contains essential elements, one or more optional elements are contained, and the balance is Fe. And impurities.
- impurities include Ca, Mg, Zr, Sn, Pb, W, and the like, in addition to P, S, and Al described above.
- the total amount of impurity elements such as Ca, Mg, Zr, Sn, Pb and W excluding P, S and Al is preferably 0.10% or less.
- the Md30 value is an index indicating the stability of austenite in the austenitic stainless steel sheet or the like according to the present embodiment, and is calculated from the chemical composition and is subjected to rolling at a rolling reduction of 30%. This value is considered to correspond to the temperature at which 50% by volume of work-induced martensite is formed. If the Md30 value exceeds 60 ° C., the austenite reverse transformed during the heat treatment may become martensite again in the cooling process or the temper rolling. In this case, the amount of austenite decreases, and as a result, the area ratio of the grains having the ⁇ 110 ⁇ plane orientation also decreases. Therefore, the Md30 value determined by the following equation (i) is set to 60 ° C.
- the Md30 value is preferably 55 ° C or lower, more preferably 50 ° C or lower.
- Md30 value (° C.) 497 ⁇ 462 ⁇ (C + N) ⁇ 9.2 ⁇ Si ⁇ 8.1 ⁇ Mn ⁇ 13.7 ⁇ Cr-20 ⁇ (Ni + Cu) ⁇ 18.7 ⁇ Mo (i)
- the symbol of the element in the above formula represents the content (% by mass) of each element in the steel, and 0 is substituted when it is not contained.
- the Md30 value is 20 ° C. or more, the transformation from austenite to work-induced martensite (martensite) during cold rolling and the reverse transformation from work-induced martensite to austenite during the subsequent heat treatment are utilized. Fine crystal grains are obtained. Also, it is advantageous for the development of the ⁇ 100 ⁇ plane orientation, particularly the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation. Therefore, when the average particle size of the austenite grains is 5.0 ⁇ m or less and the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation of the austenite grains is 8.5 or more, the Md30 value should be 20 to 60 ° C. It is preferable that The Md30 value is more preferably at least 25 ° C, even more preferably at least 30 ° C.
- the surface portion of the steel sheet means a region from the surface to a position 1/10 of the sheet thickness in the sheet thickness direction.
- Martensite area ratio in surface layer 5.0% or less Martensite is a hard structure. For this reason, if martensite is excessively present in the surface layer of the steel sheet at the manufacturing stage before polishing, the polishing property deteriorates. Also, when the area ratio of martensite increases, the area ratio of grains having a ⁇ 110 ⁇ plane orientation of austenite relatively decreases. Therefore, the area ratio of martensite in the surface layer portion of the steel sheet is 5.0% or less. The area ratio is preferably 4.0% or less, and more preferably 3.0% or less.
- the martensite is transformed into an austenite phase, and the flatness of the steel sheet is reduced, and the diffusion bondability is reduced. I do.
- the surface layer of the steel sheet contains a large amount of martensite, the area ratio of the austenite phase is reduced, so that the fraction of the grains having the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation in the entire structure is also reduced. Therefore, the area ratio of martensite in the surface layer is preferably 5.0% or less from the viewpoint of diffusion bonding property.
- the structure other than martensite is substantially austenite.
- the area ratio of martensite in the surface layer is determined by the following procedure.
- a fcc structure and a bcc structure are selected as crystal structures on a plane parallel to the surface of a steel sheet having an area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m or more in which a material is electrolytically or chemically polished, and measurement is performed by EBSD.
- a region that is not determined as an fcc structure, that is, a region having a bcc crystal structure, or a region that cannot be measured due to high strain (however, does not include a linear region such as a grain boundary) is regarded as martensite, and its area is considered as martensite. Find the rate.
- the austenite phase in the surface layer may undergo work-induced martensitic transformation. Therefore, the sample is always prepared by electrolytic polishing or chemical polishing. Further, in order to observe the surface layer portion which is a region from the surface to a position 1/10 of the plate thickness in the plate thickness direction, the amount to be polished is set to 1/10 of the plate thickness.
- Area ratio of austenite grains having a ⁇ 110 ⁇ plane orientation in the surface layer portion 50% or more
- the ⁇ 110 ⁇ plane orientation is a typical main orientation of the rolled texture of austenite.
- Average grain size of austenite grains in surface layer portion 5.0 ⁇ m or less.
- the X-ray random intensity ratio of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation is 8.5 or more
- the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation is a typical main orientation of the austenitic rolled texture.
- the X-ray random intensity ratio in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> direction is 8.5 or more.
- the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation is more preferably 9.0 or more, and further preferably 10.0 or more.
- the upper limit of the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation is not particularly set, if the X-ray random intensity ratio exceeds 20.0, the orientation difference of 15 ° or more between adjacent crystal grains cannot be satisfied, Since this does not act as an effective crystal grain boundary, it is desirable to set this value as the upper limit.
- the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> direction is calculated by a series expansion method based on a plurality of pole figures among ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ , and ⁇ 220 ⁇ pole figures measured by X-ray diffraction. What is necessary is just to obtain
- the X-ray random intensity ratio in the present embodiment refers to a sample obtained by measuring the X-ray intensity of a standard sample having no accumulation in a specific orientation and a test material under the same conditions by an X-ray diffraction method or the like.
- the orientation of the crystal is usually indicated by (hkl) or ⁇ hkl ⁇ when the orientation is perpendicular to the plate surface, and by [uvw] or ⁇ uvw> when the orientation is parallel to the rolling direction.
- ⁇ Hkl ⁇ , ⁇ uvw> is a generic term for equivalent planes
- (hkl), [uvw] indicates individual crystal planes. That is, in the present embodiment, since the fcc structure is targeted, for example, (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1) ), (1-1-1) and (-1-1-1) planes are equivalent and indistinguishable. In such a case, these directions are collectively referred to as ⁇ 111 ⁇ .
- ⁇ and ⁇ 2 are expressed in the range of 0 to 90 °.
- the range of ⁇ 1 varies depending on whether symmetry due to deformation is taken into account in the calculation, but in the present invention, ⁇ 1 is represented as 0 to 90 ° in consideration of symmetry.
- the preparation of the sample for X-ray diffraction is performed as follows.
- the X-ray random intensity ratio of the surface layer serving as the bonding surface is important.
- some mechanical polishing, chemical polishing, and electrolytic polishing are required for obtaining flatness of the measurement surface or for removing distortion. Therefore, the adjustment is performed so that the surface layer portion from the surface of the steel sheet to the 1/10 position of the thickness becomes the measurement surface.
- a statistically sufficient number of measurements may be performed by EBSD (Electron Back Scattering Pattern) method or ECP (Electron Channeling Pattern) method.
- the thickness of the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment is not limited, but is, for example, 0.5 mm or less.
- the method for manufacturing the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but can be manufactured by the following method.
- the steel is melted and cast by an ordinary method to obtain a steel slab to be subjected to hot rolling.
- the steel slab may be a forged or rolled steel ingot, but from the viewpoint of productivity, it is preferable to manufacture the steel slab by continuous casting. Moreover, you may manufacture using a thin slab caster etc.
- the austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment can be manufactured by applying a manufacturing method including the following steps to the obtained steel slab.
- the slab is cooled after casting, and is heated again to perform hot rolling.
- the heating temperature of the steel slab during hot rolling is 1150 ° C or higher. This is because if the heating temperature is lower than 1150 ° C., coarse carbonitrides may remain undissolved and become a starting point of cracks during hot working, and randomization of texture during hot rolling is promoted (desirable). This is because formation of a texture is suppressed).
- the heating temperature is desirably 1170 ° C. or higher. Although the upper limit of the heating temperature is not particularly defined, heating to more than 1400 ° C.
- the upper limit is desirably 1400 ° C.
- Hot Rolling Step In the method for manufacturing an austenitic stainless steel sheet according to the present embodiment, hot rolling is performed on a heated steel slab. At that time, the hot rolling is completed in a temperature range of 880 to 1000 ° C. If the end temperature of the hot rolling is less than 880 ° C., the deformation resistance becomes too high, productivity is significantly impaired, and the development of the shear layer on the surface layer portion of the hot-rolled sheet is promoted.
- the end temperature is desirably 900 ° C. or higher.
- the hot rolling end temperature is set to 1000 ° C. or less.
- the end temperature is desirably 980 ° C or lower, more desirably 950 ° C or lower.
- the shape ratio L obtained by the following equation (ii) is 4.5 or less in the last two passes.
- a layer having a different crystal orientation from the central thickness layer called a shear layer is formed on the surface layer of the hot-rolled sheet due to friction between the steel sheet and the rolling roll. Is done. Since the shear layer does not include the ⁇ 110 ⁇ plane orientation, if the shear layer develops at the stage of hot rolling, the area ratio of austenite grains having the ⁇ 110 ⁇ plane direction also decreases. Also, since the shear layer does not include the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation, the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> in the surface layer is also reduced.
- the shape ratio L is desirably 4.2 or less, and more desirably less than 4.0. Although the lower limit of the shape ratio L is not particularly set, if it is less than 2.5, the thickness of the hot-rolled sheet is increased, and the load of the cold rolling is increased. Therefore, in each of the last two passes, it is desirable that the shape ratio be 2.5 or more.
- the shape ratio L is more preferably 2.8 or more, and even more preferably 3.0 or more.
- L ( ⁇ (R ⁇ (t in ⁇ t out ))) / ((2 t out + t in ) / 3) (ii)
- L Shape ratio in the pass
- R Roll radius (mm) in the pass t in : entry side plate thickness (mm) in the relevant pass t out : Outer side plate thickness (mm) in the pass
- the steel sheet (hot rolled sheet) that has been hot-rolled under the above conditions is wound in a temperature range of 900 ° C. or less.
- the winding temperature is desirably 880 ° C or lower, and more desirably 850 ° C or lower.
- the lower limit of the winding temperature is not particularly defined. However, even if the winding temperature is lower than 550 ° C., not only a special effect is not obtained, but also the strength of the coil becomes high and it becomes difficult to rewind. Therefore, the winding temperature is desirably 550 ° C. or higher.
- cold rolling and annealing are repeated once or more times as in a general process to produce a steel sheet.
- the temperature other than the final step is not particularly limited, but the general temperature of the non-final annealing (intermediate annealing) is 900 to 1100 ° C.
- the rolling ratio (rolling reduction) of the final cold rolling is less than 40%
- the rolling reduction of the final cold rolling is set to 40% or more.
- the rolling reduction is set to 40% or more.
- the rolling reduction is preferably at least 45%, more preferably at least 50%.
- the rolling reduction exceeds 90%, the orientation different from that of normal rolling develops, and the area ratio of austenite grains having the ⁇ 110 ⁇ plane orientation is reduced, and the load on the apparatus is extremely increased. Therefore, the rolling reduction is set to 90% or less.
- the rolling reduction is desirably 85% or less, and more desirably 80% or less.
- the roll diameter of the rolling roll in the final cold rolling step is set to 80 mm or more.
- the roll diameter is preferably at least 90 mm, more preferably at least 100 mm.
- the final annealing temperature is lower than 600 ° C., reverse transformation does not occur, and the average of austenite grains exceeds 5.0 ⁇ m. Therefore, the ultimate temperature in the final annealing is set to 600 ° C. or higher.
- the final annealing reaching temperature is desirably 650 ° C or higher, more desirably 700 ° C or higher.
- the ultimate temperature in the final annealing is set to 1000 ° C. or less.
- the ultimate temperature of the final annealing is desirably 980 ° C or lower, and more desirably 970 ° C or lower.
- the holding time at the annealing temperature (attained temperature) is set to 60 seconds or less. Holding for more than 60 seconds causes randomization of the texture and coarsening of the particle size. In this respect, the holding time is preferably equal to or shorter than 30 seconds, and more preferably equal to or shorter than 10 seconds.
- the hot-rolled sheet may be subjected to annealing (intermediate annealing) before cold rolling.
- the annealing temperature before cold rolling is desirably 600 to 1000 ° C. This is because if the temperature is lower than 600 ° C., the hot-rolled sheet does not soften sufficiently and the load of processing during cold rolling increases. If the temperature exceeds 1000 ° C., the grain size becomes coarse and static recrystallization Progress and the organization is randomized.
- temper rolling for the purpose of adjusting the mechanical properties of the steel sheet, and subsequently, reduction of residual stress (strain removal), which causes a change in the shape of the steel sheet, and reduction of the gamma matrix Heat treatment for the purpose of reverse transformation may be performed.
- the mechanical properties of the austenitic stainless steel sheet can be adjusted to a preferred range.
- the rolling reduction be 50% or less. This is because if the rolling reduction is 50% or less, it can be adjusted to the required mechanical properties specified in JIS (G4305) and the like.
- the heat treatment temperature is preferably set to 600 to 900 ° C, more preferably 650 to 850 ° C. This is because if the temperature is lower than 600 ° C., the effect of strain relief cannot be obtained, and no reverse transformation occurs. Further, at a temperature exceeding 900 ° C., the effect of performance adjustment in cold rolling is lost.
- Example 1 Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted to produce a steel slab, and the steel slab was heated and subjected to hot rough rolling, followed by Table 2-1 and Table 2-2. Finish rolling was performed under the following conditions.
- SRT ° C.
- L1 is the shape ratio in the pass immediately before the final pass
- L2 is the shape ratio in the final pass
- FT ° C. Denotes the temperature after the final pass of the finish rolling, that is, the temperature on the finish delivery side.
- CT ° C. indicates the winding temperature.
- the average grain size of austenite grains and the area ratio of martensite in the surface layer were measured by the following methods. First, a surface parallel to the steel plate surface having an area of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m and located at 1/10 of the plate thickness in the plate thickness direction from the steel plate surface was measured by EBSD. Then, of the regions determined to have the fcc structure, a region surrounded by a boundary having a misorientation of 15 ° or more is regarded as one crystal grain, and the number of crystal grains included in a predetermined area is determined by one crystal grain. The average area S was calculated. From the average area, the average grain size D of the austenite grains was calculated by the above equation (iii).
- a region that is not determined as an fcc structure that is, a region having a bcc crystal structure, or a region that cannot be measured due to high strain is regarded as martensite (however, a linear region such as a grain boundary is excluded).
- the area ratio was determined.
- the area ratio of martensite ( ⁇ ′ area ratio) and the average grain size of austenite grains ( ⁇ grain size) indicate average values after final annealing.
- the area ratio of the austenitic grains having the ⁇ 110 ⁇ plane orientation in the surface layer portion was measured as follows. First, a region having an area of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m was measured by EBSD on a plane parallel to the surface of the steel sheet as described above. Then, a region having a crystal structure of fcc and surrounded by a grain boundary of 15 ° or more is regarded as austenite grains, of which the ⁇ 110> axis is oriented at 0 to 15 ° with respect to a vector perpendicular to the surface of the steel sheet. The grains having a crystal orientation were defined as austenite grains having a ⁇ 110 ⁇ plane orientation. Then, a value obtained by dividing the total area of the grains having the ⁇ 110 ⁇ plane orientation by the measured area and multiplying the result by 100 was defined as the area ratio of the austenite grains having the ⁇ 110 ⁇ plane orientation.
- the X-ray random intensity ratio ( ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> X-ray random intensity ratio) of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 112> orientation of the surface layer of the steel sheet was measured as follows. First, after the steel plate was mechanically polished and buff polished, the sample was adjusted so that the surface parallel to the 1 / 10th of the steel plate surface was measured from the surface of the steel plate to remove the distortion by electrolytic polishing. X-ray diffraction was carried out. X-ray diffraction of a standard sample having no accumulation in a specific direction was also performed under the same conditions. An ODF was obtained by a series expansion method based on the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ , and ⁇ 220 ⁇ pole figures obtained by X-ray diffraction. Then, the X-ray random intensity ratio was determined from the ODF. X-ray diffraction of the surface layer measured the front side of the steel sheet.
- the austenitic stainless steel plate was evaluated for abrasiveness.
- the polishing property was evaluated as follows. After a test piece having a length of 100 mm, a width of 150 mm, and a thickness of 0.2 mm was collected from the austenitic stainless steel plate, the test piece was subjected to a surface pressure of 8.0 N / cm 2 , and abrasive # 400 alumina. Polishing was performed under the conditions of a rotation speed of 300 rpm and a polishing time of 10 seconds. Then, the roughness Ra after polishing was measured in accordance with JIS B 0601: 2013. In this example, when the roughness Ra after polishing was 0.050 ⁇ m or less, it was determined that the austenitic stainless steel plate had good polishing properties.
- diffusion bonding properties of the austenitic stainless steel sheet were evaluated as follows. After stacking two 50 mm ⁇ 50 mm ( ⁇ thickness) steel plates collected from the austenitic stainless steel plate, a stress of 30 MPa was applied, and the resultant was held at 900 ° C. for 30 seconds to perform diffusion bonding. Thereafter, the gap at the diffusion joint was evaluated by ultrasonic flaw detection. The diffusion bonding part was evaluated by the transmission method, and the position where the transmission pulse height was 25% or more was determined as the diffusion bonding part, and the position where the transmission pulse height was less than 25% was determined as the void, and the area ratio of the diffusion bonding part was calculated. In this example, when the area ratio of the diffusion bonding portion was 70% or more, it was determined that the diffusion bonding property of the austenitic stainless steel sheet was good.
- the transmission method in the process in which ultrasonic waves transmitted from the transmitting probe pass through the object to be measured and are received by the receiving probe, ultrasonic waves are generated due to scattering or the like due to defects in the object to be measured.
- This is a method of grasping the size and degree of the defect inside the measurement object from the degree of attenuation.
- the height of the transmitted pulse received after passing through the object to be measured is measured as compared with the transmitted ultrasonic pulse. The closer the received transmitted pulse height is to 100%, the smaller the defects in the object to be measured and the better diffusion bonding is made. The smaller the received transmitted pulse height is, the poorer the bonding is evaluated.
- tap water was used as a couplant
- an austenitic stainless steel sheet having a thickness of 0.4 mm desirably, an austenitic stainless steel sheet having a chemical composition range of the present invention was used as a test piece for calibration, and the vibration of the ultrasonic probe was performed.
- the transmission pulse was measured at a pitch of 0.2 mm for each of the vertical and horizontal directions of the object to be measured.
- Test No. Nos. 18 to 21, 41, and 43 are comparative examples using steels whose chemical compositions are outside the range specified in the present invention.
- Test No. In No. 41 the Nb content was too large, the hot workability was reduced, and the test was stopped because cracks occurred at the end of the hot rolled sheet.
- Test No. 4 6, 8, 10, 12, 14, 16, 23, 25, 27, 29, 30, 32, 34, 36, and 38 all have chemical compositions satisfying the requirements of the present invention. This is a comparative example in which the desired texture was not obtained as a result of the condition being out of the preferred range of the present invention.
- Test No. 10 and 32 the rolling reduction in cold rolling was too low, so that the texture did not develop.
- Test No. 12 since the roll diameter of the rolling roll in the final cold rolling was too small, a shear texture developed in the surface layer of the steel sheet.
- Test No. 14 and 36 the ultimate temperature of the final annealing was too low, so that no reverse transformation occurred and the martensite fraction increased.
- Test No. 16 and 38 the temperature reached the annealing was too high, recrystallization proceeded, and the desired texture was not sufficiently developed. Therefore, in these examples, the polishing properties were inferior.
- Test No. No. 23 had a low heating temperature before hot rolling. Therefore, randomization of the texture during hot rolling was promoted.
- Test No. 30 the finish rolling completion temperature was low. Therefore, the development of the shear layer in the surface layer was promoted. As a result, the desired texture was not sufficiently developed.
- Test No. No. 34 had a high winding temperature. Recrystallization progressed during winding. As a result, the desired texture was not sufficiently developed.
- Example 2 Steel having the chemical composition (A, I, F2, I2) shown in Table 1 was smelted to produce a steel slab, and the steel slab was heated and subjected to hot rough rolling. Finish rolling was performed under the conditions shown in Table 3. After hot rolling, pickling was performed, intermediate cold rolling at a reduction rate of 55%, intermediate annealing at 1120 ° C. for 20 minutes, and final cold rolling were performed. Thereafter, annealing was performed to raise the temperature to the ultimate temperature indicated by AT (° C.). Furthermore, after annealing, temper rolling was performed at a rolling rate shown in Table 3, and strain relief annealing was performed.
- an austenitic stainless steel sheet having good polishing properties can be obtained industrially stably. Therefore, the austenitic stainless steel sheet according to the present invention is suitable as a material for a member requiring a high surface gloss such as a housing of an electronic device.
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Abstract
Description
本願は、2018年10月04日に、日本に出願された特願2018-189321号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
特許文献1では、ラッピング仕上げした表面光沢、写像性の優れたカーブミラー用鏡面仕上げステンレス鋼板の製造方法が開示されている。
また、特許文献2には、鏡面仕上げのために研磨性を向上させたプレス成形用オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
特許文献4には、オーステナイト系ステンレス鋼、マルテンサイト系ステンレス鋼またはフェライト+オーステナイト2相ステンレス鋼の鋼帯製造において、表面微小欠陥の少ない鋼帯を製造する方法が開示されている。
例えば、特許文献5~9では、拡散接合性の向上が検討されている。
特許文献5では、拡散接合時の相変態に伴う結晶粒の成長を利用して、特別な高温加熱または高面圧を付与することなく作業を実施できる拡散接合品の製造方法が提案されている。
特許文献6には、鋼材側の結晶粒が接合前界面を超えて相手側に侵入するように成長している箇所が多々存在する拡散接合構造を備えた、接合部の信頼性に優れるステンレス鋼拡散接合製品が開示されている。
特許文献7には、拡散接合中のオーステナイト相分率を制御することで拡散接合性を高めた鋼板について開示されている。
特許文献8には、拡散接合性に優れたステンレス鋼として、箔厚方向の平均結晶粒サイズが0.001~5μmと微細な結晶粒を有する、Al含有量が0.5~8%のステンレス鋼箔が開示されている。
特許文献9では、細粒化を図ることでエッチング面が平滑になり、拡散接合性が向上すると述べられている。
Md30値=497-462×(C+N)-9.2×Si-8.1×Mn-13.7×Cr-20×(Ni+Cu)-18.7×Mo ・・・(i)
但し、上記式中の元素記号は、各元素の鋼中の含有量(質量%)を表し、含有されない場合は0を代入するものとする。
(2)上記(1)に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板は、前記化学組成が、Nb:0.010~0.500%を含有し、前記Md30値が、20~60℃であり、前記表層部における、前記オーステナイト粒の平均粒径が5.0μm以下であり、かつ、前記オーステナイト粒の{110}<112>方位のX線ランダム強度比が8.5以上であってもよい。
(3)上記(1)または(2)に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板は、前記化学組成が、質量%で、Mo:0.1~2.0%、Cu:0.1~1.5%、Nb:0.010~0.500%、V:0.010~0.150%、Ti:0.010~0.300%、および、B:0.001~0.010%、から選択される1種以上を含有してもよい。
(4)本発明の別の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法は、上記(1)~(3)のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼板に、圧延率が50%以下となる条件で調質圧延を行う工程を備える。
また、本発明の好ましい態様によれば、良好な研磨性に加えて、良好な拡散接合性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を得ることができる
各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。また、「~」を挟んで示される数値範囲は、その両端の数値を範囲に含む。一方、「未満」、「超」で示される数値については、その値を範囲に含まない。
Cは、安価に鋼板の強度を高める強力な固溶強化元素である。しかしながら、C含有量が過剰であると、粗大な炭化物が生成し、熱間圧延時または冷間圧延時の圧延変形時に炭化物周辺でランダムな結晶回転が生じることによって結晶方位がランダム化する。そのため、C含有量を0.150%以下とする。C含有量は0.130%以下が好ましく、0.120%以下がより好ましい。
一方、C含有量を0.005%未満とすることは製造コストの増大を招くだけで、特段の有効な効果が得られない。したがって、C含有量は0.005%以上とする。また、Cは、Nbと結合して微細なNb化合物として析出し、再結晶および粒成長を抑制する効果を有する。この効果を得る場合、C含有量は0.010%以上であることが好ましい。
Si含有量が過剰であると、粗大な酸化物が形成される可能性が高く、加工性が低下することが懸念される。したがって、Si含有量は1.0%以下とする。Si含有量は0.6%以下であるのが好ましい。
一方、Siは、溶製時の脱酸材として使用される上、鋼の強化にも寄与する元素である。これらの効果を得たい場合には、Si含有量は0.1%以上であることが好ましい。
Mnは、強力なオーステナイト生成元素である。そのため、Mn含有量が過剰であると、冷間圧延時に生成する加工誘起マルテンサイトが少なくなることによって、最終焼鈍後の{110}面方位への集積が低下する。また、微細結晶粒を得ることができなくなる。したがって、Mn含有量は1.5%以下とする。Mn含有量は1.2%以下が好ましい。
一方、Mnは、熱間加工時の脆性破壊の防止と鋼の強化とに寄与する元素である。上記の効果を得たい場合には、Mn含有量は0.1%以上であることが好ましい。
Pは不純物元素である。P含有量が0.10%を超えると、加工性が著しく劣化する。そのため、P含有量を0.10%以下に制限する。P含有量は少ない方が好ましいので、0%でもよい。しかしながら、P含有量を0.005%未満とすることは、コストの点で好ましくない。そのため、P含有量の下限を0.005%としてもよい。
Sは不純物元素である。S含有量が0.010%を超えると、熱間加工時の溶融脆化の要因となる。そのため、S含有量を0.010%以下に制限する。S含有量は少ない方が好ましいので、0%でもよい。しかしながら、S含有量を0.001%未満とすることは、コストの点で好ましくない。そのため、S含有量の下限を0.001%としてもよい。
Alは不純物元素である。Al含有量が0.10%を超えると、加工性が低下すると共に、接合時に酸化物が生成し、拡散接合性が低下する。そのため、Al含有量を0.10%以下に制限する。Al含有量は少ない方が好ましいので、0%でもよい。しかしながら、Al含有量を0.01%未満とすることは、コストの点で好ましくない。そのため、Al含有量の下限を0.01%としてもよい。
Crは、ステンレス鋼の基本元素であり、鋼材表面に酸化物層を形成し、耐食性を高める作用を奏する元素である。この効果を得るため、Cr含有量を15.0%以上とする。Cr含有量は16.0%以上であることが好ましい。
一方、Crは、強力なフェライト安定化元素である。そのため、Cr含有量が過剰であると、δフェライトが生成する。このδフェライトは素材の熱間加工性を劣化させる。したがって、Cr含有量は20.0%以下とする。Cr含有量は19.0%以下であることが好ましい。
Niは、オーステナイト生成元素であり、室温でオーステナイト相を安定化させる作用を有する元素である。この効果を得るため、Ni含有量は6.0%以上とする。Ni含有量は6.5%以上であるのが好ましい。
一方、Ni含有量が過剰であると、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間圧延時の加工誘起マルテンサイト変態が起こらなくなることで、{110}面方位への集積が低下する。さらに、Niは高価な元素であり、含有量の過度な増大はコストの大幅な上昇を招く。したがって、Ni含有量は15.0%以下とする。Ni含有量は11.0%以下が好ましく、9.0%以下がより好ましい。
Nは、Cと同様に、固溶強化元素であり、鋼の強度向上に寄与する元素である。また、N含有量を0.005%未満とすることはコストの点で好ましくない。そのため、N含有量を0.005%以上とする。
また、Nは、Nbと結合して微細なNb化合物として熱間圧延時または焼鈍時に析出し、再結晶および粒成長を抑制する効果がある。この効果を得る場合、N含有量は0.010%以上であることが好ましい。
一方、N含有量が過剰であると、鋼板の製造過程で粗大な窒化物が多数生成する。これらの粗大な窒化物は、破壊の起点となって、熱間加工性を顕著に劣化させるので、粗大な窒化物が多数生成すると製造が困難になる。また、NはCと同様に、強力なオーステナイト安定化元素でもあり、N含有量が過剰であると、結晶粒微細化に必要な加工誘起変態が起こらなくなる。したがって、N含有量は0.150%以下とする。N含有量は0.130%以下が好ましく、0.120%以下がより好ましい。
ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
Moは、材料の耐食性を向上させる元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Mo含有量は0.1%以上であることが好ましい。
一方、Moは極めて高価な元素であり、含有量の過度な増大はコストの大幅な上昇を招く。したがって、含有させる場合でも、Mo含有量は2.0%以下とする。Mo含有量は1.0%以下が好ましい。
Cuは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定度の調整に有効な元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Cu含有量は0.1%以上であることが好ましい。
一方、Cu含有量が過剰であると、製造過程でCuが粒界に偏析する。このような粒界偏析は、熱間加工性を顕著に劣化させる原因となるので、Cuが粒界に偏析すると製造が困難になる。したがって、含有させる場合でも、Cu含有量は1.5%以下とする。Cu含有量は1.0%以下が好ましい。
Nbは、焼鈍時に微細な炭化物または窒化物を生成する元素である。これらの微細な炭化物または窒化物は、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制するので、Nbは素材の結晶粒の微細化に有効な元素である。また、Nbは固溶して、または炭窒化物として熱間加工中の再結晶を抑制することで、オーステナイトの加工集合組織を発達させる元素である。そのため、含有させてもよい。
オーステナイト粒の平均粒径を5.0μm以下、オーステナイト粒の{110}<112>方位のX線ランダム強度比を8.5以上とする場合、Nb含有量を0.010%以上とすることが好ましい。Nb含有量は0.030%以上がより好ましく、0.040%以上がさらに好ましい。
一方、Nb含有量が過剰であると、再結晶が抑制され、焼鈍後に未再結晶部が多量に残存する他、熱間加工性が劣化する。また、Nbは極めて高価な元素であり、含有量の過度な増大はコストの大幅な上昇を招く。
そのため、含有させる場合でも、Nb含有量は0.500%以下とする。Nb含有量は0.300%以下が好ましく、0.200%以下がより好ましい。
Ti:0~0.300%
VおよびTiは、いずれも再結晶を抑制し、望ましい集合組織を強め、結晶粒を細粒化する効果を有する元素である。このため、必要に応じてこれらから選択される1種以上を含有させてもよい。上記効果を得るためには、V:0.010%以上、Ti:0.010%以上から選択される1種以上を含有させるのが好ましい。
一方、上記元素を過剰に含有させると、加工性が劣化する。このため、含有させる場合でも、V含有量を0.150%以下、Ti含有量を0.300%以下とする。
Bは、粒界を強化する元素であり、熱間加工性の改善に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得るためには、B含有量は0.001%以上であるのが好ましい。
一方、Bを過剰に含有させると、かえって加工性が劣化する。したがって、含有させる場合でも、B含有量は0.010%以下とする。
Md30値とは、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板等における、オーステナイトの安定性を示す指標であり、化学組成から算出される、圧下率30%の圧延を施した際に加工誘起マルテンサイトが50体積%生成する温度に相当すると考えられる値である。Md30値が60℃を超えると、熱処理時に逆変態したオーステナイトが、冷却過程または調質圧延で再度マルテンサイトとなる場合がある。この場合、オーステナイト量が低減し、結果として{110}面方位を有する粒の面積率も低減してしまう。
したがって、下記(i)式で求められるMd30値は60℃以下とする。Md30値は55℃以下であるのが好ましく、50℃以下であるのがより好ましい。
Md30値(℃)=497-462×(C+N)-9.2×Si-8.1×Mn-13.7×Cr-20×(Ni+Cu)-18.7×Mo ・・・(i)
但し、上記式中の元素記号は、各元素の鋼中の含有量(質量%)を表し、含有されない場合は0を代入するものとする。
そのため、オーステナイト粒の平均粒径を5.0μm以下、かつ、オーステナイト粒の{110}<112>方位のX線ランダム強度比を8.5以上とする場合には、Md30値を20~60℃とすることが好ましい。Md30値は25℃以上がより好ましく、30℃以上がさらに好ましい。
良好な研磨性を得るためには、鋼板の表層部における金属組織の制御が重要となる。具体的には、鋼板の表層部におけるマルテンサイト及び{110}面方位を有するオーステナイト粒の面積率を、以下に示す範囲に調整する必要がある。それぞれの規定について詳しく説明する。本実施形態において、鋼板の表層部とは、表面から板厚方向に板厚の1/10の位置までの領域を意味する。
マルテンサイトは硬質な組織である。そのため、研磨前の製造段階で鋼板の表層部にマルテンサイトが過剰に存在すると、研磨性が劣化する。また、マルテンサイトの面積率が高くなると相対的にオーステナイトの{110}面方位を有する粒の面積率が低下する。そのため、鋼板の表層部におけるマルテンサイトの面積率は5.0%以下とする。上記面積率は4.0%以下であるのが好ましく、3.0%以下であるのがより好ましい。
また、鋼板の表層部にマルテンサイトが多いと、拡散接合またはレーザー加工などで熱が加えられる際に、マルテンサイトがオーステナイト相へ変態し、鋼板の平坦度が低下することで拡散接合性が低下する。加えて、鋼板の表層部にマルテンサイトが多いと、オーステナイト相の面積率が低減するので{110}<112>方位を有する粒の組織全体に占める分率も低下する。そのため、拡散接合性の観点からも、表層部におけるマルテンサイトの面積率は、5.0%以下であることが好ましい。
本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板において、マルテンサイト以外の組織は実質的にオーステナイトである。
まず、素材を電解研磨または化学研磨した100μm×100μm以上の面積の鋼板表面と平行な面について、fcc構造およびbcc構造を結晶構造として選択して、EBSDで測定を実施する。そして、fcc構造と判別されない、すなわちbcc結晶構造を有する領域、または高ひずみで測定不能な領域(ただし、いずれも粒界のような線状の領域は含まない)をマルテンサイトとみなし、その面積率を求める。
{110}面方位は、オーステナイトの圧延加工集合組織の代表的な主方位である。本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の表層部における、上記の面方位を有するオーステナイト粒の面積率を50%以上とすることで、良好な研磨性が確保される。上記の面方位を有するオーステナイト粒の面積率は52%以上とすることが好ましく、55%以上とすることがより好ましい。上限は特に設けないが、上記の面方位を有するオーステナイト粒の面積率が85%を超えると、靱性が低下するので、85%を上限とすることが望ましい。
まず、前述の方法で作製した素材の表層部において、500μm×500μm以上の面積の領域をEBSDで測定する。そして、結晶構造がfccでありかつ15°以上の粒界で囲まれた領域をオーステナイト粒とみなす。{110}面方位とは、厳密には鋼板の表面に垂直なベクトルに対して、<110>軸が平行(=表面に垂直なベクトルとの角度差0)な結晶方位を有するが、本実施形態においては0~15°の角度差を許容するものとする。オーステナイト粒の中で{110}面方位を有する粒の面積の合計を、測定面積で除して、100倍した値を{110}面方位を有するオーステナイト粒の面積率(%)とする。
表層部のオーステナイト粒の平均粒径を5.0μm以下とすることにより、単位面積当たりの結晶粒数が増加し、{110}<112>方位を有する粒の存在頻度が平均化されるので、拡散接合性が向上すると考えられる。また、オーステナイト粒の平均粒径が5.0μm以下であると、エッチング加工等を行う場合、加工面が平滑になる。
したがって、拡散接合性を向上させる場合、表層部におけるオーステナイト粒の平均粒径を5.0μm以下とすることが好ましい。
まず、前述の方法で作製した素材の表層部において、100μm×100μm以上の面積をEBSDで測定し、fcc構造と判別された領域のうち、方位差15°以上の境界で囲まれた領域を1つの結晶粒とみなし、所定の面積中に含まれる結晶粒の数から結晶粒1個当たりの平均面積Sを算出する。
そして、平均面積から、下記式(iii)によりオーステナイト粒の平均粒径Dを算出する。
D=(2S/π)0.5 ・・・(iii)
{110}<112>方位は、オーステナイトの圧延加工集合組織の代表的な主方位である。鋼板の表層部(接合面)での同方位への集積を8.5以上とすることで、高い拡散接合性が確保される。そのため、拡散接合性を向上させる場合、{110}<112>方位のX線ランダム強度比を8.5以上とすることが好ましい。{110}<112>方位のX線ランダム強度比は9.0以上とすることがより好ましく、10.0以上とすることがさらに好ましい。{110}<112>方位のX線ランダム強度比の上限は特に設けないが、X線ランダム強度比が20.0を超えると、隣接する結晶粒との方位差15°以上を満足できなくなり、有効な結晶粒界として作用しなくなるので、この値を上限とすることが望ましい。
図1に、上述した結晶方位が表示されるφ2=45°断面のODFを示す。{110}<112>方位は厳密にはφ1=55°,Φ=90°で表記される方位を指す。しかしながら、試験片加工および試料のセッティングに起因する測定誤差が生じることがあるので、φ1=50~60°、Φ=85~90°の範囲の最大値を、この方位の強度比として代表させる。
このような場合、これらの方位を総称して{111}と称する。
したがって、例えば、図1に示したφ2=45°断面におけるODFの、(110)[1-12]のX線ランダム強度比は、{110}<112>方位のX線ランダム強度比と同義である。
拡散接合性を向上させる場合、接合面となる表層部のX線ランダム強度比が重要となる。X線測定のためには測定面の平坦度を出すため、またはひずみ除去のために、多少の機械研磨、化学研磨、電解研磨が必要となる。したがって、鋼板の表面から板厚の1/10位置までの表層部が測定面となるように調整を行う。
また、X線回折による測定が困難な場合には、EBSD(Electron Back Scattering Pattern)法またはECP(Electron Channeling Pattern)法により、統計的に十分な数の測定を行ってもよい。
本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法については特に制限は設けないが、以下に示す方法により製造することが可能である。本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法では、同鋼を常法により溶製、鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を得る。この鋼片は、鋼塊を鍛造または圧延したものでもよいが、生産性の観点から、連続鋳造により鋼片を製造することが好ましい。また、薄スラブキャスター等を用いて製造してもよい。
得られた鋼片について、以下に示す工程を含む製造方法を適用することで、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板を製造することができる。
通常、鋼片は鋳造後、冷却され、熱間圧延を行うために、再度、加熱される。本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法では、熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度は1150℃以上とする。これは、加熱温度が1150℃未満となると、粗大な炭窒化物が溶け残り、熱間加工中の割れの起点となる可能性があると共に、熱延中の集合組織のランダム化が促進(望ましい集合組織の形成が抑制)されるためである。加熱温度は1170℃以上とすることが望ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが、1400℃超に加熱することは生産性の低下に繋がると共に、通常の圧延では発達しない方位の成長を招くおそれがある。そのため、1400℃を上限とすることが望ましい。
溶製した鋼を鋳造後、1150℃未満の温度に下がらないうちに熱間圧延を行う(再加熱を行わない)連続鋳造-直接圧延(CC-DR)のようなプロセスを採用してもよい。
本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法においては、加熱された鋼片に対し、熱間圧延を行う。その際、880~1000℃の温度域で熱間圧延を終了する。熱間圧延の終了温度が880℃未満であると、変形抵抗が高くなりすぎて生産性が著しく阻害されるとともに、熱延板の表層部の剪断層の発達が促される。終了温度は900℃以上とすることが望ましい。
一方、熱間圧延の終了温度が1000℃超となるとすべての圧延パスで再結晶が生じることで熱延後の鋼板において集合組織の集積度が低下(組織がランダム化)し、表層部の{110}面方位を有するオーステナイト粒の面積率が低減する。また、表層部での{110}<112>方位のX線ランダム強度比も低下する。そのため、熱間圧延終了温度を1000℃以下とする。終了温度は980℃以下とすることが望ましく、950℃以下とすることがより望ましい。
但し、式中における記号の意味は以下のとおりである。
L:当該パスでの形状比
R:当該パスでのロール半径(mm)
tin:当該パスでの入側板厚(mm)
tout:当該パスでの出側板厚(mm)
上記の条件で熱間圧延を終了した鋼板(熱延板)を、900℃以下の温度範囲で巻き取る。巻取温度が900℃超となると巻取り中に再結晶が進行し、望ましい集合組織が弱くなる。巻取温度は880℃以下が望ましく、850℃以下がより望ましい。
巻取温度の下限は特に規定しないが、巻取温度を550℃未満にしても特段の効果が得られないばかりか、コイルの強度が高くなり巻き戻しが困難になる。そのため巻取温度は550℃以上とすることが望ましい。
最終冷間圧延の圧延率(圧下率)が40%未満の場合、加工集合組織が形成されず、{110}面方位が発達しない。そのため、最終冷間圧延の圧延率を40%以上とする。また、圧延率が40%未満の場合、冷間圧延中のマルテンサイト変態が十分に起こらず、その後の焼鈍中の逆変態による細粒化が起こらない。そのため、オーステナイト粒径を小さくする観点でも、圧延率を40%以上とする。圧延率は45%以上とすることが望ましく、50%以上とすることがより望ましい。
一方、圧延率が90%超となると通常の圧延と異なる方位が発達し{110}面方位を有するオーステナイト粒の面積率が低減するのに加え、装置への負荷も極めて高くなる。したがって、圧延率を90%以下とする。圧延率は85%以下とすることが望ましく、80%以下とすることがより望ましい。
最終焼鈍の到達温度が600℃未満では、加工α組織が残存し、{110}面方位を有するオーステナイト粒の割合が低下する。そのため研磨性を確保することができない。また、最終焼鈍到達温度が600℃未満では、逆変態が生じず、オーステナイト粒の平均が粒径5.0μmを超える。したがって、最終焼鈍における到達温度は600℃以上とする。最終焼鈍到達温度は650℃以上とすることが望ましく、700℃以上とすることがより望ましい。
一方、最終焼鈍の到達温度を1000℃超とすると、粒成長が促進され、粒径が粗大化して靱性が低下するとともに、{110}面方位以外の方位が発達する。また、{110}<112>方位のX線ランダム強度比も低下する。したがって、最終焼鈍における到達温度は1000℃以下とする。最終焼鈍の到達温度は980℃以下とすることが望ましく、970℃以下とすることがより望ましい。
焼鈍温度(到達温度)における保持時間は60秒以下とする。60秒超保持すると集合組織のランダム化、および粒径の粗大化の原因となる。この観点からは、保持時間は30秒以下が好ましく、10秒以下がより好ましい。
調質圧延を行う場合、圧延率は50%以下とすることが望ましい。これは、圧延率が50%以下であれば、JIS規格(G4305)等に規定される必要な機械的性質へ調整可能なためである。熱処理を行う場合、熱処理温度は600℃~900℃とするのが望ましく、650~850℃とするのがより望ましい。これは、600℃未満では歪取りの効果を得られず、逆変態を生じないためである。また、900℃を超える温度では、冷間圧延での性能調整の効果が消失するためである。
表1に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、表2-1、表2-2に示す条件で仕上圧延を行った。表2-1、表2-2において、SRT(℃)は鋼片の加熱温度、L1は最終パスより一つ手前のパスでの形状比、L2は最終パスでの形状比、FT(℃)は仕上圧延の最終パス後、すなわち仕上出側の温度を示す。CT(℃)は巻取温度を示す。
熱間圧延後は酸洗を行い、圧下率60%の中間冷延(中間冷間圧延)、1050℃で20分保持する中間焼鈍を行った後、最終冷間圧延を施し0.2mmの厚みの鋼板を得た。CR(%)は最終冷間圧延の圧延率を示す。その後、AT(℃)で示した到達温度まで昇温する焼鈍を実施した。
またfcc構造と判別されない、すなわちbcc結晶構造を有する領域、または高ひずみで測定不能な領域をマルテンサイトとみなし(ただし、いずれも粒界のような線状の領域は対象外とした)、その面積率を求めた。
マルテンサイトの面積率(α’面積率)およびオーステナイト粒の平均粒径(γ粒径)は、最終焼鈍後の平均値を示す。
まず、上記と同様の鋼板表面と平行な面について、500μm×500μmの面積の領域をEBSDで測定した。そして、結晶構造がfccでありかつ15°以上の粒界で囲まれた領域をオーステナイト粒とみなし、そのうち、鋼板の表面に垂直なベクトルに対して、<110>軸が0~15°を向く結晶方位を有する粒を、{110}面方位を有するオーステナイト粒とした。そして、{110}面方位を有する粒の面積の合計を測定面積で除して100倍した値を、{110}面方位を有するオーステナイト粒の面積率とした。
まず、鋼板を機械研磨およびバフ研磨した後、さらに電解研磨して歪みを除去し、鋼板の表面から板厚の1/10の鋼板表面と平行な面が測定面となるように調整した試料を用いてX線回折を行った。特定の方位への集積を持たない標準試料のX線回折も同条件で行った。
X線回折によって得られた{200}、{311}、{220}極点図を基に、級数展開法でODFを得た。そして、このODFからX線ランダム強度比を決定した。表層部のX線回折は、鋼板の表側を測定した。
研磨性は以下のように評価した。
上記のオーステナイト系ステンレス鋼板から、長さ100mm、幅150mm、厚さ0.2mmの試験片を採取した後、採取した試験片に対して面圧8.0N/cm2、砥粒#400のアルミナ、回転速度300rpm、研磨時間10秒の条件で研磨を行った。そして、研磨後の粗さRaをJIS B 0601:2013に準拠して測定した。本実施例では研磨後の粗さRaが0.050μm以下となる場合に、オーステナイト系ステンレス鋼板の研磨性が良好であると判断した。
上記のオーステナイト系ステンレス鋼板から採取した50mm×50mm(×厚さ)の鋼板を2枚重ねあわせた後、30MPaの応力を付与し、900℃で30秒間保持して拡散接合を実施した。その後、超音波探傷により拡散接合部の空隙を評価とした。
拡散接合部に対して透過法による評価を行い、透過パルス高さが25%以上の位置を拡散接合部、25%未満の位置を空隙部として判断し、拡散接合部の面積率を算出した。
本実施例では拡散接合部の面積率が70%以上となる場合に、オーステナイト系ステンレス鋼板の拡散接合性が良好であると判断した。
本実施例では、接触媒質として水道水を用い、0.4mm厚のオーステナイト系ステンレス鋼板、望ましくは、本願化学組成範囲のオーステナイト系ステンレス鋼板を校正用試験片として用いて超音波探触子の振動子径が0.5mmとなるように調整を行った上で、測定対象の縦横それぞれに対し0.2mmピッチで透過パルスを測定した。
試験No.41では、Nb含有量が多すぎたため、熱間加工性が低下し、熱延板の端部に割れが発生したため試験を中止した。
試験No.23は、熱間圧延前の加熱温度が低かった。そのため、熱延中の集合組織のランダム化が促進された。その結果、望ましい集合組織が十分に発達しなかった。
試験No.30は、仕上圧延完了温度が低かった。そのため、表層部の剪断層の発達が促された。その結果、望ましい集合組織が十分に発達しなかった。
試験No.34は、巻取温度が高かった。巻取り中に再結晶が進行した。その結果、望ましい集合組織が十分に発達しなかった。
表1に示す化学組成(A、I、F2、I2)を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、表3に示す条件で仕上圧延を行った。熱間圧延後は酸洗を行い、圧下率55%の中間冷間圧延、1120℃で20分保持する中間焼鈍を行った後、最終冷間圧延を施した。その後、AT(℃)で示した到達温度まで昇温する焼鈍を実施した。さらに、焼鈍後、表3に示す圧延率で調質圧延を行い、ひずみ取り焼鈍を行った。
Claims (4)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.005~0.150%、
Si:1.0%以下、
Mn:1.5%以下、
P:0.10%以下、
S:0.010%以下、
Al:0.10%以下、
Cr:15.0~20.0%、
Ni:6.0~15.0%、
N:0.005~0.150%、
Mo:0~2.0%、
Cu:0~1.5%、
Nb:0~0.500%、
V:0~0.150%、
Ti:0~0.300%、
B:0~0.010%、
Ca、Mg、Zr、Sn、Pb、Wの合計:0~0.10%、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)式で求められるMd30値が60℃以下であり、
表層部において、マルテンサイトの面積率が5.0%以下であり、かつ、{110}面方位を有するオーステナイト粒の面積率が50%以上である、
オーステナイト系ステンレス鋼板。
Md30値=497-462×(C+N)-9.2×Si-8.1×Mn-13.7×Cr-20×(Ni+Cu)-18.7×Mo ・・・(i)
但し、上記式中の元素記号は、各元素の鋼中の質量%での含有量を表し、含有されない場合は0を代入するものとする。 - 前記化学組成が、Nb:0.010~0.500%を含有し、
前記Md30値が、20~60℃であり、
前記表層部における、前記オーステナイト粒の平均粒径が5.0μm以下であり、かつ、前記オーステナイト粒の{110}<112>方位のX線ランダム強度比が8.5以上である、
請求項1に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Mo:0.1~2.0%、
Cu:0.1~1.5%、
Nb:0.010~0.500%、
V:0.010~0.150%、
Ti:0.010~0.300%、および、
B:0.001~0.010%、
から選択される1種以上を含有する、
請求項1または2に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。 - 請求項1~3のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板に、圧延率が50%以下となる条件で調質圧延を行う工程を備える、
オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
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