JP2021050386A - Ferritic stainless steel and method for producing ferritic stainless steel - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
本願はフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法を開示する。特にマルテンサイト系ステンレス鋼を製造する場合の材料として適したフェライト系ステンレス鋼を開示する。 The present application discloses ferritic stainless steel and a method for producing the same. In particular, ferritic stainless steel suitable as a material for producing martensitic stainless steel will be disclosed.
ＳＵＳ４２０Ｊ１やＳＵＳ４２０Ｊ２に代表されるマルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｃ、Ｎなどの侵入型固溶強化元素を多量に固溶することが可能な高温でのオーステナイト相の安定領域から、冷却をともなう熱処理、所謂、焼き入れによって、過飽和なＣ、Ｎの固溶強化を一因とする硬質なマルテンサイト組織に調整される。マルテンサイト組織は、室温を含む比較的低温域での加熱保持により炭化物、窒化物を析出することで、軟質で加工が可能なフェライト相に変化する。なお、粗大な窒化物が析出した場合、熱間加工性が著しく劣化するため、侵入型固溶強化元素としては一般的にＣが活用される。 Martensite-based stainless steels such as SUS420J1 and SUS420J2 are heat-treated with cooling from the stable region of the austenite phase at high temperature, which can dissolve a large amount of intrusive solid solution strengthening elements such as C and N. By so-called quenching, the supersaturated C and N are adjusted to a hard martensite structure due in part to the solid solution strengthening. The martensite structure changes to a soft and processable ferrite phase by precipitating carbides and nitrides by heating and holding in a relatively low temperature range including room temperature. When coarse nitride is precipitated, the hot workability is remarkably deteriorated, so C is generally used as the penetration type solid solution strengthening element.
このため、熱間圧延後に室温まで冷却し、バッチ式のボックス炉での再加熱により比較的低温域のフェライト相の安定領域での焼き鈍しを行い（非特許文献１）、炭化物、窒化物を析出させることで、軟質で圧延等の加工が可能なフェライト相を主体とする組織とされる。次いで、最終製品に近い形状に加工され、その後に焼き入れ、硬さ他の特性の調整を目的とする焼き戻しの熱処理によりマルテンサイトを主体とする組織を得る。マルテンサイト系ステンレス鋼は非常に硬質であるため、炭化物、窒化物の分散した軟質なフェライト相を主体とするフェライト系ステンレス鋼を得て、当該フェライト系ステンレス鋼を成形加工後にマルテンサイトを主体とする組織とするのが合理的であり、一般的であると考える。 Therefore, after hot rolling, it is cooled to room temperature, and by reheating in a batch type box furnace, annealing is performed in a stable region of the ferrite phase in a relatively low temperature region (Non-Patent Document 1), and carbides and nitrides are precipitated. By doing so, the structure is mainly composed of a ferrite phase, which is soft and can be processed by rolling or the like. Next, it is processed into a shape close to that of the final product, then quenched, and tempered for the purpose of adjusting hardness and other properties to obtain a martensite-based structure. Since martensitic stainless steel is extremely hard, a ferritic stainless steel mainly composed of a soft ferrite phase in which carbides and nitrides are dispersed is obtained, and the ferritic stainless steel is mainly formed of martensitic after molding. I think that it is rational and general to make it an organization that does.
このため、焼き入れ前のフェライト相を主体とするフェライト系ステンレス鋼に求められる特性としては焼き入れ性が良いことが挙げられる。具体的には、「焼き入れ後の硬度が高いこと」と「適正焼き入れ温度範囲が広いこと」が挙げられる。前者は主に成分が影響するため、これまでに特許文献１及び２のように成分を限定して高硬度を得る技術が知られている。 Therefore, one of the characteristics required for a ferritic stainless steel mainly composed of a ferrite phase before quenching is that it has good quenchability. Specifically, "high hardness after quenching" and "wide appropriate quenching temperature range" can be mentioned. Since the former is mainly affected by the components, techniques for obtaining high hardness by limiting the components as in Patent Documents 1 and 2 have been known so far.
一方、後者の「適正焼き入れ温度範囲が広いこと」は、所定の硬度以上が得られる温度範囲が広いこと、それがより短時間で達成されることを意味する。焼き入れにより高硬度とするのは、その後に実施する焼き戻しにより所定の硬度へ調整、安定した値とするためである。マルテンサイト系ステンレス鋼の焼き入れは、高硬度が得られる適正温度範囲内、適正時間範囲内で行う。ただし、所定の硬度に達しない場合、炭化物、窒化物を形成する侵入型固溶強化元素の固溶の促進を目的とする高温及び／又は長時間での加熱後、再度の焼き入れが必要となる。すなわち、焼き入れ後の特性を安定に保つには適正焼き入れ温度範囲が広いこと、それがより短時間で達成されることが望まれる。しかし、このような観点での素材開発は行われて来なかった。 On the other hand, the latter "wide appropriate quenching temperature range" means that the temperature range in which a predetermined hardness or higher can be obtained is wide, and that it is achieved in a shorter time. The reason why the hardness is increased by quenching is that the hardness is adjusted to a predetermined hardness by the subsequent tempering to obtain a stable value. Quenching of martensitic stainless steel is carried out within an appropriate temperature range and an appropriate time range in which high hardness can be obtained. However, if the specified hardness is not reached, it is necessary to quench again after heating at high temperature and / or for a long time for the purpose of promoting the solid solution of the penetrating solid solution strengthening element that forms carbides and nitrides. Become. That is, in order to keep the characteristics after quenching stable, it is desired that the appropriate quenching temperature range is wide and that it is achieved in a shorter time. However, material development has not been carried out from this point of view.
なお、焼き入れ方法は、金型焼き入れ、空冷、水冷等の方法があり、冷却速度は、金型の材質にも依存するが、空冷＜金型焼き入れ＜水冷である。ここでは、焼き入れ後の冷却速度が大きく、速いほど、加熱保持中に固溶した強化元素が析出すること無く、より多く固溶した状態を維持し、焼き入れ後の硬度が高まるものと考える。 The quenching method includes mold quenching, air cooling, water cooling, and the like, and the cooling rate depends on the material of the mold, but air cooling <mold quenching <water cooling. Here, it is considered that the higher and faster the cooling rate after quenching, the more the solid-dissolved strengthening element does not precipitate during heating and holding, and the more solid-solved state is maintained, and the hardness after quenching increases. ..
以上のように、マルテンサイト系ステンレス鋼は非常に硬質であり成形加工が容易でないことから、軟質なフェライト相を主体とするフェライト系ステンレス鋼を得て、当該フェライト系ステンレス鋼を成形加工後、焼き入れ熱処理によりマルテンサイトを主体とする組織に調整される。このため、焼き入れ後の硬さを安定に保つには、フェライト系ステンレス鋼の適正な焼き入れ温度範囲が広いことが望まれる。 As described above, since martensitic stainless steel is very hard and difficult to form, a ferritic stainless steel mainly composed of a soft ferrite phase is obtained, and the ferritic stainless steel is formed after forming. It is adjusted to a martensitic-based structure by quenching heat treatment. Therefore, in order to keep the hardness after quenching stable, it is desired that the appropriate quenching temperature range of the ferrite stainless steel is wide.
上記の課題に鑑み、本願は、マルテンサイト系ステンレス鋼を製造するにあたっての適正な焼き入れ温度範囲が広いフェライト系ステンレス鋼を開示する。 In view of the above problems, the present application discloses a ferritic stainless steel having a wide appropriate quenching temperature range for producing a martensitic stainless steel.
本発明者らは、フェライト相を主体とするフェライト系ステンレス鋼から焼き入れ及び焼き戻しによりマルテンサイト系ステンレス鋼を製造する際に、所定の硬度が得られる焼き入れ温度の範囲ΔＴを調査した。その結果、焼き入れ前の金属組織、特に炭化物の析出量、大きさ及び密度によりΔＴが大きく変化することが判明した。特にＣの大半を微細な炭化物として析出させたうえで、当該微細な炭化物密度を高めることにより、適正な焼き入れ温度の範囲ΔＴを拡大可能であることを見出した。 The present inventors investigated the range ΔT of the quenching temperature at which a predetermined hardness can be obtained when a martensitic stainless steel is produced by quenching and tempering from a ferritic stainless steel mainly composed of a ferrite phase. As a result, it was found that ΔT changes greatly depending on the metal structure before quenching, especially the precipitation amount, size and density of carbides. In particular, it has been found that the appropriate quenching temperature range ΔT can be expanded by precipitating most of C as fine carbides and then increasing the density of the fine carbides.
上記知見に基づき、本願は上記課題を解決するための手段の一つとして以下の技術を開示する。
［１］質量％で、Ｃ：０．１４％以上０．４５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：１１．５％以上１４．５％以下、Ｎｉ：０％以上０．８０％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０７０％以下、Ｐ：０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０％以上０．０３００％以下、を含み、直径０．９μｍ以下の炭化物が０．８個／μｍ２以上存在し、ビッカース硬度が１６０ＨＶ以上３００ＨＶ以下であり、下記（１）式を満足する、フェライト系ステンレス鋼。
Ｃｐ／Ｃｔ≧０．９０・・・（１）
（式（１）において、Ｃｐは鋼材中に析出物として存在するＣ量、Ｃｔは鋼材中に存在する総Ｃ量である。）
［２］質量％で、Ａｌ：０％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０％以上０．０７％以下、Ｂ：０％以上０．００３０％以下、Ｔｉ：０％以上０．０７％以下、Ｍｏ：０％以上０．７５％以下、Ｖ：０％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０％以上０．１２％以下、Ｃｕ：０％以上０．４０％以下、Ｗ：０％以上１．０％以下、Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、Ｙ：０％以上０．１０％以下、Ｈｆ：０％以上０．２０％以下、ＲＥＭ：０％以上０．１０％以下、Ｓｂ：０％以上０．１５％以下、のうちの１種又は２種以上を含む、［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
［３］質量％で、Ｃ：０．１４％以上０．４５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：１１．５％以上１４．５％以下、Ｎｉ：０％以上０．８０％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０７０％以下、Ｐ：０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０％以上０．０３００％以下、を含む鋼片を、１１５０℃以上に加熱したうえで熱間圧延を行い、前記熱間圧延における仕上げ圧延を８５０℃以上９００℃以下で終了して、熱間圧延板を得ること、及び、前記仕上げ圧延に引き続いて、前記熱間圧延板を炉に装入して７００℃以上８００℃以下の温度で３０分以上２４時間以下の加熱保持を行って、加熱保持後圧延板を得ること、を含む、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
［４］前記加熱保持後圧延板を冷却して酸洗して酸洗後圧延板を得ること、前記酸洗後圧延板に対して冷間圧延を行って冷間圧延板を得ること、及び、前記冷間圧延板に対して７００℃以上８００℃以下の熱処理を行うこと、を含む、［３］に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
Based on the above findings, the present application discloses the following techniques as one of the means for solving the above problems.
[1] In terms of mass%, C: 0.14% or more and 0.45% or less, Si: 0.01% or more and 1.00% or less, Mn: 0.01% or more and 1.00% or less, Cr: 11. 5% or more and 14.5% or less, Ni: 0% or more and 0.80% or less, N: 0.002% or more and 0.070% or less, P: 0% or more and 0.040% or less, S: 0% or more and 0 Ferritic stainless steel containing 0.8300% or less, 0.8 pieces / μm 2 or more of carbides with a diameter of 0.9 μm or less, Vickers hardness of 160 HV or more and 300 HV or less, and satisfying the following equation (1). ..
Cp / Ct ≧ 0.90 ・ ・ ・ (1)
(In the formula (1), Cp is the amount of C present as a precipitate in the steel material, and Ct is the total amount of C present in the steel material.)
[2] In terms of mass%, Al: 0% or more and 0.30% or less, Nb: 0% or more and 0.07% or less, B: 0% or more and 0.0030% or less, Ti: 0% or more and 0.07% or less. , Mo: 0% or more and 0.75% or less, V: 0% or more and 0.30% or less, Sn: 0% or more and 0.12% or less, Cu: 0% or more and 0.40% or less, W: 0% or more 1.0% or less, Co: 0% or more and 0.50% or less, Zr: 0% or more and 0.50% or less, Ca: 0% or more and 0.0050% or less, Mg: 0% or more and 0.0050% or less, Y: 0% or more and 0.10% or less, Hf: 0% or more and 0.20% or less, REM: 0% or more and 0.10% or less, Sb: 0% or more and 0.15% or less, or one of The ferrite-based stainless steel according to [1], which comprises two or more types.
[3] In terms of mass%, C: 0.14% or more and 0.45% or less, Si: 0.01% or more and 1.00% or less, Mn: 0.01% or more and 1.00% or less, Cr: 11. 5% or more and 14.5% or less, Ni: 0% or more and 0.80% or less, N: 0.002% or more and 0.070% or less, P: 0% or more and 0.040% or less, S: 0% or more and 0 A steel piece containing .0300% or less is heated to 1150 ° C. or higher and then hot-rolled, and the finish rolling in the hot-rolling is completed at 850 ° C. or higher and 900 ° C. or lower to obtain a hot-rolled plate. In addition, following the finish rolling, the hot-rolled plate is charged into a furnace and heated and held at a temperature of 700 ° C. or higher and 800 ° C. or lower for 30 minutes or more and 24 hours or less. A method for manufacturing ferrite-based stainless steel, including obtaining.
[4] The rolled plate after heating and holding is cooled and pickled to obtain a rolled plate after pickling, and the rolled plate after pickling is cold-rolled to obtain a cold-rolled plate. The method for producing a ferrite-based stainless steel according to [3], which comprises heat-treating the cold-rolled plate at 700 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
本開示の技術によれば、マルテンサイト系ステンレス鋼を製造するにあたっての焼き入れ温度範囲が広いフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。 According to the technique of the present disclosure, it is possible to obtain a ferritic stainless steel having a wide quenching temperature range in producing a martensitic stainless steel.
１．フェライト系ステンレス鋼
本開示のフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．１４％以上０．４５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：１１．５％以上１４．５％以下、Ｎｉ：０％以上０．８％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０７０％以下、Ｐ：０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０％以上０．０３００％以下、を含み、直径０．９μｍ以下の炭化物が０．８個／μｍ２以上存在し、ビッカース硬度が１６０ＨＶ以上３００ＨＶ以下であり、下記（１）式を満足する。以下、本開示のフェライト系ステンレス鋼の要件について詳しく説明する。
Ｃｐ／Ｃｔ≧０．９０・・・（１）
（式（１）において、Ｃｐは鋼材中に析出物として存在するＣ量、Ｃｔは鋼材中に存在する総Ｃ量である。）
1. 1. Ferritic stainless steel The ferritic stainless steel of the present disclosure is, in terms of mass%, C: 0.14% or more and 0.45% or less, Si: 0.01% or more and 1.00% or less, Mn: 0.01% or more. 1.00% or less, Cr: 11.5% or more and 14.5% or less, Ni: 0% or more and 0.8% or less, N: 0.002% or more and 0.070% or less, P: 0% or more and 0. 040% or less, S: 0% or more and 0.0300% or less, 0.8 pieces / μm 2 or more of carbides having a diameter of 0.9 μm or less exist, Vickers hardness is 160 HV or more and 300 HV or less, and the following (1) ) Satisfy the equation. Hereinafter, the requirements of the ferritic stainless steel of the present disclosure will be described in detail.
Cp / Ct ≧ 0.90 ・ ・ ・ (1)
(In the formula (1), Cp is the amount of C present as a precipitate in the steel material, and Ct is the total amount of C present in the steel material.)
１．１ 成分
まず、本開示のフェライト系ステンレス鋼に含まれる成分について説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
1.1 Components First, the components contained in the ferritic stainless steel of the present disclosure will be described. The "%" indication of the content of each element means "mass%".
（Ｃ：０．１４％以上０．４５％以下）
Ｃはマルテンサイトの硬度を確保するために重要な元素である。Ｃ含有量が低すぎると高強度が得られない上に、十分な量の炭化物を析出させることができず、適正な焼き入れ温度範囲が狭くなる虞がある。そのため、Ｃ含有量は０．１４％以上とする。一方、Ｃ含有量が高すぎると炭化物が粗大化して適正焼き入れ温度範囲が狭くなるうえに耐食性が劣化する虞がある。そのため、Ｃ含有量は０．４５％以下とする。Ｃ含有量は、０．１７％以上であってもよいし、０．２０％以上であってもよく、０．３８％以下であってもよいし、０．３５％以下であってもよい。
(C: 0.14% or more and 0.45% or less)
C is an important element for ensuring the hardness of martensite. If the C content is too low, high strength cannot be obtained, and a sufficient amount of carbides cannot be precipitated, which may narrow the appropriate quenching temperature range. Therefore, the C content is set to 0.14% or more. On the other hand, if the C content is too high, the carbides may be coarsened, the proper quenching temperature range may be narrowed, and the corrosion resistance may be deteriorated. Therefore, the C content is set to 0.45% or less. The C content may be 0.17% or more, 0.20% or more, 0.38% or less, or 0.35% or less. ..
（Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下）
Ｓｉは耐酸化性を向上する元素である。Ｓｉ含有量が低すぎると十分な耐酸化性が得られない虞がある。また、Ｓｉ含有量の過度の低下は原料コストの増加を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると製造時の割れを助長する虞がある。そのため、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．０５％以上であってもよいし、０．１０％以上であってもよいし、０．１５％以上であってもよく、０．８５％以下であってもよいし、０．６０％以下であってもよいし、０．５０％以下であってもよい。
(Si: 0.01% or more and 1.00% or less)
Si is an element that improves oxidation resistance. If the Si content is too low, sufficient oxidation resistance may not be obtained. In addition, an excessive decrease in Si content leads to an increase in raw material cost. Therefore, the Si content is set to 0.01% or more. On the other hand, if the Si content is too high, cracking during manufacturing may be promoted. Therefore, the Si content is set to 1.00% or less. The Si content may be 0.05% or more, 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.85% or less. However, it may be 0.60% or less, or 0.50% or less.
（Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下）
ＭｎもＳｉ同様に脱酸元素として用いられる。安定製造性の観点から、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると硫化物等の化合物を形成して耐食性の低下を招く虞がある。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は０．０５％以上であってもよいし、０．１０％以上であってもよいし、０．２０％以上であってもよく、０．８０％以下であってもよいし、０．７０％以下であってもよいし、０．６０％以下であってもよい。
(Mn: 0.01% or more and 1.00% or less)
Mn is also used as a deoxidizing element like Si. From the viewpoint of stable manufacturability, the Mn content is 0.01% or more. On the other hand, if the Mn content is too high, compounds such as sulfide may be formed and the corrosion resistance may be lowered. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or less. The Mn content may be 0.05% or more, 0.10% or more, 0.20% or more, or 0.80% or less. , 0.70% or less, or 0.60% or less.
（Ｃｒ：１１．５％以上１４．５％以下）
Ｃｒは耐食性を向上する元素である。十分な耐食性を得る観点から、Ｃｒ含有量は１１．５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると製造性の低下を招く虞がある。そのため、Ｃｒ含有量は１４．５％以下とする。安定製造性（歩留まり、圧延疵等）の点から、Ｃｒ含有量は、１２．０％以上であってもよいし、１２．５％以上であってもよく、１４．０％以下であってもよいし、１３．５％以下であってもよい。
(Cr: 11.5% or more and 14.5% or less)
Cr is an element that improves corrosion resistance. From the viewpoint of obtaining sufficient corrosion resistance, the Cr content is set to 11.5% or more. On the other hand, if the Cr content is too high, the manufacturability may be lowered. Therefore, the Cr content is set to 14.5% or less. From the viewpoint of stable manufacturability (yield, rolling defects, etc.), the Cr content may be 12.0% or more, 12.5% or more, or 14.0% or less. It may be 13.5% or less.
（Ｎｉ：０％以上０．８０％以下）
Ｎｉはマルテンサイト組織とした際の靭性を向上する元素であり、必要に応じて添加してもよい。但し、Ｎｉ含有量が高すぎると、成形性の低下を招くばかりでなく合金コストの上昇や製造性を阻害することに繋がる虞がある。そのため、Ｎｉ含有量は０．８０％以下とする。Ｎｉ含有量は０％以上であってもよいし、０．０１％以上であってもよく、０．６０％以下であってもよいし、０．５０％以下であってもよい。
(Ni: 0% or more and 0.80% or less)
Ni is an element that improves toughness when the martensite structure is formed, and may be added if necessary. However, if the Ni content is too high, not only the moldability is lowered, but also the alloy cost may be increased and the manufacturability may be hindered. Therefore, the Ni content is set to 0.80% or less. The Ni content may be 0% or more, 0.01% or more, 0.60% or less, or 0.50% or less.
（Ｎ：０．００２％以上０．０７０％以下）
Ｎは、Ｃ同様、マルテンサイトの硬度を確保するための元素である。十分な硬度を確保するため、Ｎ含有量は０．００２％以上とする。一方、Ｎ含有量が高すぎると、精錬中に窒素ガスを発生し易くなる。そのため、Ｎ含有量は０．０７０％以下とする。安定製造の点から、Ｎ含有量は、０．００９％以上であってもよいし、０．０１１％以上であってもよく、０．０６０％以下であってもよいし、０．０５０％以下であってもよい。
(N: 0.002% or more and 0.070% or less)
Like C, N is an element for ensuring the hardness of martensite. In order to secure sufficient hardness, the N content is 0.002% or more. On the other hand, if the N content is too high, nitrogen gas is likely to be generated during refining. Therefore, the N content is set to 0.070% or less. From the viewpoint of stable production, the N content may be 0.009% or more, 0.011% or more, 0.060% or less, or 0.050%. It may be as follows.
（Ｐ：０％以上０．０４０％以下）
Ｐは成形性及び耐食性を低下させる元素であり、その含有量は低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。下限は特に限定されず０％であってもよい。但し、Ｐ含有量を過度に低下させる場合、製造コストが上昇する。そのため、Ｐ含有量は０．００５％以上であってもよい。成形性と製造コストの両者を考慮した場合、Ｐ含有量は、０．００７％以上であってもよいし、０．０１０％以上であってもよく、０．０３０％以下であってもよいし、０．０２５％以下であってもよい。
(P: 0% or more and 0.040% or less)
P is an element that lowers moldability and corrosion resistance, and its content is preferably low. Therefore, the P content is set to 0.040% or less. The lower limit is not particularly limited and may be 0%. However, if the P content is excessively lowered, the manufacturing cost will increase. Therefore, the P content may be 0.005% or more. When both moldability and manufacturing cost are taken into consideration, the P content may be 0.007% or more, 0.010% or more, or 0.030% or less. However, it may be 0.025% or less.
（Ｓ：０％以上０．０３００％以下）
Ｓは不可避的不純物元素であり、製造時の割れを助長する。そのため、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は低いほど好ましく、０．０１００％以下であってもよいし、０．００３０％以下であってもよい。下限は特に限定されず０％であってもよい。但し、Ｓ含有量を過度に低下させる場合、製造コストが上昇する。この観点から、Ｓ含有量は、０．０００３％以上であってもよい。
(S: 0% or more and 0.0300% or less)
S is an unavoidable impurity element and promotes cracking during manufacturing. Therefore, the S content is set to 0.0300% or less. The lower the S content, the more preferable, and it may be 0.0100% or less, or 0.0030% or less. The lower limit is not particularly limited and may be 0%. However, if the S content is excessively lowered, the manufacturing cost increases. From this point of view, the S content may be 0.0003% or more.
本開示のフェライト系ステンレス鋼は、上記の基本組成に加えて、質量％で、Ａｌ：０％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０％以上０．０７％以下、Ｂ：０％以上０．００３０％以下、Ｔｉ：０％以上０．０７％以下、Ｍｏ：０％以上０．７５％以下、Ｖ：０％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０％以上０．１２％以下、Ｃｕ：０％以上０．４０％以下、Ｗ：０％以上１．０％以下、Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、Ｙ：０％以上０．１０％以下、Ｈｆ：０％以上０．２０％以下、ＲＥＭ：０％以上０．１０％以下、Ｓｂ：０％以上０．１５％以下、のうちの１種又は２種以上を選択的に含んでいてもよい。 In addition to the above basic composition, the ferritic stainless steel of the present disclosure has Al: 0% or more and 0.30% or less, Nb: 0% or more and 0.07% or less, and B: 0% or more and 0. 0030% or less, Ti: 0% or more and 0.07% or less, Mo: 0% or more and 0.75% or less, V: 0% or more and 0.30% or less, Sn: 0% or more and 0.12% or less, Cu: 0% or more and 0.40% or less, W: 0% or more and 1.0% or less, Co: 0% or more and 0.50% or less, Zr: 0% or more and 0.50% or less, Ca: 0% or more and 0.0050 % Or less, Mg: 0% or more and 0.0050% or less, Y: 0% or more and 0.10% or less, Hf: 0% or more and 0.20% or less, REM: 0% or more and 0.10% or less, Sb: 0 One or more of% or more and 0.15% or less may be selectively contained.
（Ａｌ：０％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０％以上０．０７％以下、Ｂ：０％以上０．００３０％以下、Ｔｉ：０％以上０．０７％以下）
Ａｌ、Ｎｂ、Ｂ及びＴｉはフェライト系ステンレス鋼の成形性を向上し、熱間圧延時の疵を抑制する元素であり、必要に応じて添加してもよい。すなわち、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂ及びＴｉの各々の含有量は０％以上であってもよい。一方、Ａｌ含有量は０．３０％以下とし、Ｎｂ含有量は０．０７％以下とし、Ｂ含有量は０．０３０％以下とし、Ｔｉ含有量は０．０７％以下とする。
(Al: 0% or more and 0.30% or less, Nb: 0% or more and 0.07% or less, B: 0% or more and 0.0030% or less, Ti: 0% or more and 0.07% or less)
Al, Nb, B and Ti are elements that improve the formability of ferritic stainless steel and suppress flaws during hot rolling, and may be added as necessary. That is, the content of each of Al, Nb, B and Ti may be 0% or more. On the other hand, the Al content is 0.30% or less, the Nb content is 0.07% or less, the B content is 0.030% or less, and the Ti content is 0.07% or less.
（Ｍｏ：０％以上０．７５％以下、Ｖ：０％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０％以上０．１２％以下、Ｃｕ：０％以上０．４０％以下、Ｗ：０％以上１．０％以下、Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０％以上０．５０％以下）
Ｍｏ、Ｖ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｗ、Ｃｏ及びＺｒは耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加してもよい。すなわち、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｗ、Ｃｏ及びＺｒの各々の含有量は０％以上であってもよい。一方、Ｍｏ含有量は０．７５％以下とし、Ｖ含有量は０．３０％以下とし、Ｓｎが入寮は０．１２％以下とし、Ｃｕ含有量は０．４０％以下とし、Ｗ含有量は１．０％以下とし、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とし、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。
(Mo: 0% or more and 0.75% or less, V: 0% or more and 0.30% or less, Sn: 0% or more and 0.12% or less, Cu: 0% or more and 0.40% or less, W: 0% or more 1.0% or less, Co: 0% or more and 0.50% or less, Zr: 0% or more and 0.50% or less)
Mo, V, Sn, Cu, W, Co and Zr are elements that improve corrosion resistance and may be added if necessary. That is, the content of each of Mo, V, Sn, Cu, W, Co and Zr may be 0% or more. On the other hand, the Mo content is 0.75% or less, the V content is 0.30% or less, the Sn is 0.12% or less in the dormitory, the Cu content is 0.40% or less, and the W content is It shall be 1.0% or less, the Co content shall be 0.50% or less, and the Zr content shall be 0.50% or less.
（Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、Ｙ：０％以上０．１０％以下、Ｈｆ：０％以上０．２０％以下、ＲＥＭ：０％以上０．１０％以下、Ｓｂ：０％以上０．１５％以下）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭ及びＳｂは酸化物や硫化物等の介在物を変化させて熱間圧延疵を抑制する元素であり、必要に応じて添加してもよい。すなわち、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭ及びＳｂの各々の含有量は０％以上であってもよい。一方、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とし、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とし、Ｙ含有量は０．１０％以下とし、Ｈｆ含有量は０．２０％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．１０％以下とし、Ｓｂ含有量は０．１５％以下とする。尚、本願において「ＲＥＭ」とは、原子番号５７〜７１に帰属する元素（ランタノイド）を指し、例えば、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ等である。
(Ca: 0% or more and 0.0050% or less, Mg: 0% or more and 0.0050% or less, Y: 0% or more and 0.10% or less, Hf: 0% or more and 0.20% or less, REM: 0% or more 0.10% or less, Sb: 0% or more and 0.15% or less)
Ca, Mg, Y, Hf, REM and Sb are elements that suppress inclusions such as oxides and sulfides to suppress hot rolling defects, and may be added as necessary. That is, the content of each of Ca, Mg, Y, Hf, REM and Sb may be 0% or more. On the other hand, the Ca content is 0.0050% or less, the Mg content is 0.0050% or less, the Y content is 0.10% or less, the Hf content is 0.20% or less, and the REM content is It shall be 0.10% or less, and the Sb content shall be 0.15% or less. In the present application, "REM" refers to an element (lanthanoid) belonging to atomic numbers 57 to 71, and is, for example, Ce, Pr, Nd, or the like.
本開示のフェライト系ステンレス鋼は、上述の各元素に加えて、Ｆｅ及び不純物（不可避的不純物を含む）からなり、上記課題を解決できる範囲で、上述の各元素以外の元素を含有していてもよい。例えば、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｈ、Ｔａ等を含有させてもよいが、これらの元素の含有量は可能な限り低減することが好ましい。これらの元素は、上記課題を解決できる限度において、その含有割合が制御され、例えば、Ｂｉ≦１００ｐｐｍ、Ｐｂ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍ、Ｈ≦１００ｐｐｍ、Ｔａ≦５００ｐｐｍの１種以上を含有してもよい。 The ferritic stainless steel of the present disclosure is composed of Fe and impurities (including unavoidable impurities) in addition to the above-mentioned elements, and contains elements other than the above-mentioned elements to the extent that the above problems can be solved. May be good. For example, Bi, Pb, Se, H, Ta and the like may be contained, but it is preferable to reduce the content of these elements as much as possible. The content ratio of these elements is controlled to the extent that the above problems can be solved, and even if one or more of these elements are contained, for example, Bi ≦ 100 ppm, Pb ≦ 100 ppm, Se ≦ 100 ppm, H ≦ 100 ppm, and Ta ≦ 500 ppm. Good.
１．２ 組織
次に本開示のフェライト系ステンレス鋼の金属組織について述べる。
1.2 Structure Next, the metal structure of the ferrite-based stainless steel of the present disclosure will be described.
１．２．１．炭化物の大きさ及び密度
本開示のフェライト系ステンレス鋼においては、固溶強化元素であるＣを炭化物として析出させておき、フェライト系ステンレス鋼の強化に寄与させないようにすることがポイントである。具体的には、本開示のフェライト系ステンレス鋼は、直径０．９μｍ以下の炭化物が０．８個／μｍ２以上存在していることが重要である。
1.2.1. Size and Density of Carbide In the ferritic stainless steel of the present disclosure, it is important to precipitate C, which is a solid solution strengthening element, as a carbide so as not to contribute to the strengthening of the ferritic stainless steel. Specifically, it is important that the ferrite-based stainless steel of the present disclosure contains 0.8 pieces / μm 2 or more of carbides having a diameter of 0.9 μm or less.
本開示のフェライト系ステンレス鋼は、マルテンサイト系ステンレス鋼を製造する際、焼き入れによって上記炭化物を固溶させて必要な硬度を得る。すなわち、炭化物は焼き入れの際に固溶可能な大きさである必要がある。本発明者の知見では、炭化物の直径が０．９μｍ以下であれば、当該炭化物を焼き入れの際に容易に固溶させることができる。炭化物の直径は０．８μｍ以下であってもよい。一方、本発明者の知見では、フェライト系ステンレス鋼において炭化物が微細且つ多数分散している場合に所望の効果が得られ易い。すなわち、炭化物の直径の下限値は特に限定されるものではない。例えば、炭化物の直径は５０ｎｍ以上であってもよい。 The ferritic stainless steel of the present disclosure obtains the required hardness by solid-solving the carbides by quenching when producing the martensitic stainless steel. That is, the carbide must be of a size that allows it to dissolve in solid solution during quenching. According to the findings of the present inventor, if the diameter of the carbide is 0.9 μm or less, the carbide can be easily dissolved at the time of quenching. The diameter of the carbide may be 0.8 μm or less. On the other hand, according to the findings of the present inventor, it is easy to obtain a desired effect when a large number of carbides are finely dispersed in a ferritic stainless steel. That is, the lower limit of the diameter of the carbide is not particularly limited. For example, the diameter of the carbide may be 50 nm or more.
本開示のフェライト系ステンレス鋼は、このような直径０．９μｍ以下の微細な炭化物が０．８個／μｍ２以上の高密度にて存在している。本発明者の知見によれば、当該炭化物の密度が０．８個／μｍ２以上である場合、適正な焼き入れ温度範囲が顕著に拡大する。炭化物の密度が大きくなるほど炭化物の平均サイズが小さくなり、加熱時に固溶し易くなるためと考えられる。当該炭化物の密度は１．０個／μｍ２以上であってもよい。一方、密度の上限は特に限定されるものではない。例えば、当該炭化物の密度は、１０．０個／μｍ２以下であってもよいし、５．０個／μｍ２以下であってもよい。 In the ferritic stainless steel of the present disclosure, such fine carbides having a diameter of 0.9 μm or less are present at a high density of 0.8 pieces / μm 2 or more. According to the findings of the present inventor, when the density of the carbide is 0.8 pieces / μm 2 or more, the appropriate quenching temperature range is remarkably expanded. It is considered that the higher the density of carbides, the smaller the average size of carbides, and the easier it is to dissolve in solid solution during heating. The density of the carbide may be 1.0 piece / μm 2 or more. On the other hand, the upper limit of the density is not particularly limited. For example, the density of the carbide may be 10.0 pieces / μm 2 or less, or 5.0 pieces / μm 2 or less.
フェライト系ステンレス鋼における炭化物の状態は以下の通り特定するものとする。すなわち、フェライト系ステンレス鋼の断面を研磨後に王水腐食してＳＥＭにて観察することにより、フェライト系ステンレス鋼に含まれる炭化物の直径や密度を特定する。ＳＥＭにおける断面二次画像において、元素マッピング等によって炭化物の存在領域を特定し、当該存在領域の「円相当直径」を算出することで、各々の炭化物の直径を特定する。また、ＳＥＭの断面二次画像の単位面積当たりに含まれる炭化物の個数を測定することで、炭化物の密度を特定する。ここで、測定範囲は板厚１／４位置を中心として２００μｍ×４００μｍ以上とする。また、炭化物の観察及び測定にあたっては板厚１／２位置を避けることとする。この位置には偏析等の影響により炭化物が連なって存在する、いわゆる「炭化物バンド」が存在する場合があるためである。ＳＥＭの倍率は５０００倍以上とし、測定面積の総和として上述の範囲以上とする。なお、炭化物の組成はＥＤＡＸを用いて炭素の有無を検出すればよい。本開示のフェライト系ステンレス鋼に含まれ得る炭化物は、例えば、（Ｃｒ，Ｆｅ）２３Ｃ６が大半で一部が（Ｃｒ，Ｆｅ）７Ｃ３であってもよいが、これらに限られず、いずれの組成でも構わない。 The state of carbides in ferritic stainless steel shall be specified as follows. That is, the diameter and density of carbides contained in the ferritic stainless steel are specified by observing the cross section of the ferritic stainless steel with aqua regia after polishing and observing it with SEM. In the moment of inertia of area in the SEM, the region where carbides exist is specified by element mapping or the like, and the diameter of each carbide is specified by calculating the "circle equivalent diameter" of the region. In addition, the density of carbides is specified by measuring the number of carbides contained in a unit area of the geometrical moment of inertia of the SEM. Here, the measurement range is 200 μm × 400 μm or more centered on the plate thickness 1/4 position. In addition, when observing and measuring carbides, avoid the position of 1/2 plate thickness. This is because there may be a so-called "carbide band" in which carbides are continuously present at this position due to the influence of segregation or the like. The magnification of the SEM shall be 5000 times or more, and the total measurement area shall be the above range or more. As for the composition of the carbide, the presence or absence of carbon may be detected using EDAX. The carbides that can be contained in the ferritic stainless steels of the present disclosure may be, for example, (Cr, Fe) 23 C 6 in most parts and (Cr, Fe) 7 C 3 in part , but are not limited thereto. Any composition may be used.
上述したように、本開示のフェライト系ステンレス鋼においては、微細な炭化物が高密度にて存在していることが重要である。本開示のフェライト系ステンレス鋼においては、直径が０．９μｍを超えるような粗大な炭化物は必要とされない。言い換えれば、本開示のフェライト系ステンレス鋼は、直径０．９μｍ超の炭化物を実質的に含まなくてもよい。例えば、本開示のフェライト系ステンレス鋼において、直径０．９μｍ超の炭化物は０．０１個／μｍ２以下であってもよい。 As described above, in the ferritic stainless steel of the present disclosure, it is important that fine carbides are present at a high density. The ferritic stainless steels of the present disclosure do not require coarse carbides having a diameter of more than 0.9 μm. In other words, the ferritic stainless steels of the present disclosure may be substantially free of carbides with a diameter of more than 0.9 μm. For example, in the ferritic stainless steel of the present disclosure, the number of carbides having a diameter of more than 0.9 μm may be 0.01 pieces / μm 2 or less.
１．２．２ 炭化物を構成する炭素の割合
上述の通り、本開示のフェライト系ステンレス鋼においては、固溶強化元素であるＣを炭化物として析出させておき、フェライト系ステンレス鋼の強化に寄与させないようにすることがポイントである。すなわち、フェライト系ステンレス鋼における固溶炭素が少ない。この点、本開示のフェライト系ステンレス鋼は、下記（１）式を満足する。
Ｃｐ／Ｃｔ≧０．９０・・・（１）
（式（１）において、Ｃｐは鋼材中に析出物として存在するＣ量、Ｃｔは鋼材中に存在する総Ｃ量である。）
1.2.2 Ratio of carbon constituting carbide As described above, in the ferritic stainless steel of the present disclosure, C, which is a solid solution strengthening element, is precipitated as a carbide and does not contribute to the strengthening of the ferritic stainless steel. The point is to do so. That is, there is little solid solution carbon in ferritic stainless steel. In this respect, the ferrite-based stainless steel of the present disclosure satisfies the following equation (1).
Cp / Ct ≧ 0.90 ・ ・ ・ (1)
(In the formula (1), Cp is the amount of C present as a precipitate in the steel material, and Ct is the total amount of C present in the steel material.)
上記（１）式のように、本開示のフェライト系ステンレス鋼においては、Ｃの大半を炭化物として析出させておくとよい。本発明者の知見では、Ｃｐ／Ｃｔが０．９０未満であると焼き入れ温度適正範囲ΔＴが２０℃以下と小さくなる傾向がある。また、変形強度が増加し、成形加工が難しくなる虞がある。この観点から、Ｃｐ／Ｃｔは０．９０以上であってもよく、０．９２以上であってもよく、０．９３以上であってもよく、０．９４以上であってもよく、０．９５以上であってもよい。なお、Ｃｐ／Ｃｔの最大値は１．００であり、これはすべてのＣが析出物となっている状態を示す。逆に、Ｃｐ／Ｃｔが０の場合、すべてのＣが固溶している状態となる。この値が大きいほど炭化物析出量が多い、すなわち固溶炭素量が少ないことを意味しており、フェライト系ステンレス鋼の強度など特性のばらつきが小さくなる。 As in the above equation (1), in the ferritic stainless steel of the present disclosure, it is preferable to deposit most of C as carbides. According to the findings of the present inventor, when Cp / Ct is less than 0.90, the quenching temperature appropriate range ΔT tends to be as small as 20 ° C. or less. In addition, the deformation strength may increase and the molding process may become difficult. From this point of view, Cp / Ct may be 0.90 or more, 0.92 or more, 0.93 or more, 0.94 or more, and 0. It may be 95 or more. The maximum value of Cp / Ct is 1.00, which indicates that all C is a precipitate. On the contrary, when Cp / Ct is 0, all Cs are in a solid solution state. The larger this value is, the larger the amount of carbides precipitated, that is, the smaller the amount of solid solution carbon, and the smaller the variation in characteristics such as the strength of ferritic stainless steel.
Ｃｐ及びＣｔの各々の分析方法については次のようにする。すなわち、Ｃｐは電解抽出残渣法で測定する。電解液は１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウム−メタノール液であり、残渣の回収にはメッシュサイズ０．２μｍの銀フィルターを用いる。残渣についてガス分析してＣｐを定量する。一方、Ｃｔはフェライト系ステンレス鋼をそのままガス分析して定量する。 The analysis methods for Cp and Ct are as follows. That is, Cp is measured by the electrolytic extraction residue method. The electrolytic solution is a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium-methanol solution, and a silver filter having a mesh size of 0.2 μm is used to recover the residue. The residue is gas analyzed to quantify Cp. On the other hand, Ct is quantified by gas analysis of ferritic stainless steel as it is.
１．２．３ フェライト相、並びに、その他の相及び組織
本開示のフェライト系ステンレス鋼の金属組織は、室温においてフェライト相と極一部の割合にとどまる、多数かつ微細な炭化物により構成される。ただし、本開示のフェライト系ステンレス鋼においては、多少であれば、母材（母相）におけるフェライト相以外の相や組織の存在を許容できる。例えば、本開示のフェライト系ステンレス鋼は、室温にて、フェライト相以外の相や組織（例えば、オーステナイト相やマルテンサイト組織）が、面積率（体積率）にて、合計で５％以下含まれていてもよい。ＦＣＣ構造のオーステナイト相の有無はＥＢＳＤを用いて相同定を行うことで判断できる。ＢＣＣ構造のフェライト相とマルテンサイトの区別は、例えば、残存する歪に対応するＫＡＭ値等によりＥＢＳＤで推定される。具体的には、詳細な組織の観察と物理分析機器による組成と構造の分析にて実施される。本開示のフェライト系ステンレス鋼は、室温にて、例えば、フェライト相の割合が、面積率（体積率）にて、９０％以上であってもよいし、９２％以上であってもよいし、９５％以上であってもよい。
1.2.3 Ferrite phase and other phases and structures The metallographic structure of the ferritic stainless steels disclosed in the present disclosure is composed of a large number of fine carbides, which are only a part of the ferrite phase at room temperature. However, in the ferritic stainless steel of the present disclosure, the presence of a phase or structure other than the ferrite phase in the base metal (mother phase) can be tolerated to some extent. For example, the ferritic stainless steel of the present disclosure contains a total of 5% or less of phases and structures other than the ferrite phase (for example, austenite phase and martensite structure) at room temperature in terms of area ratio (volume ratio). May be. The presence or absence of the austenite phase of the FCC structure can be determined by performing phase identification using EBSD. The distinction between the ferrite phase and martensite in the BCC structure is estimated by EBSD, for example, by the KAM value corresponding to the remaining strain. Specifically, it is carried out by detailed tissue observation and composition and structure analysis using a physical analysis instrument. The ferritic stainless steel of the present disclosure may have a ferrite phase ratio of 90% or more or 92% or more in terms of area ratio (volume fraction) at room temperature, for example. It may be 95% or more.
１．２．４ ビッカース硬度
マルテンサイト組織の存在の影響は、数多くの組織観察と物理機器による組成と構造の分析の結果の解析より、ビッカース硬度で判断することが可能である。本開示のフェライト系ステンレス鋼は、上述した組成範囲において、フェライト相を主体とする組織のビッカース硬度が１６０ＨＶ以上３００ＨＶ以下の範囲となる。なお、マルテンサイトを主体とする組織では３５０ＨＶ超となる。すなわち、フェライト系ステンレス鋼に含まれる相や組織は、ビッカース硬度で区別することが可能である。本開示のフェライト系ステンレス鋼は、ビッカース硬度が１６０ＨＶ以上３００ＨＶ以下であり、フェライト相が主体となる。本開示のフェライト系ステンレス鋼のビッカース硬度は、２８０ＨＶ以下であってもよいし、２６０ＨＶ以下であってもよい。尚、本願において、ビッカース硬度はＪＩＳ Ｚ２２４４：２００９に準拠するとともに、ビッカース硬度計にて５００ｇｆの荷重でビッカース圧子を押し込むことで測定した値であり、測定１０回の平均値である。
1.2.4 Vickers hardness The influence of the presence of martensite structure can be judged by Vickers hardness from the results of numerous histological observations and composition and structure analysis by physical instruments. In the above-mentioned composition range, the ferritic stainless steel of the present disclosure has a Vickers hardness of a structure mainly composed of a ferrite phase in a range of 160 HV or more and 300 HV or less. In addition, in an organization mainly composed of martensite, the voltage exceeds 350 HV. That is, the phases and structures contained in the ferritic stainless steel can be distinguished by the Vickers hardness. The ferritic stainless steel of the present disclosure has a Vickers hardness of 160 HV or more and 300 HV or less, and mainly contains a ferrite phase. The Vickers hardness of the ferrite-based stainless steel of the present disclosure may be 280 HV or less, or 260 HV or less. In the present application, the Vickers hardness conforms to JIS Z2244: 2009, and is a value measured by pushing a Vickers indenter with a load of 500 gf with a Vickers hardness tester, and is an average value of 10 measurements.
１．３ 形状
本開示のフェライト系ステンレス鋼の形状は特に限定されるものではない。上記の組成及び組織を満たす限り、いかなる形状であっても所望の効果を得ることができる。下記に例示するように、フェライト系ステンレス鋼は板状（鋼板）であってもよい。
1.3 Shape The shape of the ferritic stainless steel disclosed in the present disclosure is not particularly limited. The desired effect can be obtained in any shape as long as the above composition and structure are satisfied. As illustrated below, the ferritic stainless steel may be in the form of a plate (steel plate).
２．フェライト系ステンレス鋼の製造方法
本開示のフェライト系ステンレス鋼は、例えば、以下の方法によって製造することができる。すなわち、本開示のフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１４％以上０．４５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：１１．５％以上１４．５％以下、Ｎｉ：０％以上０．８０％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０７０％以下、Ｐ：０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０％以上０．０３００％以下、を含む鋼片を１１５０℃以上に加熱したうえで熱間圧延を行い、前記熱間圧延における仕上げ圧延を８５０℃以上９００℃以下で終了して、熱間圧延板を得ること、及び、前記仕上げ圧延に引き続いて、前記熱間圧延板を炉に装入して７００℃以上８００℃以下の温度で３０分以上２４時間以下の加熱保持を行って、加熱保持後圧延板を得ること、を含む。
2. Method for Producing Ferritic Stainless Steel The ferritic stainless steel of the present disclosure can be produced by, for example, the following method. That is, the method for producing ferrite-based stainless steel of the present disclosure is, in terms of mass%, C: 0.14% or more and 0.45% or less, Si: 0.01% or more and 1.00% or less, Mn: 0.01%. 1.00% or less, Cr: 11.5% or more and 14.5% or less, Ni: 0% or more and 0.80% or less, N: 0.002% or more and 0.070% or less, P: 0% or more and 0 A steel piece containing .040% or less and S: 0% or more and 0.0300% or less is heated to 1150 ° C. or higher and then hot rolled, and the finish rolling in the hot rolling is performed at 850 ° C. or higher and 900 ° C. or lower. After finishing, the hot-rolled plate is obtained, and following the finish rolling, the hot-rolled plate is charged into a furnace and heated at a temperature of 700 ° C. or higher and 800 ° C. or lower for 30 minutes or more and 24 hours or less. Includes that holding is performed to obtain a rolled plate after heating and holding.
２．１ 鋼片
本開示のフェライト系ステンレス鋼の製造方法においては、例えば、上記の基本組成を有する鋼を、一般的なステンレス鋼と同様にして溶解した後、インゴット鋳造や連続鋳造によって鋼片を得ることができる。鋼片は上記基本組成に加えて、上述したＡｌ等の選択成分を含んでいてもよい。なお、鋳造により鋼片を得た後で、鋼片を冷却する前に熱処理を加えても良く、３０％以下の加工を加えても良い。
2.1 Steel pieces In the method for producing ferritic stainless steels disclosed in the present disclosure, for example, steel having the above basic composition is melted in the same manner as general stainless steel, and then steel pieces are cast by ingot casting or continuous casting. Can be obtained. In addition to the above basic composition, the steel piece may contain a selection component such as Al described above. It should be noted that heat treatment may be applied after the steel pieces are obtained by casting and before the steel pieces are cooled, or 30% or less of the processing may be applied.
２．２ 熱間圧延
本開示のフェライト系ステンレス鋼の製造方法においては、上述のようにして得られた鋼片を１１５０℃以上に加熱したうえで熱間圧延を行い、熱間圧延板を得る。鋼片の加熱は、熱間圧延における変形荷重を抑えることと内部の均質化とを目的としている。１１５０℃未満であると、圧延末期での温度低下により変形荷重が高くなり板厚制御が困難となる。さらに、著しく低下した低温での圧延となった場合、圧延時の耳割れが発生する。このため、１１５０℃以上に加熱することとする。熱間圧延における仕上げ圧延は８５０℃以上９５０℃以下で終了することとする。８５０℃未満であると圧延荷重が高くなり所定の板厚が得られない場合がある。逆に、９５０℃超であると、粗大な炭化物が破砕されること無く残存し、その後の適正焼き入れ温度範囲が小さくなる虞がある。
2.2 Hot rolling In the method for producing ferritic stainless steel of the present disclosure, the steel pieces obtained as described above are heated to 1150 ° C. or higher and then hot rolled to obtain a hot rolled plate. .. The purpose of heating the steel pieces is to suppress the deformation load in hot rolling and to homogenize the inside. If the temperature is lower than 1150 ° C., the deformation load becomes high due to the temperature drop at the end of rolling, and it becomes difficult to control the plate thickness. Further, when rolling at a significantly lowered low temperature, ear cracks occur during rolling. Therefore, it is decided to heat it to 1150 ° C. or higher. Finish rolling in hot rolling is completed at 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower. If the temperature is lower than 850 ° C., the rolling load becomes high and a predetermined plate thickness may not be obtained. On the contrary, if the temperature exceeds 950 ° C., coarse carbides may remain without being crushed, and the subsequent appropriate quenching temperature range may be reduced.
２．３ 加熱保持
本開示のフェライト系ステンレス鋼の製造方法においては、仕上げ圧延に引き続いて、上述のようにして得られた熱間圧延板を炉に装入して７００℃以上８００℃以下の温度で３０分以上２４時間以下の加熱保持を行う。「仕上げ圧延に引き続いて・・・炉に装入」とは、仕上げ圧延工程と、炉への装入工程との間に意図的な冷却工程が含まれないことを意味する。熱間圧延後に一旦冷却してから改めて熱処理を行った場合は、フェライト系ステンレス鋼中の炭化物の密度が少なく、粗大になり、適正な焼入れ温度範囲が狭くなる虞がある。この点、仕上げ圧延に引き続いて熱間圧延板を炉内に装入する際、熱間圧延板の温度が６００℃以下にならないようにする。尚、従来公知の製造工程では熱間圧延板を室温まで冷却して搬送するのが通常であるところ、本開示のフェライト系ステンレス鋼の製造方法においては、仕上げ圧延から炉内へと熱間圧延板の温度履歴を制御することがポイントの一つといえる。
2.3 Heat retention In the method for producing ferritic stainless steel of the present disclosure, following finish rolling, the hot-rolled plate obtained as described above is charged into a furnace to have a temperature of 700 ° C. or higher and 800 ° C. or lower. Heat and hold at a temperature of 30 minutes or more and 24 hours or less. "Following the finish rolling ... charging into the furnace" means that the intentional cooling step is not included between the finish rolling process and the charging process into the furnace. If the heat treatment is performed again after cooling once after hot rolling, the density of carbides in the ferritic stainless steel may be low and coarse, and the appropriate quenching temperature range may be narrowed. In this regard, when the hot-rolled plate is charged into the furnace following the finish rolling, the temperature of the hot-rolled plate is prevented from falling below 600 ° C. In the conventionally known manufacturing process, the hot-rolled plate is usually cooled to room temperature and transported. However, in the method for manufacturing ferritic stainless steel of the present disclosure, hot-rolling is performed from finish rolling to the inside of the furnace. It can be said that one of the points is to control the temperature history of the plate.
熱間圧延板を炉内で加熱保持することで、熱間圧延によるひずみを保持したまま炭化物の析出状態を制御することができる。炉温が７００℃未満であると炭化物の密度が著しく低くなり、フェライト変態が十分に進まずに熱延板にマルテンサイト組織が残存して硬質化する虞がある。また、Ｃｐ／Ｃｔも小さな値となり、適正な焼き入れ温度範囲が狭くなる虞がある。一方、８００℃を超えると炭化物が凝集粗大化し、適正な焼き入れ温度範囲が狭くなる虞がある。また、炉内における加熱保持時間が３０分未満であると、炭化物の密度が著しく低く、冷却後に多量のマルテンサイトを含む組織となり、硬質化する虞がある。また、２４時間を超えて保持すると炭化物が凝集粗大化し、適正な焼き入れ温度範囲が狭くなる虞がある。炉内での加熱保持後の冷却速度については特に限定されるものではない。例えば、０．０５℃／秒以上の冷却速度としてもよいし、空冷してもよい。 By heating and holding the hot-rolled plate in the furnace, it is possible to control the precipitation state of carbides while maintaining the strain due to hot rolling. If the furnace temperature is less than 700 ° C., the density of carbides becomes extremely low, and the ferrite transformation does not proceed sufficiently, and there is a risk that the martensite structure remains on the hot-rolled plate and hardens. Further, Cp / Ct also becomes a small value, and there is a possibility that the appropriate quenching temperature range becomes narrow. On the other hand, if the temperature exceeds 800 ° C., carbides may coagulate and coarsen, and the appropriate quenching temperature range may be narrowed. Further, if the heating holding time in the furnace is less than 30 minutes, the density of carbides is extremely low, and after cooling, a structure containing a large amount of martensite may be formed and hardened. Further, if it is held for more than 24 hours, carbides may be aggregated and coarsened, and the appropriate quenching temperature range may be narrowed. The cooling rate after heating and holding in the furnace is not particularly limited. For example, the cooling rate may be 0.05 ° C./sec or higher, or air cooling may be performed.
２．４ その他の工程
本開示のフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、さらに、上記した炉内における加熱保持後の圧延板を冷却して酸洗して酸洗後圧延板を得ること、前記酸洗後圧延板に対して冷間圧延を行って冷間圧延板を得ること、及び、前記冷間圧延板に対して７００℃以上８００℃以下の熱処理を行うことを含んでいてもよい。
2.4 Other Steps The method for producing ferrite-based stainless steel of the present disclosure further comprises cooling the rolled plate after heating and holding in the above-mentioned furnace and pickling to obtain a rolled plate after pickling. After washing, the rolled plate may be cold-rolled to obtain a cold-rolled plate, and the cold-rolled plate may be heat-treated at 700 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
２．４．１ 酸洗
酸洗は表面スケールを除去する工程であり、条件を特に規定するものではないが、例えば、ショットブラストやサンドブラスト等のスケール破壊工程と硫酸や硝フッ酸等に浸漬する工程とを組み合わせるのが効率的である。酸液の濃度や温度は工程の長さによって適宜調整すればよい。
2.4.1 Pickling Pickling is a step of removing surface scale, and the conditions are not particularly specified. For example, a scale breaking step such as shot blasting or sandblasting and immersion in sulfuric acid or hydrofluoric acid are performed. It is efficient to combine with the process. The concentration and temperature of the acid solution may be appropriately adjusted according to the length of the process.
２．４．２ 冷間圧延
冷間圧延は所定の板厚を得る工程であり、ゼンジミア、クラスター、タンデム等いずれの圧延方法でも構わない。本開示のフェライト系ステンレス鋼の製造方法においては、冷間圧延素材がマルテンサイト組織を殆ど含まない、軟質なフェライト相を主体とする組織となっており、圧延荷重は特に限定されない。
2.4.2 Cold rolling Cold rolling is a process for obtaining a predetermined plate thickness, and any rolling method such as Zendimia, cluster, or tandem may be used. In the method for producing ferritic stainless steel of the present disclosure, the cold-rolled material has a structure mainly composed of a soft ferrite phase containing almost no martensite structure, and the rolling load is not particularly limited.
２．４．３ 熱処理
最終熱処理は冷間圧延で導入された歪を開放し、再結晶させる工程である。オーステナイト域まで上げない温度範囲で熱処理することが重要であり、フェライト温度域である７００℃以上８００℃以下とする。熱処理温度は７２０℃以上であってもよいし、７９０℃以下であってもよい。熱処理後に酸洗やスキンパスを行っても構わない。２回以上の冷延、同様の熱処理を行っても効果は変わらない。いずれにせよ、熱処理時に高温のオーステナイト域に入れないことが重要である。熱処理時にオーステナイトは生成しないため、その後の冷却速度については特に限定されるものではない。例えば、０．０５℃／秒以上の冷却速度としてもよいし、空冷してもよい。
2.4.3 Heat treatment The final heat treatment is a process of releasing the strain introduced by cold rolling and recrystallizing it. It is important to perform heat treatment in a temperature range that does not raise the temperature to the austenite range, and the temperature should be 700 ° C. or higher and 800 ° C. or lower, which is the ferrite temperature range. The heat treatment temperature may be 720 ° C. or higher, or 790 ° C. or lower. Pickling or skin pass may be performed after the heat treatment. The effect does not change even if the cold spreading is performed twice or more and the same heat treatment is performed. In any case, it is important not to put it in the hot austenite region during heat treatment. Since austenite is not produced during the heat treatment, the subsequent cooling rate is not particularly limited. For example, the cooling rate may be 0.05 ° C./sec or higher, or air cooling may be performed.
３．推定メカニズム及び効果
本開示のフェライト系ステンレス鋼において、適正焼き入れ温度範囲が広くなる機構については、種々の調査の結果、次のように考えている。マルテンサイト系ステンレス鋼は、前述のように熱間圧延後に一般的に一旦室温まで冷却し、バッチ式ボックス炉での再加熱により、７００〜８００℃程度のフェライト相の安定領域で焼き鈍しされる。この際、マルテンサイトは、粗大な炭化物を析出し、フェライト相に変化する。この焼き鈍しは固溶強化元素Ｃを充分に析出させ、その後の加工、例えば、板の場合は冷間圧延による減厚を効率的に行うため、通常２〜３日程度行われ、炭化物が更に粗大になる。本発明者らの調査では、この時点で炭化物が約１μｍの大きさとなり、冷間圧延や７００℃以上８００℃以上のフェライト温度域での熱処理後もその大きさは変わらない。これを製品に近い形状に成形加工後、オーステナイト温度域である１０５０℃程度、１０ｍｉｎ程度の保持後の空冷の焼き入れを行うことで、マルテンサイト組織となり硬質となるが、この時点においても金属組織中には約０．５μｍサイズの炭化物が残存する。すなわち、添加したＣのすべてがマルテンサイトの強化に使われているわけではない。単純計算になるが、８７．５％（＝１００×（１．０３−０．５３）／１．０３）が固溶するものの、残部の１２．５％は未固溶の炭化物として残存する。
3. 3. Estimating mechanism and effect In the ferrite stainless steel of the present disclosure, the mechanism for widening the appropriate quenching temperature range is considered as follows as a result of various investigations. As described above, the martensitic stainless steel is generally once cooled to room temperature after hot rolling, and then annealed in a stable region of the ferrite phase at about 700 to 800 ° C. by reheating in a batch type box furnace. At this time, martensite precipitates coarse carbides and changes to a ferrite phase. This annealing is usually carried out for about 2 to 3 days in order to sufficiently precipitate the solid solution strengthening element C and then process it, for example, in the case of a plate, to efficiently reduce the thickness by cold rolling, and the carbides become coarser. become. According to the investigation by the present inventors, the carbide has a size of about 1 μm at this point, and the size does not change even after cold rolling or heat treatment in a ferrite temperature range of 700 ° C. or higher and 800 ° C. or higher. After molding this into a shape close to the product, it becomes a martensite structure and becomes hard by performing air-cooling quenching after holding it at about 1050 ° C., which is the austenite temperature range, for about 10 minutes. Carbides having a size of about 0.5 μm remain inside. That is, not all of the added C is used to strengthen martensite. It becomes a simple calculation, but 87.5% (= 100 × (1.0 3 -0.5 3) /1.0 3) is a solid solution, 12.5% of the remainder as carbides undissolved Remains.
一方、熱間圧延後に冷却することなく、続けて７００〜８００℃程度で熱処理を行う場合、オーステナイト相からフェライト相への変態と炭化物の析出粗大化が起こる。また、仕上げ圧延終了温度を８５０℃〜９５０℃の範囲に制御することで熱延での歪を残存させて、析出核を増加させることで、多数の微細な炭化物を析出させることが可能である。その後の冷却時も、それらの多数の微細な炭化物の成長が進むこととなり、室温への冷却後も多数かつ微細な炭化物が分布することとなる。 On the other hand, when the heat treatment is continuously performed at about 700 to 800 ° C. after hot rolling without cooling, the transformation from the austenite phase to the ferrite phase and the precipitation coarsening of carbides occur. Further, by controlling the finish rolling end temperature in the range of 850 ° C. to 950 ° C., strain due to hot rolling remains, and by increasing the number of precipitated nuclei, it is possible to precipitate a large number of fine carbides. .. Even during the subsequent cooling, the growth of many of these fine carbides will proceed, and even after cooling to room temperature, a large number of fine carbides will be distributed.
これらにより、炭化物は多数かつ微細に分散し、良好な焼入れ性が得られると考えられる。このような炭化物の析出状態は、熱間圧延後に一旦室温に冷却させること無く、続けて実施する熱処理で形成される。すなわち、従来プロセスのように熱延板を一旦室温まで冷却した後、バッチ式ボックス炉での再加熱によりフェライト相中で焼き鈍す工程では得られない。 As a result, it is considered that a large amount of carbides are dispersed finely and good hardenability can be obtained. Such a precipitated state of carbides is formed by a heat treatment carried out continuously without being once cooled to room temperature after hot rolling. That is, it cannot be obtained in the process of cooling the hot-rolled plate to room temperature and then bleaching it in the ferrite phase by reheating in a batch box furnace as in the conventional process.
以上の通り、本開示のフェライト系ステンレス鋼は、軟質で加工が容易であり、マルテンサイト系ステンレス鋼を製造するにあたっての適正な焼入れ温度範囲も広い。すなわち、本開示のフェライト系ステンレス鋼によれば、刃物などに適用される硬質なマルテンサイト系ステンレス鋼を興行的に安定して生産することが容易となる。 As described above, the ferritic stainless steel of the present disclosure is soft and easy to process, and has a wide appropriate quenching temperature range for producing martensitic stainless steel. That is, according to the ferritic stainless steel of the present disclosure, it becomes easy to stably produce a hard martensitic stainless steel applied to a cutting tool or the like in a box office.
４．補足
尚、焼入れ後のマルテンサイト組織の硬度はＣ量によって異なることが知られている。例えば、焼き入れ後の硬度とＣ量の関係は下記（２）式で表すことができる。
Ｈ ＝ １１５０×[Ｃｔ]＋２４０・・・（２）
（（２）式において、Ｈは焼き入れ後の硬度（ＨＶ）、Ｃｔは添加Ｃ量（重量％）である。）
また、適正な焼き入れ温度範囲ΔＴは、焼き入れ温度を１０℃ごとに変化させて焼き入れたのちの硬度が上記Ｈ以上となる温度の最低温度Ｔｍｉｎと最高温度Ｔｍａｘの差より求める。具体的には下記（３）式の通りである。
ΔＴ ＝ Ｔｍａｘ−Ｔｍｉｎ・・・（３）
4. Supplement It is known that the hardness of the martensite structure after quenching differs depending on the amount of C. For example, the relationship between the hardness after quenching and the amount of C can be expressed by the following equation (2).
H = 1150 x [Ct] +240 ... (2)
(In the formula (2), H is the hardness (HV) after quenching, and Ct is the amount of added C (% by weight).)
Further, the appropriate quenching temperature range ΔT is obtained from the difference between the minimum temperature Tmin and the maximum temperature Tmax at which the hardness after quenching is H or higher by changing the quenching temperature every 10 ° C. Specifically, it is as shown in the following equation (3).
ΔT = Tmax-Tmin ... (3)
次に実施例を示しつつ本開示のフェライト系ステンレス鋼による効果についてさらに詳細に説明するが、実施例での条件は、本開示の技術の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例に過ぎず、本開示の技術は、以下の実施例に限定されるものではない。以下の実施例に示す条件以外にも、上記課題を解決できる限りにおいて、種々の条件を採用し得る。 Next, the effect of the ferritic stainless steel of the present disclosure will be described in more detail with reference to Examples, but the conditions in the Examples are one condition adopted to confirm the feasibility and effect of the technique of the present disclosure. By way of example only, the techniques of the present disclosure are not limited to the following examples. In addition to the conditions shown in the following examples, various conditions can be adopted as long as the above problems can be solved.
下記表１に示す組成を有する素材をラボ溶製し、１００ｍｍの板厚を有する鋼片を得た。得られた鋼片を下記表１に示す条件で熱間圧延した。熱間圧延の仕上げ圧延に引き続いて、下記表１に示す条件で炉内での熱処理を行った。熱処理の後は空冷とした。空冷後の圧延板の厚みは３．０ｍｍである。その後、硫酸酸洗、１．０ｍｍ厚まで冷間圧延し、７８０℃で２分間、最終熱処理を行った。なお、比較のため一部は、熱間圧延後、炉内熱処理前に室温まで冷却するものとした。最終熱処理後のＬ断面をＳＥＭで観察し、炭化物の同定、円相当直径が０．９μｍを超える大きさの炭化物の存在有無を調査するとともに、円相当直径が０．９μｍ以下の炭化物の密度算出を行った。また、電解抽出残渣の分析により、析出しているＣ量を算出した。 The materials having the compositions shown in Table 1 below were melted in a laboratory to obtain steel pieces having a plate thickness of 100 mm. The obtained steel pieces were hot-rolled under the conditions shown in Table 1 below. Following the finish rolling of hot rolling, heat treatment was performed in the furnace under the conditions shown in Table 1 below. After the heat treatment, it was air-cooled. The thickness of the rolled plate after air cooling is 3.0 mm. Then, it was pickled with sulfuric acid, cold-rolled to a thickness of 1.0 mm, and finally heat-treated at 780 ° C. for 2 minutes. For comparison, some of them were cooled to room temperature after hot rolling and before heat treatment in the furnace. Observe the L cross section after the final heat treatment with SEM to identify carbides, investigate the presence or absence of carbides with a circle-equivalent diameter exceeding 0.9 μm, and calculate the density of carbides with a circle-equivalent diameter of 0.9 μm or less. Was done. In addition, the amount of precipitated C was calculated by analyzing the electrolytic extraction residue.
最終熱処理板について、Ｌ断面の１／４ｔ厚みにおけるビッカース硬度を測定し、金属組織において主体となる相を特定した。荷重は５００ｇｆでｎ＝１０の平均値を用いた。なお、主体となる相は、１６０〜３００ＨＶの場合をフェライト相、３００ＨＶ超の場合をマルテンサイト相とした。 For the final heat-treated plate, the Vickers hardness at 1 / 4t thickness of the L cross section was measured, and the main phase in the metal structure was identified. The load was 500 gf and the average value of n = 10 was used. The main phase was a ferrite phase in the case of 160 to 300 HV and a martensite phase in the case of more than 300 HV.
最終熱処理板を用いて、９００〜１１００℃の温度範囲で１０℃ごとに焼き入れを行った。焼き入れはＴ℃、１０間での加熱保持の後、空冷を行うものとした。前述の（３）式により適正な焼き入れ温度範囲ΔＴを算出した。適正温度範囲が３０℃以上である場合に合格（〇）、３０℃未満である場合に不合格（×）と判断した。尚、焼き入れ前加熱の炉は、燃焼条件を同じにしても外気温や湿度等で炉内温度が１５℃程度変化する場合があり、このような場合は炉温を校正する必要がある。表中の「〇」は焼き入れ温度が±１５℃変わっても焼き戻し後の硬度が目標値を達成し、「×」は目標未達であることを意味する。ΔＴが３０℃以上である場合は上述のような校正を行うことなく適正な硬度のマルテンサイト系ステンレス鋼が得られ、ΔＴが３０℃未満である場合と比べて製品歩留まりが高くなるという大きなメリットがある。 Quenching was performed every 10 ° C. in a temperature range of 900 to 1100 ° C. using a final heat-treated plate. Quenching was carried out by heating and holding at T ° C. for 10 and then air cooling. The appropriate quenching temperature range ΔT was calculated by the above equation (3). When the appropriate temperature range was 30 ° C. or higher, it was judged to be acceptable (◯), and when it was less than 30 ° C., it was judged to be unacceptable (x). In the pre-quenching heating furnace, the temperature inside the furnace may change by about 15 ° C. due to the outside air temperature, humidity, etc. even if the combustion conditions are the same. In such a case, it is necessary to calibrate the furnace temperature. In the table, "○" means that the hardness after tempering reaches the target value even if the quenching temperature changes by ± 15 ° C., and "x" means that the target is not reached. When ΔT is 30 ° C or higher, martensitic stainless steel with appropriate hardness can be obtained without performing the above calibration, and there is a great merit that the product yield is higher than when ΔT is less than 30 ° C. There is.
また、焼き入れ後の鋼板について耐食性を評価した。尚、ステンレス鋼の耐食性は、一般的に固溶するＣｒの量に対応し、炭化物に起因するクロム欠乏相で劣化するため、マルテンサイト系ステンレス鋼として必要な特性を確認した。表面を＃６００で研磨し、ＪＩＳ Ｚ２３７１準拠の塩水噴霧試験を実施した。４ｈ保持後に表面に赤錆が認められるか否かで耐食性を判断した。赤錆が認められない場合を合格（〇）、認められる場合を不合格（×）とした。 In addition, the corrosion resistance of the hardened steel sheet was evaluated. Since the corrosion resistance of stainless steel generally corresponds to the amount of Cr that dissolves in solid solution and deteriorates in the chromium-deficient phase due to carbides, the characteristics required for martensitic stainless steel have been confirmed. The surface was polished with # 600 and a salt spray test conforming to JIS Z2371 was carried out. Corrosion resistance was judged based on whether or not red rust was observed on the surface after holding for 4 hours. If no red rust was found, it was passed (○), and if it was found, it was rejected (×).
実施例及び比較例の各々の製造条件及び評価結果を下記表２に示す。 The production conditions and evaluation results of each of Examples and Comparative Examples are shown in Table 2 below.
表２に示す結果から明らかなように、成分、熱延条件及びその後の熱処理条件のいずれもが所定の範囲内である実施例１〜７では、冷延焼鈍後の炭化物の析出量、大きさ及び密度が所定の範囲内となっており、その後の焼き入れ処理をした際に、高硬度が得られる適正な焼入れ温度範囲が顕著に拡大した。また、実施例１〜７に係るフェライト系ステンレス鋼は良好な耐食性を示すことも分かった。これに対し、成分、熱延条件及びその後の熱処理条件のいずれか一つが所定範囲外である比較例１〜１２では、炭化物の密度が小さく、適正な焼き入れ温度範囲が顕著に狭くなった。また、Ｃ含有量を過剰とした比較例１０及び１１については、焼き入れ性評価だけでなく、耐食性評価も不良であった。また、比較例１３では炭化物析出量Ｃｐ／Ｃｔが０．５４であり、所定範囲外に小さく、炭素の固溶強化により最終熱処理板の硬度が３００ＨＶを超え、範囲外に高かった。そのため成形加工が不可能であり、焼き入れ試験は実施しなかった。 As is clear from the results shown in Table 2, in Examples 1 to 7, where all of the components, hot spreading conditions and subsequent heat treatment conditions are within a predetermined range, the amount and size of carbides precipitated after cold quenching and quenching. And the density is within a predetermined range, and when the subsequent quenching treatment is performed, the appropriate quenching temperature range in which high hardness can be obtained is remarkably expanded. It was also found that the ferritic stainless steels according to Examples 1 to 7 exhibited good corrosion resistance. On the other hand, in Comparative Examples 1 to 12 in which any one of the component, the hot spreading condition and the subsequent heat treatment condition was out of the predetermined range, the density of the carbide was small and the appropriate quenching temperature range was remarkably narrowed. Further, in Comparative Examples 10 and 11 in which the C content was excessive, not only the hardenability evaluation but also the corrosion resistance evaluation was poor. Further, in Comparative Example 13, the amount of carbides deposited Cp / Ct was 0.54, which was small outside the predetermined range, and the hardness of the final heat-treated plate exceeded 300 HV due to the solid solution strengthening of carbon, which was high outside the range. Therefore, the molding process was impossible and the quenching test was not carried out.
以上の実施例・比較例から、（１）鋼中の成分含有量が所定であること、（２）鋼に含まれる炭化物のサイズ及び密度が所定であること、（３）鋼のビッカース硬度が１６０〜３００ＨＶであること、及び、（４）鋼に含まれる炭化物の析出量Ｃｐ／Ｃｔが０．９０以上であること、を満たす場合に、マルテンサイト系ステンレス鋼を製造するにあたっての焼き入れ温度範囲が広いフェライト系ステンレス鋼を得ることができるといえる。 From the above Examples and Comparative Examples, (1) the component content in the steel is predetermined, (2) the size and density of carbides contained in the steel are predetermined, and (3) the Vickers hardness of the steel is determined. Quenching temperature for producing martensitic stainless steel when it is satisfied that it is 160 to 300 HV and (4) the precipitation amount Cp / Ct of carbides contained in the steel is 0.90 or more. It can be said that ferrite-based stainless steel with a wide range can be obtained.
本開示のフェライト系ステンレス鋼は、軟質で加工が容易であり、マルテンサイト系ステンレス鋼を製造するにあたっての適正な焼入れ温度範囲も広い。すなわち、本開示のフェライト系ステンレス鋼によれば、刃物などに適用される硬質なマルテンサイト系ステンレス鋼を興行的に安定して生産することが容易となる。 The ferritic stainless steels of the present disclosure are soft and easy to process, and have a wide range of appropriate quenching temperatures for producing martensitic stainless steels. That is, according to the ferritic stainless steel of the present disclosure, it becomes easy to stably produce a hard martensitic stainless steel applied to a cutting tool or the like in a box office.
Claims (4)
Ｃ：０．１４％以上０．４５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：１１．５％以上１４．５％以下、
Ｎｉ：０％以上０．８０％以下、
Ｎ：０．００２％以上０．０７０％以下、
Ｐ：０％以上０．０４０％以下、
Ｓ：０％以上０．０３００％以下、
を含み、
直径０．９μｍ以下の炭化物が０．８個／μｍ２以上存在し、
ビッカース硬度が１６０ＨＶ以上３００ＨＶ以下であり、
下記（１）式を満足する、
フェライト系ステンレス鋼。
Ｃｐ／Ｃｔ≧０．９０・・・（１）
（式（１）において、Ｃｐは鋼材中に析出物として存在するＣ量、Ｃｔは鋼材中に存在する総Ｃ量である。） By mass%
C: 0.14% or more and 0.45% or less,
Si: 0.01% or more and 1.00% or less,
Mn: 0.01% or more and 1.00% or less,
Cr: 11.5% or more and 14.5% or less,
Ni: 0% or more and 0.80% or less,
N: 0.002% or more and 0.070% or less,
P: 0% or more and 0.040% or less,
S: 0% or more and 0.0300% or less,
Including
There are 0.8 carbides / μm 2 or more with a diameter of 0.9 μm or less,
Vickers hardness is 160HV or more and 300HV or less,
Satisfy the following equation (1),
Ferritic stainless steel.
Cp / Ct ≧ 0.90 ・ ・ ・ (1)
(In the formula (1), Cp is the amount of C present as a precipitate in the steel material, and Ct is the total amount of C present in the steel material.)
Ａｌ：０％以上０．３０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．０７％以下、
Ｂ：０％以上０．００３０％以下、
Ｔｉ：０％以上０．０７％以下、
Ｍｏ：０％以上０．７５％以下、
Ｖ：０％以上０．３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．１２％以下、
Ｃｕ：０％以上０．４０％以下、
Ｗ：０％以上１．０％以下、
Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．５０％以下、
Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、
Ｙ：０％以上０．１０％以下、
Ｈｆ：０％以上０．２０％以下、
ＲＥＭ：０％以上０．１０％以下、
Ｓｂ：０％以上０．１５％以下、
のうちの１種又は２種以上を含む、
請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。 By mass%
Al: 0% or more and 0.30% or less,
Nb: 0% or more and 0.07% or less,
B: 0% or more and 0.0030% or less,
Ti: 0% or more and 0.07% or less,
Mo: 0% or more and 0.75% or less,
V: 0% or more and 0.30% or less,
Sn: 0% or more and 0.12% or less,
Cu: 0% or more and 0.40% or less,
W: 0% or more and 1.0% or less,
Co: 0% or more and 0.50% or less,
Zr: 0% or more and 0.50% or less,
Ca: 0% or more and 0.0050% or less,
Mg: 0% or more and 0.0050% or less,
Y: 0% or more and 0.10% or less,
Hf: 0% or more and 0.20% or less,
REM: 0% or more and 0.10% or less,
Sb: 0% or more and 0.15% or less,
Including one or more of
The ferritic stainless steel according to claim 1.
前記仕上げ圧延に引き続いて、前記熱間圧延板を炉に装入して７００℃以上８００℃以下の温度で３０分以上２４時間以下の加熱保持を行って、加熱保持後圧延板を得ること、
を含む、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。 By mass%, C: 0.14% or more and 0.45% or less, Si: 0.01% or more and 1.00% or less, Mn: 0.01% or more and 1.00% or less, Cr: 11.5% or more 14.5% or less, Ni: 0% or more and 0.80% or less, N: 0.002% or more and 0.070% or less, P: 0% or more and 0.040% or less, S: 0% or more and 0.0300% A steel piece containing the following is heated to 1150 ° C. or higher and then hot-rolled, and the finish rolling in the hot-rolling is completed at 850 ° C. or higher and 900 ° C. or lower to obtain a hot-rolled plate. Following the finish rolling, the hot-rolled plate is charged into a furnace and heated and held at a temperature of 700 ° C. or higher and 800 ° C. or lower for 30 minutes or more and 24 hours or less to obtain a rolled plate after heating and holding.
A method for producing ferritic stainless steel, including.
前記酸洗後圧延板に対して冷間圧延を行って冷間圧延板を得ること、及び
前記冷間圧延板に対して７００℃以上８００℃以下の熱処理を行うこと、
を含む、請求項３に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。 After the heating and holding, the rolled plate is cooled and pickled to obtain a rolled plate after pickling.
After pickling, the rolled plate is cold-rolled to obtain a cold-rolled plate, and the cold-rolled plate is heat-treated at 700 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
3. The method for producing a ferritic stainless steel according to claim 3.
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