JP2022069229A - Austenite stainless steel and method for manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法に関する。 The present invention relates to austenitic stainless steel and a method for producing the same.
スマートフォンに代表される携帯型電子機器は小型軽量化および意匠性向上等のニーズが高い。そのため、このような携帯型電子機器に用いられる金属製の外装部材の製造では、複雑な形状への加工に対応するため、過酷な条件での冷間鍛造を施した後、切削加工により成形する手法が多用されるようになってきた。さらに、携帯型電子機器のデザインによっては、切削加工後に鏡面研磨を施す場合もある。ここで、携帯型電子機器の外装部材は、自機器に内蔵される地磁気センサー等への悪影響を回避するために非磁性であることが要求されるだけでなく、高強度も要求される。また、前記の電子機器は携帯型であるため屋外環境で使用されることも多いことから、外装部材は、屋内での使用を前提とする電子機器用部材と比べて高い耐食性も要求される。 Portable electronic devices such as smartphones are in high demand for smaller size and lighter weight and improved design. Therefore, in the manufacture of metal exterior members used in such portable electronic devices, in order to cope with processing into complicated shapes, cold forging is performed under harsh conditions and then molding is performed. Techniques have come to be used extensively. Further, depending on the design of the portable electronic device, mirror polishing may be performed after the cutting process. Here, the exterior member of the portable electronic device is required not only to be non-magnetic in order to avoid adverse effects on the geomagnetic sensor and the like built in the own device, but also to have high strength. Further, since the electronic device is portable and is often used in an outdoor environment, the exterior member is also required to have higher corrosion resistance than the member for an electronic device which is supposed to be used indoors.
前記の外装部材の製造に用いられる金属材料として、例えば特許文献１には、冷間鍛造および切削加工を施して非磁性部材とされた非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板（以下、単に「ステンレス鋼板」という）が開示されている。
As a metal material used for manufacturing the exterior member, for example,
また、ステンレス鋼では高い表面品質が要求される。ここで、ステンレス鋼の一製造工程である熱間圧延（熱延）に起因する表面欠陥として、ヘゲ疵と呼ばれる山形状の割れ疵がある。ヘゲ疵等の表面欠陥は、ステンレス鋼の歩留りを低下させ、大幅なコストアップを招く。このような表面欠陥を改善する方法として、例えば特許文献２には、熱延時の歪速度および１パス当たりの圧延率を規定した、ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。
In addition, high surface quality is required for stainless steel. Here, as a surface defect caused by hot rolling (hot rolling), which is one manufacturing process of stainless steel, there is a mountain-shaped crack called a heald flaw. Surface defects such as scratches reduce the yield of stainless steel and lead to a significant cost increase. As a method for improving such surface defects, for example,
特許文献１に記載のステンレス鋼板の製造方法は、非磁性かつ高強度部品を製造することが可能な方法であるが、製造工程が複雑でコストがかかり、また、製品形状によっては利用できないという問題点がある。
The method for manufacturing a stainless steel sheet described in
また、オーステナイト系ステンレス鋼を高強度化するためには、一般的に冷間圧延（調質圧延）を施すことが知られている。しかし、冷間圧延を施すと薄肉化しやすいことから、一定以上の板厚のオーステナイト系ステンレス鋼を、冷間圧延を含む製造方法により製造することは困難である。 Further, in order to increase the strength of austenitic stainless steel, it is generally known to perform cold rolling (conditioning rolling). However, it is difficult to manufacture austenitic stainless steel having a plate thickness of a certain value or more by a manufacturing method including cold rolling because it tends to be thinned by cold rolling.
また、特許文献２には、表面欠陥を改善するための熱延工程の条件は記載されているが、当該熱延工程の条件には改善の余地がある。例えば、特許文献２には、鋳造片の表面研削有無、および、１～７パス程度の粗熱延の工程における特定パスの圧延率等の具体的な条件については開示されていない。
Further, although
本発明の一態様は、厚さが一定程度以上あるにも関わらず、高強度かつ表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼等を実現することを目的とする。 One aspect of the present invention is to realize an austenitic stainless steel or the like having high strength and excellent surface texture even though the thickness is more than a certain level.
前記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、ＣとＮとを合わせた含有量が、質量％で０．０８％以上であり、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ以上であり、厚さが３ｍｍ以上であり、熱延時の粒界割れに起因するヘゲ疵の深さの平均が１０μｍ以下である。 In order to solve the above-mentioned problems, the austenitic stainless steel according to one aspect of the present invention has a combined content of C and N of 0.08% or more in mass%, which is parallel to the thickness direction. The average hardness of the cross section is 250 HV or more, the thickness is 3 mm or more, and the average depth of scab caused by grain boundary cracking during hot spreading is 10 μm or less.
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：６．０％以上１５．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上２２．０％以下、Ｎ：０．００５％以上０．２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるものであってもよい。 The austenitic stainless steel according to one aspect of the present invention has C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0. 04% or less, S: 0.03% or less, Ni: 6.0% or more and 15.0% or less, Cr: 16.0% or more and 22.0% or less, N: 0.005% or more and 0.200% or less May be contained and the balance may be composed of Fe and unavoidable impurities.
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上３．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上３．５０％以下、Ａｌ：０．００８％以下、Ｏ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．５０％以下の１種または２種以上をさらに含有していてもよい。 The austenite-based stainless steel according to one aspect of the present invention has Mo: 0.01% or more and 3.00% or less, Cu: 0.01% or more and 3.50% or less, Al: 0.008% or less in mass%. , O: 0.001% or more and 0.010% or less, V: 0.01% or more and 0.50% or less, B: 0.0003% or more and 0.0100% or less, Ti: 0.01% or more and 0.50 % Or less of 1 type or 2 or more types may be further contained.
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００３０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００３０％以下、Ｙ：０．０１％以上０．２０％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｐｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下の１種または２種以上をさらに含有していてもよい。 The austenite-based stainless steel according to one aspect of the present invention has Co: 0.01% or more and 0.50% or less, Zr: 0.01% or more and 0.10% or less, Nb: 0.01% or more in mass%. 0.10% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0030% or less, Ca: 0.0003% or more and 0.0030% or less, Y: 0.01% or more and 0.20% or less, REM (rare earth metal) : 0.01% or more and 0.10% or less, Sn: 0.001% or more and 0.500% or less, Sb: 0.001% or more and 0.500% or less, Pb: 0.01% or more and 0.10% or less , W: One or more of 0.01% or more and 0.50% or less may be further contained.
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、比透磁率μが１．１以下であってもよい。 The austenitic stainless steel according to one aspect of the present invention may have a relative magnetic permeability μ of 1.1 or less.
前記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：６．０％以上１５．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上２２．０％以下、Ｎ：０．００５％以上０．２００％以下を含有し、かつＣとＮとを合わせた含有量が質量％で０．０８％以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成された化学組成からなり、鋳造によって製造したスラブを、１０００℃以上１３００℃以下の温度に加熱した後、粗熱延を施す粗熱延工程と、前記粗熱延工程により得られた鋼帯に対して仕上熱延を施す仕上熱延工程と、前記仕上熱延工程後の前記鋼帯を冷却する冷却工程とを含み、前記粗熱延工程では、前記スラブを表面研削することなく、前記粗熱延の１パス目の圧延率が３０％以下であり、前記仕上熱延工程では、前記仕上熱延の総圧延率が６０％以上であり、前記仕上熱延の温度が６００℃以上１１００℃以下であり、前記仕上熱延の最終パス温度が９５０℃以下であり、前記冷却工程では、前記鋼帯を、前記仕上熱延の前記最終パス温度が７５０℃以上の場合は、７５０℃以下まで、冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する。 In order to solve the above-mentioned problems, the method for producing austenite-based stainless steel according to one aspect of the present invention is, in terms of mass%, C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Ni: 6.0% or more and 15.0% or less, Cr: 16.0% or more and 22.0% or less, N: Chemical containing 0.005% or more and 0.200% or less, and the combined content of C and N is 0.08% or more in mass%, and the balance is composed of Fe and unavoidable impurities. A slab having a composition and manufactured by casting is heated to a temperature of 1000 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, and then rough-heat-rolled. The rough hot rolling step includes a finishing hot rolling step of applying hot rolling and a cooling step of cooling the steel strip after the finishing hot rolling step. In the rough hot rolling step, the rough hot rolling is performed without surface grinding the slab. The rolling ratio of the first pass is 30% or less, the total rolling ratio of the finishing hot rolling is 60% or more, and the temperature of the finishing hot rolling is 600 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower in the finishing hot rolling step. The final pass temperature of the finishing hot rolling is 950 ° C. or lower, and in the cooling step, the cooling rate of the steel strip is reduced to 750 ° C. or lower when the final pass temperature of the finishing hot rolling is 750 ° C. or higher. Cool at 5 ° C / s or higher.
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、前記スラブは、質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上３．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上３．５０％以下、Ａｌ：０．００８％以下、Ｏ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．５０％以下の１種または２種以上をさらに含有していてもよい。 In the method for producing austenitic stainless steel according to one aspect of the present invention, the slab has Mo: 0.01% or more and 3.00% or less, Cu: 0.01% or more and 3.50% or less in mass%. Al: 0.008% or less, O: 0.001% or more and 0.010% or less, V: 0.01% or more and 0.50% or less, B: 0.0003% or more and 0.0100% or less, Ti: 0 It may further contain one or more of 0.01% or more and 0.50% or less.
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、前記スラブは、質量％で、Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００３０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００３０％以下、Ｙ：０．０１％以上０．２０％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｐｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下の１種または２種以上をさらに含有していてもよい。 In the method for producing austenite-based stainless steel according to one aspect of the present invention, the slab contains Co: 0.01% or more and 0.50% or less, Zr: 0.01% or more and 0.10% or less in terms of mass%. Nb: 0.01% or more and 0.10% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0030% or less, Ca: 0.0003% or more and 0.0030% or less, Y: 0.01% or more and 0.20% Hereinafter, REM (rare earth metal): 0.01% or more and 0.10% or less, Sn: 0.001% or more and 0.500% or less, Sb: 0.001% or more and 0.500% or less, Pb: 0.01 % Or more and 0.10% or less, W: 0.01% or more and 0.50% or less may further contain one or more.
本発明の一態様によれば、厚さが一定程度以上あるにも関わらず、高強度かつ表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼等を実現することができる。 According to one aspect of the present invention, it is possible to realize an austenitic stainless steel or the like having high strength and excellent surface texture even though the thickness is more than a certain level.
以下、本発明の一実施形態について詳細に説明する。なお、以下の記載は発明の趣旨をより良く理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。また、本明細書中では、特に言及がない限り、成分の濃度は、質量％濃度で表す。 Hereinafter, one embodiment of the present invention will be described in detail. The following description is intended to better understand the gist of the invention, and does not limit the present invention unless otherwise specified. Further, in the present specification, unless otherwise specified, the concentration of a component is expressed as a mass% concentration.
〔本発明のポイントおよび目的〕
本発明のポイントとしては、以下に示す（ｉ）および（ｉｉ）が挙げられる。
[Points and Objectives of the Present Invention]
The points of the present invention include (i) and (ii) shown below.
（ｉ）一定程度以上（３ｍｍ以上）の厚さがあるにも関わらず、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均値が２５０ＨＶ以上、かつ熱延時の粒界割れに起因するヘゲ疵が少なく、表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を実現した点。 (I) Despite having a certain thickness or more (3 mm or more), the average value of the hardness of the cross section parallel to the thickness direction is 250 HV or more, and the grain boundary cracking during hot spreading causes a scratch. The point that austenitic stainless steel with excellent surface texture was realized.
（ｉｉ）連続鋳造によって製造したスラブを表面研削することなく高温にし、複数パス実施する粗熱延の１パス目の圧延率を３０%以下とする。その後の仕上熱延の総圧延率を６０％以上、仕上熱延の温度を６００℃以上１１００℃以下、仕上熱延の最終パス温度を９５０℃以下とする。そして、仕上熱延の最終パス温度が７５０℃以上の場合は、仕上熱延後の鋼帯を７５０℃以下まで、冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する。これらの工程を含む製造方法により、前記（ｉ）に示すオーステナイト系ステンレス鋼が得られることを見出した点。 (Ii) The slab produced by continuous casting is heated to a high temperature without surface grinding, and the rolling ratio of the first pass of rough hot rolling performed in a plurality of passes is set to 30% or less. After that, the total rolling ratio of the hot-rolled finish is 60% or more, the temperature of the hot-rolled finish is 600 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower, and the final pass temperature of the hot-rolled finish is 950 ° C. or lower. When the final pass temperature of the hot-rolled finish is 750 ° C. or higher, the steel strip after the hot-rolled finish is cooled to 750 ° C. or lower at a cooling rate of 5 ° C./s or higher. It has been found that the austenitic stainless steel shown in (i) above can be obtained by a manufacturing method including these steps.
ここで、ヘゲ疵とは、オーステナイト系ステンレス鋼の表面に発生する山形状の割れ疵を示す。δフェライトを含まないオーステナイト単相鋼では、熱延初期の段階で生じるスラブ表面の粒界割れが、ヘゲ疵の原因になるとされている。このような粒界割れは、熱間加工性を劣化させる代表的な不純物であるＳ（硫黄）が結晶粒界に偏析すること、また、結晶粒径が大きい場合に粒界強度が脆弱であることに起因して、熱延時の応力に変形が追従できずに発生する。 Here, the hesitation defect refers to a mountain-shaped crack that occurs on the surface of austenitic stainless steel. In austenite single-phase steels that do not contain δ-ferrite, grain boundary cracks on the slab surface that occur in the early stages of hot rolling are said to cause blemish flaws. In such grain boundary cracks, S (sulfur), which is a typical impurity that deteriorates hot workability, segregates at the crystal grain boundaries, and the grain boundary strength is weak when the crystal grain size is large. As a result, the deformation cannot follow the stress during hot spreading and occurs.
これまで、例えば、Ｓ含有量を低減すること、および、Ｓ固溶限の大きなδフェライトを少量生成させることにより、粒界へのＳの偏析を抑制することで、粒界割れの改善がなされてきた。また、結晶粒径の微細化に伴う粒界面積の増加によれば、Ｓの粒界偏析濃度が希釈化し、かつ粒界強度が高まるため、粒界割れ、すなわちヘゲ疵の発生低減に有効となる。また、熱延時の再結晶は、結晶粒微細化に伴う粒界強度の増加に加えて、Ｓが偏析していた旧粒界が消滅して粒界割れが発生しなくなることから、粒界割れを抑制する要因の一つとなることが知られている。 So far, for example, by reducing the S content and producing a small amount of δ ferrite having a large S solid solution limit, segregation of S at the grain boundaries has been suppressed, thereby improving the grain boundary cracks. I came. Further, according to the increase in the grain boundary area due to the miniaturization of the crystal grain size, the grain boundary segregation concentration of S is diluted and the grain boundary strength is increased, which is effective in reducing the occurrence of grain boundary cracks, that is, scabs. Will be. Further, in the recrystallization during hot spreading, in addition to the increase in the grain boundary strength due to the grain refinement, the old grain boundaries segregated by S disappear and the grain boundary cracks do not occur, so that the grain boundary cracks do not occur. It is known to be one of the factors that suppress the.
一方、上述の（ｉｉ）に示す製造方法により、オーステナイト系ステンレス鋼におけるヘゲ疵の発生低減を実現できることは、本発明者らによる鋭意検討の結果得られた、新規な知見である。 On the other hand, it is a novel finding obtained as a result of diligent studies by the present inventors that the generation of austenitic stainless steel can be reduced by the manufacturing method shown in (ii) above.
なお、オーステナイト系ステンレス鋼の表面性状の具体的な評価指標としては、熱延時の粒界割れに起因するヘゲ疵の深さの平均が１０μｍ以下である場合に、「ヘゲ疵の発生が少なく、表面性状に優れている」といえる。また、当該ヘゲ疵の深さの平均が５μｍ以下であれば、より好ましい。 As a specific evaluation index of the surface texture of austenitic stainless steel, when the average depth of the grain boundary cracks during hot spreading is 10 μm or less, “the occurrence of the austenitic stainless steel”. It is less and has excellent surface texture. " Further, it is more preferable that the average depth of the scratches is 5 μm or less.
「ヘゲ疵の深さの平均」とは、例えば、オーステナイト系ステンレス鋼の表面における複数のヘゲ疵の発生部分について、それぞれヘゲ疵の深さを測定し、得られた複数の測定結果の平均値であってよい。また、ヘゲ疵の深さの測定方法としては、例えば、オーステナイト系ステンレス鋼のヘゲ疵の発生部分について、厚さ方向に平行な断面を得て鏡面研磨後、その表層部を光学顕微鏡にて観察して測定してよい。すなわち、ヘゲ疵の深さとは、オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ方向における深さである。 The "average depth of blemishes" is, for example, the depth of blemishes on the surface of austenitic stainless steel for each of the multiple dents, and the results of the plurality of measurements obtained. May be the average value of. As a method for measuring the depth of scabs, for example, for the portion of austenitic stainless steel where scabs are generated, a cross section parallel to the thickness direction is obtained, mirror polishing is performed, and then the surface layer portion is subjected to an optical microscope. You may observe and measure. That is, the depth of the scratch is the depth in the thickness direction of the austenitic stainless steel.
また、オーステナイト系ステンレス鋼の、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均値が２５０ＨＶ以上を有することによるメリットについては、以下の通りである。 Further, the merits of the austenitic stainless steel having an average value of hardness of a cross section parallel to the thickness direction of 250 HV or more are as follows.
スマートフォン等の電子機器の構造部材は、冷間鍛造と切削とにより製造されることが一般的である。鋼材は一般的に、加工に伴って高強度化する加工硬化現象を生じるが、冷間鍛造での加工程度は均一とはならず部位によって異なるため、軟質部位が残存し得る。鋼材に軟質部位が残存していると表面が疵付きやすく、製品としての価値が低くなる。本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼を前記構造部材として適用する場合、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均値が２５０ＨＶ以上であるため、軟質部位が残存しておらず、製品として品質が安定化する。 Structural members of electronic devices such as smartphones are generally manufactured by cold forging and cutting. Generally, a steel material causes a work hardening phenomenon in which the strength is increased with processing, but the degree of processing in cold forging is not uniform and varies depending on the portion, so that a soft portion may remain. If soft parts remain on the steel material, the surface is easily scratched and the value as a product is lowered. When the austenitic stainless steel according to the embodiment of the present invention is applied as the structural member, since the average value of the hardness of the cross section parallel to the thickness direction is 250 HV or more, no soft portion remains. The quality of the product is stable.
なお、本明細書に記載の「オーステナイト系ステンレス鋼」は、オーステナイト系ステンレス鋼帯およびオーステナイト系ステンレス鋼板の両方を含む。言い換えれば、本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼帯およびオーステナイト系ステンレス鋼板の両方に適用可能である。 The "austenitic stainless steel" described in the present specification includes both austenitic stainless steel strips and austenitic stainless steel sheets. In other words, the present invention is applicable to both austenitic stainless steel strips and austenitic stainless steel sheets.
本発明は、例えば、高強度かつ、表面性状に優れることから歩留りおよび品質に優れたオーステナイト系ステンレス鋼と、その製造方法とを実現することを目的とする。このようなオーステナイト系ステンレス鋼を用いれば、スマートフォン等の電子機器の構造部材を、切削、エッチング、放電加工等により、複雑な鍛造加工を施すことなく製造することが可能である。 An object of the present invention is, for example, to realize an austenitic stainless steel having high strength and excellent surface texture and therefore excellent yield and quality, and a method for producing the same. By using such austenitic stainless steel, it is possible to manufacture structural members of electronic devices such as smartphones by cutting, etching, electric discharge machining, etc. without performing complicated forging.
〔オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法〕
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、図１に示すように、製鋼、粗熱延、仕上熱延および冷却の各工程を実施することで製造することができる。より具体的には、まず、一般的な製鋼方法を用いて溶鋼を得て、鋳造によりスラブを製造する（製鋼工程）。鋳造によって製造したスラブは、後述する〔オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成〕にて示す化学組成を有する。当該スラブについて、表面研削することなく、１０００℃以上１３００℃以下に加熱した後、粗熱延を施し、例えば厚さ３５ｍｍの粗バー（鋼帯）とする（粗熱延工程）。粗熱延工程では、粗熱延の１パス目の圧延率を３０％以下とする。
[Manufacturing method of austenitic stainless steel]
As shown in FIG. 1, the austenitic stainless steel according to the embodiment of the present invention can be produced by carrying out each step of steelmaking, rough hot rolling, finishing hot rolling and cooling. More specifically, first, molten steel is obtained by using a general steelmaking method, and a slab is manufactured by casting (steelmaking process). The slab produced by casting has a chemical composition shown in [Chemical composition of austenitic stainless steel] described later. The slab is heated to 1000 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower without surface grinding, and then subjected to rough heat rolling to obtain, for example, a rough bar (steel strip) having a thickness of 35 mm (coarse heat rolling step). In the rough heat rolling step, the rolling ratio of the first pass of the rough heat rolling is set to 30% or less.
その後、６００℃以上１１００℃以下で前記粗バーに対して仕上熱延を施す（仕上熱延工程）。仕上熱延工程では、仕上熱延の総圧延率を６０％以上、仕上熱延の最終パス温度を９５０℃以下とする。仕上熱延工程後の鋼帯について、仕上熱延の最終パス温度が７５０℃以上の場合は、７５０℃以下まで、冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する（冷却工程）。これらの条件を満たすことで、ヘゲ疵が少ないことで表面性状に優れ、かつ厚さ方向に平行な断面において所望の硬さを有するオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。 Then, the rough bar is hot-rolled for finishing at 600 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower (finishing hot-rolling step). In the finishing hot rolling process, the total rolling ratio of the finishing hot rolling is 60% or more, and the final pass temperature of the finishing hot rolling is 950 ° C. or lower. When the final pass temperature of the finishing hot rolling is 750 ° C or higher, the steel strip after the finishing hot rolling process is cooled to 750 ° C or lower at a cooling rate of 5 ° C / s or higher (cooling step). By satisfying these conditions, it is possible to obtain an austenitic stainless steel having excellent surface texture due to less scratches and having a desired hardness in a cross section parallel to the thickness direction.
また、得られたオーステナイト系ステンレス鋼について、必要に応じて、熱延工程で生成した酸化スケールの除去を目的とし、酸洗処理を施してもよい。一般的に、酸洗処理は焼鈍工程と酸洗工程とが繋がった焼鈍酸洗ラインで実施される。酸洗処理を行う際は、オーステナイト系ステンレス鋼の硬さの低下が発生しない温度範囲（具体的には、９００℃以下）において、オーステナイト系ステンレス鋼に熱を加えてもよい。 Further, the obtained austenitic stainless steel may be pickled, if necessary, for the purpose of removing the oxide scale generated in the hot rolling step. Generally, the pickling treatment is carried out in an annealing pickling line in which the annealing step and the pickling step are connected. When the pickling treatment is performed, heat may be applied to the austenitic stainless steel in a temperature range (specifically, 900 ° C. or lower) at which the hardness of the austenitic stainless steel does not decrease.
さらに、酸洗処理されたオーステナイト系ステンレス鋼について、必要に応じて、表面性状または強度を調整することを目的とし、調質圧延を実施してもよい。一般的に、調質圧延は冷間圧延工程で実施され、表面性状を調整する目的ならば総圧延率が数％以下となるように、強度を調整する目的ならば総圧延率が数％から５０％程度となるように実施される。一方、本発明では、熱延時の条件により高強度化を図っている。したがって、酸洗処理されたオーステナイト系ステンレス鋼に、強度を調整する目的で調質圧延を行う場合、過度に強度が上昇しない総圧延率の範囲（具体的には、３０％以下）において調質圧延を加えてもよい。 Further, the pickled austenitic stainless steel may be subjected to temper rolling for the purpose of adjusting the surface texture or strength, if necessary. Generally, temper rolling is carried out in the cold rolling process, and the total rolling ratio is several percent or less for the purpose of adjusting the surface texture, and the total rolling ratio is several percent for the purpose of adjusting the strength. It is carried out so as to be about 50%. On the other hand, in the present invention, the strength is increased depending on the conditions during hot spreading. Therefore, when austenitic stainless steel that has been pickled is tempered for the purpose of adjusting its strength, it is tempered within the range of the total rolling ratio (specifically, 30% or less) in which the strength does not increase excessively. Rolling may be added.
以上の各工程によれば、３ｍｍ以上の厚さがあるにも関わらず、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ以上であり、かつ熱延の粒界割れに起因するヘゲ疵の深さの平均が１０μｍ以下である、高強度かつ表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。 According to each of the above steps, the average hardness of the cross sections parallel to the thickness direction is 250 HV or more even though the thickness is 3 mm or more, and the hege caused by the grain boundary cracking of hot rolling. It is possible to provide an austenitic stainless steel having high strength and excellent surface texture having an average defect depth of 10 μm or less.
なお、「厚さ方向に平行な断面の硬さの平均」とは、厚さ方向に平行な断面の硬さについて、測定位置ごとの変動が分かるように、荷重１ｋｇでビッカース硬さを複数点測定した結果の平均値を示す。ビッカース硬さは、例えば、ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠した方法により測定できる。 The "average hardness of the cross section parallel to the thickness direction" is a plurality of Vickers hardness points with a load of 1 kg so that the variation of the hardness of the cross section parallel to the thickness direction can be understood for each measurement position. The average value of the measurement results is shown. The Vickers hardness can be measured, for example, by a method according to JIS Z2244.
（Ｃ＋Ｎ）
Ｃ（炭素）およびＮ（窒素）は、オーステナイト相の固溶強化および加工硬化に有効に作用するため、一定量必要である。種々検討の結果、安定して２５０ＨＶ以上の硬さを得るためには、Ｃ＋Ｎ量を０．０８％以上に調整する。Ｃ＋Ｎ量は、ＣとＮとを合わせた含有量のことである。また、Ｃ＋Ｎ量には、Ｃが０％またはＮが０％の場合が含まれていてよい。
(C + N)
C (carbon) and N (nitrogen) are required in a certain amount because they effectively act on the solid solution strengthening and work hardening of the austenite phase. As a result of various studies, in order to obtain a stable hardness of 250 HV or more, the amount of C + N is adjusted to 0.08% or more. The amount of C + N is the total content of C and N. Further, the amount of C + N may include the case where C is 0% or N is 0%.
（比透磁率）
オーステナイト系ステンレス鋼を特徴付ける上で、一般的に比透磁率μは１．１以下が好ましく、１．０５以下がより好ましい。
(Specific magnetic permeability)
In characterizing austenitic stainless steel, the relative permeability μ is generally preferably 1.1 or less, more preferably 1.05 or less.
前記のように化学組成が調整されたオーステナイト系ステンレス鋼は、通常の鋼板製造工程およびその後の冷間鍛造工程で加工誘起マルテンサイト相が生成しない。そのため、加工誘起マルテンサイト相に起因する磁性化は回避できる。ただし、スラブの溶製時に、高温でδフェライト相が生成することがあり、当該δフェライト相が残存すると比透磁率μが１.１以下の非磁性が得られない。また、オーステナイト系ステンレス鋼の製品中にδフェライト相が異相として混在していると、鏡面研磨品の外観を損なう場合もある。したがって、冷間鍛造に供する素材である鋼板の段階で、δフェライト相が消失している必要がある。この点、本発明の一実施形態に係る製造方法では、仕上圧延を６００℃以上で実施することで、δフェライト相の残存を防止する。δフェライト相は強磁性であるため、その存在有無は比透磁率μによって評価できる。 In the austenitic stainless steel whose chemical composition has been adjusted as described above, the work-induced martensite phase is not generated in the normal steel sheet manufacturing process and the subsequent cold forging process. Therefore, magnetization due to the work-induced martensite phase can be avoided. However, during the melting of the slab, a δ-ferrite phase may be formed at a high temperature, and if the δ-ferrite phase remains, non-magnetism having a relative permeability μ of 1.1 or less cannot be obtained. Further, if the δ ferrite phase is mixed as a heterogeneous phase in the austenitic stainless steel product, the appearance of the mirror-polished product may be spoiled. Therefore, it is necessary that the δ ferrite phase disappears at the stage of the steel sheet, which is the material used for cold forging. In this respect, in the manufacturing method according to the embodiment of the present invention, the finish rolling is carried out at 600 ° C. or higher to prevent the residual δ ferrite phase. Since the δ ferrite phase is ferromagnetic, its presence or absence can be evaluated by the relative permeability μ.
（目標特性）
オーステナイト系ステンレス鋼において、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均は、２５０ＨＶ以上（ＳＵＳ３０４ＣＳＰ－１／２Ｈ規格）を目指した。また、厚さは、例えば特殊金属エクセルのＳＵＳ３０１ＣＳＰの厚さの範囲が２．５ｍｍ以下程度であるため、３ｍｍ以上を目指した。また、熱延時の粒界割れに起因するヘゲ疵の発生低減を目指した。
(Target characteristics)
In austenitic stainless steel, the average hardness of the cross section parallel to the thickness direction was aimed at 250 HV or more (SUS304CSP-1 / 2H standard). Further, the thickness was aimed at 3 mm or more because, for example, the thickness range of the special metal Excel SUS301CSP is about 2.5 mm or less. We also aimed to reduce the occurrence of burr defects caused by grain boundary cracks during hot spreading.
（スラブの表面研削）
鋳造によって製造したスラブは表面研削することなく、鋳造ままとする。粗熱延の際、熱延材の表層部では再結晶によって結晶粒が微細化する。鋳造によって製造したスラブの表層部は、表層から５ｍｍ程度の範囲がチル晶と呼ばれる１ｍｍ以下の結晶粒で構成される。チル晶直下の部位は、柱状晶と呼ばれる短径１ｍｍ以上、長径５ｍｍ以上の略円柱状の巨大結晶粒で構成される。結晶粒が大きいほど粒界強度が脆弱であり、熱延時に微小な粒界割れを生じて熱延起因の表面欠陥であるヘゲ疵が発生するため、ヘゲ疵の発生低減には極表層部の結晶粒が小さいことが好ましい。
(Slab surface grinding)
Slabs produced by casting are left as cast without surface grinding. At the time of rough hot rolling, crystal grains are refined by recrystallization in the surface layer portion of the hot rolling material. The surface layer portion of the slab manufactured by casting is composed of crystal grains of 1 mm or less called chill crystals in a range of about 5 mm from the surface layer. The portion directly below the chill crystal is composed of giant crystal grains having a minor axis of 1 mm or more and a major axis of 5 mm or more, which are called columnar crystals. The larger the crystal grains, the weaker the grain boundary strength, and minute grain boundary cracks occur during hot rolling, causing surface defects caused by hot rolling. It is preferable that the crystal grains in the portion are small.
したがって、前記スラブを表面研削しないことで、結晶粒が小さいチル晶が前記スラブの表層に残り、熱延に起因するヘゲ疵の発生を低減できる。また、表面研削が不要となれば、工程数低減による生産性の向上および歩留り改善が実現できる。 Therefore, by not surface-grinding the slab, chill crystals having small crystal grains remain on the surface layer of the slab, and the occurrence of blemishes due to hot rolling can be reduced. Further, if surface grinding is not required, productivity can be improved and yield can be improved by reducing the number of processes.
（粗熱延の１パス目の圧延率）
熱延中は、高温下で熱延材にひずみが加わることで再結晶が起こる。再結晶後の結晶粒径は熱延前の結晶粒径が細かいほど、さらに細かくなる傾向にある。つまり、前記スラブの中で比較的微細なチル晶を表層に含む状態で熱延を実施することが、結晶粒微細化の観点から好ましい。すなわち、粗熱延の１パス目にスラブ表層部が再結晶により微細化することで、熱延に起因する粒界割れによるヘゲ疵の発生を効果的に低減できる。
(Rolling rate of the first pass of rough heat rolling)
During hot rolling, recrystallization occurs due to strain applied to the hot rolled material at high temperature. The crystal grain size after recrystallization tends to be finer as the crystal grain size before hot rolling is finer. That is, it is preferable to carry out hot rolling in a state where the surface layer contains relatively fine chill crystals in the slab, from the viewpoint of grain refinement. That is, by reducing the size of the slab surface layer portion by recrystallization in the first pass of the crude hot rolling, it is possible to effectively reduce the occurrence of hesitation defects due to grain boundary cracks caused by the hot rolling.
粗熱延工程における粗熱延の圧延率は、５％以上３０％以下とすることが好ましく、１０％以上２０％以下とすることがより好ましい。粗熱延工程では、熱延材の表層部では再結晶によって結晶粒が微細化する。ここで、粗熱延の１パス目の圧延率が大きすぎると、十分に結晶粒が微細化される前に粒界割れが発生する懸念がある。そこで、粗熱延の１パス目の圧延率は、３０％以下とすることが好ましく、２０％以下とすることがより好ましい。また、粗熱延の１パス目の圧延率が小さすぎると、所定の板厚に圧延するまでの熱延パス数が増加するとともに、熱延温度の過度な低下により熱延抵抗の増加を招き、熱延性が低下する等、生産性低下および生産負荷増化となる。したがって、粗熱延の１パス目の圧延率は、５％以上とすることが望ましい。 The rolling ratio of the rough hot rolling in the rough hot rolling step is preferably 5% or more and 30% or less, and more preferably 10% or more and 20% or less. In the rough hot-rolling step, crystal grains are refined by recrystallization in the surface layer portion of the hot-rolled material. Here, if the rolling ratio of the first pass of the crude hot rolling is too large, there is a concern that grain boundary cracks may occur before the crystal grains are sufficiently miniaturized. Therefore, the rolling ratio of the first pass of rough hot rolling is preferably 30% or less, more preferably 20% or less. Further, if the rolling ratio of the first pass of rough hot rolling is too small, the number of hot rolling passes until rolling to a predetermined plate thickness increases, and the hot rolling resistance increases due to an excessive decrease in hot rolling temperature. , The heat-rolling property is lowered, and the productivity is lowered and the production load is increased. Therefore, it is desirable that the rolling ratio of the first pass of rough hot rolling is 5% or more.
（仕上熱延の総圧延率）
仕上熱延の総圧延率は６０％以上とすることが好ましい。仕上熱延の総圧延率が６０％を下回った場合、圧延ひずみが十分に付与されず目標とする硬さが得られない。なお、仕上熱延工程前の鋼帯の厚さをｈ１、仕上熱延工程後の鋼帯の厚さをｈ２とするとき、総圧延率＝（ｈ１－ｈ２）／ｈ１の関係式が成立する。
(Total rolling rate of hot rolling finish)
The total rolling ratio of the finish hot rolling is preferably 60% or more. When the total rolling ratio of the finish hot rolling is less than 60%, the rolling strain is not sufficiently applied and the target hardness cannot be obtained. When the thickness of the steel strip before the finishing hot rolling process is h1 and the thickness of the steel strip after the finishing hot rolling process is h2, the relational expression of total rolling ratio = (h1-h2) / h1 is established. ..
（仕上熱延の温度）
仕上熱延の温度は、６００℃以上１１００℃以下とすることが好ましい。また、仕上熱延の最終パス温度（最終パス圧延温度）は９５０℃以下とすることが好ましい。仕上熱延の温度および最終パス圧延温度が６００℃を下回った場合、鋼帯の表層に付与される圧延ひずみ量が、厚さ方向の中心部分と比較して大きくなり、部分的に十分に高強度化されない可能性がある。一方、仕上熱延の温度が１１００℃を上回った場合、圧延ひずみが再結晶駆動力となってしまい、圧延直後に再結晶が生じ所望の硬さが得られないとともに、温度が高すぎて最終パス圧延温度を９５０℃以下に調整することが困難となる。また、最終パス圧延温度が９５０℃を超えた場合、圧延ひずみが再結晶駆動力となってしまい、圧延直後に再結晶が生じ所望の硬さが得られない。
(Temperature of hot rolling finish)
The temperature of hot rolling for finishing is preferably 600 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower. Further, the final pass temperature (final pass rolling temperature) of the finishing hot rolling is preferably 950 ° C. or lower. When the temperature of the finish hot rolling and the final pass rolling temperature are lower than 600 ° C, the amount of rolling strain applied to the surface layer of the steel strip becomes larger than that of the central part in the thickness direction, and is partially high enough. It may not be strengthened. On the other hand, when the temperature of the finishing hot rolling exceeds 1100 ° C., the rolling strain becomes a recrystallization driving force, recrystallization occurs immediately after rolling, the desired hardness cannot be obtained, and the temperature is too high to be final. It becomes difficult to adjust the pass rolling temperature to 950 ° C. or lower. Further, when the final pass rolling temperature exceeds 950 ° C., the rolling strain becomes a recrystallization driving force, recrystallization occurs immediately after rolling, and the desired hardness cannot be obtained.
（冷却工程）
前記の仕上熱延工程の後、仕上熱延を施された鋼帯について、仕上熱延の最終パス温度が７５０℃以上の場合は、７５０℃以下まで冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する冷却工程を含むことが好ましい。仕上熱延によって熱延材に蓄積される圧延ひずみは、高温のまま保持されると仕上熱延直後から減少していく。高強度化に好ましい程度の圧延ひずみを残存させるためには、著しい圧延ひずみの減少が起こらない温度域まで、仕上熱延後の鋼帯を速やかに冷却することが好ましい。
(Cooling process)
After the finishing hot-rolling step, if the final pass temperature of the finishing hot-rolling is 750 ° C or higher, the steel strip is cooled to 750 ° C or lower at a cooling rate of 5 ° C / s or higher. It is preferable to include a step. The rolling strain accumulated in the hot-rolled material due to the hot-rolling of the finish decreases immediately after the hot-rolling of the finish if it is kept at a high temperature. In order to leave a rolling strain preferable for increasing the strength, it is preferable to quickly cool the steel strip after hot rolling to a temperature range where a significant reduction in rolling strain does not occur.
〔オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成〕
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：６．０％以上１５．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上２２．０％以下、Ｎ：０．００５％以上０．２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることが好ましい。
[Chemical composition of austenitic stainless steel]
The chemical composition of the austenitic stainless steel according to the embodiment of the present invention is, in terms of mass%, C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Ni: 6.0% or more and 15.0% or less, Cr: 16.0% or more and 22.0% or less, N: 0.005% or more 0 It is preferable that the content is 200% or less, and the balance is composed of Fe and unavoidable impurities.
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、さらに、前記化学組成に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上３．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上３．５０％以下、Ａｌ：０．００８％以下、Ｏ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．５０％以下の１種または２種以上を含有していてもよい。 In the austenite-based stainless steel according to the embodiment of the present invention, in addition to the chemical composition, Mo: 0.01% or more and 3.00% or less and Cu: 0.01% or more and 3.50 in mass%. % Or less, Al: 0.008% or less, O: 0.001% or more and 0.010% or less, V: 0.01% or more and 0.50% or less, B: 0.0003% or more and 0.0100% or less, Ti: It may contain one kind or two or more kinds of 0.01% or more and 0.50% or less.
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、さらに、前記化学組成に加えて、質量％で、Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００３０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．００３０％以下、Ｙ：０．０１％以上０．２０％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｐｂ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下の１種または２種以上をさらに含有していてもよい。 In the austenite-based stainless steel according to the embodiment of the present invention, in addition to the chemical composition, Co: 0.01% or more and 0.50% or less and Zr: 0.01% or more and 0.10 in mass%. % Or less, Nb: 0.01% or more and 0.10% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0030% or less, Ca: 0.0003% or more and 0.0030% or less, Y: 0.01% or more and 0 .20% or less, REM (rare earth metal): 0.01% or more and 0.10% or less, Sn: 0.001% or more and 0.500% or less, Sb: 0.001% or more and 0.500% or less, Pb: It may further contain one or more of 0.01% or more and 0.10% or less, W: 0.01% or more and 0.50% or less.
以下、オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成における「％」は、特に断らない限り質量％を意味する。 Hereinafter, "%" in the chemical composition of austenitic stainless steel means mass% unless otherwise specified.
Ｃ（炭素）は、侵入型元素であり、加工硬化および歪時効により高強度化に寄与する。また、Ｃは、オーステナイト相を安定化させるオーステナイト生成元素であり、非磁性の維持に有効である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．００３％以上のＣ含有量を確保することが好ましい。ただし、過度のＣ含有はオーステナイト系ステンレス鋼を硬質化させ冷間鍛造性を低下させる要因となるため、Ｃ含有量は０．１２％以下に制限されることが好ましい。 C (carbon) is an penetrating element and contributes to high strength by work hardening and strain aging. Further, C is an austenite-forming element that stabilizes the austenite phase, and is effective in maintaining non-magnetism. The austenitic stainless steel preferably has a C content of 0.003% or more. However, the C content is preferably limited to 0.12% or less because an excessive C content causes the austenitic stainless steel to harden and deteriorate the cold forging property.
Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼過程において鋼の脱酸剤として用いられる元素である。またＳｉは、冷間鍛造後に行う歪取り熱処理において時効硬化性を向上させる作用を有する。一方、Ｓｉは固溶強化作用が大きく、かつ積層欠陥エネルギーを低下させて加工硬化を大きくする作用を有するので、過度のＳｉ含有は冷間鍛造性を低下させる要因となる。そのため、Ｓｉ含有量は２．０％以下に制限されることが好ましい。 Si (silicon) is an element used as a deoxidizer for steel in the steelmaking process. Further, Si has an effect of improving aging hardening property in the strain removing heat treatment performed after cold forging. On the other hand, Si has a large solid solution strengthening action and also has an action of lowering stacking defect energy and increasing work hardening. Therefore, excessive Si content is a factor of lowering cold forging property. Therefore, the Si content is preferably limited to 2.0% or less.
Ｍｎ（マンガン）は、ＭｎＯとして酸化物系介在物を構成する元素である。また、Ｍｎは固溶強化作用が小さく、かつオーステナイト生成元素であり加工誘起マルテンサイト変態を抑制させる作用を有するので、冷間鍛造性の確保および非磁性の維持には有効な元素である。ただし、過剰なＭｎ含有量は耐食性低下の要因となる。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以下に制限されることが好ましい。 Mn (manganese) is an element constituting an oxide-based inclusion as MnO. Further, Mn has a small solid solution strengthening action and is an austenite-forming element and has an action of suppressing process-induced martensitic transformation, so that it is an effective element for ensuring cold forging property and maintaining non-magnetism. However, an excessive Mn content causes a decrease in corrosion resistance. Therefore, the Mn content is preferably limited to 2.0% or less.
Ｐ（リン）は、耐食性を低下させる元素であり、また、過度のＰ低減は製鋼負荷を増大させる要因となるため、Ｐ含有量は０．０４％以下とすることが好ましい。 P (phosphorus) is an element that lowers corrosion resistance, and excessive P reduction causes an increase in the steelmaking load. Therefore, the P content is preferably 0.04% or less.
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳを形成して耐食性を劣化させる要因となり、また、過度の脱Ｓは製鋼負荷を増大させる要因となるので、Ｓ含有量は０．０３％以下に制限されることが好ましい。 Since S (sulfur) is a factor that forms MnS and deteriorates corrosion resistance, and excessive de-S is a factor that increases the steelmaking load, the S content may be limited to 0.03% or less. preferable.
Ｎｉ（ニッケル）は、耐食性の向上に有効な元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、６．０％以上のＮｉ含有量を確保することが好ましい。また、Ｎｉを過度に含有すると材料コストが上昇する。そのため、Ｎｉ含有量は１５．０％以下に制限されることが好ましい。 Ni (nickel) is an element effective for improving corrosion resistance. The austenitic stainless steel preferably has a Ni content of 6.0% or more. Further, if Ni is excessively contained, the material cost increases. Therefore, the Ni content is preferably limited to 15.0% or less.
Ｃｒ（クロム）は、耐食性を向上させる元素である。携帯型電子機器の外装部材に適した耐食性を確保するために、オーステナイト系ステンレス鋼は、１６．０％以上のＣｒ含有量を確保することが好ましい。ただし、多量のＣｒ含有は冷間鍛造性を低下させる要因となる。したがって、Ｃｒ含有量の上限は２２．０％に制限されることが好ましい。 Cr (chromium) is an element that improves corrosion resistance. In order to secure corrosion resistance suitable for exterior members of portable electronic devices, it is preferable that the austenitic stainless steel has a Cr content of 16.0% or more. However, a large amount of Cr content causes a decrease in cold forging property. Therefore, the upper limit of the Cr content is preferably limited to 22.0%.
Ｎ（窒素）は、Ｃと同様に侵入型元素であり加工硬化および歪時効により高強度化に寄与する。また、Ｎは、オーステナイト相を安定化させる元素であり非磁性の維持に有効である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．００５％以上のＮ含有量を確保することが好ましい。ただし、過度のＮ含有はオーステナイト系ステンレス鋼を硬質化させ冷間鍛造性を低下させる要因となる。したがって、Ｎ含有量は０．２０％以下に制限されることが好ましい。 Like C, N (nitrogen) is an intrusive element and contributes to higher strength by work hardening and strain aging. Further, N is an element that stabilizes the austenite phase and is effective in maintaining non-magnetism. The austenitic stainless steel preferably has an N content of 0.005% or more. However, excessive N content becomes a factor that hardens the austenitic stainless steel and lowers the cold forging property. Therefore, the N content is preferably limited to 0.20% or less.
Ｍｏ（モリブデン）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性向上に有効な元素である。オーステナイト系ステンレス鋼では、前記のＣｒ含有量を確保した上で、必要に応じてＭｏが添加されるが、多量のＭｏ添加はコスト増になるため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は０．０１％以上３．００％以下とする。 Mo (molybdenum) is an element effective for improving the corrosion resistance of austenitic stainless steel. In austenitic stainless steel, Mo is added as needed after ensuring the above Cr content, but since adding a large amount of Mo increases the cost, when Mo is contained, the Mo content is It shall be 0.01% or more and 3.00% or less.
Ｃｕ（銅）は、オーステナイト相の加工硬化を抑制し、冷間鍛造性の向上に有効であることが知られている。また、Ｃｕは、冷間鍛造後に行う歪取り熱処理の加熱温度域で時効硬化をもたらす元素であることが知られている。種々検討の結果、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は０．０１％以上３．５０％以下とする。 Cu (copper) is known to be effective in suppressing work hardening of the austenite phase and improving cold forging properties. Further, Cu is known to be an element that causes age hardening in the heating temperature range of the strain removing heat treatment performed after cold forging. As a result of various studies, when Cu is contained, the Cu content is 0.01% or more and 3.50% or less.
Ａｌ（アルミニウム）は、酸素親和力がＳｉおよびＭｎに比べて高く、０．００３％以上のＡｌ含有量となると、冷間鍛造での内部割れの起点となる粗大な酸化物系介在物が形成されやすくなる。また、過度に低Ａｌ化することはコスト増となるので、種々の検討の結果、Ａｌを含有する場合は、Ａｌ含有量は０．００８％以下とする。 Al (aluminum) has a higher oxygen affinity than Si and Mn, and when the Al content is 0.003% or more, coarse oxide-based inclusions that are the starting points of internal cracks in cold forging are formed. It will be easier. In addition, excessively low Al content increases the cost. Therefore, as a result of various studies, when Al is contained, the Al content is set to 0.008% or less.
Ｏ（酸素）含有量が低くなると、ＭｎおよびＳｉ等が酸化しにくくなり、介在物におけるＡｌ２Ｏ３の比率が高くなる。また、Ｏ含有量が過度に高いと粒子径５μｍを超える粗大な介在物が形成されやすくなる。種々検討の結果、Ｏを含有する場合は、Ｏ含有量は１０ｐｐｍ（０．００１％）以上１００ｐｐｍ（０．０１０％）以下、好ましくは８０ｐｐｍ（０．００８％）以下とする。 When the O (oxygen) content is low, Mn, Si and the like are less likely to be oxidized, and the ratio of Al 2 O 3 in the inclusions is high. Further, if the O content is excessively high, coarse inclusions having a particle diameter of more than 5 μm are likely to be formed. As a result of various studies, when O is contained, the O content is 10 ppm (0.001%) or more and 100 ppm (0.010%) or less, preferably 80 ppm (0.008%) or less.
Ｖ（バナジウム）は、冷間鍛造後に行う歪取り熱処理の加熱において時効硬化能を高める作用を有する。Ｖは時効硬化作用があるものの、多量のＶ含有はコスト増につながる。Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は、０．０１％以上０．５０％以下とする。 V (vanadium) has an effect of enhancing the age hardening ability in the heating of the strain removing heat treatment performed after cold forging. Although V has an aging hardening effect, a large amount of V content leads to an increase in cost. When V is contained, the V content is 0.01% or more and 0.50% or less.
Ｂ（ホウ素）について、多量のＢ含有は硼化物の生成による加工性低下を招く要因となる。そこで、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量は０.０００３％以上０.０１００％以下、好ましくは０.００５０％以下とする。 Regarding B (boron), a large amount of B is a factor that causes a decrease in processability due to the formation of boride. Therefore, when B is contained, the B content is 0.0003% or more and 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less.
Ｔｉ（チタン）は、炭窒化物形成元素であり、ＣおよびＮを固定し、鋭敏化に起因する耐食性の低下を抑制する。このような効果は、Ｔｉを０．０１％以上含有すると発揮される。よって、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると、Ｔｉは、炭化物として不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出し、整粒な再結晶粒成長を阻害する。また、Ｔｉは大変高価であることから、Ｔｉ含有量の上限を０．５０％とする。 Ti (titanium) is a carbonitride-forming element, which fixes C and N and suppresses a decrease in corrosion resistance due to sensitization. Such an effect is exhibited when Ti is contained in an amount of 0.01% or more. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is 0.01% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.50%, Ti is non-uniformly localized and precipitated in the steel as a carbide in a non-uniform size, and inhibits the growth of sized recrystallized grains. Further, since Ti is very expensive, the upper limit of the Ti content is set to 0.50%.
Ｃｏ（コバルト）は、耐隙間腐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＣｏを含有すると、オーステナイト系ステンレス鋼を硬質化して曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量を０．０１％以上０．５０％以下、好ましくは０．１０％以下とする。 Co (cobalt) has the effect of improving the crevice corrosion resistance. On the other hand, if Co is excessively contained, the austenitic stainless steel is hardened and the bendability is adversely affected. Therefore, when Co is contained, the Co content is 0.01% or more and 0.50% or less, preferably 0.10% or less.
Ｚｒ（ジルコニウム）は、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱延時に炭化物または窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＺｒを含有すると、オーステナイト系ステンレス鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量は０．０１％以上０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。 Zr (zirconium) is an element having a high affinity with C and N, and precipitates as carbides or nitrides during hot spreading, and has the effect of reducing solid solution C and solid solution N in the matrix phase and improving workability. There is. On the other hand, if Zr is excessively contained, the austenitic stainless steel is hardened, which adversely affects the bendability. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is 0.01% or more and 0.10% or less, preferably 0.05% or less.
Ｎｂ（ニオブ）は、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱延時に炭化物または窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＮｂを含有すると、オーステナイト系ステンレス鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．０１％以上０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。 Nb (niobium) is an element having a high affinity with C and N, and precipitates as carbides or nitrides during hot spreading, and has the effect of reducing solid solution C and solid solution N in the matrix phase and improving workability. There is. On the other hand, if Nb is excessively contained, the austenitic stainless steel is hardened, which adversely affects the bendability. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is 0.01% or more and 0.10% or less, preferably 0.05% or less.
Ｍｇ（マグネシウム）は、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し、脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有するとオーステナイト系ステンレス鋼の靱性が低下して製造性が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上０．００３０％以下、好ましくは０．００２０％以下とする。 Mg (magnesium) forms Mg oxide together with Al in molten steel and acts as a deoxidizing agent. On the other hand, if Mg is contained in an excessive amount, the toughness of the austenitic stainless steel is lowered and the manufacturability is lowered. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is 0.0005% or more and 0.0030% or less, preferably 0.0020% or less.
Ｃａ（カルシウム）は、熱間加工性を向上させる元素である。一方、過剰にＣａを含有するとオーステナイト系ステンレス鋼の靱性が低下して製造性が低下し、さらに、ＣａＳの析出により耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．０００３％以上０．００３０％以下、好ましくは０．００２０％以下とする。 Ca (calcium) is an element that improves hot workability. On the other hand, if Ca is contained in an excessive amount, the toughness of the austenitic stainless steel is lowered and the manufacturability is lowered, and further, the corrosion resistance is lowered due to the precipitation of CaS. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is 0.0003% or more and 0.0030% or less, preferably 0.0020% or less.
Ｙ（イットリウム）は、溶鋼の粘度減少を減少させ、清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを含有するとその効果は飽和し、さらに、加工性が低下する。そのため、Ｙを含有する場合は、Ｙ含有量は０．０１％以上０．２０％以下、好ましくは０．１０％以下とする。 Y (yttrium) is an element that reduces the decrease in viscosity of molten steel and improves the cleanliness. On the other hand, if Y is contained in an excessive amount, the effect is saturated and the processability is further lowered. Therefore, when Y is contained, the Y content is 0.01% or more and 0.20% or less, preferably 0.10% or less.
ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ等の原子番号５７～７１の元素）は、耐高温酸化性を向上させる元素である。一方、過剰にＲＥＭを含有するとその効果は飽和し、さらに、熱延の際に表面欠陥が生じ、製造性が低下する。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量は０．０１％以上０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。 REM (rare earth metal: an element having an atomic number of 57 to 71 such as La, Ce, Nd) is an element that improves high temperature oxidation resistance. On the other hand, if an excessive amount of REM is contained, the effect is saturated, and surface defects occur during hot rolling, resulting in a decrease in manufacturability. Therefore, when REM is contained, the REM content is 0.01% or more and 0.10% or less, preferably 0.05% or less.
Ｓｎ（スズ）は、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｎを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量は０．００１％以上０．５００％以下、好ましくは０．２００％以下とする。 Sn (tin) is effective in improving workability by promoting the formation of a deformed zone during rolling. On the other hand, if Sn is contained in an excessive amount, the effect is saturated and the processability is further lowered. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is 0.001% or more and 0.500% or less, preferably 0.200% or less.
Ｓｂ（アンチモン）は、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｂを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量は０．００１％以上０．５００％以下、好ましくは０．２００％以下とする。 Sb (antimony) is effective in improving workability by promoting the formation of a deformed zone during rolling. On the other hand, if Sb is contained in an excessive amount, the effect is saturated and the processability is further lowered. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is 0.001% or more and 0.500% or less, preferably 0.200% or less.
Ｐｂ（鉛）は、粒界の融点を下げるとともに粒界の結合力を低下させ、粒界溶融に基づく液化割れ等、熱間加工性の劣化をまねく懸念がある。そのため、Ｐｂを含有する場合は、０．０１％以上０．１０％以下とする。 Pb (lead) lowers the melting point of the grain boundaries and lowers the bonding force of the grain boundaries, and there is a concern that the hot workability may be deteriorated such as liquefaction cracking due to the melting of the grain boundaries. Therefore, when Pb is contained, it should be 0.01% or more and 0.10% or less.
Ｗ（タングステン）は、室温における延性を損なわずに、高温強度を向上させる作用を有する。しかし、その過剰な添加は粗大な共晶炭化物が生成し、延性の低下を引き起こすので、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする。 W (tungsten) has an action of improving high temperature strength without impairing ductility at room temperature. However, the excessive addition produces coarse eutectic carbides and causes a decrease in ductility. Therefore, when W is contained, the W content is 0.01% or more and 0.50% or less.
〔付記事項〕
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。さらに、各実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を組み合わせることにより、新しい技術的特徴を形成することができる。
[Additional notes]
The present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications can be made within the scope of the claims, and the embodiments obtained by appropriately combining the technical means disclosed in the different embodiments. Is also included in the technical scope of the present invention. Further, by combining the technical means disclosed in each embodiment, new technical features can be formed.
図２に、本発明の一実施例および比較例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成を示す。図２に示す数値は、オーステナイト系ステンレス鋼に含まれる各成分の質量％濃度を表している。本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼を鋼Ｎｏ．Ａ１～Ａ４とし、比較例に係るオーステナイト系ステンレス鋼を鋼Ｎｏ．Ｂ１、Ｂ２とした。鋼Ｎｏ．Ｂ１、Ｂ２はいずれも、Ｃ＋Ｎ量が０．０８％未満である。 FIG. 2 shows the chemical composition of austenitic stainless steel according to an example and a comparative example of the present invention. The numerical values shown in FIG. 2 represent the mass% concentration of each component contained in the austenitic stainless steel. The austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention is referred to as steel No. A1 to A4 are used, and the austenitic stainless steel according to the comparative example is designated as Steel No. B1 and B2. Steel No. Both B1 and B2 have a C + N amount of less than 0.08%.
図３に、本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の物性等を示す。また、図４に、比較例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の物性等を示す。なお、図３および図４における最終パス圧延温度は、仕上熱延の最終パスで圧延を行う際の鋼板の温度のことである。 FIG. 3 shows the physical characteristics of the austenitic stainless steel according to the embodiment of the present invention. Further, FIG. 4 shows the physical properties of the austenitic stainless steel according to the comparative example. The final pass rolling temperature in FIGS. 3 and 4 is the temperature of the steel sheet when rolling in the final pass of hot rolling for finishing.
評価結果について、「平均断面硬さ」は、厚さ方向に平行な断面の硬さについて、荷重１ｋｇでビッカース硬さを１０点測定した結果の平均値を示す。ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠した方法により測定した。 Regarding the evaluation result, "average cross-sectional hardness" indicates the average value of the results of measuring 10 points of Vickers hardness with a load of 1 kg for the hardness of the cross section parallel to the thickness direction. Vickers hardness was measured by a method according to JIS Z2244.
表面性状については、ヘゲ疵の深さを測定することで評価した。ヘゲ疵の深さが５μｍ以下である場合を◎、５μｍを超え１０μｍ以下である場合を〇、１０μｍを超えている場合を×とした。ヘゲ疵の深さの測定には、製造したオーステナイト系ステンレス鋼帯からヘゲ疵の発生部分を５箇所、試料として採取した。当該試料における、オーステナイト系ステンレス鋼帯の厚さ方向と熱延方向とに平行な断面を鏡面研磨後、試料の表層部を光学顕微鏡にて観察し、ヘゲ疵の深さを測定した。図３および図４に、５箇所から採取した試料の測定結果の平均値を「ヘゲ疵深さ」として示している。 The surface texture was evaluated by measuring the depth of the scratches. The case where the depth of the scratch was 5 μm or less was evaluated as ⊚, the case where the depth was more than 5 μm and 10 μm or less was evaluated as 〇, and the case where the depth was more than 10 μm was evaluated as ×. For the measurement of the depth of the blemishes, five parts where the blemishes occurred were sampled from the manufactured austenitic stainless steel strip. After mirror polishing the cross section of the sample parallel to the thickness direction and the hot spreading direction of the austenitic stainless steel strip, the surface layer of the sample was observed with an optical microscope to measure the depth of the scab. In FIGS. 3 and 4, the average value of the measurement results of the samples collected from the five locations is shown as the “heavy flaw depth”.
本発明の一実施形態に係る製造方法の条件を満たす製造方法で製造されたオーステナイト系ステンレス鋼は、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ以上であり、かつヘゲ疵の深さの平均が１０μｍ以下の表面性状に優れたものであった。一方で、図４に示すように、前記の製造方法の条件を満たさない方法で製造されたオーステナイト系ステンレス鋼は、厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ未満であるか、または、ヘゲ疵の深さの平均が１０μｍを超えた、表面性状に優れない状態であった。なお、前記の製造方法の条件とは、具体的には、Ｃ＋Ｎ量、連続鋳造片の表面研削、粗熱延１パス目の圧延率、仕上熱延の総圧延率および最終パス温度、冷却速度のうちの少なくとも１つを示す。 The austenitic stainless steel manufactured by the manufacturing method satisfying the conditions of the manufacturing method according to the embodiment of the present invention has an average hardness of 250 HV or more in a cross section parallel to the thickness direction and has a depth of scab. The average of stainless steel was 10 μm or less, and the surface texture was excellent. On the other hand, as shown in FIG. 4, the austenitic stainless steel manufactured by a method that does not satisfy the conditions of the above-mentioned manufacturing method has an average hardness of a cross section parallel to the thickness direction of less than 250 HV, or The average depth of the stainless steel flaws exceeded 10 μm, and the surface texture was not excellent. Specifically, the conditions of the above-mentioned manufacturing method include the amount of C + N, the surface grinding of the continuous cast piece, the rolling rate of the first pass of rough hot rolling, the total rolling rate of the finishing hot rolling, the final pass temperature, and the cooling rate. At least one of them is shown.
本発明は、例えば、スマートフォン等の電子機器の構造部材、スチールベルト、プレスプレート等、比較的厚さが厚い高強度ステンレス鋼が必要な用途に好適な、オーステナイト系ステンレス鋼帯等に利用することができる。 The present invention is used for, for example, structural members of electronic devices such as smartphones, steel belts, press plates, and austenitic stainless steel strips suitable for applications requiring relatively thick high-strength stainless steel. Can be done.
Claims (8)
厚さ方向に平行な断面の硬さの平均が２５０ＨＶ以上であり、
厚さが３ｍｍ以上であり、
熱延時の粒界割れに起因するヘゲ疵の深さの平均が１０μｍ以下である、オーステナイト系ステンレス鋼。 The combined content of C and N is 0.08% or more in mass%, and the content is 0.08% or more.
The average hardness of the cross section parallel to the thickness direction is 250 HV or more.
The thickness is 3 mm or more,
Austenitic stainless steel having an average depth of scratches of 10 μm or less due to grain boundary cracking during hot spreading.
前記粗熱延工程により得られた鋼帯に対して仕上熱延を施す仕上熱延工程と、
前記仕上熱延工程後の前記鋼帯を冷却する冷却工程とを含み、
前記粗熱延工程では、
前記スラブを表面研削することなく、
前記粗熱延の１パス目の圧延率が３０％以下であり、
前記仕上熱延工程では、
前記仕上熱延の総圧延率が６０％以上であり、
前記仕上熱延の温度が６００℃以上１１００℃以下であり、
前記仕上熱延の最終パス温度が９５０℃以下であり、
前記冷却工程では、
前記鋼帯を、前記仕上熱延の前記最終パス温度が７５０℃以上の場合は、７５０℃以下まで、冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する、オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。 By mass%, C: 0.003% or more and 0.120% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Ni : 6.0% or more and 15.0% or less, Cr: 16.0% or more and 22.0% or less, N: 0.005% or more and 0.200% or less, and C and N combined The amount is 0.08% or more in mass%, and the balance is composed of Fe and unavoidable impurities. The slab produced by casting is heated to a temperature of 1000 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, and then coarsely prepared. Coarse heat spreading process to apply heat spreading and
The finishing hot rolling step of applying the finishing hot rolling to the steel strip obtained by the rough hot rolling step, and the finishing hot rolling step.
Including a cooling step of cooling the steel strip after the finishing hot rolling step.
In the rough heat rolling step,
Without surface grinding the slab
The rolling ratio of the first pass of the rough hot rolling is 30% or less, and the rolling ratio is 30% or less.
In the finishing hot rolling process,
The total rolling ratio of the finished hot rolling is 60% or more, and the total rolling ratio is 60% or more.
The temperature of the finishing hot rolling is 600 ° C or higher and 1100 ° C or lower.
The final pass temperature of the finishing hot rolling is 950 ° C. or lower, and the temperature is 950 ° C. or lower.
In the cooling step,
A method for producing austenitic stainless steel, wherein the steel strip is cooled to 750 ° C. or lower at a cooling rate of 5 ° C./s or higher when the final pass temperature of the finishing hot rolling is 750 ° C. or higher.
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