JP6137434B1 - オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
Description
C:0.01〜0.15%、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%以下、
Cr:10.0〜20.0%、
Ni:5.0〜13.0%、
N:0.01〜0.30%、
Nb:0〜0.5%、
Ti:0〜0.5%、
V:0〜0.5%、
残部:Feおよび不純物である化学組成を有し、
平均結晶粒径が10.0μm以下であり、
下記式(i)で定義されるオーステナイト相の平均の格子定数dAve.の、表面部における値と中心部における値との差が0.010Å以上であって、かつ、
下記式(ii)に定義される回折ピーク積分強度比rの、表面での値が95%以上である、
オーステナイト系ステンレス鋼。
dAve.={dγ(111)×Iγ(111)+dγ(200)×Iγ(200)+dγ(220)×Iγ(220)+dγ(311)×Iγ(311)}/{Iγ(111)+Iγ(200)+Iγ(220)+Iγ(311)} ・・・(i)
dγ(hkl):オーステナイト相の(hkl)面のX線回折ピークのブラッグ角度から算出される格子定数(Å)
Iγ(hkl):オーステナイト相の(hkl)面のX線回折ピークの積分強度(cps・deg)
r=100×ΣIγ/ΣIALL ・・・(ii)
ΣIγ:全てのオーステナイト相のX線回折ピークの積分強度の和(cps・deg)
ΣIALL:全てのX線回折ピークの積分強度の和(cps・deg)
上記(1)に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
Nb:0.01〜0.5%、
Ti:0.01〜0.5%、および、
V:0.01〜0.5%、
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)または(2)に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
Cは、後述するNと同様に、強力なオーステナイト安定化元素(以下、「オーステナイト」を“γ”と略称する場合がある。)であり、γ相組織内へ固溶することによってγ相組織を強化する侵入型の固溶強化元素である。しかし、過度に含有させると結晶粒微細化を目的とする熱処理において、多量の炭化物の析出を招き、必要なオーステナイト相の安定性および強度が得られなくなる。そのため、C含有量は0.01〜0.15%とする。C含有量は0.02%以上であるのが好ましく、0.13%以下であるのが好ましい。
Siは、溶製時に脱酸剤として機能する元素であり、また、フェライト安定化元素である。しかし、過度に含有させると粗大な介在物が生成して加工性が劣化するだけでなく、オーステナイト相が不安定となる。そのため、Si含有量は2.0%以下とする。Si含有量は0.9%以下であるのが好ましい。下限は特に定めないが、上記の脱酸効果を得るためには、Si含有量は、0.05%以上であるのが好ましい。
Mnは、比較的安価でかつ有効なγ相安定化合金元素である。しかし、過度に含有させると粗大介在物が生成して、加工性が劣化する。そのため、Mn含有量は3.0%以下とする。Mn含有量は2.6%以下であるのが好ましい。下限は特に定めないが、上記効果を得るためには、Mn含有量は0.1%以上であるのが好ましい。
Crは、ステンレス鋼の基本元素であり、有効な耐食性を得るための元素である。しかし、Crはフェライト安定化元素であり、過度に含有させるとγ相が不安定になり、また、CおよびNと化合物を形成する可能性が高くなる。そのため、Cr含有量は10.0〜20.0%とする。Cr含有量は10.5%以上であるのが好ましく、19.4%以下であるのが好ましい。
Niは、最も強力なγ相安定化元素の1つであり、CおよびNとともに、γ相を室温まで安定化して存在させるために必要な元素である。しかし、前述のように、高価でかつ希少な合金元素であり、極力減少することが望ましく、上限をSUS304系の準安定オーステナイト系ステンレス鋼と同等の含有量とする。そのため、Ni含有量は、5.0〜13.0%とする。Ni含有量は5.4%以上であるのが好ましく、6.0%以上であるのがより好ましい。また、Ni含有量は10.0%以下であるのが好ましく、9.0%以下であるのがより好ましい。
Nは、最も強力なγ相安定化元素の1つであり、かつ、侵入型の有効な固溶強化元素である。しかし、過度に含有させると窒化物の析出を招き、必要な強度およびγ相の安定性がともに得られない。そのため、N含有量は0.01〜0.30%とする。N含有量は0.02%以上であるのが好ましく、0.28%以下であるのが好ましい。なお、本発明鋼の場合、N量はステンレス鋼の表面が高く、中心部にかけて減少する分布を有するが、ここでのN含有量は厚さ全体での平均値を意味する。
Ti:0〜0.5%
V:0〜0.5%
Nb、TiおよびVは、CおよびNと結合し、ピン止効果で結晶粒の成長を抑制する化合物を形成する元素である。そのため、この効果を得るために、これらの元素から選択される1種以上を、必要に応じて含有させても良い。しかし、いずれの元素の含有量も0.5%を超えると、粗大な化合物が生成し、かつ、γ相形成が不安定となる可能性が高くなり、加工性が劣化するとともに、粗大化合物が破壊の起点となる。したがって、これら元素について、それぞれの元素の含有量はNb:0.5%以下、Ti:0.5%以下、V:0.5%以下とする。それぞれの元素の含有量はNb:0.4%以下、Ti:0.4%以下、V:0.4%以下、であるのが好ましい。上記効果を得るためには、Nb:0.01%以上、Ti:0.01%以上、V:0.01%以上から選択される1種以上を含有させるのが好ましい。
本発明に係る鋼においては、平均結晶粒径を10.0μm以下とする。これは、結晶粒微細化が鋼の熱的なγ相の安定性の向上、および、強度と伸びとのバランスの改善に寄与するためである。平均結晶粒径は5.0μm以下であるのが好ましく、3.0μm以下であるのがより好ましい。
dAve.={dγ(111)×Iγ(111)+dγ(200)×Iγ(200)+dγ(220)×Iγ(220)+dγ(311)×Iγ(311)}/{Iγ(111)+Iγ(200)+Iγ(220)+Iγ(311)} ・・・(i)
dγ(hkl):オーステナイト相の(hkl)面のX線回折ピークのブラッグ角度から算出される格子定数(Å)
Iγ(hkl):オーステナイト相の(hkl)面のX線回折ピークの積分強度(cps・deg)
d=3.5946+0.0348×N
r=100×ΣIγ/ΣIALL ・・・(ii)
ΣIγ:全てのオーステナイト相のX線回折ピークの積分強度の和(cps・deg)
ΣIALL:全てのX線回折ピークの積分強度の和(cps・deg)
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について特に制限はないが、以下に示す製造方法を用いることにより、製造することができる。以下の製造方法では、例えば、加工工程、熱処理工程および窒素吸収処理工程を順に行う。各工程について詳しく説明する。
まず、圧延鋼板等の鋼に対して、マルテンサイト相への変態を伴う加工を施す。上記加工を施すことによって、マルテンサイト変態が促進され、後述する熱処理後により細粒かつ整粒の組織となり、強度と伸びとのバランスに優れた鋼が得られる。この加工工程では、熱処理工程の前に、圧延鋼板の組織を十分にマルテンサイト変態させる必要がある。理想的には、圧延鋼板の組織を100%マルテンサイト相にすることが望ましいが、体積率で95%以上のマルテンサイト相を含む金属組織とすれば十分である。
前記加工工程によるマルテンサイト変態後、オーステナイト母相へ逆変態させる熱処理工程を行う。この熱処理工程によって、オーステナイト相の結晶粒が著しく微細化されてオーステナイト相の安定性が向上し、鋼組織を強化することができる。ただし、強度と伸びとのバランスに優れた鋼を得るためには、熱処理工程での結晶粒の成長、それに伴う整粒化が必要となる。その際の結晶粒径は、0.5μm以上とするのが好ましく、1.0μm以上とするのがより好ましい。なお、ステンレス鋼の組成に依存するが、同粒径を達成するためには、熱処理温度は700〜1000℃以下とするのが好ましく、750〜950℃とするのがより好ましい。
前記熱処理工程の後、オーステナイト相の微細粒組織を維持した上で窒素を吸収させるための加熱処理を施す。オーステナイト相を維持するため、窒素吸収処理工程時の加熱温度は、前記逆変態および粒成長を伴う熱処理工程での加熱温度以下の温度域とすることで窒素吸収処理工程での粒成長を抑制できるので好ましい。具体的には、粒成長を十分に抑制し細粒組織を維持するためには窒素吸収処理工程時の加熱温度は300〜700℃とするのが好ましく、350〜650℃とするのがより好ましい。700℃を超える温度での実施は、粒成長を起こす可能性が高まり好ましくない。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0.01〜0.15%、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%以下、
Cr:10.0〜20.0%、
Ni:5.0〜13.0%、
N:0.01〜0.30%、
Nb:0〜0.5%、
Ti:0〜0.5%、
V:0〜0.5%、
残部:Feおよび不純物である化学組成を有し、
平均結晶粒径が10.0μm以下であり、
下記式(i)で定義されるオーステナイト相の平均の格子定数dAve.の、表面部における値と中心部における値との差が0.010Å以上であって、かつ、
下記式(ii)に定義される回折ピーク積分強度比rの、表面での値が95%以上である、
オーステナイト系ステンレス鋼。
dAve.={dγ(111)×Iγ(111)+dγ(200)×Iγ(200)+dγ(220)×Iγ(220)+dγ(311)×Iγ(311)}/{Iγ(111)+Iγ(200)+Iγ(220)+Iγ(311)} ・・・(i)
dγ(hkl):オーステナイト相の(hkl)面のX線回折ピークのブラッグ角度から算出される格子定数(Å)
Iγ(hkl):オーステナイト相の(hkl)面のX線回折ピークの積分強度(cps・deg)
r=100×ΣIγ/ΣIALL ・・・(ii)
ΣIγ:全てのオーステナイト相のX線回折ピークの積分強度の和(cps・deg)
ΣIALL:全てのX線回折ピークの積分強度の和(cps・deg) - 上記式(i)で定義されるオーステナイト相の平均の格子定数dAve.の、表面部における値と中心部における値との差が0.030Å以上である、
請求項1に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。 - 前記化学組成が、質量%で、
Nb:0.01〜0.5%、
Ti:0.01〜0.5%、および、
V:0.01〜0.5%、
から選択される1種以上を含有する、
請求項1または請求項2に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
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