(57)【要約】  本発明はオーステナイト系ステンレス鋼に関する。このステンレス鋼は、重量パーセントで0〜0.4％のＣ、0〜3％のSi、3〜20％のMn、10〜30％のCr、0〜4.5％のNi、0〜3％のMo、0〜3％のCu、0.05〜0.5％のＮ、0〜0.5％のNb、0〜0.5％のTi、0〜0.5％のＶ、残部のFeおよび不可避的不純物を含み、ニオブ（Nb）、チタン（Ti）またはバナジウム（Ｖ）から成る群の中の少なくとも１種類の元素の含量を0.05％超とし、したがってニオブ（Nb）、チタン（Ti）およびバナジウム（Ｖ）の合計含量を0.05〜0.5％の範囲内とすることにより、冷間変形加工品の焼鈍後の鋼の粒径を10マイクロメートル未満とし、圧延方向に垂直な方向および平行な方向で測定した鋼の降伏強さの差を５％未満としている。本発明はまた、かかるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法にも関する。【選択図】図６
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量パーセントで0〜0.4％のＣ、0〜3％のSi、3〜20％のMn、10〜30％のCr、0〜4.5％のNi、0〜3％のMo、0〜3％のCu、0.05〜0.5％のＮ、0〜0.5％のNb、0〜0.5％のTi、0〜0.5％のＶ、残部のFeおよび不可避的不純物を含むオーステナイト系ステンレス鋼であって、ニオブ（Nb）、チタン（Ti）またはバナジウム（Ｖ）から成る群の中の少なくとも１種類の元素の含量を0.05％超とし、したがってニオブ（Nb）、チタン（Ti）およびバナジウム（Ｖ）の合計含量を0.05〜0.5％の範囲内とすることにより、冷間変形加工品の焼鈍後の鋼の粒径を10マイクロメートル未満とし、圧延方向に垂直な方向および平行な方向で測定した鋼の降伏強さの差を５％未満としたことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項２】
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼において、該ステンレス鋼中の粒径は７マイクロメートル未満、好ましくは５マイクロメートル未満であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼において、該ステンレス鋼は、モリブデンを好ましくは0〜1.5％、より好ましくは0〜0.5％含むことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼において、該ステンレス鋼は、Nbを0.05〜0.30％、好ましくは0.05〜0.20％含むことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項５】
請求項１ないし３のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼において、該ステンレス鋼は、Tiを0.05〜0.30％、好ましくは0.05〜0.20％含むことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項６】
請求項１ないし３のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼において、該ステンレス鋼は、Ｖを0.05〜0.30％、好ましくは0.05〜0.20％含むことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項７】
重量パーセントで0〜0.4％のＣ、0〜3％のSi、3〜20％のMn、10〜30％のCr、0〜4.5％のNi、0〜3％のMo、0〜3％のCu、0.05〜0.5％のＮ、0〜0.5％のNb、0〜0.5％のTi、0〜0.5％のＶ、残部のFeおよび不可避的不純物を含むオーステナイト系ステンレス鋼を、焼鈍前に圧下率を少なくとも50％として冷間変形加工に供することにより、焼鈍中に10マイクロメートル未満の小粒径を達成させ、圧延方向に垂直な方向および平行な方向で測定した鋼の降伏強さの差を５％未満になすことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載の方法において、変形加工後、前記ステンレス鋼は、700〜1050℃の温度範囲で1〜400秒間、好ましくは1〜200秒間焼鈍することを特徴とする製造方法。
【請求項９】
請求項７または８に記載の方法において、前記変形加工は冷間圧延であることを特徴とする製造方法。
【発明の詳細な説明】
【詳細な説明】
【０００１】
本発明は、良好な強度と伸び、および機械的性質の高度な等方性を兼ね備えた高強度オーステナイト系ステンレス鋼に関する。本発明はまた、かかる鋼の製造方法に関する。
【０００２】
焼鈍条件下でのオーステナイト系ステンレス鋼の降伏強さは比較的低い。オーステナイト系ステンレス帯鋼の降伏強さを増大させる従来法に、調質圧延、すなわち、冷間圧延によって帯鋼を強化する方法がある。しかし、調質圧延には下記のような重大な欠点がある。すなわち、調質圧延鋼はその機械的性質に大きな異方性が生じやすい。例えば、調質圧延されたオーステナイト系ステンレス鋼の降伏強さは、圧延方向に平行な方向と比べて垂直な方向で最大20％大きい。このような異方性は、オーステナイト系ステンレス鋼の加工を困難にする等の短所となる。
【０００３】
さらに、調質圧延では強度が増大する代わりに伸びが犠牲となる。オーステナイト系ステンレス鋼の鋼種によっては、調質圧延後の残留伸びや加工性が低下しすぎる懸念がある。
【０００４】
オーステナイト系ステンレス鋼の降伏強さを増大させる有効な方法としては、鋼の細粒化がよく知られ、この方法は調質圧延に代えて用いることができる。鋼の降伏強さはホール−ペッチの関係として知られるように、粒径が縮小するにつれて増大する。細粒化は調質圧延に比べ、機械的性質の異方性をかなり抑えられる利点がある。しかし、初期段階における結晶粒成長が極めて速いために細粒鋼の製造は難しく、プロセスウィンドウ、すなわち、あるレベルの小粒径と強度とを達成するための許容時間と温度が狭くなりすぎることがある。プロセスウィンドウが狭すぎると、帯鋼の長さ方向に沿った機械的性質の変動が大きくなりすぎてしまう。機械的性質の目標値を達成できないと、多大な歩留まり損失を招くおそれがある。
【０００５】
オーステナイト系ステンレス鋼に炭化物や窒化物を形成する元素を添加すると、結晶成長が制限されることがよく知られている。これらの元素が炭化物や窒化物を形成すると、いわゆるツェナーのピン留め効果により結晶成長が制限される。例えば、特開2010-215953号公報には、ニオブ（Nb）、チタン（Ti）またはバナジウム（V）を含むオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、この鋼にはニッケル（Ni）が少なくとも4.5重量％含まれるという問題がある。また、特開2014-001422号公報には、母相中の平均結晶粒径が10μm以下のオーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法が開示されている。この鋼は重量パーセントでＣを0.02〜0.30％、Crを10.0〜25.0％、Niを3.5〜10.0％、Siを3.0％以下、Mnを0.5％〜5.0％、Ｎを0.10〜0.40％、C+3xNを0.4％以上、残部Feおよび不純物を含み、さらにオプションとしてMoを３％未満、Cuを３％未満、およびNbを0.5％未満、Tiを0.1％未満およびＶを１％未満含んでもよく、Nb+Ti+Vの総量は0〜1.6％である。この特開2014-001422号公報によれば、Nb、TiおよびＶを合金化成分として用いた場合、ニッケル含量は5.0〜6.6重量％の範囲内となる。ニッケルは高価で価格変動も大きいため、このようなオーステナイト系ステンレス鋼はコスト効率が十分とは言い難い。市場には低ニッケルの高強度オーステナイト系ステンレス鋼に対する需要が存在する。
【０００６】
そこで本発明は、従来技術の欠点を回避し、小粒径で高強度、かつ等方的な機械的性質を示す、コスト効率の良い高強度オーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。本発明ではまた、かかる鋼の加工方法、および結晶成長を制限して鋼の加工性を向上させるための炭化物および窒化物形成元素と鋼との合金化方法にも関する。本発明の必須要件は特許請求の範囲に記載した。
【０００７】
本発明によれば、オーステナイト系ステンレス鋼は、ニオブ（Nb）、チタン（Ti）およびバナジウム（Ｖ）等の炭化物および窒化物形成元素を用いて合金化される。
【０００８】
これらの炭化物および窒化物形成元素は、結晶成長を効果的に制限する。したがって、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼で出来た冷間変形加工品に微細粒子を生成させるために施される焼鈍過程では、これら析出炭化物や析出窒化物の存在によりプロセスウィンドウが拡大し、加工性が向上する。十分に高い効果を得るためには、ニオブ（Nb）、チタン（Ti）およびバナジウム（Ｖ）のうち少なくとも１種類の元素を0.05重量％を超える分量で添加するものとする。また、オーステナイト系ステンレス鋼のコスト効率を維持するには、ニオブ（Nb）、チタン（Ti）およびバナジウム（Ｖ）の合計含量を0.5重量％未満に抑える。
【０００９】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、ニッケル含量を削減したことで、従来のニッケル含有オーステナイト系ステンレス鋼に比べてコスト効率が向上している。本発明の鋼は、4.5重量％を超えるニッケルは含有していない。
【００１０】
本発明の鋼は、重量パーセントで0〜0.4％のＣ、0〜3％のSi、3〜20％のMn、10〜30％のCr、0〜4.5％のNi、0〜0.5％のMo、0〜3％のCu、0.05〜0.5％のＮ、0〜0.5％のNb、0〜0.5％のTi、0〜0.5％のＶ、残部のFeおよび不可避的不純物としてリン、イオウ、酸素等を含むオーステナイト系ステンレス鋼である。ここで、ニオブ（Nb）、チタン（Ti）およびバナジウム（Ｖ）の合計含量は0.05〜0.5％の範囲内であり、したがってニオブ（Nb）、チタン（Ti）およびバナジウム（Ｖ）からなる群の中の少なくとも１種類の元素の含量は0.05％以上である。好ましい機械的性質を確保するためには、冷間変形加工品の焼鈍後の粒径を10マイクロメートル未満、好ましくは７マイクロメートル未満、より好ましくは５マイクロメートル未満とする。圧延方向に垂直な方向および平行な方向で測定した鋼の降伏強さの差は５％未満である。
【００１１】
本発明の高強度オーステナイト系ステンレス鋼は、既存のステンレス鋼の工程経路、とくに溶製、AOD（アルゴン酸素脱炭）法による転炉および取鍋処理、連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍および酸洗を経て製造される。ただし、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は1050℃より低い温度で焼鈍され、これは従来の製造プロセスに比べて低温である。焼鈍温度を下げることにより結晶成長の速度を低下させ、これにより細粒径と高い降伏強さが達成される。なお、有害な鋭敏化現象を避けるため、焼鈍温度は700℃より高い温度とする。好ましい焼鈍温度700〜1050℃、焼鈍時間は1〜400秒、好ましくは1〜200秒である。焼鈍前の冷間変形率、具体的には冷間圧下率は、細粒径を達成するに十分大きな値とする。この変形率、具体的には冷間圧下率は、少なくとも50％とする。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
本発明を以下の図面を参照しながらより詳しく説明する。
【図１】ニオブを含有しない参照合金の粒径に及ぼす焼鈍時間と温度の影響を示す図である。
【図２】0.05％のニオブを含有する本発明の供試合金の粒径に及ぼす焼鈍時間と温度の影響を示す図である。
【図３】0.11％のニオブを含有する本発明の供試合金の粒径に及ぼす焼鈍時間と温度の影響を示す図である。
【図４】0.28％のニオブを含有する本発明の供試合金の粒径に及ぼす焼鈍時間と温度の影響を示す図である。
【図５】0.45％のニオブを含有する本発明の供試合金の粒径に及ぼす焼鈍時間と温度の影響を示す図である。
【図６】ニオブを含有しない供試合金と0.11％のニオブを含有する供試サンプルについて、焼鈍ウィンドウ、すなわち、粒径2〜3マイクロメートル（μm）を達成可能な焼鈍時間と温度との組合せを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
ニオブ含量の異なる５種類のオーステナイト系供試合金１〜５について検討した。これら供試合金の組成を表１に示す。
【００１４】
【表１】
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【００１５】
合金１は全規模生産設備にて製造し、合金２〜５はパイロット規模生産設備にて製造した。溶製、鋳造、熱間圧延を経た後、各材料を圧下率60％にて冷間圧延に供した。冷間圧延後の各材料について、グリーブル1500加工熱処理シミュレータを用いて温度と時間を様々に変えながら焼鈍試験を行った。昇温速度は200℃／秒、冷却速度は200℃／秒で400℃までとし、その後自然空冷した。
【００１６】
図１〜図５に、ニオブ含量の異なる合金１、２、３、４および５について、達成された粒径に及ぼす焼鈍時間と焼鈍温度の影響をそれぞれ示す。これらの図から解るように、図１〜図５の時間−温度座標系において、例えば５マイクロメートル（μm）の線より下の領域の面積がニオブ含量の増加とともに増大していることから、結晶粒成長がニオブの合金化によりかなり制限されている。これに伴い、種々の粒径に対応する各等高線が右上方向へシフトしているが、これは、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼にニオブを添加すると焼鈍温度と時間の許容範囲が広がることを意味している。
【００１７】
さらに、ニオブ（Nb）の合金化量が0.11重量％の時点ですでに比較的大きな効果が表れていることが解る。ニオブ（Nb）含量をこれ以上増やしても、結晶成長に対してこれ以上の強い効果は得られなかった。
【００１８】
図６はさらに、ニオブ（Nb）含量の有益効果を示す。図６は焼鈍ウィンドウ、すなわち、粒径2〜3マイクロメートルを達成するうえで許容される焼鈍温度と焼鈍時間の組合せを実験結果から求めたものである。ニオブ（Nb）含量が0.11重量％の合金３が非常に大きい焼鈍ウィンドウを有している様子が明らかである。例えば、900℃付近の温度域において、ニオブ（Nb）を含まない合金１の場合、焼鈍時間の許容範囲はわずか1〜10秒であるが、0.11重量％のニオブ（Nb）を含む合金３の場合、焼鈍時間の許容範囲は1〜100秒であった。この差ゆえに、合金３は加工がより容易で、製品の品質も均一となり、収率や効率も向上する。
【００１９】
本発明の製造方法がステンレス鋼の機械的性質に及ぼす影響を検討するため、さらに２種類の合金について試験を行った。これら合金の化学組成を表２に示す。
【００２０】
【表２】
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【００２１】
合金６、７はパイロット規模生産設備にて製造した。前記の合金１〜５と同様に溶製、鋳造および熱間圧延を行った後、合金６、７を圧下率60％にて冷間圧延に供した。これら冷間圧延板から、圧延方向に対して０°、45°および90°の角度で各引張り試験片を切り出した。続いてこれらの引張り試験片を実験炉内で900℃および950℃で300秒間焼鈍し、水冷した。
【００２２】
圧延方向に対して０°、45°および90°の引張り試験方向でこれらの試験片を測定した結果を表３に示す。材料の粒径も併記した。これより、降伏強さの測定値は測定方向が異なっても互いに近似し、機械的性質に強い異方性が現れていないことが解った。合金６、７において、圧延方向に垂直な方向および平行な方向で測定した降伏強さの差は５％未満であった。さらに、焼鈍時間がかなり長いにもかかわらず、Nbによる合金化が功を奏し、合金６、７の粒径は小さく維持された。この結果、優れた機械的性質が達成された。
【００２３】
【表３】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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