JP7150990B2 - オーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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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。
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や意匠性向上のニーズが高いことから、それらに用いる金属製の外装部材の製造では、複雑形状への加工に対応するため、過酷な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、上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。
上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。
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上で良い方法であるが、製造工程が複雑でコストがかかること、製品形状によっては製造したステンレス鋼板を利用できないという問題点がある。
次に、図８に、焼鈍材に冷間圧延を施した場合、または板厚が厚い材料に冷間圧延（調質圧延）を施した場合に、表層に歪が集中し板厚方向の硬さの分布が不均一となる例を示す。具体的には、図８には、板厚８ｍｍ、平均断面硬さ３００ＨＶに調整したステンレス鋼板の板厚方向の硬さ分布を示している。一般的な冷間圧延では表層のひずみが大きく、板厚中央のひずみが小さいため、表層では３３２ＨＶの硬さを示す一方、板厚中央では２７５ＨＶしか示さなかった。すなわち、特許文献１のステンレス鋼板では、板厚を一定以上に厚くすると、板厚方向の硬さが不均一になってしまうという問題点がある。
本発明の一態様は、前記の問題点に鑑みて為されたものであり、その目的は、厚さが一定程度以上あるにも関わらず、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減されたオーステナイト系ステンレス鋼、およびその製造方法を実現することにある。
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、厚さ方向の断面硬さ分布の平均が２５０ＨＶ以上であり、かつ変動幅が３０ＨＶ以下であり、厚さが３ｍｍ以上である構成である。
前記構成によれば、厚さが３ｍｍ以上であるにも関わらず、厚さ方向の断面硬さ分布の平均が２５０ＨＶ以上であり、かつ変動幅が３０ＨＶ以下である。このため、厚さが一定程度以上あるにも関わらず、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減さ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。
［１］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、前記オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．００３～０．１２％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：６．０～１５．０％、Ｃｒ：１６．０～２２．０％、Ｎ：０．００５～０．２０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
［２］前記化学組成に加えて、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｃｕ：０．０１～３．５０％、Ａｌ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００４０～０．０１００％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．５０％の１種またが２種以上を含有する［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
［３］前記化学組成に加えて、さらに質量％で、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．５００％およびＳｂ：０．００１～０．５００％、Ｐｂ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
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以下であることが好ましい。前記構成によれば、厚さが一定程度以上あるにも関わらず、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減された非磁性の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。
〔４〕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：０．００３～０．１２％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：６．０～１５．０％、Ｃｒ：１６．０～２２．０％、Ｎ：０．００５～０．２０％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Ｆｅおよび不可避的不純物で構成された化学組成からなる連続鋳造によって製造したスラブを１０００～１３００℃に加熱した後、粗熱延を施す粗熱延工程と、前記粗熱延工程の後、製造された鋼帯に対して仕上熱延を施す仕上熱延工程と、前記仕上熱延工程の後、前記鋼帯を冷却する冷却工程とを含み、前記仕上熱延工程では、前記仕上熱延の圧下率が６０％以上であり、前記仕上熱延のロール径が３００ｍｍ以上であり、前記仕上熱延の温度が６００～１１００℃であり、前記仕上熱延の最終パス温度が６００～９５０℃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以上で冷却する方法である。前記構成によれば、厚さが一定程度以上あるにも関わらず、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減されたオーステナイト系ステンレス鋼を製造できる、オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を実現することができる。
〔５〕前記スラブが、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｃｕ：０．０１～３．５０％、Ａｌ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００４０～０．０１００％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．５０％の１種または２種以上を含有する〔４〕に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
〔６〕前記スラブが、さらに質量で、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．５００％およびＳｂ：０．００１～０．５００％、Ｐｂ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する〔４〕または〔６〕に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減さ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という効果を奏する。
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。
〔本発明のポイントおよび目的〕
（ｉ）一定程度以上（３ｍｍ以上）の厚さがあるにも関わらず、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減されたオーステナイト系ステンレス鋼を実現した点、および、（ｉｉ）オーステナイト系ステンレス鋼を高温にし、大径ロールを用いて、大きく圧下し、圧下後に仕上げ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以上で冷却すれば、厚さが３ｍｍ以上のオーステナイト系ステンレス鋼において、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきを低減できることを見出した点が本発明のポイントである。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。
（ｉ）一定程度以上（３ｍｍ以上）の厚さがあるにも関わらず、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減されたオーステナイト系ステンレス鋼を実現した点、および、（ｉｉ）オーステナイト系ステンレス鋼を高温にし、大径ロールを用いて、大きく圧下し、圧下後に仕上げ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以上で冷却すれば、厚さが３ｍｍ以上のオーステナイト系ステンレス鋼において、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきを低減できることを見出した点が本発明のポイントである。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。
また、本発明は、例えば、スマートフォンなどの電子機器の構造部材を、複雑な鍛造加工を施すことなく、切削、エッチング、放電加工等で製造することが可能となるオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を実現することを目的とする。
（厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減されていることによるメリット）
スマートフォンの構造部材として本発明の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼を適用する場合、軟質な箇所（例えば厚さ方向の中央部）があると疵付きやすい。したがって製品としての価値が低くなる。また、軟質な箇所でも、十分に硬くすることで対応することも考えられるが、逆に必要以上に硬い部分が生じると切削性が低下する。
スマートフォンの構造部材として本発明の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼を適用する場合、軟質な箇所（例えば厚さ方向の中央部）があると疵付きやすい。したがって製品としての価値が低くなる。また、軟質な箇所でも、十分に硬くすることで対応することも考えられるが、逆に必要以上に硬い部分が生じると切削性が低下する。
〔プロセス〕
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施すことで製造することができる。より具体的には、連続鋳造によって製造したスラブを１０００～１３００℃に加熱した後、粗熱延を施し、厚さ２５ｍｍの粗バー（鋼帯）とする（粗熱延工程）。その後、６００℃以上かつ１１００℃以下で上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、仕上熱延の圧下率を６０％以上、仕上熱延のロール径を３００ｍｍ以上、仕上熱延の最終パス温度を６００～９５０℃とする。仕上熱延工程の後、製造された鋼帯を、仕上げ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所望の厚さ方向の断面硬さ分布およびその変動範囲のステンレス鋼を得ることができる。
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施すことで製造することができる。より具体的には、連続鋳造によって製造したスラブを１０００～１３００℃に加熱した後、粗熱延を施し、厚さ２５ｍｍの粗バー（鋼帯）とする（粗熱延工程）。その後、６００℃以上かつ１１００℃以下で上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、仕上熱延の圧下率を６０％以上、仕上熱延のロール径を３００ｍｍ以上、仕上熱延の最終パス温度を６００～９５０℃とする。仕上熱延工程の後、製造された鋼帯を、仕上げ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所望の厚さ方向の断面硬さ分布およびその変動範囲のステンレス鋼を得ることができる。
また、得られた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、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、ステンレス鋼に熱を加えてもよい。
以上の各工程によれば、厚さが３ｍｍ以上にも関わらず、厚さ方向の断面硬さ分布の平均が２５０ＨＶ以上であり、かつ変動幅が３０ＨＶ以下とすることができる。このため、厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減さ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。
（厚さ方向の断面硬さ分布）
厚さ方向の断面硬さ分布とは、圧延幅方向に垂直な断面について、厚さ方向の断面硬さ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ものである。例えば、厚さ８ｍｍ、厚さ方向の平均断面硬さを３００ＨＶに調整した実施例Ａ３（図４参照）のステンレス鋼は、図２に示すように厚さ方向の断面硬さ分布は２９４～３０８ＨＶの範囲であり、従来技術に比べて厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減されていることが分かる。図２は、本発明の実施の一形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の厚さ方向に対する断面硬さの分布を示すグラフである。
厚さ方向の断面硬さ分布とは、圧延幅方向に垂直な断面について、厚さ方向の断面硬さ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ものである。例えば、厚さ８ｍｍ、厚さ方向の平均断面硬さを３００ＨＶに調整した実施例Ａ３（図４参照）のステンレス鋼は、図２に示すように厚さ方向の断面硬さ分布は２９４～３０８ＨＶの範囲であり、従来技術に比べて厚さ方向の断面硬さ分布のばらつきが低減されていることが分かる。図２は、本発明の実施の一形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の厚さ方向に対する断面硬さの分布を示すグラフである。
（Ｃ＋Ｎ）
Ｃ、Ｎ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％以上に調整する必要があることを見出した（図３参照）。なお、図３は、Ｃ＋Ｎの量と、オーステナイト系ステンレス鋼の平均断面硬さとの関係を示すグラフである。また、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る。
Ｃ、Ｎ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％以上に調整する必要があることを見出した（図３参照）。なお、図３は、Ｃ＋Ｎの量と、オーステナイト系ステンレス鋼の平均断面硬さとの関係を示すグラフである。また、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る。
図３に、仕上熱延の最終パス温度８７０℃で圧延を施し、７５０℃以下まで冷却速度４０℃／ｓで冷却して巻き取りを行った実施例Ａ１～Ａ４、比較例Ｂ１、Ｂ２の平均断面硬さについてプロットしたグラフを示す（実施例Ａ１～Ａ４および比較例Ｂ１、Ｂ２の各鋼種の化学組成については図４参照）。Ｃ＋Ｎ量が０．０８％以上であるＡ１～Ａ４は平均断面硬さが２５０ＨＶ以上であったが、Ｃ＋Ｎ量が０．０８未満であるＢ１、Ｂ２鋼の平均断面硬さは２５０ＨＶ未満であった。
（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、より好ましくは、１．０５以下である、本発明の実施形態に係る製造方法では、６００℃以上で圧延するため、加工誘起マルテンサイトは生成しないが、δフェライトが残存すると比透磁率が高くなる。
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、より好ましくは、１．０５以下である、本発明の実施形態に係る製造方法では、６００℃以上で圧延するため、加工誘起マルテンサイトは生成しないが、δフェライトが残存すると比透磁率が高くなる。
上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や、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ので、加工誘起マルテンサイト相に起因する磁性化は回避される。ただし、溶製時に高温でδフェライト相が生成することがあり、これが残存すると透磁率１.０１０以下の非磁性が得られない。また、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。δフェライト相は強磁性であるため、その存在有無は透磁率によって評価する。
（目標特性）
オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ方向の断面硬さ分布の平均は、２５０ＨＶ以上（ＳＵＳ３０４ＣＳＰ－１／２Ｈ規格）を目指した。また、オーステナイト系ステンレス鋼の厚さは、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。
オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ方向の断面硬さ分布の平均は、２５０ＨＶ以上（ＳＵＳ３０４ＣＳＰ－１／２Ｈ規格）を目指した。また、オーステナイト系ステンレス鋼の厚さは、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。
（圧下率）
仕上熱延の圧下率は６０％以上とすることが好ましい。図６中の条件Ｎｏ．Ｄ００１～Ｄ００６に示すように仕上熱延の圧下率（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の平均断面硬さが得られない。なお、圧延ロールの入り口の厚さをｈ１、出口の厚さをｈ２とするとき、圧下率＝（ｈ１－ｈ２）／ｈ１の関係式が成立する。
仕上熱延の圧下率は６０％以上とすることが好ましい。図６中の条件Ｎｏ．Ｄ００１～Ｄ００６に示すように仕上熱延の圧下率（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の平均断面硬さが得られない。なお、圧延ロールの入り口の厚さをｈ１、出口の厚さをｈ２とするとき、圧下率＝（ｈ１－ｈ２）／ｈ１の関係式が成立する。
（ロール径）
仕上熱延のロール径は３００ｍｍ以上とすることが好ましい。図６中の条件Ｎｏ．Ｆ０１～Ｆ１９に示すようにロール径が小さい場合は厚さ方向の中心まで圧延ひずみを付与することができず、いずれの圧延温度においても断面硬さの変動範囲が大きくなる。なお、ロール径は、圧延ロールの回転軸に垂直な断面の直径のことである。
仕上熱延のロール径は３００ｍｍ以上とすることが好ましい。図６中の条件Ｎｏ．Ｆ０１～Ｆ１９に示すようにロール径が小さい場合は厚さ方向の中心まで圧延ひずみを付与することができず、いずれの圧延温度においても断面硬さの変動範囲が大きくなる。なお、ロール径は、圧延ロールの回転軸に垂直な断面の直径のことである。
（仕上熱延の温度および仕上熱延の最終パス温度）
仕上熱延の温度は６００～１１００℃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６００～９５０℃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、ロール径が大きくても板表層に付与されるひずみ量が厚さ方向の中心と比較して大きくなり、断面硬さの変動幅が大きくなる。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り、圧延直後に再結晶が生じ所望の断面硬さ分布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り、圧延直後に再結晶が生じ所望の断面硬さ分布が得られない。
仕上熱延の温度は６００～１１００℃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６００～９５０℃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、ロール径が大きくても板表層に付与されるひずみ量が厚さ方向の中心と比較して大きくなり、断面硬さの変動幅が大きくなる。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り、圧延直後に再結晶が生じ所望の断面硬さ分布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り、圧延直後に再結晶が生じ所望の断面硬さ分布が得られない。
（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を仕上げ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有することが好ましい。仕上熱延で材料中に蓄積される圧延ひずみは、ステンレス鋼が高温のまま保持されると仕上熱延直後から減少する。圧延ひずみの減少を低減するためには、圧延ひずみの減少が起こらない温度域まで速やかに冷却することが好ましい。
前記の仕上熱延工程の後、仕上熱延を施された鋼帯を仕上げ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有することが好ましい。仕上熱延で材料中に蓄積される圧延ひずみは、ステンレス鋼が高温のまま保持されると仕上熱延直後から減少する。圧延ひずみの減少を低減するためには、圧延ひずみの減少が起こらない温度域まで速やかに冷却することが好ましい。
図５に本発明の実施例のオーステナイト系ステンレス鋼の物性等を示す。また、図６および図７に比較例のオーステナイト系ステンレス鋼の物性等を示す。なお、図５、図６および図７における圧延温度は、圧延を行うときの鋼板の温度のことである。図５に示すように、上記の製造方法の条件を満たすＮｏ．Ｃ０１～Ｃ２５の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、厚さ方向の断面硬さ分布の平均が２５０ＨＶ以上であり、かつ断面硬さ分布の変動幅が３０ＨＶ以下であった。一方で、図６および図７に示すように、上記の製造方法の条件を満たさない（具体的には、板厚、ロール径、Ｃ＋Ｎ量および冷却速度のうち少なくとも１つが上記の製造方法の条件を満たさない）Ｎｏ．Ｄ０１～Ｈ０６の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、厚さ方向の断面硬さ分布の平均が２５０ＨＶ未満、および／または、変動幅が３０ＨＶよりも大きかった。
（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：０．００３～０．１２％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：６．０～１５．０％、Ｃｒ：１６．０～２２．０％、Ｎ：０．００５～０．２０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。以下、鋼組成における「％」は特に断らない限り質量％を意味する。
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の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．００３～０．１２％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：６．０～１５．０％、Ｃｒ：１６．０～２２．０％、Ｎ：０．００５～０．２０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。以下、鋼組成における「％」は特に断らない限り質量％を意味する。
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では、さらに、前記化学組成に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｃｕ：０．０１～３．５０％、Ａｌ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００４０～０．０１００％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．５０％の１種または２種以上を含有してもよい。
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、任意成分として質量で、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．５００％およびＳｂ：０．００１～０．５００％、Ｐｂ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃ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、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。本発明では０．００３％以上のＣ含有量を確保する。ただし、過度のＣ含有は鋼を硬質化させ冷間鍛造性を低下させる要因となる。Ｃ含有量は０．０１２％以下に制限される。
Ｓｉ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。Ｓｉは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。
Ｍｎ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、冷間鍛造性の確保と非磁性の維持には有効な元素である。ただし、過剰のＭｎ含有量は耐食性低下の要因となる。Ｍｎ含有量は２．００％以下に制限される。
Ｐ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、０．０４０％以下とする必要がある。
Ｓ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、０．０３０％以下に制限される。
Ｃｒ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、本発明ではＣｒ含有量が１６．０％以上の鋼を対象とする。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。Ｃｒ含有量の上限は２２．０％に制限される。
Ｎ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、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。本発明では０．００５％以上のＮ含有量を確保する。ただし、過度のＮ含有は鋼を硬質化させ冷間鍛造性を低下させる要因となる。Ｎ含有量は０．２０％以下に制限される。
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性向上に有効な元素である。本発明では、前記のＣｒ含有量を確保した上で、必要に応じて添加されるが、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％～３．００％以下である。
Ｃｕ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、冷間鍛造後に行われる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％～３．５％である。
Ａｌは、酸素親和力がＳｉ、Ｍｎに比べて高く、０．００３０％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、０．０００１％以上～０．００８０％である。
Ｏ含有量が低くなると、Ｍｎ、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ことから、種々検討の結果、Ｏを含有する場合は、Ｏ含有量は４０ｐｐｍ（０．００４０％）～１００ｐｐｍ（０．０１００％）、好ましくは８０ｐｐｍ以下である。
Ｖ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があることが確認された。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％～０．０５％である。
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０.００１～０.０１００％、好ましくは０.００５０％以下である。
Ｔｉは、炭窒化物形成元素であり、Ｃ、Ｎを固定し、鋭敏化に起因する耐食性の低下を抑制する。上記効果はＴｉを０．０１％以上含有すると発揮される。よって、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とともに、大変高価であることからＴｉ含有量の上限を０．５０％とする。
Ｃｏ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、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０．０１～０．５０％、好ましくは０．１０％以下である。
Ｚｒは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるい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、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０．０１～０．１０％、好ましくは０．０５％以下である。
Ｎｂは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるい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、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０．０１～０．１０％、好ましくは０．０５％以下である。
Ｍｇ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０．０００５～０．００３０％、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａは、熱間加工性を向上させる元素である。一方、過剰にＣａを含有すると鋼の靱性が低下して製造性が低下するとともに、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０．０００３～０．００３０％、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｙ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０．０１～０．２０％、好ましくは０．１０％以下である。
ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの原子番号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、熱間圧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０．０１～０．１０％、好ましくは０．０５％以下である。
Ｓｎ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０．００１～０．５００％、好ましくは０．２００％以下である。
Ｓｂ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０．００１～０．５００％、好ましくは０．２００％以下である。
Ｐｂ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など、熱間加工性の劣化をまねく懸念があるため、０．１０％以下とする。
Ｗ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、０．５０以下とする。
〔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。
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。
本発明は、例えば、スマートフォンなど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などに利用することができる。
Claims (8)
- ＣとＮとを合わせた含有量が、質量％で０．０８％以上であり、
厚さ方向の断面硬さ分布の平均が２５０ＨＶ以上であり、かつ変動幅が３０ＨＶ以下であり、
厚さが３ｍｍ以上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帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板。 - 前記オーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．００３～０．１２％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：６．０～１５．０％、Ｃｒ：１６．０～２２．０％、Ｎ：０．００５～０．２０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板。
- 前記化学組成に加えて、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｃｕ：０．０１～３．５０％、Ａｌ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００４０～０．０１００％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．５０％の１種または２種以上を含有する請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板。
- 前記化学組成に加えて、さらに質量％で、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．５００％およびＳｂ：０．００１～０．５００％、Ｐｂ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項２または３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板。
- 比透磁率μが１．１以下であることを特徴とする請求項１から４までの何れか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板。
- 厚さ方向の断面硬さ分布の平均が２５０ＨＶ以上であり、かつ変動幅が３０ＨＶ以下であり、厚さが３ｍｍ以上であるオーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
質量％で、Ｃ：０．００３～０．１２％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：６．０～１５．０％、Ｃｒ：１６．０～２２．０％、Ｎ：０．００５～０．２０％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Ｆｅおよび不可避的不純物で構成された化学組成からなる連続鋳造によって製造したスラブを１０００～１３００℃に加熱した後、粗熱延を施す粗熱延工程と、
前記粗熱延工程の後、製造された鋼帯に対して仕上熱延を施す仕上熱延工程と、
前記仕上熱延工程の後、前記鋼帯を冷却する冷却工程とを含み、
前記仕上熱延工程では、
前記仕上熱延の圧下率が６０％以上であり、
前記仕上熱延のロール径が３００ｍｍ以上であり、
前記仕上熱延の温度が６００～１１００℃であり、
前記仕上熱延の最終パス温度が６００～９５０℃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以上で冷却することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 前記スラブが、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｃｕ：０．０１～３．５０％、Ａｌ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００４０～０．０１００％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．５０％の１種または２種以上を含有する、請求項６に記載のオーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記スラブが、さらに質量％で、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．５００％およびＳｂ：０．００１～０．５００％、Ｐｂ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項６または７に記載のオーステナイト系ステンレス鋼帯又はオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
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