JP2008208430A

JP2008208430A - 軟質オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法

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Publication number: JP2008208430A
Application number: JP2007047045A
Authority: JP
Inventors: Koji Takano; 光司高野; Shinji Tsuge; 信二柘植; Yuji Mori; 祐司森; Hiroki Sakai; 浩樹坂井
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2007-02-27
Filing date: 2007-02-27
Publication date: 2008-09-11

Abstract

【課題】Ｂ含有のステンレス鋼において、Ｂ存在状態を制御することで軟質特性および冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼を安価に提供することである。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５％以下，Ｓｉ：０．１〜２．０％，Ｍｎ：０．１〜５．０，Ｎｉ：５．０〜１５．０％，Ｃｒ：１４．０〜２０．０％，Ｎ：０．０５％以下，Ｂ：０．００１〜０．０１を含有し、残部がＦｅおよび実質的に不可避的不純物で構成され、Ｃｒの抽出残渣量が０．０３％以下，有効Ｂ量が０．００１％以上であることを特徴とする軟質特性に優れるオースナイト系ステンレス鋼である。さらに、Ｃｕ，Ｍｏ，Ａｌを１種以上含有することができる。
【選択図】図１

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼の軟質化に関するものであり、例えば、Ｂの存在状態を制御することで冷間鍛造性に優れる安価なオーステナイト系ステンレス鋼線材を得ることにある。

従来、ステンレス鋼製品の冷間鍛造用線材として、ＳＵＳＸＭ７が使用されてきた。ＳＵＳＸＭ７は、冷間鍛造性の観点から軟質な特性が求められる。

そのため、ＳＵＳＸＭ７系にＢを含有させて、更に、粒径制御等を組み合わせて軟質化させる技術が提案されてきた（特許文献１，２）。

一方、Ｂは、オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性改善の観点から添加されてきた。（特許文献３）
このように、従来、Ｂは軟質および熱間加工性の観点からオーステナイト系ステンレス鋼に利用されてきた。

しかしながら、ステンレス鋼中のＢの存在状態は明確にされておらず、特に、軟質機構は明確でなく、必ずしも、Ｂの軟質効果を最大限に発揮されておらず、著しい冷間鍛造性の向上効果は得られていない。

特開２００４−３２３９０４号公報特開２００３−８２４４４号公報特許第３６３７９９１号公報

本発明の目的は、Ｂ含有のステンレス鋼において、Ｂ存在状態を制御すべく、高温で熱間加工することで、軟質特性および冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼を安価に提供することである。

本発明者らは、上記課題を解決するために種々検討した結果、Ｂを適量含有するオーステナイト系ステンレス鋼において、熱延の加熱温度と仕上げ圧延温度を通常よりも高温にして、Ｂ，Ｃｒを主成分とするボライドの析出を抑制して、Ｂをオーステナイトのマトリックス中に固溶させるとともに粒界に偏析させることで、Ｂの軟質効果が最大限に得られることを見出した。

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５％以下，Ｓｉ：０．１〜２．０％，Ｍｎ：０．１〜５．０％，Ｎｉ：５．０〜１５．０％，Ｃｒ：１４．０〜２０．０％，Ｎ：０．０５％以下，Ｂ：０．００１〜０．０１を含有し、残部がＦｅおよび実質的に不可避的不純物で構成され、Ｃｒの抽出残渣量が０．０３％以下および（ａ）式で表される有効Ｂ量が０．００１％以上であることを特徴とする軟質特性に優れるオースナイト系ステンレス鋼である。
有効Ｂ量（重量％）＝Ｂ含有量（質量％）−Ｂの抽出残渣量（質量％） −−（ａ）
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：４．０％以下を含有することを特徴とする前記（１）記載のオーステナイト系ステンレス鋼である。
（３）さらに、質量％で、Ｍｏ：３．０％以下を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）記載のオーステナイト系ステンレス鋼である。
（４）さらに、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼である。
（５）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の成分の鋳片を、１２００℃〜１３５０℃に加熱し、１０５０℃〜１２５０℃の高温で仕上げの熱間圧延を終了させることを特徴とする軟質オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法である。

本発明による軟質なオーステナイト系ステンレス鋼は、冷間鍛造性を著しく向上することができ、複雑な形状へ強冷間鍛造が可能となり、部品の低コスト化の効果を発揮する。

以下に、先ず、本発明の請求項１記載の限定理由について説明する。

ＣおよびＮは、オーステナイトのマトリックスを軟質化（低強度，低加工硬化）し、且つ、Ｂ添加により効果的に粒界強度を低減させて、冷間鍛造性を向上させるために、各々０．０５％以下に限定する。好ましくは、各々、０．０３％以下で本発明の効果が著しい。

Ｓｉは、脱酸のために０．１％以上添加するが、過剰の添加は強度を高め、冷間加工性を劣化させる。そのため、上限を２．０％に限定する。好ましい範囲は、０．２〜０．５％である。

Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、加工硬化を抑制して冷間加工性を向上させるために０．１％以上添加する。しかしながら、５．０％を超えると耐食性を劣化させるばかり、逆に固溶強化により冷間加工性が劣化する。そのため、上限を５％に限定する。好ましい範囲は、０．５〜３．０％である。

Ｎｉは、オーステナイトを安定化させ、加工硬化を抑制して、冷間加工性を改善するために５．０％以上添加する。しかしながら、１５．０％を超えると経済性に劣る。そのため、上限を１５．０％にする。好ましい範囲は、８．０〜１３．０％である。

Ｃｒは、耐食性確保のために１４．０％以上添加する。しかしながら、２０．０％を超えて添加すると経済的でないばかりか、固溶強化のため冷間加工性が劣化する。そのため、上限を２０．０％にする。好ましい範囲は、１６．０〜１８．５％である。

本発明の最大の特徴は、鋼中の固溶Ｂ含有量を０．００１％以上とし、固溶Ｂを粒界に析出させ、これによって鋼の軟質化を実現することである。固溶Ｂ含有量は、鋼中のＢ含有量とＢの抽出残渣量から、下記（ａ）式によって算出することができる。
有効Ｂ量（質量％）＝Ｂ含有量（質量％）−Ｂの抽出残渣量（質量％） −−（ａ）

有効Ｂ量は、実質的に固溶しているＢ量であり、有効Ｂ量を０．００１％以上とすることにより、固溶Ｂを粒界に偏析させ、これによってＣ、Ｎの粒界偏析を抑制する。この結果、鋼の軟質化が実現し、冷間加工性を著しく向上させる。熱間でボライドが生成すると、粒界偏析に寄与す固溶Ｂが低減して０．００１％未満となり、粗大なボライドが増加し、前記の粒界強度低減の効果が無くなる。そのため、高温加熱・圧延により粗大ボライドの生成量を抑制してボライドを固溶させ、固溶Ｂ（有効Ｂ）を０．００１％以上に限定する必要がある。好ましくは、０．００２％以上である。

有効Ｂ量を０．００１％以上とするため、Ｂを０．００１％以上添加する。しかしながら、Ｂを０．０１％を超えて添加するとボライドの生成が著しく、硬質化し、逆に冷間加工性を劣化させる。そのため、Ｂの上限を０．０１％にする。好ましい範囲は０．００３〜０．００８％である。

一方、ボライドの主な組成は、ＣｒとＢであり、抽出残渣中のＣｒ量が０．０３％を超えると、粒界偏析に寄与する固溶Ｂが低減し、粗大なボライドが生成して軟質効果が失われる。たとえ有効Ｂ量が０．００１％以上であっても、Ｃｒの抽出残渣量が０．０３％を超えると、粗大なボライドの影響で軟質効果が失われることがある。従って、Ｃｒの抽出残渣量を０．０３％以下に限定する。

ＣｒおよびＢの抽出残渣量（質量％）は、鋼を非水溶液中（例えば、３％のマレイン酸＋１％のテトラメチルアンモニウムクロイド＋残部メタノール）で電解（例えば、１００ｍＶ定電圧）して、マトリックスを溶解し、フィルター（例えば、０．２μｍ穴径）でろ過して、析出物を抽出する。その後、析出物を酸にて完全に溶解してイオン化し、例えば高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置（ＩＣＰ）にてＣｒおよびＢの抽出残渣量を測定することができる。

次に、本発明の請求項２記載の限定理由について説明する。

Ｃｕは、マトリックスの加工硬化を抑制し、良好な冷間加工性を得るのに有効であるために、好ましくは、０．３％以上添加する。しかしながら、４．５％を超えて添加すると、Ｃｕの偏析がひどくなり、熱間製造性が劣化する。そのため、上限を４．５％に限定する。更に、好ましい範囲は２．０〜４．０％である。

次に、本発明の請求項３記載の限定理由について説明する。

Ｍｏは、製品の耐食性を向上させるため、好ましくは、０．３％添加する。しかしながら、３．０％を超えて添加すると固溶強化のため工具寿命が劣化する。そのため、上限を３．０％にする。好ましくは、２．０％以下である。

次に、本発明の請求項４記載の限定理由について説明する。

Ａｌは、脱酸のため、好ましくは、０．００２％以上添加する。しかしながら、０．１％を超えて添加すると粗大介在物により冷間加工性が劣化する。そのため、上限を０．１％に限定する。

次に、本発明の請求項５記載の限定理由について説明する。

粗大なボライドの生成を抑制して、固溶Ｂの粒界偏析を推進させて軟質化させるには、熱間圧延前に１２００℃以上に加熱し、熱間圧延終了温度を１０５０℃以上にする必要がある。加熱温度が１２００℃以上にならなければ、また、仕上げの熱間圧延温度が１０５０℃以上にならなければ、粗大なボライドが生成し、Ｂの粒界偏析が促進できない。従来の熱間圧延では、加熱温度を１２００℃にしても途中で鋼材が冷えるため仕上げ熱間圧延温度を１０５０℃以上に保つことができない。従って、従来の熱間圧延条件とは異なり、圧延途中に中間の高周波加熱を導入するか、高速圧延等の特殊圧延が必要となる。一方、加熱温度が、１３５０℃を超えると、脱Ｂが激しいばかりか、溶融脆化が生じる。また、仕上げ熱間圧延温度が１３００℃を超えると、脱Ｂが激しいばかりか、熱間強度が低くなり過ぎ、熱間圧延が不可能となる。そのため、加熱温度を１２００℃〜１３５０℃、熱間仕上げ圧延温度を１０５０℃〜１３００℃に限定する（通常の熱間圧延よりも、高温加熱・高温仕上げ圧延条件である）。好ましくは、１２５０〜１３５０℃の高温加熱、１１００℃〜１３００℃で仕上げの熱間圧延を終了することである。

以下に本発明の実施例について説明する。

表１に実施例の鋼の化学組成を示す。

これらの化学組成の鋼は、１００ｋｇの真空溶解炉にてφ２００ｍｍの鋳片に鋳込み、その後、鋳片を１１００〜１３３０℃まで加熱し、熱間線材圧延中に高周波加熱を使用して仕上げ圧延温度を９５０〜１２１０℃まで変化させて、φ５．５ｍｍまで熱間線材圧延を行い、引き続き１１００℃で５分，水冷の溶体化熱処理を施した。その後、線材の機械的性質およびＣｒ，Ｂの抽出残渣量および冷間加工性を調査した。

その調査結果を表２に示す。

線材の引張試験は、溶体化処理後のφ５．５ｍｍ線材を用いＪＩＳＺ２２４１に従い、引張強さを測定した。本発明の引張強さは、安定的に５００Ｎ／ｍｍ²以下を示し、軟質特性に優れていた。

ＣｒおよびＢの抽出残渣量（質量％）は、線材の中心からφ３ｍｍの棒鋼を切り出し、表層を＃５００研磨した３ｇの材料を非水溶液中（３％のマレイン酸＋１％のテトラメチルアンモニウムクロイド＋残部メタノール）で電解（１００ｍＶ定電圧）して、マトリックスを溶解し、０．２μｍ穴径のフィルターでろ過して、析出物を抽出した。その後、析出物を酸にて完全に溶解してイオン化し、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置（ＩＣＰ）にてＣｒおよびＢの抽出残渣量を測定した。本発明材のＣｒの抽出残渣は、０．０３％以下，Ｂの抽出残渣量から計算される有効Ｂ量は、０．００１％以上であった。

冷間加工性は、線材を酸洗後に蓚酸被膜を施し、φ５．３ｍｍまで伸線加工を実施し、圧造試験を行った。圧造試験は、図１に示すようにコールドダブルヘッダーにて、６０本／分の速度で、頭部の据え込み率（式（ｂ））を８２〜９４％の平頭形状にそれぞれ１００本づつ加工を施し、頭部に加工割れが発生するか否かを調査し、加工割れが発生しない最大の据え込み率を限界割れ加工率として評価した。本発明材の限界割れ加工率は９２％以上であった。
据え込み率（％）＝（Ｈ₀−Ｈ）／Ｈ₀×１００（％） −−−（ｂ）

一方、比較例Ｎｏ．８，１８，２６，２９では、それぞれ圧延加熱温度が低いため、ボライドが生成し、軟化特性および冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．９，１９，２７，３０では、それぞれ熱間での仕上げ圧延温度が低いため、ボライドが生成し、軟化特性および冷間加工性に劣る。

比較例Ｎｏ．３２，３３では、Ｂが添加されていないため、軟化特性および冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．３４，３５では、それぞれＣ，Ｎ量が高いため、軟化特性および冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．３６では、Ｓｉ量が高いため、軟化特性および冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．３７では、Ｍｎ量が高いため、軟化特性および冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．３８では、Ｎｉ量が低いため、軟化特性および冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．３９では、Ｃｒ量が低すぎるため、耐食性に劣る。比較例Ｎｏ．４０では、Ｃｒ量が高いため、軟化特性および冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．４１では、Ｃｕ量が高すぎるため、熱間圧延で著しい表面疵が発生し、評価ができなかった。比較例Ｎｏ．４２では、Ｍｏ量が高いため、軟化特性および冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．４３では、Ａｌ量が高く、粗大介在物のため、冷間加工性に劣る。比較例Ｎｏ．４４では、Ｂ量が高過ぎるため、粗大なボライドが生成し、軟化特性および冷間加工性に劣る。

以上の各実施例から明らかなように、本発明により、Ｂ含有のステンレス鋼において、軟質特性および冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼を安価に製造でき、冷間鍛造の生産性を著しく向上することができ、産業上極めて有用である。

ダブルヘッダーの頭部加工率と加工割れの説明図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０５％以下，Ｓｉ：０．１〜２．０％，Ｍｎ：０．１〜５．０％，Ｎｉ：５．０〜１５．０％，Ｃｒ：１４．０〜２０．０％，Ｎ：０．０５％以下，Ｂ：０．００１〜０．０１を含有し、残部がＦｅおよび実質的に不可避的不純物で構成され、Ｃｒの抽出残渣量が０．０３％以下および（ａ）式で表される有効Ｂ量が０．００１％以上であることを特徴とする軟質特性に優れるオースナイト系ステンレス鋼。
有効Ｂ量（質量％）＝Ｂ含有量（質量％）−Ｂの抽出残渣量（質量％） −−（ａ）
さらに、質量％で、Ｃｕ：４．５％以下を含有することを特徴とする請求項１記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
さらに、質量％で、Ｍｏ：３．０％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
さらに、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
請求項１〜４のいずれかに記載の成分の鋳片を、１２００℃〜１３５０℃に加熱し、１０５０℃〜１２５０℃の高温で仕上げの熱間圧延を終了させることを特徴とする軟質オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。