JP2022069229A

JP2022069229A - 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: JP2022069229A
Application number: JP2020178303A
Authority: JP
Inventors: 直樹平川; Naoki Hirakawa; 祐太吉村; Yuta Yoshimura
Original assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2020-10-23
Filing date: 2020-10-23
Publication date: 2022-05-11
Anticipated expiration: 2040-10-23
Also published as: JP7568473B2

Abstract

【課題】一定以上の厚さで、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。【解決手段】オーステナイト系ステンレス鋼であって、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。【選択図】図１

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。

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。

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。

特開２０１８－１０９２１５号特開平８－１０３８０２号

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法における、各工程の流れを示す工程図である。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である。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図である。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図である。

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。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。

〔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。

（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。

（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。

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。

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。

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。

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。

「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。

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。

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。

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。

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。

〔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。

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。

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。

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。

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。

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、ＪＩＳＺ２２４４に準拠した方法により測定できる。

（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。

（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。

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。

（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。

（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。

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。

（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。

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。

（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。

（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。

（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。

〔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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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Ａｌ_２Ｏ_３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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

〔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。

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。

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。

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、ＪＩＳＺ２２４４に準拠した方法により測定した。

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。

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。

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。

Claims

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、オーステナイト系ステンレス鋼。
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、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
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する、請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
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。
比透磁率μが１．１以下である、請求項１から４の何れか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
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、オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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する、請求項６に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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の製造方法。