JP2006117991A - 熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】 熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】 質量％で、０．０００１≦Ｍｇ≦０．００１０％、Ｃａ≦０．００１０％であり、かつ０．００１≦Ｔｉ×Ｎ≦０．００４、０．１≦Ａｌ／Ｔｉ≦０．４の両方を満足し、かつ下記（１）式におけるＤＦの値が５から１５を満足するように成分を調整する。
ＤＦ＝２．９×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３×Ｓｉ）‐２．６×（Ｎｉ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｕ＋３５×Ｃ＋２０×Ｎ）−１８ （１）
【選択図】 図１

Description

本発明は、例えば溶接棒に使用されるような高デルタフェライトを含有するオーステナイト系ステンレス鋼に関するものである。

ステンレス鋼は常温における相により、フェライト系とオーステナイト系に分類される。溶接棒に使用されるようなＳＵＳＹ３０８やＳＵＳＹ３０９の凝固組織では、オーステナイト中に１０％程度のフェライトを含有し、オーステナイト系に分類される。

ステンレス鋼の溶接において、フェライト（高温で生成したデルタフェライト）を含む組織は溶接割れが生じにくいことが知られており、それゆえ、溶接棒用の材料では凝固組織に多量のデルタフェライト相を含むステンレス鋼線材が用いられる。

デルタフェライト相を多量に含むオーステナイト系ステンレス鋼では、フェライト相とオーステナイト相の高温強度の違いから相境界に歪みが集中するため、熱間加工性が悪く、熱間圧延時に割れが発生しやすいという問題があった。そこで、従来は鋳片を分塊圧延して表面切削により表面疵を除去し、再加熱して熱間圧延を行う必要があることから、生産性が低下すると共にコストが高くなるという課題があった。

これらの対策として、特許文献１のように、鋳片に一定の熱処理を施した後に圧延を行うことにより、熱間圧延時のデルタフェライトの悪影響を軽減する方法が開示されている。

特開平１１−２５６２３４号公報

従来技術では長時間の熱処理では加熱のためのエネルギーを消費し、高コストを要する問題があるとともに、デルタフェライト相を特に多量に含む鋼種までは適用できないという問題があった。

本発明は、このような従来の課題にかんがみてなされたものであって、デルタフェライト相を多量に含むオーステナイト系ステンレス鋼において、熱間加工性をより一層向上させ、熱間圧延時に割れを発生することのない熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。

（１）質量％で、０．０００１≦Ｍｇ≦０．００１０％、Ｃａ≦０．００１０％であり、かつＴｉ：０．００１≦Ｔｉ×Ｎ≦０．００４、０．１≦Ａｌ／Ｔｉ≦０．４の両方を満足し、かつ下記（１）式におけるＤＦの値が５から１５を満足することを特徴としていることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
ＤＦ＝２．９×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３×Ｓｉ）−２．６×（Ｎｉ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｕ＋３５×Ｃ＋２０×Ｎ）−１８ （１）
（２）質量％で、１８≦Ｃｒ≦２５％、７≦Ｎｉ≦１４％であることを特徴とする前記（１）に記載の熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
（３）質量％で、０．０５≦Ｍｏ≦３．０％、０．０５≦Ｓｉ≦１．０％、０．５≦Ｍｎ≦４．０％、０．２≦Ｃｕ≦３．５％、０．００５≦Ｃ≦０．１０％、０．００５≦Ｎ≦０．１０％であることを特徴とする前記（２）に記載の熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼中のＴｉ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｎ濃度を調整することによって介在物の形態を制御し、等軸晶化を図ることによって、デルタフェライトを微細分散させ、熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を得るものである。

本発明では鋳造組織におけるデルタフェライト相の形態を制御することにより、熱間加工性を向上できることを見出した。通常の連続鋳造では表層近傍の鋳造組織は柱状晶であり、デルタフェライト相は線状または面状の形態で存在する。一方、本発明では表層近傍の鋳造組織は微細な等軸晶であり、デルタフェライト相は粒状または細かく分断された線状の形態で存在する。デルタフェライト相を微細分散させることにより相境界における歪みを分散させ、熱間加工性を向上できることを見出した。

本発明ではデルタフェライトの等軸晶化を促進するために、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）を活用している。ＴｉＮはデルタフェライトと結晶の格子整合性が良好であり、デルタフェライトの凝固核になる。ＴｉＮを溶鋼中に微細分散させることが微細な等軸晶組織を得るために、重要である。

図１は、Ｔｉ×Ｎと１０００℃における破断絞り値の関係を示したものである。Ｔｉ×Ｎが０．００１未満ではＴｉＮが溶鋼段階で十分に生成しないため、等軸晶組織は得られず、破断絞り値も低い。また、Ｔｉ×Ｎが０．００４を越える場合にはＴｉＮ自体が粗大化してしまうため、デルタフェライトの凝固核としては十分な数がなく、等軸晶組織は得られず、破断絞り値も低くなる。なお、Ｎは大量に添加すると硬くなり、熱間加工性を低下させることがあるため、好ましくは０．０８％以下である。

本発明では０．５〜２μｍサイズのＴｉＮがデルタフェライトの凝固核になっていると考えられ、ＴｉＮの分布が２５個／ｍｍ²以上で等軸晶組織生成および熱間加工性改善の効果が得られた。

上記のように、デルタフェライトの凝固核になるＴｉＮを溶鋼段階で微細に多数生成させるためには、酸化物をＴｉＮの生成核として活用することが考えられ、ＴｉＮと結晶の格子整合性が良好なＭｇ−Ａｌ系酸化物が有効である。

図２は、Ａｌ／Ｔｉと１０００℃における破断絞り値の関係を示したものである。Ａｌ／Ｔｉが０．１０未満では、５μｍ以上で硬質なＭｇ−Ａｌ−Ｔｉ系酸化物が多数生成するため、微細な等軸晶組織を得られず、破断絞り値が低い。また、圧延時には表面疵が多発するために、避ける必要がある。一方、Ａｌ／Ｔｉが０．４０を越えると、５μｍ以上のＡｌ−Ｔｉ系酸化物が多数生成するため、微細な等軸晶組織を得られず、破断絞り値が低下する。また、連続鋳造工程ではノズル閉塞が発生する傾向にある。なお、Ａｌ／Ｔｉは０．１から０．４の範囲では５μｍ以上の酸化物個数が少ない傾向にあった。

ＭｇはＴｉＮと結晶の格子整合性が良好なＭｇ−Ａｌ系酸化物を生成させるために０．０００１％以上が必要であるが、Ｍｇを多量に添加した場合には粗大なＭｇ−Ａｌ系酸化物が生成するため、ＴｉＮの生成核が十分になく、等軸晶組織は得られず、破断絞り値が低下する。また、Ｍｇを多量に添加した場合には連続鋳造工程でノズル閉塞が発生しやすい傾向にあり、Ｍｇ濃度は０．００１０％以下にする必要がある。また、Ｍｇは０．０００５％以下の場合には５μｍ以上のＭｇ−Ａｌ系酸化物が少ない傾向にあり、Ｍｇは０．０００５％超であることが望ましい。

Ｍｇは取鍋やタンディッシュでＮｉ−Ｍｇ合金等として添加することが可能であるが、精錬工程で用いるスラグや耐火物にはＭｇ酸化物が含まれており、スラグや耐火物と溶鋼の反応によっても生成する。ＡｌやＴｉを大量に添加した場合にはスラグや耐火物と溶鋼の反応によって、溶鋼中のＭｇ濃度が０．００１０％を越える場合がある。したがって、熱間加工性改善および連続鋳造の安定性の面からは、Ａｌ：≦０．０７％およびＴｉ：０．１０％以下であることが望ましい。

本発明において、Ｃａは必須含有成分ではない。一方、Ｃａは微量添加でＳ低減およびＳ固定に有効な元素であり、熱間加工性改善の効果があるので含有させても良い。しかしながら、Ｃａの多量の添加ではＣａ−Ａｌ−Ｔｉ系酸化物が生成し、ＴｉＮの生成核となるＭｇ−Ａｌ系酸化物の生成を阻害する。また、精錬工程で用いるスラグの主成分はＣａ酸化物であり、取鍋等でＣａ無添加においても、溶鋼中のスラグ懸濁量が多い場合にはＣａ−Ａｌ−Ｔｉ系酸化物が生成するため、取鍋のガス攪拌やタンディッシュにおいて介在物浮上分離を促進することが望ましい。以上のことより、Ｃａを含有させる場合においても０．００１０％以下にすることが必要である。

（１）式のＤＦ値が５〜１５％の範囲にあるオーステナイト系ステンレス鋼ではフェライト相とオーステナイト相の高温強度の違いからから相境界に歪みが集中して熱間加工性が大幅に劣化するが、本発明ではデルタフェライト相を多量に含む鋼種の熱間加工性改善に大きな効果が得られる。本発明はＴｉ，Ａｌ，Ｍｇ等の微妙なコントロールにより酸化物組成を制御してＴｉＮの生成サイトを与え、さらにＴｉＮによって凝固組織の等軸晶化を促進させるものである。また、鋳片の凝固組織を等軸晶化することによってデルタフェライトを微細に分散させ、熱間加工性を改善できることを明らかにした。

Ｃｒはオーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり、１８％以上で耐食性を向上させる作用があるが、２５％を超えると脱酸挙動に影響を及ぼし、ＴｉＮの生成核となるＭｇ−Ａｌ系酸化物の生成が少なくなるために熱間加工性が低下するので、１８〜２５％とした。

Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり、７％以上で安定なオーステナイト相を形成し、鋼の耐食性を向上させる作用があるが、１４％を超えると脱酸挙動に影響を及ぼし、ＴｉＮの生成核となるＭｇ−Ａｌ系酸化物の生成が少なくなるために熱間加工性が低下し、また、高価なものともなるので、７〜１４％以下とした。

Ｃは強力なオーステナイト化元素であるとともに、０．００５％以上で固溶強化の作用があるが、０．１０％を超えると炭化物を生成して耐食性が劣化するので、０．００５〜０．１０％とした。

Ｓｉは０．０５％以上でステンレス鋼の溶製時に脱酸剤としての作用があるが、１．０％を超えると熱間加工性が低下するので、０．０５〜１．０％とした。

Ｍｎは脱酸剤であるとともに、０．５％以上で熱間加工性を向上させる作用があり、また、ＳをＭｎＳとして固定してＦｅＳの生成による赤熱脆性の発生を防止する作用があるが、４．０％を超えると溶製中で耐火物溶損を増大させることや耐食性が劣化するので０．５〜４．０％とした。

Ｍｏは０．０５％以上で耐食性向上の作用があるとともに、固溶強化の作用があるが、３．０％を超えると熱間加工性が急激に悪化するので、０．０５〜３．０％とした。

Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、０．２％以上で耐食性を改善する作用が得られるが、３．５％を超えると熱間加工性を害するので０．２〜３．５％とした。

Ｎは０．００５％でオーステナイトの安定化及び強度向上の作用が得られるが、０．１０％を超えるとオーステナイト相の強度アップにより熱間加工時に割れが発生するので、０．００５〜０．１０％とした。

第１表に示す化学成分で、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなるＮｏ．１〜１０のステンレス鋼を電気炉、ＡＯＤ工程で溶製し、１７０ｍｍφの連続鋳造鋳片を製造した。これらの鋼片は１２００℃に加熱して、連続線材圧延ラインで５．５ｍｍφまで熱間圧延を行った。

上記鋳片から、試験片（φ８ｍｍ×１１０ｍｍ）を切り出し、サーモレスター試験によって熱間加工性を評価した。評価は１０００℃における破断絞り値で行い、その時の絞り値が６０％以上であれば熱間加工性を良好と判断した。本発明鋼の熱間加工性は全て○であった。

非金属介在物は電子顕微鏡＋ＥＤＳにより任意の１０個について組成分析を行った。本発明鋼の非金属介在物は内部はＭｇ−Ａｌ系酸化物で外周がＴｉＮであり、狙い通りの介在物が得られた。

線材の表面疵の発生状況を○、△、×に分けて評価した。○は成品として全く問題のない程度、△は研削にて救済可能または一部成品として使用可能なもの、×は全く使用不可能または圧延途中で切断したために圧延中止したものである。本発明鋼の表面疵評価は全て○であった。

これに比べて比較鋼１１はＴｉ×Ｎが低いため、熱間加工性が悪かった。比較鋼１２はＴｉ×Ｎが高すぎるため、熱間加工性が悪かった。比較鋼１３はＡｌ／Ｔｉが低く、熱間加工性が悪かった。比較鋼１４はＡｌ／Ｔｉが高く、熱間加工性が悪かった。また、連続鋳造の末期に浸漬ノズル内の閉塞が発生して、鋳造を中止した。比較鋼１５はＭｇが低いため、熱間加工性が悪かった。比較鋼１６はＭｇが高すぎるため、熱間加工性が悪かった。また、連続鋳造の末期に浸漬ノズル内の閉塞が発生して、鋳造を中止した。比較鋼１７はＣａが高く、熱間加工性が悪かった。比較鋼１８はＣｒが高く、熱間加工性が悪かった。比較鋼１９はＮｉが高く、熱間加工性が悪かった。比較鋼２０はＳｉが高く、熱間加工性が悪かった。比較鋼２１はＭｏが高く、熱間加工性が悪かった。比較鋼２２はＣｕが高く、熱間加工性が悪かった。比較鋼２３はＮが高く、熱間加工性が悪かった。

Ｔｉ×Ｎと熱間加工性の関係を調べた結果を示す図である。 Ａｌ／Ｔｉと熱間加工性の関係を調べた結果を示す図である。

Claims (3)

1. 質量％で、０．０００１≦Ｍｇ≦０．００１０％、Ｃａ≦０．００１０％であり、かつ０．００１≦Ｔｉ×Ｎ≦０．００４、０．１≦Ａｌ／Ｔｉ≦０．４の両方を満足し、かつ下記（１）式におけるＤＦの値が５から１５を満足することを特徴とする熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
   ＤＦ＝２．９×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３×Ｓｉ）−２．６×（Ｎｉ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｕ＋３５×Ｃ＋２０×Ｎ）−１８ （１）
2. 質量％で、１８≦Ｃｒ≦２５％、７≦Ｎｉ≦１４％であることを特徴とする請求項１に記載の熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
3. 質量％で、０．００５≦Ｃ≦０．１０％、０．０５≦Ｓｉ≦１．０％、０．５≦Ｍｎ≦４．０％、０．０５≦Ｍｏ≦３．０％、０．２≦Ｃｕ≦３．５％、０．００５≦Ｎ≦０．１０％であることを特徴とする請求項２に記載の熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。

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