JP2015086443A - 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】貨車のボディ用途材料に求められる耐食性や加工性を有し、かつ、低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】特定の成分組成を有し、下記不等式（Ｉ）〜（III）を満たし、フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有し、マルテンサイト相の含有量が体積％で５％〜９５％であることを特徴とする、低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼とする。１０．５≰Ｃｒ＋１．５?Ｓｉ≰１３．５・・・（Ｉ）、２．０≰３０?（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５?Ｍｎ≰６．０・・・（II）、Ｍｎ／Ｎｉ≰１．０・・・（III）（前記不等式（Ｉ）中のＣｒおよびＳｉ、前記不等式（II）中のＣ、Ｎ、ＮｉおよびＭｎ、並びに前記不等式（III）中のＭｎおよびＮｉは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。）【選択図】図１

Description

本発明は、寒冷地において石炭や油類などを運ぶ貨車のボディ用途材料として好適な低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法に関する。

鉄道による貨物輸送の輸送量は、世界的な鉄道の敷設距離増加にともない、年々増加している。この鉄道貨物輸送にはレールワゴンやコンテナといった貨車が使用されており、その材料として近年ではフェライト系のステンレス鋼が使用されるようになっている。

しかし、ユーラシア大陸の内陸部など冬には−３０℃以下ともなるような寒冷地においては、フェライト系ステンレス鋼は低温靭性が不十分であるため使用に適さないという問題がある。特に油類等の液体を運ぶ貨車のボディ用途材料には、優れた低温靭性が求められる。

レールワゴン用のステンレス鋼として、例えば、溶接熱影響部にマルテンサイト相を形成して溶接部の耐食性を向上させ、さらに、ＦＦＶ値を規定して表面欠陥の発生を抑制したステンレス鋼が特許文献１に開示されている。しかし、このステンレス鋼では、低温靭性が不十分である。

優れた靭性を有するステンレス鋼板として、例えば、曲げ性の優れた高強度高靭性ステンレス鋼板が特許文献２に開示されている。この高強度高靭性ステンレス鋼板では、ＭｎＳ系介在物粒子の圧延方向長さを３μｍ以下、かつ上記ＭｎＳ系介在物粒子の圧延方向長さとその直角方向の長さとの比を３．０以下とすることで曲げ性を改善している。しかし、特許文献２に記載の発明では、貨車のボディ用途材料として必要とされる耐食性、特に溶接部の耐食性が不足し、さらに、低温での靭性も十分ではない場合がある。

特許文献３には、δフェライトの生成を抑制した、靭性の優れた厚肉マルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、このステンレス鋼は強度が高すぎるため、鉄道貨物用のレールワゴンやコンテナに適用するためのプレス加工が困難である。また、特許文献３に記載のステンレス鋼は低温靭性も不足する場合がある。

特開２０１２−１２７０２号公報 特開平１１−３０２７９１号公報 特開昭６１−１３６６６１号公報

上記のように、これら特許文献に開示されたステンレス鋼は、低温靭性が十分でないことから、寒冷地において油類等の液体を運ぶ貨物の材料として適さない。また、上記特許文献に開示されたステンレス鋼は、貨車のボディ用途材料に求められる耐食性や加工性を有さない場合がある。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、貨車のボディ用途材料に求められる耐食性や加工性を有し、かつ、低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために低温靭性におよぼす組織や成分などの影響について鋭意研究を行った。

低温靭性におよぼす組織の影響を評価する方法として、結晶粒径と低温靭性の相関を示したＨａｌｌ−Ｐｅｔｃｈ則を用いる方法が知られている。この法則によれば、結晶粒径の−１／２乗に比例して延性脆性遷移温度が低下する。すなわち、結晶粒径が細かいほど、低温靭性が向上するとされている。本発明者らは、この知見に基づき、ステンレス鋼の結晶粒径を細かくすべく、成分および製造方法について検討を行った。図１に本発明の成分範囲でのステンレス鋼のマルテンサイト相分率（体積％で表すマルテンサイト相の含有量）と平均結晶粒径の相関を示す。マルテンサイト相分率が５％〜９５％で平均結晶粒粒径が小さくなることが見出された。これにより、平均結晶粒径を最小化することを通じて、低温靭性を向上させることが可能となった。なお、平均結晶粒径の測定方法は実施例に記載の通りである。

マルテンサイト相分率はＣｒ当量（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ）とＮｉ当量（３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ）の調整および焼鈍温度の調整によって制御することができる。これらのパラメータの調整によって、平均結晶粒径の細かい低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られる。

さらに、本発明者らは、マルテンサイト相の強靭化に着目し、オーステナイト安定化元素であるＮｉ、Ｍｎの含有量とマルテンサイト相の靭性について検討した。本発明の成分範囲における種々のステンレス鋼について、９００℃、１０時間の焼鈍を行い、焼鈍後に水冷して、１００％のマルテンサイト組織を有するステンレス鋼を製造した。このステンレス鋼を用いて、サブサイズのシャルピー試験片を作製し、−５０℃の吸収エネルギーを測定した。結果を図２に示す。Ｍｎ／Ｎｉが小さいほどマルテンサイト相の低温靭性が向上する傾向が確認された。すなわち、マルテンサイト相を形成するための元素として、Ｎｉの比率を高め、Ｍｎの比率を抑えることで、さらに低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼を得ることが可能となる。

以上の知見により本発明は完成された。すなわち、本発明は下記の構成を要旨とするものである。

（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５％以上１．００％未満、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、Ｎｉ：０．３〜５．０％、Ｔｉ：４×（Ｃの含有量（％）＋Ｎの含有量（％））％以上０．４％以下、Ｖ：０．００５〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記不等式（Ｉ）〜（ＩＩＩ）を満たし、フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有し、前記マルテンサイト相の含有量が体積％で５％〜９５％であることを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。

１０．５≦Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ≦１３．５ （Ｉ）
２．０≦３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ≦６．０ （ＩＩ）
Ｍｎ／Ｎｉ≦１．０ （ＩＩＩ）
ここで、前記不等式（Ｉ）中のＣｒおよびＳｉ、前記不等式（ＩＩ）中のＣ、Ｎ、ＮｉおよびＭｎ、並びに前記不等式（ＩＩＩ）中のＭｎおよびＮｉは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。

（２）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下およびＣｏ：０．５％以下のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。

（３）質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。

（４）（１）〜（３）のいずれかに記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法であって、鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱した後、９００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う熱間粗圧延を含む熱間圧延を行い、７００〜８５０℃の温度で１時間以上の焼鈍を行うことを特徴とする低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法。

本発明によれば、寒冷地において石炭や油類などを運ぶ貨車のボディ用途材料に求められる耐食性や加工性を有し、かつ、低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法が得られる。本発明によれば、材料としての低温靭性に優れる結果として溶接部の低温靭性向上の効果も得られる。

また、本発明によれば、優れた性質を有する上記フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼を、安価且つ高効率で製造することが可能である。

平均結晶粒径におよぼすマルテンサイト相分率の影響を示す図である。 マルテンサイト相の、−５０℃の吸収エネルギーにおよぼすＭｎ、Ｎｉの影響を示す図である。 ＥＰＭＡによる熱延鋼板の元素分布の測定例を示す図である。

以下に本発明の実施形態を詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

先ず、本発明のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼（本明細書において、「ステンレス鋼」という場合がある）の成分組成について説明する。以下の各成分の説明において、各元素の含有量を示す％は特に記載しない限り質量％とする。

Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％
ＣおよびＮは、オーステナイト安定化元素である。ＣおよびＮの含有量が増加すると、本発明のステンレス鋼中のマルテンサイト相分率が増加する傾向にある。このように、ＣおよびＮは、マルテンサイト相分率の調整に有用な元素である。その効果は、Ｃの含有量およびＮの含有量をともに０．００５％以上にすることで得られる。しかし、ＣおよびＮはマルテンサイト相の靭性を低下させる元素でもあるため、Ｃの含有量およびＮの含有量をともに０．０３０％以下にすることが適切である。よって、ＣおよびＮの含有量は、いずれも０．００５〜０．０３０％の範囲とする。より好ましくは、いずれも０．００８〜０．０２０％の範囲である。

Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは、脱酸剤として用いられる元素であり、その効果を得るにはＳｉの含有量を０．０５％以上にすることが必要である。また、Ｓｉはフェライト安定化元素であり、Ｓｉの含有量が増加するにつれて、マルテンサイト相分率が減少する傾向にある。したがって、Ｓｉはマルテンサイト相分率の調整に有用な元素である。一方で、その含有量が１．００％を超えるとフェライト相が脆くなり靭性が低下する。このため、Ｓｉの含有量は０．０５〜１．００％の範囲とする。より好ましくは、０．１１〜０．４０％である。

Ｍｎ：０．０５％以上１．００％未満
Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、Ｍｎの含有量が増加するにつれて、マルテンサイト相分率が増加する。Ｍｎを含有することにより得られる効果はＭｎ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎはマルテンサイト相の靭性を低下させる元素であるため、低温靭性の観点からＭｎ含有量は少ないほうが好ましい。これは、Ｍｎの含有量が多くなると交差すべりが抑制されるためと考えられる。このマルテンサイト相の靭性低下はＭｎ含有量が１．００％以上で顕著となり、制御が困難となる。よって、Ｍｎの含有量は０．０５以上１．００％未満の範囲とする。より好ましくは、０．１１〜０．４０％の範囲である。

Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、熱間加工性の点から少ない方が好ましい。本発明において、Ｐの含有量の許容される上限値は０．０４％である。より好ましい上限値は、０．０３５％である。

Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、熱間加工性および耐食性の点から少ない方が好ましい。本発明において、Ｓの含有量の許容される上限値は０．０２％である。より好ましい上限値は０．００５％である。

Ａｌ：０．０１〜０．１５％
Ａｌは、一般的には脱酸のために有用な元素であり、その効果はＡｌの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。一方、その含有量が０．１５％を超えると、大型のＡｌ系介在物が生成して表面欠陥の原因となる。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１５％の範囲とする。より好ましくは、０．０３〜０．１４％の範囲である。

Ｃｒ：１０．０〜１３．０％
Ｃｒは、不動態皮膜を形成するため、耐食性を確保するうえで必須の元素である。その効果を得るためにはＣｒを１０．０％以上含有することが必要である。また、Ｃｒはフェライト安定化元素であり、マルテンサイト相分率を調整するために有用な元素である。しかし、Ｃｒの含有量が１３．０％を超えると、ステンレス鋼の製造コストが上昇するばかりでなく、十分なマルテンサイト相分率を得ることが困難となる。よって、Ｃｒ含有量は、１０．０〜１３．０％の範囲とする。より好ましくは、１０．５〜１２．５％である。

Ｎｉ：０．３〜５．０％
Ｎｉは、本発明において重要な元素である。ＮｉはＭｎと同様に、オーステナイト安定化元素であり、マルテンサイト相分率の調整に有用な元素である。その効果はＮｉ含有量を０．３％以上にすることで得られる。さらに、本発明では、マルテンサイト相の靭性を向上させる元素としてＮｉを活用している。図２に示したように、Ｍｎ含有量を低減し、Ｎｉ含有量を増加させることで、低温靭性が向上する。これは、Ｎｉの添加により交差すべりがより容易になるためと考えられる。しかし、Ｎｉの含有量が５．０％を超えると、マルテンサイト相分率の制御が困難となり、靭性が低下する。よって、Ｎｉの含有量は０．３〜５．０％の範囲とする。より好ましくは、１．０〜３．０％の範囲である。さらに好ましくは、１．２〜２．７％の範囲である。

Ｔｉ：４×（Ｃの含有量（％）＋Ｎの含有量（％））％以上０．４％以下
Ｔｉは、鋼中のＣ、ＮをＴｉの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物（以後、炭化物、窒化物、炭窒化物の３種を総称して、炭窒化物と記す）として析出固定し、Ｃｒの炭窒化物等の生成を抑制する効果を有する。これによって、ＴｉがＣ、Ｎと結合して炭窒化物となることで、マルテンサイト相へのＣ、Ｎの固溶量が減少し、マルテンサイト相の靭性低下が抑制される。さらに、Ｃｒの炭窒化物の析出を抑制することで、耐食性、特に溶接部の耐食性を向上させる。Ｔｉは、これら2つの効果を有する元素である。これらの効果は４×（Ｃの含有量（％）＋Ｎの含有量（％））％以上の含有量にすることで得られる。一方、Ｔｉの含有量を０．４％超えにしても、その効果は飽和するばかりか、鋼中に多量のＴｉの炭窒化物等が析出し、靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉの含有量は、４×（Ｃの含有量（％）＋Ｎの含有量（％））％以上、０．４％以下とする。より好ましくは、０．１５〜０．２５％、且つ４×（Ｃの含有量（％）＋Ｎの含有量（％））以上を満たす範囲である。

Ｖ：０．００５〜０．１０％
Ｖは、Ｔｉと同様に窒化物を生成し、マルテンサイト相の靭性低下を抑制する元素である。その効果はＶの含有量を０．００５％以上にすることで得られる。しかし、Ｖの含有量が０．１０％を超えると、溶接部のテンパーカラー部にＶが濃縮し耐食性が低下する。よって、Ｖの含有量は０．００５〜０．１０％とする。より好ましくは、０．０１〜０．０６％である。

本発明のステンレス鋼は、以上の成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物とは、意図的に添加しなくても含まれる成分（不可避不純物）、意図的に添加しても本発明の効果を害さない成分を指す。不可避的不純物の具体例としては、Ｚｎ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．３％以下が挙げられる。なお、元素の種類によって、不可避不純物と意図的に添加しても本発明の効果を害さない成分とを区別することはできない。例えば、Ｓｎの含有量のうち、一部が不可避不純物として鋼に混入し、それ以外は意図的添加で鋼に含まれる場合がある。この場合、不可避不純物として含有する量と意図的添加で含有する量との合計が０．３％以下であればよい。

また、本発明のステンレス鋼は、上記成分に加えて、さらに、質量％でＣｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下およびＣｏ：０．５％以下のうち１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間腐食を低減させる元素である。このため、高い耐食性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合に、ステンレス鋼はＣｕを含むことが好ましい。しかし、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、熱間加工性が低下し、さらに、高温でのオーステナイト相が増加し、フェライト−マルテンサイトの相バランスが崩れ、優れた低温靭性を得ることが困難となる。よって、本発明のステンレス鋼にＣｕを含有させる場合には、その上限を１．０％とする。また、耐食性向上効果を十分に発揮させるためには、Ｃｕの含有量が０．３％以上であることが好ましい。より好ましいＣｕ含有量の範囲は、０．３〜０．５％である。

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。このため、高い耐食性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合に、ステンレス鋼はＭｏを含むことが好ましい。しかし、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると、冷間圧延での加工性が低下するうえ、熱間圧延での肌荒れが起こり、表面品質が極端に低下する。よって、本発明のステンレス鋼にＭｏを含有させる場合には、その含有量の上限を１．０％とすることが好ましい。また、耐食性向上の効果を十分に発揮させるためには、Ｍｏを０．０３％以上含有させることが有効である。より好ましいＭｏ含有量の範囲は、０．１〜０．８％である。

Ｗ：１．０％以下
Ｗは、耐食性を向上させる元素である。このため、高い耐食性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合に、ステンレス鋼はＷを含むことが好ましい。その効果はＷの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｗの含有量が過剰になると、強度が上昇し、製造性が低下する。よって、Ｗの含有量は１．０％以下とした。

Ｃｏ：０．５％以下
Ｃｏは、靭性を向上させる元素である。このため、特に高い靭性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合に、ステンレス鋼はＣｏを含むことが好ましい。その効果はＣｏの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃｏの含有量が過剰になると製造性が低下する。よって、Ｃｏの含有量は０．５％以下とした。

また、本発明のステンレス鋼は、上記成分に加えて、さらに、質量％でＣａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有してもよい。

Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物析出によるノズルの閉塞を抑制する元素である。その効果はＣａの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃａを過剰に含有すると、水溶性介在物であるＣａＳが生成し、耐食性が低下する。よって、Ｃａの含有量は０．０１％以下が好ましい。

Ｂ：０．０１％以下
Ｂは二次加工脆性を改善する元素であり、その効果を得るためにはＢの含有量を０．０００１％以上にする。しかし、Ｂを過剰に含有すると、固溶強化による延性低下を引き起こす。よってＢの含有量は０．０１％以下とした。

Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性の向上に寄与する元素である。その効果は、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｇを過剰に含有すると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇの含有量は０．０１％以下とした。

ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは耐酸化性を向上して、酸化スケールの形成を抑制する元素である。酸化スケール抑制の観点からは、ＲＥＭの中でも、特にＬａ、Ｃｅの使用が有効である。その効果はＲＥＭの含有量を０．０００１%以上にすることで得られる。しかし、ＲＥＭを過剰に含有すると、酸洗性などの製造性が低下するうえ、製造コストの増大を招く。よってＲＥＭの含有量は０．０５％以下とした。

本発明においては、上述したような任意元素のほか、従来の知見に基づいて他の元素をさらに含有させてもよい。その場合にも焼鈍温度におけるフェライト相とオーステナイト相の相バランスを考慮することが重要である。なお、ＮｂはＣやＮと結びついて相バランスを大きく崩すため、本発明では含有しないことが好ましい。本発明のステンレス鋼がＮｂを含有する場合であっても、その含有量は０．０５％以下が好ましい。

続いて、本発明のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の鋼組織について説明する。なお、鋼組織中の各相の含有量を表す％は体積％とする。

マルテンサイト相の含有量が体積率で５％〜９５％
本発明のステンレス鋼では、マルテンサイト相を含むことで結晶粒が微細化され、低温靭性が向上する。図１に示したように、マルテンサイト相の含有量が体積率で５％未満又は９５％超では平均結晶粒径が１０．０μｍを超え、結晶粒の微細化による靭性向上が望めない。よって、マルテンサイト相の含有量は体積率で５％〜９５％とした。より好ましくは、１５％〜９０％であり、最も好ましくは３０％〜８０％である。マルテンサイト相の含有量が３０％〜８０％であれば、図１に示す通り、平均結晶粒径が非常に小さくなり、低温靭性の大幅な向上を実現できる。

本発明は、結晶粒の微細化により低温靭性を向上させた発明である。結晶粒の微細化手法として本発明では、焼鈍によるオーステナイト相への逆変態を利用した。これは、熱間圧延後にフェライト相とマルテンサイト相であった組織に対して、適切な温度条件で焼鈍を行うことで、マルテンサイト相の一部をオーステナイト相に変態させ、結晶粒を微細化する手法である。焼鈍によりオーステナイト相に変態した組織は焼鈍後の冷却過程で、再びマルテンサイト相に変態し、さらに微細な結晶粒を生成する。ここで重要となるのは、焼鈍温度とその温度でのオーステナイト相分率（体積％で表すオーステナイト相の含有量）である。焼鈍温度でのオーステナイト相分率が小さすぎれば、逆変態が起こる量が少なく結晶粒微細化効果は不十分となる。焼鈍温度でのオーステナイト相分率が大きすぎれば、逆変態した後にオーステナイト相が粒成長してしまい、微細な結晶粒は得られない。そのため、逆変態による結晶粒微細化には焼鈍温度における適度なオーステナイト相分率が求められる。適度なオーステナイト相分率とは、焼鈍温度におけるオーステナイト相分率が冷却後のマルテンサイト相分率となると考えられるため、５％〜９５％である。

１０．５≦Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ≦１３．５ （Ｉ）
２．０≦３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ≦６．０ （ＩＩ）
所定の焼鈍温度でのオーステナイト相分率はいわゆるＣｒ当量、Ｎｉ当量によって調整が可能である。焼鈍温度でのオーステナイト相は焼鈍後の冷却過程においてマルテンサイト相に変態するため、焼鈍温度でのオーステナイト相分率を調整することによって、ステンレス鋼のマルテンサイト相分率の調整が可能である。本発明ではＣｒ当量として（Ｉ）式と、Ｎｉ当量を用いた（ＩＩ）式を定め、それぞれの範囲を規定している。ここで、Ｃｒ当量を用いた（Ｉ）式が１０．５未満では、Ｃｒ当量が少なすぎるため、所定の焼鈍温度でのオーステナイト相分率を適切な範囲とするためのＮｉ当量の調整が難しくなる。一方、（Ｉ）式が１３．５％超では、Ｃｒ当量が多すぎ、Ｎｉ当量を増加しても、所定の焼鈍温度で適切なオーステナイト相分率を得ることが困難となる。よって、（Ｉ）式は１０．５以上、１３．５以下とした。より好ましくは１１．０以上、１２．５以下である。Ｎｉ当量を用いた（ＩＩ）式も同様に、２．０未満ではＮｉ当量が少なすぎるため、所定の焼鈍温度でオーステナイト相を得ることが難しく、６．０超では、適切なオーステナイト相分率を得ることが困難となる。よって、（ＩＩ）式は２．０以上、６．０以下とした。より好ましくは２．５以上、５．０以下である。

フェライト相の含有量が体積率で５〜９５％
本発明のステンレス鋼において、フェライト相の含有量は体積率で５〜９５％である。フェライト相の含有量が体積率で５％以上であれば、焼鈍過程において結晶粒を微細化する効果が得られることに加えて、加工性を向上させるので貨車のボディを成型するためのプレス加工が容易となり好ましい。また、フェライト相の含有量が体積率で９５％以下であれば、焼鈍過程において結晶粒を微細化する効果が得られることに加えて、マルテンサイト相が増加し強度が向上するため、貨車に必要とされる強度が得られるため好ましい。

上記の通り、本発明のステンレス鋼の鋼組織は、フェライト、マルテンサイトの２相からなるが、本発明の効果を害さない範囲であれば他の相を含んでもよい。他の相としては、オーステナイト相、σ相等が挙げられる。その他の相の含有量の合計が、体積率で１０％以下であれば本発明の効果を害さないと考えられる。

Ｍｎ／Ｎｉ≦１．０ （ＩＩＩ）
本発明において、不等式（ＩＩＩ）は鋼を所望の組織にするために必須の条件である。本発明では、オーステナイト安定化元素である、ＮｉとＭｎのうち、マルテンサイト相を脆くするＭｎ含有量を低くし、マルテンサイト相を強靭化するＮｉ含有量を多くすることで、マルテンサイト相そのものを強靭化させた。その結果、同じマルテンサイト相分率であっても低温靭性が向上する。これは、Ｍｎに対してＮｉを多く含有することで、マルテンサイト相で交差すべりが起こりやすくなり、へき開破壊に至る前に変形が起こり衝撃を吸収するためと考えられる。このように、Ｎｉ含有量が多いマルテンサイト相は低温靭性を向上させる。その効果はＭｎ／Ｎｉが１．０以下で得られる。より好ましくは０．７５以下である。

次に、本発明に係るステンレス鋼の製造方法について説明する。

本発明のステンレス鋼を高効率で製造することができる方法として、上記成分組成に溶製した鋼を連続鋳造等によりスラブとした後、熱延コイルとし、これを焼鈍した後、デスケーリング（ショットブラスト、酸洗等）を行って、ステンレス鋼とする方法が推奨される。具体的には以下、詳細に説明する。

まず、本発明の成分組成に調整した溶鋼を、転炉または電気炉等の通常用いられる公知の溶製炉にて溶製し、次いで、真空脱ガス（ＲＨ法）、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法、ＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法等の公知の精錬方法で精錬し、次いで、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法で鋼スラブ（鋼素材）とする。鋳造法は、生産性および品質の観点から連続鋳造が好ましい。また、スラブ厚は、後述する熱間粗圧延での圧下率を確保するために、１００ｍｍ以上とすることが好ましい。より好ましい範囲は２００ｍｍ以上である。

次いで、鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする。スラブ加熱温度は、熱延鋼板の肌荒れ防止のためには高いほうが望ましい。しかし、スラブ加熱温度が１３００℃を超えるとスラブ垂れが著しくなり、また、結晶粒が粗大化して熱延鋼板の靭性が低下する。一方、スラブ加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延での負荷が高くなり、熱間圧延での肌荒れが著しくなるうえ、熱間圧延中の再結晶が不十分となり、熱延鋼板の靭性が低下する。

熱間圧延における熱間粗圧延の工程は、９００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行うことが好ましい。この強圧下圧延により、鋼板の結晶粒が微細化され、靭性が向上する。熱間粗圧延の後、常法に従い、仕上圧延を行う。

熱間圧延により製造した板厚２．０〜８．０ｍｍ程度の熱延鋼板は、７００〜８５０℃の温度で熱延鋼板を焼鈍する。その後、酸洗を施してもよい。熱延鋼板の焼鈍温度は、７００℃未満では、再結晶が不十分となる上、マルテンサイト相からオーステナイト相への逆変態が起こりにくく、その量も少なくなるため、十分な低温靭性が得られない。一方、８５０℃を超えると焼鈍温度でオーステナイト単相となり、結晶粒の粗大化が著しく、靭性が低下する。熱延鋼板の焼鈍は、いわゆる箱焼鈍により１時間以上保持するのが好ましい。

本発明に係るステンレス鋼の溶接には、ＴＩＧ、ＭＩＧをはじめとするアーク溶接、シーム溶接、スポット溶接等の抵抗溶接、レーザー溶接等、通常の溶接方法は全て適用可能であり、その低温靭性も優れている。

表１に示す成分組成を有するステンレス鋼を、実験室において真空溶製した。溶製した鋼塊を１２００℃に加熱し、９００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う熱間圧延により厚みが５ｍｍの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板に、７８０℃で１０時間の焼鈍を行った後、ショットブラストおよび酸洗を行ってスケールを除去した。焼鈍温度は、本発明例のオーステナイト相分率が５％〜９５％の範囲になるように選択した。

スケールを除去した上記熱延鋼板から、２０ｍｍ×１０ｍｍの形状でＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を採取し、王水により組織を現出させ観察した。観察した組織から、切断法によりそれぞれの供試材の平均結晶粒径を測定した。それぞれの平均結晶粒径を表２に示す。

さらに、ＥＰＭＡを用いてＬ断面のＮｉおよびＣｒの元素分布を測定した。測定例を図３に示す。Ｎｉが濃化し、Ｃｒが減少した箇所をマルテンサイトと判断して、マルテンサイト相分率を画像処理により求めた。結果を表１に示す。（２）式の大きいものほど、マルテンサイト相分率が大きくなる傾向が認められた。平均結晶粒径は、図１に示したようにマルテンサイト相分率が６０％付近で最小となる傾向が認められた。

スケールを除去した熱延鋼板から、Ｃ方向（圧延方向と垂直方向）のシャルピー試験片をそれぞれ３本作製し、−５０℃においてシャルピー試験を行った。シャルピー試験片は５ｍｍ（厚み）×５５ｍｍ（幅）×１０ｍｍ（長さ）のサブサイズ試験片とした。供試材ごとに３回の試験を行い、平均の吸収エネルギーを求めた。求めた吸収エネルギーを表２に示す。本発明例では、いずれも２５Ｊ以上の吸収エネルギーが得られており、低温靭性が良好であることがわかる。これに対して、比較例のＮｏ．２７はＭｎ、Ｎｏ．２８はＣｒ、Ｎｏ．２９はＮｉ、Ｎｏ．３０はＴｉがそれぞれ本発明の範囲から外れているため、低温靭性が低かった。また、比較例のＮｏ．３１は、成分は本発明の範囲内であるが、（ＩＩＩ）式が本発明の範囲から外れるため、低温靭性が低かった。また、比較例のＮｏ．３２〜Ｎｏ．３５は、式（Ｉ）、または、式（ＩＩ）が本発明の範囲から外れているため、低温靭性が２５Ｊよりも低かった。

スケールを除去した熱延鋼板から、６０ｍｍ×８０ｍｍの試験片を採取し、裏面および端部５ｍｍを耐水テープで被覆し、塩水噴霧試験を行った。塩水濃度は５％ＮａＣｌ、試験温度は３５℃、試験時間は２４ｈとした。塩水噴霧試験を行った後、試験面を撮影し、撮影した写真上で錆の発生した部分を黒、錆の発生しなかった部分を白に変換して、画像処理により腐食面積率を測定した。求めた腐食面積率を表２に示す。腐食面積率が１５％以下のものを良好な耐食性を有すると評価した。本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．２６はいずれも耐食性が良好であった。比較例のうち、Ｍｎが本発明の範囲から外れるＮｏ．２７、Ｎｉが本発明の範囲から外れるＮｏ．２９が、耐食性が不良であった。

スケールを除去した熱延鋼板から、圧延方向と平行にＪＩＳ ５号の引張試験片を採取し、引張試験を行い、加工性を評価した。得られた伸びの値を表２に示す。伸びが１５％以上のものを良好な加工性を有すると評価した。本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．２６はいずれも加工性が良好であった。比較例のうち、式（Ｉ）が本発明の範囲から外れるＮｏ．３２、式（ＩＩ）が本発明の範囲から外れるＮｏ．３５が、加工性が不良であった。

以上の結果より、本発明によれば、低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られることが確認できた。

表３に示す成分組成の厚さ２５０ｍｍの鋼スラブを真空溶製した。作製した鋼スラブを１２００℃に加熱した後、９パスの熱間圧延により厚さが５ｍｍの熱延鋼板とした。熱延条件を表４に示す。得られた熱延鋼板に、表４に示す条件で焼鈍を行った後、ショットブラストおよび酸洗を行ってスケールを除去した。

ＥＰＭＡを用いてＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）のＮｉおよびＣｒの元素分布を測定した。Ｎｉが濃化し、Ｃｒが減少した箇所をマルテンサイトと判断して、マルテンサイト相分率を画像処理により求めた。結果を表４に示す。

さらに、スケールを除去した上記熱延鋼板から、２０ｍｍ×１０ｍｍの形状でＬ断面を採取し、王水により組織を現出させ観察した。観察した組織から、切断法によりそれぞれの供試材の平均結晶粒径を測定した。それぞれの平均結晶粒径を表４に示す。

スケールを除去した熱延鋼板から、Ｃ方向（圧延方向と垂直方向）のシャルピー試験片をそれぞれ３本作製し、−５０℃においてシャルピー試験を行った。シャルピー試験片は５ｍｍ（厚み）×５５ｍｍ（幅）×１０ｍｍ（長さ）のサブサイズ試験片とした。供試材ごとに３回の試験を行い、平均の吸収エネルギーを求めた。求めた吸収エネルギーを表４に示す。本発明例では、いずれも２５Ｊ以上の吸収エネルギーが得られており、低温靭性が良好であることがわかる。比較例であるＮｏ．Ｄ、Ｎｏ．Ｅでは、９００℃超の最大圧下率が３０％以下であるため、９００℃以下の最大圧下率が３０％以上であっても、平均結晶粒径が大きく、−５０℃の吸収エネルギーが２５Ｊ以下となった。比較例であるＮｏ．Ｆ、Ｎｏ．Ｊは焼鈍温度が低い、または、高いために、マルテンサイト相分率が５％未満、または９５％超となり、−５０℃の吸収エネルギーが２５Ｊ以下となった。比較例であるＮｏ．Ｋは焼鈍時間が１時間未満であり、焼鈍による変態・再結晶が不十分であった。そのため、マルテンサイト相分率、および平均結晶粒径の測定が不可能であった。Ｎｏ．Ｋの−５０℃の吸収エネルギーは２５Ｊ以下であった。

スケールを除去した熱延鋼板から、６０ｍｍ×８０ｍｍの試験片を採取し、裏面および端部５ｍｍを耐水テープで被覆し、塩水噴霧試験を行った。塩水濃度は５％ＮａＣｌ、試験温度は３５℃、試験時間は２４ｈとした。塩水噴霧試験を行った後、試験面を撮影し、撮影した写真上で錆の発生した部分を黒、錆の発生しなかった部分を白に変換して、画像処理により腐食面積率を測定した。求めた腐食面積率を表４に示す。腐食面積率が１５％以下のものを良好な耐食性を有すると評価した。本発明例ではいずれも耐食性が良好であった。比較例のうち、焼鈍温度の高いＮｏ．Ｊと、焼鈍が不十分であったＮｏ．Ｋの耐食性が不良であった。

スケールを除去した熱延鋼板から、圧延方向と平行にＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、引張試験を行い、加工性を評価した。得られた伸びの値を表４に示す。伸びが１５％以上のものを良好な加工性を有すると評価した。本発明例ではいずれも加工性が良好であった。比較例のうち、マルテンサイト相分率の高いＮｏ．Ｊと、焼鈍が不十分であったＮｏ．Ｋの加工性が不良であった。

本発明によれば、安価かつ高効率に生産することができ、寒冷地において石炭や油類などを運ぶ貨車のボディ用途材料として好適な低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法が得られる。得られたステンレス鋼は溶接部の低温靭性にも優れる。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００５〜０．０３０％、
   Ｎ：０．００５〜０．０３０％、
   Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
   Ｍｎ：０．０５％以上１．００％未満、
   Ｐ：０．０４％以下、
   Ｓ：０．０２％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．１５％、
   Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、
   Ｎｉ：０．３〜５．０％、
   Ｔｉ：４×（Ｃの含有量（％）＋Ｎの含有量（％））％以上０．４％以下
   Ｖ：０．００５〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   下記不等式（Ｉ）〜（ＩＩＩ）を満たし、
   フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有し、
   前記マルテンサイト相の含有量が体積％で５％〜９５％であることを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
   １０．５≦Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ≦１３．５ （Ｉ）
   ２．０≦３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ≦６．０ （ＩＩ）
   Ｍｎ／Ｎｉ≦１．０ （ＩＩＩ）
   ここで、前記不等式（Ｉ）中のＣｒおよびＳｉ、前記不等式（ＩＩ）中のＣ、Ｎ、ＮｉおよびＭｎ、並びに前記不等式（ＩＩＩ）中のＭｎおよびＮｉは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
2. 質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下およびＣｏ：０．５％以下のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
3. 質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法であって、鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱した後、９００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う熱間粗圧延を含む熱間圧延を行い、７００〜８５０℃の温度で１時間以上の焼鈍を行うことを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法。