JP2016169405A - Stainless steel sheet and manufacturing method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a stainless steel plate and a method for producing the same.
ステンレス鋼は、その特徴の一つとして、いわゆる炭素鋼または普通鋼に比べて耐食性に優れることが挙げられる。 One of the characteristics of stainless steel is that it has superior corrosion resistance compared to so-called carbon steel or ordinary steel.
ステンレス鋼の耐食性をより向上させる方法として、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷまたはＮの含有量を増加させる方法が一般的に採用されている。これらの元素の含有量を増加させることにより、耐孔食性を向上させることができる。 As a method for further improving the corrosion resistance of stainless steel, a method for increasing the content of Cr, Mo, W or N is generally employed. By increasing the content of these elements, the pitting corrosion resistance can be improved.
しかしながら、Ｃｒ、ＭｏおよびＷはいずれも高価ないわゆるレアメタルである。そのため、これらの元素の含有量を増加させるとコストの増大につながる。 However, Cr, Mo and W are all expensive so-called rare metals. Therefore, increasing the content of these elements leads to an increase in cost.
一方、Ｎは安価な元素であるものの、Ｎを製錬工程で多量に鋼中に含有させるには、加圧溶解法等の特殊な方法が必要である。そのため、この方法を採用すると設備コストの増大につながる。 On the other hand, although N is an inexpensive element, a special method such as a pressure melting method is required to contain a large amount of N in the steel in the smelting process. Therefore, if this method is adopted, the equipment cost increases.
最近では、高価な設備を必要とせず、Ｎをステンレス鋼中に含有させる方法として、特許文献１に記載されているように、Ｎ２ガスとＨ２ガスとからなる混合ガス雰囲気中で鋼を加熱、保持し、表面からＮを吸収させる固相窒素吸収法（光輝焼鈍法）の研究、開発が進められている。 Recently, as described in Patent Document 1, steel is used in a mixed gas atmosphere composed of N 2 gas and H 2 gas as a method for containing N in stainless steel without requiring expensive equipment. Research and development of a solid-phase nitrogen absorption method (bright annealing method) that heats, holds, and absorbs N from the surface is underway.
特許文献１には、光輝焼鈍法を、ＪＩＳに規定されるＳＵＳ３０４、ＳＵＳ２０２およびＳＵＳ４３０に適用することが記載されている。特許文献１の記載によれば、光輝焼鈍法を適用した結果、オーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３０４および２０２ではＮの吸収が認められたため、孔食電位が高く、耐食性が向上した。一方、フェライト系ステンレス鋼であるＳＵＳ４３０については、光輝焼鈍法を適用してもＮの吸収がほとんど認められておらず、光輝焼鈍法を適用した後のＳＵＳ４３０の耐食性については評価されていない。 Patent Document 1 describes that the bright annealing method is applied to SUS304, SUS202, and SUS430 defined in JIS. According to the description of Patent Document 1, as a result of applying the bright annealing method, since SUS304 and 202, which are austenitic stainless steels, absorbed N, the pitting potential was high and the corrosion resistance was improved. On the other hand, SUS430, which is a ferritic stainless steel, hardly absorbs N even when the bright annealing method is applied, and the corrosion resistance of SUS430 after applying the bright annealing method is not evaluated.
ここで、ＳＵＳ４３０等のフェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼およびフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼と比べて安価である。そのため、このようなフェライト系ステンレス鋼について固相窒素吸収法でＮを表面から吸収させ、表層部のＮ含有量を高めることができれば、耐食性の高いステンレス鋼を安価に得ることができる。 Here, ferritic stainless steel such as SUS430 is less expensive than austenitic stainless steel and ferrite-austenite duplex stainless steel. Therefore, if such ferritic stainless steel can absorb N from the surface by the solid-phase nitrogen absorption method and increase the N content of the surface layer portion, stainless steel with high corrosion resistance can be obtained at low cost.
本発明者らは、以上の課題を解決するためになされたものであり、安価かつ耐食性に優れたステンレス鋼板を提供すること、およびこのステンレス鋼板を安価に製造する方法を提供することを目的とする。 The inventors of the present invention have been made to solve the above problems, and provide a stainless steel plate that is inexpensive and excellent in corrosion resistance, and an object of providing a method for manufacturing the stainless steel plate at a low cost. To do.
本発明らは、上記の目的を達成するために検討を重ねた。その結果、ＳＵＳ４３０等のフェライト系ステンレス鋼に固相窒素吸収法を適用し、表層部のＮ含有量を高める場合には、オーステナイト系ステンレス鋼に適用する場合と異なり、以下の（ａ）、（ｂ）および（ｃ）に注意する必要があることを見出した。
（ａ）固相窒素吸収処理を施した後、ステンレス鋼を冷却する際に、マルテンサイト変態を生じさせること。
（ｂ）マルテンサイト変態を生じさせるため、ステンレス鋼を加熱する際にフェライトからオーステナイトへの変態を生じさせること。
（ｃ）フェライト系ステンレス鋼は、高Ｃｒフェライト単相ステンレス鋼（Ｃｒ含有量が２０質量％以上）および二相ステンレス鋼に比べてＮの固溶限度の上限が小さいため、Ｎを含有させるとＣｒ窒化物の析出が生じやすく、固溶するＣｒ含有量が不足しやすいこと。
The present inventors have repeatedly studied to achieve the above object. As a result, when applying the solid-phase nitrogen absorption method to ferritic stainless steel such as SUS430 and increasing the N content of the surface layer portion, the following (a), ( It has been found that attention needs to be paid to b) and (c).
(A) After the solid-phase nitrogen absorption treatment, the martensitic transformation is caused when the stainless steel is cooled.
(B) In order to cause martensitic transformation, the transformation from ferrite to austenite is caused when the stainless steel is heated.
(C) Ferritic stainless steel has a lower upper limit of the solid solution limit of N compared to high Cr ferritic single-phase stainless steel (Cr content of 20% by mass or more) and duplex stainless steel. Precipitation of Cr nitride is likely to occur, and the Cr content to be dissolved is likely to be insufficient.
本発明者らはさらに、上記注意点を考慮して実験を行い、その結果、以下の（Ａ）および（Ｂ）の知見を得た。
（Ａ）ステンレス鋼板は、表層部のＮ含有量、Ａｌ含有量およびＴｉ含有量が所定の関係を満たす場合に高い耐食性を有する。
（Ｂ）ステンレス鋼板素材に固相窒素吸収処理を施す際の、昇温速度および保持温度を所定の範囲とし、保持時間、冷却速度および鋼板の厚さを所定の関係を満たすようにすることにより、Ｃｒ窒化物の生成が抑制され、ステンレス鋼板の耐食性が向上する。
The inventors further conducted an experiment in consideration of the above cautions, and as a result, obtained the following findings (A) and (B).
(A) A stainless steel plate has high corrosion resistance when the N content, Al content, and Ti content of the surface layer portion satisfy a predetermined relationship.
(B) By subjecting the stainless steel plate material to solid nitrogen absorption treatment, the heating rate and the holding temperature are within a predetermined range, and the holding time, the cooling rate, and the thickness of the steel plate satisfy a predetermined relationship. The formation of Cr nitride is suppressed, and the corrosion resistance of the stainless steel plate is improved.
なお、上記知見は、以下に示す予備実験の結果、得られたものである。 In addition, the said knowledge was obtained as a result of the preliminary experiment shown below.
〈予備実験〉
本発明者らは、予備実験として、フェライト系ステンレス鋼の鋼板を素材として、赤外線加熱炉を用いて所定の温度で所定の時間保持する固相窒素吸収処理を行った。実験条件は以下の通りである。
鋼種：ＳＵＳ４３０（Ｆｅ−１６質量％Ｃｒ合金）
鋼板の厚さ：０．２ｍｍまたは１．０ｍｍ
加熱炉内保持温度：１１００℃
加熱炉内保持時間：０〜４８０ｓ
加熱炉内雰囲気：０．２５気圧のＮ２ガスと０．７５気圧のＨ２ガスとの混合ガス（露点−５０℃）
<Preliminary experiment>
As a preliminary experiment, the present inventors performed solid-phase nitrogen absorption treatment using a ferritic stainless steel sheet as a raw material and holding it at a predetermined temperature for a predetermined time using an infrared heating furnace. The experimental conditions are as follows.
Steel type: SUS430 (Fe-16 mass% Cr alloy)
Steel sheet thickness: 0.2 mm or 1.0 mm
Holding temperature in heating furnace: 1100 ° C
Holding time in heating furnace: 0 to 480 s
Heating furnace atmosphere: mixed gas of 0.25 atm N 2 gas and 0.75 atm H 2 gas (dew point −50 ° C.)
固相窒素吸収処理を施した鋼板について、孔食電位、鋼板の表面から内部に向かう方向のＮ濃度分布、および鋼板表面の元素分布を測定した。孔食電位の測定は、鋼板を濃度３．５％、温度３０℃のＮａＣｌ溶液に浸漬して行った。表面から内部方向への窒素濃度分布はＧＤ−ＯＥＳ（Glow Discharge-Optical Emission Spectroscopy、グロー放電発光分析法）により測定し、測定範囲は直径２ｍｍとした。鋼板表面の元素分布は、ＦＥ−ＥＰＭＡ（Field Emission Electron Probe Micro Analyzer、電界放出型電子線マイクロアナライザ）を用いて測定した。 About the steel plate which performed the solid-phase nitrogen absorption process, the pitting corrosion potential, N concentration distribution toward the inside from the surface of a steel plate, and the element distribution on the steel plate surface were measured. The pitting corrosion potential was measured by immersing the steel sheet in a NaCl solution having a concentration of 3.5% and a temperature of 30 ° C. The nitrogen concentration distribution from the surface to the inside was measured by GD-OES (Glow Discharge-Optical Emission Spectroscopy), and the measurement range was 2 mm in diameter. The element distribution on the surface of the steel sheet was measured using FE-EPMA (Field Emission Electron Probe Micro Analyzer).
実験の結果、厚さが１．０ｍｍのステンレス鋼板では、加熱炉内での保持時間が長いほど、孔食電位が低下することが分かった。一方、厚さが０．２ｍｍのステンレス鋼板では、加熱炉内での保持時間が長いほど孔食電位が上昇することが分かった。なお、孔食電位は金属材料の耐食性の簡易な指標であり、孔食電位が高いほど耐食性が高いと考えられる。 As a result of the experiment, it was found that the pitting corrosion potential of the stainless steel plate having a thickness of 1.0 mm decreases as the holding time in the heating furnace increases. On the other hand, in a stainless steel plate having a thickness of 0.2 mm, it was found that the pitting potential increases as the holding time in the heating furnace is longer. The pitting potential is a simple index of the corrosion resistance of the metal material, and it is considered that the higher the pitting potential, the higher the corrosion resistance.
また、鋼板の表面から内部に向かう方向のＮ濃度分布の測定結果によると、厚さが１．０ｍｍのステンレス鋼板では、加熱炉内での保持時間が０ｓの場合、表層部におけるＮ含有量が０．２質量％であり、保持時間が４８０ｓでは０．６質量％であった。厚さが０．２ｍｍのステンレス鋼板では、加熱炉内での保持時間が０ｓの場合、表層部におけるＮ含有量が０．３質量％であり、保持時間が４８０ｓでは０．６質量％であった。 Moreover, according to the measurement result of the N concentration distribution in the direction from the surface of the steel plate to the inside, in the stainless steel plate having a thickness of 1.0 mm, when the holding time in the heating furnace is 0 s, the N content in the surface layer portion is The retention time was 0.2% by mass, and the retention time was 0.6% by mass at 480 s. In a stainless steel plate having a thickness of 0.2 mm, when the holding time in the heating furnace is 0 s, the N content in the surface layer portion is 0.3 mass%, and when the holding time is 480 s, it is 0.6 mass%. It was.
このように、厚さが１．０ｍｍのステンレス鋼板と比べて０．２ｍｍのステンレス鋼板の方が孔食電位が高かった理由として、鋼板の厚さが薄い方が加熱炉内で保持した後の冷却速度が速いため、Ｃｒ窒化物がＸ線回折分析で検出可能な程度まで析出せず、Ｃｒ欠乏層が形成されなかったことが考えられる。ステンレス鋼のＣｒが欠乏した部分では、孔食電位が低下し、耐食性が低下する。 As described above, the reason why the 0.2 mm stainless steel plate has a higher pitting corrosion potential than the stainless steel plate having a thickness of 1.0 mm is as follows. Since the cooling rate is high, it is considered that Cr nitride was not precipitated to the extent that it could be detected by X-ray diffraction analysis, and the Cr-deficient layer was not formed. In the portion of stainless steel lacking Cr, the pitting potential is lowered and the corrosion resistance is lowered.
また、厚さが０．２ｍｍのステンレス鋼板において、加熱炉内での保持時間が長いほど孔食電位が高かった理由として、保持時間が長いほど鋼板の表層部に固溶するＮ含有量が多かったことが考えられる。 Further, in the stainless steel plate having a thickness of 0.2 mm, the longer the holding time in the heating furnace, the higher the pitting potential. The longer the holding time, the more the N content that dissolves in the surface layer of the steel plate. It is possible that
本発明者らは、これらの実験結果を基に、耐食性の高いステンレス鋼板の条件およびこのようなステンレス鋼板を得る条件を明らかにするため、ステンレス鋼板の厚さ、化学組成、固相窒素吸収処理を施す際の加熱速度、保持温度、保持時間および冷却速度について種々条件を変更して実験を行い、上記知見を得るに至った。 In order to clarify the conditions of a stainless steel plate having high corrosion resistance and the conditions for obtaining such a stainless steel plate based on the results of these experiments, the present inventors have determined the thickness, chemical composition, solid-phase nitrogen absorption treatment of the stainless steel plate. Experiments were performed by changing various conditions for the heating rate, holding temperature, holding time, and cooling rate when applying the above, and the above findings were obtained.
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、下記のステンレス鋼板およびステンレス鋼板の製造方法を要旨とする。 This invention is made | formed based on the said knowledge, and makes a summary the manufacturing method of the following stainless steel plate and stainless steel plate.
（１）鋼板の板厚方向中心部における化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１２％以下、
Ｓｉ：０．７５％以下、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０７％以下、
Ｃｒ：１６．００〜１８．００％、
Ａｌ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．０１％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
鋼板の表層部におけるＮ、ＡｌおよびＴｉの含有量が下記（ｉ）式を満足し、
前記板厚方向中心部における金属組織がフェライト主体であり、かつ、前記表層部における金属組織がマルテンサイト主体であって、Ｘ線回折分析でＣｒ窒化物が検出されないステンレス鋼板。
０．４≦［Ｎ］ｓ−０．５×［Ａｌ］ｓ−０．３×［Ｔｉ］ｓ≦１．７ ・・・（ｉ）
ただし、上記（ｉ）式中の各記号の意味は以下の通りである。
［Ｎ］ｓ：表層部のＮ含有量（質量％）
［Ａｌ］ｓ：表層部のＡｌ含有量（質量％）
［Ｔｉ］ｓ：表層部のＴｉ含有量（質量％）
(1) The chemical composition in the thickness direction center part of a steel plate is the mass%,
C: 0.12% or less,
Si: 0.75% or less,
Mn: 1.00% or less,
P: 0.040% or less,
S: 0.030% or less,
N: 0.07% or less,
Cr: 16.00-18.00%,
Al: 0.2% or less,
Ti: 0.01% or less,
Balance: Fe and impurities,
The contents of N, Al and Ti in the surface layer portion of the steel sheet satisfy the following formula (i):
A stainless steel plate in which the metal structure in the central portion in the plate thickness direction is mainly composed of ferrite, and the metal structure in the surface layer portion is mainly composed of martensite, and Cr nitride is not detected by X-ray diffraction analysis.
0.4 ≦ [N] s−0.5 × [Al] s−0.3 × [Ti] s ≦ 1.7 (i)
However, the meaning of each symbol in the above formula (i) is as follows.
[N] s: N content (% by mass) of surface layer portion
[Al] s: Al content (% by mass) in the surface layer portion
[Ti] s: Ti content (% by mass) in the surface layer portion
（２）上記（１）に記載のステンレス鋼板の製造方法であって、
ステンレス鋼板素材を、Ｎ２ガスおよびＨ２ガスの混合ガス雰囲気中において１０００〜１２００℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以上の昇温速度で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱した前記ステンレス鋼板素材を１０００〜１２００℃の温度範囲で保持する保持工程と、
前記保持工程の後、前記ステンレス鋼板素材を冷却する冷却工程と、を備え、
前記保持工程における保持時間と、前記冷却工程における平均冷却速度とが、下記（ｉｉ）式を満足するステンレス鋼板の製造方法。
（ＫＴ×ｔ５）／ＣＲ≦０．４ ・・・（ｉｉ）
ただし、上記（ｉｉ）式中の各記号の意味は以下の通りである。
ＫＴ：保持工程における保持時間（ｓ）
ｔ：ステンレス鋼板素材の厚さ（ｍｍ）
ＣＲ：冷却工程における平均冷却速度（℃／ｓ）
(2) A method for producing a stainless steel sheet according to (1) above,
A heating step of heating the stainless steel plate material to a temperature range of 1000 to 1200 ° C. in a mixed gas atmosphere of N 2 gas and H 2 gas at a temperature rising rate of 10 ° C./s or more;
A holding step of holding the stainless steel sheet material heated in the heating step in a temperature range of 1000 to 1200 ° C;
A cooling step for cooling the stainless steel plate material after the holding step;
A method for producing a stainless steel sheet, wherein the holding time in the holding step and the average cooling rate in the cooling step satisfy the following formula (ii).
(KT × t 5 ) /CR≦0.4 (ii)
However, the meaning of each symbol in the above formula (ii) is as follows.
KT: Holding time in holding process (s)
t: thickness of stainless steel plate (mm)
CR: Average cooling rate in the cooling process (° C./s)
ここで、ステンレス鋼板について「表層部」とは、鋼板表面から内部方向に１μｍまでの範囲をいう。「板厚方向中心部」とは、板厚方向の中心から板厚方向両側の表面に向かってそれぞれ１μｍまでの領域、すなわち板厚方向の中心における板厚方向の厚さが２μｍの領域をいう。なお、「板厚方向中心部」には、鋼板幅方向の両端から１μｍまでの範囲は含まれない。 Here, regarding the stainless steel plate, the “surface layer portion” refers to a range from the steel plate surface to 1 μm in the inner direction. The “plate thickness direction center” refers to a region from the center in the plate thickness direction to 1 μm toward the surfaces on both sides in the plate thickness direction, that is, a region having a thickness in the plate thickness direction of 2 μm at the center in the plate thickness direction. . The “plate thickness direction center” does not include the range from both ends in the steel plate width direction to 1 μm.
「鋼板」とは、平らに圧延された鋼であり、平板状に切断された鋼材のみならず、コイル状に巻かれた鋼材（いわゆる「鋼帯」）も含む。 The “steel plate” is steel that has been rolled flat and includes not only steel material cut into a flat plate shape but also steel material wound in a coil shape (so-called “steel strip”).
本発明によれば、安価かつ耐食性に優れたステンレス鋼板を得ることができる。また、本発明によれば、耐食性に優れたステンレス鋼板を安価に製造することができる。 According to the present invention, a stainless steel plate that is inexpensive and excellent in corrosion resistance can be obtained. Moreover, according to this invention, the stainless steel plate excellent in corrosion resistance can be manufactured at low cost.
以下、本発明の各要素について詳しく説明する。 Hereinafter, each element of the present invention will be described in detail.
１．化学組成
各元素の含有量の限定理由は以下の通りである。なお、以下の説明において、含有量についての「％」は「質量％」を意味する。
1. Chemical composition The reasons for limiting the content of each element are as follows. In the following description, “%” for the content means “% by mass”.
（１）板厚方向中心部における化学組成
Ｃ：０．１２％以下
Ｃは、鋼を硬質化させて加工性を低下させるとともに、鋼の耐食性を低下させる元素である。Ｃ含有量は少ないほど好ましい。優れた加工性を確保するため、Ｃ含有量を０．１２％以下とする。Ｃ含有量は、０．１０％以下が好ましく、０．０６％以下がより好ましい。
(1) Chemical composition in the center portion in the plate thickness direction C: 0.12% or less C is an element that hardens steel and lowers workability and lowers corrosion resistance of steel. The smaller the C content, the better. In order to ensure excellent workability, the C content is set to 0.12% or less. The C content is preferably 0.10% or less, and more preferably 0.06% or less.
なお、Ｃ含有量を極端に低減すると、製造コストが大きく上昇する。そのため、Ｃ含有量は、０．００４％以上が好ましく、０．００７％以上がより好ましい。 In addition, when the C content is extremely reduced, the manufacturing cost is greatly increased. Therefore, the C content is preferably 0.004% or more, and more preferably 0.007% or more.
Ｓｉ：０．７５％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として有効な元素であり、また、鋼の耐酸化性を向上させる作用を有する。しかし、Ｓｉ含有量が過剰である場合、含有量の増加とともに鋼の硬質化が顕著となり、加工性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．７５％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．５０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
Si: 0.75% or less Si is an element effective as a deoxidizer for steel, and has an effect of improving the oxidation resistance of steel. However, when the Si content is excessive, the hardening of the steel becomes remarkable as the content increases, and the workability decreases. Therefore, the Si content is set to 0.75% or less. The Si content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
なお、Ｓｉ含有量を極端に低減すると、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄度が低下するとともに、鋼の耐酸化性も低下する。また、製造コストが大きく上昇する。そのため、Ｓｉ含有量は、０．２０％以上が好ましく、０．２５％以上がより好ましい。なお、Ｓｉによる脱酸効果および鋼の耐酸化性は、Ｓｉ含有量が０．１０％以上である場合に顕著に得られる。 If the Si content is extremely reduced, the deoxidation effect cannot be sufficiently obtained, the steel cleanliness is lowered, and the oxidation resistance of the steel is also lowered. In addition, the manufacturing cost greatly increases. Therefore, the Si content is preferably 0.20% or more, and more preferably 0.25% or more. In addition, the deoxidation effect by Si and the oxidation resistance of steel are remarkably obtained when the Si content is 0.10% or more.
Ｍｎ：１．００％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼の脱酸作用を有する元素であり、また、高温でのスケール剥離を抑制する元素でもある。しかし、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、発錆や孔食の起点となるＭｎ硫化物が生成して鋼の耐食性を低下させるとともに、Ｍｎのコストの増大につながる。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、０．８０％以下が好ましく、０．６０％以下がより好ましい。
Mn: 1.00% or less Mn is an element having a deoxidizing action of steel like Si, and is also an element that suppresses scale peeling at a high temperature. However, if the Mn content exceeds 1.00%, Mn sulfide that is the starting point of rusting and pitting corrosion is generated, which lowers the corrosion resistance of the steel and leads to an increase in the cost of Mn. Therefore, the Mn content is 1.00% or less. The Mn content is preferably 0.80% or less, and more preferably 0.60% or less.
なお、Ｍｎ含有量を極端に低減すると、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄度が低下するとともに、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は、０．２０％以上が好ましく、０．４０％以上がより好ましい。なお、Ｍｎによる脱酸効果は、Ｍｎ含有量が０．１０％以上である場合に顕著に得られる。 If the Mn content is extremely reduced, the deoxidation effect cannot be obtained sufficiently and the cleanliness of the steel is lowered, and the manufacturing cost is also greatly increased. Therefore, the Mn content is preferably 0.20% or more, and more preferably 0.40% or more. In addition, the deoxidation effect by Mn is remarkably obtained when the Mn content is 0.10% or more.
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含有され、耐食性および靱性を低下させる元素である。Ｐ含有量は少ないほど好ましい。Ｐ含有量が０．０４０％を超えると鋼の加工性の低下が顕著となる。そのため、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。特に、Ｐ含有量は、０．０３０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。
P: 0.040% or less P is an element which is contained as an impurity in steel and reduces corrosion resistance and toughness. The smaller the P content, the better. When the P content exceeds 0.040%, the workability of the steel decreases significantly. Therefore, the P content is 0.040% or less. In particular, the P content is preferably 0.030% or less, and more preferably 0.020% or less.
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、鋼中に不純物として含有され、発錆や孔食の起点となり鋼の耐食性を低下させる元素である。Ｓ含有量は少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０３０％を超えると鋼の耐食性の低下が顕著となる。そのため、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。特に、Ｓ含有量は、０．０２０％以下が好ましく、０．０１０％以下がより好ましい。
S: 0.030% or less S is an element which is contained as an impurity in the steel and becomes a starting point of rusting and pitting corrosion and reduces the corrosion resistance of the steel. The smaller the S content, the better. When the S content exceeds 0.030%, the corrosion resistance of the steel is significantly reduced. Therefore, the S content is 0.030% or less. In particular, the S content is preferably 0.020% or less, and more preferably 0.010% or less.
Ｎ：０．０７％以下
Ｎは、Ｃと同様に鋼の加工性を低下させる元素である。Ｎ含有量は少ないほど好ましい。Ｎ含有量が０．０７％を超えると鋼の加工性の低下が顕著となる。そのため、Ｎ含有量は０．０７％以下とする。特に、Ｎ含有量は、０．０５％以下が好ましく、０．０３％以下がより好ましい。
N: 0.07% or less N, like C, is an element that decreases the workability of steel. The smaller the N content, the better. When the N content exceeds 0.07%, the workability of the steel is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.07% or less. In particular, the N content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
なお、Ｎ含有量を極端に低減すると、製造コストが大きく上昇する。そのため、Ｎ含有量は、０．００４％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましい。 If the N content is extremely reduced, the manufacturing cost increases greatly. Therefore, the N content is preferably 0.004% or more, and more preferably 0.01% or more.
Ｃｒ：１６．００〜１８．００％
Ｃｒは、代表的なフェライト形成元素であるとともに、鋼の耐食性を維持するのに有効な基本元素である。Ｃｒ含有量が１６．００％未満であると、鋼の耐食性を確保するために、Ｍｏ、ＷおよびＮの少なくとも一つの含有量を高めなければならない。Ｍｏ、ＷおよびＮの含有量を高めると、熱間加工性が低下するとともに、合金元素の窒化物およびこれらの元素を含む金属間化合物の析出により、鋼の耐食性が顕著に低下するおそれがある。また、ＭｏおよびＷは、Ｃｒに比べて高価であるため、ＭｏおよびＷの含有量を高めると、コストの増大につながる。一方、Ｃｒ含有量が１８．００％を超えると、金属間化合物（特にσ相）の析出が顕著となり、鋼の靱性および耐食性の劣化を招くことがある。そのため、Ｃｒ含有量は、１６．００〜１８．００％とする。Ｃｒ含有量の下限は１６．５０％が好ましく、１７．００％がより好ましい。Ｃｒ含有量の上限は１７．８０％が好ましく、１７．２０％がより好ましい。
Cr: 16.00-18.00%
Cr is a typical ferrite-forming element and is a basic element effective for maintaining the corrosion resistance of steel. If the Cr content is less than 16.00%, the content of at least one of Mo, W and N must be increased in order to ensure the corrosion resistance of the steel. When the contents of Mo, W and N are increased, hot workability is reduced, and the corrosion resistance of steel may be significantly reduced due to precipitation of nitrides of alloy elements and intermetallic compounds containing these elements. . Moreover, since Mo and W are more expensive than Cr, increasing the contents of Mo and W leads to an increase in cost. On the other hand, if the Cr content exceeds 18.00%, precipitation of intermetallic compounds (particularly the σ phase) becomes remarkable, which may lead to deterioration of the toughness and corrosion resistance of the steel. Therefore, the Cr content is 16.00-18.00%. The lower limit of the Cr content is preferably 16.50%, more preferably 17.00%. The upper limit of the Cr content is preferably 17.80%, more preferably 17.20%.
Ａｌ：０．２％以下
Ａｌは、Ａｌ窒化物を形成して鋼中のＮの固溶量を低減するとともに、鋼の降伏点を下げて加工性を改善する効果を有する元素である。また、Ａｌは、鋼の靱性を改善する効果も有する。しかし、Ａｌを、０．２％を超えて含有させると、固溶Ａｌが鋼の靱性を低下させ、また、鋼の製造性が低下することとなる。そのため、Ａｌの含有量は０．２％以下とする。Ａｌ含有量の上限は０．１６０％が好ましく、０．１４０％がより好ましい。Ａｌ含有量の下限は０．００５％が好ましく、０．１００％がより好ましい。本発明のＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（所謂「ｓｏｌ．Ａｌ」）の含有量を指す。
Al: 0.2% or less Al is an element that has the effect of improving the workability by reducing the solid solution amount of N in steel by forming Al nitride and lowering the yield point of steel. Al also has the effect of improving the toughness of steel. However, if Al is contained in an amount exceeding 0.2%, the solid solution Al decreases the toughness of the steel, and the productivity of the steel decreases. Therefore, the Al content is 0.2% or less. The upper limit of the Al content is preferably 0.160%, and more preferably 0.140%. The lower limit of the Al content is preferably 0.005%, more preferably 0.100%. The Al content of the present invention refers to the content of acid-soluble Al (so-called “sol.Al”).
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉは、Ｔｉ炭化物を形成して鋼中のＣを固定し、Ｃｒ炭化物の析出を防止する。また、Ｔｉ窒化物を形成し、フェライト組織中に析出して表面硬さの向上にも寄与する。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１％を超えると、ステンレス鋼板素材に固相窒素吸収処理を施す際に、鋼板素材の表層部においてＮの固溶よりもＴｉ窒化物の析出が優先される。Ｔｉ窒化物の析出により、鋼の孔食電位が低下し、耐食性も低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１％以下とする。Ｔｉ含有量の上限は０．００６％が好ましく、０．００４％がより好ましい。Ｔｉ含有量の下限は０．００１％が好ましく、０．００２％がより好ましい。
Ti: 0.01% or less Ti forms Ti carbide to fix C in steel and prevents precipitation of Cr carbide. Further, Ti nitride is formed and precipitated in the ferrite structure, which contributes to the improvement of the surface hardness. However, when the Ti content exceeds 0.01%, the precipitation of Ti nitride is given priority over the solid solution of N in the surface layer portion of the steel plate material when the solid steel sheet material is subjected to solid-phase nitrogen absorption treatment. The precipitation of Ti nitride reduces the pitting potential of steel and also reduces the corrosion resistance. Therefore, the Ti content is 0.01% or less. The upper limit of the Ti content is preferably 0.006%, and more preferably 0.004%. The lower limit of the Ti content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%.
本発明のステンレス鋼板の板厚方向中心部における化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。なお、不純物とは、ステンレス鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。 The balance of the chemical composition in the center portion in the thickness direction of the stainless steel plate of the present invention is composed of Fe and impurities. In addition, an impurity means the component mixed by raw materials and other factors, such as an ore and a scrap, when manufacturing stainless steel industrially.
ステンレス鋼板の板厚方向中心部の化学組成は、例えばＧＤ−ＯＥＳまたはＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer、電子線マイクロアナライザ）によって測定することができる。 The chemical composition of the center portion in the thickness direction of the stainless steel plate can be measured by, for example, GD-OES or EPMA (Electron Probe Micro Analyzer).
なお、ステンレス鋼板の板厚方向中心部の化学組成は、後述の固相窒素吸収処理等の熱処理を施した場合であっても、当該熱処理を施す前のステンレス鋼板の化学組成とほとんど変化がない。そのため、ステンレス鋼板の板厚方向中心部の化学組成として、固相窒素吸収処理等の熱処理を施す前の化学組成を使用してもよい。 The chemical composition at the center of the thickness direction of the stainless steel plate is almost the same as the chemical composition of the stainless steel plate before the heat treatment even when heat treatment such as solid-phase nitrogen absorption treatment described later is performed. . Therefore, you may use the chemical composition before giving heat processing, such as a solid-phase nitrogen absorption process, as a chemical composition of the plate | board thickness direction center part of a stainless steel plate.
（２）表層部における化学組成
本発明のステンレス鋼板は、表層部において、Ｎ、ＡｌおよびＴｉの含有量が下記（ｉ）式を満足する。
０．４≦［Ｎ］ｓ−０．５×［Ａｌ］ｓ−０．３×［Ｔｉ］ｓ≦１．７ ・・・（ｉ）
ただし、上記（ｉ）式中の各記号の意味は以下の通りである。
［Ｎ］ｓ：表層部のＮ含有量（質量％）
［Ａｌ］ｓ：表層部のＡｌ含有量（質量％）
［Ｔｉ］ｓ：表層部のＴｉ含有量（質量％）
ここで、（ｉ）式中の数式を下記のようにＦ１と定義する。
Ｆ１＝［Ｎ］ｓ−０．５×［Ａｌ］ｓ−０．３×［Ｔｉ］ｓ
(2) Chemical composition in surface layer part In the stainless steel plate of the present invention, the contents of N, Al and Ti in the surface layer part satisfy the following formula (i).
0.4 ≦ [N] s−0.5 × [Al] s−0.3 × [Ti] s ≦ 1.7 (i)
However, the meaning of each symbol in the above formula (i) is as follows.
[N] s: N content (% by mass) of surface layer portion
[Al] s: Al content (% by mass) in the surface layer portion
[Ti] s: Ti content (% by mass) in the surface layer portion
Here, the mathematical formula in the formula (i) is defined as F1 as follows.
F1 = [N] s−0.5 × [Al] s−0.3 × [Ti] s
上記（ｉ）式を満足する場合、すなわちＦ１の値が０．４以上、１．７以下である場合、ステンレス鋼板の表層部に適切な量のＮが固溶し、十分な耐食性を有するステンレス鋼板が得られる。Ｆ１の値が０．４未満である場合、ステンレス鋼板の表層部においてＮ含有量が不足し、孔食電位が低く、十分な耐食性が得られない。また、Ｆ１の値が１．７を超える場合、ステンレス鋼板の表層部におけるＮが過剰であり、表層部においてＣｒ窒化物が析出するため、孔食電位が低く、十分な耐食性が得られない。［Ｎ］ｓは、上述のＧＤ−ＯＥＳによって測定することができ、［Ａｌ］ｓおよび［Ｔｉ］ｓは、上述のＦＥ−ＥＰＭＡを用いて測定することができる。なお、ＡｌおよびＴｉは拡散しにくいため、ステンレス鋼板に後述する固相窒素吸収処理等の熱処理を施しても表層部と中心部とで含有量がほぼ同じである。すなわち、ＡｌおよびＴｉの含有量は、熱処理の有無にかかわらず、表層部と中心部とでほぼ同じである。そのため、上記（ｉ）式の［Ａｌ］ｓおよび［Ｔｉ］ｓとして、熱処理前のステンレス鋼板のＡｌ含有量およびＴｉ含有量を使用してもよい。 When the above formula (i) is satisfied, that is, when the value of F1 is 0.4 or more and 1.7 or less, an appropriate amount of N is dissolved in the surface layer portion of the stainless steel plate, and the stainless steel has sufficient corrosion resistance. A steel plate is obtained. When the value of F1 is less than 0.4, the N content is insufficient in the surface layer portion of the stainless steel plate, the pitting potential is low, and sufficient corrosion resistance cannot be obtained. Moreover, when the value of F1 exceeds 1.7, N in the surface layer portion of the stainless steel plate is excessive, and Cr nitride precipitates in the surface layer portion, so that the pitting potential is low and sufficient corrosion resistance cannot be obtained. [N] s can be measured by the above-mentioned GD-OES, and [Al] s and [Ti] s can be measured by using the above-mentioned FE-EPMA. In addition, since Al and Ti are difficult to diffuse, even if a heat treatment such as a solid-phase nitrogen absorption treatment described later is performed on the stainless steel plate, the content is almost the same in the surface layer portion and the central portion. That is, the contents of Al and Ti are substantially the same in the surface layer portion and the central portion regardless of the presence or absence of heat treatment. Therefore, you may use Al content and Ti content of the stainless steel plate before heat processing as [Al] s and [Ti] s of said Formula (i).
また、上記（ｉ）式を満たすことにより、例えば塩水環境のような厳しい腐食環境下での耐食性も確保することができる。腐食環境下で、ステンレス鋼板の表面に局所的にｐＨが低下する箇所、すなわち酸性となる箇所が発生しても、鋼板の当該箇所からＮが溶解して、アンモニウムイオン（ＮＨ４ ＋）が生成、すなわち当該箇所にアルカリ性水溶液が生成し、中和されるからである。実際には、この中和効果は、ステンレス鋼板の表層部におけるＮ含有量が０．３０％以上である場合に得られる。そのため、上記（ｉ）式を満たせば必然的にこの中和効果が得られる。 Further, by satisfying the above formula (i), it is possible to ensure corrosion resistance in a severe corrosive environment such as a salt water environment. In a corrosive environment, even if a location where the pH is locally lowered on the surface of the stainless steel plate, that is, a location that becomes acidic, N dissolves from the location of the steel plate and ammonium ions (NH 4 + ) are generated. That is, this is because an alkaline aqueous solution is generated and neutralized at the location. Actually, this neutralization effect is obtained when the N content in the surface layer portion of the stainless steel plate is 0.30% or more. Therefore, this neutralization effect is inevitably obtained if the above equation (i) is satisfied.
２．金属組織
本発明のステンレス鋼板は、板厚方向中心部における金属組織がフェライト主体である。金属組織について、「フェライト主体」とはフェライトの体積分率が９０％以上であることを意味し、体積分率が１００％、すなわちフェライト単相であってもよい。フェライト以外に含まれる組織として、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物が挙げられる。これらの組織の体積分率は、合計で１０％以下である。板厚方向中心部における金属組織のフェライトの体積分率は、９５〜９８％が好ましい。
2. Metal structure In the stainless steel plate of the present invention, the metal structure in the central portion in the plate thickness direction is mainly composed of ferrite. With regard to the metal structure, “mainly ferrite” means that the volume fraction of ferrite is 90% or more, and the volume fraction may be 100%, that is, a ferrite single phase. Examples of the structure other than ferrite include Cr carbide and Cr nitride. The volume fraction of these tissues is 10% or less in total. As for the volume fraction of the ferrite of the metal structure in the center part in the plate thickness direction, 95 to 98% is preferable.
また、本発明のステンレス鋼板は、表層部における金属組織が、マルテンサイト主体であって、Ｘ線回折分析でＣｒ窒化物が検出されない。金属組織について、「マルテンサイト主体」とはマルテンサイトの体積分率が９０％以上であることを意味し、体積分率が１００％、すなわちマルテンサイト単相であってもよい。マルテンサイト以外に含まれる組織として、Ｃｒ炭化物が挙げられ、その体積分率は１０％以下である。表層部における金属組織のマルテンサイトの体積分率は、９５〜９８％が好ましい。 In the stainless steel plate of the present invention, the metal structure in the surface layer portion is mainly martensite, and Cr nitride is not detected by X-ray diffraction analysis. Regarding the metal structure, “mainly martensite” means that the volume fraction of martensite is 90% or more, and the volume fraction may be 100%, that is, a martensite single phase. Examples of the structure other than martensite include Cr carbide, and its volume fraction is 10% or less. The martensite volume fraction of the metal structure in the surface layer is preferably 95 to 98%.
ステンレス鋼板は、表層部における金属組織がフェライト主体である場合、マルテンサイト主体である場合と比較して耐食性に劣る。また、表層部にＣｒ窒化物が生成した場合、ステンレス鋼板が上記（ｉ）式を満足していても、表層部に固溶するＣｒ含有量が不足するため、孔食電位が低下し、十分な耐食性が得られなくなる。 A stainless steel plate is inferior in corrosion resistance when the metal structure in the surface layer portion is mainly composed of ferrite as compared with the case where it is mainly composed of martensite. In addition, when Cr nitride is generated in the surface layer portion, even if the stainless steel plate satisfies the above formula (i), the pitting corrosion potential is sufficiently reduced because the Cr content dissolved in the surface layer portion is insufficient. Corrosion resistance cannot be obtained.
なお、本発明において、表層部における金属組織について「Ｘ線回折分析でＣｒ窒化物が検出されない」とは、ステンレス鋼板から表面を含むように採取した試料についてＸ線回折測定を行うことにより得られたチャートにおいて、Ｃｒ窒化物に由来するピークが現れる角度における信号強度が、当該角度の前後０．２°におけるバックグラウンドの信号強度の平均値の１．５倍以下であることをいう。試料は、ステンレス鋼板表面を縦２０ｍｍ、横２０ｍｍで含むように採取する。特性Ｘ線としてＣｏＫαを用い、電圧は３０ｋＶ、電流は１００ｍＡとする。測定範囲は１０°≦２θ≦１１０°、ステップは０．０４°、積算時間は２ｓとし、Ｘ線入射角は０．３°とする。 In the present invention, “the Cr nitride is not detected by X-ray diffraction analysis” for the metallographic structure in the surface layer portion is obtained by performing X-ray diffraction measurement on a sample collected from a stainless steel plate so as to include the surface. In the chart, the signal intensity at an angle at which a peak derived from Cr nitride appears is 1.5 times or less of the average value of the background signal intensity at 0.2 ° before and after the angle. The sample is collected so that the surface of the stainless steel plate is 20 mm long and 20 mm wide. CoKα is used as the characteristic X-ray, the voltage is 30 kV, and the current is 100 mA. The measurement range is 10 ° ≦ 2θ ≦ 110 °, the step is 0.04 °, the integration time is 2 s, and the X-ray incident angle is 0.3 °.
３．本発明のステンレス鋼板の製造方法
本発明のステンレス鋼板は、例えばステンレス鋼板素材に固相窒素吸収処理を施すことにより得られる。以下では固相窒素吸収処理について説明する。
3. Manufacturing method of stainless steel plate of the present invention The stainless steel plate of the present invention can be obtained, for example, by subjecting a stainless steel plate material to solid-phase nitrogen absorption treatment. Below, a solid-phase nitrogen absorption process is demonstrated.
固相窒素吸収処理は、加熱工程、保持工程および冷却工程を備える。固相窒素吸収処理には、例えば赤外線加熱炉を用いることができる。加熱炉内の雰囲気は、Ｎ２ガスおよびＨ２ガスの混合ガス雰囲気とする。混合ガスは、例えば組成をＮ２ガス０．２５気圧とＨ２ガス０．７５気圧とし、露点を−５０℃とする。Ｎ２ガスおよびＨ２ガスからなる混合ガスのＮ２ガス分圧の好ましい下限は０．２５気圧であり、好ましい上限は０．６０気圧である。また、この混合ガスの露点の好ましい下限は−４５℃であり、好ましい上限は−３５℃である。 The solid phase nitrogen absorption treatment includes a heating step, a holding step, and a cooling step. For the solid-phase nitrogen absorption treatment, for example, an infrared heating furnace can be used. The atmosphere in the heating furnace is a mixed gas atmosphere of N 2 gas and H 2 gas. The mixed gas has, for example, a composition of N 2 gas 0.25 atm and H 2 gas 0.75 atm, and a dew point of −50 ° C. The preferable lower limit of the N 2 gas partial pressure of the mixed gas composed of N 2 gas and H 2 gas is 0.25 atm, and the preferable upper limit is 0.60 atm. Moreover, the preferable minimum of the dew point of this mixed gas is -45 degreeC, and a preferable upper limit is -35 degreeC.
加熱工程では、ステンレス鋼板素材を１０００〜１２００℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以上の昇温速度で加熱する。昇温速度が１０℃／ｓ未満であると、Ｃｒ窒化物が鋼板素材の表層部に析出して、孔食電位が低下し、耐食性が低下する。昇温速度の上限は、２００℃／ｓが好ましい。 In the heating step, the stainless steel plate material is heated to a temperature range of 1000 to 1200 ° C. at a temperature rising rate of 10 ° C./s or more. When the heating rate is less than 10 ° C./s, Cr nitride is deposited on the surface layer portion of the steel sheet material, the pitting potential is lowered, and the corrosion resistance is lowered. The upper limit of the heating rate is preferably 200 ° C./s.
保持工程では、加熱工程で加熱したステンレス鋼板素材を１０００〜１２００℃の温度範囲で保持する。これにより、ステンレス鋼板素材の表面から窒素を吸収させることができる。加熱・保持温度が１０００℃未満であると、Ｃｒ窒化物が鋼板素材の表層部に析出して、孔食電位が低下し、耐食性が低下する。一方、加熱・保持温度が１２００℃を超えると、鋼板素材の強度が低下して、加熱炉内で破断するおそれがある。保持時間は、後述する（ｉｉ）式を満足する条件とする。加熱・保持温度の好ましい下限は１０５０℃であり、好ましい上限は１１５０℃である。 In the holding step, the stainless steel plate material heated in the heating step is held in a temperature range of 1000 to 1200 ° C. Thereby, nitrogen can be absorbed from the surface of the stainless steel plate material. When the heating / holding temperature is less than 1000 ° C., Cr nitride precipitates on the surface layer portion of the steel sheet material, the pitting potential is lowered, and the corrosion resistance is lowered. On the other hand, if the heating / holding temperature exceeds 1200 ° C., the strength of the steel sheet material is lowered, and there is a risk of breakage in the heating furnace. The holding time is set to satisfy the condition (ii) described later. The preferable lower limit of the heating / holding temperature is 1050 ° C., and the preferable upper limit is 1150 ° C.
保持工程に続く冷却工程では、ステンレス鋼板素材を所定の冷却速度で冷却し、ステンレス鋼板を得る。冷却速度は、次に説明する（ｉｉ）式を満足する条件とする。このような条件で冷却することにより、ステンレス鋼板の表層部にＣｒ窒化物を析出させず、かつ表層部の組織をマルテンサイトとすることができる。 In the cooling step subsequent to the holding step, the stainless steel plate material is cooled at a predetermined cooling rate to obtain a stainless steel plate. The cooling rate is set to satisfy the following equation (ii). By cooling under such conditions, Cr nitride is not deposited on the surface layer portion of the stainless steel plate, and the structure of the surface layer portion can be martensite.
保持工程における保持時間と、冷却工程における平均冷却速度は下記（ｉｉ）式を満足する条件とする。
（ＫＴ×ｔ５）／ＣＲ≦０．４ ・・・（ｉｉ）
ただし、上記（ｉｉ）式中の各記号の意味は以下の通りである。
ＫＴ：保持工程における保持時間（ｓ）
ｔ：ステンレス鋼板素材の厚さ（ｍｍ）
ＣＲ：冷却工程における平均冷却速度（℃／ｓ）
ここで、（ｉｉ）式中の数式を下記のようにＦ２と定義する。
Ｆ２＝（ＫＴ×ｔ５）／ＣＲ
The holding time in the holding step and the average cooling rate in the cooling step are set to satisfy the following formula (ii).
(KT × t 5 ) /CR≦0.4 (ii)
However, the meaning of each symbol in the above formula (ii) is as follows.
KT: Holding time in holding process (s)
t: thickness of stainless steel plate (mm)
CR: Average cooling rate in the cooling process (° C./s)
Here, the mathematical formula in the formula (ii) is defined as F2 as follows.
F2 = (KT × t 5 ) / CR
Ｆ２の値が０．４を超える場合、冷却工程における冷却速度が遅いか、または保持工程における保持時間が長すぎる。この場合、Ｃｒ窒化物が、得られた鋼板素材の表層部に析出して、孔食電位が低下し、耐食性が低下する。Ｆ２の好ましい下限は０．０００５である。Ｆ２の値を０．０００５未満とするには、保持時間ＫＴを極端に短くするか、ステンレス鋼板素材の厚さtを極端に薄くするか、平均冷却速度ＣＲを極端に速くしなければならず、現実的ではない。Ｆ２のより好ましい下限は０．００１であり、Ｆ２の好ましい上限は、０．２である。 When the value of F2 exceeds 0.4, the cooling rate in the cooling step is slow, or the holding time in the holding step is too long. In this case, Cr nitride is deposited on the surface layer portion of the obtained steel sheet material, the pitting potential is lowered, and the corrosion resistance is lowered. A preferred lower limit of F2 is 0.0005. In order to make the value of F2 less than 0.0005, the holding time KT must be made extremely short, the thickness t of the stainless steel plate material should be made extremely thin, or the average cooling rate CR must be made extremely fast. Is not realistic. A more preferable lower limit of F2 is 0.001, and a preferable upper limit of F2 is 0.2.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.
表１に示す化学組成を有するフェライト系ステンレス鋼に冷間圧延を施し、厚さ０．２ｍｍ、０．４ｍｍまたは１．０ｍｍのステンレス鋼板素材を作成した。 Cold rolling was applied to ferritic stainless steel having the chemical composition shown in Table 1, and a stainless steel plate material having a thickness of 0.2 mm, 0.4 mm, or 1.0 mm was prepared.
表１に示す鋼Ａ、ＣおよびＦは、本発明の規定を満たしていた。鋼Ｂは、Ｔｉ含有量が本発明の規定よりも高かった。鋼Ｄは、Ｎ含有量が本発明の規定よりも高かった。鋼Ｅは、Ａｌ含有量が本発明の規定よりも高かった。これらの鋼からなるステンレス鋼板素材から試験片を採取し、表２に示す試験Ｎｏ．１から２８の条件で固相窒素吸収処理を施した。試験Ｎｏ．１から１６は鋼Ａ、試験Ｎｏ．１７から２４は鋼Ｂを用い、試験Ｎｏ．２５から２８はそれぞれ鋼ＣからＦを用いた。表２には、固相窒素吸収処理の加熱工程における昇温速度、保持工程における保持温度および保持時間、冷却工程における平均冷却速度、およびＦ２の値を記載した。試験Ｎｏ．１から２４に共通する条件として、固相窒素吸収処理は赤外線加熱炉を用いて行い、加熱炉内の雰囲気は、０．２５気圧のＮ２ガスと０．７５気圧のＨ２ガスとの混合ガス雰囲気（露点−５０℃）とした。 Steels A, C and F shown in Table 1 satisfied the provisions of the present invention. Steel B had a Ti content higher than that of the present invention. Steel D had a higher N content than specified in the present invention. Steel E had an Al content higher than that of the present invention. Test pieces were collected from stainless steel plate materials made of these steels, and the test numbers shown in Table 2 were obtained. Solid-state nitrogen absorption treatment was performed under conditions 1 to 28. Test No. 1 to 16 are Steel A, Test No. Nos. 17 to 24 use steel B, and no. Steels C to F were used for 25 to 28, respectively. Table 2 shows the temperature increase rate in the heating step of the solid-phase nitrogen absorption treatment, the holding temperature and holding time in the holding step, the average cooling rate in the cooling step, and the value of F2. Test No. As a condition common to 1 to 24, solid-phase nitrogen absorption treatment is performed using an infrared heating furnace, and the atmosphere in the heating furnace is a mixture of N 2 gas of 0.25 atm and H 2 gas of 0.75 atm. A gas atmosphere (dew point −50 ° C.) was used.
表２に示す試験Ｎｏ．９から１６および２２から２８は、Ｆ２の値が０．４以下であり、本発明の規定を満足していた。試験Ｎｏ．１から８および１７から２１は、Ｆ２の値がいずれも０．４を超え、本発明の規定を満足していなかった。 Test No. shown in Table 2 In 9 to 16 and 22 to 28, the value of F2 was 0.4 or less, which satisfied the definition of the present invention. Test No. From 1 to 8 and from 17 to 21, the value of F2 exceeded 0.4 and did not satisfy the definition of the present invention.
このようにして得られたステンレス鋼板の各試験片について、表層部のＮ、ＡｌおよびＴｉの含有量、板厚方向中心部のＮ含有量を測定し、それぞれの部位の金属組織観察とＸ線回折による相の同定を実施した。さらに、各試験片について孔食電位および引張強度を測定した。 For each test piece of the stainless steel plate thus obtained, the N content of the surface layer portion, Al and Ti, and the N content in the central portion in the plate thickness direction were measured, and the metal structure observation and X-ray of each portion were measured. Phase identification by diffraction was performed. Furthermore, pitting corrosion potential and tensile strength were measured for each test piece.
表層部のＮ、ＡｌおよびＴｉの含有量の測定はＧＤ−ＯＥＳを用いて行った。板厚方向中心部の元素含有量の測定はＧＤ−ＯＥＳを用いて行った。なお、板厚方向中心部の元素含有量を、表１に記載の全ての元素について測定し、試験Ｎｏ．１から２８の全てにおいて、いずれの元素とも表１に記載の値とほぼ同じであることを確認した。 The measurement of the content of N, Al and Ti in the surface layer portion was performed using GD-OES. The element content at the center in the thickness direction was measured using GD-OES. The element content in the central part in the plate thickness direction was measured for all elements listed in Table 1, and the test No. In all of 1 to 28, it was confirmed that all elements were almost the same as the values shown in Table 1.
孔食電位の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５７７：２０１４に従って行った。引張強度の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に従って行った。 The pitting corrosion potential was measured according to JIS G 0577: 2014. The tensile strength was measured according to JIS Z 2241: 2011.
また、Ｘ線回折により、試験片表面のＣｒ窒化物の検出および組織の評価を行った。Ｘ線回折は、特性Ｘ線としてＣｏＫαを用い、電圧は３０ｋＶ、電流は１００ｍＡとした。測定範囲は１０°≦２θ≦１１０°、ステップは０．０４°、積算時間は２ｓとし、Ｘ線の試験片表面への入射角を０．３°として行った。Ｘ線回折により得られたチャートにおいて、Ｃｒ窒化物に由来するピークが現れる角度における信号強度が、当該角度の前後０．２°におけるバックグラウンドの信号強度の平均値の１．５倍以下である場合にＣｒ窒化物が検出されなかったと判断した。 Further, Cr nitride on the surface of the test piece was detected and the structure was evaluated by X-ray diffraction. In X-ray diffraction, CoKα was used as the characteristic X-ray, the voltage was 30 kV, and the current was 100 mA. The measurement range was 10 ° ≦ 2θ ≦ 110 °, the step was 0.04 °, the integration time was 2 s, and the incident angle of X-rays on the test piece surface was 0.3 °. In the chart obtained by X-ray diffraction, the signal intensity at an angle at which a peak derived from Cr nitride appears is 1.5 times or less of the average value of the background signal intensity at 0.2 ° before and after the angle. In this case, it was judged that no Cr nitride was detected.
測定結果を表３に示す。孔食電位は３８０ｍＶ ｖｓ． ＳＣＥ（以下、単に「ｍＶ」とする。）以上を良好とし、引張強度は８００ＭＰａ以上を良好とした。 Table 3 shows the measurement results. The pitting potential is 380 mV vs. SCE (hereinafter, simply referred to as “mV”) or more was considered good, and the tensile strength was 800 MPa or more.
試験Ｎｏ．９から１６、２５および２８は、本発明例であり、いずれも孔食電位が３８０ｍＶ以上であり、引張強度は８００ＭＰａ以上であった。試験片の表層部の組織はマルテンサイト単相であり、中心部の組織はフェライト単相であった。固相窒素吸収処理により、処理前には試験片全体の平均値で０．０１％、０．０３％または０．０６％であったＮ含有量が、処理後には、試験片表層部において０．５０％以上０．６３％以下にまで増加した。 Test No. 9 to 16, 25, and 28 are examples of the present invention, all of which had a pitting potential of 380 mV or more and a tensile strength of 800 MPa or more. The structure of the surface layer part of the test piece was a martensite single phase, and the structure of the center part was a ferrite single phase. Due to the solid-phase nitrogen absorption treatment, the N content, which was 0.01%, 0.03% or 0.06% as an average value of the whole test piece before the treatment, was 0 in the surface layer portion of the test piece after the treatment. It increased to 50% or more and 0.63% or less.
試験Ｎｏ．１から８は、固相窒素吸収処理により試験片表層部のＮ含有量が０．４０％から０．５８％と高くなっており、Ｆ１の値が（ｉ）式を満たしていた。しかし、固相窒素吸収処理での冷却速度が遅く、Ｆ２の値が（ｉｉ）式を満たしていなかったため、試験片の表層部の組織はフェライト単相であり、マルテンサイト主体とならず、さらに試験片の表層部にＣｒ窒化物が形成されていた。そのため、孔食電位が３８０ｍＶ未満と低かった。また、引張強度は８００ＭＰａ未満であった。試験片の中心部の組織はフェライト単相であった。 Test No. In Nos. 1 to 8, the N content in the surface layer portion of the specimen was increased from 0.40% to 0.58% by the solid-phase nitrogen absorption treatment, and the value of F1 satisfied the formula (i). However, since the cooling rate in the solid-phase nitrogen absorption treatment is slow and the value of F2 does not satisfy the formula (ii), the structure of the surface layer portion of the test piece is a ferrite single phase, and is not mainly composed of martensite. Cr nitride was formed on the surface layer of the test piece. Therefore, the pitting potential was as low as less than 380 mV. Moreover, the tensile strength was less than 800 MPa. The structure of the center part of the test piece was a ferrite single phase.
試験Ｎｏ．１７から２４は、Ｆ１の値が（ｉ）式を満たさなかった。これは、Ｔｉ含有量が高い鋼Ｂを使用したため、固相窒素吸収処理により試験片の表面から供給されたＮがＴｉＮの形成に消費され、鋼の表層部に固溶するＮ含有量が十分に増加しなかったことによる。また、ＮがＴｉＮの形成に消費されたため、固相窒素吸収処理を施す際にフェライトからオーステナイトへの変態が生じず、鋼の表層部の組織は中心部の組織と同様にフェライト単相であった。そのため、いずれも孔食電位が３８０ｍＶ未満であった。また、引張強度は８００ＭＰａ未満であった。特に、試験Ｎｏ．１７から２１は、固相窒素吸収処理での冷却速度が遅く、Ｆ２の値が（ｉｉ）式を満たしていなかったため、試験片の表層部の組織は中心部の組織と同様にフェライト単相であり、さらに試験片の表層部にＣｒ窒化物が形成されていた。 Test No. From 17 to 24, the value of F1 did not satisfy the formula (i). This is because steel B having a high Ti content was used, so that the N supplied from the surface of the test piece by solid-phase nitrogen absorption treatment was consumed for the formation of TiN, and the N content sufficient to dissolve in the surface layer of the steel was sufficient. Because it did not increase. In addition, since N was consumed for the formation of TiN, the transformation from ferrite to austenite did not occur during the solid-phase nitrogen absorption treatment, and the structure of the steel surface layer portion was a ferrite single phase similar to the structure of the central portion. It was. Therefore, in all cases, the pitting potential was less than 380 mV. Moreover, the tensile strength was less than 800 MPa. In particular, test no. 17 to 21, since the cooling rate in the solid-phase nitrogen absorption treatment was slow and the value of F2 did not satisfy the formula (ii), the structure of the surface layer portion of the test piece was a ferrite single phase like the structure of the central portion. In addition, Cr nitride was formed on the surface layer of the test piece.
試験Ｎｏ．２６は、使用した鋼ＤのＮ含有量が高く、固相窒素吸収処理後において板厚方向中心部のＮ含有量が０．０８％と本発明の規定を満足していなかった。試験Ｎｏ．２７は、使用した鋼ＥのＡｌ含有量が高く、固相窒素吸収処理後において板厚方向中心部のＡｌ含有量が０．３％と本発明の規定を満足していなかった。そのため、いずれも孔食電位が３８０ｍＶ未満であった。試験片の表層部の組織はマルテンサイト単相であり、中心部の組織はフェライト単相であった。 Test No. No. 26 had a high N content in the steel D used, and the N content in the central part in the thickness direction after the solid-phase nitrogen absorption treatment was 0.08%, which did not satisfy the provisions of the present invention. Test No. In No. 27, the Al content of steel E used was high, and the Al content in the central part in the thickness direction after solid-phase nitrogen absorption treatment was 0.3%, which did not satisfy the provisions of the present invention. Therefore, in all cases, the pitting potential was less than 380 mV. The structure of the surface layer part of the test piece was a martensite single phase, and the structure of the center part was a ferrite single phase.
本発明のステンレス鋼板は、コスト削減および耐食性が要求される用途に利用可能である。本発明のステンレス鋼板の製造方法は、コスト削減および耐食性が要求される用途に利用可能なステンレス鋼板の製造に利用可能である。 The stainless steel plate of the present invention can be used for applications that require cost reduction and corrosion resistance. The method for producing a stainless steel plate of the present invention can be used for producing a stainless steel plate that can be used for applications that require cost reduction and corrosion resistance.
Claims (2)
Ｃ：０．１２％以下、
Ｓｉ：０．７５％以下、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０７％以下、
Ｃｒ：１６．００〜１８．００％、
Ａｌ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．０１％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
鋼板の表層部におけるＮ、ＡｌおよびＴｉの含有量が下記（ｉ）式を満足し、
前記板厚方向中心部における金属組織がフェライト主体であり、かつ、前記表層部における金属組織がマルテンサイト主体であって、Ｘ線回折分析でＣｒ窒化物が検出されないステンレス鋼板。
０．４≦［Ｎ］ｓ−０．５×［Ａｌ］ｓ−０．３×［Ｔｉ］ｓ≦１．７ ・・・（ｉ）
ただし、上記（ｉ）式中の各記号の意味は以下の通りである。
［Ｎ］ｓ：表層部のＮ含有量（質量％）
［Ａｌ］ｓ：表層部のＡｌ含有量（質量％）
［Ｔｉ］ｓ：表層部のＴｉ含有量（質量％） The chemical composition at the center in the thickness direction of the steel sheet is mass%,
C: 0.12% or less,
Si: 0.75% or less,
Mn: 1.00% or less,
P: 0.040% or less,
S: 0.030% or less,
N: 0.07% or less,
Cr: 16.00-18.00%,
Al: 0.2% or less,
Ti: 0.01% or less,
Balance: Fe and impurities,
The contents of N, Al and Ti in the surface layer portion of the steel sheet satisfy the following formula (i):
A stainless steel plate in which the metal structure in the central portion in the plate thickness direction is mainly composed of ferrite, and the metal structure in the surface layer portion is mainly composed of martensite, and Cr nitride is not detected by X-ray diffraction analysis.
0.4 ≦ [N] s−0.5 × [Al] s−0.3 × [Ti] s ≦ 1.7 (i)
However, the meaning of each symbol in the above formula (i) is as follows.
[N] s: N content (% by mass) of surface layer portion
[Al] s: Al content (% by mass) in the surface layer portion
[Ti] s: Ti content (% by mass) in the surface layer portion
ステンレス鋼板素材を、Ｎ２ガスおよびＨ２ガスの混合ガス雰囲気中において１０００〜１２００℃の温度範囲まで１０℃／ｓ以上の昇温速度で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱した前記ステンレス鋼板素材を１０００〜１２００℃の温度範囲で保持する保持工程と、
前記保持工程の後、前記ステンレス鋼板素材を冷却する冷却工程と、を備え、
前記保持工程における保持時間と、前記冷却工程における平均冷却速度とが、下記（ｉｉ）式を満足するステンレス鋼板の製造方法。
（ＫＴ×ｔ５）／ＣＲ≦０．４ ・・・（ｉｉ）
ただし、上記（ｉｉ）式中の各記号の意味は以下の通りである。
ＫＴ：保持工程における保持時間（ｓ）
ｔ：ステンレス鋼板素材の厚さ（ｍｍ）
ＣＲ：冷却工程における平均冷却速度（℃／ｓ）
It is a manufacturing method of the stainless steel plate according to claim 1,
A heating step of heating the stainless steel plate material to a temperature range of 1000 to 1200 ° C. in a mixed gas atmosphere of N 2 gas and H 2 gas at a temperature rising rate of 10 ° C./s or more;
A holding step of holding the stainless steel sheet material heated in the heating step in a temperature range of 1000 to 1200 ° C;
A cooling step for cooling the stainless steel plate material after the holding step;
A method for producing a stainless steel sheet, wherein the holding time in the holding step and the average cooling rate in the cooling step satisfy the following formula (ii).
(KT × t 5 ) /CR≦0.4 (ii)
However, the meaning of each symbol in the above formula (ii) is as follows.
KT: Holding time in holding process (s)
t: thickness of stainless steel plate (mm)
CR: Average cooling rate in the cooling process (° C./s)
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