JP4622171B2 - Ferritic stainless steel sheet excellent in room temperature workability and mechanical properties at high temperature and method for producing the same - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、常温での加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、例えば自動車の排ガス系部品、中でも溶接によりパイプとしたのち、曲げ加工し、さらに拡管加工を施す、といった２回以上の加工を経るような、加工条件が過酷で、かつエンジンからの排ガスで 800℃以上の高温に加熱された状態で、しかもエンジンからの激しい振動が伝わって繰り返し荷重を受けるエキゾーストマニホールド等の用途に供してとりわけ好適な、フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
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に比べて熱膨張率が小さいため、高温と低温を繰り返すような環境下で使われる時に生じる熱歪の問題が比較的小さく、また高温での耐酸化性にも優れているとい利点があるが、常温で成形加工を行う際の加工性に問題があった。
特に、エキゾーストマニホールドのように、高温環境で使用される部材には、高温強度を向上させるために種々の合金元素が添加されるが、一般に高合金化すると、高温での強度が向上して高温疲労特性、熱疲労特性は改善されるものの、加工時における硬度や強度が上昇したり、ｒ値に代表される絞り成形性が劣化するため、複雑な形状に加工することが一層困難となっていた。
【０００３】
上記の問題を解決するものとして、特開平４−228540号公報において、Nb−Mo−(Ti)添加鋼に適量のCoを含有させることにより、室温での強度上昇を招くことなしに高温強度を改善したフェライト系ステンレス鋼が提案され、850 ℃程度における引張強度（以下、T.S.と称す）は格段に向上した。
しかしながら、最近、対環境性や燃料消費効率向上といった技術的要求が高まるにつれ、エキゾーストマニホールドの使用温度はさらに 850℃以上に高温化し、従来の材料ではもはや高温強度が不足し、対応しきれなくなってきた。
【０００４】
図１に、上記した従来のフェライト系ステンレス鋼の 900℃における強度（歪速度 0.3％／min で 0.2％永久伸びに対応する応力（耐力）。以下、Y.S.と称す）の経時変化について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、従来材では 900℃以上の高温になると、昇温直後は十分な強度が得られるにしても、高温状態に長時間保持すると、それに伴ってY.S.は低下している。
【０００５】
上述したように、従来材では 900℃以上の高温域での長時間の使用には耐え得ないことから、一段と優れた高温強度と常温加工性とを併せ持つ材料の開発が望まれていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の要望に有利に応えるもので、高温疲労特性および高温に長時間保持したときの高温強度に優れ、かつ常温での加工性にも優れたフェライト系ステンレス鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、本発明において鋼板とは鋼帯を含むものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、特定成分系のフェライト系ステンレス鋼について、析出物の形態および結晶組繊を適切に制御することによって、所期した目的が有利に達成されることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００８】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量百分率で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：0.2 〜1.0 ％、
Mn：1.5 ％以下、
Cr：11.0〜20.0％、
Ni：2.0 ％以下、
Mo：1.0 〜2.0 ％、
Al：1.0 ％以下、
Nb：0.2 〜0.8 ％および
Ｎ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、板面法線方向から見た 1/4板厚面での粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）が、次式
1.03 ≦（ｄRD／ｄTD）≦ 1.35
の範囲を満足することを特徴とする、常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【０００９】
２．上記１において、鋼板の組成が、質量百分率で、Ｐ＋Ｓ≦0.05％を満足することを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【００１０】
３．上記１または２において、鋼板が、質量百分率でさらに
Ti：0.5 ％以下、
Zr：0.5 ％以下および
Ta：0.5 ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【００１１】
４．上記１〜３のいずれかにおいて、鋼板が、質量百分率でさらに
Cu：2.0 ％以下
を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【００１２】
５．上記１〜４のいずれかにおいて、鋼板が、質量百分率でさらに
Ｗ：1.0 ％以下および
Mg：0.1 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【００１３】
６．上記１〜５のいずれかにおいて、鋼板が、質量百分率でさらに
Ca：0.005 ％以下
を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【００１４】
７．上記１〜６のいずれかにおいて、鋼板の板厚が 0.3mm超、2.5mm 以下であって、しかも30℃におけるY.S.≦360MPa、ｒ値≧1.3 でかつ 900℃にて１時間保持後のY.S.≧18.0 MPaを満足することを特徴とする、常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【００１５】
８．質量百分率で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：0.2 〜1.0 ％、
Mn：1.5 ％以下、
Cr：11.0〜20.0％、
Ni：2.0 ％以下、
Mo：1.0 〜2.0 ％、
Al：1.0 ％以下、
Nb：0.2 〜0.8 ％および
Ｎ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼片を、タンデム式圧延機で熱間圧延したのち、熱延板焼鈍を施し、ついで１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施したのち、仕上げ焼鈍を施して、フェライト系ステンレス鋼板を製造するに当たり、
熱延仕上げ最終２スタンドのトータル圧下率を25％以上、最終２スタンド間の通過時間を 1.0秒以内、最終パスの線圧を 15 MN/m以上に制御し、かつ 800〜1050℃の温度で熱延板焼鈍を行うと共に、冷延圧延最終パスを板温：80〜200 ℃、摩擦係数：0.01〜0.2 の条件下で行うことを特徴とする、常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１６】
９．上記８において、鋼片の組成が、質量百分率で、Ｐ＋Ｓ≦0.05％を満足することを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１７】
10. 上記８または９において、鋼片が、質量百分率でさらに
Ti：0.5 ％以下、
Zr：0.5 ％以下および
Ta：0.5 ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１８】
11．上記８〜10のいずれかにおいて、鋼片が、質量百分率でさらに
Cu：2.0 ％以下
を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１９】
12．上記８〜11のいずれかにおいて、鋼片が、質量百分率でさらに
Ｗ：1.0 ％以下および
Mg：0.1 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２０】
13．上記８〜12のいずれかにおいて、鋼片が、質量百分率でさらに
Ca：0.005 ％以下
を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２１】
14．上記８〜13のいずれかにおいて、板厚が 0.3mm超、2.5mm 以下になるように冷間圧延することを特徴とする、常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明のフェライト系ステンレス鋼（以下、単に本発明鋼という) について具体的に説明する。
まず、本発明鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量百分率（mass％）を意味する。
Ｃ：0.02％以下
本発明鋼において、Ｃは、含有量が0.02％を超えると耐食性が劣化するので、Ｃ量は0.02％以下に限定した。
【００２３】
Si：0.2 〜1.0 ％
Siは、高強度化と耐酸化性向上に有用な元素であり、それによって高温疲労特性の向上に寄与する。この効果を得るためには、 0.2％以上の含有が必要であるが、1.0 ％を超えると高温強度が著しく低下するため、Si量は 0.2〜1.0 ％の範囲に限定した。安定した高温強度の確保の観点からは 0.6％以下とすることが望ましい。
【００２４】
Mn：1.5 ％以下
Mnは、耐酸化性の改善に有効であることから、高温で使用する材料では必要な元素である。 この観点からは、0.1 ％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有されると鋼の靱性が劣化し、冷間圧延時に割れが生じるなど、製造が困難になるので、Mnは l.5％以下に限定した。
【００２５】
Cr：11.0〜20.0％
Crは、高温強度、耐酸化性および耐食性の向上に有効な元素であり、十分な高温強度、耐酸化性および耐食性を得るためには11.0％以上の含有が不可欠である。一方、Crは、鋼の靱性を劣化させ、特に20.0％を超えると靱性が著しく劣化し、高温強度の経時劣化を促進してしまうので、Cr量は11.0〜20.0％の範囲に限定した。特に、高温疲労特性向上の観点からは14.0％以上、一方良好な加工性を確保する観点からは16.0％以下とすることが好適である。
【００２６】
Ni：2.0 ％以下
Niは、ステンレス鋼の特徴である耐食性を向上させるために 2.0％以下の範囲で含有させることができる。というのは、2.0 ％を超えて含有させると鋼が硬質化し、加工性に悪影響を及ぼすからである。 なお、耐食性向上のためには、Niは0.05％以上含有させることが好ましい。
【００２７】
Mo：1.0 〜2.0 ％
Moは、高温強度および耐食性の向上に有効な元素であり、十分な高温強度および耐食性を得るためには 1.0％以上含有させる必要がある。一方 2.0％を超えて含有させると靱性が劣化し、また高温強度の経時劣化も促進されるので、Mo量は 1.0〜2.0 ％の範囲に限定した。なお、高温疲労特性向上の観点からは 1.5％以上含有させることが好ましい。
【００２８】
Al：1.0 ％以下
Alは、製鋼上、脱酸剤として必要な元素であるが、過度の添加は介在物の生成により表面性状を劣化させるので、1.0 ％以下に限定した。
【００２９】
Nb：0.2 〜0.8 ％
Nbは、高温強度の向上に有効な元素であり、十分な高温強度を得るためには少なくとも 0.2％の含有が必要である。一方 0.8％を超えて含有させると靱性が劣化し、高温強度の経時劣化が促進されるので、Nbは 0.2〜0.8 ％の範囲に限定した。特に、高温疲労特性向上の観点からは 0.4％以上、一方安定した高温特性の発現の観点からは 0.6％以下とすることが好ましい。
【００３０】
Ｎ：0.02％以下
Ｎ量が増大すると、窒化物が粒界に析出し、加工性に悪影響を及ぼすようになる。特に、Ｎ量が0.02％を超えるとその悪影響が顕著となるので、Ｎ量は0.02％以下に限定した。
【００３１】
以上、本発明鋼の必須成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ti：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以下およびTa：0.5 ％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Ti，ZrおよびTaはそれぞれ、溶接時の入熱の際に炭化物として析出し、その析出強化効果によって高温疲労特性の向上に寄与する有用元素である。しかしながら、いずれも、含有量が 0.5％を超えると効果が飽和するだけでなく、鋼板の表面性状が著しく劣化するので、それぞれ 0.5％以下で含有させることが好ましい。なお、高温疲労特性向上の観点からは、Ti，Zr，Taはそれぞれ0.05％以上含有させることが好ましい。
【００３２】
Cu：2.0 ％以下
Cuは、耐食性および鋼の靱性を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が 2.0％を超えると鋼の加工性が劣化するため、2.0 ％以下で含有させることが好ましい。なお、耐食性および靱性を向上させる観点からは 0.1％以上含有させることが好ましい。
【００３３】
Ｗ：1.0 ％以下およびMg：0.1 ％以下のうちから選んだ１種または２種
ＷおよびMgはいずれも、高温疲労特性の向上に有用な元素であるが、Ｗ，Mgがそれぞれ 1.0％、 0.1％を超えて含有されると靱性が劣化し、また溶接部の耐二次加工脆性も劣化するので、それぞれ 1.0％以下、 0.1％以下で含有させることが好ましい。なお、高温疲労特性を向上させる目的では、Ｗは0.05％以上、Mgは0.001 ％以上含有させることが好ましい。
【００３４】
Ca：0.005 ％以下
Caは、スラブ鋳造時においてTi系介在物によるノズル詰まりを防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。しかしながら、含有量が 0.005％を超えると効果が飽和するばかりでなく、Caを含む介在物が孔食の起点となり、耐食性を劣化させるので、添加する場合は 0.005％以下で含有させることが好ましい。なお、ノズル詰まり防止の観点からは、0.0005％以上含有させることが好ましい。
【００３５】
本発明鋼において、残部はFeおよび不可避的不純物からなる。
ここに、Feおよび不可避的不純物からなるとは、Fe以外に、混入成分として、例えばアルカリ金属やアルカリ土類金属、希土類元素、遷移金属などが不可避的に微量に含有される場合もあることを意味する。なお、これらの元素が微量含有されたとしても、本発明の効果は何ら妨げられるものではない。
また、ＳやＰ等の不純物が混入する場合があるが、これらの元素については、（Ｐ＋Ｓ）≦0.05％とすることが好ましい。というのは、（Ｐ＋Ｓ）を0.05％以下にすれば、次に述べるアスペクト比をより好適に所望範囲に制御することができるからである。
【００３６】
また、本発明では、鋼の成分組成を上記の範囲に調整しただけでは不十分で、冷延−焼鈍後の組織制御を併せて行う必要がある。
すなわち、冷延−焼鈍後の組織を、板面法線方向から見た 1/4板厚面（または 3/4板厚面）での粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）を、次式
1.03 ≦（ｄRD／ｄTD）≦ 1.35
の範囲に制御することが重要である。
ここで、ｄRDは、図２に示すように、板面法線方向から見た場合の圧延方向（ＲＤ方向）の平均粒径を、またｄTDは、同じく圧延直角方向（ＴＤ方向）の平均粒径を指す。
また、平均粒径は、組織写真を線分法により、すなわちＲＤ方向、ＴＤ方向にそれぞれ 100粒程度にわたる直線を引き、その直線の長さを直線と粒界との切片数で除したものを各方向の粒径の代表値ｄRD、ｄTDとして、その比からＴＤ方向に対するＲＤ方向の粒のアスペクト比（伸長度合い）を評価した。
【００３７】
図３に、Ｃ：0.006 ％, Si：0.28％, Mn：0.2 ％, Cr：15.5％, Ni：0.7 ％,Mo：1.6 ％, Al：0.06％, Nb：0.44％およびＮ：0.007 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼について、製造条件を種々に変更することにより、上記のアスペクト比を種々に変化させた場合における、アスペクト比（ｄRD／ｄTD）と30℃におけるY.S.、ｒ値および 900℃にて１時間保持後のY.S.との関係について調査した結果を示す。
同図に示したとおり、ｄRD／ｄTDが1.03〜1.35の範囲を満足する場合には、30℃におけるY.S.が 360 MPa以下で、かつ 900℃にて１時間保持後のY.S.が 18.0MPa 以上で、しかもｒ値が 1.3以上と、常温加工性および高温強度とも良好な値が得られている。
これに対し、ｄRD／ｄTDが1.03未満の場合には、高温強度の経時劣化が著しいという不利が有り、一方ｄRD／ｄTDが1.35を超えるとｒ値が低下するだけでなく、常温加工性の面で問題が生じる。
【００３８】
ここで、より詳細には、アスペクト比が小さく 1.0に近いほど、ｒ値が大きくかつ常温でのY.S.が小さくなるため加工性は良好となるが、反面、高温強度の経時的安定性が低下すると共に、肌荒れなどの表面品質の劣化や表面酸化特性の劣化が顕著となり、逆にアスペクト比が大きくなると、Y.S.が過大となり、ｒ値が減少するため加工性が低下し、しかも加工性の面内異方性が大きくなって、圧延方向のｒ値が顕著に減少し、プレス端面が不揃いになるなど成形時の障害となる場合もある、といった事実があることが発明者らの研究により判明した。
この意味から、本発明で規定したように、アスペクト比を適正な範囲に制御することが重要であり、特に好ましいアスペクト比は 1/4板厚面で 1.1≦（ｄRD／ｄTD）≦1.3 の範囲である。
なお、アスペクト比の観察を 1/4板厚面（または 3/4板厚面）で行うことが適当である理由は、この部分は鋳込み時の中心偏析の影響を受けないことに加えて、焼鈍時の雰囲気などによる表面付近の影響を受けにくいために、ｒ値や素材全体としての高温強度などの特性と良い相関が得られるためである。
【００３９】
また、ここで使用するｒ値は、JIS Z 2254に準拠して求められる平均塑性ひずみ比である。具体的には、冷延焼鈍板の各方向（圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｔ方向）および圧延方向から45°方向（Ｄ方向）からJIS 13号Ｂ試験片を採取し、これらの試験片に、15％の単軸引張予歪みを与えた時の幅ひずみと板と板厚ひずみの比から、各方向のｒ値（ランクフォード値）を測定し、次式により平均塑性ひずみ比ｒ値を求めた。
ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒT ）／４
ここで、ｒL , ｒD , ｒT は、それぞれＬ方向、Ｄ方向、Ｔ方向のｒ値を表す。
【００４０】
また、図４には、粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）と高温疲労特性との関係について調べた結果を示す。
すなわち、高温疲労試験として、粒径のアスペクト比を種々に変化させた試料について、図５に示す寸法形状の試験片を用い、JIS Z 2275に準拠して 900℃での繰り返し曲げ（両振り）試験により、 107疲労限（107 回曲げを繰り返しても疲労割れしない最高曲げ応力）を測定した。 ここで、曲げ応力σは、試験片に曲げ変形を加えた時に、最大応力を生じる断面（図5 におけるTIG 溶接ビード部の断面）について曲げモーメントＭ（Nm）を測定し、その値を断面係数で除した値である。
図４に示したとおり、アスペクト比（ｄRD／ｄTD）が1.03〜1.35の範囲を満足する場合には、107 疲労限が 42 MPa 以上という優れた高温疲労特性が得られている。
【００４１】
上記したように、上記のアスペクト比を制御することによって、良好な高温特性とくに高温強度の経時的安定性や高い 107疲労限が得られる理由については、必ずしも明確ではないが、発明者らは、過大なアスペクト比の材料では鋼板に残留する歪が大きいために、歪起因で過大量の (Fe, Cr, Si)(Mo, Nb, Ｖ, Ｗ)2系のラーベス相（Laves 相）が析出し、高温強度や疲労特性に重要なMoなどの量が不足するためではないかと考えている。一方、アスペクト比が小さすぎる場合には、高温での保持により粒成長が顕著となり、その過程で上記の固溶Moがやはり析出物として失われるため高温強度と疲労特性の低下を招くのではないかと推測している。
【００４２】
なお、上記のアスペクト比は、後述するように、熱間圧延条件や熱延板焼鈍条件を適正に制御することに加え、適切な冷間圧延条件を選択することにより達成される。
【００４３】
また、本発明鋼を、エキゾーストマニホールド等の用途に使用する場合には、鋼板の板厚が 0.3mm以下では 850℃以上の高温強度材料としての絶対強度が不足するため 0.3mm超えと定める。一方、十分な冷間圧延圧下率を確保するために、板厚の上限を 2.5mmとした。それよりも厚い板厚の冷延板を作ろうとすると、冷延圧下率を確保するためには、母板である熱延板の板厚を厚くせざるを得ず、そうなると熱延板焼鈍酸洗連続ラインでの通板時に、板曲げ箇所（プライドルロールなど) で溶接部にかかる曲げ力が板厚が厚くなるのに比例して増大する結果、溶接部破断を起こすことがあるからである。
なお、他の用途、例えば燃料電池材料等、高温での耐食性が主な特性として要求される分野に使用する場合には、上記の板厚範囲に限定されることはない。
【００４４】
次に、本発明鋼の好適製造条件について説明する。
溶製段階については、特に限定されず、フェライト系ステンレス鋼の製造に一般的に採用されている方法をそのまま適用することができる。 例えば、製鋼は、上記した好適成分組成範囲の溶鋼を、転炉あるいは電気炉等で溶製し、ＶＯＤによって２次精錬を行う方法が好適である。
溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法に従って鋼素材とすることができるが、生産性および品質の観点から連続鋳造法を適用するのが好ましい。
得られた鋼素材は、1000〜1250℃程度の温度に加熱され、熱間圧延により所定の板厚の熱延板とされる。 この熱延板は、好ましくは 800〜1050℃の温度で連続焼鈍により熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、ついで１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とされる。 冷延板は、 650〜1150℃好ましくは 900〜1100℃の温度、10〜300 ｓの焼鈍時間で仕上げ焼鈍を施したのち、酸洗して、製品となる。
【００４５】
さて、本発明では、上記の熱間圧延工程において、熱間圧延をタンデム式で行う場合には、最終の２スタンドのトータル圧下率を25％以上とする必要がある。通常、タンデム式熱間圧延機の後段では、形状矯正と通板安定性の観点から軽圧下とすることが一般的であるが、良好な加工性（ｒ値）と高温での安定した強度を両立させるためには高圧下とする必要がある。
【００４６】
また、歪蓄積と析出物制御の観点から、最終の２スタンド間の通過時間は 1.0秒以内に制御する必要があり、この要件を満足するように、パススケジュールと通板速度を調整しなければならない。
というのは、通過時間が 1.0秒を超えると、その間に最終２スタンドのうちの最初のスタンドでの圧延により蓄積された歪が一部熱により回復し消失するため、せっかく鋼中に導入された歪のエネルギーが再結晶に寄与する度合いが低下してしまうからである。
【００４７】
また、最終パスの線圧を 15 MN/m以上とすることが併せて必要である。 なお、線圧は、最終ミルスタンドのロードセルで荷重を測定し、熱延板幅で除することで求められる。熱間圧延時の線圧は、圧下率を上げる、熱間圧延温度を下げる、歪速度（熱間圧延速度）を速くする等の手法で増加することができ、いずれも歪蓄積量が多いほど転位の絡まりの生じる箇所すなわち析出核の生成が容易となり、また有効拡散係数の増大により再結晶が促進され、加工性と安定した高温強度の発現に寄与するものと考えられる。
【００４８】
さらに、 800 ℃以上、1050℃以下で熱延板焼鈍を行うことにより、適切な再結晶制御と析出物の一部固溶処理が行われる。焼鈍温度が 800℃未満では、十分に再結晶が進行せず加工性の低下を招き、一方1050℃を超えると冷延後の結晶方位のばらつきにより、ｒ値の低下が顕著となる。
なお、焼鈍時間は特に限定するものではないが、60秒程度がよい。ただし、再結晶促進、加工性向上の観点から焼鈍時間を延長したり、適宜箱焼鈍化したりするのは本発明の効果を何ら妨げるものではない。
【００４９】
ところで、本発明では、前述したとおり、板法線方向から見た 1/4板厚面（または3/4 板厚面）での粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）を1.03〜1.35の範囲に制御する必要があるが、アスペクト比を上記の範囲に制御するためには、熱間圧延条件、熱延板焼鈍条件を前記の範囲に制御することに加えて、適正な冷間圧延条件を選択することが必要である。
まず、冷間圧延時少なくとも最終パスについては、板温を80℃以上とする必要がある。というのは、80℃未満では、アスペクト比の増大を招き、加工性の劣化を招くからである。
この理由は、必ずしも明らかではないが、材料の時効効果により歪の蓄積が生じ硬質化するためでないかと考えている。一方、最終パスの圧延温度が 200℃を超えると表面酸化に起因したテンパーカラーを生じるので好ましくない。なお、板温は、低温用の放射温度計または回転測定子を持つ接触型温度計で測定することができる。
【００５０】
また、冷間圧延の最終パスについては、摩擦係数が0.01〜0.2 の潤滑圧延とする必要がある。というのは、摩擦係数が 0.2を超えるとせん断変形の影響が顕著となり、加工性の劣化や析出物の形態劣化が生じることによって、高温強度の経時劣化が顕著となり、一方摩擦係数が0.01に満たないと冷延中にスリップが発生して、圧延を継続できなくなるおそれが生じるからである。
なお、摩擦係数は、圧延時の前方張力と後方張力ならびに荷重の計測値と、予め求めた材料の変形抵抗の値から、Brand とFordの解法（例えば Proc. Instn.Mech. Eng.,159 (1948), P.144〜153 ）により求めることができる。また、冷間圧延における圧下率については、ｒ値向上のために60％以上とすることが推奨される。しかしながら、圧下率が90％を超えると安定した高ｒ値の現出が困難な場合がある。
【００５１】
その他の条件については、必ずしも限定するものではないが、仕上げ焼鈍条件は、再結晶を完了させるために 650℃以上、30ｓ以上とすることが有利である。焼鈍温度は 650℃以上とすることで、十分に再結晶を進行させることができ、良好な加工性が得られる。とはいえ、焼鈍温度が1150℃を超えると焼鈍中の表面酸化等の弊害が生じ、好ましくない。また焼鈍時間は、同様の理由により、30ｓ以上, 300ｓ以内が推奨される。
【００５２】
そして、上記した手段の全てを採用することにより、 1/4板厚面（または3/4板厚面）での粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）を1.03〜1.35の範囲に適切に制御することができ、かくして30℃におけるY.S.≦360 MPa 、ｒ値≧1.3 、 900℃にて１時間保持後のY.S.≧18.0 MPaで、しかも107 疲労限が 42 MPa 以上という諸特性が安定して得られるのである。
【００５３】
なお、本発明では、用途によっては、熱延板焼鈍後に酸洗等により脱スケールを行い、冷間圧延を省略したものを使用に供することも可能である。
また、本発明により製造された鋼板を任意の方法で鋼管に加工しても同様に優れた特性が得られることは言うまでもない。
【００５４】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼を、通常の溶解炉で溶製し、ついで連続鋳造により 200mm厚の連鋳スラブとしたのち、表２に示す条件でタンデム圧延により熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍後、冷間圧延し、仕上げ焼鈍を施した後、酸洗により脱スケールして製品板とした。各製品板から３個づつのサンプルを採取した。
かくして得られた製品板のｄRD／ｄTD値、30℃におけるY.S.およびｒ値、900℃にて１時間保持後のY.S.について測定した結果を表３に示す。また、表３には、900 ℃での繰り返し曲げ（両振り）試験により、 107 疲労限（107 回曲げを繰り返しても疲労割れしない最高曲げ応力）について測定した結果も併せて示す。
【００５５】
なお、30℃および 900℃におけるY.S.（0.2 ％伸びにおける応力（耐力））はそれぞれ、JIS Z 2241、 JIS G 0567 の方法に準拠して測定した。ただし、900℃にて１時間保持後の測定値は試験片を１時間均熱完了後に同様にして測定したものである。
また、ｒ値は、前述したようにJIS Z 2254に準拠して求めた平均塑性ひずみ比である。
さらに、アスペクト比は、 1/4板厚面（または3/4 板厚面）の組織写真を線分法により、すなわちＲＤ方向、ＴＤ方向にそれぞれ 100粒程度にわたる直線を各々２本引き、その長さを粒界との切片数で除したものを平均し、各方向の粒径の平均値ｄRD、ｄTDとし、その比からＴＤ方向に対するＲＤ方向の粒のアスペクト比（伸長度合い）を評価した。
【００５６】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、高温での機械特性とくに高温強度に優れ、かつ常温での加工性にも優れたフェライト系ステンレス鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明法および従来法で得られたフェライト系ステンレス鋼の 900℃における強度（Y.S.）の経時変化を比較して示したグラフである。
【図２】 圧延方向（ＲＤ方向）と圧延直角方向（ＴＤ方向）およびアスペクト比の算出法を示す説明図である。
【図３】 粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）と30℃におけるY.S.、ｒ値および900 ℃にて１時間保持後のY.S.との関係を示したグラフである。
【図４】 粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）と高温疲労特性との関係を示したグラフである。
【図５】 高温疲労試験に用いた試験片の寸法形状および試験要領を示した図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a ferritic stainless steel sheet excellent in workability at normal temperature and mechanical properties at high temperature and a method for producing the same, for example, exhaust gas parts of automobiles, in particular pipes by welding, bending, and tube expansion When the processing conditions are harsh and the exhaust gas from the engine is heated to a high temperature of 800 ° C or higher, and severe vibrations are transmitted from the engine, the load is repeatedly applied. The present invention relates to a ferritic stainless steel sheet and a method for manufacturing the same, which are particularly suitable for use in a receiving exhaust manifold or the like.
[0002]
[Prior art]
Ferritic stainless steel has a lower coefficient of thermal expansion than austenitic stainless steel, so there is relatively little problem of thermal strain when used in environments where high and low temperatures are repeated, and oxidation resistance at high temperatures. However, there is a problem in workability at the time of molding at room temperature.
In particular, members used in a high temperature environment such as an exhaust manifold are added with various alloying elements to improve the high temperature strength. Although fatigue properties and thermal fatigue properties are improved, hardness and strength during processing increase, and drawability represented by r-value deteriorates, making it more difficult to process into complicated shapes. It was.
[0003]
In order to solve the above problems, in JP-A-4-228540, by adding an appropriate amount of Co to the Nb-Mo- (Ti) -added steel, high temperature strength can be achieved without causing an increase in strength at room temperature. An improved ferritic stainless steel was proposed, and the tensile strength at about 850 ° C (hereinafter referred to as TS) was significantly improved.
However, as technical demands such as environmental friendliness and improved fuel consumption efficiency have increased recently, the operating temperature of the exhaust manifold has further increased to 850 ° C or higher, and conventional materials are no longer sufficient due to insufficient high-temperature strength. It was.
[0004]
Fig. 1 shows the results of examining the time-dependent change in the strength of the above-mentioned conventional ferritic stainless steel at 900 ° C (stress (proof stress) corresponding to 0.2% permanent elongation at a strain rate of 0.3% / min; hereinafter referred to as YS). Indicates.
As shown in the figure, when the conventional material is heated to 900 ° C. or higher, YS decreases as it is kept at a high temperature for a long time, even if sufficient strength is obtained immediately after the temperature increase.
[0005]
As described above, since conventional materials cannot withstand long-term use in a high temperature range of 900 ° C. or higher, development of a material having both excellent high temperature strength and room temperature workability has been desired.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention advantageously responds to the above-mentioned demands, and it is advantageous to provide a ferritic stainless steel sheet that is excellent in high-temperature fatigue characteristics, high-temperature strength when held at a high temperature for a long time, and excellent in workability at room temperature. The purpose is to propose together with the manufacturing method.
In the present invention, the steel sheet includes a steel strip.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
Now, as a result of intensive studies to achieve the above-mentioned object, the inventors of the present invention have achieved the desired component ferrite-based stainless steel by appropriately controlling the form of precipitates and the crystal weave. We have found that the objective is achieved advantageously.
The present invention is based on the above findings.
[0008]
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. In mass percentage,
C: 0.02% or less,
Si: 0.2 to 1.0%
Mn: 1.5% or less,
Cr: 11.0-20.0%,
Ni: 2.0% or less,
Mo: 1.0-2.0%,
Al: 1.0% or less,
Nb: 0.2 to 0.8% and N: not 0.02% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities, the aspect ratio of the particle size of 1/4 thickness surface as viewed from the plate surface normal direction ( d RD / d TD ) is
1.03 ≤ (d RD / d TD ) ≤ 1.35
A ferritic stainless steel sheet excellent in room temperature workability and mechanical properties at high temperatures, characterized by satisfying the above range.
[0009]
2. 1. A ferritic stainless steel sheet having excellent room temperature workability and high temperature mechanical characteristics, wherein the composition of the steel sheet satisfies P + S ≦ 0.05% in mass percentage in 1 above.
[0010]
3. In the above 1 or 2, the steel plate is further in mass percentage
Ti: 0.5% or less,
Zr: 0.5% or less and
Ta: 1 kind or better ferritic stainless steel sheet mechanical properties at room temperature processability and high temperature, characterized in that a composition containing two or more kinds selected from among 0.5% or less.
[0011]
4). In any one of the above 1-3, the steel sheet is further in mass percentage
Cu: Ferritic stainless steel sheet excellent in room temperature workability and mechanical properties at high temperature, characterized by comprising a composition containing 2.0% or less.
[0012]
5. In any one of the above 1 to 4, the steel sheet is further expressed in terms of mass percentage: W: 1.0% or less and
Mg: 1, two or cold workability and excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at high temperature, characterized in that a composition containing a chosen from among 0.1% or less.
[0013]
6). In any one of the above 1 to 5, the steel sheet is further in mass percentage
Ca: Excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at room temperature processability and high temperature, characterized in that a composition containing 0.005% or less.
[0014]
7). In any one of 1 to 6 above, the thickness of the steel sheet is more than 0.3 mm and not more than 2.5 mm, and YS ≦ 360 MPa at 30 ° C., r value ≧ 1.3 and YS after holding at 900 ° C. for 1 hour ≧ A ferritic stainless steel sheet with excellent room temperature workability and high temperature mechanical properties, characterized by satisfying 18.0 MPa.
[0015]
8). In mass percentage,
C: 0.02% or less,
Si: 0.2 to 1.0%
Mn: 1.5% or less,
Cr: 11.0-20.0%,
Ni: 2.0% or less,
Mo: 1.0-2.0%,
Al: 1.0% or less,
Nb: 0.2 to 0.8% and N: not 0.02% or less, the balance being a billet having a composition of Fe and unavoidable impurities, after hot rolling in a tandem rolling mill, subjected to hot rolled sheet annealing, followed In producing a ferritic stainless steel sheet by performing a final annealing after performing cold rolling at least twice including one or intermediate annealing,
The total rolling reduction of the last 2 stands of hot rolled finish is 25% or more, the passing time between the last 2 stands is within 1.0 seconds, the linear pressure of the final path is controlled to 15 MN / m or more, and the temperature is 800 to 1050 ℃ The hot-rolled sheet is annealed, and the final pass of cold-rolling is performed under conditions of sheet temperature: 80 to 200 ° C and friction coefficient: 0.01 to 0.2. A method for producing a ferritic stainless steel sheet.
[0016]
9. 8. The method for producing a ferritic stainless steel sheet having excellent room temperature workability and high temperature mechanical characteristics, wherein the composition of the steel slab satisfies P + S ≦ 0.05% in mass percentage.
[0017]
10. In the above 8 or 9, the billet is further in percentage by mass.
Ti: 0.5% or less,
Zr: 0.5% or less and
Ta: cold workability and a manufacturing method excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at high temperature, characterized in that a composition containing 0.5% selected one or more but among the following.
[0018]
11． In any of the above 8 to 10, the billet is further in mass percentage
Cu: A method for producing a ferritic stainless steel sheet excellent in room temperature workability and mechanical properties at high temperature, characterized by comprising a composition containing 2.0% or less.
[0019]
12． In any one of the above 8 to 11, the steel slab further has a mass percentage of W: 1.0% or less and
Mg: 1, two or cold workability and a manufacturing method excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at high temperature, characterized in that a composition containing a chosen from among 0.1% or less.
[0020]
13. In any of 8 to 12 above, the steel slab is further in mass percentage
Ca: cold workability and a manufacturing method excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at high temperature, characterized in that a composition containing 0.005% or less.
[0021]
14. A ferritic stainless steel sheet excellent in room temperature workability and mechanical properties at high temperature, characterized in that any one of the above 8 to 13 is cold-rolled so that the plate thickness is more than 0.3 mm and not more than 2.5 mm. Production method.
[0022]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the ferritic stainless steel of the present invention (hereinafter simply referred to as the present steel) will be specifically described.
First, the reason why the composition of the steel of the present invention is limited to the above range will be described. In addition, unless otherwise indicated, "%" display regarding a component means the mass percentage (mass%).
C: 0.02% or less In the steel of the present invention, if the C content exceeds 0.02%, the corrosion resistance deteriorates, so the C content is limited to 0.02% or less.
[0023]
Si: 0.2 to 1.0%
Si is an element useful for increasing strength and improving oxidation resistance, thereby contributing to improvement of high temperature fatigue properties. In order to obtain this effect, a content of 0.2% or more is necessary. However, if it exceeds 1.0%, the high-temperature strength is remarkably lowered, so the Si content is limited to the range of 0.2 to 1.0%. From the viewpoint of securing stable high-temperature strength, it is desirable to keep it below 0.6%.
[0024]
Mn: 1.5% or less
Mn is an element necessary for materials used at high temperatures because it is effective in improving oxidation resistance. From this point of view, it is preferable to contain 0.1% or more, but if it is contained excessively, the toughness of the steel deteriorates and cracking occurs during cold rolling, making it difficult to manufacture, so Mn is 0.5% Limited to:
[0025]
Cr: 11.0-20.0%
Cr is an element effective for improving high-temperature strength, oxidation resistance, and corrosion resistance. In order to obtain sufficient high-temperature strength, oxidation resistance, and corrosion resistance, the content of 11.0% or more is indispensable. On the other hand, Cr deteriorates the toughness of steel, and particularly when it exceeds 20.0%, the toughness deteriorates remarkably and promotes the deterioration with time of high-temperature strength. Therefore, the Cr content is limited to the range of 11.0 to 20.0%. In particular, 14.0% or more is preferable from the viewpoint of improving high-temperature fatigue properties, while 16.0% or less is preferable from the viewpoint of ensuring good workability.
[0026]
Ni: 2.0% or less
Ni can be contained in a range of 2.0% or less in order to improve the corrosion resistance characteristic of stainless steel. This is because if the content exceeds 2.0%, the steel becomes hard and adversely affects workability. In order to improve corrosion resistance, Ni is preferably contained at 0.05% or more.
[0027]
Mo: 1.0-2.0%
Mo is an element effective for improving high-temperature strength and corrosion resistance. To obtain sufficient high-temperature strength and corrosion resistance, it is necessary to contain 1.0% or more. On the other hand, if the content exceeds 2.0%, the toughness deteriorates and the aging deterioration of the high temperature strength is promoted, so the Mo amount is limited to the range of 1.0 to 2.0%. From the viewpoint of improving high-temperature fatigue properties, it is preferable to contain 1.5% or more.
[0028]
Al: 1.0% or less
Al is an element necessary as a deoxidizer in steelmaking, but excessive addition deteriorates the surface properties due to the formation of inclusions, so it was limited to 1.0% or less.
[0029]
Nb: 0.2-0.8%
Nb is an element effective for improving the high-temperature strength, and in order to obtain a sufficient high-temperature strength, it needs to be contained at least 0.2%. On the other hand, if the content exceeds 0.8%, toughness deteriorates and deterioration with time of high-temperature strength is promoted, so Nb was limited to the range of 0.2 to 0.8%. In particular, it is preferably 0.4% or more from the viewpoint of improving high temperature fatigue characteristics, and 0.6% or less from the viewpoint of developing stable high temperature characteristics.
[0030]
N: 0.02% or less When the amount of N increases, nitride precipitates at the grain boundaries and adversely affects workability. In particular, when the amount of N exceeds 0.02%, the adverse effect becomes significant, so the amount of N is limited to 0.02% or less.
[0031]
As described above, the essential components of the steel of the present invention have been described. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
One or more selected from Ti: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, and Ta: 0.5% or less
Ti, Zr and Ta are useful elements that precipitate as carbides during heat input during welding and contribute to the improvement of high temperature fatigue properties by their precipitation strengthening effect. However, in any case, when the content exceeds 0.5%, not only the effect is saturated, but also the surface properties of the steel sheet are remarkably deteriorated. From the viewpoint of improving high-temperature fatigue characteristics, it is preferable to contain Ti, Zr, and Ta at 0.05% or more, respectively.
[0032]
Cu: 2.0% or less
Cu is a useful element that improves corrosion resistance and steel toughness. However, if the content exceeds 2.0%, the workability of steel deteriorates, so it is preferable to contain it at 2.0% or less. From the viewpoint of improving corrosion resistance and toughness, 0.1% or more is preferable.
[0033]
One or two W and Mg selected from W: 1.0% or less and Mg: 0.1% or less are useful elements for improving high-temperature fatigue properties, but W and Mg are 1.0% and 0.1%, respectively. If the content exceeds 50%, the toughness deteriorates and the secondary work brittleness resistance of the welded portion also deteriorates. Therefore, it is preferable that the content is 1.0% or less and 0.1% or less, respectively. For the purpose of improving high-temperature fatigue properties, it is preferable to contain 0.05% or more of W and 0.001% or more of Mg.
[0034]
Ca: 0.005% or less
Ca has an effect of preventing nozzle clogging due to Ti inclusions during slab casting, and can be added as necessary. However, if the content exceeds 0.005%, not only the effect is saturated, but also inclusions containing Ca become the starting point of pitting corrosion and deteriorate the corrosion resistance. Therefore, when added, it is preferable to contain 0.005% or less. From the viewpoint of preventing nozzle clogging, it is preferable to contain 0.0005% or more.
[0035]
In the steel of the present invention, the balance consists of Fe and inevitable impurities.
Here, consisting of Fe and unavoidable impurities means that in addition to Fe, for example, alkali metals, alkaline earth metals, rare earth elements, transition metals, etc. may be inevitably contained in trace amounts as mixed components. To do. In addition, even if these elements are contained in a trace amount, the effect of the present invention is not hindered at all.
In addition, impurities such as S and P may be mixed, but it is preferable that these elements satisfy (P + S) ≦ 0.05%. This is because if (P + S) is set to 0.05% or less, the aspect ratio described below can be more suitably controlled within a desired range.
[0036]
In the present invention, it is not sufficient to adjust the steel component composition to the above range, and it is necessary to control the structure after cold rolling and annealing.
That is, the aspect ratio (d RD / d TD ) of the grain size on the 1/4 plate thickness surface (or 3/4 plate thickness surface) when the structure after cold rolling and annealing is viewed from the normal direction of the plate surface, Next formula
1.03 ≤ (d RD / d TD ) ≤ 1.35
It is important to control within the range.
Here, as shown in FIG. 2, d RD is the average grain size in the rolling direction (RD direction) when viewed from the normal direction of the plate surface, and d TD is also in the direction perpendicular to the rolling direction (TD direction). Refers to the average particle size.
The average grain size is obtained by dividing the structure photograph by the line segmentation method, that is, by drawing straight lines of about 100 grains in the RD direction and TD direction, respectively, and dividing the length of the straight line by the number of intercepts between the straight line and the grain boundary. As the representative values d RD and d TD of the grain size in each direction, the aspect ratio (stretching degree) of the grain in the RD direction with respect to the TD direction was evaluated from the ratio.
[0037]
Figure 3 contains C: 0.006%, Si: 0.28%, Mn: 0.2%, Cr: 15.5%, Ni: 0.7%, Mo: 1.6%, Al: 0.06%, Nb: 0.44% and N: 0.007% However, with respect to steel having a composition of Fe and inevitable impurities, the aspect ratio (d RD / d TD ) and 30 when the above aspect ratio is variously changed by variously changing the production conditions. The results of investigating the relationship between YS at r ° C, r value and YS after holding at 900 ° C for 1 hour are shown.
As shown in the figure, when d RD / d TD satisfies the range of 1.03 to 1.35, YS at 30 ° C is 360 MPa or less, and YS after holding at 900 ° C for 1 hour is 18.0 MPa or more In addition, the r value is 1.3 or more, and both the room temperature workability and the high temperature strength are good.
On the other hand, when d RD / d TD is less than 1.03, there is a disadvantage that the high-temperature strength deteriorates with time. On the other hand, when d RD / d TD exceeds 1.35, not only does the r value decrease, Problems arise in terms of workability.
[0038]
Here, more specifically, as the aspect ratio is smaller and closer to 1.0, the r value is larger and the YS at room temperature is smaller, so that the workability is improved, but the stability over time of the high temperature strength is lowered. At the same time, deterioration of surface quality such as rough skin and deterioration of surface oxidation characteristics become conspicuous, and conversely, when aspect ratio increases, YS becomes excessive, r value decreases, and workability deteriorates. Research by the inventors has revealed that there is a fact that the anisotropy increases, the r value in the rolling direction decreases significantly, and there are cases where it becomes an obstacle at the time of molding such as unevenness of the press end face. .
In this sense, it is important to control the aspect ratio within an appropriate range as defined in the present invention, and a particularly preferable aspect ratio is 1.1 ≦ (d RD / d TD ) ≦ 1.3 on a 1/4 plate thickness surface. Range.
The reason why it is appropriate to observe the aspect ratio on the 1/4 plate thickness surface (or 3/4 plate thickness surface) is that this part is not affected by center segregation during casting, This is because it is less susceptible to the influence of the vicinity of the surface due to the atmosphere during annealing, etc., and a good correlation is obtained with characteristics such as the r value and the high-temperature strength of the entire material.
[0039]
The r value used here is an average plastic strain ratio obtained in accordance with JIS Z 2254. Specifically, JIS 13B test specimens were collected from each direction (rolling direction (L direction), rolling perpendicular direction (T direction), and 45 ° direction (D direction) from the rolling direction of the cold-rolled annealed sheet. Measure the r-value (Rankford value) in each direction from the ratio of width strain and plate-to-plate thickness strain when 15% uniaxial tensile pre-strain is applied to The ratio r value was determined.
r value = (r L + 2r D + r T ) / 4
Here, r L , r D , and r T represent r values in the L direction, the D direction, and the T direction, respectively.
[0040]
Further, FIG. 4 shows the results of examining the relationship between the aspect ratio of particle size (d RD / d TD ) and high temperature fatigue characteristics.
That is, as a high-temperature fatigue test, specimens with various changes in the particle diameter aspect ratio were repeatedly bent at 900 ° C. according to JIS Z 2275 (both swings) using test pieces having the dimensions shown in FIG. The 10 7 fatigue limit (the highest bending stress at which fatigue cracking does not occur even after repeated bending 10 7 times) was measured by the test. Here, the bending stress σ is measured by measuring the bending moment M (Nm) for the cross-section (the cross-section of the TIG weld bead in Fig. 5) that produces the maximum stress when bending deformation is applied to the specimen. The value divided by.
As shown in FIG. 4, when the aspect ratio (d RD / d TD ) satisfies the range of 1.03 to 1.35, excellent high temperature fatigue characteristics with a 10 7 fatigue limit of 42 MPa or more are obtained.
[0041]
As described above, by controlling the aspect ratio of the, for the reason that stability over time and high 10 7 fatigue limit of good high temperature properties, especially high-temperature strength is obtained, but not necessarily clear, the inventors When the material has an excessive aspect ratio, the strain remaining in the steel sheet is large, so an excessive amount of (Fe, Cr, Si) (Mo, Nb, V, W) 2 Laves phase is caused by the strain. It is thought that this is because the amount of Mo, which precipitates and is important for high-temperature strength and fatigue properties, is insufficient. On the other hand, if the aspect ratio is too small, grain growth becomes noticeable by holding at high temperature, and the above solid solution Mo is also lost as precipitates in the process, so it does not cause deterioration in high temperature strength and fatigue properties. I guess.
[0042]
In addition, as above-mentioned, said aspect ratio is achieved by selecting appropriate cold rolling conditions in addition to controlling hot rolling conditions and hot-rolled sheet annealing conditions appropriately.
[0043]
In addition, when the steel of the present invention is used for applications such as an exhaust manifold, it is determined that it exceeds 0.3 mm because the absolute strength as a high-temperature strength material at 850 ° C or higher is insufficient when the plate thickness is 0.3 mm or less. On the other hand, in order to ensure a sufficient cold rolling reduction, the upper limit of the sheet thickness was set to 2.5 mm. When trying to make a cold-rolled sheet with a thickness greater than that, it is necessary to increase the thickness of the hot-rolled sheet, which is the base plate, in order to secure the cold-rolling reduction rate. This is because when passing through a continuous washing line, the bending force applied to the weld at the plate bending point (plydle roll, etc.) increases in proportion to the increase in the plate thickness, which may cause the weld to break. .
In addition, when used in fields where corrosion resistance at high temperatures is a main characteristic, such as fuel cell materials, for example, it is not limited to the above plate thickness range.
[0044]
Next, preferred production conditions for the steel of the present invention will be described.
The melting stage is not particularly limited, and a method generally employed in the production of ferritic stainless steel can be applied as it is. For example, steelmaking is preferably performed by melting the molten steel having the above-described preferred component composition range in a converter or an electric furnace and performing secondary refining by VOD.
Although the molten steel can be made into a steel material according to a known casting method, it is preferable to apply a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality.
The obtained steel material is heated to a temperature of about 1000 to 1250 ° C., and is hot-rolled with a predetermined plate thickness by hot rolling. This hot-rolled sheet is preferably subjected to hot-rolled sheet annealing by continuous annealing at a temperature of 800 to 1050 ° C., and then pickled, and then subjected to cold rolling two or more times including one or intermediate annealing. It is assumed to be a plate. The cold-rolled sheet is subjected to finish annealing at a temperature of 650 to 1150 ° C., preferably 900 to 1100 ° C. and an annealing time of 10 to 300 s, and then pickled to obtain a product.
[0045]
In the present invention, when the hot rolling is performed in a tandem manner in the above hot rolling process, the total rolling reduction of the last two stands needs to be 25% or more. Normally, in the latter stage of a tandem hot rolling mill, it is common to use light pressure from the viewpoint of shape correction and sheet feeding stability, but it has good workability (r value) and stable strength at high temperature. In order to achieve both, it is necessary to use high pressure.
[0046]
In addition, from the viewpoint of strain accumulation and precipitate control, it is necessary to control the passage time between the last two stands within 1.0 second, and the pass schedule and the plate feed speed must be adjusted to satisfy this requirement. Don't be.
This is because when the passage time exceeds 1.0 seconds, the strain accumulated by rolling in the first of the last two stands is partially recovered and lost by heat, so it was introduced into the steel. This is because the degree of strain energy contributing to recrystallization decreases.
[0047]
It is also necessary to make the final path
[0048]
Furthermore, by performing hot-rolled sheet annealing at 800 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower, appropriate recrystallization control and partial solid solution treatment of precipitates are performed. When the annealing temperature is less than 800 ° C., recrystallization does not proceed sufficiently, resulting in a decrease in workability. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 1050 ° C., the r value significantly decreases due to variation in crystal orientation after cold rolling.
The annealing time is not particularly limited, but is preferably about 60 seconds. However, extending the annealing time from the viewpoint of promoting recrystallization and improving workability, or appropriately performing box annealing does not hinder the effects of the present invention.
[0049]
By the way, in the present invention, as described above, the aspect ratio (d RD / d TD ) of the particle diameter on the 1/4 plate thickness surface (or 3/4 plate thickness surface) viewed from the plate normal direction is 1.03 to 1.35. In order to control the aspect ratio to the above range, in addition to controlling the hot rolling conditions and hot rolled sheet annealing conditions to the above ranges, appropriate cold rolling is required. It is necessary to select a condition.
First, at least for the final pass during cold rolling, the plate temperature needs to be 80 ° C. or higher. This is because if the temperature is lower than 80 ° C., the aspect ratio is increased and the workability is deteriorated.
The reason for this is not necessarily clear, but it is thought that the accumulation of strain occurs due to the aging effect of the material, resulting in hardening. On the other hand, if the rolling temperature in the final pass exceeds 200 ° C., a temper color resulting from surface oxidation is generated, which is not preferable. The plate temperature can be measured with a low-temperature radiation thermometer or a contact-type thermometer having a rotary probe.
[0050]
Also, the final pass of cold rolling needs to be lubricated rolling with a friction coefficient of 0.01 to 0.2. This is because when the coefficient of friction exceeds 0.2, the effect of shear deformation becomes significant, and deterioration of workability and morphology of precipitates occur, resulting in remarkable deterioration of high-temperature strength over time, while the coefficient of friction is less than 0.01. Otherwise, slip may occur during cold rolling, and rolling may not be continued.
The friction coefficient is calculated from the measured values of forward tension, backward tension and load during rolling, and the value of deformation resistance of the material obtained in advance (for example, Proc. Instn. Mech. Eng., 159 ( 1948), pages 144 to 153). In addition, the reduction rate in cold rolling is recommended to be 60% or more in order to improve the r value. However, when the rolling reduction exceeds 90%, it may be difficult to obtain a stable high r value.
[0051]
The other conditions are not necessarily limited, but the finish annealing conditions are advantageously set to 650 ° C. or higher and 30 seconds or longer in order to complete recrystallization. By setting the annealing temperature to 650 ° C. or higher, recrystallization can sufficiently proceed and good workability can be obtained. Nonetheless, if the annealing temperature exceeds 1150 ° C., adverse effects such as surface oxidation during annealing occur, which is not preferable. The annealing time is recommended to be 30s or more and 300s or less for the same reason.
[0052]
And by adopting all the above-mentioned means, the aspect ratio (d RD / d TD ) of the grain size on the 1/4 plate thickness surface (or 3/4 plate thickness surface) is appropriately in the range of 1.03 to 1.35. Thus, YS ≦ 360 MPa at 30 ℃, r value ≧ 1.3, YS ≧ 18.0 MPa after holding at 900 ℃ for 1 hour, and 10 7 fatigue limit of 42 MPa or more are stable. Is obtained.
[0053]
In the present invention, depending on the application, it is possible to use a steel sheet which has been descaled by pickling after hot-rolled sheet annealing and cold rolling is omitted.
Further, it goes without saying that excellent characteristics can be obtained similarly even if the steel plate produced according to the present invention is processed into a steel pipe by an arbitrary method.
[0054]
【Example】
Steel with the composition shown in Table 1 was melted in a normal melting furnace, then cast into a continuous cast slab of 200 mm thickness by continuous casting, then hot-rolled by tandem rolling under the conditions shown in Table 2, and then heated. After the sheet annealing, it was cold-rolled and subjected to finish annealing, and then descaled by pickling to obtain a product plate. Three samples were taken from each product plate.
Table 3 shows the measurement results of the d RD / d TD value, YS and r value at 30 ° C., and YS after 1 hour holding at 900 ° C. of the product plate thus obtained. Table 3 also shows the results of measurements for the 10 7 fatigue limit (the maximum bending stress that does not cause fatigue cracking even if the bending is repeated 10 7 times) by repeated bending (double swing) tests at 900 ° C.
[0055]
YS (stress at 0.2% elongation (proof stress)) at 30 ° C. and 900 ° C. was measured according to the methods of JIS Z 2241 and JIS G 0567, respectively. However, the measured value after holding at 900 ° C. for 1 hour is the same as that measured after the test piece is soaked for 1 hour.
The r value is an average plastic strain ratio obtained in accordance with JIS Z 2254 as described above.
Furthermore, the aspect ratio is obtained by drawing a structure photograph of a 1/4 plate thickness surface (or 3/4 plate thickness surface) by a line segmentation method, that is, by drawing two straight lines each covering about 100 grains in the RD direction and the TD direction. The average of the length divided by the number of intercepts with the grain boundary is taken as the average value d RD , d TD of the grain size in each direction, and the aspect ratio (stretching degree) of the grain in the RD direction with respect to the TD direction is determined from the ratio evaluated.
[0056]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, it is possible to stably obtain a ferritic stainless steel sheet having excellent mechanical properties at high temperature, particularly high-temperature strength, and excellent workability at room temperature.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing a comparison of changes over time in strength (YS) at 900 ° C. of ferritic stainless steel obtained by the method of the present invention and a conventional method.
FIG. 2 is an explanatory diagram showing a calculation method of a rolling direction (RD direction), a rolling perpendicular direction (TD direction), and an aspect ratio.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the aspect ratio of particle size (d RD / d TD ), YS at 30 ° C., r value, and YS after holding at 900 ° C. for 1 hour.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the aspect ratio of particle size (d RD / d TD ) and high temperature fatigue properties.
FIG. 5 is a diagram showing the size and shape of a test piece used in a high temperature fatigue test and the test procedure.
Claims (14)
Ｃ：0.02％以下、
Si：0.2 〜1.0 ％、
Mn：1.5 ％以下、
Cr：11.0〜20.0％、
Ni：2.0 ％以下、
Mo：1.0 〜2.0 ％、
Al：1.0 ％以下、
Nb：0.2 〜0.8 ％および
Ｎ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、板面法線方向から見た 1/4板厚面での粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）が、次式
1.03 ≦（ｄRD／ｄTD）≦ 1.35
の範囲を満足することを特徴とする、常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。In mass percentage,
C: 0.02% or less,
Si: 0.2 to 1.0%
Mn: 1.5% or less,
Cr: 11.0-20.0%,
Ni: 2.0% or less,
Mo: 1.0-2.0%,
Al: 1.0% or less,
Nb: 0.2 to 0.8% and N: not 0.02% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities, the aspect ratio of the particle size of 1/4 thickness surface as viewed from the plate surface normal direction ( d RD / d TD ) is
1.03 ≤ (d RD / d TD ) ≤ 1.35
A ferritic stainless steel sheet excellent in room temperature workability and mechanical properties at high temperatures, characterized by satisfying the above range.
Ti：0.5 ％以下、
Zr：0.5 ％以下および
Ta：0.5 ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。3. The steel sheet according to claim 1, wherein the steel sheet is further in mass percentage.
Ti: 0.5% or less,
Zr: 0.5% or less and
Ta: 1 kind or better ferritic stainless steel sheet mechanical properties at room temperature processability and high temperature, characterized in that a composition containing two or more kinds selected from among 0.5% or less.
Cu：2.0 ％以下
を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。In any one of Claims 1-3, a steel plate is further in mass percentage.
Cu: Ferritic stainless steel sheet excellent in room temperature workability and mechanical properties at high temperature, characterized by comprising a composition containing 2.0% or less.
Ｗ：1.0 ％以下および
Mg：0.1 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。The steel sheet according to any one of claims 1 to 4, wherein the steel sheet further has a mass percentage of W: 1.0% or less
Mg: 1, two or cold workability and excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at high temperature, characterized in that a composition containing a chosen from among 0.1% or less.
Ca：0.005 ％以下
を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。In any one of Claims 1-5, a steel plate is further in mass percentage.
Ca: Excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at room temperature processability and high temperature, characterized in that a composition containing 0.005% or less.
Ｃ：0.02％以下、
Si：0.2 〜1.0 ％、
Mn：1.5 ％以下、
Cr：11.0〜20.0％、
Ni：2.0 ％以下、
Mo：1.0 〜2.0 ％、
Al：1.0 ％以下、
Nb：0.2 〜0.8 ％および
Ｎ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼片を、タンデム式圧延機で熱間圧延したのち、熱延板焼鈍を施し、ついで１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施したのち、仕上げ焼鈍を施して、フェライト系ステンレス鋼板を製造するに当たり、
熱延仕上げ最終２スタンドのトータル圧下率を25％以上、最終２スタンド間の通過時間を 1.0秒以内、最終パスの線圧を 15 MN/m以上に制御し、かつ 800〜1050℃の温度で熱延板焼鈍を行うと共に、冷延圧延最終パスを板温：80〜200 ℃、摩擦係数：0.01〜0.2 の条件下で行うことを特徴とする、常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。In mass percentage,
C: 0.02% or less,
Si: 0.2 to 1.0%
Mn: 1.5% or less,
Cr: 11.0-20.0%,
Ni: 2.0% or less,
Mo: 1.0-2.0%,
Al: 1.0% or less,
Nb: 0.2 to 0.8% and N: not 0.02% or less, the balance being a billet having a composition of Fe and unavoidable impurities, after hot rolling in a tandem rolling mill, subjected to hot rolled sheet annealing, followed In producing a ferritic stainless steel sheet by performing a final annealing after performing cold rolling at least twice including one or intermediate annealing,
The total rolling reduction of the last 2 stands of hot rolled finish is 25% or more, the passing time between the last 2 stands is within 1.0 seconds, the linear pressure of the final path is controlled to 15 MN / m or more, and the temperature is 800 to 1050 ℃ The hot-rolled sheet is annealed, and the final pass of cold-rolling is performed under conditions of sheet temperature: 80 to 200 ° C and friction coefficient: 0.01 to 0.2. A method for producing a ferritic stainless steel sheet.
Ti：0.5 ％以下、
Zr：0.5 ％以下および
Ta：0.5 ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。The billet according to claim 8 or 9, wherein the billet is further in percentage by mass.
Ti: 0.5% or less,
Zr: 0.5% or less and
Ta: cold workability and a manufacturing method excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at high temperature, characterized in that a composition containing 0.5% selected one or more but among the following.
Cu：2.0 ％以下
を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。The billet according to any one of claims 8 to 10, wherein the billet is further in percentage by mass.
Cu: A method for producing a ferritic stainless steel sheet excellent in room temperature workability and mechanical properties at high temperature, characterized by comprising a composition containing 2.0% or less.
Ｗ：1.0 ％以下および
Mg：0.1 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。The billet according to any one of claims 8 to 11, wherein the steel slab further has a mass percentage of W: 1.0% or less and
Mg: 1, two or cold workability and a manufacturing method excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at high temperature, characterized in that a composition containing a chosen from among 0.1% or less.
Ca：0.005 ％以下
を含有する組成からなることを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。The billet according to any one of claims 8 to 12, further comprising a billet by mass percentage.
Ca: cold workability and a manufacturing method excellent ferritic stainless steel sheet mechanical properties at high temperature, characterized in that a composition containing 0.005% or less.
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