JP4831257B2 - 靭性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、靱性あるいは、さらに加工性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板および製造方法に関するものである。
ステンレス鋼の中では、その優れた耐食性と靭性により、オーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ）が広く用いられている。しかし、この鋼種はＮｉを多量に含むために高価である。また、Ｎｉを多量に含有しないフェライト系ステンレス鋼では、ＳＵＳ３０４相当の優れた耐食性を有する鋼種として、Ｍｏを含有するＳＵＳ４３６Ｌ（１８％Ｃｒ−１％Ｍｏ）がある。しかし、これもまたＭｏが高価な元素であるため、僅か１％の含有量でも大幅なコストアップとなる。さらにこのＳＵＳ４３６Ｌは構造部材として十分な靭性を有しているとはいえない。また、Ｍｏを含有しないフェライト系ステンレス鋼では、ＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌ（１９％Ｃｒ−０．５％Ｃｕ−０．４％Ｎｂ）があるが、構造部材として十分な靭性を有しているとはいい難い。
近年では、ステンレス鋼の汎用鋼種であるＳＵＳ４３０やＳＵＳ３０４相当の耐食性を有しつつ、構造部材用途にも適用可能な低温靭性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板が求められている。
特に、板厚２ｍｍ超え〜４ｍｍの板厚の厚い低温靱性に優れた冷延鋼板を得る上で、冷延圧下率の確保の観点から、板厚６ｍｍ以上の熱延鋼板を製造することになる。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延材および冷延材の靱性が劣る。フェライト系ステンレス熱延鋼板は、通常、連続焼鈍炉を用いて熱延板焼鈍が行われるが、熱延材の靱性が不十分な場合、熱延鋼板に張力付加した状態で連続焼鈍工程のラインを通板すると、板厚の厚いほど板破断の可能性が高くなる。このため従来から冷延用素材としてのフェライト系ステンレス熱延鋼板の板厚は４〜５ｍｍが主流である。このため、板厚６ｍｍ以上のフェライト系ステンレス熱延鋼板の靱性向上が求められている。
また、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安価でかつ耐食性に優れていることから、板厚２ｍｍ以下の冷延鋼板は、厨房機器や家電機器などに広く使用されている。近年、製鋼工程での脱炭および脱窒技術の向上により、加工性と耐食性が一段と改善されたＣおよびＮを低減した高純度のフェライト系ステンレス冷延鋼板が開発され、より広範囲な用途で複雑な形状に加工されて使用される機会が多くなってきた。
このような背景から、フェライト系ステンレス冷延鋼板のプレス加工性のうち、特に深絞り性の改善技術が望まれている。深絞り要素を多用した加工においては、素材の平均ｒ値を向上させることが重要となる。
平均ｒ値改善には、冷延圧下率の増大が効果的であるが、板厚２ｍｍ以下の冷延鋼板を得る上で、より高い冷延圧下率の確保の観点から、板厚６ｍｍ以上の熱延鋼板を製造することになる。
このため、冷延圧下率を増大して平均ｒ値の改善を図るには、板厚６ｍｍ以上のフェライト系ステンレス熱延鋼板の靱性向上が求められている。
これに対し、フェライト系ステンレス鋼の靭性を改善する技術として、特許文献１では、質量％でＣ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．３０〜１．００％、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２８．０％、Ｎｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．０３〜０．１５％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００２０〜０．０１５０％、Ｍｏ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．２５〜０．６０％、Ｔｉ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、２５≦Ｃｒ＋３．３Ｍｏ≦３０および０．３５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦０．８５を満足することを特徴とする温水器用フェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
また、特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎ：０．００３〜０．０５％、Ｓｉ：０．０３〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｍｏ：３％以下、Ｖ：１％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．５％、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．８％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１５％、Ｚｒ：０．３％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｃａ：０．００３％以下、Ｍｇ：０．０００５％未満、Ｔｉ×Ｎ：０．０００５以上を満足し、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、鋼中にＭｇとＡｌの含有量の比が０．３〜０．５のＡｌ及びＭｇを含有する介在物とＴｉ系介在物との複合介在物が分散した加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。
しかし、特許文献１は、熱延板焼鈍時や冷間圧延時における鋼帯の破断防止といった製造性の確保を目的とし、０℃における板厚４ｍｍの熱延板の靭性を改善する技術であり、また、Ｍｏの元素を多量に含有するため、靱性を低下させる金属間化合物等も生成しやすい。このため、本発明が目的とする、より板厚の厚い用途への適用には、靱性が不十分と考えられる。
また、特許文献２においても、Ｔｉ系介在物の分散制御は困難であり、粗大化により靱性が低下しやすく、十分な靭性が得られていない。
以上述べたように、ＭｏやＴｉを含有させる方法ではフェライト系ステンレス鋼の熱延板および冷延板の靭性改善が十分には図られていない。
そこで、本発明は、フェライト系ステンレス熱延鋼板の板厚６ｍｍ以上における靱性を大幅に改善することにより、板厚４ｍｍ以下の冷延鋼板において−５０℃のシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、さらに板厚２ｍｍ以下の冷延鋼板における−５０℃のシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上の靱性とさらに加工性、特に、深絞り性にも優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
発明者らは、前述した課題を解決するために、高価なＮｉやＭｏを含まず、耐食性と靭性あるいは、さらに加工性に優れたＮｂ含有フェライト系ステンレス冷延鋼板を得る方法について鋭意検討を行った。
まず、この発明を見出すに至った実験結果について説明する。以下、特に言及しない限り、化学成分の％表示は、すべて質量％を意味するものとする。
まず、フェライト系ステンレス鋼の安定化元素として、Ｔｉ含有鋼では凝固段階から生成する粗大なＴｉＮ析出物が鋼中に存在し、この析出物の切り欠き効果により靱性が大幅に低下することを突き止めた。そこで、Ｔｉを極力含有させずに安定化元素としてＮｂを選択し、さらにＮｂ含有フェライト系ステンレス鋼の靱性に及ぼす種々の合金の影響について検討した結果、Ａｌに着目した。２１％Ｃｒ−０．２５％Ｎｂ−低Ｃ、Ｎ鋼にＡｌを０．０３〜０．５０％含有した鋼を溶製し、１２００℃に加熱して熱間圧延を行い、巻取温度を４５０℃として、板厚７ｍｍの熱延板を作製した。得られた板厚７ｍｍの熱延板の０℃におけるシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図１に示す。図１の縦軸の値は、試験により得られた吸収エネルギーの値を衝撃試験片のノッチ部の断面積にて除することにより、単位面積当たりの吸収エネルギーに換算した値（以下シャルピー衝撃値と称す）である。
さらに、発明者らは、上記板厚７ｍｍの熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍板を製造し、酸洗したのち、板厚４ｍｍまで冷間圧延した。さらに冷延板を９８０℃で仕上焼鈍することにより、得られた板厚４ｍｍの冷延焼鈍板の−５０℃におけるシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図２に示す。
図２の縦軸の値は、図１と同じである。
図１および図２からＡｌを０．２０〜０．４０％の範囲で含有させることにより、板厚７ｍｍの熱延鋼板および板厚４ｍｍの冷延焼鈍板の靭性が著しく向上することが分かる。
この理由は、はっきりしないが、Ａｌの含有により鋼中のＯ量が低下し、介在物が減少したことなどによるものと推察される。また、Ａｌの０．４０％を超えた範囲における靭性の低下については、固溶Ａｌの増加に起因するものと思われる。
次に、熱延板および冷延焼鈍板の靭性に及ぼすＴｉ、Ｎの影響を評価するため、表１に示す２１％Ｃｒ−０．２５％Ｎｂ−０．２５％Ａｌ−低Ｃ鋼にＴｉ、Ｎ量を変化させた鋼を溶製し、１２００℃に加熱して熱間圧延を行い、巻取温度を４５０℃として、板厚７ｍｍの熱延板を作製した。得られた板厚７ｍｍの熱延板の０℃におけるシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図３に示す。さらに、上記板厚７ｍｍの熱延板を焼鈍して、熱延焼鈍板を製造し、酸洗したのち、板厚４ｍｍまで冷間圧延した。さらに冷延板を９８０℃で仕上焼鈍することにより、板厚４ｍｍの冷延焼鈍板を作製して試験温度が−５０℃でシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図４に示す。図３および図４の横軸は、Ｔｉ（％）とＮ（％）の積を示しており、溶解度積に相当する値である（以下「溶解度積」と呼ぶ）。図３および図４からＴｉ（％）×Ｎ（％）が８．０×１０−５を超えた範囲では、靭性が著しく低下した。
この原因を調査するため、実験２−４と実験２−５の熱延板および冷延焼鈍板の断面組織を研磨後、王水で腐食した試料を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）およびエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）で観察、分析したところ、熱延板および冷延焼鈍板ともに高靭性の実験２−４（ＴｉとＮの溶解度積が８．００×１０−５）の試料の鋼中には直径が２００〜３００ｎｍの微細な球状のＮｂ炭化物が観察された。一方、熱延板および冷延焼鈍板ともに低靭性の実験２−５（ＴｉとＮの溶解度積が９．５２×１０−５）の試料の鋼中には、直径が２〜５μｍの粗大な直方体状のＴｉ窒化物が多数観察された。このことから、ＴｉとＮの溶解度積が８．００×１０−５を超えた場合、凝固段階からＴｉ窒化物が析出して粗大化し、切り欠き効果により靭性が低下したものと考えられる。
また、板厚４ｍｍの冷延焼鈍板を製造するに適正な熱延板板厚についても検討を行った。表１の実験２−２の鋼を用いて、熱間圧延により板厚が５．０ｍｍ、５．７ｍｍ、６．８ｍｍ、８．０ｍｍの４種類の熱延板を製造した。さらに、熱延板を焼鈍、酸洗したのち、冷間圧延、仕上焼鈍を行い、板厚４ｍｍの冷延焼鈍板を作製した。得られた板厚４ｍｍの冷延焼鈍板の−５０℃におけるシャルピー衝撃試験を行った。
これらの結果を表２に示す。実験３−２（熱延板の板厚５．７ｍｍ、冷延圧下率３０％）、実験３−３（熱延板の板厚６．８ｍｍ、冷延圧下率４１％）および実験３−４（熱延板の板厚８．０ｍｍ、冷延圧下率５０％）の冷延焼鈍板の−５０℃のシャルピー衝撃値は、１００Ｊ／ｃｍ２以上であった。一方、実験３−１（熱延板の板厚５．０ｍｍ、冷延圧下率２０％）の冷延焼鈍板の−５０℃のシャルピー衝撃値は、１００Ｊ／ｃｍ２未満であった。これらの冷延焼鈍板の断面組織を研磨後、王水で腐食した試料を光学顕微鏡で観察したところ、実験３−１の試料では、圧延方向にバンド状の伸展した粗大な回復組織が観察された。このことから、冷延圧下率が３０％を下回る場合、歪エネルギーの蓄積が不十分となり、冷延板焼鈍で十分に再結晶せず、粗大な回復組織となり、靱性が低下したものと考えられる。
以上の検討結果から、Ｃｒ含有量をその耐食性と製造性の観点から１８．０〜２４．０％とし、適量のＡｌを含有させた上で、鋼中に含有するＴｉとＮの溶解度積[Ｔｉ％]×[Ｎ％]を適量に制御することにより、熱延板および冷延焼鈍板の靭性低下の要因となる溶鋼段階から析出する粗大なＴｉＮ析出物の生成を抑制し、靭性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板が得られることを見出した。本発明は、これらの知見に基づいてなされたものである。
次に、一般的に深絞り性が良好な指標と考えられる冷延焼鈍板の平均ｒ値１．３０以上を目標として、冷延圧下率の影響についても検討を行った。表１の実験２−２の鋼を用いて、１２００℃に加熱して熱間圧延を行い、巻取温度を４５０℃として、板厚が４．０ｍｍ、４．５ｍｍ、５．０ｍｍ、５．５ｍｍ、６．０ｍｍ、７．０ｍｍ、８．０ｍｍの７種類の熱延板を製造した。さらに、熱延板を焼鈍、酸洗したのち、冷間圧延、仕上焼鈍を行い、板厚２ｍｍの冷延焼鈍板を作製した。得られた板厚２ｍｍの冷延焼鈍板から圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、圧延方向に対して９０°の方向に沿って、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を切り出し、各試験片に１５％の引張り歪を与えた後、下式に示す平均ｒ値を求めた。
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４、ただし、ｒＬ、ｒＤ、ｒＣは、それぞれ圧延方向、圧延方向に対して４５°方向、圧延方向に対して９０°方向のｒ値である。平均ｒ値が大きいほど、深絞り性が優れていることを意味する。
これらの結果を表３および図５に示す。冷延圧下率を６５％以上で冷間圧延した試料では、目標とする平均ｒ値が１．３０以上の特性が得られた。
本発明は、これらの知見に基づいてなされたものである。
すなわち、本発明の構成は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｍｏ：０．３％以下、Ｔｉ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、さらにＡｌ：０．２０〜０．４０％、さらに１０×（Ｃ＋Ｎ）≦Ｎｂ≦０．４０％、かつ、成分含有量が下記式（Ａ）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。
Ｔｉ×Ｎ≦８．０×１０−５ ・・・・（Ａ）
ここで、各元素記号は鋼中の成分含有量（質量％）を表す。
（２）質量％で、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下であることを特徴とする(１)に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
（３）質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１５％以下を含有することを特徴とする（１）に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
（４）さらに、質量％で、下記のグループＡまたは、Ｂのグループの内、少なくとも１つを含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
グループＡ：Ｃｕ：０．３〜０．８％、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｏ：１．０％以下のうちから選んだ１種以上
グループＢ：Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
（５）前記冷延鋼板の仕上焼鈍後のシャルピー衝撃特性が−５０℃におけるシャルピー衝撃値で１００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
（６）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の組成を有するスラブを用い、加熱、熱間圧延、熱延鋼板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を行いフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延後であって熱延鋼板焼鈍前の熱延鋼板の厚みを６ｍｍ以上とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
（７）前記熱延鋼板のシャルピー衝撃特性が０℃におけるシャルピー衝撃値で５０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする（６）に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
（８）前記冷間圧延における圧延の圧下率を３０％以上とすることを特徴とする（６）または（７）に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｍｏ：０．３％以下、Ｔｉ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、さらにＡｌ：０．２０〜０．４０％、さらに１０×（Ｃ＋Ｎ）≦Ｎｂ≦０．４０％、かつ、成分含有量が下記式（Ａ）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。
Ｔｉ×Ｎ≦８．０×１０−５ ・・・・（Ａ）
ここで、各元素記号は鋼中の成分含有量（質量％）を表す。
（２）質量％で、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下であることを特徴とする(１)に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
（３）質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１５％以下を含有することを特徴とする（１）に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
（４）さらに、質量％で、下記のグループＡまたは、Ｂのグループの内、少なくとも１つを含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
グループＡ：Ｃｕ：０．３〜０．８％、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｏ：１．０％以下のうちから選んだ１種以上
グループＢ：Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
（５）前記冷延鋼板の仕上焼鈍後のシャルピー衝撃特性が−５０℃におけるシャルピー衝撃値で１００Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
（６）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の組成を有するスラブを用い、加熱、熱間圧延、熱延鋼板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を行いフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延後であって熱延鋼板焼鈍前の熱延鋼板の厚みを６ｍｍ以上とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
（７）前記熱延鋼板のシャルピー衝撃特性が０℃におけるシャルピー衝撃値で５０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする（６）に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
（８）前記冷間圧延における圧延の圧下率を３０％以上とすることを特徴とする（６）または（７）に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、板厚４ｍｍにおける−５０℃のシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上、さらに好ましくは、１５０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板を得ることができる。
さらに、上記靭性の改善に加えて、加工性にも優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板を得ることができる。
以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。
まず、本発明のフェライト系ステンレス鋼の成分の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０２０％以下
Ｃは、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成しやすく、溶接時、熱影響部にＣｒ炭化物が形成されると粒界腐食の原因となるので、Ｃは低いほど望ましい。よって、Ｃは０．０２０％以下、より好ましくは、０．０１５％以下とする。なお、さらに特に高い粒界腐食防止が要求される場合と、精錬コストの観点から、０．００３〜０．０１０％とすることが好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素である。この効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。しかし、多量に含有させると靭性を低下させる。よって、Ｓｉは１．０％以下とする。より好ましくは、０．５％以下、さらに好ましくは、０．０５〜０．３％以下である。
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、鋼中に存在するＳと結合して、可溶性硫化物であるＭｎＳを形成し、耐食性を低下させる。よって、Ｍｎは１．０％以下とする。より好ましくは、０．８％以下である。なお、特に高い耐食性が要求される場合と精錬コストの観点から、より好ましくは、０．０５〜０．６％以下である。
Ｐ：０．０６％以下
Ｐは、耐食性に有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましい。また、０．０６％を超えると固溶強化により加工性が低下する。よって、Ｐは０．０６％以下とする。さらに、加工性および靭性を考慮すると、好ましくは、０．０４％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、耐食性に有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましく、０．０１％以下とする。さらに、高い耐食性を得るには、好ましくは０．００６％以下である。
Ｃｒ：１８．０〜２４．０％
Ｃｒは表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Ｃｒ含有量が１８．０％未満では十分な耐食性が得られない。一方、２４．０％を超えるとσ相脆化や４７５℃脆性が生じやすくなり、靱性が低下しやすくなる。よって、Ｃｒは１８．０〜２４．０％とする。さらに、高耐食性の観点から、好ましくは２０．０〜２４．０％である。
Ｍｏ：０．３％以下
Ｍｏは、含有させれば、ステンレス鋼の耐食性を高める効果を有する。過剰に含有させるとラーベス相等の粗大な金属間化合物を生成させ、靱性を低下させる。よって、Ｍｏは０．３％以下とする。
Ｎｂ：１０×（Ｃ＋Ｎ）〜０．４０％
Ｎｂは、耐食性に有害なＣやＮをＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物またはこれらが複合した析出物として無害化し、耐食性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎｂ量が（Ｃ＋Ｎ）量の１０倍を下回ると、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物または、これらが複合した析出物の析出が不十分となり、Ｃｒ炭化物、Ｃｒ窒化物または、これらが複合した析出物が析出し、耐食性が低下する。よって、Ｎｂは１０×（Ｃ＋Ｎ）％以上に限定する。一方、過剰に含有させるとラーベス相等の粗大な金属間化合物を生成させ、靱性が低下する。よって、Ｎｂは１０×（Ｃ＋Ｎ）〜０．４０％とする。好ましくは１２×（Ｃ＋Ｎ）〜０．３０％である。ここで、Ｃ、Ｎはそれぞれの成分の含有量を質量％で表している。
Ｔｉ：０．０１５％以下
Ｔｉは、粗大な窒化物を形成し、靱性を低下させる。よって、Ｔｉは０．０１５％以下とする。より好ましくは、０．０１０％以下とする。なお、さらに特に高い靭性が要求される場合には、０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．０２０％以下
Ｎは、Ｔｉあるいは、Ｎｂと窒化物を形成することにより、靱性を低下させる。特に、Ｔｉが共存する場合は、溶鋼の凝固段階から粗大なＴｉＮ析出物が生成し、その切り欠き効果により著しく靭性が低下する。よって、Ｎは０．０２０％以下とする。なお、さらに特に高い耐食性が要求される場合には、０．０１５％％以下、より好ましくは、０．０１０％以下である。
Ａｌ：０．２０〜０．４０％
Ａｌは、本発明で重要な元素であり、靭性を向上させる効果を有する。本発明の目的とする靭性に対して、０．２０％未満ではその効果が不十分である。また、０．４０％を超えた場合、熱間加工性が低下する。よって、Ａｌは、０．２０〜０．４０％とする。また、さらに特に高い靭性が要求される場合には、０．２０〜０．３０％とすることが好ましい。
Ｔｉ×Ｎ≦８．０×１０−５
上述のとおり、フェライト系ステンレス鋼の靭性低下の要因となる粗大なＴｉＮ析出物は、凝固段階から生成する。このＴｉＮの析出を抑制するためには、Ｔｉ、Ｎは少ないほど好ましく、Ｔｉ×Ｎの溶解度積を８．０×１０−５以下に限定する。好ましくは５．０×１０−５以下とする。ここで、Ｔｉ、Ｎはそれぞれの成分の含有量を質量％で表している。
Ｃ：０．０２０％以下
Ｃは、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成しやすく、溶接時、熱影響部にＣｒ炭化物が形成されると粒界腐食の原因となるので、Ｃは低いほど望ましい。よって、Ｃは０．０２０％以下、より好ましくは、０．０１５％以下とする。なお、さらに特に高い粒界腐食防止が要求される場合と、精錬コストの観点から、０．００３〜０．０１０％とすることが好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素である。この効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。しかし、多量に含有させると靭性を低下させる。よって、Ｓｉは１．０％以下とする。より好ましくは、０．５％以下、さらに好ましくは、０．０５〜０．３％以下である。
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、鋼中に存在するＳと結合して、可溶性硫化物であるＭｎＳを形成し、耐食性を低下させる。よって、Ｍｎは１．０％以下とする。より好ましくは、０．８％以下である。なお、特に高い耐食性が要求される場合と精錬コストの観点から、より好ましくは、０．０５〜０．６％以下である。
Ｐ：０．０６％以下
Ｐは、耐食性に有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましい。また、０．０６％を超えると固溶強化により加工性が低下する。よって、Ｐは０．０６％以下とする。さらに、加工性および靭性を考慮すると、好ましくは、０．０４％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、耐食性に有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましく、０．０１％以下とする。さらに、高い耐食性を得るには、好ましくは０．００６％以下である。
Ｃｒ：１８．０〜２４．０％
Ｃｒは表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Ｃｒ含有量が１８．０％未満では十分な耐食性が得られない。一方、２４．０％を超えるとσ相脆化や４７５℃脆性が生じやすくなり、靱性が低下しやすくなる。よって、Ｃｒは１８．０〜２４．０％とする。さらに、高耐食性の観点から、好ましくは２０．０〜２４．０％である。
Ｍｏ：０．３％以下
Ｍｏは、含有させれば、ステンレス鋼の耐食性を高める効果を有する。過剰に含有させるとラーベス相等の粗大な金属間化合物を生成させ、靱性を低下させる。よって、Ｍｏは０．３％以下とする。
Ｎｂ：１０×（Ｃ＋Ｎ）〜０．４０％
Ｎｂは、耐食性に有害なＣやＮをＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物またはこれらが複合した析出物として無害化し、耐食性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎｂ量が（Ｃ＋Ｎ）量の１０倍を下回ると、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物または、これらが複合した析出物の析出が不十分となり、Ｃｒ炭化物、Ｃｒ窒化物または、これらが複合した析出物が析出し、耐食性が低下する。よって、Ｎｂは１０×（Ｃ＋Ｎ）％以上に限定する。一方、過剰に含有させるとラーベス相等の粗大な金属間化合物を生成させ、靱性が低下する。よって、Ｎｂは１０×（Ｃ＋Ｎ）〜０．４０％とする。好ましくは１２×（Ｃ＋Ｎ）〜０．３０％である。ここで、Ｃ、Ｎはそれぞれの成分の含有量を質量％で表している。
Ｔｉ：０．０１５％以下
Ｔｉは、粗大な窒化物を形成し、靱性を低下させる。よって、Ｔｉは０．０１５％以下とする。より好ましくは、０．０１０％以下とする。なお、さらに特に高い靭性が要求される場合には、０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．０２０％以下
Ｎは、Ｔｉあるいは、Ｎｂと窒化物を形成することにより、靱性を低下させる。特に、Ｔｉが共存する場合は、溶鋼の凝固段階から粗大なＴｉＮ析出物が生成し、その切り欠き効果により著しく靭性が低下する。よって、Ｎは０．０２０％以下とする。なお、さらに特に高い耐食性が要求される場合には、０．０１５％％以下、より好ましくは、０．０１０％以下である。
Ａｌ：０．２０〜０．４０％
Ａｌは、本発明で重要な元素であり、靭性を向上させる効果を有する。本発明の目的とする靭性に対して、０．２０％未満ではその効果が不十分である。また、０．４０％を超えた場合、熱間加工性が低下する。よって、Ａｌは、０．２０〜０．４０％とする。また、さらに特に高い靭性が要求される場合には、０．２０〜０．３０％とすることが好ましい。
Ｔｉ×Ｎ≦８．０×１０−５
上述のとおり、フェライト系ステンレス鋼の靭性低下の要因となる粗大なＴｉＮ析出物は、凝固段階から生成する。このＴｉＮの析出を抑制するためには、Ｔｉ、Ｎは少ないほど好ましく、Ｔｉ×Ｎの溶解度積を８．０×１０−５以下に限定する。好ましくは５．０×１０−５以下とする。ここで、Ｔｉ、Ｎはそれぞれの成分の含有量を質量％で表している。
上記した化学成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。なお、不可避不純物としては、例えば、Ｍｇ：０．００２０％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、Ｖ：０．１０％以下が許容できるが、これら元素に限られない。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記の必須含有元素で目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有させることができる。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、下記以外の成分の含有を拒むものではない。
Ｃｕ：０．３〜０．８％
Ｃｕは、含有すれば、耐食性を向上させるために有用な元素であり、特に隙間腐食を低減させる上で有効な元素である。この効果が発揮されるためには、０．３％以上の含有量が必要である。一方、０．８％を超えて含有させると、熱間加工性が低下する。よって、Ｃｕは０．３〜０．８％とする。好ましくは０．３〜０．５％である。ただし、特に高い耐食性を必要としない場合には、製造コストを上昇させ経済性を損なうのでＣｕを含有させることを要しない。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、含有させれば、Ｃｕ含有による熱間加工性の低下を防ぐ効果がある。また、隙間腐食を低減させる効果を有する。この効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。しかし、高価な元素であることに加え、１．０％を超えて含有してもそれらの効果は飽和し、かえって熱間加工性を低下させる。よって、Ｎｉは１．０％以下とする。好ましくは０．０５〜０．４％である。
Ｃｏ：１．０％以下
Ｃｏは、含有させれば、低温靭性の改善に寄与する元素である。この効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。ただし、過剰な含有は延性を低下させる。よって、Ｃｏは１．０％以下とする。
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
Ｂは、含有させれば、深絞り成形時の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。その効果は、０．０００２％未満では得られない。一方、過剰な含有は熱間加工性と深絞り性を低下させる。よって、Ｂは含有させる場合は、０．０００２〜０．００２０％の範囲が好ましい。
Ｃｕ：０．３〜０．８％
Ｃｕは、含有すれば、耐食性を向上させるために有用な元素であり、特に隙間腐食を低減させる上で有効な元素である。この効果が発揮されるためには、０．３％以上の含有量が必要である。一方、０．８％を超えて含有させると、熱間加工性が低下する。よって、Ｃｕは０．３〜０．８％とする。好ましくは０．３〜０．５％である。ただし、特に高い耐食性を必要としない場合には、製造コストを上昇させ経済性を損なうのでＣｕを含有させることを要しない。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、含有させれば、Ｃｕ含有による熱間加工性の低下を防ぐ効果がある。また、隙間腐食を低減させる効果を有する。この効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。しかし、高価な元素であることに加え、１．０％を超えて含有してもそれらの効果は飽和し、かえって熱間加工性を低下させる。よって、Ｎｉは１．０％以下とする。好ましくは０．０５〜０．４％である。
Ｃｏ：１．０％以下
Ｃｏは、含有させれば、低温靭性の改善に寄与する元素である。この効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。ただし、過剰な含有は延性を低下させる。よって、Ｃｏは１．０％以下とする。
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
Ｂは、含有させれば、深絞り成形時の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。その効果は、０．０００２％未満では得られない。一方、過剰な含有は熱間加工性と深絞り性を低下させる。よって、Ｂは含有させる場合は、０．０００２〜０．００２０％の範囲が好ましい。
本発明鋼板の冷延焼鈍板の靭性を評価するのに、シャルピー衝撃試験で−５０℃の温度を選定したのは、本発明鋼が寒冷地での建材分野の構造物として使用される環境を考慮したからであり、冷延鋼板の仕上焼鈍後では−５０℃でのシャルピー衝撃試験におけるシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上を良好として評価した。また、１５０Ｊ／ｃｍ２以上を極めて良好として評価した。
また、鋼板の耐食性の評価はＪＩＳ Ｇ ０５７７に準じて、後述するように孔食電位を測定することにより行い、１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ以上を良好、１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ未満を不良とした。
さらに、冷延鋼板の仕上焼鈍後の加工特性は、後述するように平均ｒ値で評価し、その値が１．３０以上である場合を良好であるとした。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明の効率的な製造方法は、スラブに連続鋳造し、１１００〜１３００℃の範囲に加熱して、熱間圧延を行い、熱延コイルとする。熱間圧延におけるコイル巻取温度が６５０℃を超えると、巻取り後に炭化物や金属間化合物が析出して靭性が低下する。このため、巻取温度は６５０℃以下とすることが好ましく、高い靭性が要求される場合は、巻取温度を４５０℃以下とすることが好ましい。また、板厚４ｍｍ以下の靱性に優れた冷延焼鈍板、あるいは、板厚２ｍｍ以下の靭性および加工性に優れた冷延焼鈍板を製造するためには、冷延圧下率確保の観点から熱延鋼板（単に「熱延板」とも称す）の板厚を６ｍｍ以上とする。さらに好ましくは、７ｍｍ以上である。得られた熱延板を連続焼鈍、酸洗ラインにより９００〜１１５０℃の範囲で焼鈍、酸洗を行う。熱延板の連続焼鈍ラインによっては、熱延板に張力を付与した状態でライン通板するため、熱延板の靱性が不十分な場合、板破断が生じることもあるため、０℃での熱延板のシャルピー衝撃値は５０Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。
ついで、熱延焼鈍板（熱延鋼板を焼鈍した鋼板）に冷間圧延、仕上焼鈍を施して、冷延焼鈍板を得る。
高靱性の冷延焼鈍板を得るためには、仕上焼鈍で圧延方向に伸展した粗大な回復組織が残存しないよう、冷間圧延における冷延圧下率を合計で３０％以上確保することが好ましい。
さらに、高靭性および高加工性の冷延焼鈍板を得るためには、冷延圧下率を６５％以上確保して、歪エネルギーを十分に蓄積することが好ましい。
また、仕上焼鈍は、９５０℃以上の温度で焼鈍することが好ましい。
本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法は、ここに述べた方法に限られず、公知の方法を適用することができる。
表４および表５に示す化学成分のフェライト系ステンレス鋼を溶製し、連続鋳造法で２５０ｍｍ厚のスラブとした。これらのスラブを１２００℃に加熱後、３５ｍｍ厚まで粗圧延し、仕上圧延を１０５０℃で開始、９００℃で終了して、５００℃でコイル状に巻取って冷却し、板厚５〜８ｍｍの熱延板とし、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定された４号試験片（ただし、幅は板厚寸法とした）を各５本ずつ採取（圧延方向が採取方向、衝撃方向は圧延幅方向、試験片の幅は板厚である）し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度：０℃の条件でシャルピー衝撃試験を実施した。５本のシャルピー衝撃値を平均し、５０Ｊ／ｃｍ２以上の場合を良好、５０Ｊ／ｃｍ２未満の場合を不良とした。
さらに、熱延板を１０５０℃以上で８０秒（最高温度：１１００℃）保持した後、放冷する焼鈍を施し、熱延焼鈍板とした。得られた熱延焼鈍板を酸洗したのち、表６に示す板厚まで冷間圧延し、９８０℃で仕上焼鈍を行った。これらの冷延焼鈍板からＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定された４号試験片（ただし、幅は４ｍｍとした）を各５本ずつ採取（圧延方向が採取方向、衝撃方向は圧延幅方向、試験片の幅は板厚である）し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度：−５０℃の条件でシャルピー衝撃試験を実施した。５本のシャルピー衝撃値を平均し、１００Ｊ／ｃｍ２以上の場合を良好、１００Ｊ／ｃｍ２未満の場合を不良とした。また、１５０Ｊ／ｃｍ２以上の場合を極めて良好とした。
さらに、冷延焼鈍板から採取した試験片に対して、ＪＩＳ Ｇ ０５７７に準じて３．５％ＮａＣｌ溶液、３０℃中で孔食電位を測定し、耐食性を評価した。１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ以上を良好、１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ未満を不良とした。
得られた結果を表６に合わせて示す。表６に示す通り、鋼板Ｎｏ．４〜７、１０〜１６、１８〜２１、２３〜２４、２６〜３４、３６は、いずれも−５０℃のシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上で靱性が良好であり、耐食性も孔食電位が１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ以上と良好であった。一方、Ｎｂの含有量が少ない鋼板Ｎｏ．３およびＣｒの含有量が少ない鋼板Ｎｏ．３５は、孔食電位が１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ未満で、耐食性が不良であった。また、鋼板Ｎｏ．１，２，８，９，１７，２２，２５は、熱延板の０℃のシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２未満であるため、張力付加での連続焼鈍ライン通板における板破断の可能性があり、以降の評価は行っていない。また、ＴｉとＮの溶解度積が大きく、熱延鋼板の板厚が５ｍｍで冷間圧延の圧下率が２０％であった製造方法に依った鋼板Ｎｏ．３７は、−５０℃のシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２未満となった。
実施例２は、実施例１の冷延鋼板の冷延圧下率および冷延焼鈍板の板厚以外は、実施例１と同じである。したがって、実施例２の表７の鋼Ｎｏ．は、実施例１の表４および表５および表６に示す鋼Ｎｏ．と同じである。すなわち、実施例１の熱延焼鈍板を酸洗したのち、表７に示す板厚まで冷間圧延し、９８０℃で仕上焼鈍を行った。これらの冷延焼鈍板の圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、圧延方向に対して９０°の方向に沿って、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を切り出し、各試験片に１５％の引張り歪を与えた後、平均ｒ値を求めた。平均ｒ値が１．３０以上を良好、１．３０未満を不良とした。
また、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定された４号試験片を各５本ずつ採取（圧延方向が採取方向、衝撃方向は圧延幅方向、試験片の幅は板厚である）し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度：−５０℃の条件でシャルピー衝撃試験を実施した。５本のシャルピー衝撃値を平均し、１００Ｊ／ｃｍ２以上の場合を良好、１００Ｊ／ｃｍ２未満の場合を不良とした。また、１５０Ｊ／ｃｍ２以上の場合を極めて良好とした。
さらに、冷延焼鈍板から採取した試験片に対して、ＪＩＳ Ｇ ０５７７に準じて３．５％ＮａＣｌ溶液、３０℃中で孔食電位を測定し、耐食性を評価した。１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ以上を良好、１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ未満を不良とした。
得られた結果を表７に合わせて示す。表７に示す通り、冷延圧下率が６５％以上である鋼板Ｎｏ．４４〜４７、５２〜５６、５８〜６１、６３〜６４、６６〜７４は、いずれも平均ｒ値が１．３０以上であり、−５０℃のシャルピー衝撃値も１００Ｊ／ｃｍ２以上と靱性が高く、耐食性も孔食電位が１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ以上と良好であった。
一方、冷延圧下率が６５％未満である鋼板Ｎｏ．５０〜５１は、平均ｒ値が１．３０未満であった。また、鋼板Ｎｏ．４１，４２，４８，４９，５７，６２，６５は、熱延板の０℃のシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２未満であるため、張力付加での連続焼鈍ライン通板における板破断の可能性があり、以降の評価は行っていない。また、Ｎｂの含有量が少ない鋼板Ｎｏ．４３およびＣｒの含有量が少ない鋼板Ｎｏ．７５は、孔食電位が１８０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ未満で、耐食性が不良であった。また、Ｔｉ×Ｎの溶解度積が大きく、熱延鋼板の板厚が５ｍｍで冷間圧延の圧下率が２０％であった製造方法に依った鋼板Ｎｏ．７７は、−５０℃のシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２未満となった。
本発明が提供するフェライト系ステンレス冷延鋼板は、耐食性および靭性に優れ、トラックの荷台やグレーチングや各種床材、金具といった土木、建築用途などの構造部材用などの素材として有望である。
あるいは、さらに、本発明が提供するフェライト系ステンレス冷延鋼板は、加工性に加え、高靭性および耐食性にも優れていることから、厨房機器等の深絞り用途に加え、家庭電化製品にも有望である。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｍｏ：０．３％以下、Ｔｉ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、さらにＡｌ：０．２０〜０．４０％、さらに１０×（Ｃ＋Ｎ）≦Ｎｂ≦０．４０％かつ、成分含有量が下記式（Ａ）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス冷延鋼板。
Ｔｉ×Ｎ≦８．０×１０−５ ・・・・（Ａ）
ここで、各元素記号は鋼中の成分含有量（質量％）を表す。 - さらに、請求項１において、質量％で、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下を含有するフェライト系ステンレス冷延鋼板。
- さらに、請求項１において、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１５％以下を含有するフェライト系ステンレス冷延鋼板。
- さらに、質量％で、下記のグループＡまたは、Ｂのグループの内、少なくとも１つを含有する請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
グループＡ：Ｃｕ：０．３〜０．８％、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｏ：１．０％以下のうちから選んだ１種以上
グループＢ：Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ - 前記冷延鋼板の仕上焼鈍後のシャルピー衝撃特性が−５０℃におけるシャルピー衝撃値で１００Ｊ／ｃｍ２以上である請求項１〜請求項４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
- 請求項１〜請求項４のいずれかに記載の組成を有するスラブを、加熱、熱間圧延、熱延鋼板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を行いフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延後であって熱延鋼板焼鈍前の熱延鋼板の厚みを６ｍｍ以上とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
- 前記熱延鋼板のシャルピー衝撃特性が０℃におけるシャルピー衝撃値で５０Ｊ／ｃｍ２以上である請求項６に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延における圧延の圧下率を３０％以上とする請求項６または請求項７に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
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