JP5900717B1 - ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
平均El=(ElL+2×ElD+ElC)/4 (1)
|ΔEl|=|(ElL−2×ElD+ElC)/2| (2)
平均r値=(rL+2×rD+rC)/4 (3)
|Δr|=|(rL−2×rD+rC)/2| (4)
ここで、ElLおよびrLは圧延方向に平行な方向で採取した試験片から得られた破断伸びおよびr値、ElDおよびrDは圧延方向に対して45°の方向で採取した試験片から得られた破断伸びおよびr値、ElCおよびrCは圧延直角方向で採取した試験片から得られた破断延びおよびr値である。
その結果、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍を行う場合であっても、熱延板焼鈍時にマルテンサイト相を生成させ、その状態で冷間圧延を施すことによって、鋳造段階で生成したフェライトコロニーを効果的に破壊できることを見出した。
さらに、このようにして得られた冷延板を、適正な条件の下、冷延板焼鈍し、冷延焼鈍板の組織をマルテンサイト相とフェライト相からなる2相組織とし、マルテンサイト相の組織全体に対する体積率を適正に制御することで、優れた成形性と耐リジング特性が同時に得られることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
1.質量%で、C:0.005〜0.050%、Si:0.01〜1.00%、Mn:0.01〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:15.5〜18.0%、Ni:0.01〜1.0%、Al:0.001〜0.10%およびN:0.005〜0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、
組織全体に対する体積率で1〜10%のマルテンサイト相を含み、
平均破断伸びが25%以上、破断伸びの面内異方性|ΔEl|が3%以下、平均ランクフォード値が0.70以上、ランクフォード値の面内異方性|Δr|が0.30以下、およびリジング高さが2.5μm以下である、ステンレス鋼板。
前記1〜3のいずれか一項に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板とする工程と、
前記熱延板を900℃以上1050℃以下の温度範囲で5秒〜15分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
前記冷延板を850℃以上950℃以下の温度範囲で5秒〜5分間保持する冷延板焼鈍を行う工程とをそなえる、ステンレス鋼板の製造方法。
また、本発明のステンレス鋼は、箱焼鈍(バッチ焼鈍)による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により製造することができるできるので、生産性の面で極めて有利である。
まず、本発明のステンレス鋼が、優れた成形性と耐リジング特性を有する理由について説明する。
ステンレス鋼の耐リジング特性を向上させるためには、類似した結晶方位を有する結晶粒の集合体であるフェライトコロニーを破壊することが有効である。
本発明者らは、生産性の観点から、現在一般的に行われている箱焼鈍(バッチ焼鈍)による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により、優れた成形性および耐リジング特性を確保すべく検討を重ねたところ、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の二相温度域まで昇温して再結晶を促進させるとともにオーステナイト相を生成させ、熱延板焼鈍後に一定量のマルテンサイト相を確保し、この状態で冷間圧延することにより、フェライト相に圧延ひずみが効果的に付与され、フェライトコロニーが効率的に破壊されることを見出した。
しかし、マルテンサイト相の体積率が一定以上に多くなった場合、強度が上昇し、破断伸びが著しく低下する。そこで発明者らは、所定の成形性および耐リジング特性が得られるマルテンサイト相の体積率について詳細な検討を行った。
その結果、マルテンサイト相の体積率を組織全体に対する体積率で1〜10%の範囲に制御することにより、鋼板強度の上昇による破断伸びの低下を伴うことなく、所定の成形性および耐リジング特性が得られることを見出したのである。
すなわち、冷延板焼鈍時に適量のマルテンサイト相あるいはオーステナイト相が存在することによって、フェライト結晶粒の圧延平行方向への優先的な成長が抑制される。この効果を得るためには、最終製品において、組織全体に対する体積率で1%以上のマルテンサイト相を含有させる必要がある。一方、マルテンサイト相の体積率が10%を超えると、過度のマルテンサイト相の含有によって鋼板が硬質化し、所定の平均Elを得ることができない。そのため、マルテンサイト相の組織全体に対する体積率は1〜10%の範囲とする。好ましくは1%〜5%の範囲である。なお、マルテンサイト相以外の組織は、フェライト相となる。
C:0.005〜0.050%
Cは、オーステナイト相の生成を促進し、フェライト相とオーステナイト相の二相温度域を拡大する効果がある。これらの効果を得るためには、Cの0.005%以上の含有が必要である。しかし、C含有量が0.050%を超えると鋼板が硬質化し、所定の平均Elが得られない。そのため、C含有量は0.005〜0.050%の範囲とする。好ましくは0.008〜0.025%の範囲である。さらに好ましくは0.010〜0.020%の範囲である。
Siは鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには、Siの0.01%以上の添加が必要である。しかし、Si含有量が1.00%を超えると、鋼板が硬質化し所定の平均Elが得られないことに加え、焼鈍時に生成する表面スケールが強固となり、酸洗が困難となるため好ましくない。そのため、Si含有量は0.01〜1.00%の範囲とする。好ましくは0.10〜0.75%の範囲である。さらに好ましくは0.10〜0.30%の範囲である。
MnはCと同様にオーステナイト相の生成を促進し、焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには、Mnの0.01%以上の添加が必要である。しかし、Mn含有量が1.0%を超えるとMnSの生成量が増加して耐食性が低下する。そのため、Mn含有量は0.01〜1.0%の範囲とする。好ましくは0.50〜1.0%の範囲である。さらに好ましくは0.60〜0.90%の範囲である。よりさらに好ましくは0.75〜0.85%の範囲である。
Pは粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため低い方が望ましく、上限を0.040%とする。好ましくは0.030%以下である。さらに好ましくは0.020%以下である。なお、P含有量の下限は特に限定されないが、製造コスト等の観点からは0.010%程度である。
SはMnSなどの硫化物系介在物となって存在して延性や耐食性等を低下させる元素であり、特に含有量が0.010%を超えた場合にそれらの悪影響が顕著に生じる。そのためS含有量は極力低い方が望ましく、S含有量の上限は0.010%とする。好ましくは0.007%以下である。さらに好ましくは0.005%以下である。なお、S含有量の下限は特に限定されないが、製造コスト等の観点からは0.001%程度である。
Crは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためにはCr含有量を15.5%以上とする必要がある。しかし、Cr含有量が18.0%を超えると、焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所定の材料特性が得られない。そのため、Cr含有量は15.5〜18.0%の範囲とする。好ましくは16.0〜17.5%の範囲である。さらに好ましくは16.5〜17.0%の範囲である。
Niは、C、Mnと同様にオーステナイト相の生成を促進し、焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには、Ni含有量を0.01%以上とする必要がある。しかし、Ni含有量が1.0%を超えると加工性が低下する。そのため、Ni含有量は0.01〜1.0%の範囲とする。好ましくは0.1〜0.6%の範囲である。さらに好ましくは0.1〜0.4%の範囲である。
Alは、Siと同様に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには、Alの0.001%以上の含有が必要である。しかし、Al含有量が0.10%を超えると、Al2O3等のAl系介在物が増加し、表面性状が低下しやすくなる。そのため、Al含有量は0.001〜0.10%の範囲とする。好ましくは0.001〜0.05%の範囲である。さらに好ましくは0.001〜0.03%の範囲である。
Nは、C、Mnと同様にオーステナイト相の生成を促進し、焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには、N含有量を0.005%以上とする必要がある。しかし、N含有量が0.06%を超えると延性が著しく低下する上、Cr窒化物の析出を助長することによる耐食性の低下を招く。そのため、N含有量は0.005〜0.06%の範囲とする。好ましくは0.008〜0.045%の範囲である。さらに好ましくは0.010〜0.020%の範囲である。
Cu:0.1〜1.0%、Mo:0.1〜0.5%
CuおよびMoはいずれも耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。また、Cuにはオーステナイト相の生成を促進し、焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。これらの効果はそれぞれ0.1%以上の含有で得られる。しかし、Cu含有量が1.0%を超えると熱間加工性が低下する場合があり好ましくない。そのためCuを含有する場合は0.1〜1.0%の範囲とする。好ましくは0.2〜0.8%の範囲である。さらに好ましくは0.3〜0.5%の範囲である。また、Mo含有量が0.5%を超えると焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所定の材料特性が得られなくなり好ましくない。そのため、Moを含有する場合は0.1〜0.5%の範囲とする。好ましくは0.2〜0.3%の範囲である。
Coは靭性を向上させる元素である。この効果はCoの0.01%以上の添加によって得られる。一方、Co含有量が0.5%を超えると製造性を低下させる。そのため、Coを含有する場合は0.01〜0.5%の範囲とする。さらに好ましくは0.02〜0.20%の範囲である。
V:0.01〜0.25%
Vは、鋼中のCおよびNと結合して、固溶C、Nを低減する。これにより、平均r値を向上させる。さらに、熱延板での炭窒化物の析出を抑制して熱延・焼鈍起因の線状疵の発生を抑制し、表面性状を改善する。これらの効果を得るためにはV含有量を0.01%以上とする必要がある。しかし、V含有量が0.25%を超えると加工性が低下するとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Vを含有する場合は0.01〜0.25%の範囲とする。好ましくは0.03〜0.15%の範囲である。さらに好ましくは0.03〜0.05%の範囲である。
TiおよびNbは、Vと同様に、CおよびNとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶C、Nを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。これらの効果を得るためには、0.001%以上のTiあるいは0.001%以上のNbを含有させる必要がある。しかし、Ti含有量あるいはNb含有量が0.05%を超えると、過剰なTiNおよびNbCの析出により良好な表面性状を得ることができない。そのため、Tiを含有する場合は0.001〜0.05%の範囲、Nbを含有する場合は0.001〜0.05%の範囲とする。Ti含有量は好ましくは0.003〜0.010%の範囲である。Nb含有量は好ましくは0.005〜0.020%の範囲である。さらに好ましくは0.010〜0.015%の範囲である。
Caは、連続鋳造の際に発生しやすいTi系介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果を得るためには0.0002%以上の含有が必要である。しかし、Ca含有量が0.0020%を超えるとCaSが生成して耐食性が低下する。そのため、Caを含有する場合は:0.0002〜0.0020%の範囲とする。好ましくは0.0005〜0.0015の範囲である。さらに好ましくは0.0005〜0.0010%の範囲である。
Mgは、熱間加工性を向上させる効果がある元素である。この効果を得るためには0.0002%以上の含有が必要である。しかし、Mg含有量が0.0050%を超えると表面品質が低下する。そのため、Mgを含有する場合は0.0002〜0.0050%の範囲とする。好ましくは0.0005〜0.0035%の範囲である。さらに好ましくは0.0005〜0.0020%の範囲である。
Bは、低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素である。この効果を得るためには0.0002%以上の含有が必要である。しかし、B含有量が0.0050%を超えると熱間加工性が低下する。そのため、Bを含有する場合は0.0002〜0.0050%の範囲とする。好ましくは0.0005〜0.0035%の範囲である。さらに好ましくは0.0005〜0.0020%の範囲である。
REM(Rare Earth Metals)は耐酸化性を向上させる元素であり、特に溶接部の酸化皮膜形成を抑制し溶接部の耐食性を向上させる効果がある。この効果を得るためには、REMの0.01%以上の添加が必要である。しかし、REM含有量が0.10%を超えると、冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる。また、REMは高価な元素であるため、過度な添加は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、REMを含有する場合は0.01〜0.10%の範囲とする。
なお、本発明における成分組成のうち、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。
上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材(スラブ)とする。このスラブを、1100〜1250℃で1〜24時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延して熱延板とする。
その後、熱延板をフェライト相とオーステナイト相の二相域温度となる900℃以上1050℃以下の温度で5秒〜15分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする。次いで、熱延焼鈍板に対して、必要に応じて酸洗を施したのち、冷間圧延を施して冷延板とする。その後、冷延板に対して冷延板焼鈍を行い、冷延焼鈍板とする。さらに、冷延焼鈍板に対して必要に応じて酸洗を施し、製品とする。
なお、さらに表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施してもよい。
以下、上記した製造条件のうち、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍条件の限定理由について、説明する。
熱延板焼鈍は本発明が優れた成形性および耐リジング特性を得るために極めて重要な工程である。熱延板焼鈍における保持温度が900℃未満では十分な再結晶が生じないうえ、フェライト単相域となるため、二相域焼鈍によって発現する本発明の効果が得られない場合がある。一方、保持温度が1050℃を超えると、熱延板焼鈍後によって生成するマルテンサイト相の体積率が減少するために、その後の冷間圧延におけるフェライト相への圧延ひずみの集中効果が低減し、フェライトコロニーの破壊が不十分となり、所定の耐リジング特性が得られない場合がある。
また、保持時間が5秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもオーステナイト相の生成とフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所望の成形性が得られない場合がある。一方、保持時間が15分を超えるとオーステナイト相中へのC濃化が助長され、熱延板焼鈍後にマルテンサイト相が過剰に生成し熱延板靭性が低下する場合がある。そのため、熱延板焼鈍は、900℃以上1050℃以下の温度で5秒〜15分間保持するものとする。好ましくは、920℃以上1030℃以下の温度で15秒〜3分間保持する。
冷延板焼鈍は熱延板焼鈍で形成したフェライト相を再結晶させるとともに、最終製品におけるマルテンサイト相の体積率を所定の範囲に調整するために重要な工程である。冷延板焼鈍における保持温度が850℃未満では再結晶が十分に生じず所定の平均Elおよび平均r値を得ることができない。一方、保持温度が950℃を超えた場合、マルテンサイト相が過剰に生成して鋼板が硬質化し所定の平均Elを得ることができない。
また、保持時間が5秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所定の平均Elおよび平均r値を得ることができない。一方、保持時間が5分を超えると、結晶粒が著しく粗大化し、鋼板の光沢度が低下するため表面美麗性の観点で好ましくない。そのため、冷延板焼鈍は850〜950℃の温度で5秒〜5分間保持とする。好ましくは、880℃〜940℃で15秒〜3分間保持である。
かくして得られた冷延焼鈍板について以下の評価を行った。
・マルテンサイト相の体積率
冷延焼鈍板から断面観察用の試験片を作製し、王水によるエッチング処理を施してから、光学顕微鏡による観察を行った。組織形状とエッチング強度からマルテンサイト相とフェライト相を区別した後、画像処理によりマルテンサイト相の体積率を算出した。観察は10視野について倍率100倍で実施し、その平均値をマルテンサイト相の体積率とした。なお、マルテンサイト相以外の組織はフェライト相であった。
・平均破断伸び(平均El)および破断伸びの面内異方性|ΔEl|
冷延焼鈍板から、圧延方向に対して平行(L方向)、45°(D方向)、直角(C方向)となる方向がそれぞれ試験片の長手方向となるようにJIS 13B号引張試験片を採取し、引張試験をJIS Z 2241に準拠して行い、破断伸びを測定した。
そして、以下の式を用いて平均破断伸び(平均El)を算出し、25%以上の場合を合格(○)、25%未満の場合を不合格(×)とした。
平均El=(ElL+2×ElD+ElC)/4
次に、以下の式を用いて|ΔEl|を算出し、3.0%以下の場合を合格(○)、3.0%超の場合を不合格(×)とした。
|ΔEl|=|(ElL−2×ElD+ElC)/2|
冷延焼鈍板から、圧延方向に対して平行(L方向)、45°(D方向)、直角(C方向)となる方向がそれぞれ試験片の長手方向となるようにJIS 13B号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠した引張試験において15%のひずみを付与した際の各方向のr値(rL、rD、rC)を求めた。ここで、rL、rD、rCはそれぞれ、L方向、D方向、C方向の平均ランクフォード値(平均r値)である。
ついで、以下の式により平均r値を求め、この平均r値が0.70以上の場合を合格(○)、0.70未満の場合を不合格(×)とした。
平均r値=(rL+2×rD+rC)/4
また、以下の式により|Δr|を算出し、この|Δr|が0.30以下の場合を合格(○)、0.30超の場合を不合格(×)とした。
|Δr|=|(rL−2×rD+rC)/2|
冷延焼鈍板から、圧延方向に平行な方向が試験片の長手となるようにJIS 5号引張試験片を採取し、その表面を#600のエメリーペーパーを用いて研磨した後、引張試験をJIS Z 2241に準拠して行い、20%の引張ひずみを付与した。その後、その試験片の平行部中央の研磨面で圧延方向に直角の方向に、表面粗度計を用いて、JIS B 0601(2001年)で規定される算術平均うねりWaを、測定長16mm、ハイカットフィルター波長0.8mm、ローカットフィルター波長8mmで測定した。Waが2.0μm以下の場合を特に優れた耐リジング特性で合格(◎)、2.0μm超2.5μm以下の場合を合格(○)、2.5μm超の場合を不合格(×)とした。
冷延焼鈍板から、60×100mmの試験片を採取し、表面を#600エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした試験片を作製し、JIS H 8502に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧(5質量%NaCl、35℃、噴霧2h)→乾燥(60℃、4h、相対湿度40%)→湿潤(50℃、2h、相対湿度≧95%)を1サイクルとして、8サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験を8サイクル実施後の試験片表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片全面積との比率から発錆率((試験片中の発錆面積/試験片全面積)×100[%])を算出した。発錆率が10%以下を特に優れた耐食性で合格(◎)、10%超25%以下を合格(○)、25%超を不合格(×)とした。
上記(1)〜(4)の評価結果を表2に併記する。
特に、Cuを0.32%含有したNo.3(鋼AC)、Moを0.21%含有したNo.5(鋼AE)、Crを17.8%含有したNo.11(鋼AK)、およびNを0.020%以下に抑制したNo.15〜19(鋼AO〜AS)では、塩水噴霧サイクル試験後の発錆率が10%以下となっており、耐食性が一層向上していることがわかる。
以上のことから、本発明に従えば、優れた耐リジング特性および成形性を有し、さらには耐食性にも優れるステンレス鋼が得られることがわかる。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.005〜0.050%、Si:0.01〜1.00%、Mn:0.01〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:15.5〜18.0%、Ni:0.01〜1.0%、Al:0.001〜0.10%およびN:0.005〜0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、
組織全体に対する体積率で1〜10%のマルテンサイト相を含み、
平均破断伸びが25%以上、破断伸びの面内異方性|ΔEl|が3%以下、平均ランクフォード値が0.70以上、ランクフォード値の面内異方性|Δr|が0.30以下、およびリジング高さが2.5μm以下である、ステンレス鋼板。 - 前記成分組成が、さらに質量%で、Cu:0.1〜1.0%、Mo:0.1〜0.5%およびCo:0.01〜0.5%のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、請求項1に記載のステンレス鋼板。
- 前記成分組成が、さらに質量%で、V:0.01〜0.25%、Ti:0.001〜0.05%、Nb:0.001〜0.05%、Ca:0.0002〜0.0020%、Mg:0.0002〜0.0050%、B:0.0002〜0.0050%およびREM:0.01〜0.10%のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、請求項1または2に記載のステンレス鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか一項に記載のステンレス鋼板を製造するための方法であって、
請求項1〜3のいずれか一項に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板とする工程と、
前記熱延板を900℃以上1050℃以下の温度範囲で5秒〜15分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
前記冷延板を850℃以上950℃以下の温度範囲で5秒〜5分間保持する冷延板焼鈍を行う工程とをそなえる、ステンレス鋼板の製造方法。
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