JP6307100B2 - 低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents
低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は、低温での強度や耐破壊性が必要な構造用部材として使用されるステンレス鋼板及びその製造方法に関するもので、特に冷蔵・冷凍コンテナなどに用いられる低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関わるものである。
ステンレス鋼を大きく分類すると、オーステナイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼に分けられる。オーステナイト系ステンレス鋼は、高価なＮｉを７％以上含有して、低温での耐破壊性に優れた鋼種が多い。フェライト系ステンレス鋼は、Ｎｉをほとんど含有せず安価であるが、一般的には低温での耐破壊性はオーステナイト系ステンレス鋼に比べてかなり低い。
フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は低温での耐破壊性に優れるオーステナイト相に加えフェライト相を有することから、一般にオーステナイト系ステンレス鋼に比べ低温での耐破壊性が劣る。特にＣｒを多く含有し、Ｎｉの含有量が少ない省資源型フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は低温での耐破壊性が乏しい。また、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は一般に、オーステナイト系ステンレス鋼に比べ高強度である。
近年、環境問題の観点から、自動車、鉄道車両などの輸送機器の燃費向上が必須課題になってきている。その解決手段の一つとして、車体や輸送物の軽量化が積極的に推進されている。この軽量化は部材を形成する素材の軽量化、具体的には素材板厚の薄手化に依るものが大きいが、素材板厚を薄くすると剛性や衝突安全性能が低下してしまう。衝突安全性向上の対策としては部材を構成する材料の高強度化が有効であり、近年、Ｎｉ含有量が少なく経済性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を、オーステナイト系ステンレス鋼の代替として用いることがある。
しかしながら、低温で使用される構造用部材においては、低温での耐破壊性の観点から一般にオーステナイト系ステンレス鋼が使われており、低温での耐破壊性能が劣るフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を使用することが難しい。そのため、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の低温での耐破壊性の更なる向上が求められている。
特許文献１には、ＡＳＴＭ Ａ７９０ ＵＮＳ Ｎｏ． Ｓ３１８０３に規定されるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の溶接試料について、溶体化熱処理によって溶接金属のフェライト相分率を、３０〜５５％にすることで低温での靭性を向上させる技術が記載されている。しかしながら、Ｓ３１８０３はＮｉを多量に含有するためコスト高となる課題があり、また、熱処理工程が増えることは製造コストの増大を意味する。したがって、オーステナイト系ステンレス鋼の代替としては適さないという問題が有った。
特許文献２には、加工性・衝撃吸収特性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法が記載されている。これは、変形時にオーステナイト相の歪み誘起によるマルテンサイト変態を生じさせて、高速変形時の衝撃吸収エネルギーを向上させる技術であるが、低温環境での衝撃吸収エネルギーについてはなにも記載されていない。
以上のように、鋼の金属組織の制御によってフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の耐破壊性を向上するための知見はある。しかしながら、従来の知見は、製造コストが高いことや、低温環境について考慮されていないことなどの問題がある。そのため、Ｎｉ含有量が少なく経済性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼について、低温での耐破壊性の向上が求められている。
上記のような技術背景に鑑み、本発明は、Ｎｉ含有量が少なく経済性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼について、低温での耐破壊性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは、上記の課題に対し、Ｎｉ含有量が少なく経済性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼について、低温での耐破壊性を支配する金属組織因子を調査するために、以下の実験を行った。
まず、ＰＩ値が３０未満である１４種類の鋼を鋳造し、熱間圧延した後に、焼鈍と冷間圧延を行って鋼板を製造するにあたり、焼鈍温度、冷却速度等の製造条件を変化させた。得られた鋼板は、Ｍｄ値が＋２７〜−１１５のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板であった。鋼の成分を表１に示す。
まず、ＰＩ値が３０未満である１４種類の鋼を鋳造し、熱間圧延した後に、焼鈍と冷間圧延を行って鋼板を製造するにあたり、焼鈍温度、冷却速度等の製造条件を変化させた。得られた鋼板は、Ｍｄ値が＋２７〜−１１５のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板であった。鋼の成分を表１に示す。
耐破壊性は材料が破断に至るまでに受けられる仕事量であり、応力ひずみ曲線で囲まれた面積の大きさで表現することができる。すなわち、耐破壊性の向上には、引張試験における耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）の高強度化および、伸びの向上を同時に達成する必要がある。
なお、一般的な冷蔵・冷凍コンテナの使用温度は−５０℃〜＋５℃であり、−１００℃〜＋１０℃において十分な耐破壊性を有していれば問題ないと考えられる。
なお、一般的な冷蔵・冷凍コンテナの使用温度は−５０℃〜＋５℃であり、−１００℃〜＋１０℃において十分な耐破壊性を有していれば問題ないと考えられる。
耐破壊性の指標となる評価項目として、引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸び（％）の積を用いた。引張試験における耐力と引張強さの平均値と全伸びの積が大きくなるほど耐破壊性は高くなり、０．３５０ Ｊ／ｍｍ３以上であれば、良い耐破壊性が得られる。好ましくは０．３７０ Ｊ／ｍｍ３以上である。強度および伸びの測定は、上記で得られた厚さ１．５ｍｍの鋼板から圧延方向に平行に平行部長さ２５ｍｍ、幅５ｍｍの板状試験片を作製し、恒温槽により試験温度を−１００℃、−５０℃、−３０℃、−１５℃、０℃、１０℃の各温度とし、ギア駆動式引張試験機を用いて初期ひずみ速度３．３×１０−４／ｓの条件にておこなった。
また、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて組織中のオーステナイト粒内の化学組成を調査し、得られた化学組成よりオーステナイト相の安定度の指標であるＭｄ値を計算した。
Ｍｄ値はオーステナイト粒内の化学組成によって決定される。したがってオーステナイト粒内の化学組成を例えば焼鈍温度や焼鈍時間等で変えることでＭｄ値を調整することができる。
Ｍｄ値はオーステナイト粒内の化学組成によって決定される。したがってオーステナイト粒内の化学組成を例えば焼鈍温度や焼鈍時間等で変えることでＭｄ値を調整することができる。
上記の実験結果について、鋼のＭｄ値およびオーステナイト相率と各温度での耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積との関係を調査した結果、Ｍｄ値が−１００〜２０かつオーステナイト相率が１０％以上である場合に、−１００℃〜＋１０℃の各温度において、耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積が０．３５０Ｊ／ｍｍ３以上となるという知見を得た。本発明は、上記知見に基づいて完成したものであり、その要旨は以下のとおりである。
＜１＞質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：１．００〜８．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：１７．０〜２５．０％、Ｎｉ：０．１０〜６．００％、Ｎ：０．０８０〜０．２２３％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＰＩ値が３０未満のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板であって、
オーステナイト相が２０％以上存在し、オーステナイト相中の化学組成より式（２）で計算されるＭｄ値が−１１０以上２０以下であり、
静的引張において耐力と引張強さの平均値と全伸びの積が−１００℃〜１０℃の温度範囲で０．３５０Ｊ／ｍｍ ３ 以上であることを特徴とする低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
ＰＩ値＝｛Ｃｒ｝＋３．３｛Ｍｏ｝＋１６｛Ｎ｝ ・・・（１）
Ｍｄ値＝５５１−４６２（｛Ｃ｝＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９［Ｎｉ］−２９［Ｃｕ］−１８．５［Ｍｏ］ ・・・（２）
［但し、式（１）及び式（２）中の｛ ｝で囲まれた元素記号は、当該元素の鋼板全体での含有率（質量％）であり、［ ］で囲まれた元素記号は、当該元素のオーステナイト相中での含有量（質量％）であり、式（１）及び式（２）において当該元素を含有しない場合は０を代入する。］
＜２＞質量％で、前記Ｎｉを１．００〜６．００％含有し、更に質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜２．５０％、Ｓｎ：１．００％以下、Ｗ：０．０１〜１．００％、Ｖ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上からなる第１群、
Ｎｂ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種以上からなる第２群、および、
Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．５０％以下、希土類元素：０．５０％以下の１種または２種以上からなる第３群のうち、
少なくともいずれかの群を含有することを特徴とする＜１＞に記載の低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
＜３＞＜１＞または＜２＞に記載の構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、＜１＞または＜２＞に記載の成分の鋼を連続鋳造し、得られた鋼片を１１５０℃〜１２５０℃に加熱し、圧下率が３５％超のパスが１パス以上あり、かつ仕上温度が９５０℃以上である熱間圧延を行い、熱延板を９７５℃〜１１２５℃で焼鈍し、冷延圧下率が６０％以上である１回の冷間圧延、または、中間焼鈍を挟みすべての回で冷延圧下率が６０％以上である２回以上の冷間圧延を行ない、最終焼鈍を１０００（℃）〜１０００＋０．８×ｒ℃で実施することを特徴とする低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚−冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値であり、ｒは冷延圧下率と同値の温度（℃）である。ただし、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、ｒの計算に最終の冷間圧延の圧下率を用いる。
オーステナイト相が２０％以上存在し、オーステナイト相中の化学組成より式（２）で計算されるＭｄ値が−１１０以上２０以下であり、
静的引張において耐力と引張強さの平均値と全伸びの積が−１００℃〜１０℃の温度範囲で０．３５０Ｊ／ｍｍ ３ 以上であることを特徴とする低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
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少なくともいずれかの群を含有することを特徴とする＜１＞に記載の低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
＜３＞＜１＞または＜２＞に記載の構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、＜１＞または＜２＞に記載の成分の鋼を連続鋳造し、得られた鋼片を１１５０℃〜１２５０℃に加熱し、圧下率が３５％超のパスが１パス以上あり、かつ仕上温度が９５０℃以上である熱間圧延を行い、熱延板を９７５℃〜１１２５℃で焼鈍し、冷延圧下率が６０％以上である１回の冷間圧延、または、中間焼鈍を挟みすべての回で冷延圧下率が６０％以上である２回以上の冷間圧延を行ない、最終焼鈍を１０００（℃）〜１０００＋０．８×ｒ℃で実施することを特徴とする低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚−冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値であり、ｒは冷延圧下率と同値の温度（℃）である。ただし、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、ｒの計算に最終の冷間圧延の圧下率を用いる。
本発明によれば、低温で優れた耐破壊性を有した、Ｎｉ含有量が少なく経済性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。従って、従来、低温での耐破壊性を考慮し、多量のＮｉを含有したオーステナイト系ステンレス鋼板が用いられていた構造部材、特に冷蔵・冷凍コンテナなどの素材とすることにより、衝突時の衝撃を吸収し、かつ構造部材の崩壊を最小限にして輸送物の保全性を飛躍的に向上させるとともに、オーステナイト系ステンレス鋼よりも低コスト化に寄与するものである。
以下に本発明を詳細に説明する。なお、特に注記しない限り、本明細書において元素含有量の％は質量％を意味する。
（引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積が−１００℃から１０℃の温度範囲において０．３５０Ｊ／ｍｍ３以上）
一般に、耐破壊性を評価する方法としてシャルピー衝撃試験があるが、シャルピー衝撃試験を実施するには小型試験片でも板厚５ｍｍが必要であり、薄板の評価には適さない。そこで、耐破壊性が材料が破断に至るまでに受けられる仕事量、すなわち、引張試験によって得られた応力ひずみ曲線で囲まれた面積の大きさで評価できることに着目した。耐破壊性の向上には、引張試験における耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）の高強度化および、伸びの向上を同時に達成する必要があり、耐破壊性の指標となる評価項目として、引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積を用いた。
図１に１．５ｍｍ厚の本発明鋼の引張試験における応力ひずみ曲線の一例を示す。表２に発明鋼の一例として、試料３−１の各温度での耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び、耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の値を示す。
また、表３に１．５ｍｍ厚の市販のＳＵＳ３０４冷延板の各温度での引張試験における耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び、耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の値を示す。
表３で示されたＳＵＳ３０４の耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積について、−１００℃〜１０℃の温度範囲で最も低い値は０．３４８Ｊ／ｍｍ３であるため、引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積が０．３５０Ｊ／ｍｍ３以上であれば、低温環境でＳＵＳ３０４と同等以上の耐破壊性を有すると言える。より好ましくは０．３７０Ｊ／ｍｍ３である。引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積が大きくなるほど耐破壊性は高くなるため、上限は特に定めない。
一般に、耐破壊性を評価する方法としてシャルピー衝撃試験があるが、シャルピー衝撃試験を実施するには小型試験片でも板厚５ｍｍが必要であり、薄板の評価には適さない。そこで、耐破壊性が材料が破断に至るまでに受けられる仕事量、すなわち、引張試験によって得られた応力ひずみ曲線で囲まれた面積の大きさで評価できることに着目した。耐破壊性の向上には、引張試験における耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）の高強度化および、伸びの向上を同時に達成する必要があり、耐破壊性の指標となる評価項目として、引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積を用いた。
図１に１．５ｍｍ厚の本発明鋼の引張試験における応力ひずみ曲線の一例を示す。表２に発明鋼の一例として、試料３−１の各温度での耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び、耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の値を示す。
また、表３に１．５ｍｍ厚の市販のＳＵＳ３０４冷延板の各温度での引張試験における耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び、耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の値を示す。
表３で示されたＳＵＳ３０４の耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積について、−１００℃〜１０℃の温度範囲で最も低い値は０．３４８Ｊ／ｍｍ３であるため、引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積が０．３５０Ｊ／ｍｍ３以上であれば、低温環境でＳＵＳ３０４と同等以上の耐破壊性を有すると言える。より好ましくは０．３７０Ｊ／ｍｍ３である。引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積が大きくなるほど耐破壊性は高くなるため、上限は特に定めない。
（ＰＩ値：３０未満）
ＰＩ値は、ステンレス鋼板の耐孔食性を示す一般的な指標であり、鋼板の平均組成から下式（１）で計算される。ＰＩ値が３０以上では、鋼板が硬質化して加工性、耐衝撃性を損なうとともに、合金コストが高くなるため、３０未満を上限とする。下限は特に規定する必要はないが、ＳＵＳ３０４相当の耐食性を得るためには２０以上が望ましい。より望ましくは２３以上である。
ＰＩ値は、ステンレス鋼板の耐孔食性を示す一般的な指標であり、鋼板の平均組成から下式（１）で計算される。ＰＩ値が３０以上では、鋼板が硬質化して加工性、耐衝撃性を損なうとともに、合金コストが高くなるため、３０未満を上限とする。下限は特に規定する必要はないが、ＳＵＳ３０４相当の耐食性を得るためには２０以上が望ましい。より望ましくは２３以上である。
ＰＩ値＝｛Ｃｒ｝＋３．３｛Ｍｏ｝＋１６｛Ｎ｝ ・・・（１）
ただし、（１）式中の｛ ｝で囲まれた元素記号は、鋼板全体での平均含有量（質量％）を意味する。
ただし、（１）式中の｛ ｝で囲まれた元素記号は、鋼板全体での平均含有量（質量％）を意味する。
（オーステナイト相中の化学組成より計算されるＭｄ値：−１１０〜２０）
Ｍｄ値は、オーステナイト粒の安定性の指標であり、下式（２）で計算される。実施例およびＭｄ値が請求項から外れた比較例における、Ｍｄ値と試験温度−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値の関係を図２に示す。Ｍｄ値が２０超および−１１０未満の鋼板は、引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の−１００℃〜１０℃での最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３を超えなかった。これらの結果から、オーステナイト相中の化学組成より計算されるＭｄ値を２０〜−１１０とした。より好ましくは−２０〜−８０である。
Ｍｄ値は、オーステナイト粒の安定性の指標であり、下式（２）で計算される。実施例およびＭｄ値が請求項から外れた比較例における、Ｍｄ値と試験温度−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値の関係を図２に示す。Ｍｄ値が２０超および−１１０未満の鋼板は、引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の−１００℃〜１０℃での最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３を超えなかった。これらの結果から、オーステナイト相中の化学組成より計算されるＭｄ値を２０〜−１１０とした。より好ましくは−２０〜−８０である。
Ｍｄ値＝５５１−４６２（｛Ｃ｝＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９［Ｎｉ］−２９［Ｃｕ］−１８．５［Ｍｏ］ ・・・（２）
ただし、（２）式中の［ ］は鋼板のオーステナイト相中の組成（質量％）であり、｛ ｝は鋼板全体の平均組成（質量％）である。
ただし、（２）式中の［ ］は鋼板のオーステナイト相中の組成（質量％）であり、｛ ｝は鋼板全体の平均組成（質量％）である。
図２に示すとおり、良好な耐破壊性を確保するためのＭｄ値には最適な範囲が存在する。Ｍｄ値が耐破壊性に及ぼす影響は次のように考えられる。Ｍｄ値はオーステナイト相の安定度を表す指標であり、すなわち加工誘起マルテンサイト変態の起きやすさと言える。また、加工誘起マルテンサイト変態は、温度が低いほど、歪み量が大きいほど起きやすい。十分な延性を得るためには、成形中期に加工誘起マルテンサイト変態が生じる必要があるが、Ｍｄ値が大きすぎると低温において成形初期に加工誘起マルテンサイト変態が完了してしまうため十分な延性が保てず、Ｍｄ値が小さすぎると高温においてマルテンサイト変態が起きないため十分な強度および延性を得ることが出来ない。したがって、必要な温度範囲全体で耐破壊性を確保するために適正なＭｄ値が存在する。
Ｍｄの計算の基となるオーステナイト相中の化学組成は、例えば、ＥＰＭＡにより測定される。上記のＭｄ値の計算式における［ ］は、ＥＰＭＡで測定されたオーステナイト相中の各元素の含有量（質量％）であってもよい。ただし、ＣについてはＥＰＭＡでの測定が困難であるため、オーステナイト相中の組成でなく、鋼板全体での含有量（重量％）を用いることが好ましい。
（オーステナイト相率：２０％以上）
実施例およびγ相率が請求項から外れた比較例における、γ相率と試験温度−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値の関係を図３に示す。γ相率が２０％未満ではＭｄ値が最適な範囲内であっても、引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３未満となる。よって、製品のオーステナイト相の比率を２０％以上とした。上限は特に制限されず、全てオーステナイト相であっても良いが、合金コストの観点からオーステナイト相の上限は９０％が望ましい。
実施例およびγ相率が請求項から外れた比較例における、γ相率と試験温度−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値の関係を図３に示す。γ相率が２０％未満ではＭｄ値が最適な範囲内であっても、引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３未満となる。よって、製品のオーステナイト相の比率を２０％以上とした。上限は特に制限されず、全てオーステナイト相であっても良いが、合金コストの観点からオーステナイト相の上限は９０％が望ましい。
図３に示す通り、良好な耐破壊性を確保するためにはＭｄ値を適切な範囲内とすることに加え、オーステナイト相率を２０％以上とする必要がある。加工誘起マルテンサイト変態は変形によってオーステナイト相がマルテンサイト相に変態する現象である。したがって、オーステナイト相率が少ないと変形中の歪誘起変態量が少なくなるため、加工誘起マルテンサイト変態による伸び・強度の上昇が少なくなり、良好な耐破壊性を確保できなくなる。
本発明に係るフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の好ましい一例として、Ｃ：０．０５０％以下、Ｎ：０．０８０〜０．３００％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：１．００〜８．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：１７．０〜２５．０％、Ｎｉ：０．１０〜６．００％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板を例示できる。
（Ｃ：０．０５０％以下）
Ｃはオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼす元素である。０．０５０％超のＣを添加すると、鋼板の伸びが低下する場合がある。また、０．０５０％超のＣを添加すると、クロム炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらす。従って、Ｃの添加量は０．０５０％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０４０％以下である。また、耐食性の点からＣは低くするほうが好ましいが、現存の製鋼設備ではＣ量を０．００２％以下に低下させるには大きなコスト増加を招くため、Ｃは０．００２％以上であることが好ましい。
Ｃはオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼす元素である。０．０５０％超のＣを添加すると、鋼板の伸びが低下する場合がある。また、０．０５０％超のＣを添加すると、クロム炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらす。従って、Ｃの添加量は０．０５０％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０４０％以下である。また、耐食性の点からＣは低くするほうが好ましいが、現存の製鋼設備ではＣ量を０．００２％以下に低下させるには大きなコスト増加を招くため、Ｃは０．００２％以上であることが好ましい。
（Ｎ：０．０８０〜０．３００％）
ＮはＣと同様にオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼすとともに、高強度化や耐食性の向上に有効な元素である。０．０８０％未満の添加量では強度および耐食性が劣るため、これを下限とする。一方、０．３００％超の添加はクロム窒化物の生成による耐食性の劣化および高強度化による伸びの低下が問題となるためこれを上限とする。好ましくは０．１５％〜０．２５％である。
ＮはＣと同様にオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼすとともに、高強度化や耐食性の向上に有効な元素である。０．０８０％未満の添加量では強度および耐食性が劣るため、これを下限とする。一方、０．３００％超の添加はクロム窒化物の生成による耐食性の劣化および高強度化による伸びの低下が問題となるためこれを上限とする。好ましくは０．１５％〜０．２５％である。
（Ｓｉ：２．００％以下）
Ｓｉは脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために添加されたりする場合がある。しかし、２．００％超のＳｉの添加は、鋼板の硬質化をもたらし、伸びが低下する。従ってＳｉは２．００％以下とするのが好ましく、１．５０％以下がより好ましく、１．００％以下が更に好ましい。またＳｉ量を極少量まで低減するためには鋼の精錬時のコスト増加を招くため、Ｓｉは０．０３％以上がよい。
Ｓｉは脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために添加されたりする場合がある。しかし、２．００％超のＳｉの添加は、鋼板の硬質化をもたらし、伸びが低下する。従ってＳｉは２．００％以下とするのが好ましく、１．５０％以下がより好ましく、１．００％以下が更に好ましい。またＳｉ量を極少量まで低減するためには鋼の精錬時のコスト増加を招くため、Ｓｉは０．０３％以上がよい。
（Ｍｎ：１．００〜８．００％）
Ｍｎは、オーステナイト相に濃化し、Ｍｄ値を変化させるのに重要な役割を持つ。しかし、Ｍｎの多量の添加は伸びを低下させ、また、耐食性や熱間加工性を低下させる。従って、Ｍｎ量は８．００％以下とするのが好ましく、６．００％以下がより好ましく、また、Ｍｎ量を１．００％未満とするには、鋼の精錬工程におけるコストの増加とＭｄ値の増加とを招くため、Ｍｎ量は１．００％以上とするのが好ましく、２．００％以上とすることがより好ましい。
Ｍｎは、オーステナイト相に濃化し、Ｍｄ値を変化させるのに重要な役割を持つ。しかし、Ｍｎの多量の添加は伸びを低下させ、また、耐食性や熱間加工性を低下させる。従って、Ｍｎ量は８．００％以下とするのが好ましく、６．００％以下がより好ましく、また、Ｍｎ量を１．００％未満とするには、鋼の精錬工程におけるコストの増加とＭｄ値の増加とを招くため、Ｍｎ量は１．００％以上とするのが好ましく、２．００％以上とすることがより好ましい。
（Ｐ：０．０５０％以下）
Ｐは、不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料にも含有されているため、低減することが困難であるが、Ｐを多量に含有すると成形性を低下させる。Ｐ量は少ないほど好ましく、０．０５０％以下とするのが好ましく、０．０４０％以下とすることがより好ましい。
Ｐは、不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料にも含有されているため、低減することが困難であるが、Ｐを多量に含有すると成形性を低下させる。Ｐ量は少ないほど好ましく、０．０５０％以下とするのが好ましく、０．０４０％以下とすることがより好ましい。
（Ｓ：０．０５０％以下）
Ｓは不可避的に混入する元素であり、Ｍｎと結合して介在物をつくり、発銹の基点となる場合がある。従ってＳは、０．０５０％以下とするのが好ましい。Ｓ量は低いほど耐食性が向上するので、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
Ｓは不可避的に混入する元素であり、Ｍｎと結合して介在物をつくり、発銹の基点となる場合がある。従ってＳは、０．０５０％以下とするのが好ましい。Ｓ量は低いほど耐食性が向上するので、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
（Ｃｒ：１７．０〜２５．０％）
Ｃｒは耐食性を確保するために必要な元素であり、１７．０％以上の添加が好ましい。しかし、Ｃｒの多量の添加は熱間加工割れをもたらしたり、精錬工程のコスト増加につながったりするため、上限を２５．０％とするのが好ましい。Ｃｒ量はより好ましくは２０．０〜２３．０％である。
Ｃｒは耐食性を確保するために必要な元素であり、１７．０％以上の添加が好ましい。しかし、Ｃｒの多量の添加は熱間加工割れをもたらしたり、精錬工程のコスト増加につながったりするため、上限を２５．０％とするのが好ましい。Ｃｒ量はより好ましくは２０．０〜２３．０％である。
（Ｎｉ：０．１０〜６．００％以下）
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相の安定度を調整するために重要な元素である。また、Ｎｉは窒化物の析出を抑制し、耐食性を向上させる効果を持つ。従ってＮｉは０．１０％以上添加することが好ましく、１．００％以上添加することがより好ましい。一方、６．００％を超えるＮｉの添加は、原料コストの増加をもたらし、またオーステナイト、フェライトの２相組織を得ることが困難になるので、Ｎｉは６．００％以下とするのが好ましく、３．００％以下とするのがより好ましく、２．５０％以下とするのが更に好ましい。
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相の安定度を調整するために重要な元素である。また、Ｎｉは窒化物の析出を抑制し、耐食性を向上させる効果を持つ。従ってＮｉは０．１０％以上添加することが好ましく、１．００％以上添加することがより好ましい。一方、６．００％を超えるＮｉの添加は、原料コストの増加をもたらし、またオーステナイト、フェライトの２相組織を得ることが困難になるので、Ｎｉは６．００％以下とするのが好ましく、３．００％以下とするのがより好ましく、２．５０％以下とするのが更に好ましい。
更に、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、耐食性を向上させるために、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖの中から一種または二種以上を任意で添加することができる。
（Ｃｕ：０．１０〜３．００％）
Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、Ｍｄ値を調整するために重要な元素である。また、Ｃｕは窒化物の析出を抑制し耐食性を向上する効果を持つ。従ってＣｕは０．１０％以上添加してもよい。ただし、３．００％を超えるＣｕの添加は減量コストの増加をもたらし、また熱間加工性を悪化させる。そのため、Ｃｕは３．００％以下が好ましく、１．５％以下がより好ましい。
Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、Ｍｄ値を調整するために重要な元素である。また、Ｃｕは窒化物の析出を抑制し耐食性を向上する効果を持つ。従ってＣｕは０．１０％以上添加してもよい。ただし、３．００％を超えるＣｕの添加は減量コストの増加をもたらし、また熱間加工性を悪化させる。そのため、Ｃｕは３．００％以下が好ましく、１．５％以下がより好ましい。
（Ｍｏ：０．１０〜２．５０％）
Ｍｏは耐食性を向上させる元素であるため、０．１０％以上添加してもよい。ただし、Ｍｏの添加量が２．５０％を超えると、原料コストが大きく増加するため、Ｍｏは２．５０％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましく、０．６％以下とするのが更に好ましい。
Ｍｏは耐食性を向上させる元素であるため、０．１０％以上添加してもよい。ただし、Ｍｏの添加量が２．５０％を超えると、原料コストが大きく増加するため、Ｍｏは２．５０％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましく、０．６％以下とするのが更に好ましい。
（Ｓｎ：１．００％以下）
Ｓｎは耐食性を向上させる元素である。０．０３０％以上のＳｎの添加で効果が発揮されるため、これを下限とすることが好ましい。ただし、Ｓｎが１．００％を超えると熱間加工性を悪化させるため、これを上限とすることが好ましい。
Ｓｎは耐食性を向上させる元素である。０．０３０％以上のＳｎの添加で効果が発揮されるため、これを下限とすることが好ましい。ただし、Ｓｎが１．００％を超えると熱間加工性を悪化させるため、これを上限とすることが好ましい。
（Ｖ：０．０１〜１．００％）
Ｖは耐食性を向上させる元素であるため、０．０１％を下限として添加しても良い。ただし、Ｖが１．００％を超えると圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなるためこれを上限とする。Ｖのより好ましい上限は０．５０％以下である。
Ｖは耐食性を向上させる元素であるため、０．０１％を下限として添加しても良い。ただし、Ｖが１．００％を超えると圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなるためこれを上限とする。Ｖのより好ましい上限は０．５０％以下である。
（Ｗ：０．０１〜１．００％）
Ｗは耐食性を向上させる元素であるため、０．０１％を下限として添加しても良い。ただし、Ｗが１．００％を超えると圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなるためこれを上限とする。Ｗのより好ましい上限は０．５０％以下である。
Ｗは耐食性を向上させる元素であるため、０．０１％を下限として添加しても良い。ただし、Ｗが１．００％を超えると圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなるためこれを上限とする。Ｗのより好ましい上限は０．５０％以下である。
更に、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、熱間加工性および成形性を更に向上させるために、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂの中から一種または二種以上を任意で添加することができる。
（Ｎｂ：０．５０％以下）
Ｎｂは、溶接熱影響部の粗大化を防止する効果があるため、添加してもよい。Ｎｂの効果を発揮するためには０．００５％以上の添加が必要であるため、これを下限として添加してもよい。ただし、Ｎｂの０．５０％超の添加は、伸びを低下させるので、Ｎｂは０．５０％以下がよい。
Ｎｂは、溶接熱影響部の粗大化を防止する効果があるため、添加してもよい。Ｎｂの効果を発揮するためには０．００５％以上の添加が必要であるため、これを下限として添加してもよい。ただし、Ｎｂの０．５０％超の添加は、伸びを低下させるので、Ｎｂは０．５０％以下がよい。
（Ｔｉ：０．５０％以下）
ＴｉはＮｂと同様に、溶接熱影響部の粗大化を防止したり、さらには凝固組織を微細等軸晶化する効果がある。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．００５％以上添加することが好ましい。ただし、０．５０％超のＴｉの添加は、伸びを低下させるため、Ｔｉは０．５０％以下がよい。
ＴｉはＮｂと同様に、溶接熱影響部の粗大化を防止したり、さらには凝固組織を微細等軸晶化する効果がある。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．００５％以上添加することが好ましい。ただし、０．５０％超のＴｉの添加は、伸びを低下させるため、Ｔｉは０．５０％以下がよい。
（Ｂ：０．００５０％以下）
Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を持ち、添加される場合がある。これらの効果を発揮するためには、Ｂは０．０００３％以上の添加が好ましい。しかし、Ｂが０．００５０％を超えると耐食性が著しく劣化するため、Ｂは０．００５０％以下が好ましく、より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を持ち、添加される場合がある。これらの効果を発揮するためには、Ｂは０．０００３％以上の添加が好ましい。しかし、Ｂが０．００５０％を超えると耐食性が著しく劣化するため、Ｂは０．００５０％以下が好ましく、より好ましくは０．００３０％以下である。
更に、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、精錬時に脱酸や脱硫を行うために、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、希土類元素の中から一種または二種以上を任意で添加することができる。
（Ｃａ：０．００５０％以下）
Ｃａは脱硫、脱酸のために若干添加されることがある。０．０００１％以上のＣａの添加で効果が発揮されるため、これを下限として添加してもよい。但し、０．００５０％超のＣａの添加によって熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下するため、Ｃａは０．００５０％以下がよい。
Ｃａは脱硫、脱酸のために若干添加されることがある。０．０００１％以上のＣａの添加で効果が発揮されるため、これを下限として添加してもよい。但し、０．００５０％超のＣａの添加によって熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下するため、Ｃａは０．００５０％以下がよい。
（Ｍｇ：０．００５０％以下）
Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を持ち、添加される場合がある。これらの効果を発揮するためには、０．０００１％以上のＭｇの添加が必要であり、これを下限として添加すればよい。また０．００５０％超のＭｇの添加は製鋼工程でのコスト増加をもたらすため、Ｍｇは０．００５０％以下がよい。
Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を持ち、添加される場合がある。これらの効果を発揮するためには、０．０００１％以上のＭｇの添加が必要であり、これを下限として添加すればよい。また０．００５０％超のＭｇの添加は製鋼工程でのコスト増加をもたらすため、Ｍｇは０．００５０％以下がよい。
（Ａｌ：０．５０％以下）
Ａｌは、脱硫、脱酸のために若干添加されることがある。０．００３０％以上のＡｌの添加によって効果が発揮されるため、これを下限として添加すればよい。ただし、０．５０％超の添加によって製造疵の増加ならびに原料コストの増加を招くため、０．５０％以下がよい。
Ａｌは、脱硫、脱酸のために若干添加されることがある。０．００３０％以上のＡｌの添加によって効果が発揮されるため、これを下限として添加すればよい。ただし、０．５０％超の添加によって製造疵の増加ならびに原料コストの増加を招くため、０．５０％以下がよい。
（希土類元素：０．５０％以下）
希土類元素は、Ｓｃ、ＹおよびＬａ〜Ｌｕまでの１５元素（ランタノイド）の総称であり、熱間加工性を向上させるために添加されることがある。希土類元素の添加量が合計０．００５％以上の添加によって効果が発揮されるため、これを下限として添加してもよい。しかし、希土類元素の添加量が合計０．５０％を超えると製造性を損なうとともにコスト増加をもたらすため、上限は０．５０％とする。より好ましい希土類元素の添加範囲は、０．０２０〜０．２０％である。
希土類元素は、Ｓｃ、ＹおよびＬａ〜Ｌｕまでの１５元素（ランタノイド）の総称であり、熱間加工性を向上させるために添加されることがある。希土類元素の添加量が合計０．００５％以上の添加によって効果が発揮されるため、これを下限として添加してもよい。しかし、希土類元素の添加量が合計０．５０％を超えると製造性を損なうとともにコスト増加をもたらすため、上限は０．５０％とする。より好ましい希土類元素の添加範囲は、０．０２０〜０．２０％である。
次に本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。前述のように良好な低温での耐破壊性を得るためには金属組織を制御する必要があるが、そのような金属組織は、鋼の化学組成と、適切な製造条件とを組み合わせることで実現できる。
熱間圧延は、圧下率が３５％超のパスを１パス以上実施し、最終仕上げ温度を１０５０℃以下に制御する。本発明において良好な低温における耐破壊性を得るためには、結晶粒径を小さくする必要がある。全てのパスで圧下率が３５％以下である、または仕上げ温度が１０５０℃超である場合、冷延焼鈍後の金属組織において結晶粒径が大きくなるため耐力（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）が小さくなり、耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３未満となる。より好ましくは最終仕上げ温度を１０００℃以下とする。なお、圧下率３５％超のパスが１パス以上あれば、それぞれのパスにおいて圧下率が異なっていてもよいし、すべてのパスの圧下率が同じでもよい。
熱間圧延後の熱延板の焼鈍温度は９７５℃以上１１２５℃以下で実施する。焼鈍温度が９７５℃未満ではＣｒ炭窒化物やσ相と呼ばれる金属間化合物が析出し、冷延、焼鈍後の耐食性や耐破壊性を劣化させるため、下限を９７５℃とした。また、焼鈍温度が１１２５℃超では、冷延、焼鈍後の結晶粒が粗大化し、成形性や耐破壊性が著しく低下するため上限を１１２５℃とした。より好ましくは、１０００℃〜１１００℃である。
焼鈍後に冷延圧下率が６０％以上である冷間圧延を行う。冷間圧延は１回だけでもよく、２回以上行ってもよい。冷間圧延を２回以上行う場合は、冷間圧延の間で中間焼鈍を行ってもよい。中間焼鈍を行う場合、すべての冷間圧延で圧下率を６０％以上とする必要がある。冷延圧下率が６０％未満の冷間圧延が一回以上ある場合は耐力および引張強さが低下するため−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３未満となる。ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚−冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値である。ただし、中間焼鈍を行った場合は、冷延前の板厚として中間焼鈍後の板厚を用いる。中間焼鈍を行う場合、中間焼鈍温度は、熱間圧延後の熱延板に対する焼鈍と同じように、９７５℃以上１１２５℃以下で実施する。焼鈍温度が９７５℃未満ではＣｒ炭窒化物やσ相と呼ばれる金属間化合物が析出し、冷延、焼鈍後の耐食性や耐破壊性を劣化させる。また、焼鈍温度が１１２５℃超では、冷延、焼鈍後の結晶粒が粗大化し、成形性や耐破壊性が著しく低下する。より好ましくは、１０００℃〜１１００℃である。
冷間圧延後の冷延鋼板に対して、最終焼鈍を行う。最終焼鈍は１０００（℃）〜１０００＋０．８×ｒ（℃）で実施する。ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚−冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値であり、ｒは冷延圧下率と同値の温度（℃）である。ただし、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、ｒの計算に最終の冷間圧延の圧下率を用いる。
一般に、冷延圧下率が大きく最終焼鈍温度が低いほど結晶粒は微細化し、耐力および引張強さが大きくなる。一方で、最終焼鈍温度が再結晶が完了する温度よりも低いと全伸びが小さくなる。したがって、−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３以上となる鋼を得るためには、冷延圧下率に応じて最終焼鈍温度を調整する必要がある。
最終焼鈍温度が規定範囲内の場合は−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３以上となる。最終焼鈍温度が１０００℃未満の場合、再結晶が完了しないため全伸びが小さくなり−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３未満となる。最終焼鈍温度が１０００＋０．８×ｒ（℃）超の場合、粒が粗大化し耐力および引張強さが小さくなるため、−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３未満となる。最終焼鈍温度のより好ましい範囲は、１０２０（℃）〜１０００＋０．５×ｒ℃である。
最終焼鈍温度が規定範囲内の場合は−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３以上となる。最終焼鈍温度が１０００℃未満の場合、再結晶が完了しないため全伸びが小さくなり−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３未満となる。最終焼鈍温度が１０００＋０．８×ｒ（℃）超の場合、粒が粗大化し耐力および引張強さが小さくなるため、−１００℃〜１０℃の引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値が０．３５０Ｊ／ｍｍ３未満となる。最終焼鈍温度のより好ましい範囲は、１０２０（℃）〜１０００＋０．５×ｒ℃である。
熱延板に対する焼鈍、中間焼鈍および最終焼鈍の均熱時間は適宜設定できる。代表的には５〜３００秒である。
本実施形態のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板によれば、低温で優れた耐破壊性を有した、Ｎｉ含有量が少なく経済性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。従って、従来、低温での耐破壊性を考慮し、多量のＮｉを含有したオーステナイト系ステンレス鋼板が用いられていた構造部材、特に冷蔵・冷凍コンテナなどの素材とすることにより、衝突時の構造部材の崩壊を最小限にして輸送物の保全性を飛躍的に向上させるとともに、構造部材の軽量化および少資源化によってオーステナイト系ステンレス鋼よりも低コスト化に寄与するものである。
表１に示す化学組成の鋼を溶製して鋼片とし、熱間圧延、熱延板の焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍の工程を経て、１．５ｍｍ厚の鋼板を作製した。鋼板を製造するにあたり、金属組織を変化させるために、熱延板の焼鈍温度、最終焼鈍温度、を変化させた。
そして、得られた製品板に対して−１００℃〜１０℃の各温度で引張試験を実施し、耐力、引張強さ、伸びを測定した。また、得られた製品板の金属組織についてＥＰＭＡ測定を行い、オーステナイト相の組成を同定し、オーステナイト相のＭｄ値を求めた。各条件は前述のとおりである。
表４に製造条件およびこれらの測定結果を示す。
表４に製造条件およびこれらの測定結果を示す。
なお、表１、表４中の符号は下記に示すとおりである。
ＰＩ値：鋼の平均組成から下記式で計算される値。
ＰＩ値＝｛Ｃｒ｝＋３．３｛Ｍｏ｝＋１６｛Ｎ｝
ここで｛ ｝は平均組成（質量％）である。
Ｎ：熱間圧延における、圧下率が３５％超のパスの回数（回）
ＦＴ：熱間圧延の最終仕上げ温度（℃）
ＨＡ：熱延板焼鈍温度（℃）
冷延率：冷延圧下率（％）
ＦＡ：最終焼鈍温度（℃）
Ｍｄ値：オーステナイト相中の組成（Ｃのみ平均組成）より、下記式で計算される値。
Ｍｄ値＝５５１−４６２（｛Ｃ｝＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９［Ｎｉ］−２９Ｃｕ−１８．５［Ｍｏ］
上記式において［ ］はオーステナイト相中の当該元素の含有量（質量％）であり、｛ ｝は鋼全体の当該元素の平均含有量（質量％）である。
γ相率：オーステナイト相率
Ｘｍｉｎ：１０℃〜−１００℃の温度範囲での引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値（Ｊ／ｍｍ３）
ＰＩ値：鋼の平均組成から下記式で計算される値。
ＰＩ値＝｛Ｃｒ｝＋３．３｛Ｍｏ｝＋１６｛Ｎ｝
ここで｛ ｝は平均組成（質量％）である。
Ｎ：熱間圧延における、圧下率が３５％超のパスの回数（回）
ＦＴ：熱間圧延の最終仕上げ温度（℃）
ＨＡ：熱延板焼鈍温度（℃）
冷延率：冷延圧下率（％）
ＦＡ：最終焼鈍温度（℃）
Ｍｄ値：オーステナイト相中の組成（Ｃのみ平均組成）より、下記式で計算される値。
Ｍｄ値＝５５１−４６２（｛Ｃ｝＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９［Ｎｉ］−２９Ｃｕ−１８．５［Ｍｏ］
上記式において［ ］はオーステナイト相中の当該元素の含有量（質量％）であり、｛ ｝は鋼全体の当該元素の平均含有量（質量％）である。
γ相率：オーステナイト相率
Ｘｍｉｎ：１０℃〜−１００℃の温度範囲での引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強さ（ＴＳ）の平均値と全伸びの積の最低値（Ｊ／ｍｍ３）
試料１−１、１−２は本発明例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料１−３は熱間圧延の最終仕上げ温度（ＦＴ）が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料１−４は熱間圧延における、圧下率が３５％超のパスの回数（Ｎ）が０回なため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料２−１、２−２は本発明例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料２−３は最終焼鈍温度（ＦＡ）が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料２−４は熱延板焼鈍温度（ＨＡ）が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料３−１、３−２は本発明例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料３−３は熱間圧延における、圧下率が３５％超のパスの回数（Ｎ）が０回なため、耐破壊性が本発明から外れた。試料３−４は熱延板焼鈍温度（ＨＡ）が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料４−１、４−２は本発明例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料４−３は熱間圧延の最終仕上げ温度（ＦＴ）が高いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料４−４は冷延率が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料５−１、５−２は参考例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料５−３は最終焼鈍温度（ＦＡ）が高いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料５−４は熱間圧延の最終仕上げ温度（ＦＴ）が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料６−１、６−２は本発明例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料６−３は冷延率が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料６−４はγ相率が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料７−１、７−２は本発明例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料７−３は最終焼鈍温度（ＦＡ）が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料７−４は熱延板焼鈍温度（ＨＡ）が高いため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料８−１、８−２は本発明例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料８−３は最終焼鈍温度（ＦＡ）が高いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料８−４は熱間圧延における、圧下率が３５％超のパスの回数（Ｎ）が０回なため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料９−１、９−２は参考例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料９−３は最終焼鈍温度（ＦＡ）が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料９−４は冷延率が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料１０−１、１０−２は参考例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料１０−３は熱延板焼鈍温度（ＨＡ）が高いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料１０−４はγ相率が本発明範囲から外れたため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料１１−１、１１−２は本発明例であり、良好な耐破壊性が得られている。試料１１−３は熱間圧延の最終仕上げ温度（ＦＴ）が高いため、耐破壊性が本発明から外れた。試料１１−４はγ相率が本発明範囲から外れたため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料１２−１〜３は成分が本発明範囲外であるため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料１３−１〜３はＭｄ値が低いため、耐破壊性が本発明から外れた。
試料１４−１〜３はＭｄ値が高いため、耐破壊性が本発明から外れた。
なお、本発明における鋼板の製造方法について、熱延条件や熱延板厚、熱延板および冷延板焼鈍雰囲気などは、適宜選択すれば良い。冷延におけるパススケジュールや冷延率、ロール系についても特別な設備を必要とせず、既設設備を効率的に使用すれば良い。また、冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。更に、製品板厚についても、要求部材圧に応じて選択すれば良い。
本発明によれば、鋼の成分、製造条件の範囲を規定することにより、低温での強度や耐破壊性が必要な冷蔵・冷凍構造部材用鋼板として、優れた耐低温破壊性を有するＮｉ含有量が少なく経済性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。本発明は、冷蔵・冷凍コンテナ用部材として最適であるが、その用途以外にも例えば、寒冷地の屋外などの低温環境に適用される構造物、配管類、輸送機器の部品類や液化ガスの貯蔵容器、薬品処理設備部品、熱交換器部品などの耐低温破壊性が重要である広範囲な用途に適用できるものである。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：１．００〜８．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：１７．０〜２５．０％、Ｎｉ：０．１０〜６．００％、Ｎ：０．０８０〜０．２２３％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＰＩ値が３０未満のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板であって、
オーステナイト相が２０％以上存在し、オーステナイト相中の化学組成より式（２）で計算されるＭｄ値が−１１０以上２０以下であり、
静的引張において耐力と引張強さの平均値と全伸びの積が−１００℃〜１０℃の温度範囲で０．３５０Ｊ／ｍｍ ３ 以上であることを特徴とする低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
ＰＩ値＝｛Ｃｒ｝＋３．３｛Ｍｏ｝＋１６｛Ｎ｝ ・・・（１）
Ｍｄ値＝５５１−４６２（｛Ｃ｝＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９［Ｎｉ］−２９［Ｃｕ］−１８．５［Ｍｏ］ ・・・（２）
［但し、式（１）及び式（２）中の｛ ｝で囲まれた元素記号は、当該元素の鋼板全体での含有率（質量％）であり、［ ］で囲まれた元素記号は、当該元素のオーステナイト相中での含有量（質量％）であり、式（１）及び式（２）において当該元素を含有しない場合は０を代入する。］ - 質量％で、前記Ｎｉを１．００〜６．００％含有し、
更に質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜２．５０％、Ｓｎ：１．００％以下、Ｗ：０．０１〜１．００％、Ｖ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上からなる第１群、
Ｎｂ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種以上からなる第２群、および、
Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．５０％以下、希土類元素：０．５０％以下の１種または２種以上からなる第３群のうち、
少なくともいずれかの群を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。 - 請求項１または２に記載の構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
請求項１または２に記載の成分の鋼を連続鋳造し、
得られた鋼片を１１５０℃〜１２５０℃に加熱し、圧下率が３５％超のパスが１パス以上あり、かつ仕上温度が９５０℃以上である熱間圧延を行い、
熱延板を９７５℃〜１１２５℃で焼鈍し、
冷延圧下率が６０％以上である１回の冷間圧延、または、中間焼鈍を挟みすべての回で冷延圧下率が６０％以上である２回以上の冷間圧延を行ない、
最終焼鈍を１０００（℃）〜１０００＋０．８×ｒ℃で実施することを特徴とする低温での耐破壊性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚−冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値であり、ｒは冷延圧下率と同値の温度（℃）である。ただし、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、ｒの計算に最終の冷間圧延の圧下率を用いる。
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