JP2008081758A - スポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】スポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板を提供する。
【解決手段】C≦0.010%、Si≦0.15%、Mn≦0.2%、P≦0.04%、S≦0.005%、Al≦0.05%、0.006≦N≦0.010%、Cr:20〜23%、Cu:0.3〜0.6%、Ni≦0.5%、Ti:0.2〜0.4%を含み、TiがTi/N：20〜50であり、残部がFeおよび不可避不純物からなり、板厚中央部において、平均粒径50nm〜100nmのTiNが析出している鋼板である。このように、微細なTiＮを適正に存在させることで、熱影響部の結晶粒粗大化が抑制され継手強度が向上する。
【選択図】なし

Description

本発明は、厨房、家庭用電気機器、器物、コンテナなどに用いる、耐食性に優れ、かつ、プレス加工時のスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。

フェライト系ステンレス鋼板は、意匠性や耐食性が優れるため、建築物、輸送機器、家庭電化製品、厨房など、様々な用途に用いられている。この際に、プレス部品の接合には簡便な抵抗スポット溶接が用いられることが多い。しかし、フェライト系ステンレス鋼板では、高耐食性を実現するためにCおよびN含有量を低減しかつCr含有量を高めており、純度が高いために、溶接部近傍のフェライト粒が粗大化しやすい。そのため、溶接熱影響部で問題となる溶接部靱性について、厚鋼板では問題は生じないが、薄鋼板の場合は継手強度が熱影響部の粗粒化で通常の炭素鋼よりも極端に低下し、その結果、継手強度が維持されにくいと言う欠点が生じている。

これに対して、特許文献１には、Mg添加で溶接金属および熱影響部の酸化物密度を上げ、結晶粒の粗大化を抑制する溶接性に優れた高加工性フェライト系ステンレス薄鋼板が開示されている。しかし、この方法では、Mgは凝固時に浮力を受けて表層付近に濃縮するため鋼板表層付近の結晶粒粗大化は防止できるが、板厚中央部の粗大化は防止できず、板厚中央部の組織が重要なスポット溶接では熱影響部の結晶粒粗大化を防止できず、継手強度が低い。
特許文献２には、TiまたはAlの酸化物を核とした複合酸化物の粒径と密度を規定することで結晶粒の粗大化を抑制する溶接性に優れた高加工性フェライト系ステンレス薄鋼板が開示されている。しかし、この方法でも、板厚中央部の粗大化は防止できず、板厚中央部の組織が重要なスポット溶接熱では影響部の結晶粒粗大化を防止できず、継手強度が低い。特許文献３には、溶接金属中のOおよびN量をCおよびCr量と絡めて規定し、溶接金属内の析出物密度を低減することでレーザー溶接部の靱性を向上させたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。しかし、この方法では、レーザー溶接のような極めて細い溶接部の靱性をあげることができるが、スポット溶接継手の強度を上げることができない、また、凝固部の組織微細化しかできず、スポット溶接に重要な熱影響部の結晶粒粗大化を抑制できない。この結果、継手強度は向上しない。
特許文献４には、AlとMg添加量を制御して溶融部の凝固組織微細化を図る溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。しかしながら、この技術も溶融凝固組織の微細化を目的としたもので溶接熱影響部には何ら影響を与えない。
特開平11-256285号公報 特開2001-254153号公報 特開平7-286239号公報 特開平9-217151号公報

本発明は、かかる事情に鑑み、従来発明ではなしえなかったスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供するものである。

本発明者らは前述の課題を解決するために、スポット溶接継手の強度を溶接部組織と絡めて詳細に調査した。その結果、以下の知見を得た。
スポット溶接部のナゲット（溶融凝固部）周囲の熱影響部の組織が微細であるときに、破壊が熱影響部の外側でおきる。
スポット溶接部のナゲット（溶融凝固部）周囲の熱影響部の結晶粒が粗大であるときに、ナゲットと熱影響部の境界より、破壊がはじまる。
そして、あるものは熱影響部が微細であり、あるものは粗大となったことから、その差異について詳細に調査した結果、熱影響部の結晶粒が微細なものでは、結晶粒界に微細なTiNが分布していた。
さらに、そのような微細なTiNの適正な存在状態を追究した結果、板厚の中央部（表層から板厚の1/4〜3/4の部位）で、平均粒径50nm〜100nmのTiNが分布している場合に、熱影響部の結晶粒粗大化が抑制されてスポット溶接継手強度が高い。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］mass%で、C≦0.010%、Si≦0.15%、Mn≦0.2%、P≦0.04%、S≦0.005%、Al≦0.05%、Ｎ:0.006〜0.010%、Cr:20〜23%、Cu:0.3〜0.6%、Ni≦0.5%、Ti:0.2〜0.4%を含み、TiがTi/N：20〜50であり、残部がFeおよび不可避不純物からなり、板厚中央部において、平均粒径50nm〜100nmのTiNが析出していることを特徴とするスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板。
［２］前記［１］において、板厚中央部において、平均粒径50nm〜100nmのTiNが、断面組織の100μm²あたり10個以上の分布密度で析出していることを特徴とするスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板。
［３］前記［１］に記載の組成を有する鋼を1200℃以下に加熱後、仕上温度：950℃以下、巻取温度：400℃〜600℃にて熱間圧延を行い、次いで、焼鈍温度：1000℃以下、焼鈍時間：100秒以下で熱延板焼鈍を行い、酸洗、冷間圧延後、800℃以上の温度で冷延板焼鈍することを特徴とするスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべてmass％である。また、板厚中央部とは板厚の1/4〜3/4の部分を指す。

本発明によれば、スポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板が得られる。

以下に本発明を詳細に説明する。まず、本発明の成分組成について説明する。
(1)C≦0.010%
CはCrと結合して固溶Cr量を減じるため、耐食性を劣化させる。また、Cr炭化物の析出はフェライト粒界近傍のCr含有量を減じ、Crのソルートトラッグによるフェライト結晶粒成長効果を減じてしまう。以上より、C含有量は0.010%以下とする。

(2)Si≦0.15%
Siは固溶強化元素であり、鋼を硬質、低延性化する。そのため、Si含有量は0.15%以下とする。

(3)Mn≦0.2%
Mnは、耐食性を劣化させる元素であるとともに溶接継手の破壊の起点であるMnSの構成元素でもある。そのため、Mn含有量は0.2%以下とする。

(4)P≦0.04%
Pは鋼を顕著に固溶強化するとともに、粒界に偏析して粒界の脆性破壊を助長する。本発明ではPを加工性の観点から低める必要がある。よって、P含有量は0.04%以下とする。

(5)S≦0.005%
SはMnSもしくは、TiSをフェライト粒界に形成して溶接継手のわれの起点となる。そのためS含有量は0.005%以下とする。好ましくは、0.003%以下である。

(6)Al≦0.05%
Alは脱酸剤であり、鋼の清浄度を向上させるためには積極的な添加が望まれる。そのため、0.02%以上の添加が望ましい。しかし、多量に添加されると結晶粒の粗大化を容易にするとともに熱影響部の脆性破壊を招く。以上より、Al含有量は0.05%以下とする。望ましくは、0.03%以下である。

(7) Ｎ:0.006〜0.010%
NはCrと結合して固溶Cr量を減じるため、耐食性を劣化させる。また、Cr窒化物の析出はフェライト粒界近傍のCr含有量を減じ、Crのソルートトラッグによるフェライト結晶粒成長効果を減じてしまう。また、これによりTiNの析出も抑制されてしまう。以上より、N含有量は0.010%以下とする。但し、0.006%を下回ると結晶粒成長抑制効果を有する微細なTiNが析出しなくなるので、下限は0.006%とする。

(8)Cr:20〜23%
Crはステンレス鋼表面に不動態被膜を形成し、耐食性を向上させる元素である。通常のフェライト系ステンレス鋼板はSUS430に代表されるように18%のCrを含有しているが、本発明鋼はSUS430を凌ぐ耐食性を必要とされるところに用いることを前提としているため、Cr含有量は20%以上とする。ただし、Cr含有量が23%を超えると、Crによる再結晶の遅延が顕著となり、鋼が高質化してしまう。以上より、Cr含有量は20％以上23%以下とする。

(9)Cu:0.3〜0.6%
Cuは、C含有量0.01%以下でかつCr含有量20%以上で耐食性を向上させる働きがある。したがってC含有量が少なく20%以上のCrを含有する本発明鋼では、耐食性をさらに良好なものとするためにCuを0.3%以上添加する。一方、0.6%を超えて添加するとCuSが析出し易くなり、これが粒界に析出するとわれの起点となり易い。このため、スポット溶接継手強度が低下する。以上より、Cu含有量は0.3％以上0.6%以下とする。好ましくは、0.5%以下である。

(10)Ni≦0.5%
Niは耐食性を向上させる元素であるが、多量に混入すると鋼を硬質化して延性劣化の原因となる。よって、Ni含有量は0.5%以下とする。

(11)Ti:0.2〜0.4%, Ti/N:20〜50
Tiは、N,C,Sと結合して窒化物、炭化物、硫化物を形成する。Ti含有量が0.2%未満ではこれらの元素を析出物として固定できず、結果としてCr炭化物が形成されて耐食性が劣化する。このため、Tiは0.2%以上添加する。一方、0.4%を超えて添加すると、TiNやTiSの核生成が過剰に促進されて微細析出するようになり、鋼が硬質、低延性化してしまう。以上より、Ti含有量は0.2％以上0.4％以下とする。
また、Ti含有量とN含有量の比であるTi/Nが20を下回ると、析出しているTiN量が少なく熱影響部のフェライト粒粗大化を防止できない。一方、Ti/Nが50を超えるとTiNが粗大となり、やはり、熱影響部の粗粒化を抑制できない。よって、Ti/Nは20以上50以下とする。

上記以外の残部はFe及び不可避的不純物である。不純物元素として、Nb≦0.015%、B≦0.001%、Mo≦0.1%、V≦0.05%、Mg≦0.01%、Ca≦0.01%等が混入しても効果は得られるが、これらの含有量は少ないほど好ましい。

(12)板厚の中央部（表層から板厚の1/4〜3/4の部位）で平均粒径50nm〜100nmのTiNが析出
本発明において、最も重要な要件である。スポット溶接継手の熱影響部は継手引張試験で応力が直接かかり、そこから破壊が始まる。特に応力はその形状から板厚中央部で支えることになると考えられる。そこで、板厚中心部にある結晶粒の溶接時の粗大化防止が重要となる。TiNの平均粒径が50nmを下回るとフェライト粒界が脆化して継手強度が増加しなくなる。一方、100nmを超えると結晶粒粗大化を防止することができなくなる。以上より、本発明においては、板厚中心部に、平均粒径50nm〜100nmのTiNを析出しているものとする。なお、TiNがフェライト粒成長を抑制するのは、TiNが高温でも安定的に鋼中に存在できるためと考える。
また、上記TiNの板厚中央部における分布密度は、熱影響部の結晶粒粗大化防止の観点から、平均粒径50nm〜100nmのTiNが断面組織の100μm²あたり10個以上、望ましくは10個以上10000個以下であることが好ましい。平均粒径50nm〜100nmのTiNが断面組織の100μm²あたり10個未満では溶接でのフェライト粒成長を抑制できずに、HAZが混粒化し継手強度が低下する。一方、10000個超えでは一つ一つが微細となり、鋼板自体の延びが低下する場合がある。
なお、板厚中央部における平均粒径50nm〜100nmのTiN の分布状態は透過型電子顕微鏡で観察することにより確認することができる。そして、TiNの平均粒径は100個のTiNの立方体の一辺の長さの平均とし、断面組織の100μm²あたりの個数は圧延方向に平行な板厚方向断面の100μm²をSEMで観察することにより求めることができる。

次に本発明のスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
本発明のステンレス鋼板は、上記の組成を有する鋼を1200℃以下に加熱後、仕上温度：950℃以下、巻取温度：400℃〜600℃にて熱間圧延を行い、次いで、1000℃以下の焼鈍温度で100秒以下の焼鈍時間で熱延板焼鈍を行い、酸洗、冷間圧延後、800℃以上の温度で冷延板焼鈍することで得られる。

熱間圧延：1200℃以下の加熱
熱間圧延時の鋼塊（スラブ）加熱温度が1200℃を上回るとTiNがスラブ加熱中に粗大化しスポット溶接部の熱影響部の結晶粒粗大化を抑制できなくなる。したがって、熱間圧延時の加熱温度は1200℃以下とする。

熱間圧延、仕上温度：950℃以下
本発明鋼板の熱間圧延の仕上温度が950℃を上回ると、フェライト粒が展伸し、フェライト粒界に出るTiNの分散が偏ってしまう。このとき、TiNの分散が薄くなった部分での結晶粒成長が起きてしまい、結果的にスポット溶接継手の強度が低下する。そのため、仕上温度は950℃以下とする。好ましくは、850℃以上である。

熱間圧延、巻取温度：400℃〜600℃
巻取温度は熱延板中の析出物制御に重要である。400℃を下回るとTiCが析出せず、続く焼鈍時に粗大な熱延板粒界にTiNが析出してTiNの分布密度が薄くなる。この結果、継手強度は低下する。一方、600℃超えでは、TiNのまわりにTi₄C₂S₂が析出してTiNを事実上粗大化してしまう。これによりスポット溶接継手強度は劣化する。以上より、巻取温度は400℃以上600℃以下とする。

熱延板焼鈍：1000℃以下、100秒以下
熱延板焼鈍温度が1000℃を超えると、微細なTiNが粗大化し易くなりスポット溶接部の熱影響部の結晶粒粗大化を防止できなくなる。したがって、熱延板焼鈍温度は1000℃以下とする。また、焼鈍温度が1000℃よりも低い温度でも焼鈍時間が100秒を超えて保持するとやはりTiNは粗大化する。よって、熱延板焼鈍時間は100秒以下とする。

酸洗、冷間圧延
酸洗はステンレス鋼板で通常用いられる方法により行うことができる。また、冷間圧延条件は特に限定しない。例えば、冷間圧延時の圧延率は機械的特性を確保するために50％以上が好ましい。また、冷間圧延は1回または中間焼鈍を含む2回以上の冷間圧延としてもよい。

冷延板焼鈍、焼鈍温度：800℃以上
冷延板焼鈍温度が低いと圧延方向に展伸した冷間圧延組織が残留し易くなり継手強度が低下する。また、再結晶が不十分では伸びも極端に低くなる。以上より、本発明では、冷延板焼鈍温度を800℃以上とする。TiN粗大化防止の観点からは好ましくは1000℃以下である。

得られた焼鈍板に調質圧延を施してもよい。このときの調質圧延率は1.5%以下0.5%以上が好ましい。

表1に示す化学成分を有する鋼を溶製し、表2に示す条件にて熱間圧延、熱延板焼鈍を行った。熱延鋼板の板厚は3mmとした。次いで、酸洗した後に、板厚0.8mmまで冷間圧延した。次いで、表2に示す条件にて冷延板焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。

以上により得られた冷延焼鈍板に対し、引張方向が圧延方向と平行になるようにJIS 13号B引張試験片を採取し、引張試験を行った。
また、幅30mmで長さ100mmの短冊を切り出し、各々の短冊の長手方向が平行で、かつ、30mmラップするように2枚の板を重ね、重なった30mm角の領域の中央に抵抗スポット溶接を行った。スポット溶接には単相交流機を用い、電極はCr銅のDR型を用いた。加圧力を400kgf、スクイズを50cy/50Hz、通電時間を20cy/50Hz、通電後の保持を50cy/50Hzとした。溶接電流は8kAとした。溶接継手の引張せん断は、100mm長さ方向の継手両端部を引張試験機で引張り、最大荷重を測定した。
また、鋼板の板厚中央部より薄膜をツインジェット法で作製し、TiNを透過型電子顕微鏡で観察した。
以上により得られた結果を条件と併せて表２に示す。

表２より、本発明例では、引張せん断強さ、その他の特性、いずれも優れ、特にELが30％以上とスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板が得られている。
なお、本発明例では、板厚中央部において、平均粒径50nm〜100nmのTiNが断面組織の100μm²あたり10個以上の分布密度で析出していた。

一方、比較例では、引張せん断強さが劣っている。さらに、Cが本発明範囲外で高いNo4の比較例、Ｎの量およびTiNの平均粒径が本発明範囲外で低いNo5の比較例、巻取温度が本発明範囲外で低くTiNの平均粒径が本発明範囲外で小さいNo14の比較例、および焼鈍温度が本発明範囲外で低くTiNの平均粒径が本発明範囲外で小さいNo24の比較例では、伸びも劣っている。

厨房、家庭用電気機器、器物、コンテナ、建築内外装材等を中心に、プレス加工時のスポット溶接継手強度が要求される部材として好適である。

Claims (3)

1. mass%で、C≦0.010%、Si≦0.15%、Mn≦0.2%、P≦0.04%、S≦0.005%、Al≦0.05%、Ｎ:0.006〜0.010%、Cr:20〜23%、Cu:0.3〜0.6%、Ni≦0.5%、Ti:0.2〜0.4%を含み、TiがTi/N：20〜50であり、残部がFeおよび不可避不純物からなり、
   板厚中央部において、平均粒径50nm〜100nmのTiNが析出していることを特徴とするスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板。
2. 板厚中央部において、平均粒径50nm〜100nmのTiNが、断面組織の100μm²あたり10個以上の分布密度で析出していることを特徴とする請求項１に記載のスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板。
3. 請求項１に記載の組成を有する鋼を1200℃以下に加熱後、仕上温度：950℃以下、巻取温度：400℃〜600℃にて熱間圧延を行い、
   次いで、焼鈍温度：1000℃以下、焼鈍時間：100秒以下で熱延板焼鈍を行い、
   酸洗、冷間圧延後、800℃以上の温度で冷延板焼鈍することを特徴とするスポット溶接継手強度の高いフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。