JP2015137375A - 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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Abstract
【解決手段】C: 0.002〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜2.00%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 11.5%〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.01〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造される。鋳造時の溶鋼温度を、Ti%×N%値により、T1(℃)=1559-1.55×Cr%以上、もしくはT2(℃))=1559-1.55×Cr%+(Ti%×N%-3.5×10-3)×(3486×Si%+5632)以上とする。
【選択図】なし
Description
T1(℃)=1559-1.55×Cr% 式(1)
T2(℃)=1559-1.55×Cr%+(Ti%×N%−3.5×10-3)×(3486×Si%+5632) 式(2)
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量(質量%)を表す。
[1]成分組成は、質量%で、C: 0.002〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜2.00%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 11.5%〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.01〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造されることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。
[2]前記[1]において、質量%で、さらに、Cu: 0.01〜1.00%、Mo: 0.01〜2.00%、Nb: 0.002〜0.50%、V: 0.01〜0.50%のいずれか1種以上を含むことを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。
[3]前記[1]または[2]に記載の成分組成からなる溶鋼を連続鋳造するに際し、鋳造時の溶鋼温度を、Ti%×N%値が3.5×10-3未満の場合には式(1)のT1(℃)以上、Ti%×N%値が3.5×10-3以上の場合には式(2)のT2(℃)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。
T1(℃)=1559-1.55×Cr% 式(1)
T2(℃)=1559-1.55×Cr%+(Ti%×N%−3.5×10-3)×(3486×Si%+5632) 式(2)
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量(質量%)を表す。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%はすべて質量%である。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、成分組成は、質量%で、C: 0.002〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜2.00%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 11.5%〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.01〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造される。
特に、表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造されたフェライト系ステンレス冷延鋼板とすることは、本発明において重要な要件である。
C: 0.002〜0.020%
Cは不可避的に含まれる元素である。C量が高いほど強度が向上し、少ないほど加工性が向上する。十分な強度を得るためには0.002%以上の含有が必要であるが、0.020%を超えて含有すると加工性の低下が顕著となるうえ、Cr炭化物の析出による局所的なCr欠乏に起因した耐食性の低下が生じやすくなる。そのため、C量は0.002%以上0.020%以下の範囲とする。C量が低いほど耐食性および加工性の観点では好ましいが、C量を極度に低下させることは精錬に時間がかかり、製造上好ましくないため、好ましくは0.003%以上0.015%以下の範囲とする。より好ましくは0.005%以上0.010%以下の範囲である。
NはCと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素である。N量が高いと強度が向上し、少ないほど加工性が向上する。十分な強度を得るためには0.001%以上の含有が適当である。一方、含有量が0.020%を超えると加工性(伸び)が顕著に低下する上、Cr窒化物の析出を助長することによる耐食性の低下が生じるため好ましくない。そのため、N量は0.001%以上0.020%以下の範囲とする。耐食性の観点から、N量は低いほど好ましいが、N量を低減するためには精錬時間を増加させる必要があり、製造コストの上昇および生産性の低下を招くため、好ましくは0.003%以上0.020%以下の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.005%以上0.015%以下の範囲である。
Siは脱酸剤として必要な元素である。この効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が2.00%を超えると、熱間圧延工程における圧延荷重が増大し製造性が低下するとともに熱延板の靭性が低下するため好ましくない。そのため、Si量は0.01%以上2.00%以下とする。好ましくは0.05%以上1.50%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上1.00%以下の範囲である。
Mnは脱酸剤として有効な元素である。この効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が1.00%を超えると腐食の起点となるMnSの析出が促進され耐食性が低下する。そのため、Mn量は0.01%以上1.00%以下の範囲とする。好ましくは0.05%以上0.70%以下の範囲である。より好ましくは0.05%以上0.30%以下の範囲である。
Pは熱間加工性の観点から少ないほうが望ましく、P量は0.04%以下とする。
Sは熱間加工性および耐食性の観点から少ないほうが望ましく、S量は0.02%以下とする。
Alは脱酸に有効な元素である。この効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が0.40%を超えるとAl系の非金属介在物が増加し、表面欠陥の発生と加工性の低下を誘引する。そのため、Al量は0.01%以上0.40%以下の範囲とする。
Crはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。11.5%未満では、溶接部および母材で十分な耐食性が得られない。一方、25.0%を超えて含有すると、σ(シグマ)相の生成により熱延板の靭性が低下し、熱延板の連続焼鈍が困難となるため製造上好ましくない。そのため、Cr量は11.5%以上25.0%以下の範囲とする。好ましくは12.0%以上23.0%以下の範囲である。より好ましくは15.0%以上22.0%以下の範囲である。
Niはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、不動態皮膜が形成できず活性溶解が生じる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。この効果は0.01%以上の含有によって得られ、含有量が多いほどその効果は高くなる。しかし、含有量が1.00%を超えると、加工性が低下することに加えて、応力腐食割れが発生しやすくなる。さらには、Niは高価な元素であるため、製造コストの増大を招くため好ましくない。そのため、Ni量は0.01%以上1.00%以下の範囲とする。好ましくは0.05%以上0.70%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上0.40%以下の範囲である。
TiはC、Nと優先的に結合して炭窒化物を形成する元素である。Tiを含有すると固溶C、Nが炭窒化物として固定され加工性が向上する。また、TiはCrよりも窒化物を生成しやすい元素でもあるため、溶接を施される用途にステンレス冷延鋼板を適用した場合に、Cr窒化物の生成に起因する鋭敏化による耐食性の低下を抑制する効果もある。これらの効果を得るためには0.01%以上の含有が必要である。しかし、含有量が0.45%を超えると本発明が提供する製造方法をもってしても粗大なTiNクラスターの生成を抑制することができないため、表面欠陥の発生を抑制することが困難となる。そのため、Ti量は0.01%以上0.45%以下の範囲とする。好ましくは0.05%以上0.40%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上0.35%以下の範囲である。
Cuは耐食性を向上させる元素であり、水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の母材および溶接部の耐食性を向上させるのに特に有効な元素である。これらの効果は0.01%以上の含有によって得られ、その効果はCu添加量が大きいほど高くなる。しかし、1.00%を超えてCuを含有すると、熱間加工性が低下するとともに、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれるCu起因の酸化物が熱延スラブ上に生成し、表面欠陥を誘引するため好ましくない。さらには焼鈍後の脱スケールが困難となるため製造上好ましくない。そのため、Cu量は0.01%以上1.00%以下とする。好ましくは0.05%以上0.80%以下の範囲である。より好ましくは0.20%以上1.00%以下の範囲である。
Moはステンレス鋼の耐食性を顕著に向上させる元素である。この効果は0.01%以上の含有によって得られ、その効果は添加量が多いほど向上する。しかし、Mo含有量が2.00%を超えると、熱間圧延時の圧延負荷が大きくなり製造性が低下するとともに、鋼板強度の過度な上昇が生じる。また、Moは高価な元素であることから、多量の含有は製造コストを増大させるため好ましくない。そのため、Mo量は0.01%以上2.00%以下とする。好ましくは0.05%以上1.50%以下の範囲である。より好ましくは0.10%以上1.00%以下の範囲である。
NbはC、Nと優先的に結合してCr炭窒化物の析出による鋭敏化に起因した耐食性の低下を抑制する元素である。この効果は、0.002%以上の含有で得られる。一方、Nbは再結晶温度を上昇させる元素でもあり、0.50%を超えて含有すると、再結晶温度が過度に上昇し、普通鋼用冷延板焼鈍ラインを用いた焼鈍工程において焼鈍が不十分となり、未再結晶粒と再結晶粒が混在することによる加工性の低下が生じるため好ましくない。そのため、Nb量は0.002%以上0.50%以下の範囲とする。好ましくは0.010%以上0.40%以下の範囲である。より好ましくは0.05%以上0.35%以下の範囲である。
Vは焼鈍後の結晶粒を微細化し、表面の肌荒れの防止や疲労特性の向上に有効な元素である。また、溶接を施した場合に溶融池中の窒素や溶接相手材から混入した炭素および窒素を炭窒化物として固定し、溶接部の鋭敏化による耐食性低下を抑制する効果がある。これらの効果は0.01%以上の含有によって得られる。しかし、含有量が0.50%を超えると加工性が低下するとともに、原料コストが上昇するため好ましくない。そのため、V量は0.01%以上0.50%以下の範囲とする。好ましくは0.01%以上0.15%以下の範囲である。より好ましくは0.02%以上0.05%以下の範囲である。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、上記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、連続鋳造法により鋼素材(スラブ)とする。
次いで、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。熱延板焼鈍は適宜行われる。次いで、冷間圧延により冷延板とした後、再結晶焼鈍・酸洗を施して製品とする。上記において、本発明では連続鋳造するに際し、鋳造時の溶鋼温度を、Ti%×N%値が3.5×10-3未満の場合には式(1)のT1以上,Ti%×N%値が3.5×10-3以上の場合には式(2)のT2以上とする。鋳造時の溶鋼温度は本発明において、重要な要件である。
T1(℃)=1559-1.55×Cr% 式(1)
T2(℃)=1559-1.55×Cr%+(Ti%×N%−3.5×10-3)×(3486×Si%+5632) 式(2)
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量(質量%)を表す。
液相から初晶フェライト相が晶出し、このフェライト相にTiNが析出する。凝固開始温度より溶鋼温度を20℃以上高くすれば、TiN晶出現象の駆動力が大きく なりTiNの核がフェライト相に多量に生成し、微細なTiNが析出し、粗大なTiN クラスターの生成を防止できる。また、本発明の成分組成範囲では凝固開始温度はCr含有量が増加するほど低温化し、1539-1.55×Cr%℃と近似できることを見出した。以上の考察の結果、Ti%×N%値が3.5×10-3未満の場合の溶鋼温度は(1559-1.55×Cr%)℃以上とする。(1559-1.55×Cr%)℃未満では、晶出の駆動力が小さくフェライト相に生成するTiNの核が少なくなり、ひとつの核がより大きく成長して粗大なTiNクラスターが生成してしまう。
液相から初晶フェライト相ではなく初晶TiNが晶出する。これは、Tiおよび/またはNの含有量が多くなると溶鋼中にTiあるいはNの状態で存在しきれる量を上回り、許容量以上のTiおよびNが溶鋼からTiNとして排出されるためである。TiN晶出開始温度はTi%×N%値が大きいほど高くなることに加え、Si含有量が多いほど高くなる。そのためTiN晶出開始温度は、前述の凝固開始温度1539-1.55×Cr%に(Ti%×N%−3.5×10-3)×(3486×Si%+5632))℃を加えた温度となる。そして、溶鋼温度がこのTiN晶出開始温度より20℃以上高温であれば、晶出現象の駆動力が大きくなりTiNの核が溶鋼中に多量に生成し、微細なTiNが生成し、粗大なTiNクラスターの生成を防止できる。以上より、Ti%×N%値が3.5×10-3以上の場合の溶鋼温度は(1559−1.55×Cr%+(Ti%×N%−3.5×10-3)×(3486×Si%+5632))℃以上とする。溶鋼温度が(1559−1.55×Cr%+(Ti%×N%−3.5×10-3)×(3486×Si%+5632))℃未満では、晶出の駆動力が小さく溶鋼中に生成するTiNの核が少なくなり、ひとつの核がより大きく成長して粗大なTiNクラスターが生成してしまう。
通常、熱延板は800〜1100℃で1〜10分の熱延板焼鈍が施されるが、用途によっては熱延板焼鈍を省略しても良い。
冷間圧延は伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から50%以上の圧下率で行うことが望ましい。
冷延板の再結晶焼鈍は、一般的にはJIS G 0203の表面仕上げで行うことが好ましい。No. 2B仕上げ品の場合、良好な機械的性質を得ることおよび酸洗性の面から800〜1200℃で行うことが好ましい。また、より光沢を求めるためにBA焼鈍(光輝焼鈍)を行っても良い。
以上により、表面性状に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られる。
表1に示す化学組成を有するステンレス溶鋼A〜Iを容量150tonの転炉と強攪拌・真空酸素脱炭処理(SS-VOD)の精錬で溶製した。この溶鋼をタンディッシュを介して連鋳鋳型に注いで幅1000mm、厚さ200mmの鋼スラブとした。鋳型に注入を開始する直前にタンデッシュの溶鋼を測定したものを鋳造開始温度時の溶鋼温度とし、取鍋(SS-VOD鍋)から全ての溶鋼がタンデッシュに出た時点でタンデッシュの溶鋼を測定したものを鋳造終了時の溶鋼温度として表2に示した。
各鋼種からスラブ一枚を採取し、冷却後にスラブの板厚面表面から深さ方向に100mmの位置まで、鋳造方向に平行な断面で、幅方向を端部から全幅の1/4、1/2および3/4の位置において、金属組織観察用の試験片を採取し、走査型電子顕微鏡による観察・分析を行い、任意の180μm×240μmの領域に存在する全てのTiNクラスターを撮影した。TiNであることの確認は走査型電子顕微鏡に付属させたエネルギー分散型蛍光X線分光装置により行った。撮影した画像について画像処理装置を用いてTiNクラスターの断面積を計測した。
Claims (3)
- 成分組成は、質量%で、C: 0.002〜0.020%、N: 0.001〜0.020%、Si: 0.01〜2.00%、Mn: 0.01〜1.00%、P: 0.04%以下、S: 0.02%以下、Al: 0.01〜0.40%、Cr: 11.5%〜25.0%、Ni: 0.01〜1.00%、Ti: 0.01〜0.45%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
表面から10mm以内の領域に存在するTiNクラスターの最大断面積が625μm2未満である連続鋳造後のスラブから製造されることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。 - 質量%で、さらに、Cu: 0.01〜1.00%、Mo: 0.01〜2.00%、Nb: 0.002〜0.50%、V: 0.01〜0.50%のいずれか1種以上を含むことを特徴とする請求項1に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
- 請求項1または2に記載の成分組成からなる溶鋼を連続鋳造するに際し、鋳造時の溶鋼温度を、Ti%×N%値が3.5×10-3未満の場合には式(1)のT1(℃)以上、Ti%×N%値が3.5×10-3以上の場合には式(2)のT2(℃)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。
T1(℃)=1559-1.55×Cr% 式(1)
T2(℃)=1559-1.55×Cr%+(Ti%×N%−3.5×10-3)×(3486×Si%+5632) 式(2)
なお、前記Ti%、前記N%、前記Cr%、前記Si%はそれぞれTi、N、Cr、Siの含有量(質量%)を表す。
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