JP2015187290A - フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品 - Google Patents

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Abstract

【課題】板厚が５ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼板で、鋼板製造時の割れを防止するとともに、靭性に優れたフランジ部品を提供する。
【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００２〜０．０１％、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚が５ｍｍ以上、＜０１１＞方向が圧延方向と１５°以内にある結晶粒の面積率の比率が２０％以上であることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼。
【選択図】図１

Description

本発明は、板厚が５ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼板であって、鋼板製造時の割れを防止するとともに、本発明用途であるフランジ部品に対して耐食性、靭性に優れた素材を提供するものである。
自動車の排ガス経路は、エキゾーストマニホールド、マフラー、触媒、フレキシブルチューブ、センターパイプおよびフロントパイプ等様々な部品から構成されている。これらの部品をつなげる際、フランジと呼ばれる締結部品を使用することが多い。自動車の排気系部品では、加工工数が少なく済むと同時に作業空間が狭く済むため、フランジ接合が積極的に採用されている。また、振動による騒音および剛性確保の観点から、５ｍｍ厚以上の厚手フランジが使用されることが多い。フランジはプレス成形の他、打ち抜き等の加工によって製造されるが、従来普通鋼板が素材として利用されていた。しかしながら、普通鋼は耐食性に劣るため、自動車製造後に初期錆びと呼ばれる錆が発生し、美観を損なう場合があった。このため、フランジ素材として普通鋼板に換えてステンレス鋼板の使用が積極的に進められつつある。
フェライト系ステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板に比べてＮｉ含有量が少なく低コストなため、フランジには主としてフェライト系ステンレス鋼板が適用される場合が多いが、靭性に劣ることが課題であった。靭性が低いと鋼板製造過程のライン通板時およびコイル展開時に板破断が生じてしまう問題が生じる。また、フランジ加工において、切断、打ち抜き等の加工時に割れが生じることがある。更に、冬場の低温環境において衝撃が加えられた際にフランジが割れてしまい、自動車排気管が損傷してしまう問題が生じる。５ｍｍ以上の厚手フェライト系ステンレス鋼板で特に靭性が低い場合があり、フランジに適用する場合に信頼性が低いという課題があった。
本発明は、フランジ用厚手フェライト系ステンレス鋼板の靭性に関するもので、特に熱延鋼板あるいは熱延後焼鈍・酸洗処理が施されるＮｏ．１製品に関するものである。フェライト系ステンレス鋼板の靭性に関する課題を解決するための工夫がいくつか成されている。例えば、特許文献１および２には、板厚が５〜１２ｍｍのフェライト系ステンレス鋼熱延コイルまたは熱延焼鈍コイルを大量生産するための製造条件について開示されている。特許文献１はＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼を対象としており、硬さおよびシャルピー衝撃値を調整するために、巻取温度を５７０℃以上とし、コイルを水中に浸漬する方法が示されている。一方、特許文献２はＮｂ含有フェライト系ステンレス鋼を対象としており、硬さおよびシャルピー衝撃値を調整するために、熱延仕上温度を８９０℃以上とし４００℃以下で巻き取り、コイルを水中に浸漬する方法が示されている。これらは、熱延板あるいは熱延・焼鈍板の靭性向上の点から熱延条件を規定しているが、コイル全長を上記条件に制御するのは困難であるとともに、靭性向上のための金属組織的な支配因子が不明確であった。特許文献３には、フェライト相の結晶方位差が小さい亜粒界の長さを一定以上にした冷間割れ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。これは、熱延仕上温度を８００〜１０００℃、巻取温度を６５０℃超〜８００℃とし、巻取後に水槽に浸漬する方法により得られる。また、特許文献４には粒界の析出物の占める割合を規定した靭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。これらは、結晶粒界性格や粒界上析出物の制御によって靭性向上が図られているが、必ずしもフランジ用途として満足いく靭性レベルには到達していなかった。この要因としては、上記以外の靭性支配因子を制御する必要があり、本発明ではこの点について鋭意研究を推進した。
特開２０１２−１４０６８７号公報 特開２０１２−１４０６８８号公報 ＷＯ２０１３／０８５００５号公報 特開２００９−２６３７１４号公報
本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、靭性に優れたフランジ用フェライト系ステンレス鋼板を効率的に製造することにある。
上記課題を解決するために、本発明者らはフェライト系ステンレス鋼板の低温靭性に関して、成分および製造過程における組織、結晶方位学的見地から詳細な研究を行った。その結果、例えば５ｍｍ以上の厚手のフェライト系ステンレス鋼板で特に熱延鋼板あるいは熱延・焼鈍鋼板の靭性向上に対しては、母相結晶方位の配向を制御することが極めて有効であることを知見した。
上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００２〜０．０１％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚が５ｍｍ以上、＜０１１＞方向が圧延方向と１５°以内にある結晶粒の面積率の比率が２０％以上であることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼。
（２）さらに質量％にて、Ｔｉ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．６％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｔａ：０．０１〜０．１％、Ｈｆ：０．０１〜０．１％、Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．２％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、Ｇａ：０．０００２〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼。
（３）（１）又は（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼からなる熱延鋼板または熱延鋼帯。
（４）（１）又は（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯。
（５）熱間圧延を行い、熱延仕上温度を８００℃以上とし、巻取温度を５００℃以下とすることを特徴とする（１）または（２）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
（６）熱間圧延後に焼鈍を行い、焼鈍する際、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜１０００℃に加熱後、１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする（１）または（２）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
（７）熱間圧延後にさらに焼鈍を行い、焼鈍する際、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜１０００℃に加熱後、１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする（５）に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
（８）（５）に記載の方法で製造したフェライト系ステンレス鋼からなる熱延鋼板または熱延鋼帯。
（９）（６）または（７）に記載の方法で製造したフェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯。
（１０）（１）又は（２）記載のフェライト系ステンレス鋼からなるフランジ部品であって、−２０℃で１２５Ｊ以下の衝撃エネルギーの付与で破壊しないことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼フランジ部品。
以上の説明から明らかなように、本発明によれば靭性に優れたフランジ用フェライト系ステンレス鋼板を新規設備を必要とせず、効率的に提供することができる。
＜０１１＞方位比率とシャルピー衝撃値の関係を示す図である。 フランジ部品を示す図である。 フランジ部品の低温落重試験方法を示す図である。
以下に本発明の限定理由について説明する。靭性向上には、結晶粒微細化、析出物の微細化ならびに軟質化が寄与する。しかしながら、添加元素が多く厚さが５ｍｍ以上の厚手フェライト系ステンレス熱延板あるいは熱延・焼鈍板に対して、これらだけではフランジ用途として十分な靭性を確保することは困難であった。本発明では、母相であるフェライト相の結晶方位に着目して靭性との関係を詳細に調査した結果、熱延の安定方位である＜０１１＞方向が圧延方向と１５°以内にある結晶粒（以下「＜０１１＞方位粒」ともいう。）を面積率で２０％以上形成させることにより靭性が向上することを見出した。図１に種々の製法で製造した板厚が異なる鋼（１７％Ｃｒ−０．３４％Ｎｂ−０．００５％Ｃ−０．０１％Ｎ）の熱延板あるいは熱延・焼鈍板の＜０１１＞方位粒比率とシャルピー衝撃値の関係を示す。ここで、結晶方位はＥＢＳＰ（Electron Back-Sccetering Difraction pattern）を用い、熱延板あるいは熱延・焼鈍板の全板厚について結晶粒毎の方位を測定し、＜０１１＞方向が圧延方向と１５°以内にある結晶粒の面積率（以下「＜０１１＞方位比率」ともいう。）を測定した。シャルピー衝撃値は、熱延・焼鈍板からＶノッチ試験片（幅方向にＶノッチ付与）を採取して、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して０℃での衝撃値を計測した。これより、＜０１１＞方位比率が２０％以上になると衝撃値が向上し、靭性が良好になる。ここで、良好な靭性とは０℃での衝撃値が７Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値を有することであり、熱延コイルの展開および通板時に脆性割れが生じない。フェライト鋼のへき開面は｛１００｝面であり、この面に沿って脆性割れが生じることが知られているが、＜０１１＞方位粒が発達すると亀裂伝播方向とへき開面の成す角度が大きくなるため、へき開破壊の抵抗力が大きくなり、靭性値が向上すると考えられる。
次に鋼の成分範囲について説明する。成分含有量の％は質量％を意味する。
Ｃは、固溶Ｃによる硬質化ならびに炭化物析出により靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。また、０．０８％超の場合、炭化物生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位の発達が抑制されるため、上限を０．０８％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コスト、耐食性および熱延板靭性を考慮すると０．００２〜０．０１５％が望ましい。
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性の向上をもたらすが、固溶強化元素であるため、靭性の観点からは少ないほど良い。また、１．０％超の場合、すべり系の変化に起因して、＜０１１＞方位の発達が抑制されるため、上限を１．０％とした。一方、耐酸化性確保のため、下限を０．０１％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、材質や耐初期錆び性を考慮して０．０５〜０．９％が望ましい。
Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良い。また、１．０％超の場合、ＭｎＳ等の析出物生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位の発達が抑制されるので、上限を１．０％とした。一方、過度の低減は精錬コストの増加に繋がる他、微量のＭｎ添加はスケール剥離性を向上させるため、下限は０．０１％とした。更に、材質や製造コストを考慮すると０．１〜０．５％が望ましい。
Ｐは、ＭｎやＳｉ同様に固溶強化元素であり材料を硬質化させるため、靭性の観点からその含有量は少ないほど良い。また、０．０５％超の場合、リン化物の生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位の発達が抑制されるため、上限を０．０５％とした。但し、過度の低減は原料コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とした。更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．０１５〜０．０３％が望ましい。
Ｓは、耐食性を劣化させる元素であるため、その含有量は少ないほど良い。また、０．０１％超の場合、ＭｎＳ、Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2等の析出物生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位の発達が抑制されるため、上限を０．０１％とした。一方、ＭｎやＴｉと結合してフランジ成形における打ち抜き性を向上させる効果があり、これを発現するのが０．０００２％からなので、下限を０．０００２％とした。更に、精錬コストや燃料部品とした際の隙間腐食抑制を考慮すると、０．００１０〜０．００６０％が望ましい。
Ｃｒは、耐食性や耐酸化性を向上させる元素であり、フランジに要求される塩害性を考慮すると、１０．０％以上が必要である。一方過度な添加は、硬質となり成形性や靭性を劣化させる。また、２５．０％超の場合、粗大なＣｒ炭化物ならびに窒化物等の析出物生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位の発達が抑制されるため、上限を２５．０％とした。尚、製造コストや靭性劣化による製造時の板破断を考慮すると、１０．０〜１８．０％が望ましい。
Ｎは、Ｃと同様に靭性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。また、０．０５％超の場合、窒化物生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位の発達が抑制されるため、上限を０．０５％とした。但し、過度の低下は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コストと加工性及び初期錆び性を考慮すると０．００５〜０．０２％が望ましい。
さらに本発明は、以下に示す元素を選択的に含有すると好ましい。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、靭性を向上させるために必要に応じて添加する元素である。Ｃ，Ｎ固定作用は０．０１％から発現するため、下限を０．０１％とした。また、０．４％超の添加は硬質化する他、粗大なＴｉ（Ｃ，Ｎ）が析出して靭性を著しく劣化させる他、＜０１１＞方位の発達を抑制するため、上限を０．４％とした。更に、製造コストなどを考慮すると、０．０５〜０．２５％が望ましい。
Ｎｂは、高温強度を向上させる他、Ｔｉ同様ＣやＮと結合して耐食性、耐粒界腐食性、靭性を向上させるため必要に応じて添加される。この作用は、０．０１％以上で発現するため、下限を０．０１％とした。但し、過度な添加は硬質化し成形性を劣化させる他、粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）や熱履歴によっては(Ｆｅ，Ｎｂ)6ＣやＦｅ2Ｎｂが析出して靭性を著しく劣化させる他、＜０１１＞方位の発達を抑制するため、上限を０．６％とした。尚、原料コストや隙間腐食性を考慮すると、０．１〜０．４５％が望ましい。
Ｂは、粒界に偏析することで製品の２次加工性を向上させる元素であり、フランジの打ち抜き性を向上させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．０００２％以上で発現することから、下限を０．０００２％とした。但し、過度な添加はほう化物が析出して靭性を劣化させる他、＜０１１＞方位の発達を抑制するため、上限を０．００３０％とした。更に、コストや延性低下を考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。
Ａｌは、脱酸元素として添加される場合があり、その作用は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％とした。また、０．３％以上の添加は、靭性の低下や、溶接性および表面品質の劣化をもたらす他、＜０１１＞方位の発達を抑制するため、上限を０．３％とした。更に、精錬コストを考慮すると０．０１〜０．１％が望ましい。
Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不働態化の促進により耐初期錆び性を向上させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．１％以上で発現するため、下限を０．１％とした。但し、過度な添加は硬質化し成形性を劣化させる他、＜０１１＞方位の発達を抑制したり、応力腐食割れが生じ易くなるため、上限を１％とした。尚、原料コストを考慮すると、０．１〜０．５％が望ましい。
Ｍｏは、耐食性や高温強度を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する場合には隙間腐食を抑制するために必要な元素である。この作用は、０．１％から発現するため、下限を０．１％とした。また、２．０％を越えると著しく成形性が劣化したり、製造時の靭性劣化、＜０１１＞方位の発達を抑制が生じるため、上限を２．０％とした。更に、製造コストを考慮すると０．１〜１．２％が望ましい。
Ｃｕは、高温強度向上の他、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．１％以上から発現するため、下限を０．１％とした。但し、過度な添加は、ε−Ｃｕ析出によって硬質化し成形性と靭性を劣化させる他、＜０１１＞方位の発達を抑制するため、上限を３．０％とした。尚、製造時の酸洗性等を考慮すると、０．１〜１．２％が望ましい。
Ｖは、隙間腐食を抑制させる他、微量添加によって靭性向上に寄与するため必要に応じて添加される。この作用は、０．０５％以上から発現するため、下限を０．０５％とした。但し、過度な添加は、硬質化し成形性を劣化させる他、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）が析出によって靭性劣化ならびに＜０１１＞方位の抑制につながるため、上限を１．０％とした。尚、原料コストや初期錆び性を考慮すると、０．０７〜０．２％が望ましい。
Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇ酸化物はＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細分散析出させる効果がある。この作用は０．０００２％以上で発現し、靭性向上に寄与するため下限を０．０００２％とした。但し、過度な添加は、溶接性や耐食性の劣化につながる他、粗大な析出物形成に起因して＜０１１＞方位の抑制につながるため、上限を０．００３０％とした。精錬コストを考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。
ＳｎやＳｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．０１％以上添加する．０．３％超の添加により鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合がある他、＜０１１＞方位の発達を抑制するため上限を０．３％とする．更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１〜０．１５％が望ましい。
Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、ＣやＮと結合して靭性の向上に寄与するため必要に応じて０．０１％以上添加する．但し，０．１％超の添加によりコスト増になる他，製造性を著しく劣化や＜０１１＞方位の発達を抑制につながるため，上限を０．１％とする．更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１〜０．０８％が望ましい。
Ｗは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．０１％以上添加する．２．０％超の添加により鋼板製造時の靭性劣化や＜０１１＞方位の抑制ならびにコスト増につながるため，上限を２．０％とする．更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１〜１．０％が望ましい。
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．０１％以上添加する．０．２％超の添加により鋼板製造時の靭性劣化や＜０１１＞方位の抑制ならびにコスト増につながるため，上限を０．２％とする．更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１〜０．１％が望ましい。
Ｃａは、脱硫のために添加される場合があり、この効果は０．０００１％以上で発現することから下限を０．０００１％とした。しかしながら、０．００３０％超の添加により粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化、＜０１１＞方位を抑制させるため、上限を０．００３０％とした。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０００３〜０．００２０％が望ましい。
ＲＥＭは、種々の析出物の微細化による靭性向上や耐酸化性の向上の観点から必要に応じて添加される場合があり、この効果は０．００１％以上で発現することから下限を０．００１％とした。しかしながら、０．０５％超の添加により鋳造性が著しく悪くなる他、＜０１１＞方位の発達を抑制することから上限を０．０５％とした。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．００１〜０．０１％が望ましい。ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．１％以下で添加してもよい。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％とする。好ましくは０．００１０％以上である。さらに、製造性やコストの観点ならびに、＜０１１＞方位発達の観点から０．００４０％以下が好ましい。
その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１〜０．１％添加してもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
次に製造方法について説明する。本発明の鋼板は、製鋼−熱間圧延、製鋼−熱間圧延−酸洗あるいは製鋼−熱間圧延−焼鈍−酸洗の工程で製造される。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉溶製し続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
本発明では、熱間圧延における仕上温度と巻取温度を規定する。仕上温度は、高温ほど仕上圧延後にフェライト相の加工歪が除去と組織回復が促進し、＜０１１＞方位粒（＜０１１＞方向が圧延方向と１５°以内にある結晶粒）を有するサブグレイン形成によって靭性向上に寄与する。加えて、仕上温度が８００℃未満では＜０１１＞方位粒以外の方位（＜００１＞方位等）が熱延せん断歪に起因して生成および発達してしまう。仕上温度を８００℃以上にすることにより、他方位を抑制し、サブグレイン組織を有する＜０１１＞方位粒が２０％以上得られることから、仕上温度を８００℃以上とする。しかしながら、過度な高温化は＜０１１＞方位粒の生成が抑制される他、酸洗性の低下につながることから、仕上温度上限を９００℃とする。更に、表面疵を考慮すると８１０〜８８０℃が望ましい。
仕上圧延後巻取処理がなされるが、５００℃超の高温巻取で靭性低下をもたらす析出物の生成、４７５°脆性によって低靭化するため、巻取温度上限を５００℃とする。また、仕上温度８００℃以上で施された仕上圧延時に形成されたサブグレイン組織を有する＜０１１＞方位粒の結晶方位回転を抑制し、また再結晶組織にしないために、巻取上限温度の５００℃が必要となる。しかしながら、過度な低温化はコイル形状が不良になることから、下限を２００℃とする。更に、形状安定性、酸洗性を考慮すると巻取温度３００〜４５０℃が望ましい。尚、熱延板厚はフランジとして多用される５ｍｍ以上とするが、過度に厚手化すると靭性が極端に低下するため、望ましくは５〜２０ｍｍが望ましい。
熱間圧延後に焼鈍−酸洗工程を通板する場合、焼鈍条件を規定する。焼鈍温度の高温化に伴い回復・再結晶が進み、＜０１１＞方位粒が低減する。これを抑制するために、８００〜１０００℃に加熱する。加熱温度８００℃未満では、熱延段階の加工組織が残留して回復が十分進まず硬質なため、靭性が不良となる。また、加熱温度１０００℃超では再結晶完了後の粒成長が顕著に進行するとともに、結晶方位のランダム化が進み＜０１１＞方位粒が低減するため靭性が著しく劣化するからである。加熱する際、加熱速度を１０℃／ｓｅｃ以上とする。加熱速度がこれよりも遅い場合、再結晶が進行しサブグレイン組織の消失および結晶粒の粗大化が生じ、＜０１１＞方位粒が低減して靭性が劣化する。加熱速度が１０℃／ｓｅｃ未満で＜０１１＞方位粒が低減する要因としては、徐加熱中に他方位の生成が生じてしまい、＜０１１＞方位粒を蚕食することが原因である。特に、＜１１２＞、＜１００＞方位が発達し、＜０１１＞方位粒の存在比率が２０％を満たすことが困難となる。また、冷却速度についても１０℃／ｓｅｃ以上とするが、これは冷却過程で靭性劣化をもたらす析出物の形成を抑制するためである。また、冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満では、冷却過程で結晶方位変化が生じて＜０１１＞方位比率が低減する。更に、生産性を考慮すると、加熱速度は１５℃／ｓｅｃ以上、冷却速度は１５℃／ｓｅｃ以上が望ましい。なお、本発明の成分組成であれば上記の冷却速度で十分効果を発現する。上記よりも高速（例えば、５０℃／ｓｅｃ以上）の冷却速度にしても本発明の効果は飽和する。本発明においては、表面品位、鋼板形状や製造コストを考慮して、冷却速度を５０℃／ｓｅｃ未満とするのが好ましい。また、加熱温度については、析出物の固溶化、結晶粒の粗大化抑制および＜０１１＞方位残留の観点から８５０〜９５０℃が望ましい。
熱間圧延を経た上記本発明のフェライト系ステンレス鋼は、熱延鋼板または熱延鋼帯を構成する。熱間圧延後に焼鈍を行った上記本発明のフェライト系ステンレス鋼は、熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯を構成する。
表１に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに鋳造し、スラブを５ｍｍ厚以上に熱間圧延して熱間圧延コイルとした。この際、熱延仕上温度を８１０〜８８０℃、巻取温度を３００〜４５０℃に制御した。その後、焼鈍を施すコイルも製造し、この際の焼鈍温度は８５０〜９５０℃、加熱速度と冷却速度はいずれも１５℃／ｓｅｃとした。これら熱延板あるいは熱延・焼鈍板から結晶方位評価サンプルとシャルピー衝撃試験片を採取した。結晶方位はＥＢＳＰを用い、熱延板あるいは熱延・焼鈍板の全板厚について結晶粒毎の方位を測定し、＜０１１＞方向が圧延方向と１５°以内にある結晶粒の面積率（＜０１１＞方位比率）（面積％）を測定した。シャルピー衝撃試験を前記方法でＪＩＳＺ２２４２に準拠して実施した。
Figure 2015187290
Figure 2015187290
表１に結果を示す。本発明例Ａ１〜Ａ２０は、本発明の成分を有し、＜０１１＞方位比率が２０％以上であり、０℃での衝撃値が７Ｊ／ｃｍ2以上であった。比較例Ｂ１〜Ｂ２６はいずれかの成分が本発明範囲外であり、＜０１１＞方位比率が２０％未満であり、０℃での衝撃値が７Ｊ／ｃｍ2に達しない例が多かった。０℃での衝撃値が７Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値を有する鋼であれば、熱延コイルの展開および通板時に脆性割れが生じないが、本発明の鋼および製造方法によれば十分な靭性を有していることが分かる。
Figure 2015187290
本発明の成分を有する鋼に対して、表２に示すように熱延条件と焼鈍条件を変更したコイルの評価結果を示す。表２の鋼Ｎｏ．は、表１のＮｏ．に対応しており、当該Ｎｏ．の成分を含有しており、表２に記載の製造方法を適用したものである。表２の本発明例Ｃ１〜Ｃ２４は、本発明の製造条件を適用し、良好な靭性が得られている。一方、比較例Ｄ１〜Ｄ６は、いずれかの製造条件が本発明範囲外であり、＜０１１＞方位比率が２０％未満であり、０℃での衝撃値が７Ｊ／ｃｍ2に達しなかった。
また、表２には熱延板あるいは熱延・焼鈍板を素材として、フランジ加工した後に低温落重試験を実施した結果を示す。図２にフランジ部品１の一例を示す。図３に低温落重試験の方法を示す。落重試験装置２を用い、−２０℃に冷やしたフランジ部品１の側面に重さ１６ｋｇの錘３を高さ８０ｃｍから自由落下させ、フランジ部品１の割れ有無を目視観察した。この場合、フランジ部品に付与されるエネルギーは１２５Ｊとなる。フランジ部品を−２０℃に冷却する方法は恒温恒湿槽あるいはアルコールと液体窒素で温度調整し、−２０℃に１０分保持した後、衝撃を与えた。表２から、本発明鋼から作成されたフランジ部品は−２０℃で１２５Ｊ以下の衝撃エネルギーの付与で割れが生じることがなく、低温靭性に優れたフランジ部品を提供することが可能である。
なお、製造工程における他の条件は適宜選択すれば良い。例えば、スラブ厚さ、熱間圧延板厚などは適宜設計すれば良い。熱延巻取後に水冷プールに浸漬しても構わない。熱延後あるいは熱延焼鈍後の酸洗については、ショットブラスト、ベンディング、ブラシ等のメカニカルデスケール方法については適宜選択すれば良く、酸液についても硫酸、硝弗酸等既設条件で構わない。更に、この後にコイル研削を表面に施しても構わない。
以上の説明から明らかなように、本発明のステンレス熱延鋼板により、製造性に優れるとともに、フランジ作製時および使用時の靭性も確保されている。つまり、本発明を適用した材料を、特に自動車、二輪用部品として用いることで信頼性の確保が図られ、社会的貢献度を高めることが可能となり、産業上極めて有益である。
１ フランジ部品
２ 落重試験装置
３ 錘
上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００２〜０．０１％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚が５ｍｍ以上、＜０１１＞方向が圧延方向と１５°以内にある結晶粒の面積率の比率が２０％以上であることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼からなる熱延鋼板または熱延鋼帯。
（２）さらに質量％にて、Ｔｉ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．６％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｔａ：０．０１〜０．１％、Ｈｆ：０．０１〜０．１％、Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．２％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、Ｇａ：０．０００２〜０．１％の１種または２種以上を含有し、Ｍｎ含有量を０．０１〜０．５％とすることを特徴とする（１）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼からなる熱延鋼板または熱延鋼帯。
（３）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００２〜０．０１％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚が５ｍｍ以上、＜０１１＞方向が圧延方向と１５°以内にある結晶粒の面積率の比率が２０％以上であることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯。
（４）さらに質量％にて、Ｔｉ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．６％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｔａ：０．０１〜０．１％、Ｈｆ：０．０１〜０．１％、Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．２％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、Ｇａ：０．０００２〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（３）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯。
（５）熱間圧延を行い、熱延仕上温度を８００℃以上とし、巻取温度を５００℃以下とすることを特徴とする（１）または（２）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼からなる熱延鋼板または熱延鋼帯の製造方法。
（６）熱間圧延を行い、熱延仕上温度を８００℃以上とし、巻取温度を５００℃以下とすることを特徴とする（３）または（４）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯の製造方法。
（７）焼鈍する際、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜１０００℃に加熱後、１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする（３）または（４）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯の製造方法。
（８）焼鈍する際、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜１０００℃に加熱後、１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする（６）に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯の製造方法。
（９）（１）又は（２）記載のフェライト系ステンレス鋼からなる熱延鋼板または熱延鋼帯からなるフランジ部品であって、−２０℃で１２５Ｊ以下の衝撃エネルギーの付与で破壊しないことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼フランジ部品。
（１０）（３）または（４）記載のフェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯からなるフランジ部品であって、−２０℃で１２５Ｊ以下の衝撃エネルギーの付与で破壊しないことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼フランジ部品。

Claims (10)

  1. 質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００２〜０．０１％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚が５ｍｍ以上、＜０１１＞方向が圧延方向と１５°以内にある結晶粒の面積率の比率が２０％以上であることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼。
  2. さらに質量％にて、Ｔｉ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．６％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｔａ：０．０１〜０．１％、Ｈｆ：０．０１〜０．１％、Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．２％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、Ｇａ：０．０００２〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼。
  3. 請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼からなる熱延鋼板または熱延鋼帯。
  4. 請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯。
  5. 熱間圧延を行い、熱延仕上温度を８００℃以上とし、巻取温度を５００℃以下とすることを特徴とする請求項１または２記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  6. 熱間圧延後に焼鈍を行い、焼鈍する際、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜１０００℃に加熱後、１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする請求項１または２に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  7. 熱間圧延後にさらに焼鈍を行い、焼鈍する際、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００〜１０００℃に加熱後、１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする請求項５に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  8. 請求項５に記載の方法で製造したフェライト系ステンレス鋼からなる熱延鋼板または熱延鋼帯。
  9. 請求項６または７に記載の方法で製造したフェライト系ステンレス鋼からなる熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯。
  10. 請求項１又は２記載のフェライト系ステンレス鋼からなるフランジ部品であって、−２０℃で１２５Ｊ以下の衝撃エネルギーの付与で破壊しないことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼フランジ部品。
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