JP2018168457A - 低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐熱性、耐食性および加工性に優れた低比重フェライト系ステンレス鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．００１〜０．０２％、Ｓｉ：０．０１〜４％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ａｌ：０．５〜１０％、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上をそれぞれ０．０５〜０．４％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が１０以下、比重が７．６ｇ／ｃｍ３未満である。
【選択図】図１
【解決手段】Ｃ：０．００１〜０．０２％、Ｓｉ：０．０１〜４％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ａｌ：０．５〜１０％、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上をそれぞれ０．０５〜０．４％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が１０以下、比重が７．６ｇ／ｃｍ３未満である。
【選択図】図１
Description
本発明は、低比重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。特に、本発明は、高温強度や耐酸化性が必要な排気系部材などの使用に最適であり、かつ、部品軽量化に寄与する低比重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。
自動車の排気系統は、エキゾーストマニホールド、触媒コンバーター、フレキシブルチューブ、フロントパイプ、センターパイプおよびマフラーなどに加え、近年搭載が増加しているＥＧＲ（Ｅｘｈａｕｓｔ Ｇａｓ Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ）クーラー、排熱回収器、ＤＰＦ（Ｄｉｅｓｅｌ Ｐａｒｔｉｃｕｌａｔｅ Ｆｉｌｔｅｒ）および尿素ＳＣＲ（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｃａｔａｌｙｔｉｃ Ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）といった様々な環境対応部品から構成される。
これらの排気系部材は、エンジンから排出される高温の排気ガスを通す。そのため、排気系部材を構成する材料には耐酸化性、高温強度、熱疲労特性など多様な特性が要求される。また、これらの排気系部材の中で内面凝縮水腐食および外面塩害環境に曝される部品は、腐食による耐穴開き性に優れた特性が要求される。
これらの排気系部材は、エンジンから排出される高温の排気ガスを通す。そのため、排気系部材を構成する材料には耐酸化性、高温強度、熱疲労特性など多様な特性が要求される。また、これらの排気系部材の中で内面凝縮水腐食および外面塩害環境に曝される部品は、腐食による耐穴開き性に優れた特性が要求される。
上記排気系部材の中で、例えばエキゾーストマニホールドや触媒コンバーターのケースは、特に高温の排ガスに曝されるため耐熱性を重視した優れたステンレス鋼が使用される。
一方、排気系統の後方に配置させるセンターパイプやマフラー等は、排ガス温度が低くなるため耐食性を重視したステンレス鋼が使用される。
ステンレス鋼の中でオーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性や加工性に優れているが、熱膨張係数が大きいために、排気マニホールドの様に加熱・冷却を繰り返し受ける部材に適用した場合、熱疲労破壊が生じやすい。また、オーステナイト系ステンレス鋼はフェライト系ステンレス鋼に比べると、スケール剥離性に劣る場合がある他、高価なＮｉを多量に含有するためコスト高になる課題がある。
よって、自動車の排気系部材には主にフェライト系ステンレス鋼が多用されている。
一方、排気系統の後方に配置させるセンターパイプやマフラー等は、排ガス温度が低くなるため耐食性を重視したステンレス鋼が使用される。
ステンレス鋼の中でオーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性や加工性に優れているが、熱膨張係数が大きいために、排気マニホールドの様に加熱・冷却を繰り返し受ける部材に適用した場合、熱疲労破壊が生じやすい。また、オーステナイト系ステンレス鋼はフェライト系ステンレス鋼に比べると、スケール剥離性に劣る場合がある他、高価なＮｉを多量に含有するためコスト高になる課題がある。
よって、自動車の排気系部材には主にフェライト系ステンレス鋼が多用されている。
近年、排ガス規制の強化、エンジン性能の向上、車体軽量化などの観点から、排気系部材には高耐熱および高耐食フェライト系ステンレス鋼が使用されている。
耐熱性が重視される部品では、例えばＳＵＳ４３０Ｊ１（Ｎｂ添加鋼）、Ｎｂ−Ｓｉ添加鋼、ＳＵＳ４４４（Ｎｂ−Ｍｏ添加鋼）、Ｎｂ−Ｃｕ添加鋼が適用されている（特許文献１参照）。これらは、いずれもＮｂ添加が前提となっており、Ｎｂによる固溶強化あるいは析出強化によって高温強度を高くし、熱疲労寿命を向上するものである。
一方、排気系統の後方に配置するセンターパイプやマフラー等は耐食性が重視されるため、ＳＵＨ４０９Ｌ（Ｔｉ添加鋼）、ＳＵＳ４３０ＬＸ（Ｔｉ添加鋼）、ＳＵＳ４３６Ｌ（Ｔｉ−Ｍｏ添加鋼）等が使用され、ＣｒやＭｏにより外面塩害腐食あるいは内面凝縮水腐食性を向上させた鋼が多く適用されている。
耐熱性が重視される部品では、例えばＳＵＳ４３０Ｊ１（Ｎｂ添加鋼）、Ｎｂ−Ｓｉ添加鋼、ＳＵＳ４４４（Ｎｂ−Ｍｏ添加鋼）、Ｎｂ−Ｃｕ添加鋼が適用されている（特許文献１参照）。これらは、いずれもＮｂ添加が前提となっており、Ｎｂによる固溶強化あるいは析出強化によって高温強度を高くし、熱疲労寿命を向上するものである。
一方、排気系統の後方に配置するセンターパイプやマフラー等は耐食性が重視されるため、ＳＵＨ４０９Ｌ（Ｔｉ添加鋼）、ＳＵＳ４３０ＬＸ（Ｔｉ添加鋼）、ＳＵＳ４３６Ｌ（Ｔｉ−Ｍｏ添加鋼）等が使用され、ＣｒやＭｏにより外面塩害腐食あるいは内面凝縮水腐食性を向上させた鋼が多く適用されている。
ところで、近年では車体軽量化による燃費向上の動きが盛んになっている。
これに対して、排ガス浄化のために排気管の各箇所に環境対応部品（ＥＧＲクーラー、排熱回収機、ＤＰＦ、ＧＰＦ等）が搭載されつつあり、排気系部材全体の重量が増える傾向にある。
各種部品の増加に伴う重量増を抑えて車体軽量化を図る方法としては、各種排気系部材に使用される鋼板の板厚を減らす、即ち薄肉化することが有効である。なお薄肉軽量化のためには、減少した板厚分の強度等を補うために、素材となる鋼の高強度化および高耐食化が必要であり、一般的には合金元素を多量に添加することで高温強度や耐食性を向上させる方法がとられる。しかしながら、この場合、合金コストが高くなる他、鋼板製造性が劣化する場合がある。また、耐食性を向上させる元素が必ずしも高温強度を向上させるわけでは無く、合金コスト増を抑えつつ高強度化と高耐食化を両立し得る鋼は見出されていなかった。
これに対して、排ガス浄化のために排気管の各箇所に環境対応部品（ＥＧＲクーラー、排熱回収機、ＤＰＦ、ＧＰＦ等）が搭載されつつあり、排気系部材全体の重量が増える傾向にある。
各種部品の増加に伴う重量増を抑えて車体軽量化を図る方法としては、各種排気系部材に使用される鋼板の板厚を減らす、即ち薄肉化することが有効である。なお薄肉軽量化のためには、減少した板厚分の強度等を補うために、素材となる鋼の高強度化および高耐食化が必要であり、一般的には合金元素を多量に添加することで高温強度や耐食性を向上させる方法がとられる。しかしながら、この場合、合金コストが高くなる他、鋼板製造性が劣化する場合がある。また、耐食性を向上させる元素が必ずしも高温強度を向上させるわけでは無く、合金コスト増を抑えつつ高強度化と高耐食化を両立し得る鋼は見出されていなかった。
車体軽量化を図る他の方法として、各種排気系部材に使用される素材そのものの重量（比重）を軽くする方法があり、これが達成出来れば部品軽量化および車体軽量化に直結する。
通常のフェライト系ステンレス鋼の場合、その比重は７．７~７．９ｇ／ｃｍ３程度であるが、比重を７．６ｇ／ｃｍ３以下にすることが出来れば、２~４％以上の軽量化効果が得られる。
通常のフェライト系ステンレス鋼の場合、その比重は７．７~７．９ｇ／ｃｍ３程度であるが、比重を７．６ｇ／ｃｍ３以下にすることが出来れば、２~４％以上の軽量化効果が得られる。
ステンレス鋼以外の鋼についてではあるが、特許文献２や３にはＡｌを１０％以下で含有させる高強度低比重鋼板に関する技術が記載されている。
一方、Ｆｅを５０％以上、Ｃｒを１０％以上含有するステンレス鋼に対して比重を下げる場合、低比重元素（例えばＡｌ、Ｂ、Ｍｇ、Ｓｉ，Ｔｉ等）を添加する場合、いずれの場合も、鋼の製造性が著しく劣化する他、製品の加工性に課題がある。
特許文献４にはＣｒを１０〜２５％、Ｓｉを０．１〜２％、Ａｌを１〜２．５％を含有し、Ａｌ＋０．５Ｓｉが１．５〜２．８％とする溶接性と加工性に優れた触媒担持用耐熱フェライト系ステンレス鋼が記載されている。しかしながら、皮膜および加工性の観点からの成分調整であり、高温強度や耐食性については言及されていない。
上述したように、特許文献２、３には、低比重元素であるＡｌを活用した技術が記載されているが、これら文献の鋼板はＣｒの含有量が高々５％以下であるため、耐食性用途や耐熱性用途には適用が不可となる。
また、特許文献４に記載の鋼成分は、皮膜および加工性の観点から成分調整したものであり、高温強度や耐食性については言及されていない。
また、特許文献４に記載の鋼成分は、皮膜および加工性の観点から成分調整したものであり、高温強度や耐食性については言及されていない。
本発明は、上記のような問題を解決するためになされたものであり、特に自動車排気部品に要求される耐熱性（高温強度）、耐酸化性、耐食性および加工性に優れる低比重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、フェライト系ステンレス鋼成分において、主にＣｒ、Ａｌ、Ｓｉの添加量を調整し、かつ鋼の比重を低くすることにより、高温強度、耐酸化性、耐食性ならびに加工性に優れた低比重フェライト系ステンレス鋼板を得ることができるという知見を得て、本発明に至った。
以下、本発明者らが得た新たな知見について説明する。
以下、本発明者らが得た新たな知見について説明する。
耐熱性や耐食性以外の要素として、鋼板および部品製造性の観点から靭性や延性の課題が生じることから、本発明者らは低比重元素であるＡｌを添加し、更に耐熱性、耐食性および靭性を確保するＣｒおよびＳｉ量を詳細に調査した。
その結果、低比重元素であるＡｌを添加することでフェライト系ステンレス鋼の比重は低減するものの、靭性と延性が著しく劣化し、鋼板製造段階や部品へのプレス加工時に割れが生じるため、他元素とのバランスを図る必要があることが分かった。具体的にはＣｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）量を一定以下に抑えることが有効である。
また、Ａｌの窒化物（ＡｌＮ）の生成量を制御することで固溶Ａｌを確保し、高温強度や耐酸化性を向上させることにも成功した。
更に、鋼板表層のＳｉ濃化とＡｌ濃化が、加熱後の耐食性を大幅に向上させることを知見し、Ｃｒの増加やＭｏの添加を行うこと無く、排気系部材に要求される耐食性を満足することを知見した。
その結果、低比重元素であるＡｌを添加することでフェライト系ステンレス鋼の比重は低減するものの、靭性と延性が著しく劣化し、鋼板製造段階や部品へのプレス加工時に割れが生じるため、他元素とのバランスを図る必要があることが分かった。具体的にはＣｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）量を一定以下に抑えることが有効である。
また、Ａｌの窒化物（ＡｌＮ）の生成量を制御することで固溶Ａｌを確保し、高温強度や耐酸化性を向上させることにも成功した。
更に、鋼板表層のＳｉ濃化とＡｌ濃化が、加熱後の耐食性を大幅に向上させることを知見し、Ｃｒの増加やＭｏの添加を行うこと無く、排気系部材に要求される耐食性を満足することを知見した。
即ち、本発明は、以上の知見に基づいて完成したものであり、上記課題を解決する本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１〜４．００％、Ｍｎ：０．０１〜３．００％、Ｐ：０．０１０〜０．０４０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１０．０〜１５．０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ａｌ：０．５０〜１０．０％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、およびＮｂ：０．０５〜０．４０％の少なくとも一方を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が１０．０以下、比重が７．６ｇ／ｃｍ３以下であることを特徴とする低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［２］ＡｌＮの析出量が、質量％で０．０１０％以下であることを特徴とする上記［１］に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［３］鋼板表面から５ｎｍ深さまでの領域における、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和が１５ａｔ％以上であることを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［４］更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜３．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜３．００％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｔａ：０．０１〜０．１０％、Ｈｆ：０．０１〜０．１０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０％、Ｃｏ：０．０３〜０．３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、ＲＥＭ：０．００２〜０．２０％、Ｇａ：０．０００２〜０．３０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか一項に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［５］上記［１］〜［４］の何れか一項に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、冷延板焼鈍工程において、焼鈍温度を９００℃以上、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、前記冷延板焼鈍工程後の酸洗工程において、まず４４０℃以下の溶融アルカリ塩に５秒〜３０秒浸漬し、その後、５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で常温まで冷却し、次いで、弗酸が１０〜３０ｇ／ｌ、硝酸が２０〜６０ｇ／ｌ、温度が３０〜６０℃の硝弗酸に１０秒〜６０秒浸漬することを特徴とする低比重フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
［２］ＡｌＮの析出量が、質量％で０．０１０％以下であることを特徴とする上記［１］に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［３］鋼板表面から５ｎｍ深さまでの領域における、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和が１５ａｔ％以上であることを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［４］更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜３．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜３．００％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｔａ：０．０１〜０．１０％、Ｈｆ：０．０１〜０．１０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０％、Ｃｏ：０．０３〜０．３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、ＲＥＭ：０．００２〜０．２０％、Ｇａ：０．０００２〜０．３０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか一項に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［５］上記［１］〜［４］の何れか一項に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、冷延板焼鈍工程において、焼鈍温度を９００℃以上、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、前記冷延板焼鈍工程後の酸洗工程において、まず４４０℃以下の溶融アルカリ塩に５秒〜３０秒浸漬し、その後、５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で常温まで冷却し、次いで、弗酸が１０〜３０ｇ／ｌ、硝酸が２０〜６０ｇ／ｌ、温度が３０〜６０℃の硝弗酸に１０秒〜６０秒浸漬することを特徴とする低比重フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明によれば、低比重なＡｌとＳｉを適正量添加することで鋼板比重を低減し、かつ加工性、耐熱性および耐食性に優れた低比重フェライト系ステンレス鋼板を提供することができる。
以下、本発明の低比重フェライト系ステンレス鋼板（以下、単に鋼板とも称する。）の一実施形態について説明する。
まず、本実施形態に係る鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。なお、鋼の成分を示す％については、特に断りのない限り質量％を意味する。
まず、本実施形態に係る鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。なお、鋼の成分を示す％については、特に断りのない限り質量％を意味する。
Ｃは、低比重元素であるが、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｃ量を０．０２０％以下とした。Ｃ量は好ましくは０．００９％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、０．００１％以上とし、好ましくは０．００３％以上とする。
Ｎは、Ｃと同様低比重元素であるが、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｎ量は０．０２０％以下とした。Ｎ量は好ましくは０．０１５％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、０．００１％以上とし、好ましくは０．００３％以上とする。
Ｓｉは、比重が２．３ｇ／ｃｍ３であり、Ｆｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて軽い元素である。そのため、本発明において重要な元素である。また、Ｓｉは脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度を改善する元素でもある。加えて、Ｓｉは、加熱時に鋼板表層にＳｉ酸化物を形成し、耐酸化性のみならず耐食性を向上させるため、０．０１％以上含有する。耐酸化性や高温強度を考慮すると０．２０％以上が望ましく、熱疲労特性や外面耐食性を考慮すると、０．４０％以上がさらに望ましい。一方、Ｓｉ量が４．００％超となると靭性が著しく劣化し、鋼板製造時の板破断や部品加工時の脆性割れが問題となるため、上限を４．００％以下とした。製造性を考慮すると３．００％以下が望ましい。
Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、中温域での高温強度上昇に寄与する。また、長時間使用中にＭｎ系酸化物を鋼板表層に形成し、スケール密着性や異常酸化抑制効果に寄与するため、０．０１％以上含有する。スケール密着性を考慮すると、０．０５％以上が望ましく、０．１０％以上がさらに望ましい。一方、Ｍｎ量が３．００％超となると、常温延性を低下させる他、ＭｎＳを形成して耐食性を低下させるため、上限を３．００％以下とした。更に、高温延性を考慮すると、１．５０％以下が望ましい。
Ｐは、固溶強化元素であり材料を硬質化させるため、延性や靭性の観点からその含有量は少ないほどよい。そのため、Ｐ量の上限を０．０４０％とした。耐食性を考慮すると０．０３０％以下が望ましい。また、Ｐの過度の低減は原料コストの増加に繋がるため、下限を０．０１０％以上とした。更に、製造コストを考慮すると０．０１５％以上が望ましい。
Ｓは、耐食性や耐酸化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よい。しかし、Ｓの過度の低減は精錬コストの増大を招くため、０．０００１％以上とし、望ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｓ量が０．０１００％超の場合、ＭｎＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等の析出物生成に起因して延性、靭性が劣化するため、上限を０．０１００％以下とした。鋼板を燃料部品に適用した際の隙間腐食抑制を考慮すると、０．００３０％以下が望ましい。
Ｃｒは、本発明において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。Ｃｒ量が１０．０％未満では、その効果は発現しないため、下限を１０．０％以上とする。一方、Ｃｒは本発明で活用するＡｌやＳｉと同様に靭性や加工性を劣化させる元素であるため、ＡｌやＳｉを複合添加する場合にはＣｒの多量の添加は困難となる。したがって、鋼板製造時の靭性を確保するためには、Ｃｒ量を１５．０％以下とする必要がある。更に、製造性や高温延性を考慮すると１４．５％以下が望ましく、１４．０％未満がさらに望ましい。
Ａｌは、比重が２．７ｇ／ｃｍ３であり、Ｆｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて軽い元素である。そのため、本発明において重要な元素である。また、Ａｌは脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度や耐酸化性を改善する元素であるため、０．５０％以上含有する。高温強度や耐酸化性を考慮すると０．６０％以上が望ましい。一方、Ａｌは鋼を脆化させる元素であり、１０．０％超の添加は鋼板製造時の板破断および部品加工時の割れの問題が生じることから、上限を１０．０％以下とした。溶接性を考慮すると、４．００％以下が望ましく、２．５０％以下がより望ましい。更に、鋼板製造時の表面疵、酸洗性を考慮すると１．５０％以下が望ましい。
ＴｉおよびＮｂは、Ｃ，Ｎと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性や深絞り性を向上させる元素であり、単独または複合で添加する。これらの効果はＴｉ、Ｎｂともに０．０５％以上で発現することから、下限を０．０５％以上とした。一方、Ｔｉは低比重元素であるが、表面疵の発生や靭性の低下を招くため、上限は０．４０％以下とする。但し、溶接性や加工性を考慮するとＴｉは０．２５％以下が望ましい。Ｎｂは高比重元素であるため、少ない方がよいが高温強度を向上させる元素であるため、０．４０％以下までの含有が可能である。溶接性を考慮するとＮｂは０．３０％以下が望ましく、０．２５％以下がより望ましい。更に合金コストを考慮するとＮｂは０．１５％以下が望ましい。
以上、本実施形態の鋼板の基本的な成分組成について説明したが、上記成分に加えさらに下記に示す元素１種または２種以上を選択的に含有させると好ましい。
Ｃｕは、６００〜８００℃程度の中温度域における高温強度向上に有効な元素であるとともに耐錆性を向上させる元素であるため、必要に応じて０．０１％以上含有させる。一方、Ｃｕの過度に含有させることは、常温延性および耐酸化性に支障が生じる。またＣｕは比重が９．０ｇ／ｃｍ３でありＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素である。また、Ｃｕを３．００％超含有させると熱延工程での耳割れが顕著になり製造性に問題が生じるため上限を３．００％以下とした。製造性、スケール密着性および溶接性などを考慮すると、０．０１〜１．５０％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０．０１％以上含有させる。但し、Ｎｉの過度に含有させることは、硬質化し成形性を劣化させる。またＮｉは比重が８．９ｇ／ｃｍ３でありＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素である。そのため、上限を２．００％以下とした。尚、原料コストを考慮すると、０．０１〜０．５０％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、特に鋼板を、隙間構造を有する部材に適用する場合には、隙間腐食を抑制するために必要な元素である。そのため、必要に応じて０．０１％以上含有させる。一方、Ｍｏは比重が１０．２ｇ／ｃｍ３でありＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素である他、靭性を劣化させる元素であるため、上限を３．００％以下とした。更に、製造コストを考慮すると０．０１〜１．９０％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０．０１％以上含有させる。但し、Ｖを過度に含有させることは、硬質化し成形性を劣化させる他、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）が析出することによって靭性劣化につながるため、上限を０．５０％以下とした。尚、原料コストや初期錆び性を考慮すると、０．０１〜０．２０％が望ましい。
Ｂは、粒界に偏析して粒界を強化することにより製品のプレス加工時の２次加工性を向上させる元素であり、必要に応じて０．０００２％以上含有させる。しかしながら、Ｂを過度に含有させると、硬質化や粒界腐食性、耐酸化性を劣化させる他、溶接割れが生じるため、０．００５０％以下とした。更に、耐食性や製造コストを考慮すると、０．０００２〜０．００１５％が望ましい。
Ｃａは、脱硫のために含有させる場合があり、この効果は０．０００５％以上で発現することから下限を０．０００５％以上とした。しかしながら、０．０１００％超含有させることにより粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化させるため上限を０．０１００％以下とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０００５〜０．００２０％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０．１％以上含有させる。しかしながらＷは比重が１９．３ｇ／ｃｍ３でありＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素である。また、Ｗを過度に含有させることは鋼板製造時の靭性劣化やコスト増につながるため、上限を３．０％以下とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．１〜１．０％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それぞれ０．０１％以上含有させる。但し、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、０．１０％超含有させるとコスト増になる他、製造性を著しく劣化させるため、上限をそれぞれ０．１０％以下とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、０．０１〜０．０８％が望ましい。
ＳｎおよびＳｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じてそれぞれ０．００５％以上含有させる。ただし、ＳｎおよびＳｂは、０．５０％超含有させると鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合があるため上限をそれぞれ０．５０％以下とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、ＳｎおよびＳｂは０．００５〜０．２０％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０．０３％以上含有させる。しかしながらＣｏは比重が８．９ｇ／ｃｍ３でＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素であるため、上限を０．３０％以下とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０３〜０．１０％が望ましい。
Ｍｇは、脱酸元素として含有させる場合がある。また、Ｍｇは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。さらに、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。これらの作用はＭｇ量が０．０００２％以上で発現し、靭性向上に寄与するため下限を０．０００２％以上とした。但し、Ｍｇを過度に含有させることは、溶接性や耐食性の劣化につながるため、上限を０．０１０％以下とした。精錬コストを考慮すると、０．０００２〜０．００１０％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含有させる場合がある。この効果は０．００２％以上で発現することから下限を０．００２％以上とした。しかしながら、０．２０％超含有させると鋳造性が著しく悪くなることから上限を０．２０％以下とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．００２〜０．０１％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。
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、０．３０％以下含有させてもよい。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％以上とする。さらに、製造性やコストの観点から０．００２０％以下が好ましい。
本実施形態の鋼鈑は、上述してきた元素以外は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなるが、以上説明した各元素の他にも、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。例えば、本実施形態においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１〜０．１％含有させてもよい。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。
また、上記の成分組成に関して、本実施形態では、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）を１０．０以下と規定する。
耐食性および耐酸化性の観点からはＣｒ含有量は多い方がよいが、ＣｒはＡｌやＳｉと同様に靭性を低下させる元素であるため、多量に含有させることは困難である。さらに、本実施形態では、低比重化のためにＳｉやＡｌを多量に含有させることから、Ｃｒ量まで多量となると、鋼製造時および製品板の靭性が課題となる。すなわち、低比重元素であるＡｌやＳｉを活用することでフェライト系ステンレス鋼の比重を低減できるものの、Ｃｒ量が多いと靭性と延性が著しく劣化し、鋼板製造段階や部品へのプレス加工時に割れが生じるため、Ｃｒ，Ｓｉ，Ａｌの含有量のバランスが重要である。
また、後述する様に本実施形態においては、比較的低いＣｒ成分でも製品板表面の酸化皮膜層にＳｉやＡｌが濃化することを活用して耐酸化性や耐食性を確保できるため、上記範囲でＣｒ，Ｓｉ，Ａｌ量を制御する。好ましくは、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）を９．０以下とする。なお、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）の下限については特に限定しないが、製造性の観点から、１．０以上とすることが好ましい。
耐食性および耐酸化性の観点からはＣｒ含有量は多い方がよいが、ＣｒはＡｌやＳｉと同様に靭性を低下させる元素であるため、多量に含有させることは困難である。さらに、本実施形態では、低比重化のためにＳｉやＡｌを多量に含有させることから、Ｃｒ量まで多量となると、鋼製造時および製品板の靭性が課題となる。すなわち、低比重元素であるＡｌやＳｉを活用することでフェライト系ステンレス鋼の比重を低減できるものの、Ｃｒ量が多いと靭性と延性が著しく劣化し、鋼板製造段階や部品へのプレス加工時に割れが生じるため、Ｃｒ，Ｓｉ，Ａｌの含有量のバランスが重要である。
また、後述する様に本実施形態においては、比較的低いＣｒ成分でも製品板表面の酸化皮膜層にＳｉやＡｌが濃化することを活用して耐酸化性や耐食性を確保できるため、上記範囲でＣｒ，Ｓｉ，Ａｌ量を制御する。好ましくは、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）を９．０以下とする。なお、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）の下限については特に限定しないが、製造性の観点から、１．０以上とすることが好ましい。
次に、ＡｌＮの析出量について説明する。
本実施形態における鋼板は、上述したように、低比重であるＡｌを含有することが特長である。
Ａｌは高温強度を向上させる元素であるが、詳細に検討したところ、Ａｌの析出物が高温強度に影響することを知見した。即ち、Ａｌは固溶強化により高温環境における転位の移動を阻害して高強度化に寄与するが、一方で、窒素と結合してＡｌＮを形成し易く、このＡｌＮが生成すると固溶Ａｌが減少するため高温強度が効果的に向上しないことを見出した。よって、製品板の段階でＡｌＮの析出を抑制する必要があり、そのためにＴｉやＮｂといった元素の活用が有効である。これは、これらの元素がＡｌよりも窒化物に成り易いためである。
本実施形態では、ＡｌＮの析出量は、質量％で０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００８％以下である。
以下、ＡｌＮの析出量の限定理由について説明する。
本実施形態における鋼板は、上述したように、低比重であるＡｌを含有することが特長である。
Ａｌは高温強度を向上させる元素であるが、詳細に検討したところ、Ａｌの析出物が高温強度に影響することを知見した。即ち、Ａｌは固溶強化により高温環境における転位の移動を阻害して高強度化に寄与するが、一方で、窒素と結合してＡｌＮを形成し易く、このＡｌＮが生成すると固溶Ａｌが減少するため高温強度が効果的に向上しないことを見出した。よって、製品板の段階でＡｌＮの析出を抑制する必要があり、そのためにＴｉやＮｂといった元素の活用が有効である。これは、これらの元素がＡｌよりも窒化物に成り易いためである。
本実施形態では、ＡｌＮの析出量は、質量％で０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００８％以下である。
以下、ＡｌＮの析出量の限定理由について説明する。
図１に、冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）の高温引張試験の結果を示す。ここで、鋼Ａは汎用的に使用されているＳＵＨ４０９Ｌ（１１％Ｃｒ−０．２％Ｔｉ−０．０１％Ａｌ−０．００５％Ｃ−０．０１％Ｎ）である。これに対して、鋼Ｂと鋼Ｃは、１１％Ｃｒ−０．２％Ｔｉ−０．５％Ａｌ−０．００５％Ｃ−０．０１％Ｎ、鋼Ｄは１１％Ｃｒ−０．２％Ｔｉ−４．９％Ａｌ−０．００５％Ｃ−０．０１％Ｎである。
また、鋼ＢとＣは同一成分であるが後述する製造条件によってＡｌＮの析出量が異なるものである。具体的には、鋼Ｂおよび鋼ＣのＡｌＮ析出量はそれぞれ０．１５０％および０．００５％である。また、鋼ＤのＡｌＮ析出量は０．０１０％である。
図１から分かるように、Ａｌ添加によって高温強度は向上することが読み取れ、Ａｌ量の最も多い鋼Ｄの０．２％耐力が、最も高くなった。一方で、同一成分である鋼Ｂと鋼ＣではＡｌＮ析出量が異なり、ＡｌＮ析出量が多い鋼Ｂは高温強度が低く、８５０℃０．２％耐力は既存のＳＵＨ４０９Ｌと同程度と低い結果となった。すなわち、ＡｌＮ析出量を０．０１％以下とすることにより高温強度がより向上し、８５０℃以下における０．２％耐力が２０ＭＰａ以上となる。
なお、８５０℃以下において０．２％耐力が２０ＭＰａ以上確保されれば、比較として示している代表的な耐熱フェライト鋼であるＳＵＨ４０９Ｌよりも高強度であることから、現状の自動車排気部品への適用が可能であるとともに、排ガス温度の高温化にも対応可能な特性を示すものである。
また、鋼ＢとＣは同一成分であるが後述する製造条件によってＡｌＮの析出量が異なるものである。具体的には、鋼Ｂおよび鋼ＣのＡｌＮ析出量はそれぞれ０．１５０％および０．００５％である。また、鋼ＤのＡｌＮ析出量は０．０１０％である。
図１から分かるように、Ａｌ添加によって高温強度は向上することが読み取れ、Ａｌ量の最も多い鋼Ｄの０．２％耐力が、最も高くなった。一方で、同一成分である鋼Ｂと鋼ＣではＡｌＮ析出量が異なり、ＡｌＮ析出量が多い鋼Ｂは高温強度が低く、８５０℃０．２％耐力は既存のＳＵＨ４０９Ｌと同程度と低い結果となった。すなわち、ＡｌＮ析出量を０．０１％以下とすることにより高温強度がより向上し、８５０℃以下における０．２％耐力が２０ＭＰａ以上となる。
なお、８５０℃以下において０．２％耐力が２０ＭＰａ以上確保されれば、比較として示している代表的な耐熱フェライト鋼であるＳＵＨ４０９Ｌよりも高強度であることから、現状の自動車排気部品への適用が可能であるとともに、排ガス温度の高温化にも対応可能な特性を示すものである。
なお、ＡｌＮ析出量は、抽出残渣分析によってＡｌＮとして析出するＮ量をＡｌＮ析出量としている。ここで、抽出残渣分析については、鋼板の全厚から適宜の試験片を採取し、テトラメチルアンモニウムクロライド溶液および０．２μｍ径のフィルターを用いて鋼中の析出物を抽出し、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）で分析した。
また高温引張試験は、ＪＩＳ Ｇ０５６７に準拠し、鋼板の圧延方向と平行方向の引張試験を行った。
また高温引張試験は、ＪＩＳ Ｇ０５６７に準拠し、鋼板の圧延方向と平行方向の引張試験を行った。
次に、鋼板表面から５ｎｍ深さの領域におけるＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度について説明する。
通常、ステンレス鋼の表面にはＣｒが濃化した不働態皮膜が形成されており、この皮膜が耐酸化性や耐食性の向上に寄与する。しかしながら、本発明では上述したように、低比重化を図るためにＳｉやＡｌを多量に含有させることから、ＳｉやＡｌと同様に靭性を低下させうるＣｒについては、その量を制御する必要があり、耐食性や耐酸化性の低下が懸念される。
そこで本発明者らは、耐酸化性および耐食性に及ぼす、鋼板表面から５ｎｍ深さの領域（以下、単に「鋼板表層」とも称する。）における各元素の濃度の影響について検討した。その結果、鋼板の耐酸化性や耐食性は、鋼板表層（酸化皮膜層）におけるＡｌおよびＳｉの濃化が影響することを知見した。すなわち、微量に酸化物として濃化するＡｌやＳｉが耐酸化性や耐食性に寄与することを知見し、種々の実験から、表面から５ｎｍ深さまでの領域におけるＡｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和を１５ａｔ％とすることで、本実施形態に係る鋼板のようなＣｒ量が１０〜１５％程度の低Ｃｒ鋼でも耐食性や耐酸化性を向上させることを見出した。
なお、以下の詳細な説明において、「表面から５ｎｍ深さまでの領域におけるＡｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和」を「鋼板表層のＡｌ＋Ｓｉ濃度」とも称して説明する。
通常、ステンレス鋼の表面にはＣｒが濃化した不働態皮膜が形成されており、この皮膜が耐酸化性や耐食性の向上に寄与する。しかしながら、本発明では上述したように、低比重化を図るためにＳｉやＡｌを多量に含有させることから、ＳｉやＡｌと同様に靭性を低下させうるＣｒについては、その量を制御する必要があり、耐食性や耐酸化性の低下が懸念される。
そこで本発明者らは、耐酸化性および耐食性に及ぼす、鋼板表面から５ｎｍ深さの領域（以下、単に「鋼板表層」とも称する。）における各元素の濃度の影響について検討した。その結果、鋼板の耐酸化性や耐食性は、鋼板表層（酸化皮膜層）におけるＡｌおよびＳｉの濃化が影響することを知見した。すなわち、微量に酸化物として濃化するＡｌやＳｉが耐酸化性や耐食性に寄与することを知見し、種々の実験から、表面から５ｎｍ深さまでの領域におけるＡｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和を１５ａｔ％とすることで、本実施形態に係る鋼板のようなＣｒ量が１０〜１５％程度の低Ｃｒ鋼でも耐食性や耐酸化性を向上させることを見出した。
なお、以下の詳細な説明において、「表面から５ｎｍ深さまでの領域におけるＡｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和」を「鋼板表層のＡｌ＋Ｓｉ濃度」とも称して説明する。
図２に、Ａｌ量が異なる３種の鋼板の耐食性と耐酸化性を調べた結果を示す。また、これらの鋼板に対して耐酸化性および耐食性を調べた結果も示す。
ここで、耐酸化性としては、８５０℃で２００時間の連続酸化試験を行った後の異常酸化の有無を調べて評価した。また、耐食性としては、鋼板を４００℃で８時間以下の加熱処理後、ＪＡＳＯ−ＣＣＴ試験を３０サイクル行い、錆落とし処理を施した後の外観写真により評価した。
図２からも分かるように、代表的な耐熱鋼であるＳＵＨ４０９Ｌ（Ｎｏ．１）は鋼板表層のＡｌ＋Ｓｉ濃度が低く、８５０℃で異常酸化が生じて著しい板厚減少が生じている。さらにＳＵＨ４０９Ｌの外観写真からも明らかなように、耐食性が著しく劣化している。一方、本実施形態に係る鋼板（Ｎｏ．２、Ｎｏ．３）は鋼板表層のＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度が高く、正常酸化であり、耐酸化性が向上している。さらに外観写真からも分かるように、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が低くても、Ａｌ濃度＋Ｓｉ濃度が１５ａｔ％以上であれば耐食性の劣化を回避できている。これより、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が低く、鋼板表面から５ｎｍ深さにおけるＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度の最大値が１５ａｔ％以上である場合に耐食性と耐酸化性を改善できる。
ここで、耐酸化性としては、８５０℃で２００時間の連続酸化試験を行った後の異常酸化の有無を調べて評価した。また、耐食性としては、鋼板を４００℃で８時間以下の加熱処理後、ＪＡＳＯ−ＣＣＴ試験を３０サイクル行い、錆落とし処理を施した後の外観写真により評価した。
図２からも分かるように、代表的な耐熱鋼であるＳＵＨ４０９Ｌ（Ｎｏ．１）は鋼板表層のＡｌ＋Ｓｉ濃度が低く、８５０℃で異常酸化が生じて著しい板厚減少が生じている。さらにＳＵＨ４０９Ｌの外観写真からも明らかなように、耐食性が著しく劣化している。一方、本実施形態に係る鋼板（Ｎｏ．２、Ｎｏ．３）は鋼板表層のＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度が高く、正常酸化であり、耐酸化性が向上している。さらに外観写真からも分かるように、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が低くても、Ａｌ濃度＋Ｓｉ濃度が１５ａｔ％以上であれば耐食性の劣化を回避できている。これより、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が低く、鋼板表面から５ｎｍ深さにおけるＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度の最大値が１５ａｔ％以上である場合に耐食性と耐酸化性を改善できる。
以上の結果より、本実施形態においては、鋼板表面から５ｎｍ深さまでの領域における、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和が１５ａｔ％以上となるよう制御することが望ましい。低比重化、耐酸化性、耐食性のバランスを観点から、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和は１６ａｔ％以上とすることがさらに望ましい。
これにより、本実施形態のような比較的低いＣｒ鋼でも鋼板表層にＳｉやＡｌが濃化することを活用して耐酸化性や耐食性を確保することができる。なお、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和の上限については特に限定しないが、製造性の観点から、２５ａｔ％以下とすることが望ましい。
これにより、本実施形態のような比較的低いＣｒ鋼でも鋼板表層にＳｉやＡｌが濃化することを活用して耐酸化性や耐食性を確保することができる。なお、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和の上限については特に限定しないが、製造性の観点から、２５ａｔ％以下とすることが望ましい。
ここで、鋼板表層の元素分析に関しては、ＥＳＣＡ(Electron Spectroscopy for Chemical Analysis)を用いて行った。まず表面分析を鋼板表面から深さ方向に行い、酸素を除いたカチオン分率にて各元素の濃度を求め、鋼板表面から５ｎｍ深さまでの最大Ａｌ濃度および最大Ｓｉ濃度の和を求めた。
なお、鋼板表層に、酸化物として濃化したＡｌやＳｉが耐酸化性や耐食性の向上に寄与するメカニズムについては明らかになっていないが、以下のように考えられる。
本実施形態の鋼板のように比較的低Ｃｒである鋼は、Ｆｅの酸化が促進され、加熱時にＦｅリッチな酸化スケールが生成し易いため、異常酸化を引き起こしやすく、耐食性も不良である。しかし、鋼板表層にＳｉやＡｌの酸化物が形成されることによりＦｅの酸化が抑制され、耐酸化性や耐食性が向上すると考えられる。
本実施形態の鋼板のように比較的低Ｃｒである鋼は、Ｆｅの酸化が促進され、加熱時にＦｅリッチな酸化スケールが生成し易いため、異常酸化を引き起こしやすく、耐食性も不良である。しかし、鋼板表層にＳｉやＡｌの酸化物が形成されることによりＦｅの酸化が抑制され、耐酸化性や耐食性が向上すると考えられる。
以上説明したように、本実施形態では優れた耐食性、耐酸化性を得るために、鋼板表面から５ｎｍ深さの領域におけるＡｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和が１５ａｔ％以上とすることが望ましいが、これを達成するためには、冷延板焼鈍後の酸洗方法を規定する。また、ＡｌＮの析出量を抑制するためには、冷延板焼鈍方法を規定することが重要である。
以下、本実施形態に係る低比重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。
以下、本実施形態に係る低比重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。
本実施形態の鋼板の製造方法は、製鋼−熱間圧延−熱延板焼鈍・酸洗−冷間圧延−冷延板焼鈍・酸洗の各工程よりなり、各工程の製造条件については、冷延板焼鈍・酸洗工程以外は特に規定するものではない。すなわち、冷延板焼鈍・酸洗工程以外の工程については、特に制限はなく従来公知の方法を適用できる。ちなみに、代表的な製造条件を示すと、以下のとおりである。
製鋼においては、上記成分組成を含有する鋼を、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。
熱間圧延後は熱延板焼鈍・酸洗を行うが、熱延板焼鈍工程は省略してもよい。
酸洗後の冷間圧延は、通常のゼンジミアミル、タンデムミルのいずれで圧延してもよいが、鋼板の深絞り性を考慮するとタンデムミル圧延の方が望ましい。冷間圧延においては、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などの条件は、本発明の鋼板の各構成・各条件を満たし得るように適宜選択・設定すればよい。
冷間圧延後は冷延板焼鈍（最終焼鈍）を行うが、冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れてもよい。なお中間および最終焼鈍はバッチ式焼鈍でも連続式焼鈍でも構わない。また、各焼鈍は、必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でもよいし、大気中で焼鈍しても構わない。
更に、本実施形態に係る鋼板に潤滑塗装を施して、更にプレス成形を向上させてもよく、この場合の潤滑膜の種類は適宜選択すればよい。また、最終焼鈍後に形状矯正のために調質圧延やレベラーを付与しても構わないが、加工硬化能の低下を招くことから、これらは付与しないことが望ましい。
熱間圧延後は熱延板焼鈍・酸洗を行うが、熱延板焼鈍工程は省略してもよい。
酸洗後の冷間圧延は、通常のゼンジミアミル、タンデムミルのいずれで圧延してもよいが、鋼板の深絞り性を考慮するとタンデムミル圧延の方が望ましい。冷間圧延においては、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などの条件は、本発明の鋼板の各構成・各条件を満たし得るように適宜選択・設定すればよい。
冷間圧延後は冷延板焼鈍（最終焼鈍）を行うが、冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れてもよい。なお中間および最終焼鈍はバッチ式焼鈍でも連続式焼鈍でも構わない。また、各焼鈍は、必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でもよいし、大気中で焼鈍しても構わない。
更に、本実施形態に係る鋼板に潤滑塗装を施して、更にプレス成形を向上させてもよく、この場合の潤滑膜の種類は適宜選択すればよい。また、最終焼鈍後に形状矯正のために調質圧延やレベラーを付与しても構わないが、加工硬化能の低下を招くことから、これらは付与しないことが望ましい。
本実施形態においては、上記冷延板焼鈍工程において、焼鈍温度を９００℃以上、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、さらに、冷延板焼鈍工程後の酸洗工程において、まず４４０℃以下の溶融アルカリ塩に５秒〜３０秒浸漬し、その後、５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で常温まで冷却し、次いで、弗酸が１０〜３０ｇ／ｌ、硝酸が２０〜６０ｇ／ｌ、温度が３０〜６０℃の硝弗酸に１０秒〜６０秒浸漬する。
本実施形態では高温強度を有効に発現させるべく、ＡｌＮの析出量を抑制することが望ましい。このようにＡｌＮを抑制するために、本実施形態では、冷延板焼鈍工程の焼鈍温度を９００℃以上とし、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上と規定する。
焼鈍温度が９００℃未満であると加熱時にＡｌＮの析出が生じてしまい、高温強度が有効に向上しないため、下限を９００℃以上とする。焼鈍温度の上限は鋼成分によって選択すればよいが、過度な粒成長は靭性の低下をもたらすことから、１１００℃以下が望ましい。
冷却速度については、冷却過程のＡｌＮ析出を抑制するために、９００℃から６００℃までを１００℃／ｓｅｃ以上と高速で冷却する。この高速冷却区間が６００℃未満では通常の連続焼鈍のライン速度ではＡｌＮの析出が生じないので、この温度範囲で規定している。なお、冷却方法は水冷、送風等冷却速度を満足する様に選択すればよい。また、冷却速度については、製造性および板形状の観点から３００℃／ｓｅｃ以下が望ましい。
焼鈍温度が９００℃未満であると加熱時にＡｌＮの析出が生じてしまい、高温強度が有効に向上しないため、下限を９００℃以上とする。焼鈍温度の上限は鋼成分によって選択すればよいが、過度な粒成長は靭性の低下をもたらすことから、１１００℃以下が望ましい。
冷却速度については、冷却過程のＡｌＮ析出を抑制するために、９００℃から６００℃までを１００℃／ｓｅｃ以上と高速で冷却する。この高速冷却区間が６００℃未満では通常の連続焼鈍のライン速度ではＡｌＮの析出が生じないので、この温度範囲で規定している。なお、冷却方法は水冷、送風等冷却速度を満足する様に選択すればよい。また、冷却速度については、製造性および板形状の観点から３００℃／ｓｅｃ以下が望ましい。
次に酸洗工程を行うが、この酸洗工程の各条件を限定するに至った検討結果を説明する。
上記のとおり、冷延板焼鈍は９００℃以上で行われるが、この際に鋼板表層にはＦｅ、Ｃｒを主体とするスケールが生成する。また、ＳｉやＡｌはスケールと母材の界面近傍に内部酸化層として生成する。
一般的には耐食性の観点から、焼鈍時のスケールは完全に除去する必要がある。具体的には、中性塩電解処理あるいは高温の溶融アルカリ塩への浸漬処理によりＣｒ酸化物を除去し、その後、硝弗酸浸漬、場合によっては硝酸電解処理も追加してＦｅ酸化物を除去して製品板とする。さらに、ＳｉやＡｌが含有する鋼では内部酸化層を完全に取り除くために、比較的高温で溶融塩処理を施し、更に高濃度の硝弗酸処理によってデスケールされる。
一方、本発明では、上述してきたように、鋼板表層にＡｌやＳｉが酸化物として濃化しており、このＡｌやＳｉの内部酸化層の残留が耐食性や耐酸化性に有効に寄与することを見出しため、酸洗工程では、このＳｉ酸化物やＡｌ酸化物が完全に溶解しないようにしなければならない。換言するに、焼鈍工程において生成した内部酸化層が完全に除去されないよう酸洗条件を設定することで、鋼板表層のＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度を上記の範囲にすることができ、本実施形態のような低Ｃｒ鋼でも優れた耐食性や耐酸化性を発現させることができる。
上記のとおり、冷延板焼鈍は９００℃以上で行われるが、この際に鋼板表層にはＦｅ、Ｃｒを主体とするスケールが生成する。また、ＳｉやＡｌはスケールと母材の界面近傍に内部酸化層として生成する。
一般的には耐食性の観点から、焼鈍時のスケールは完全に除去する必要がある。具体的には、中性塩電解処理あるいは高温の溶融アルカリ塩への浸漬処理によりＣｒ酸化物を除去し、その後、硝弗酸浸漬、場合によっては硝酸電解処理も追加してＦｅ酸化物を除去して製品板とする。さらに、ＳｉやＡｌが含有する鋼では内部酸化層を完全に取り除くために、比較的高温で溶融塩処理を施し、更に高濃度の硝弗酸処理によってデスケールされる。
一方、本発明では、上述してきたように、鋼板表層にＡｌやＳｉが酸化物として濃化しており、このＡｌやＳｉの内部酸化層の残留が耐食性や耐酸化性に有効に寄与することを見出しため、酸洗工程では、このＳｉ酸化物やＡｌ酸化物が完全に溶解しないようにしなければならない。換言するに、焼鈍工程において生成した内部酸化層が完全に除去されないよう酸洗条件を設定することで、鋼板表層のＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度を上記の範囲にすることができ、本実施形態のような低Ｃｒ鋼でも優れた耐食性や耐酸化性を発現させることができる。
具体的には、ＳｉやＡｌの酸化物が溶融アルカリ塩浸漬で完全に溶解しない様に、４４０℃以下の低温で５秒〜３０秒浸漬させる。このように高速処理するのは、外層のＣｒ酸化物を選択的に溶解し、内部酸化層のＳｉ酸化物やＡｌ酸化物の溶解を防ぐためである。しかし、あまりにも高速に処理しすぎると、過度にスケールが残り耐食性劣化に繋がることから、溶融アルカリ塩浸漬は４００℃以上で１０秒以上の浸漬が望ましい。また、生産性も考慮すると浸漬時間は２０秒以下が望ましい。
次に、溶融アルカリ塩浸漬処理の後はＦｅ系スケールを除去するために硝弗酸浸漬処理を施すが、溶融アルカリ塩浸漬と同様に、ＡｌやＳｉの内部酸化層の溶解を防ぐ目的で、高速で処理する。具体的には、弗酸は３０ｇ／ｌ以下、硝酸は６０ｇ／以下、温度は６０℃以下、浸漬時間は６０秒以下にて処理する。一方、硝弗酸の濃度や温度、浸漬時間が過度に低いと、著しいスケール残りが発生して耐食性が劣化するため、弗酸は１０ｇ／ｌ以上、硝酸は２０ｇ／ｌ以上、温度は３０℃以上、浸漬時間は１０秒以上とする。更に、生産性や製造コストを考慮すると弗酸が１０〜２０ｇ／ｌ、硝酸が２０〜５０ｇ／ｌ、温度が３０〜５０℃の混酸に１０〜秒３０秒浸漬することが望ましい。
加えて、本実施形態では前述の溶融アルカリ塩処理と硝弗酸浸漬処理の間で一旦常温まで鋼板を冷却するが、この際に溶融アルカリ塩処理以降の冷却速度を５０℃／秒以下と規定する。これは、４４０℃以下で行う溶融アルカリ塩処理後の常温までの冷却過程での酸化を防ぐためである。この冷却過程では主にＦｅの酸化反応が起こるが、それ以外にもＳｉやＡｌの内部酸化も進行する。溶融アルカリ塩処理後の冷却速度が５０℃／秒超では、ＳｉやＡｌの酸化が進行しないため、製品板のＡｌやＳｉの内部酸化層の残留が困難となるためである。一方、溶融アルカリ塩処理後の冷却速度が過度に遅い場合、Ｆｅの酸化も著しく進行し、後工程である硝弗酸浸漬処理でのデスケールが困難になることから下限を１０℃／秒以上とする。更に、生産性や板形状を考慮すると２０〜４０℃／秒が望ましい。
なお、溶融アルカリ塩処理後の冷却方法については規定するものではなく、ガスおよび水冷却のいずれを採用しても構わない。
なお、溶融アルカリ塩処理後の冷却方法については規定するものではなく、ガスおよび水冷却のいずれを採用しても構わない。
以上説明した製法により、本発明の低比重フェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
以下に本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
なお、表中の下線は本発明範囲から外れているものを示す。
なお、表中の下線は本発明範囲から外れているものを示す。
表１Ａ及び表１Ｂに示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して４ｍｍ厚の熱延コイルとした。その後、熱延コイルを酸洗し、１．２ｍｍ厚まで冷間圧延し、再結晶組織となる９００~１０００℃で冷延板焼鈍後、酸洗を施して製品板とした。
なお、表１Ａ及び表１Ｂにおける酸洗条件は、本発明範囲内で実施し、冷延板焼鈍後、９００℃から６００℃までの冷却速度は１００℃／ｓｅｃとした。
なお、表１Ａ及び表１Ｂにおける酸洗条件は、本発明範囲内で実施し、冷延板焼鈍後、９００℃から６００℃までの冷却速度は１００℃／ｓｅｃとした。
得られた製品板に対して、比重測定、加工性評価、耐食性評価、耐酸化評価、高温強度測定を行った。
比重の測定については、電子天秤により天秤法で算出した。
加工性の評価については、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して破断伸びを求め、「常温の破断伸び」が２５％以上のものを「○（良好）」、２５％未満のものを「×（不良）」とした。
高温強度については、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、ＪＩＳＧ０５６７に準拠して高温引張試験を実施して０．２％耐力を求め、「８５０℃の０．２％耐力」が２０ＭＰａ超のものを「○（良好）」、２０ＭＰａ以下のものを「×（不良）」とした。
耐酸化性の試験として、大気中８５０℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化やスケール剥離の発生有無を評価し（ＪＩＳＺ２２８１に準拠）、異常酸化やスケール剥離の発生が無い場合を「○（良好）」、発生した場合を「×（不良）」とした。
耐食性の評価については、サンプルを４００℃で８時間以下の加熱処理後、ＪＡＳＯ−ＣＣＴ試験を３０サイクル行い錆落とし処理を施した後、顕微鏡を用いた焦点深度法で最大孔食深さを測定し、最大孔食深さが２００μｍ未満を「○（良好）」、２００μｍ以上を「×（不良）」とした。
なお、鋼板表面のＳｉ、Ａｌ濃度分析については先述したＥＳＣＡを用いて測定した。また、ＡｌＮ析出量も先述した方法と同様に、抽出残渣分析によってＡｌＮとして析出するＮ量をＡｌＮ析出量とした。
比重の測定については、電子天秤により天秤法で算出した。
加工性の評価については、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して破断伸びを求め、「常温の破断伸び」が２５％以上のものを「○（良好）」、２５％未満のものを「×（不良）」とした。
高温強度については、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、ＪＩＳＧ０５６７に準拠して高温引張試験を実施して０．２％耐力を求め、「８５０℃の０．２％耐力」が２０ＭＰａ超のものを「○（良好）」、２０ＭＰａ以下のものを「×（不良）」とした。
耐酸化性の試験として、大気中８５０℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化やスケール剥離の発生有無を評価し（ＪＩＳＺ２２８１に準拠）、異常酸化やスケール剥離の発生が無い場合を「○（良好）」、発生した場合を「×（不良）」とした。
耐食性の評価については、サンプルを４００℃で８時間以下の加熱処理後、ＪＡＳＯ−ＣＣＴ試験を３０サイクル行い錆落とし処理を施した後、顕微鏡を用いた焦点深度法で最大孔食深さを測定し、最大孔食深さが２００μｍ未満を「○（良好）」、２００μｍ以上を「×（不良）」とした。
なお、鋼板表面のＳｉ、Ａｌ濃度分析については先述したＥＳＣＡを用いて測定した。また、ＡｌＮ析出量も先述した方法と同様に、抽出残渣分析によってＡｌＮとして析出するＮ量をＡｌＮ析出量とした。
表１Ａ及び表１Ｂから明らかなように、本発明で規定する成分組成を有する鋼板は、比較例の鋼板に比べて低比重であり、耐酸化性、耐熱性（高温強度）、耐食性および加工性に優れていることがわかる。
また、表２に、本発明範囲内の鋼（Ａ１〜Ａ６）に対して、種々の製造条件で鋼板を製造し、鋼板表層内のＡｉ濃度およびＳｉ濃度解析、耐酸化性、高温強度、加工性および耐食性の評価を上記の方法で行った結果を示す。
表２から明らかなように、本発明で規定する製造条件で製造した鋼板は、比較例に比べて耐酸化性、加工性、耐熱性、耐食性ならびに高温強度に優れている。
表２から明らかなように、本発明で規定する製造条件で製造した鋼板は、比較例に比べて耐酸化性、加工性、耐熱性、耐食性ならびに高温強度に優れている。
以上の説明から明らかなように、本発明によれば比較的低Ｃｒの成分で耐食性や耐酸化性に優れるとともに加工性にも優れた低比重なフェライト系ステンレス鋼板を提供することが可能である。これにより、特に高温強度や耐酸化性が必要な排気系部材などの軽量化に寄与し、社会的寄与は格段に大きい。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１〜４．００％、
Ｍｎ：０．０１〜３．００％、
Ｐ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃｒ：１０．０〜１５．０％、
Ｎ：０．００１〜０．０２０％、
Ａｌ：０．５０〜１０．０％
を含有し、さらに、
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、および
Ｎｂ：０．０５〜０．４０％の少なくとも一方を％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が１０．０以下、比重が７．６ｇ／ｃｍ３以下であることを特徴とする低比重フェライト系ステンレス鋼板。 - ＡｌＮの析出量が、質量％で０．０１０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
- 鋼板表面から５ｎｍ深さまでの領域における、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和が１５ａｔ％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
- 更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜３．００％、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜３．００％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｗ：０．１〜３．０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、
Ｔａ：０．０１〜０．１０％、
Ｈｆ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｎ：０．００５〜０．５０％、
Ｃｏ：０．０３〜０．３０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１０％、
Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、
ＲＥＭ：０．００２〜０．２０％、
Ｇａ：０．０００２〜０．３０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。 - 請求項１〜４の何れか一項に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、
冷延板焼鈍工程において、焼鈍温度を９００℃以上、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、
前記冷延板焼鈍工程後の酸洗工程において、まず４４０℃以下の溶融アルカリ塩に５秒〜３０秒浸漬し、その後、５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で常温まで冷却し、次いで、弗酸が１０〜３０ｇ／ｌ、硝酸が２０〜６０ｇ／ｌ、温度が３０〜６０℃の硝弗酸に１０秒〜６０秒浸漬することを特徴とする低比重フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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