JP2022126000A - フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法および部品 - Google Patents
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Abstract
【課題】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、靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびそれを用いた部品を提供する。
【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０１０～０．０５０％、Ｓ：０．０００２～０．０１００％、Ｃｒ：１０．０～２０．０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、Ｎｂ：０．１０～０．４０％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、固溶Ｎｂ量が０．２０％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下であることを特徴とする。
【選択図】図１
【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０１０～０．０５０％、Ｓ：０．０００２～０．０１００％、Ｃｒ：１０．０～２０．０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、Ｎｂ：０．１０～０．４０％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、固溶Ｎｂ量が０．２０％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下であることを特徴とする。
【選択図】図１
Description
本発明は、フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法および当該ステンレス鋼板を用いた部品に関するものである。
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、フランジやブラケット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、作業空間が狭くてもよいため、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、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から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であるが、靭性に劣ることが知られている。靭性が低いと鋼板製造過程の通板時およびコイル展開時に板破断が生じてしまうことがある。また、部品加工におおける切断、打ち抜き等の加工時に割れが生じることもある。さらに、冬場の低温環境において衝撃が加えられた際に部品が割れてしまい、自動車排気管が損傷してしまう問題が生じる。特に、５ｍｍ以上の厚手フェライト系ステンレス鋼板で靭性が低い場合があり、この鋼鈑を締結部品に適用する場合に信頼性が低くなる場合があった。
フェライト系ステンレス鋼板の靭性を確保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。
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℃以下で巻取り、コイルを水中に浸漬する方法が示されている。
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。
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。
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。
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℃以下で巻取り、コイルを水中に浸漬する方法が示されている。
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。
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。
特許文献１および２に記載のフェライト系ステンレス鋼は、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および４に記載のフェライト系ステンレス鋼は、結晶粒界性格（例えば結晶粒界の方位差の大小）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ゆく靭性レベルには到達していなかった。
そこで本発明は、上記の既知技術の問題点を解決し、靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することを課題とする。
特許文献３および４に記載のフェライト系ステンレス鋼は、結晶粒界性格（例えば結晶粒界の方位差の大小）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ゆく靭性レベルには到達していなかった。
そこで本発明は、上記の既知技術の問題点を解決し、靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することを課題とする。
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靭性に関して、成分および製造過程における組織制御の観点から検討した。特に固溶強化および溶接部の粒界腐食対策として含有されるＮｂの固溶量の観点から詳細な研究を行った。その結果、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、固溶Ｎｂ量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：０．００１～０．０３０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ ：０．０１０～０．０５０％、
Ｓ ：０．０００２～０．０１００％、
Ｃｒ：１０．０～２０．０％、
Ｎ ：０．００１～０．０３０％、
Ｎｂ：０．１０～０．４０％、
Ｂ ：０～０．００３０％、
Ａｌ：０～０．１００％、含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
固溶Ｎｂ量が、０．２０質量％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
（２）
さらに、質量％にて、
Ｔｉ：０～０．２０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～２．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｖ ：０～１．００％、
Ｍｇ：０～０．００３０％、
Ｓｎ：０～０．３０％、
Ｓｂ：０～０．３０％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｔａ：０～０．１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｗ ：０～２．００％、
Ｃｏ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．００３０％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
Ｇａ：０～０．１０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（３）
前記ステンレス鋼板の板厚をｔとしたときに、板厚方向断面の表面からの深さがｔ／２～ｔ／４の範囲において、粒径１μｍ以上のＮｂ含有析出物の個数密度が０．００５個／μｍ２以下である（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（４）
前記Ｎｂ含有析出物の粒径が２μｍ以下である（１）～（３）の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（５）
（１）または（２）に記載の成分を有するスラブを１２３０℃以上に加熱し、仕上圧延開始温度（℃）と仕上圧延終了温度（℃）の比（仕上圧延開始温度（℃）／仕上圧延終了温度（℃））が１．１０以上になるように熱間圧延し、その後５００℃以下で巻き取ることを特徴とする（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）
前記熱間圧延した鋼板を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、その後巻取る、（５）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）
前記巻取った鋼板を、９００～１０５０℃に加熱後、６０秒以上保持し焼鈍する（５）または（６）に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
（８）
（１）～（４）の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼板を少なくとも一部に用いた部品。
（９）
前記フェライト系ステンレス鋼板が、ろう付け処理あるいはアーク溶接によって他部品と接合されていることを特徴とする（８）に記載の部品。
（１）
質量％にて、
Ｃ：０．００１～０．０３０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ ：０．０１０～０．０５０％、
Ｓ ：０．０００２～０．０１００％、
Ｃｒ：１０．０～２０．０％、
Ｎ ：０．００１～０．０３０％、
Ｎｂ：０．１０～０．４０％、
Ｂ ：０～０．００３０％、
Ａｌ：０～０．１００％、含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
固溶Ｎｂ量が、０．２０質量％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
（２）
さらに、質量％にて、
Ｔｉ：０～０．２０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～２．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｖ ：０～１．００％、
Ｍｇ：０～０．００３０％、
Ｓｎ：０～０．３０％、
Ｓｂ：０～０．３０％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｔａ：０～０．１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｗ ：０～２．００％、
Ｃｏ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．００３０％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
Ｇａ：０～０．１０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（３）
前記ステンレス鋼板の板厚をｔとしたときに、板厚方向断面の表面からの深さがｔ／２～ｔ／４の範囲において、粒径１μｍ以上のＮｂ含有析出物の個数密度が０．００５個／μｍ２以下である（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（４）
前記Ｎｂ含有析出物の粒径が２μｍ以下である（１）～（３）の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（５）
（１）または（２）に記載の成分を有するスラブを１２３０℃以上に加熱し、仕上圧延開始温度（℃）と仕上圧延終了温度（℃）の比（仕上圧延開始温度（℃）／仕上圧延終了温度（℃））が１．１０以上になるように熱間圧延し、その後５００℃以下で巻き取ることを特徴とする（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）
前記熱間圧延した鋼板を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、その後巻取る、（５）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）
前記巻取った鋼板を、９００～１０５０℃に加熱後、６０秒以上保持し焼鈍する（５）または（６）に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
（８）
（１）～（４）の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼板を少なくとも一部に用いた部品。
（９）
前記フェライト系ステンレス鋼板が、ろう付け処理あるいはアーク溶接によって他部品と接合されていることを特徴とする（８）に記載の部品。
本発明によれば靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を、新規設備を必要とせず、効率的に製造することができる。さらに、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板を部品に用いることにより、靭性に優れた部品を、既存設備を活用して得ることができる。
以下に本発明について説明する。特に断りのない限り、成分に関する「％」は鋼中の質量％を示す。特に下限を規定していない場合は、含有しない場合（０％）を含んでよい。
靭性向上には、結晶粒微細化、析出物の微細化ならびに結晶方位が寄与することは従来から知られている。しかしながら、含有元素が多いフェライト系ステンレス鋼の熱延板あるいは熱延焼鈍板に対して、従来知見だけでは締結部品用途として十分な靭性を確保することは困難である。特に厚さ５ｍｍ以上の厚手フェライト系ステンレス鋼板は、なおのこと靭性を確保することは困難である。
本発明者らは、母相であるフェライト相中に固溶している固溶Ｎｂ量に着目して靭性との関係を詳細に調査した結果、固溶Ｎｂ量を０．２質量％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下にし、Ｎｂ析出物を微細分散させることで靭性が向上することを見出した。
図１に１７．２％Ｃｒ－０．００５％Ｃ－０．２％Ｓｉ－０．１％Ｍｎ－０．０２％Ｐ－０．０００３％Ｓ－０．０００６％Ｂ－０．０６％Ａｌ－０．０１２％Ｎのフェライト系ステンレス鋼（板厚８ｍｍ）のＮｂ含有量（全体に対する質量％）、固溶Ｎｂ量（全体に対する質量％）と靭性の関係を示す。
ここで、固溶Ｎｂ量は、抽出残渣分析によって析出Ｎｂ量を測定しＮｂ含有量との差を固溶Ｎｂ量とした。抽出残渣分析については、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で分析した。
図１に１７．２％Ｃｒ－０．００５％Ｃ－０．２％Ｓｉ－０．１％Ｍｎ－０．０２％Ｐ－０．０００３％Ｓ－０．０００６％Ｂ－０．０６％Ａｌ－０．０１２％Ｎのフェライト系ステンレス鋼（板厚８ｍｍ）のＮｂ含有量（全体に対する質量％）、固溶Ｎｂ量（全体に対する質量％）と靭性の関係を示す。
ここで、固溶Ｎｂ量は、抽出残渣分析によって析出Ｎｂ量を測定しＮｂ含有量との差を固溶Ｎｂ量とした。抽出残渣分析については、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で分析した。
また、靭性についてはシャルピー衝撃試験で評価した。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に準拠して常温で衝撃値を計測し、２０Ｊ／ｃｍ２以上を合格（○）、２０Ｊ／ｃｍ２未満（以下、本明細書において低靭性と言う場合がある。）を不合格（×）とした。２０Ｊ／ｃｍ２以上であると熱延鋼板製造工程において、脆性破壊することなく製造することができるからである。
本発明者らは、図１から固溶Ｎｂ量（視点を変えるとＮｂ析出量）と靭性に関係があることを見出し、靭性改善についてさらに検討し、次の知見を得た。
Ｎｂ含有量が０．１０～０．４０％の範囲において、固溶Ｎｂ量が０．２％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値より大きい場合には低靭性であるが、固溶Ｎｂ量が０．２０％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下であれば靭性が改善することがわかった。
Ｎｂ含有量が０．１０％未満では、Ｃｒ炭化物や窒化物が生成し、脆性破壊の起点になるため低靭性化すると考えられる。また、Ｎｂ量が０．４０％超では粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）（Ｎｂ炭窒化物）が熱延中、特にスラブ加熱段階で生成し、低靭性化すると考えられる。一方、Ｎｂ含有量が０．４０％以下でも、固溶Ｎｂ量が０．２０％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値より大きい場合は、母相であるフェライト相への固溶Ｎｂにより著しく硬質化して、低靭化すると考えられる。
Ｎｂ含有量が０．１０～０．４０％の範囲において、固溶Ｎｂ量が０．２％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値より大きい場合には低靭性であるが、固溶Ｎｂ量が０．２０％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下であれば靭性が改善することがわかった。
Ｎｂ含有量が０．１０％未満では、Ｃｒ炭化物や窒化物が生成し、脆性破壊の起点になるため低靭性化すると考えられる。また、Ｎｂ量が０．４０％超では粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）（Ｎｂ炭窒化物）が熱延中、特にスラブ加熱段階で生成し、低靭性化すると考えられる。一方、Ｎｂ含有量が０．４０％以下でも、固溶Ｎｂ量が０．２０％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値より大きい場合は、母相であるフェライト相への固溶Ｎｂにより著しく硬質化して、低靭化すると考えられる。
固溶Ｎｂによる硬質化が靭性に与える影響については、従来知見はないものの、介在物や酸化物を起点として脆性破壊（へき開破壊）が生じ、き裂がフェライト相のへき開面を伝ぱする際に、フェライト相が硬質な場合は伝ぱが速いが、固溶Ｎｂ量を０．２％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下として比較的軟質にした場合は、へき開面の伝ぱ速度が下がり、靭性値が向上すると考えられる。
さらに、固溶Ｎｂ量を０．２％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下としたときに、微細なＮｂ含有析出物（Ｎｂの炭窒化物や、それらを含む複合析出物）を分布させることにより、更に靭性値が向上することを見出した。即ち、粒径１μｍ以上の大きなＮｂ含有析出物の個数密度を、鋼板中心部で０．００５個／μｍ２以下にするとよく、好ましくは０．００４個／μｍ２以下、０．００３個／μｍ２以下、０．００２個／μｍ２以下、または０．００１個／μｍ２以下であるとよい。
また、粒径２μｍを超える粗大なＮｂ含有析出物が存在すると破壊の起点になり易く、靭性を悪化させるため、できるだけ少ない方がよい。従って、Ｎｂ含有析出物の粒径は２μｍ以下にすることが好ましい。
ここで、Ｎｂ含有介在物の密度は、鋼板の板厚をｔとしたときに、板厚方向断面において表面からの深さがｔ／２～ｔ／４の範囲の断面を観察して求める。Ｎｂ含有介在物の粒径は、面積同等の円相当径として求めるものとする。
次に鋼の成分範囲について説明する。
Ｃ（炭素）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。０．０３０％超の場合、Ｃｒ炭化物生成による靭性低下や溶接部の粒界腐食性の劣化が生じるため、上限を０．０３０％とするとよく、好ましくは０．０１０％にするとよい。一方、過度の低減は精錬コストの増加につながるため、下限を０．００１％とするとよく、好ましくは０．００２％にするとよい。
Ｃ（炭素）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。０．０３０％超の場合、Ｃｒ炭化物生成による靭性低下や溶接部の粒界腐食性の劣化が生じるため、上限を０．０３０％とするとよく、好ましくは０．０１０％にするとよい。一方、過度の低減は精錬コストの増加につながるため、下限を０．００１％とするとよく、好ましくは０．００２％にするとよい。
Ｓｉは、脱酸元素として含有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く、上限は１．００％、好ましくは０．５０％にするとよい。一方、耐酸化性確保のため、下限を０．０１％、好ましくは０．０５％とするとよい。
Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。また、１．００％超の場合、ＭｎＳ等の析出物が生成し、脆性破壊の起点となるため上限は１．００％、好ましくは０．５０％とするとよい。一方、過度の低減は精錬コストの増加につながる他、微量のＭｎ含有はスケール剥離性を向上させるため、下限は０．０１％とするとよく、好ましくは０．０５％とするとよい。
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、０．０５０％超の場合、脆性破壊の起点となるリン化物の生成が生じるため上限を０．０５０％、好ましくは０．０３０％とするとよい。但し、過度の低減は原料コストの増加につながるため、下限を０．０１０％、好ましくは０．０１５％にするとよい。
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、０．０１００％超の場合、脆性破壊の起点となるＭｎＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等の析出物生成が生じるため上限を０．０１００％、好ましくは０．００６０％にするとよい。一方、ＭｎやＴｉと結合して部品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％、好ましくは０．０００４％にするとよい。
Ｃｒは、耐食性や耐酸化性を向上させる元素であり、締結部品に要求される塩害性を考慮すると、下限は１０％、好ましくは１１％にするとよい。一方、過度な含有は、硬質化するため成形性や靭性を劣化させ、製造時の板破断を招く場合がある。例えば２０％超含有すると、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靭性が低下するため、上限を２０％、好ましくは１８％にするとよい。
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、０．０３０％超含有する場合、脆性破壊の起点となる窒化物生成が生じるため、上限を０．０３０％、好ましくは０．０２０％にするとよい。一方、過度の低下は精錬コストの増加につながるため、下限を０．００１％、好ましくは０．００５％にするとよい。
Ｎｂは、高温強度を向上させる他、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含有される。この作用を確実に発現するため、下限を０．１０％、好ましくは０．１１％、０．１２％、０．１３％、０．１４％、０．１５％、０．１６％、０．１７％、０．１８％、０．１９％、０．２０％、０．２１％、０．２２％、０．２３％、０．２４％または０．２５％にするとよい。一方、過度な含有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ため、上限を０．４０％、好ましくは０．３８％、０．３５％、０．３３％または０．３０％にするとよい。
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、締結部品加工における打ち抜き性を向上させるため、必要に応じて含有してもよい。従って、含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、この作用を確実に発現するため、下限を０．０００２％、好ましくは０．０００３％にするとよい。一方、過度な含有はほう化物が析出して靭性を劣化させるため、上限を０．００３０％、好ましくは０．００１０％にするとよい。
Ａｌは、脱酸元素として含有される場合があり、必要に応じて含有してもよい。従って、含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、その作用を確実に発現するため、下限を０．００５％、好ましくは０．０１０％にするとよい。一方、過度の含有はＡｌ２Ｏ３等の介在物を生成し、硬質化だけでなく破壊起点となり靭性の低下や、溶接性（特にろう付け性）および表面品質の劣化をもたらすため、上限を０．１００％、好ましくは０．０８０％にするとよい。
上記鋼成分の残部はＦｅおよび不純物である。ここで不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
また、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼は、Ｆｅに代えて、さらにＴｉ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｇａのうちの１種または２種以上を含んでも良い。これらの元素は含有しなくてもよいが、含有することによりさらなる効果を得ることができる。以下、これら元素について説明する。
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含有する元素である。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、Ｃ、Ｎ固定作用を確実に発現させるため、下限を０．０１％、好ましくは０．０２％にするとよい。一方、０．２０％超の含有は粗大なＴｉ（Ｃ、Ｎ）が析出して靭性を著しく劣化させるだけでなく溶接性（特にろう付け性）も悪化させるため、上限を０．２０％、好ましくは０．０５％にするとよい。
Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進により耐初期錆び性を向上させるため、必要に応じて含有される。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、この作用を確実に発現するため、下限を０．１０％、好ましくは０．２０％にするとよい。一方、過度な含有は硬質化して靭性を劣化させる他、応力腐食割れが生じ易くなるため、上限を１．００％、好ましくは０．３０％にするとよい。
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元素である。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、この作用を確実に発現するため、下限を０．１％、好ましくは０．５％にするとよい。一方、２．０％を超えると著しく成形性が劣化したり、硬質化による靭性劣化が生じたりするため、上限は２．０％、好ましくは１．２％にするとよい。また、製造コストや部品加工時の打ち抜き性を考慮すると上限は０．９％が望ましく、耐食性や高温強度がより要求される部品への適用を考慮すると、下限は０．５％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、必要に応じて含有される。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、この作用を確実に発現するため、下限を０．１％、好ましくは０．２％にするとよい。一方、過度な含有は、ε－Ｃｕ析出によって硬質化し成形性と靭性を劣化させるため、上限を３．０％、好ましくは１．２％にするとよい。
Ｖは、隙間腐食を抑制させる他、微量含有によって靭性向上に寄与するため必要に応じて含有される。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、この作用を確実に発現するため、下限を０．０５％、にするとよい。一方、過度な含有は、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につながるため、上限を１．００％、好ましくは０．２０％にするとよい。
Ｍｇは、脱酸元素として含有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。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、この作用を確実に発現し、靭性向上に寄与するため下限を０．０００２％、好ましくは０．０００３％にするとよい。一方、過度な含有は、溶接性や耐食性の劣化につながるため、上限を０．００３０％、好ましくは０．００１０％にするとよい。
ＳｎやＳｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与する。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、必要に応じて０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上含有してもよい。一方、０．３０％超の含有により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０．３０％、好ましくは０．１０％にするとよい。
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。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、必要に応じて０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上含有してもよい。一方、０．１０％超の含有によりコスト増になる他、製造性が著しく劣化するため、上限を０．１０％、好ましくは０．０７％にするとよい。
Ｗは、耐食性と高温強度の向上に寄与する。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、必要に応じて０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上含有してもよい。一方、２．００％超の含有により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２．００％、好ましくは１．８０％にするとよい。
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与する。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、必要に応じて０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上含有してもよい。一方、０．２０％超の含有により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０．２０％、好ましくは０．０９％にするとよい。
Ｃａは、脱硫のために含有される場合がある。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、この効果を確実に発現することから下限を０．０００１％、好ましくは０．０００２％にするとよい。一方、０．００３０％超の含有により粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化させるため、上限を０．００３０％、好ましくは０．００２０％にするとよい。
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含有してもよい。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、必要に応じて含有される場合があり、この効果を確実に発現することから下限を０．００１％、好ましくは０．００８％にするとよい。一方、０．０５０％超の含有により鋳造性が著しく悪くなることから上限を０．０５０％、好ましくは０．０４０％にするとよい。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。これらのＲＥＭ元素を単独で含有してもよいし、複数のＲＥＭ元素を含有してもよい。複数のＲＥＭ元素を含有する場合、それらの総量が上記下限および上限の範囲内に入っているとよい。
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化を抑制する。含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％、好ましくは０．００１０％にするとよい。一方、製造性やコストの観点から上限は０．１０００％、好ましくは０．００４０％にするとよい。
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、本実施形態においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１～０．１００％含有してもよい。
次に製造方法について説明する。
本発明に係る一実施形態の鋼板は、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、前記成分を含有する鋼を転炉や電気炉にて溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。成分を調整した溶鋼は、公知の鋳造方法（例えば連続鋳造法）に従ってスラブにする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に熱間圧延される。
本発明に係る一実施形態の鋼板は、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、前記成分を含有する鋼を転炉や電気炉にて溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。成分を調整した溶鋼は、公知の鋳造方法（例えば連続鋳造法）に従ってスラブにする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に熱間圧延される。
通常、固溶Ｎｂ量を低減するためにはＮｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｍ６Ｃ、Ｌａｖｅｓ相等のＮｂ系析出物を析出させることが一般的に行われるが、一般的な析出処理を行うと析出物の凝集、粗大化により逆に靭性が低下する。これを解決するために、本実施形態では熱間圧延過程での微細析出を活用して固溶Ｎｂ量の低減と析出物の微細化を図る。
本実施形態では、特に固溶Ｎｂ量を制御して軟質化を図るために熱間圧延直前の加熱温度（熱延加熱温度）、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温度の比、ならびに巻取温度を規定する。熱延の加熱温度については、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）（Ｎｂの炭窒化物）の微細析出による破壊起点の減少および固溶Ｎｂ量制御の観点から１２３０℃以上とする。１２３０℃未満の場合は、スラブ加熱時にＮｂ（Ｃ、Ｎ）が析出および粗大化して破壊起点となり、低靭化するため、下限を１２３０℃とする。一方、１３００℃超の場合は加熱時にスラブの変形が激しく、板厚精度や表面品質が劣化するため、望ましくは１３００℃以下が良い。
スラブ加熱後に粗圧延と仕上げ圧延によって熱延鋼板が製造される。スラブ加熱後の粗圧延では１パス当たりの圧下率が３０％以下で５～９パス程度の圧延が施され、その終了温度は概ね１１００℃程度となる。この粗圧延のパス間でＮｂ（Ｃ、Ｎ）やＬａｖｅｓ相が微細に析出するため固溶Ｎｂは低減する。この粗圧延の後に、仕上げ圧延は５～９パス程度で高速の連続圧延が施される。
本実施形態では仕上圧延開始温度（℃）と仕上圧延終了温度（℃）の比（仕上圧延開始温度（℃）／仕上圧延終了温度（℃））が１．１０以上とするとよい。仕上圧延後、得られた鋼板を冷却し、５００℃以下で巻取るとよい。この温度制御により、本実施形態では熱延鋼板の段階で固溶Ｎｂを０．２０％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下に制御して靭性を確保することができる。
スラブ加熱温度、粗圧延条件により、粗圧延後の鋼帯の長手方向で温度変動があるが、仕上圧延の開始温度は９５０～１１００℃、終了温度は８００～９００℃にするとよい。この際に、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温度の差が小さいと仕上圧延においてＮｂ（Ｃ、Ｎ）等のＮｂ系析出物が析出せずに固溶Ｎｂ量の低減は図れない。本実施形態では仕上圧延の開始温度と終了温度の比（＝仕上圧延開始温度（℃）／仕上圧延終了温度（℃））を１．１０以上にすることによって、仕上げスタンド間でのＮｂ（Ｃ、Ｎ）の微細析出と固溶Ｎｂ量の低減の両立を可能とした。この開始温度と終了温度の比は、好ましくは１．１５以上、１．２０以上、１．２２以上、１．２４以上、または１．２５以上にするとよい。ここで仕上圧延の開始温度と終了温度は特に規定しないが、表面品質の観点から開始温度は１０００℃以上、終了温度は８５０℃以上にすることが望ましい。
仕上圧延に続いて、得られた鋼板を冷却し５００℃以下で巻取るが、この仕上圧延後の冷却は、できるだけ急冷するとよい。急冷することで、仕上圧延までに析出したＮｂ（Ｃ、Ｎ）やＬａｖｅｓ相が粗大化することを防ぐことができる。冷却速度の下限は、好ましくは２０℃／ｓｅｃ、３０℃／ｓｅｃ、４０℃／ｓｅｃ、５０℃／ｓｅｃ、または６０℃／ｓｅｃとするとよい。冷却速度の上限は特に限定しないが、通常の冷却設備の能力から１００℃／ｓｅｃ以下にするとよい。
巻取温度は、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）やＬａｖｅｓ相が巻取後に粗大化することを防ぐ目的で５００℃以下とする。また、靭性、表面疵および酸洗性の観点からは、好ましくは、４５０℃以下、４００℃以下、３７０℃以下、または３５０℃以下にするとよい。巻取温度の下限は特に限定しないが低温になると鋼板強度が高くなり巻取ることが難しくなるため、巻取温度は３００℃以上にすることが望ましい。
巻取温度は、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）やＬａｖｅｓ相が巻取後に粗大化することを防ぐ目的で５００℃以下とする。また、靭性、表面疵および酸洗性の観点からは、好ましくは、４５０℃以下、４００℃以下、３７０℃以下、または３５０℃以下にするとよい。巻取温度の下限は特に限定しないが低温になると鋼板強度が高くなり巻取ることが難しくなるため、巻取温度は３００℃以上にすることが望ましい。
こうして得られた熱延鋼板（熱延板）は必要に応じて焼鈍（熱延板焼鈍）を施してもよい。焼鈍が施される場合、再結晶組織を得るために９００～１０５０℃の温度域に加熱するとよい。焼鈍時の加熱温度が１０５０℃を超えると、Ｎｂ系析出物が固溶し始め固溶Ｎｂ量が急激に増加するだけでなく、結晶粒径も増大するため靭性が劣化する。このため焼鈍時の加熱温度は１０５０℃以下、好ましくは１１００℃以下にするとよい。熱延の加工歪を極力減少させ整粒再結晶組織を得るために、この温度域で保持時間を６０秒以上とするとよい。保持時間が６０秒未満の場合、熱延の加工組織の残留が生じ、粗大粒に起因した靭性低下が生じるため、保持時間は６０秒以上とする。一方、過度に保持時間を長くすると生産性が著しく低下するだけでなく、酸洗性の劣化が生じるため、保持時間は９０秒以下にすることが望ましい。
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定すれば良い。熱延板の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工程については特に限定せず、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い。酸洗液についても特に限定しないので、例えば硫酸、硝弗酸等の既設条件で構わない。さらに、この後にコイル研削を表面に施しても構わない。
このようにして製造したフェライト系ステンレス鋼板は、打ち抜き加工や研削など既存の加工方法により部品に加工される。特に、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼は、優れた靭性と耐食性を兼ね備えていることから、腐食環境下で用いる部品に適用することができる。特に自動車や二輪車の排気系部品などの少なくとも一部に用いることができる。例えば、排気系部品のうちの一部品（エキゾーストマニホールド、マフラーなど）や、それら部品同士を締結するためのフランジやブラケットなどの締結部品に適用することができる。
当該フェライト系ステンレス鋼だけで部品を製造することもできるが、当該フェライト系ステンレス鋼を用いた部品を他の部品と接合することにより、一つの部品にすることもできる。その際の接合方法は特段限定しない。例えばろう付けやアーク溶接（ＴＩＧ、ＭＩＧ、ＭＡＧ、プラズマ溶接）を適用することができる。各溶接条件においては、締結部品の形状や他の排気部品の形状により、適宜選択できる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１（表１－１と表１－２を合せて表１と呼ぶ。）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（熱延板）とした。この際、スラブ加熱温度は１２３０～１２８０℃、仕上圧延開始温度は９５０～１１００℃、仕上圧延終了温度は８００～９００℃、冷却速度は２５℃／ｓｅｃ～５０℃／ｓｅｃ、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９００～１０５０℃で保持時間は６０秒以上とした。
表２に、本実施形態の成分を有する鋼に対して熱延条件と焼鈍条件を変更したコイルのシャルピー衝撃試験の結果を示す。本実施形態の製造条件により固溶Ｎｂ量を所定の範囲にした場合は良好な靭性が得られているが、固溶Ｎｂ量が所定範囲でない比較例ではコイル通板が不可となるレベルまで低靭性となる。
表１、表２に記載の熱延板あるいは熱延焼鈍板から、靭性評価として、シャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を上記方法で実施した結果を「衝撃特性欄」に示す。シャルピー衝撃試験値が、２０Ｊ／ｃｍ２以上を合格（○）、２０Ｊ／ｃｍ２未満を不合格（×）とし、表１の「衝撃特性欄」に記載した。本願発明例はいずれもシャルピー衝撃試験値が２０Ｊ／ｃｍ２以上を示し、優れた靭性を有することがわかる。
また、表１、表２に記載の熱延板あるいは熱延焼鈍板を素材としてろう付け処理におけるろう拡がり性を評価した結果を「ろう拡がり性」欄に示す。ろう拡がり性については、Ｎｉ－２９％Ｃｒ－４％Ｓｉ－６％Ｐ（東京ブレイス（株）製）のろう材（０．１ｇ）を平板にのせて、５０ＰａＮ２の真空下において１１３０℃で１０分間のろう付け処理を行った後のろう拡がり性を目視で観察し、ろうの拡がりが十分である場合を合格（○）としろうの拡がりが不十分での場合を不合格（×）とした。具体的にろうの拡がりが十分な状態とは、ろう拡がり試験後のろう拡がり面積が試験前のろう塗布面積の５倍以上であることを示す。
さらに、表１、表２に記載の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他排気管部品とアーク溶接接合された際の評価結果を「アーク溶接部の粒界腐食性」欄に示す。ここで、アーク溶接接合については、ＴＩＧ溶接を行った後に溶接部断面の粒界腐食感受性を調査し、ＪＩＳ Ｇ０５７１に準拠した１０％シュウ酸電解エッチテストで溝状組織が観察された場合に不合格（×）、段状組織の場合に合格（○）とした。ＴＩＧ溶接の条件は、電流：２００Ａ、電圧：１０Ｖ、速度：１０ｃｍ／ｍｉｎ、トーチガス：Ａｒ１０Ｌ／ｍｉｎ、バックガス：Ａｒ１５Ｌ／ｍｉｎ、アフターガス：Ａｒ３０Ｌ／ｍｉｎとした。
表１、表２から、本発明鋼から作成されたフランジは優れたろう付け性および耐粒界腐食性を有することがわかる。
表１、表２から、本発明鋼から作成されたフランジは優れたろう付け性および耐粒界腐食性を有することがわかる。
本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板、その製造方法、および当該フェライト系ステンレス鋼板を含む締結部品は、あらゆる産業において利用することができる。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。
Claims (9)
- 質量％にて、
Ｃ ：０．００１～０．０３０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ ：０．０１０～０．０５０％、
Ｓ ：０．０００２～０．０１００％、
Ｃｒ：１０．０～２０．０％、
Ｎ ：０．００１～０．０３０％、
Ｎｂ：０．１０～０．４０％、
Ｂ ：０～０．００３０％、
Ａｌ：０～０．１００％、を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
固溶Ｎｂ量が、０．２０質量％および（Ｎｂ含有量－０．０８）質量％の何れか小さい方の値以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。 - さらに、質量％にて、
Ｔｉ：０～０．２０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～２．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｖ ：０～１．００％、
Ｍｇ：０～０．００３０％、
Ｓｎ：０～０．３０％、
Ｓｂ：０～０．３０％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｔａ：０～０．１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｗ ：０～２．００％、
Ｃｏ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．００３０％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
Ｇａ：０～０．１０％
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に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - 前記ステンレス鋼板の板厚をｔとしたときに、板厚方向断面の表面からの深さがｔ／２～ｔ／４の範囲において、粒径１μｍ以上のＮｂ含有析出物の個数密度が０．００５個／μｍ２以下である請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
- 前記Ｎｂ含有析出物の粒径が２μｍ以下である請求項１～３の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項１または２に記載の成分を有するスラブを１２３０℃以上に加熱し、仕上圧延開始温度（℃）と仕上圧延終了温度（℃）の比（仕上圧延開始温度（℃）／仕上圧延終了温度（℃））が１．１０以上になるように熱間圧延し、その後５００℃以下で巻取ることを特徴とする請求項１～４の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記熱間圧延した鋼板を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、その後巻取る、請求項５に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記巻取った鋼板を、９００～１０５０℃に加熱後、６０秒以上保持し焼鈍する請求項５または６に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
- 請求項１～４の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼板を少なくとも一部に用いた部品。
- 前記フェライト系ステンレス鋼板を用いた部品が、ろう付け処理あるいはアーク溶接によって他部品と接合されていることを特徴とする請求項８に記載の部品。
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