JP2022152639A - フェライト系ステンレス棒状鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接熱影響部においても良好な耐粒界腐食性を有し、鋼材中心部の靭性が優れる太径のフェライト系ステンレス棒状鋼材を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０１－１．０％、Ｍｎ：０．０１０－１．０％、Ｎｉ：０．０５－１．０％、Ｃｒ：１０．５－２５％、Ｃｕ：０．０２－１．０％、Ｎ：０．０３％以下、Ｎｂ：０．１０－１．０％を含有し、電解抽出により０．２μｍメッシュのフィルターで回収した抽出残渣に、Ｎｂ炭窒化物および／またはＭ６Ｃの析出物が含まれ、かつラーフェス相１１２面のＸ線回折強度がＮｂ炭窒化物１１１面のＸ線回折強度の２０％未満であるフェライト系ステンレス棒状鋼材。【選択図】なし
Description
本発明は、靭性及び耐粒界腐食性に優れる、フェライト系ステンレス棒状鋼材及びその製造方法に関する。
近年、環境規制の強化および燃費性向上のニーズが高まり、自動車の排気系部材に耐熱性及び耐食性により優れた材料を必要としている。そのため、鋳鉄に替わりフェライト系ステンレス鋼が用いられる。
自動車排気系は、排ガスを浄化するＤＰＦや触媒コンバータなどの部品から構成されており、各部品を接続・固定するためにフランジが用いられている。従来の鋳造法にかわって鍛造加工及び切削加工の組合せで製作したフランジが増大してきており、鋳造時や溶接時の脆化割れリスクを回避する傾向にある。フェライト系ステンレス鋼は耐熱性及び耐食性に優れているが、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）では粒界近傍のＣｒ欠乏により耐粒界腐食性の低下、すなわち鋭敏化が生じやすくなる。このため、Ｃ及びＮ含有量を低減したうえで、ＮｂやＴｉ等のマイクロアロイング元素を添加するが、鋳造時、表層側よりも中心部に粗大な炭窒化物が析出しやすく、鋼材中心部の靭性を劣化させる。特に減面率の低い厚手材、あるいは太径材では熱間圧延時に粗大な炭窒化物を分断することが困難であり、靭性が改善されにくく、製品加工で鋼材中心部が表面に露出すると製品の靭性が著しく劣化させる。また、適切な温度域・時間で熱間加工を行わないと、脆化を引き起こすラーフェス相（Ｆｅ２Ｎｂ）が析出し、更に靭性が低下する可能性がある。
例えば、特許文献１には、Ｃ及びＮ含有量を低減し、さらにＮｂおよび／またはＴｉを添加することで、冷間鍛造性、切削性、および耐食性を向上させたフェライト系ステンレス鋼線等が開示されている。また、特許文献２には成形性を向上させた高純度フェライト鋼板が開示されている。一方で、フランジ適用に必要な、径が１６ｍｍ超の太径である場合の靭性及び鍛造性についての検討が不十分である。
特許文献３および４には、同様にＣ及びＮ含有量を低減し、さらにＮｂおよび／またはＴｉを添加することで冷鍛性にすぐれたフェライト系ステンレス鋼線材が開示されている。一方で、溶接熱影響部の耐粒界腐食性についての技術検討が不十分である。
特許文献５には、方位制御によって太径の棒状鋼材の靭性を向上させた高純度フェライト鋼の開示されている。一方で、鋼材中心部の靭性についての検討が不十分である。
本発明は、溶接熱影響部においても良好な耐粒界腐食性を有し、鋼材中心部の靭性が優れる、フェライト系ステンレス棒状鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、上記課題を解決するために種々検討した結果、成分調整された高純度フェライト系ステンレス棒状鋼材において、鋳造後ラーフェス相が析出する温度域よりも高温でかつＭ６Ｃが析出する温度域にて熱間加工し、炭化物をＭ６Ｃ型として適切なサイズに制御し、ラーフェス相析出領域をすばやく冷却することで、良好な耐粒界腐食性を維持したまま鋼材靭性を向上する知見を得た。併せて、鋳片加熱の加熱温度や時間を制御することで、中心部の粗大Ｎｂ炭窒化物の大きさ及び分布を制御し更に鋼材靭性が向上する知見を得た。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のフェライト系ステンレス棒状鋼材及びその製造方法を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０３％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．０１０～１．０％、Ｎｉ：０．０５～３．０％、Ｃｒ：１０．５～２５．０％、Ｃｕ：０．０２～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０３％、Ｎｂ：０．１０～１．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、Ｔｉ：０～０．５％、Ｖ：０～１．０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｚｒ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．０５％、Ｍｇ：０～０．０５％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｇａ：０～０．０５％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．５０％、ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記の（ｉ）～（ii）式を満足し、
棒状鋼材から電解抽出により０．２μｍメッシュのフィルターで回収した抽出残渣に、Ｎｂ炭窒化物および／またはＭ６Ｃの析出物が含まれ、かつラーフェス相１１２面のＸ線回折強度がＮｂ炭窒化物１１１面の２０％未満であるフェライト系ステンレス棒状鋼材。
１０．０≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）・・・（ｉ）
１２．０≦Ｃｒ＋３（Ｍｏ＋Ｎｉ）＋（Ｎｂ＋Ｔｉ）－１０（Ｃ＋Ｎ）≦３０．０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０３％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．０１０～１．０％、Ｎｉ：０．０５～３．０％、Ｃｒ：１０．５～２５．０％、Ｃｕ：０．０２～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０３％、Ｎｂ：０．１０～１．０％、
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残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記の（ｉ）～（ii）式を満足し、
棒状鋼材から電解抽出により０．２μｍメッシュのフィルターで回収した抽出残渣に、Ｎｂ炭窒化物および／またはＭ６Ｃの析出物が含まれ、かつラーフェス相１１２面のＸ線回折強度がＮｂ炭窒化物１１１面の２０％未満であるフェライト系ステンレス棒状鋼材。
１０．０≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）・・・（ｉ）
１２．０≦Ｃｒ＋３（Ｍｏ＋Ｎｉ）＋（Ｎｂ＋Ｔｉ）－１０（Ｃ＋Ｎ）≦３０．０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（２）化学組成が、質量％で、さらに
Ｍｏ：０．０１～３．０％、Ｔｉ：０．０５～０．５％、Ｖ：０．０１～１．０％、Ｗ：０．０５～０．５０％、Ｚｒ：０．０１０～０．５０％、Ｂ：０．０００３～０．０１０％、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｃａ：０．０００５～０．０５％、Ｍｇ：０．０００５～０．０５％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｇａ：０．００１～０．０５％、Ｓｎ：０．０１０～０．５０％、Ｓｂ：０．０１０～０．５０％、Ｔａ：０．０１～０．５０％、ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
Ｍｏ：０．０１～３．０％、Ｔｉ：０．０５～０．５％、Ｖ：０．０１～１．０％、Ｗ：０．０５～０．５０％、Ｚｒ：０．０１０～０．５０％、Ｂ：０．０００３～０．０１０％、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｃａ：０．０００５～０．０５％、Ｍｇ：０．０００５～０．０５％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｇａ：０．００１～０．０５％、Ｓｎ：０．０１０～０．５０％、Ｓｂ：０．０１０～０．５０％、Ｔａ：０．０１～０．５０％、ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
（３）棒状鋼材の中心を含み長手方向と半径方向に平行な断面において、棒状鋼材の中心から半径方向両側に直径／４まで、かつ長手方向に５ｍｍの範囲内に分布する最大径５μｍ以上の析出物の個数密度が１０００個／ｍｍ２以下である前述（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
（４）シャルピー試験において鋼材中心部における遷移温度が１５０℃以下である、前述（１）～（３）のいずれか１つに記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
（５）前述（１）または（２）に記載の成分組成の鋼材の製造方法において、鋳片ソーキングの保定温度が８００～１２５０℃かつ保定時間が６０～６００分であることを特徴とする前述（１）～（４）のいずれか１つに記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材の製造方法。
（６）熱間圧延時における１１００℃以上の滞在時間が１０分以内であり、８００～１１００℃の総滞在時間が３０～３００分であり、仕上げ温度が７８０～１１００℃であり、７５０℃までの平均冷速が５～２００℃／分であり、７５０℃から５５０℃までの平均冷速が５０℃～５００℃／分である前述（５）に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材の製造方法。
（６）熱間圧延時における１１００℃以上の滞在時間が１０分以内であり、８００～１１００℃の総滞在時間が３０～３００分であり、仕上げ温度が７８０～１１００℃であり、７５０℃までの平均冷速が５～２００℃／分であり、７５０℃から５５０℃までの平均冷速が５０℃～５００℃／分である前述（５）に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材の製造方法。
本発明によれば、溶接の熱影響部においても優れた耐粒界腐食性を有し、かつ鋼材中心部の靭性に優れる、フェライト系ステンレス棒状鋼材を得ることができる。靱性に優れるため、優れた鍛造性、鍛造成形性を実現することができる。
本発明は、フェライト系ステンレス棒状鋼材及びその製造方法を対象とする。ここで棒状鋼材とは、長手方向に対して垂直な面が一様である棒線、線材、鋼線を指す。断面の形状は一般的な円形に限らず、断面が矩形である平鋼、角鋼に加え、異形材をも含まれる。
本発明者らは溶接の熱影響部においても優れた耐粒界腐食性を有し、鋼材部中心の靭性が良好であるフェライト系ステンレス棒状鋼材を得るために、種々の検討を行なった。その結果、以下の知見を得た。
例えば、Ｃ及びＮ含有量を低減し、Ｎｂを添加したフェライト系ステンレス棒状鋼材では、ラーフェス相（Ｆｅ２Ｎｂ）が針状に析出することで靭性が低下し、鍛造性が低下する傾向にある。アスペクト比が１．０に近い形態で、かつ析出硬化しないサイズで分散させることが、靭性においては有効である。すなわちＭ６Ｃ（Ｍは（Ｆｅ＋Ｃｒ）／Ｎｂが原子比で１．０程度）を適度なサイズにて分散させてフェライト相を軟化させつつ、ラーフェス相を抑制することが靭性向上に有効である。また、中心部での炭窒化物の形態及び分布を制御することにより、鋼材中心部の靭性向上に有効である。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。また、本発明の好ましい実施形態を詳細に説明する。以降の説明では、本発明の好ましい実施形態を本発明として記載する。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．００１～０．０３％
Ｃは鋼の強度を向上させる効果を有するが、不可避的に混入する不純物であり、機械的特性を低下させる場合がある。特に、溶接熱影響部においてクロム炭化物が析出することで耐粒界腐食性が低下するため、極力Ｃ含有量を低減することが望ましい。この際、Ｃを、０．０３％を超えて含有させると、鋭敏化の抑制に必要なＮｂあるいはＴｉ含有量が増加し、製造コストが増加する。さらに、Ｎｂ炭窒化物あるいはＴｉ炭窒化物が形成することで、鍛造性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以下とする。一方、０．００１％未満に低減しようとすると製造コストが増加するため、Ｃ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｃは鋼の強度を向上させる効果を有するが、不可避的に混入する不純物であり、機械的特性を低下させる場合がある。特に、溶接熱影響部においてクロム炭化物が析出することで耐粒界腐食性が低下するため、極力Ｃ含有量を低減することが望ましい。この際、Ｃを、０．０３％を超えて含有させると、鋭敏化の抑制に必要なＮｂあるいはＴｉ含有量が増加し、製造コストが増加する。さらに、Ｎｂ炭窒化物あるいはＴｉ炭窒化物が形成することで、鍛造性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以下とする。一方、０．００１％未満に低減しようとすると製造コストが増加するため、Ｃ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｓｉ：０．０１～１．０％
Ｓｉは、脱酸効果を有する元素である。そして、鋼を十分に脱酸するために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。しかしながら、Ｓｉを、１．０％を超えて含有させると硬化し鍛造成形性が低下するとともに、部品成形後の靭性も著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。
Ｓｉは、脱酸効果を有する元素である。そして、鋼を十分に脱酸するために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。しかしながら、Ｓｉを、１．０％を超えて含有させると硬化し鍛造成形性が低下するとともに、部品成形後の靭性も著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。
Ｍｎ：０．０１０～１．０％
Ｍｎは、脱酸を十分行うために含有量は、０．０１０％以上とする。しかしながら、Ｍｎを、１．０％を超えて含有させると硬化し、鍛造成形性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、１．０％以下とする。
Ｍｎは、脱酸を十分行うために含有量は、０．０１０％以上とする。しかしながら、Ｍｎを、１．０％を超えて含有させると硬化し、鍛造成形性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、１．０％以下とする。
Ｎｉ：０．０５～３．０％
Ｎｉは、フェライト相の脆性割れを抑制する効果を有する。このため、Ｎｉ含有量は、０．０５％以上とする。しかしながら、Ｎｉを、３．０％を超えて含有させると、オーステナイト相が高温で現れ、焼入れ硬化するようになり、鍛造性が著しく低下する。このため、Ｎｉ含有量を３．０％以下とする。
Ｎｉは、フェライト相の脆性割れを抑制する効果を有する。このため、Ｎｉ含有量は、０．０５％以上とする。しかしながら、Ｎｉを、３．０％を超えて含有させると、オーステナイト相が高温で現れ、焼入れ硬化するようになり、鍛造性が著しく低下する。このため、Ｎｉ含有量を３．０％以下とする。
Ｃｒ：１０．５～２５．０％
Ｃｒは、耐食性を向上させ溶接熱影響部の耐粒界腐食性を向上させる。このため、Ｃｒ含有量は１０．５％以上とする。Ｃｒ含有量は、１２．０％以上とするのが好ましく、１５．０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２５．０％を超えると鍛造成形性を著しく低下する。このため、Ｃｒ含有量は２５．０％以下とする。Ｃｒ含有量は２０．０％以下とするのがより好ましい。
Ｃｒは、耐食性を向上させ溶接熱影響部の耐粒界腐食性を向上させる。このため、Ｃｒ含有量は１０．５％以上とする。Ｃｒ含有量は、１２．０％以上とするのが好ましく、１５．０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２５．０％を超えると鍛造成形性を著しく低下する。このため、Ｃｒ含有量は２５．０％以下とする。Ｃｒ含有量は２０．０％以下とするのがより好ましい。
Ｃｕ：０．０２～１．０％
Ｃｕは耐食性を向上させる効果を有し、溶接熱影響部の耐粒界腐食性を向上させる。このため、Ｃｕ含有量は、０．０２％以上とする。しかしながら、Ｃｕを、１．０％を超えて含有させると、却って脆性割れが生じ易くなる。このため、Ｃｕ含有量は、１．０％以下する。Ｃｕ含有量は０．８％以下とするのが好ましい。
Ｃｕは耐食性を向上させる効果を有し、溶接熱影響部の耐粒界腐食性を向上させる。このため、Ｃｕ含有量は、０．０２％以上とする。しかしながら、Ｃｕを、１．０％を超えて含有させると、却って脆性割れが生じ易くなる。このため、Ｃｕ含有量は、１．０％以下する。Ｃｕ含有量は０．８％以下とするのが好ましい。
Ｎ：０．００１～０．０３％
Ｎは、鋼中に不可避的に混入する不純物である。Ｎは、溶接熱影響部において、クロム窒化物を析出させ、耐粒界腐食性を低下させる。粒界腐食を抑制するために、Ｎ含有量を極力低減することが有効である。この際、Ｎ含有量が０．０３％を超えると、鋭敏化を抑制するために必要なＮｂあるいはＴｉ含有量が増加する。この結果、製造コストが増加し、Ｎｂ窒化物あるいはＴｉ炭化物が形成することで、鍛造性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．０３％以下とする。Ｎは、極力低減することが好ましいが、過度の低減により、製造コストが増加する。このため、Ｎ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｎは、鋼中に不可避的に混入する不純物である。Ｎは、溶接熱影響部において、クロム窒化物を析出させ、耐粒界腐食性を低下させる。粒界腐食を抑制するために、Ｎ含有量を極力低減することが有効である。この際、Ｎ含有量が０．０３％を超えると、鋭敏化を抑制するために必要なＮｂあるいはＴｉ含有量が増加する。この結果、製造コストが増加し、Ｎｂ窒化物あるいはＴｉ炭化物が形成することで、鍛造性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．０３％以下とする。Ｎは、極力低減することが好ましいが、過度の低減により、製造コストが増加する。このため、Ｎ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｎｂ：０．１０～１．０％、
Ｎｂは炭化物または窒化物を形成することで、溶接熱影響部の鋭敏化を抑制し、耐食性を向上させる効果を有する。このため、Ｎｂ含有量は０．１０％以上とする。ここで、Ｎｂ含有量の適正量は、Ｃ含有量およびＮ含有量に影響されるが、鋭敏化を抑制するため、Ｎｂ含有量は、０．１０％以上とする。しかしながら、Ｎｂを、１．０％を超えて含有させると、ＮｂＣＮ等の粗大炭窒化物またはラーフェス相が形成することで、耐粒界腐食性と靭性及び鍛造性が著しく低下する。このため、Ｎｂ含有量は、１．０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．８％以下とするのが好ましい。
Ｎｂは炭化物または窒化物を形成することで、溶接熱影響部の鋭敏化を抑制し、耐食性を向上させる効果を有する。このため、Ｎｂ含有量は０．１０％以上とする。ここで、Ｎｂ含有量の適正量は、Ｃ含有量およびＮ含有量に影響されるが、鋭敏化を抑制するため、Ｎｂ含有量は、０．１０％以上とする。しかしながら、Ｎｂを、１．０％を超えて含有させると、ＮｂＣＮ等の粗大炭窒化物またはラーフェス相が形成することで、耐粒界腐食性と靭性及び鍛造性が著しく低下する。このため、Ｎｂ含有量は、１．０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．８％以下とするのが好ましい。
本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、上記元素に加え、必要に応じて、以下の元素を含有させてもよい。
Ｍｏ：０～３．０％
Ｍｏは耐食性を大きく向上させ、また、粒界を強化して粒界割れを抑制する。しかしながら、Ｍｏ含有量が３．０％を超えると、硬化し鍛造成形性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。Ｍｏ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．５％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。Ｍｏ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、０．３０％以上とするのがより好ましい。
Ｍｏは耐食性を大きく向上させ、また、粒界を強化して粒界割れを抑制する。しかしながら、Ｍｏ含有量が３．０％を超えると、硬化し鍛造成形性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。Ｍｏ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．５％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。Ｍｏ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、０．３０％以上とするのがより好ましい。
Ｔｉ：０～０．５％、
Ｖ：０～１．０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％
Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗは、いずれもＮｂと同様に炭窒化物を形成することで、溶接部の鋭敏化を抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、およびＷを過剰に含有させると、鍛造性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．５％以下とする。Ｖ含有量は１．０％以下とする。Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。しかしながら、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。また、Ｖ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。また、Ｗ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０１０％以上とするのが好ましい。
Ｖ：０～１．０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％
Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗは、いずれもＮｂと同様に炭窒化物を形成することで、溶接部の鋭敏化を抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、およびＷを過剰に含有させると、鍛造性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．５％以下とする。Ｖ含有量は１．０％以下とする。Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。しかしながら、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。また、Ｖ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。また、Ｗ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０１０％以上とするのが好ましい。
Ｂ：０～０．０１０％
Ｂは粒界のＰ偏析を抑制し、靭性を向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを、０．０１０％を超えて含有させると、粗大なホウ化物を形成し、靭性が劣化する。このため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましい。
Ｂは粒界のＰ偏析を抑制し、靭性を向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを、０．０１０％を超えて含有させると、粗大なホウ化物を形成し、靭性が劣化する。このため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましい。
本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、上記元素に加え、必要に応じて、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇから選択される一種以上の元素を含有させてもよい。
Ａｌ：０～０．５０％、
Ｃａ：０～０．０５％、
Ｍｇ：０～０．０５％、
Ａｌ、Ｃａ、およびＭｇは、いずれも脱酸効果を有するため、溶製時に脱酸剤として添加される。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、上記、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇを過剰に含有させると、鍛造性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は０．５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．０５％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましい。
Ａｌ：０～０．５０％、
Ｃａ：０～０．０５％、
Ｍｇ：０～０．０５％、
Ａｌ、Ｃａ、およびＭｇは、いずれも脱酸効果を有するため、溶製時に脱酸剤として添加される。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、上記、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇを過剰に含有させると、鍛造性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は０．５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．０５％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましい。
Ｃｏ：０～０．５０％
Ｃｏは焼入れ性向上、また耐摩耗性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、Ｃｏを、０．５０％を超えて含有させると、靭性が劣化する。このため、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｃｏは焼入れ性向上、また耐摩耗性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、Ｃｏを、０．５０％を超えて含有させると、靭性が劣化する。このため、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｇａ：０～０．０５％
Ｇａは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、鍛造性が低下する。このため、Ｇａ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｇａは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、鍛造性が低下する。このため、Ｇａ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｓｎ：０～０．５０％
Ｓｎは耐粒界腐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えると、粒界偏析により靭性及び鍛造性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０１０％以上とするのが好ましい。
Ｓｎは耐粒界腐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えると、粒界偏析により靭性及び鍛造性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０１０％以上とするのが好ましい。
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｓｂは耐粒界腐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．５０％を超えると、Ｓｂの偏析によって靭性及び鍛造性が劣化する。このため、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．０１０％以上とするのが好ましい。
Ｓｂは耐粒界腐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．５０％を超えると、Ｓｂの偏析によって靭性及び鍛造性が劣化する。このため、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．０１０％以上とするのが好ましい。
Ｔａ：０～０．５０％
Ｔａは耐摩耗性および耐粒界腐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａ含有量が０．５０％を超えると靭性及び鍛造性が劣化する。このため、Ｔａ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｔａは耐摩耗性および耐粒界腐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａ含有量が０．５０％を超えると靭性及び鍛造性が劣化する。このため、Ｔａ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０～０．１０％
ＲＥＭは、脱酸効果を有する。また熱間加工性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．１０％を超えると、却って熱間加工性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
なお、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼に含有させることができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
ＲＥＭは、脱酸効果を有する。また熱間加工性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．１０％を超えると、却って熱間加工性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
なお、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼に含有させることができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ここで「不可避的不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、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。なお、例えば不可避的不純物として、Ｓ，Ｐ，Ｏ、Ｚｎ、Ｐｂ，Ｈ等が例示される。不可避的不純物は低減されることが望ましいが、含有される場合は０．０１％以下とするのが望ましい。
ここで、本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、Ｎｂ炭窒化物を形成させ、耐粒界腐食性の低下を抑制するため、下記の（ｉ）式を満足する。
１０．０≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（ｉ）式右辺値が１０．０未満であると、Ｎｂ炭窒化物が十分に形成せず、Ｃｒ欠乏が生じ、耐食性が低下する。このため、（ｉ）式右辺値は、１０．０以上とし、１２．０以上であるのが好ましく、１５．０以上であるのがより好ましい。なお、（ｉ）式右辺値の上限は特に定めないが、通常、１００．０程度になることが多い。
１０．０≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（ｉ）式右辺値が１０．０未満であると、Ｎｂ炭窒化物が十分に形成せず、Ｃｒ欠乏が生じ、耐食性が低下する。このため、（ｉ）式右辺値は、１０．０以上とし、１２．０以上であるのが好ましく、１５．０以上であるのがより好ましい。なお、（ｉ）式右辺値の上限は特に定めないが、通常、１００．０程度になることが多い。
また、本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は優れた耐粒界腐食性を維持しつつ、十分な靭性を確保するために、下記の（ii）式を満足する。
１２．０≦Ｃｒ＋３（Ｍｏ＋Ｎｉ）＋（Ｎｂ＋Ｔｉ）－１０（Ｃ＋Ｎ）≦３０．０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（ii）式中辺の値が１２．０未満の場合は耐粒界腐食性が確保できず、鋭敏化が生じやすくなる。このため、（ii）式中辺の値は１２．０以上とし、１３．０以上とするのが好ましく、１４．０以上とするのがより好ましく、１６．０以上とするのが更に好ましいい。一方で、（ii）式中辺の値が３０．０超になると靭性が低下し、脆性割れを起こしやすくなる。このため、（ii）式中辺の値は３０．０以下とし、２５．０以下とするのが更に好ましい。
１２．０≦Ｃｒ＋３（Ｍｏ＋Ｎｉ）＋（Ｎｂ＋Ｔｉ）－１０（Ｃ＋Ｎ）≦３０．０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（ii）式中辺の値が１２．０未満の場合は耐粒界腐食性が確保できず、鋭敏化が生じやすくなる。このため、（ii）式中辺の値は１２．０以上とし、１３．０以上とするのが好ましく、１４．０以上とするのがより好ましく、１６．０以上とするのが更に好ましいい。一方で、（ii）式中辺の値が３０．０超になると靭性が低下し、脆性割れを起こしやすくなる。このため、（ii）式中辺の値は３０．０以下とし、２５．０以下とするのが更に好ましい。
２．析出物の種類及び分布
一般にフェライト系ステンレス棒状鋼材には、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）（以降、Ｎｂ炭窒化物と呼ぶ）やＭ６Ｃやラーフェス相などの種々の析出物が析出する。特にラーフェス相が脆性割れの起点となり、靭性が低下する。ラーフェス相は針状に析出することで応力が集中し脆性割れの起点となりやすい。本発明においては、ラーフェス相を抑制するにあたり、Ｎｂ炭窒化物やＭ６ＣによるＮｂの固定が有効である。このため本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、電解抽出により０．２μｍメッシュのフィルターで回収した抽出残渣がＮｂ炭窒化物及び／またはＭ６Ｃが検出され、かつラーフェス相１１２面のＸ線回折強度がＮｂ炭窒化物１１１面のＸ線回折強度の２０％未満とする。ラーフェス相とＮｂ炭窒化物との対比において、それぞれの析出物の代表的なピークとして、ラーフェス相１１２面とＮｂ炭窒化物１１１面を選択した。
一般にフェライト系ステンレス棒状鋼材には、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）（以降、Ｎｂ炭窒化物と呼ぶ）やＭ６Ｃやラーフェス相などの種々の析出物が析出する。特にラーフェス相が脆性割れの起点となり、靭性が低下する。ラーフェス相は針状に析出することで応力が集中し脆性割れの起点となりやすい。本発明においては、ラーフェス相を抑制するにあたり、Ｎｂ炭窒化物やＭ６ＣによるＮｂの固定が有効である。このため本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、電解抽出により０．２μｍメッシュのフィルターで回収した抽出残渣がＮｂ炭窒化物及び／またはＭ６Ｃが検出され、かつラーフェス相１１２面のＸ線回折強度がＮｂ炭窒化物１１１面のＸ線回折強度の２０％未満とする。ラーフェス相とＮｂ炭窒化物との対比において、それぞれの析出物の代表的なピークとして、ラーフェス相１１２面とＮｂ炭窒化物１１１面を選択した。
また、Ｎｂ炭窒化物は鋳造時に中心部で粗大に析出するため脆性割れの起点となりやすくなる。本発明においては、ソーキングにより中心部の偏析を解消すること、熱間圧延時の１１００℃以上の総滞在時間を制御することで、粗大Ｎｂ炭窒化物を抑制することが有効である。このため、本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、棒状鋼材の中心を含み長手方向と半径方向に平行な断面において、棒状鋼材の中心から半径方向両側に直径／４まで、かつ長手方向に５ｍｍの範囲内に分布する最大径５μｍ以上の粗大析出物の数密度を１０００個／ｍｍ２以下とする。粗大析出物の数密度は８００個／ｍｍ２以下が望ましく、５００個／ｍｍ２以下がより好ましく、３００個／ｍｍ２以下が更に望ましい。なお、数密度の下限値は好ましくは、通常１０個／ｍｍ２以上になる。
析出物の種類の調査は以下の手順で行う。まず、棒状鋼材の中心を含み長手方向と半径方向に平行な厚さ２～３ｍｍの板材に切り出し、板の表面積が５～２０ｃｍ２となるよう長手方向の幅を調節する。抽出残渣法で鋼材断面から析出物を分離し、０．２μｍメッシュのフィルターを用いて残渣を回収し、ＸＲＤ構造分析によりピーク位置（２θ）及びピーク強度（ｃｐｓ）を分析する。この時ソフトウェアを使用しバックグラウンド（ノイズ）を調節しても良い。析出物の同定にはデータベースより参照し、データベース上のピーク位置が分析ピーク位置上にある場合、該当の析出物が析出していると判断する。データベースはＰＤＦナンバー０３－０６５－８７７２（Ｎｂ炭窒化物）、００－０１７－０１２８（Ｍ６Ｃ）、００－０１７－０９０８（ラーフェス相）を参照する。データベースより析出物を同定した後、特定の結晶面を有する各析出物については、Ｎｂ炭窒化物１１１面（３５．２°）、Ｍ６Ｃ５１１面（４１．５°）、ラーフェス相１１２面（４４．１°）のピーク強度を用いる。ピーク強度がＸ線回折強度に該当する。
粗大析出物の数密度の調査は以下の手順で行う。まず、棒状鋼材の中心を含み長手方向と半径方向に平行な断面を切断し、鏡面研磨及びエッチングを行い光学顕微鏡で観察を行う。中心部から半径方向両方向に直径／４まで、かつ長手方向に５ｍｍの範囲を顕微鏡の倍率１００～１０００倍で観察し、画像解析により最大径が５μｍ以上の析出物をカウントし、観察面積で割ることで個数密度を求める。
３．直径
本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、直径を特に規定しないが、溶接を伴う大型部品を鍛造成形するためには、直径１６ｍｍ以上であるのが好ましい。なお直径の上限は１００ｍｍ以下が望ましい。
本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、直径を特に規定しないが、溶接を伴う大型部品を鍛造成形するためには、直径１６ｍｍ以上であるのが好ましい。なお直径の上限は１００ｍｍ以下が望ましい。
４．靭性
本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、シャルピー衝撃試験による延性―脆性遷移温度を用い、靭性を評価する。表層を基準として棒状鋼材中心部（Ｄ／２部）からＤ／４部の領域を含むＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠したシャルピー試験片を用いる。試験片の長さ方向は棒状鋼材の圧延方向、試験片のノッチはＵノッチとする。遷移温度が１５０℃以下である場合、靭性が良好であると判断する。靭性は遷移温度が１００℃以下であるのが好ましく、５０℃以下であるのがより好ましい。
本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、シャルピー衝撃試験による延性―脆性遷移温度を用い、靭性を評価する。表層を基準として棒状鋼材中心部（Ｄ／２部）からＤ／４部の領域を含むＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠したシャルピー試験片を用いる。試験片の長さ方向は棒状鋼材の圧延方向、試験片のノッチはＵノッチとする。遷移温度が１５０℃以下である場合、靭性が良好であると判断する。靭性は遷移温度が１００℃以下であるのが好ましく、５０℃以下であるのがより好ましい。
５．溶接を伴う鍛造部品
本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材を鍛造成形、切削等を行う事で、溶接熱影響部での耐粒界腐食性を維持したまま、良好な靭性を有した鍛造部品が得ることができる。なお、溶接の方法は特に規定しないが、例えばＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接、ＴＩＧ溶接、レーザー溶接、抵抗溶接などが挙げられる。
本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材を鍛造成形、切削等を行う事で、溶接熱影響部での耐粒界腐食性を維持したまま、良好な靭性を有した鍛造部品が得ることができる。なお、溶接の方法は特に規定しないが、例えばＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接、ＴＩＧ溶接、レーザー溶接、抵抗溶接などが挙げられる。
６．製造方法
以下において、本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材の好ましい製造方法を説明する。本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
以下において、本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材の好ましい製造方法を説明する。本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
鋳片を８００℃～１２５０℃で保定時間６０～６００分に制御しソーキング行う。鋳片の中心部の偏析を解消しつつ、粗大なＮｂ炭窒化物を減らすことができる。鋼材が１２５０℃超であると著しく表面が酸化し歩留まりが低下するため、１２５０℃以下で保定する。１２００℃以下が好ましく、１１５０℃以下がより好ましい。一方で、８００℃未満に制御すると、中心部の偏析が解消しにくく粗大析出物が析出しやすくなる場合があるため、８００℃以上で保定する。８５０℃以上が好ましく、９００℃以上がより好ましい。
保定時間が６０分未満であると中心部の偏析を解消する時間が不十分となり、粗大析出物が析出しやすくなるため６０分以上とする。１２０分以上が好ましく、１８０分以上がより好ましい。一方で、保定時間が６００分を超えると粗大Ｎｂ炭窒化物の析出量が過多となりかえって靭性が低下するため６００分以下とする。５４０分以下が好ましく、４８０分以下がより好ましい。
保定時間が６０分未満であると中心部の偏析を解消する時間が不十分となり、粗大析出物が析出しやすくなるため６０分以上とする。１２０分以上が好ましく、１８０分以上がより好ましい。一方で、保定時間が６００分を超えると粗大Ｎｂ炭窒化物の析出量が過多となりかえって靭性が低下するため６００分以下とする。５４０分以下が好ましく、４８０分以下がより好ましい。
熱間圧延において、鋼材の１１００℃以上の滞在時間が１０分以上であるとＮｂ炭窒化物が圧延時に粗大化するため、１１００℃以上の滞在時間は１０分未満とする。
熱間圧延時の８００～１１００℃の総滞在時間を３０～３００分に制御する。ここで総滞在時間とは、昇温中、熱間圧延中、降温中で８００～１１００℃であったトータルの時間を指す。８００℃～１１００℃の総滞在時間を制御することで、適度な形態のＭ６Ｃが得られやすくなり、ラーフェス相の析出が遅くなる。また、熱間圧延時の８００～１１００℃の総滞在時間が３０分未満であると鋼材に均等に熱が入らずに圧延され、析出物の分布にムラが生じる可能性がある。このため総滞在時間は３０分以上とする。一方で、総滞在時間が３００分超になると、過剰にＭ６Ｃが析出しかえって靭性を低下させる。このため総滞在時間は３００分以下とする。
熱間圧延時の８００～１１００℃の総滞在時間を３０～３００分に制御する。ここで総滞在時間とは、昇温中、熱間圧延中、降温中で８００～１１００℃であったトータルの時間を指す。８００℃～１１００℃の総滞在時間を制御することで、適度な形態のＭ６Ｃが得られやすくなり、ラーフェス相の析出が遅くなる。また、熱間圧延時の８００～１１００℃の総滞在時間が３０分未満であると鋼材に均等に熱が入らずに圧延され、析出物の分布にムラが生じる可能性がある。このため総滞在時間は３０分以上とする。一方で、総滞在時間が３００分超になると、過剰にＭ６Ｃが析出しかえって靭性を低下させる。このため総滞在時間は３００分以下とする。
圧延素材を仕上げ温度は７８０～１１００℃の範囲で熱間圧延し、続いて７５０℃までは平均冷却速度５～２００℃／分で冷却し、引き続き７５０℃から５５０℃まで平均冷却速度５０～５００℃／分で冷却する。
仕上げ温度は７８０℃未満であるとラーフェス相が析出し、靭性が低下するため、７８０℃以上とする。仕上げ温度は８００℃以上が好ましく、８５０℃以上がより好ましく、９００℃以上が更に好ましい。一方で、１１００℃を超えるとＭ６Ｃが溶体化することで固溶Ｎｂ量が増加しラーフェス相が析出しやすくなるため、１１００℃以下とする。仕上げ温度は１０５０℃以下が好ましく、１０００℃以下がより好ましい。
７５０℃より高温では、ラーフェス相よりもＭ６Ｃが析出しやすい領域であり、高温での緩冷却によるひずみの除去及びＭ６Ｃの析出が、ラーフェス相の抑制に有効である。このため、７５０℃までは平均冷却速度２００℃／分以下で冷却する。１８０℃／分以下が好ましく、１５０℃／分以下がより好ましい。一方で、７５０℃までの平均冷却速度が５℃／分未満の場合冷却過程でラーフェス相が析出し靭性が低下する。このため７５０℃までの平均冷却速度は５℃／分以上とする。１０℃／分以上が好ましく、２０℃／分以上がより好ましい。
引き続き７５０～５５０℃の範囲は、Ｍ６Ｃよりもラーフェス相が析出しやすい領域であり、強制空冷や水冷等で急速に冷却することでラーフェス相の析出が抑制できる。このため７５０～５５０℃での平均冷却速度は５０℃／分以上とする。８０℃／分以上が好ましく、１００℃／分以上がより好ましい。一方で、急速すぎる冷却はひずみの除去が間に合わず、再焼鈍などのコスト増大につながる。このため、７５０～５５０℃での平均冷却速度は５００℃／分以下とする。４５０℃／分以下が好ましく、４００℃／分以下がより好ましい。
仕上げ温度は７８０℃未満であるとラーフェス相が析出し、靭性が低下するため、７８０℃以上とする。仕上げ温度は８００℃以上が好ましく、８５０℃以上がより好ましく、９００℃以上が更に好ましい。一方で、１１００℃を超えるとＭ６Ｃが溶体化することで固溶Ｎｂ量が増加しラーフェス相が析出しやすくなるため、１１００℃以下とする。仕上げ温度は１０５０℃以下が好ましく、１０００℃以下がより好ましい。
７５０℃より高温では、ラーフェス相よりもＭ６Ｃが析出しやすい領域であり、高温での緩冷却によるひずみの除去及びＭ６Ｃの析出が、ラーフェス相の抑制に有効である。このため、７５０℃までは平均冷却速度２００℃／分以下で冷却する。１８０℃／分以下が好ましく、１５０℃／分以下がより好ましい。一方で、７５０℃までの平均冷却速度が５℃／分未満の場合冷却過程でラーフェス相が析出し靭性が低下する。このため７５０℃までの平均冷却速度は５℃／分以上とする。１０℃／分以上が好ましく、２０℃／分以上がより好ましい。
引き続き７５０～５５０℃の範囲は、Ｍ６Ｃよりもラーフェス相が析出しやすい領域であり、強制空冷や水冷等で急速に冷却することでラーフェス相の析出が抑制できる。このため７５０～５５０℃での平均冷却速度は５０℃／分以上とする。８０℃／分以上が好ましく、１００℃／分以上がより好ましい。一方で、急速すぎる冷却はひずみの除去が間に合わず、再焼鈍などのコスト増大につながる。このため、７５０～５５０℃での平均冷却速度は５００℃／分以下とする。４５０℃／分以下が好ましく、４００℃／分以下がより好ましい。
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２に記載の化学組成を有する鋼を１００ｋｇの真空溶解炉において溶解し、直径１８０ｍｍの鋳片に鋳造し、９００℃で１０時間（６００分）ソーキング熱処理を行った。その後、鋳片を１０５０℃で加熱し、直径６５ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延の仕上げ温度は９００℃で、７５０℃までの平均冷却速度は５０℃／分、７５０～５５０℃の平均冷却速度は３００℃／分で冷却し、８００～１１００℃の滞在時間は１００分だった。その後、酸洗（ピーリング）を行い、棒鋼とした。以下表２～表６において、本発明の棒状鋼材の規定より外れた値、本発明の好ましい製造方法範囲から外れた値、本発明の目標とする品質から外れた値について、下線を付している。
（析出物の同定）
得られた棒鋼について、以下の方法で析出物の同定を行った。棒鋼の長手方向と直径方向に平行な断面を含む（直径）×１０×２ｍｍの板状試験片を切り出した。アセチルアセトン系の非水電解液で電解抽出を行い、０．２μｍメッシュのフィルターで抽出残渣を回収し、ＸＲＤ分析に供した。サンプリング幅は０．００８°、スキャンスピードは０．８°／分、電圧４０Ｖ、電流２００ｍＡとし、２θが２０～８０°の範囲を測定した。データベースより析出物を同定した後、Ｎｂ炭窒化物１１１面（３５．２°）、Ｍ６Ｃ５１１面（４１．５°）、ラーフェス相１１２面（４４．１°）のピーク強度を測定してＸ線回折強度とした。Ｎｂ炭窒化物１１１面および／またはＭ６Ｃ５１１面のピーク強度が有限の値を有することをもって、Ｎｂ炭窒化物および／またはＭ６Ｃの析出物が含まれているものと判定した。
得られた棒鋼について、以下の方法で析出物の同定を行った。棒鋼の長手方向と直径方向に平行な断面を含む（直径）×１０×２ｍｍの板状試験片を切り出した。アセチルアセトン系の非水電解液で電解抽出を行い、０．２μｍメッシュのフィルターで抽出残渣を回収し、ＸＲＤ分析に供した。サンプリング幅は０．００８°、スキャンスピードは０．８°／分、電圧４０Ｖ、電流２００ｍＡとし、２θが２０～８０°の範囲を測定した。データベースより析出物を同定した後、Ｎｂ炭窒化物１１１面（３５．２°）、Ｍ６Ｃ５１１面（４１．５°）、ラーフェス相１１２面（４４．１°）のピーク強度を測定してＸ線回折強度とした。Ｎｂ炭窒化物１１１面および／またはＭ６Ｃ５１１面のピーク強度が有限の値を有することをもって、Ｎｂ炭窒化物および／またはＭ６Ｃの析出物が含まれているものと判定した。
（鋼材中央部の粗大析出物の個数密度）
鋼材中央部の析出物の個数密度は以下の方法で測定を行った。棒鋼の中心を含み長手方向と直径方向に平行な断面で長手方向の幅が５ｍｍのサンプルを切出した。鏡面研磨及びエッチングを行い、光学顕微鏡にて２００倍で中心部から半径方向両側に直径／４部までを観察した。画像解析により最大径が５μｍ以上となる析出物の個数をカウントし、測定面積で割ることにより個数密度を求めた。表中の中心部粗大析出物個数密度の項目で、◎は５００個／ｍｍ２以下、○は５０１～８００個／ｍｍ２以下、△は８０１～１０００個／ｍｍ２以下を示す。×は１０００個／ｍｍ２以上を示す。
鋼材中央部の析出物の個数密度は以下の方法で測定を行った。棒鋼の中心を含み長手方向と直径方向に平行な断面で長手方向の幅が５ｍｍのサンプルを切出した。鏡面研磨及びエッチングを行い、光学顕微鏡にて２００倍で中心部から半径方向両側に直径／４部までを観察した。画像解析により最大径が５μｍ以上となる析出物の個数をカウントし、測定面積で割ることにより個数密度を求めた。表中の中心部粗大析出物個数密度の項目で、◎は５００個／ｍｍ２以下、○は５０１～８００個／ｍｍ２以下、△は８０１～１０００個／ｍｍ２以下を示す。×は１０００個／ｍｍ２以上を示す。
（靭性評価）
靭性評価にはシャルピー試験を用いた。表層を基準とし鋼材中心部（Ｄ／２部）からＤ／４部の領域を含むＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠した標準試験片とし、試験片の長さ方向は棒状鋼材の圧延方向、試験片のノッチはＵノッチとした。エネルギー遷移温度が１５０℃以下の場合、靭性が良好であると判断した。
靭性評価にはシャルピー試験を用いた。表層を基準とし鋼材中心部（Ｄ／２部）からＤ／４部の領域を含むＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠した標準試験片とし、試験片の長さ方向は棒状鋼材の圧延方向、試験片のノッチはＵノッチとした。エネルギー遷移温度が１５０℃以下の場合、靭性が良好であると判断した。
（耐粒界腐食性評価）
溶接熱影響部の耐粒界腐食性評価にはＪＩＳ Ｇ ０５７５の試験溶液を改良した、改良ストラウス試験を用いた。長手方向の厚さ２ｍｍの棒状鋼材を２枚切断し、切断面にスポット溶接を行った。試験溶液は０．５％硫酸＋５％硫酸銅水溶液を沸騰させ、銅片に試験片を接触させながら１６時間の浸漬を行った。試験片の溶接部断面を切出して鏡面研磨を行い、光学顕微鏡で溶着部周辺の粒界腐食状況を観察し、粒の脱落が無い場合は耐粒界腐食性が良好と判断した。
溶接熱影響部の耐粒界腐食性評価にはＪＩＳ Ｇ ０５７５の試験溶液を改良した、改良ストラウス試験を用いた。長手方向の厚さ２ｍｍの棒状鋼材を２枚切断し、切断面にスポット溶接を行った。試験溶液は０．５％硫酸＋５％硫酸銅水溶液を沸騰させ、銅片に試験片を接触させながら１６時間の浸漬を行った。試験片の溶接部断面を切出して鏡面研磨を行い、光学顕微鏡で溶着部周辺の粒界腐食状況を観察し、粒の脱落が無い場合は耐粒界腐食性が良好と判断した。
試験Ｎｏ．１～Ｎｏ．３５は本発明の成分規定を満足し、靭性及び耐粒界腐食性が良好であった。一方、本発明の成分規定を満足しないＮｏ．３６～５１は靭性が不良または耐粒界腐食性が不良であった。
表１に記載の鋼種Ｎｏ．１を実施例１と同様の方法で溶製し直径１８０ｍｍの鋳片を作製した。種々の圧延条件で熱間圧延を行い、直径１６～１００ｍｍの棒鋼を製造した。実施例１と同様に析出物の同定、鋼材中心部の粗大析出物個数密度の測定、靭性評価、耐粒界腐食性評価を行った。以下、実施条件及び結果をまとめて表５～６に示す。
試験Ｎｏ．５２～７１は本発明の好ましい製造条件を満足し、靭性及び耐粒界腐食性が良好であった。試験Ｎｏ．７２～７６は、一部本発明の好ましい製造条件を満足しないために中心部粗大析出物個数密度が好ましい範囲から外れたが、遷移温度、耐粒界腐食性は本発明好適範囲内にあった。一方、本発明の好ましい製造条件を満足しないＮｏ．７７～８５は、ラーフェス相の析出が過剰であったため、靭性が不良または耐粒界腐食性が不良であった。
本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材は良好な鍛造性を有する。また、本発明に係るフェライト系ステンレス棒状鋼材を用いて、鍛造成形した構造部品は、レーザー溶接、ＭＩＧ溶接等の溶接を用いて、組み立てられ製造されても、溶接熱影響部での鋭敏化は生じず、耐粒界腐食性が良好であるとともに、良好な靭性を有する。このため、上記フェライト系ステンレス棒状鋼材は、自動車用構造部品、例えば排気系フランジや燃料系高圧ポンプ、ボス材、インジェクター等に好適である。
Claims (6)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０３％、
Ｓｉ：０．０１～１．０％、
Ｍｎ：０．０１０～１．０％、
Ｎｉ：０．０５～３．０％、
Ｃｒ：１０．５～２５．０％、
Ｃｕ：０．０２～１．０％、
Ｎ：０．００１～０．０３％、
Ｎｂ：０．１０～１．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｔｉ：０～０．５％、
Ｖ：０～１．０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ａｌ：０～０．５０％、
Ｃａ：０～０．０５％、
Ｍｇ：０～０．０５％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｇａ：０～０．０５％、
Ｓｎ：０～０．５０％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｔａ：０～０．５０％、
ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記の（ｉ）～（ii）式を満足し、
棒状鋼材から電解抽出により０．２μｍメッシュのフィルターで回収した抽出残渣に、Ｎｂ炭窒化物および／またはＭ６Ｃの析出物が含まれ、かつラーフェス相１１２面のＸ線回折強度がＮｂ炭窒化物１１１面の２０％未満であるフェライト系ステンレス棒状鋼材。
１０．０≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）・・・（ｉ）
１２．０≦Ｃｒ＋３（Ｍｏ＋Ｎｉ）＋（Ｎｂ＋Ｔｉ）－１０（Ｃ＋Ｎ）≦３０．０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。 - 化学組成が、質量％で、さらに
Ｍｏ：０．０１～３．０％、
Ｔｉ：０．０５～０．５％、
Ｖ：０．０１～１．０％、
Ｗ：０．０５～０．５０％、
Ｚｒ：０．０１０～０．５０％、
Ｂ：０．０００３～０．０１０％、
Ａｌ：０．００１～０．５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．０５％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０５％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｇａ：０．００１～０．０５％、
Ｓｎ：０．０１０～０．５０％、
Ｓｂ：０．０１０～０．５０％、
Ｔａ：０．０１～０．５０％、
ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、
から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。 - 棒状鋼材の中心を含み長手方向と半径方向に平行な断面において、棒状鋼材の中心から半径方向両側に直径／４まで、かつ長手方向に５ｍｍの範囲内に分布する最大径５μｍ以上の析出物の個数密度が１０００個／ｍｍ２以下である請求項１または請求項２に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
- シャルピー試験において鋼材中心部における遷移温度が１５０℃以下である、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
- 請求項１または請求項２に記載の成分組成の鋼材の製造方法において、鋳片ソーキングの保定温度が８００～１２５０℃かつ保定時間が６０～６００分である請求項１～請求項４のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材の製造方法。
- 熱間圧延時における１１００℃以上の滞在時間が１０分以内であり、８００～１１００℃の総滞在時間が３０～３００分であり、仕上げ温度が７８０～１１００℃であり、７５０℃までの平均冷速が５～２００℃／分であり、７５０℃から５５０℃までの平均冷速が５０℃～５００℃／分である請求項５に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP2021055481A JP2022152639A (ja) | 2021-03-29 | 2021-03-29 | フェライト系ステンレス棒状鋼材及びその製造方法 |
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| JP2021055481A JP2022152639A (ja) | 2021-03-29 | 2021-03-29 | フェライト系ステンレス棒状鋼材及びその製造方法 |
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| JP2021055481A Pending JP2022152639A (ja) | 2021-03-29 | 2021-03-29 | フェライト系ステンレス棒状鋼材及びその製造方法 |
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-
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