JP5003263B2 - オーステナイト系ステンレス鋼板との溶接性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、建築物、輸送機器、家庭電化製品、厨房器具などに用いるフェライト系ステンレス鋼板、特に、オーステナイト系ステンレス鋼板との溶接性に優れる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。

フェライト系ステンレス鋼板は、意匠性や耐食性に優れるため、建築物、輸送機器、家庭電化製品、厨房器具など、様々な用途に用いられている。最近、これらの用途においては、部材の形状が複雑化しており、別々に形成した複数の部品を溶接して組み立る手法が採られる機会が増えている。それにともない、フェライト系ステンレス鋼板で形成した部品にオーステナイト系ステンレス鋼板で形成した部品を溶接するようなことも行われている。

しかし、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接すると、溶接部の耐食性が著しく劣化する。フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接部は、Niの希釈によりフェライト系ステンレス鋼となるが、こうしたフェライト系ステンレス鋼の溶接性を改善させる技術として、例えば、特許文献1には、質量%で、0.0005%≦C≦0.08%、0.01%≦Si≦1%、0.01%≦Mn≦1%、P<0.04%、0.0001%≦S≦0.01%、10%≦Cr≦25%、0.005%≦N≦0.08%、0.0005%≦Mg≦0.01%を含有し、さらに0.01%≦Ti≦0.8%および0.005%≦Al≦0.2%のうち少なくとも1種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、TiおよびAlのうち少なくとも1種とMgを含み、2種類以上の組成からなる層構造を有し、最大径が0.05μm以上5μmである酸化物を、3個/mm²以上の分布密度で鋼中に含有することを特徴とする溶接性、特に、溶接部の加工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。また、特許文献2には、質量%で、0.001%≦C≦0.08%、0.01%≦Si≦1.0%、0.01%≦Mn≦2.0%、10.5%≦Cr≦32.0%、0.001%≦N≦0.04%、0.005%≦Al≦0.2%、0.001%≦Mg≦0.02%、0.001%≦O≦0.02%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性、特に、溶接部の延性と靭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。
特開2001-254153号公報 特開平9-217151号公報

しかしながら、特許文献1および2に記載されたフェライト系ステンレス鋼では、フェライト系ステンレス鋼同士の溶接を前提としており、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接を行うと、溶接部の耐食性が著しく劣化する。

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板との溶接性、特に、溶接部の耐食性に優れる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ことを目的とする。

本発明者等は、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板の代表であるSUS304鋼板との溶接部の耐食性について詳細に検討を行ったところ、以下の知見を得た。

i)溶接部のうち熱影響部は、オーステナイト系ステンレス鋼板からフェライト系ステンレス鋼板へC、N、Niが拡散して、C、N量の高く、Ni量の低いフェライト系ステンレス鋼板となり、Cr炭窒化物が析出して、耐食性を劣化させる。

ii)熱影響部に存在するMnSやTiSなどの硫化物が発錆起点となり、耐食性を劣化させる。

iii)Nb量を多くしてCr炭窒化物の生成を抑制し、Ti量を低減してTiSの生成を抑制し、かつCuSを1μm以下の大きさのMnSの周辺に析出させることが、耐食性の向上に効果的である。

本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C≦0.012%、Si≦0.3%、0.1%≦Mn≦0.3%、P≦0.04%、S≦0.01%、Al≦0.08%、N≦0.012%、Ti≦0.01%、0.35%≦Nb≦0.7%、20.5%≦Cr≦23.5%、0.3%≦Cu≦0.8%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつCuSが1μm以下の大きさのMnSを核として、あるいは1μm以下の大きさのMnSに隣接して析出していることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板との溶接性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供する。

本発明のフェライト系ステンレス鋼板では、1μm以下の大きさのMnSのうち、50%以上のMnSにCuが検出されることと、CuSが1μm以下の大きさのMnSを核として、あるいは1μm以下の大きさのMnSに隣接して析出していることがほぼ等価である。

本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、上記の成分組成を有するスラブを、1000℃以上に加熱後、仕上温度800℃以上1000℃未満で熱間圧延を行い、巻取温度400℃以上で巻取った後、熱延板焼鈍を行うことを特徴とする方法により製造できる。

なお、熱延板焼鈍後、さらに冷間圧延、再結晶焼鈍を行って冷延鋼板とすることもできる。

本発明により、オーステナイト系ステンレス鋼板との溶接性、特に、溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を製造できるようになった。

以下に、本発明であるオーステナイト系ステンレス鋼板との溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法について詳述する。

1)成分組成(以下の「%」は、「質量%」を表す。)
C≦0.012%
Cは、Crと結合して固溶Cr量を減じるため、耐食性を劣化させる。そのため、本願発明では、Nbを添加してCを炭窒化物として析出させるが、C量が0.012%を超えると、Nbの多量添加が必要になり、脆いCrとの金属間化合物などの硬質相が生成するため、C量は0.012%以下とする。

Si≦0.3%
Siは、鋼の固溶強化元素であり、その量が0.3%を超えると、鋼が硬質低延性化するので、Si量は0.3％以下とする。

0.1%≦Mn≦0.3%
Mnは、MnSを形成して発錆の起点となって溶接部の耐食性を劣化させる。そのため、本願発明では、1μm以下の大きさのMnSの周辺にCuSを析出させて、MnSを起点とした発錆に起因する溶接部の耐食性の劣化を防止する。Mn量が0.1%未満では、FeSの生成による熱間脆性を回避できず、表面性状が劣化する。また、Mn量が0.3%を超えると、CuSの析出量が少なくなり、溶接部の耐食性の劣化を防止できない。このため、Mn量は0.1%以上0.3%以下とする。

P≦0.04%
Pは、鋼を固溶強化するとともに、粒界に偏析して鋼を脆化する。P量が0.04%を超えると、鋼の脆化が顕著に現れるので、P量の上限は0.04%とする。

S≦0.01%
Sは、耐食性を劣化させるMnSとそれを防止するCuSとして析出し、両者のバランスにより溶接部の耐食性の劣化が防止される。S量が0.01%を超えると、1μmを超える大きさの粗大なMnSの析出量が多くなり、CuSによる耐食性の劣化を防止できなくなる。このため、S量は0.01%以下とする。

Al≦0.08%
Alは脱酸剤として働き、鋼の清浄度を向上させる。そのため、Al量は0.02%以上含有させることが望ましい。しかし、Al量が0.08%を超えると、AlNが微細に析出して鋼を硬質低延性化する。このため、Al量は0.08%以下とする。

N≦0.012%
Nは、Crと結合して固溶Cr量を減じるため、耐食性を劣化させる。そのため、本願発明では、Nbを添加してNを炭窒化物として析出させるが、N量が0.012%を超えると、Nbの添加量の増大や多量のAlNの析出を避けられず、鋼が硬質化する。このため、N量の上限は0.012%以下とする。

Ti≦0.01%
Tiは、TiSとして析出し、発錆起点となる。発錆が問題とならないようにするには、Ti量を0.01%以下とする必要がある。

0.35%≦Nb≦0.7%
上述したように、Nbは、C、Nと結合し炭窒化物を形成する。Nb量が0.35%未満だと、オーステナイト系ステンレス鋼板から拡散してくる多量のC、NをNbの炭窒化物として析出できず、Crの炭窒化物が生成して、耐食性が著しく劣化する。一方、Nb量が0.7%を超えると、Crとの金属間化合物が生成しやすくなり、鋼の脆化を招く。このため、Nb量は0.35%以上0.7%以下とする。

20.5%≦Cr≦23.5%
Crは、ステンレス鋼表面に不動態被膜を形成し、ステンレス鋼特有の耐食性を付与する元素である。例えば、SUS430に代表される通常のフェライト系ステンレス鋼板には、18%程度のCrが含有されるが、オーステナイト系ステンレス鋼板との溶接部では、多量のC、Nが存在するので、Cr量は20.5%以上とする必要がある。一方、Cr量が23.5%を超えると、NbとCrの金属間化合物が生成しやすくなり、鋼の脆化を招く。このため、Cr量は20.5%以上23.5%以下とする。

0.3%≦Cu≦0.8%
上述したように、Cuは、1μm以下の大きさのMnSの周辺にCuSとして析出し、MnSを起点とした発錆に起因する溶接部の耐食性の劣化を防止する。Cu量が0.3%未満だと、CuSの析出が起こりにくくなり、0.8%を超えると、鋼中にCuが析出して、鋼板を著しく硬質化する。このため、Cu量は0.3%以上0.8%以下とする。

残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物として、Ni≦0.5%、B≦0.001%、Mo≦0.1%、V≦0.05%、Mg<0.005%、Ca≦0.01%などが混入しても、本発明の効果が妨げられることはない。なお、これらの元素は少ないほど好ましい。

2)CuSの析出状態
上述したように、1μm以下の大きさのMnSの周辺にCuSを析出させると、MnSを起点とした発錆に起因する溶接部の耐食性の劣化が防止される。これは、次のように考えられる。すなわち、溶接部が腐食環境下に置かれると、そこに存在するMnSが最初に溶解し、発錆の起点となって、そこから孔食が生じ、不動態被膜の破壊へと進行し、耐食性の劣化を引き起こす。しかし、MnSの周辺にCuSが存在すると、CuSも腐食環境下で溶解し、Cuイオンを排出して、電気化学的に腐食の進行を食い止めることができる。なお、CuSを析出させるMnSの大きさが1μmを超えると、MnSを核としたCuSの析出が生じにくくなるばかりか、MnSを核として析出したCuSからのCuイオン排出による腐食進行の防止効果がなくなる。このため、溶接部の耐食性の劣化を防止できなくなるので、1μm以下とする必要がある。

MnSの周辺にCuSを析出させるには、MnSを核として、CuSを析出させてもよいし、あるいはMnSに隣接してCuSを析出させてもよい。なお、透過電子顕微鏡で観察して、観測される1μm以下のMnSの50%以上にCuSが接して析出していれば、本発明の効果が得られることを確認している。

3)製造条件
上述したように、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、例えば、上記の成分組成を有するスラブを、1000℃以上に加熱後、仕上温度800℃以上1000℃未満で熱間圧延を行い、巻取温度400℃以上で巻取った後、熱延板焼鈍を行う、あるいは、その後さらに冷間圧延、再結晶焼鈍を行うことにより製造できる。

スラブの加熱温度
熱間圧延に先立つスラブの加熱温度が1000℃を下回ると、MnSが溶解しないまま熱間圧延されて、粗大に展伸したMnSが形成され、CuSが隣接しないMnSの部分が多くなり、耐食性の劣化を招く。このため、スラブの加熱温度は1000℃以上とする。

熱間圧延の仕上温度
熱間圧延の仕上温度が800℃を下回ると、MnSが圧延方向に長く展伸しやすくなり、上記の場合と同様に、CuSが隣接しないMnSが多くなり、耐食性の劣化を招く。また、ロールと鋼板の摩擦力が大きくなり、表面性状も劣化して、ステンレス鋼特有の光沢と耐食性を具備する表面が得られにくくなる。一方、仕上温度が1000℃以上だと、熱間圧延中にMnSが粗大化しやすくなり、1μm以下のMnSが得られなくなる。このため、熱間圧延の仕上温度は800℃以上1000℃未満とする。

巻取温度
巻取温度は、CuSの析出制御に重要である。巻取温度が400℃を下回ると、CuSが析出しなくなり、CuSが核にしてまたは隣接して析出している1μm以下のMnS量が50%を下回り、耐食性の劣化を防止できなくなる。このため、巻取温度は400℃以上とする。なお、熱延板の形状が劣化しないように、巻取温度は450℃以上とすることが好ましい。

巻取り後の熱延板には、熱延板焼鈍を行い、さらに通常のステンレス鋼板に対する酸洗によりスケールを除去して熱延鋼板の製品とすることができる。また、熱延板焼鈍後、さらに冷間圧延、再結晶焼鈍が行って、冷延鋼板の製品とすることもできる。なお、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍の条件は、通常のステンレス鋼板に適用される条件と同じでよい。熱延板焼鈍後あるいは再結晶焼鈍後は、鋼板形状や表面粗さを整えることを目的として調質圧延を行うことが好ましい。調質圧延の伸長率は0.5%以上1.5%以下とすることが望ましい。

表1に示す化学成分の鋼1〜24を溶製し、表1に示す熱延条件で熱間圧延を行い、板厚5mmの熱延板を作製した。この熱延板を950℃で熱延板焼鈍し、酸洗後、冷間圧延を行い、板厚1.2mmの冷延板とし、この冷延板を910℃で再結晶焼鈍した。そして、焼鈍後の冷延板を片面0.5mm研削を行い、板厚中央より抽出レプリカで析出物を抽出し、分析機能付き透過電子顕微鏡で観察し、100個以上の1μm以下のMnSのうちCuの検出されたMnSの割合を求めた。また、圧延方向に沿ってJIS 13号B引張試験片を採取し、引張試験を行って、機械的性質(引張強度TSと伸びEl)を求めた。ここで、Elが30%未満の場合は、次の試験で耐食性が良好であっても本発明外(比較例)とした。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼板SUS304(C:0.05%、S:0.005%、N:0.05%、Cr:18%、Ni:8%)と突き合わせてTIG溶接し、溶接部(ビード部)の片面を＃600研磨後、10サイクル塩水噴霧と乾燥を繰り返すJASO-CCTサイクル腐食試験(1CCTサイクル：5%NaCl塩水噴霧、35℃×2hr→乾燥、60℃×4hr→RH95%湿潤雰囲気、50℃×2hr)を行い、発錆の有無を目視で観察した。そして、顕著な赤錆が認められない場合を耐食性が良好(○)、著しい赤錆が認めらる場合を耐食性が劣る(×)の2段階の評価を行った。

結果を表2に示す。本発明の成分組成を有し、かつCuSのMnSに対する析出状態が本発明の条件を満足する鋼1〜4、6〜8、11〜13、16、17、19、20、22では、赤錆が認められず、溶接部の耐食性が良好であり、かつ30%以上のElが得られることがわかる。なお、鋼14、18は、いずれも優れた溶接部の耐食性を有するが、鋼14では、Cu量が本発明範囲を超えているため、鋼18では、Nb量が本発明範囲を超えているため、30%未満のElしか得られない。また、鋼15では、CuSのMnSに対する析出状態は本発明の条件を満足しているが、Nb量が本発明範囲を下回るため、Crの炭窒化物が生成して、耐食性に劣っている。

Claims (4)

1. 質量%で、C≦0.012%、Si≦0.3%、0.1%≦Mn≦0.3%、P≦0.04%、S≦0.01%、Al≦0.08%、N≦0.012%、Ti≦0.01%、0.35%≦Nb≦0.7%、20.5%≦Cr≦23.5%、0.3%≦Cu≦0.8%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつCuSが1μm以下の大きさのMnSを核として、あるいは1μm以下の大きさのMnSに隣接して析出していることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板との溶接性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
2. 質量%で、C≦0.012%、Si≦0.3%、0.1%≦Mn≦0.3%、P≦0.04%、S≦0.01%、Al≦0.08%、N≦0.012%、Ti≦0.01%、0.35%≦Nb≦0.7%、20.5%≦Cr≦23.5%、0.3%≦Cu≦0.8%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ1μm以下の大きさのMnSのうち、50%以上のMnSにCuが検出されることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板との溶接性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
3. 請求項1に記載の成分組成を有するスラブを、1000℃以上に加熱後、仕上温度800℃以上で熱間圧延を行い、巻取温度400℃以上で巻取った後、熱延板焼鈍を行うことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板との溶接性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
4. 熱延板焼鈍後、さらに冷間圧延、再結晶焼鈍を行うことを特徴とする請求項3に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板との溶接性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。