JP5793459B2 - 加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
一方、排気ガス温度の高温化に伴い、部材の使用環境温度も年々高温化しており、Cr、Mo、Nbなどの合金添加量を増加させて高温強度などを高める必要が出てきた。しかしながら、添加元素が増えると素材鋼板の加工性は単純な製法では落ちてしまうため、複雑形状の部材に対してはプレス成形できない場合があった。
また、特許文献3には、熱延板に対して1時間以上の時効処理をする方法が開示されているが、この場合は工業上製造効率が著しく低下する欠点がある。
特許文献5には、加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板として、最表層から板厚の1/4領域における結晶方位を規定した技術が開示されている。これは、圧延方向と45°方向のr値と全伸びを高くするものであり、その製造方法として熱延板焼鈍を省略する特徴を有するが、45°方向のr値だけ高くてもプレス成形性は満足せず、また熱延板焼鈍を省略した場合、リジングと呼ばれる表面欠陥がプレス加工時に問題になる他、表面疵などの製造性に課題が残されていた。
(1) 質量%にて、C:0.02%以下、Si:0.1〜1.0%、Mn:0.6超〜1.5%、P:0.01〜0.05%、S:0.0001〜0.0100%、Cr:13.0〜20.0%、Mo:0.1〜3.0%、Ti:0.005〜0.20%、Nb:0.30〜1.0%、B:0.0002〜0.0050%、Al:0.005〜0.50%、N:0.02%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、板厚をtとした場合、表層〜t/4およびt/4〜t/2の領域において{111}方位粒が面積率でそれぞれ20%および40%以上、かつ全厚域において{011}方位粒が15%以下存在することを特徴とする加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
(2) 質量%にて、Cu:0.4〜2.0%、Ni:0.1〜2.0%、W:0.1〜3.0%、Zr:0.05〜0.30%、Sn:0.05〜0.50%、Co:0.05〜0.50%、Mg:0.0002〜0.0100%の1種以上を含有することを特徴とする(1)に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
特に、熱延工程において巻取温度、熱延板焼鈍温度を厳格に規定し、冷延工程前の鋼組織を、{111}集合組織を残留させておくとともに、再結晶を抑制した未再結晶組織としておくことで、その後の冷延・焼鈍工程においても、r値向上に有効に作用する{111}方向を有する結晶粒を多数生成させることができ、加工性に有利な再結晶組織を得ることができる。
以下に、本実施形態のフェライト系ステンレス冷延鋼板について詳細に説明する。
以下に本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の鋼組成の限定理由について説明する。なお、組成についての%の表記は、特に断りがない場合は質量%を意味する。
Cは、加工性、耐食性および耐酸化性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を0.02%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%とすることが好ましい。更に、製造コストと耐食性を考慮すると0.002〜0.01%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、耐酸化性と高温強度を向上させる元素である。また、Laves相の析出を促進する元素であるため、0.1%以上の添加により熱延板焼鈍時に粗大なLaves相が析出し、冷延板焼鈍時の{111}方位粒の発達および{011}方位粒の抑制、r値の向上に寄与する。一方、過度な添加は常温延性を低下させて加工性を劣化させるため、上限を1.0%とした。更に、材質および酸化特性を考慮すると0.2〜0.5%が望ましい。
Mnは、高温においてMnCr2O4やMnOを形成し、スケール密着性を向上させる。この効果は、0.6%超で発現することから、下限を0.6%超とした。一方、酸化増量を増加させるため、1.5%以上の添加により異常酸化が生じ易くなる。エキゾーストマニホールド等の排ガス部品において、スケール剥離や異常酸化が生じると、例えば触媒やマフラー等の後続の部品に障害が生じたり、板厚減少により構造体としての信頼性が低下する。更に、加工性と製造性を考慮すると0.7〜1.1%が望ましい。
Pは、Si同様に固溶強化元素であるためが、耐食性や靭性に対して有害な元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良く、上限を0.05%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0.01%とした。更に、製造コストと耐酸化性を考慮すると0.015〜0.025%が望ましい。
Sは、材質、耐食性および耐酸化性の観点から少ないほど良いため、上限を0.0100%とした。特に、過度な添加はTiとの化合物の生成を招き、熱延焼鈍板の再結晶と粒成長が促進して熱延鋼板において未再結晶組織を確保できず、結果r値を劣化させる。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0.0001%とした。更に、製造コストと耐食性を考慮すると0.0010〜0.0050%が望ましい。
Crは、高温強度および耐酸化性の向上のために13%以上の添加が必要であるが、20%以上の添加は靱性劣化により製造性が悪くなる他、材質も劣化する。よって、Crの範囲は13.0〜20.0%とした。更に、コストと耐食性の観点では15.0〜19.0%が望ましい。
Moは、耐食性を向上させるとともに、固溶Moによる高温強度および熱疲労特性の向上をもたらす。この効果は0.1%以上で発現することから、下限を0.1%とした。但し、過度な添加は靭性劣化や伸びの低下をもたらす。また、熱延板焼鈍工程や冷延板焼鈍工程においてLaves相が生成しすぎて{011}方位粒が生成し易くなり、r値の低下をもたらす他、3.0%超の添加で耐酸化性が劣化するために、上限を3.0%とした。更に、長時間高温に曝された後の高温特性、特に高温強度、熱疲労特性および高温高サイクル疲労特性、ならびに製造コストおよび製造性を考慮すると1.5〜1.8%が望ましい。
Tiは、C,N,Sと結合して耐食性、耐粒界腐食性および深絞り性を更に向上させるために添加する元素である。特にr値を向上させる{111}結晶方位の発達は0.005%以上の添加で発現することから、下限を0.005%とした。0.20%以上の添加により靭性や2次加工性が劣化することから、上限を0.2%とした。更に、製造コスト、表面疵およびスケール剥離性を考慮すると、0.06〜0.15%が望ましい。
Nbは、固溶強化および析出強化により高温強度や高温疲労特性を向上させるため、必須元素である。また、CやNを炭窒化物として固定し、冷延鋼板(製品板)の再結晶集合組織を発達させるとともに、Laves相と呼ばれるFeとNbの金属間化合物を形成し、その体積率やサイズによって再結晶集合組織形成に影響を与え、r値向上に寄与する。これらの作用は、0.30%以上で発現するため、下限を0.30%とした。一方、過度な添加は硬質化をもたらし、常温延性の低下につながることから、上限を1.0%とした。更に、コストや製造性を考慮すると0.40〜0.60%が望ましい。
Nは、Cと同様に加工性と耐酸化性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を0.02%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、コストを考慮すると0.005〜0.015%が望ましい。
Bは、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るとともに、中温域の高温強度を向上させる。これらの効果は0.0002%以上で発現することから、下限を0.0002%とした。一方、0.0050%超の添加によりCr2B等のB化合物が生成し、粒界腐食性や疲労特性を劣化させる他、{011}方位粒の増加をもたらして低r値化するため、上限を0.0050%とした。更に、溶接性や製造性を考慮すると、0.0003〜0.0020%が望ましい。
Alは、脱酸元素として添加される場合がある他、高温強度や耐酸化性を向上させる。その作用は0.005%から発現するため、下限を0.005%とした。一方、0.50%超以上の添加は、伸びの低下や溶接性および表面品質の劣化をもたらす他、Al酸化物により{011}方位粒の生成が促進し、r値が低下するため、上限を0.50%とした。更に、精錬コストを考慮する0.01〜0.15%が望ましい。
Cuは、耐食性を向上させるとともに、ε−Cu析出によって特に中温域での高温強度を上げる元素であるため、必要に応じて添加する。この効果は0.4%以上の添加により発現することから、下限を0.4%とした。一方、2.0%超の添加により、靭性劣化や伸びの極端な低下をもたらす他、熱延過程で過剰にε−Cuが析出し{011}方位粒が生成し低r値化するため、上限を2.0%とした。更に、耐酸化性や製造性を考慮すると0.5〜1.5%が望ましい。
Niは、靭性と耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて添加する。靭性への寄与は0.1%以上で発現するため、下限を0.1%とした。一方、2.0%超の添加によりオーステナイト相が生成し、低r値化するため上限を2.0%とした。更に、コストを考慮すると、0.1〜0.5%が望ましい。
Wは、高温強度を上げるために必要に応じて添加する元素であり、その作用は0.1%から発現するため、下限を0.1%とした。但し、過度な添加は靭性劣化や伸びの低下をもたらす。また、Laves相が生成しすぎて{011}方位粒が生成し易くなり、r値の低下をもたらすために、上限を3.0%とした。更に、製造コストと製造性を考慮すると、0.1〜2.0%が望ましい。
Zrは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。その作用は0.05%以上で発現するため、下限を0.05%とした。但し、0.30%以上の添加は、靭性や酸洗性などの製造性を著しく劣化させる他、Zrと炭素および窒素の化合物が粗大化して熱延焼鈍板組織を粗粒化させて低r値するため、上限を0.30%とした。更に、製造コストを考慮すると、0.05〜0.20%が望ましい。
Snは、粒界に偏析して高温強度を上げるために必要に応じて添加する元素であり、その作用は0.05%から発現するため、下限を0.05%とした。但し、0.5%超の添加によりSn偏析が生じて、偏析部で{011}方位粒が生成して低r値化するため、上限を0.50%とした。更に、高温特性と製造コストおよび靭性を考慮すると、0.10〜0.30%が望ましい。
Coは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて0.05%以上添加する。但し、過度な添加は加工性を劣化させるため、上限を0.50%とした。更に、製造コストを考慮すると、0.05〜0.30%が望ましい。
Mgは、溶鋼中でAlとともにMg酸化物を形成し脱酸剤として作用する他、微細晶出したMg酸化物が核となり、NbやTi系析出物が微細析出する。これらが熱延工程で微細析出すると、熱延工程および熱延板焼鈍工程において、微細析出物が再結晶および{011}方位粒の形成を抑制し、未再結晶組織の形成に寄与する。この作用が発現するのは0.0002%からであるため、下限を0.0002%とした。但し、過度な添加は、耐酸化性の劣化や溶接性の低下などをもたらすため、上限を0.0100%とした。更に、精錬コストを考慮すると、0.0003〜0.0020%が望ましい。
本実施形態のフェライト系ステンレス冷延鋼板の集合組織は、板厚をtとした場合、表層〜t/4およびt/4〜t/2の領域において、{111}方位を有する結晶粒(以下単に、{111}方位粒という。)が面積率でそれぞれ20%および40%以上であることが重要である。さらに、板厚の全厚域においては、{011}方位を有する結晶粒(以下単に、{011}方位粒という)が15%以下であることが重要である。
以下、本実施形態の集合組織の限定理由について説明する。
そこで本発明では、冷延鋼板(製品板)の板厚方向の結晶方位分布とr値の関係について、板厚方向の不均一性を考慮して詳細に検討した。その結果、表層〜t/4(tは板厚)およびt/4〜t/2のそれぞれの領域において{111}方位粒がそれぞれ20%および40%以上存在することが必要であることが判明した。加えて、全厚において{011}方位粒が15%以下存在することも必要であることが判明した。なお、より安定してr値を確保するためには、{111}方位粒を、表層〜t/4の領域においては25%以上、t/4〜t/2の領域では45%以上存在させることが好ましく、{011}方位粒は10%以下とすることが好ましい。
ここでr値は、冷延焼鈍板からJIS13号B引張試験片を採取して圧延方向、圧延方向と45°方向、圧延方向と90°方向に14.4%歪みを付与した後に、下記(1)式および下記(2)式を用いて平均r値を算出する。
r=ln(W0/W)/ln(t0/t) (1)
ここで、W0は引張前の板幅、Wは引張後の板幅、t0は引張前の板厚、tは引張後の板厚である。
平均r値=(r0+2r45+r9)/4 (2)
ここで、r0は圧延方向のr値、r45は圧延方向と45°方向のr値、r90は圧延方向と直角方向のr値である。
なお、複雑な形状が要求される排気部品に対して、平均r値が1.2以上あれば十分に加工できる特性である。そのため、本実施形態においては平均r値が1.2以上であれが優れた加工性と有するものと判断する。
また、結晶方位の測定は、製品板から圧延方向と平行方向の面を切り出し、結晶方位解析装置EBSP(Electron Back Scatter diffraction Pattern)で板厚全域にわたって結晶粒の方位を同定し、{111}と{011}方位粒の面積率を決定した。これらの結果より本発明では、結晶方位制御による高r値化は、板厚方向の{111}方位粒頻度の変動を考慮する必要があるとともに、{011}方位も考慮する必要があることが明らかとなった。
図1、2より分かるように、{111}方位粒の割合が高くなればなるほど平均r値も大きくなり加工性が向上することがわかる。さらに、平均r値を1.2以上確保するためには、鋼板表層〜t/4の領域で{111}方位粒を20%以上、t/4〜t/2の領域で{111}方位粒を40%確保することが重要であることがわかる。
なお、図1、2に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス冷延鋼板の鋼成分は、0.007%C−0.27%Si−0.94%Mn−0.03%P−0.0006%S−17.3%Cr−1.8%Mo−0.08%Ti−0.47%Nb−0.01%N−0.001%B−0.03%Alである。
図3より分かるように、板厚全厚において{011}方位粒の割合が高くなればなるほど平均r値は低下し加工性が劣化することがわかる。さらに、平均r値を1.2以上確保するためには、全厚で{011}方位粒を15%以下とすることが重要であることがわかる。
なお、図3に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス冷延鋼板の鋼成分は、0.007%C−0.27%Si−0.94%Mn−0.03%P−0.0006%S−17.3%Cr−1.8%Mo−0.08%Ti−0.47%Nb−0.01%N−0.001%B−0.03%Alである。
本発明では、上記の冷延鋼板(冷延板)の集合組織や成分組成の他に製造方法についても検討を行い、その結果、上記冷延鋼板の素材である熱延鋼板(冷延素材熱延板)の組織により、冷延板の集合組織が影響を受け、冷延板のr値が影響を受けることを見出した。即ち、冷延素材熱延板のt´/4〜t´/2(t´は、冷延素材熱延板の板厚)領域における組織が未再結晶組織である場合、そのような冷延素材熱延板から製造された冷延鋼板は高r値となることを見出した。
具体的に説明すると、上述したように冷延板においてr値の向上には{111}方位を有する結晶粒を確保することが有効である。そのため、冷延板の素材である熱延鋼板においても、{111}集合組織を発達させておくとともに、このような集合組織を再結晶させることなく未再結晶組織としておくことが非常に重要である。
以下、このような冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法について説明する。
次に、本実施形態における冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態の冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法は、上記鋼組成を有したフェライト系ステンレス鋼を製鋼し、製鋼後、鋳造した鋼片(スラブ)に対して、スラブ加熱温度を1200〜1300℃、仕上げ温度を800〜950℃でとして熱間圧延を行い、続いて、巻き取り温度500℃以下で巻き取り、その後、熱延板焼鈍を925〜1000℃で行う。
熱延においては、スラブ加熱温度が1200℃未満では圧延による熱延歪が過度に導入され、その後の組織制御が困難となる他、表面疵が問題となるため、下限を1200℃とした。一方、1300℃超の加熱温度にすると、熱延以降の組織が粗粒化して{111}集合組織の発達が抑制されるとともに、組織が再結晶組織となる場合があるため、上限を1300℃とした。更に、生産性を考慮すると、1230〜1280℃が望ましい。
本発明では、この板厚方向の組織不均一性が製品板のr値に大きく影響することを見出し、前述のように、t´/4〜t´/2(t´は板厚)領域における組織が未再結晶組織の場合に冷延鋼板、即ち製品板において高r値が得られることを知見した。
再結晶温度は鋼成分により異なるが、本発明の組成においては、925〜1000℃の範囲に適切な熱延板焼鈍温度を見出すことができた。即ち、冷延素材熱延板として適切な組織である、t´/4〜t´/2(t´は、冷延素材熱延板板厚)において未再結晶組織となる(完全再結晶組織にならない)温度を見出すことができるのである。このような冷延素材熱延板を冷延鋼板の素材として用いることで平均r値が1.2以上の高加工材を得ることが可能となる。
しかしながら、熱延板焼鈍温度が低温すぎたり熱延板焼鈍を省略すると、板厚の表層部近傍で生じた熱延せん断歪に起因する{110}方位粒が冷延焼鈍後の製品板まで多数残留してしまう。この方位粒はr値の低下をもたらすため、熱延板焼鈍は800℃以上が必要となる。なお、本発明では、r値向上に悪影響を及ぼす{110}方位粒の成長をより抑制するとともに、平均r値を1.2以上とするために、熱延板焼鈍温度の下限は925℃とした。
一方、熱延板焼鈍を1000℃超とすると、t´/4〜t´/2領域の組織が再結晶組織となり、表層の再結晶粒が粗大化してしまうとともに、熱延板焼鈍後にLaves相と呼ばれるFeとNbの化合物(Fe2Nb)が完全に溶解してしまうため、r値が低下する。なお、熱延板焼鈍によって粗大に生成させたLaves相は、冷延板焼鈍時の再結晶集合組織の核生成サイトとなるため、冷延素材において析出させておくことが望ましい。これらの点を考慮して熱延板焼鈍温度の上限は1000℃とした。更に、高温焼鈍による結晶粒粗大化やスケール生成の促進は、それぞれ板破断やスケール残り等の表面品質の低下をもたらすため、熱延板靭性や酸洗性を考慮すると925〜980℃が望ましい。
次に、このような冷延素材熱延板を2mmtまで冷延し、結晶粒度番号が5〜7となる様に鋼成分に応じて1000〜1100℃で熱処理を行ない製品板とした。
具体的にはまず、冷延板において{111}方位結晶に成長する再結晶核を得るために、冷延圧下率は、60%以上とした。つまり、冷延圧下率が低すぎると、後の焼鈍工程によって{111}方位粒へと再結晶させるための再結晶核を十分に生成させることができず、製品板のr値の向上が不十分となるため、圧下率を60%以上とすることが重要である。更に、生産性や異方性を考慮すると、60〜80%が望ましい。
なお、スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すれば良い。また、冷間圧延においては、用いるワークロールのロール粗度、ロール径、さらには圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは適宜選択すれば良い。また、冷延板焼鈍は、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、大気中で焼鈍しても構わない。
本実施例ではまず、表1に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して、5.0mm厚の熱延板とした。その後、熱延板を連続焼鈍処理した後、酸洗し、2.0mm厚まで冷間圧延し、連続焼鈍−酸洗を施して製品板とした。なお、表1に示す成分組成のうち、鋼No.1〜13は本発明範囲外、鋼No.14〜32は発明範囲外とし、本発明から外れる成分組成については下線を付して示している。
熱延条件は全て本発明の範囲内とし、スラブ加熱温度を1200〜1300℃、仕上温度を800〜950℃、巻取温度を500℃以下とした。また、熱延板焼鈍条件は、焼鈍温度を800〜1000℃かつt´/2〜t´/4(t´:熱延板の板厚)において未再結晶組織となる温度で行なった。その後、圧下率60%で冷延を施した。冷延板焼鈍は、鋼成分に応じて再結晶組織となる様に、1000〜1100℃で行なった。
また、平均r値は、得られた製品板からJIS13号B引張試験片を採取し、JIS Z 2254に準拠して、圧延方向、圧延方向と45°方向、圧延方向と90°方向それぞれに14.4%歪みを付与した後に、上記(1)式および上記(2)式を用いて算出した。なお、加工性の評価は、平均r値が1.2以上を良好として評価した。
また、耐酸化性の試験は、JIS Z 2281に準拠して大気中900℃で200時間の連続酸化試験を行い、異常酸化およびスケール剥離の発生有無を評価した。
なお、900℃における高温強度が0.2%耐力で20MPa以上の場合、そして大気中連続酸化で異常酸化が生じない場合において、自動車用の排気部品としての性能を満足する。そのため、0.2%耐力が20MPa未満を不合格として評価した。そして異常酸化やスケール剥離が生じない場合を○、生じる場合を×とした。
以上の評価結果を表2に示す。
次に、表1に示す本発明鋼No.1と6について、製造条件を種々変化させた場合の特性を表3に示す。なお、再結晶常状態とはt´/2〜t´/4領域の組織状態である。
一方、本発明で規定される製造条件から外れる比較例(試験番号P35〜44)の場合、製品板の結晶方位比率が本発明外となり、平均r値が1.2以上を満足せず、加工性が劣化していることが分かる。そのため、このような製品板を複雑形状の部品に加工した場合、割れが生じるおそれがある。また、熱延における加熱温度または仕上げ温度の下限値を外れた場合には、r値は1.2以上を満足したが、表面疵が発生した。
Claims (5)
- 質量%にて、C:0.02%以下、Si:0.1〜1.0%、Mn:0.6超〜1.5%、P:0.01〜0.05%、S:0.0001〜0.0100%、Cr:13.0〜20.0%、Mo:0.1〜3.0%、Ti:0.005〜0.20%、Nb:0.30〜1.0%、B:0.0002〜0.0050%、Al:0.005〜0.50%、N:0.02%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、板厚をtとした場合、表層〜t/4およびt/4〜t/2の領域において{111}方位粒が面積率でそれぞれ20%および40%以上、かつ全厚域において{011}方位粒が15%以下存在することを特徴とする加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
- 質量%にて、Cu:0.4〜2.0%、Ni:0.1〜2.0%、W:0.1〜3.0%、Zr:0.05〜0.30%、Sn:0.05〜0.50%、Co:0.05〜0.50%、Mg:0.0002〜0.0100%の1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
- 請求項1または2に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板を製造するための冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板であって、板厚をt´とした場合、t´/2〜t´/4の領域における組織が未再結晶組織であることを特徴とする、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板。
- 請求項3に記載の冷延素材用フェライト系熱延鋼板の製造方法であって、スラブ加熱温度を1200〜1300℃、仕上げ温度を800〜950℃で熱間圧延を行い、巻き取り温度500℃以下で巻き取り、その後、熱延板焼鈍を925〜1000℃で行うことを特徴とする、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
- 請求項1または2に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、板厚をt´とした場合、t´/2〜t´/4の領域における組織が未再結晶組織である冷延素材用フェライト系熱延鋼板を、圧下率60%以上で冷延し、その後、1000〜1100℃で冷延板焼鈍を行うことを特徴とする、加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
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