JP6432720B1 - フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
質量%で、C:0.001〜0.020%、Si:0.05〜1.00%、Mn:0.05〜1.00%、P:0.04%以下、S:0.01%以下、Al:0.001〜0.100%、Cr:10.0〜19.0%、Ni:0.65〜1.50%、Ti:0.10〜0.40%、N:0.001〜0.020%を含有し、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、限界応力拡大係数KICが35MPa・m1/2以上であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板とする。
Description
以下、特に断らない限り、成分の含有量の単位である「%」は「質量%」を意味する。
Cを0.020%超えて含有すると、加工性の低下および溶接部の耐食性低下が顕著になる。C含有量が少ないほど耐食性および加工性の観点では好ましいが、C含有量を0.001%未満にするためには精錬に時間がかかり製造上好ましくない。そのため、C含有量は0.001〜0.020%の範囲とする。下限について好ましくは、C含有量は0.003%以上、より好ましくは0.004%以上である。上限について、好ましくは0.015%以下、さらに好ましくは0.012%以下である。
Siは溶接時に形成される酸化皮膜に濃縮して溶接部の耐食性を向上させる効果があるとともに、製鋼工程における脱酸元素としても有用な元素である。これらの効果は0.05%以上のSiの含有により得られ、含有量が多いほどその効果は大きくなる。しかし、1.00%を超えてSiを含有すると、熱間圧延工程における圧延荷重の増大と顕著なスケールの生成、焼鈍工程においては鋼板表層でのSi濃化層の形成による酸洗性の低下がそれぞれ生じ、表面欠陥の増加や製造コストの上昇を誘引するため好ましくない。そのため、Si含有量は0.05〜1.00%とする。下限について好ましくは、0.15%以上、より好ましくは0.20%以上である。上限について好ましくは0.60%以下、さらに好ましくは0.40%以下である。
Mnは鋼の強度を高める効果があり、また、脱酸剤としての作用もある。その効果を得るためには0.05%以上のMnの含有が必要である。しかし、Mn含有量が1.00%を超えると、腐食の起点となるMnSの析出が促進され、耐食性が低下する。そのため、Mn含有量は0.05〜1.00%とする。下限について好ましくは、0.10%以上、より好ましくは0.20%以上である。上限について好ましくは0.60%以下、さらに好ましくは0.40%以下である。
Pは鋼に不可避的に含まれる元素であるが、耐食性および加工性に対して有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましい。特に、P含有量が0.04%を超えると固溶強化により加工性が顕著に低下する。よって、P含有量は0.04%以下とする。好ましくは、P含有量は0.03%以下である。なお、P含有量を過剰に低減するには、過大な製造コストを要するため、製造コストを考慮するとP含有量は0.01%以上が好ましい。
SもPと同様に鋼に不可避的に含まれる元素であるが、耐食性および加工性に対して有害な元素であるので可能な限り低減するのが好ましい。特に、S含有量が0.01%を超えると耐食性が顕著に低下する。よって、S含有量は0.01%以下とする。好ましくは、S含有量は0.008%以下である。より好ましくは、S含有量は0.003%以下である。なお、S含有量を過剰に低減するには、過大な製造コストを要するため、製造コストを考慮するとS含有量は0.001%以上が好ましい。
Alは有効な脱酸剤である。さらに、Alは窒素との親和力がCrよりも強いため、溶接部に窒素が侵入した場合に、窒素をCr窒化物ではなくAl窒化物として析出させて、鋭敏化を抑制する効果がある。これらの効果は、Alを0.001%以上含有することで得られる。しかし、0.100%を超えるAlを含有すると、溶接時の溶け込み性が低下して溶接作業性が低下するので好ましくない。そのため、Al含有量は0.001〜0.100%の範囲とする。下限について好ましくは0.010%以上、より好ましくは0.020%以上である。上限について好ましくは、0.080%以下、さらに好ましくは0.060%以下である。
Crはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。その含有量が10.0%未満では、自動車排気ガス雰囲気において十分な耐食性が得られない。一方、19.0%を超えてCrを含有すると、所定量のNiを含有させたとしても、熱間圧延工程における加熱時に所定量のオーステナイト相が生成しないために十分なコロニー破壊効果が得られず、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。そのため、Cr含有量は10.0〜19.0%の範囲とする。下限について好ましくは10.5%以上、より好ましくは11.0%以上である。上限について好ましくは16.5%以下、より好ましくは12.5%以下、さらに好ましくは11.5%以下の範囲である。
Niはオーステナイト生成元素であり、熱間圧延工程における圧延加工前の加熱時に生成するオーステナイト量を増加させる効果がある。本発明においては、CrおよびNiの含有量を所定量に制御することによって、熱間圧延工程における加熱時にオーステナイト相が生成する。このオーステナイト相の生成によって、鋳造時に形成されたフェライト相のコロニーが破壊される。また、熱間圧延前の加熱温度において金属組織がフェライト相+オーステナイト相の二相組織となる。金属組織がフェライト相+オーステナイト相の二相組織となった場合、加熱前に存在するフェライト相と加熱時に生成したオーステナイト相との異相界面が結晶粒成長の障害として機能するため、熱間圧延加工前の金属組織が微細化する。その結果、熱間圧延後および次工程の熱延板焼鈍後の金属組織が微細化して、一層優れた靭性改善効果を発現させることが可能となる。なお、鋼成分によっては熱間圧延前の加熱温度において金属組織がオーステナイト単相となる場合があるが、加熱温度における金属組織がオーステナイト単相組織となった場合にも上記と同様にオーステナイト相の生成によるコロニー破壊効果が得られるとともに、オーステナイト相は熱間圧延前のスラブ加熱温度域では結晶粒の粗大化が生じにくいため、熱間圧延前の金属組織は従来技術に基づくフェライト系ステンレス鋼よりも微細になり、上記と同様に結晶粒の微細化による靭性改善効果が得られる。これらの効果は、Niを0.65%以上含有することで得られる。Ni含有量が0.65%以上の場合、これらの効果により35MPa・m1/2以上の限界応力拡大係数を得ることができる。一方、Ni含有量が1.50%を超えると、限界応力拡大係数の改善効果が飽和するとともに加工性が低下する。さらには、応力腐食割れが発生しやすくなる。そのため、Ni含有量は0.65〜1.50%とする。下限について好ましくは、0.70%以上、より好ましくは0.75%以上である。上限について好ましくは1.00%以下、さらに好ましくはNi含有量は0.90%以下である。
本発明においてTiは極めて重要な元素である。TiはCおよびNと優先的に結合して、Cr炭窒化物の析出を抑制し、再結晶温度を低下させるとともにCr炭窒化物の析出による鋭敏化に起因した耐食性の低下を抑制する効果がある。これらの効果を得るためには0.10%以上のTiの含有が必要である。しかし、Ti含有量が0.40%を超えると固溶Ti量が過度に増加するために再結晶温度が逆に上昇してしまい、本発明の技術を適用することができない。また、0.40%超のTiの含有は、鋳造工程において粗大なTi炭窒化物が生成し、表面欠陥を引き起こすため製造上も好ましくない。そのため、Ti含有量は0.10〜0.40%とする。下限について好ましくは0.15%以上、より好ましくは0.20%以上である。さらにより好ましくは0.25%以上である。上限について好ましくは0.35%以下、さらに好ましくは0.30%以下である。なお、溶接部耐食性の観点では式:Ti/(C+N)≧8(該式中のTi、CおよびNは各元素の含有量(質量%)である)を満たすTi含有量とすることが好ましい。
N含有量が0.020%を超えると、加工性の低下および溶接部の耐食性の低下が顕著になる。耐食性の観点からN含有量は低いほど好ましいが、N含有量を0.001%未満にまで低減するには長時間の精錬が必要となり、製造コストの上昇および生産性の低下を招くため好ましくない。よって、N含有量は0.001〜0.020%の範囲とする。下限について好ましくは0.005%以上、より好ましくは0.007%以上である。上限について好ましくは0.015%以下、さらに好ましくは0.012%以下である。
Cuは水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の母材および溶接部の耐食性を向上させるのに特に有効な元素である。この効果は0.01%以上の含有により得られ、その効果はCu含有量が多いほど高くなる。しかし、1.00%を超えてCuを含有すると、熱間加工性が低下して表面欠陥を誘引する場合がある。さらには焼鈍後の脱スケールが困難となる場合もある。そのため、Cuを含有する場合は、Cu含有量は0.01〜1.00%の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.10%以上、さらに好ましくは0.30%以上である。上限についてより好ましくは0.60%以下、さらに好ましくは0.45%以下である。
Moはステンレス鋼の耐食性を顕著に向上させる元素である。この効果は0.01%以上の含有によって得られ、その効果は含有量が多いほど向上する。しかし、Mo含有量が2.00%を超えると、熱間圧延時の圧延負荷が大きくなり製造性が低下したり、鋼板強度の過度な上昇が生じたりする場合がある。また、Moは高価な元素であることから、多量の含有は製造コストを増大させる。そのため、Moを含有する場合は、Mo含有量は0.01〜2.00%とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.10%以上、さらに好ましくは0.30%以上である。上限についてより好ましくは1.40%以下、さらに好ましくは0.90%以下である。
WはMoと同様に耐食性を向上させる効果がある。この効果は0.01%以上のWの含有により得られる。しかし、0.20%を超えてWを含有すると強度が上昇し、圧延荷重の増大等による製造性の低下を招く場合がある。そのため、Wを含有する場合は、W含有量は0.01〜0.20%の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.05%以上である。上限についてより好ましくは0.15%以下である。
Coは靭性を向上させる元素である。この効果は0.01%以上のCoの含有によって得られる。一方、Co含有量が0.20%を超えると加工性が低下する場合がある。そのため、Coを含有する場合は、Co含有量は0.01〜0.20%の範囲とすることが好ましい。
VはCおよびNと炭窒化物を形成し、Cr炭窒化物の析出を抑制して溶接部の耐食性を向上させる。この効果はV含有量が0.01%以上で得られる。一方、V含有量が0.20%を超えると加工性および靭性が顕著に低下する場合がある。そのため、V含有量は0.01〜0.20%とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.02%以上である。上限についてより好ましくは0.10%以下である。
Nbは結晶粒を微細化させるとともに、母相中に固溶することにより鋼板の靭性を向上させる効果がある。これらの効果は0.01%以上のNbの含有で得られる。一方、Nbは再結晶温度を上昇させる効果もあり、Nb含有量が0.10%を超えると熱延板焼鈍にて十分な再結晶を生じさせるために必要な焼鈍温度が過度に高温となって、焼鈍中に結晶粒径が最大で300μm以上となるほどの再結晶粒の著しい粗大化が生じ、所定の限界応力拡大係数を得ることができなくなる場合がある。そのため、Nbを含有させる場合には、Nb含有量は0.01〜0.10%の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.02%以上である。上限についてより好ましくは0.08%以下である。
VはCおよびNと炭窒化物を形成し、Cr炭窒化物の析出を抑制して溶接部の耐食性を向上させる。この効果は0.01%以上のZrの含有により得られる。一方、0.20%を超えてZrを含有すると加工性が顕著に低下する場合がある。そのため、Zrを含有する場合、Zr含有量は0.01〜0.20%の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.03%以上である。上限についてより好ましくは0.10%以下である。
REM(Rare Earth Metals:希土類金属)は耐酸化性を向上させる効果があり、溶接部の酸化皮膜(溶接テンパーカラー)形成を抑制して酸化皮膜直下におけるCr欠乏領域の形成を抑制して溶接部の耐食性を向上させる。この効果は、REMを0.001%以上含有することで得られる。一方、0.100%を超えてREMを含有すると冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる場合がある。そのため、REMを含有する場合、REM含有量は0.001〜0.100%の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.005%以上である。上限についてより好ましくは0.050%以下である。
Bは深絞り成形後の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。この効果はBの含有量を0.0002%以上にすることで得られる。一方、0.0025%を超えてBを含有すると加工性と靭性が低下する場合がある。そのため、Bを含有する場合、B含有量は0.0002〜0.0025%の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.0003%以上である。上限についてより好ましくは0.0006%以下である。
Mgはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性の向上に有効な元素である。さらに、本発明のようにTiを含有する鋼においては、Ti炭窒化物が粗大化すると靭性が低下するが、MgはTi炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。これらの効果は、0.0005%以上のMgを含有することで得られる。一方で、Mg含有量が0.0030%を超えると、鋼の表面性状を悪化させてしまう場合がある。したがって、Mgを含有する場合、Mg含有量は0.0005〜0.0030%の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.0010%以上である。上限についてより好ましくは0.0020%以上である。
Caは、連続鋳造の際に発生しやすいTi系介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果は0.0003%以上のCaを含有することで得られる。しかし、0.0030%を超えてCaを含有すると、CaSの生成により耐食性が低下する場合がある。従って、Caを含有する場合、Ca含有量は0.0003〜0.0030%の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは0.0005%以上、さらに好ましくは0.0006%以上である。上限についてより好ましくは0.0015%以下、さらに好ましくは0.0010%以下である。
最終3パスの累積圧下率:25%以上
仕上げ圧延前の粗圧延において粗大な鋳造組織は破壊されているが、当該組織の結晶粒は著しく粗大である。熱延板焼鈍後に所定の限界応力拡大係数を得るためには、最終3パスの圧延の温度および累積圧下率を適切に制御することによって、圧延中のひずみの回復を抑制しつつ、特に板厚中央部へ圧延ひずみを効果的に付与する必要がある。
本発明では上記熱間圧延工程終了後に熱延板焼鈍を行う。熱延板焼鈍において、熱間圧延工程で形成させた圧延加工組織を再結晶させる。本発明では熱間圧延工程において効果的に圧延ひずみを付与し、再結晶サイトを増加させることによって熱延板焼鈍におけるコロニーの破壊を促進させる。この効果を得るためには熱延板焼鈍を600〜1100℃の範囲で行う必要がある。焼鈍温度が600℃未満では再結晶が不十分となり、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。一方、焼鈍温度が1100℃を超えると、再結晶粒は、その結晶粒径が最大で300μm以上となるほどの著しい粗大化が生じ、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。そのため、熱延板焼鈍温度は600〜1100℃の範囲とする。下限について、好ましくは650℃以上である。より好ましくは700℃以上である。上限について、好ましくは1050℃以下、さらに好ましくは900℃以下である。なお、熱延板焼鈍の保持時間および手法に特に限定はなく、箱焼鈍(バッチ焼鈍)、連続焼鈍のいずれで実施してもかまわない。
板幅中央部から、ASTM E399に準拠したCT(compact tension)試験片を、疲労予き裂が圧延直角方向、応力軸が圧延平行方向となるように採取した。該試験片について、ASTM E399に準拠して限界応力拡大係数KICを求めた。限界応力拡大係数が35MPa・m1/2以上を合格、35MPa・m1/2未満を不合格とした。
熱延焼鈍鋼板から、60×100mmの試験片を採取し、評価すべき面の表面を#600エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部と裏面からの影響を排除するために、端面部および裏面をシールした試験片を作製し、JIS H 8502に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧(5質量%NaCl、35℃、噴霧2hr)→乾燥(60℃、4hr、相対湿度40%)→湿潤(50℃、2hr、相対湿度≧95%)を1サイクルとして、5サイクル行った。塩水噴霧サイクル試験を5サイクル実施後の評価すべき面の試験片表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片全面積との比率から発錆率((試験片中の発錆面積/試験片全面積)×100 [%])を算出した。発錆率10%以下を特に優れた耐食性で合格(◎)、10%超25%以下を合格(○)、25%超を不合格(×)とした。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.001〜0.020%、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:0.05〜1.00%、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.001〜0.100%、
Cr:10.0〜19.0%、
Ni:0.65〜1.50%、
Ti:0.10〜0.40%、
N:0.001〜0.020%を含有し、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、
限界応力拡大係数KICが35MPa・m1/2以上であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。 - 前記成分組成は、質量%で、さらに、
Cu:0.01〜1.00%、
Mo:0.01〜2.00%、
W:0.01〜0.20%、
Co:0.01〜0.20%のうちから選ばれる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熱延焼鈍鋼板。 - 前記成分組成は、質量%で、さらに、
V:0.01〜0.20%、
Nb:0.01〜0.10%、
Zr:0.01〜0.20%、
REM:0.001〜0.100%、
B:0.0002〜0.0025%、
Mg:0.0005〜0.0030%、
Ca:0.0003〜0.0030%のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項1または2に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。 - 請求項1〜3のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法であって、
3パス以上の仕上圧延を行う熱間圧延工程と、該熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を600〜1100℃で熱延板焼鈍する熱延板焼鈍工程と、を有し、
前記熱間圧延工程において、仕上圧延の最終3パスを、温度を800〜1100℃且つ前記最終3パスの累積圧下率を25%以上とするフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
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