JPWO2015064077A1 - フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
貨車のボディ用途材料に求められる耐食性や加工性を有し、かつ、低温靭性に優れるフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法を提供する。特定の成分組成を有し、下記不等式（Ｉ）および（ＩＩ）を満たし、フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有し、上記マルテンサイト相の含有量が体積％で５〜９５％であることを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼とする。１０．５≦Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ≦１３．５ （Ｉ）１．５≦３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ≦６．０ （ＩＩ）ここで、前記不等式（Ｉ）中のＣｒおよびＳｉ、並びに前記不等式（ＩＩ）中のＣ、Ｎ、ＮｉおよびＭｎは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
Description
本発明は、寒冷地において石炭や油類などを運ぶ貨車のボディ用途材料として好適な低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
さらに、請求項４に記載の特徴を有する本発明は、溶接によって組み立てられる構造体の構造材として好適な、溶接熱影響部の低温靭性に優れた溶接構造材用のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼に関する。
鉄道による貨物輸送の輸送量は、世界的な鉄道の敷設距離の増加にともない、年々増加している。この鉄道貨物輸送にはレールワゴンやコンテナといった貨車が使用されており、その材料として近年ではフェライト系のステンレス鋼が使用されるようになっている。
しかし、ユーラシア大陸の内陸部などのように冬には−３０℃以下ともなるような寒冷地においては、フェライト系ステンレス鋼は低温靭性が不十分であるため使用に適さないという問題がある。特に油類等の液体を運ぶ貨車のボディ用途材料には、優れた低温靭性が求められる。
さらに、フェライト系ステンレス鋼は、溶接熱影響部において結晶粒が粗大化し、より一層靭性が低下するという問題がある。そのため、寒冷地において、溶接によって構造体が形成される用途へのフェライト系ステンレス鋼の適用は困難である。
レールワゴン用のステンレス鋼として、例えば、溶接熱影響部にマルテンサイト相を形成して溶接部の耐食性を向上させ、さらに、ＦＦＶ値を規定して表面欠陥の発生を抑制したステンレス鋼が特許文献１に開示されている。しかし、このステンレス鋼では、低温靭性が不十分である。
優れた靭性を有するステンレス鋼板として、例えば、曲げ性の優れた高強度高靭性ステンレス鋼板が特許文献２に開示されている。この高強度高靭性ステンレス鋼板では、ＭｎＳ系介在物粒子の圧延方向の長さを３μｍ以下、かつ上記ＭｎＳ系介在物粒子の圧延方向の長さとその直角方向の長さとの比を３．０以下とすることで曲げ性を改善している。しかし、特許文献２に記載の発明では、貨車のボディ用途材料として必要とされる耐食性、特に溶接部の耐食性が不足し、さらに、低温での靭性も十分ではない場合がある。
特許文献３には、δフェライトの生成を抑制した、靭性の優れた厚肉マルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、このステンレス鋼は強度が高すぎるため、鉄道貨物用のレールワゴンやコンテナに適用するためのプレス加工が困難である。また、特許文献３に記載のステンレス鋼は低温靭性も不足する場合がある。
また、溶接熱影響部の低温靭性を向上させたフェライト系ステンレス鋼として、特許文献４には、溶接継ぎ手の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。この発明では、微細なＭｇ系酸化物を鋼中に分散して析出させることで溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制している。
特許文献５には、溶接熱影響部の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。この発明では、Ｃｏを添加することで溶接部の靭性を向上させている。
しかしながら、特許文献４および５に記載の発明では−３０℃以下ともなるような寒冷地における溶接熱影響部の靭性を使用に耐えるものとするには不十分であった。
上記のように、これら特許文献に開示されたステンレス鋼は、低温靭性が十分でないことから、寒冷地において油類等の液体を運ぶ貨車の材料として適さない。また、上記特許文献に開示されたステンレス鋼は、貨車のボディ用途材料に求められる耐食性や加工性を有さない場合がある。
さらに、溶接熱影響部においては一層低温靭性が低下するため、溶接によって構造体が形成される用途への使用には適さない。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、貨車のボディ用途材料に求められる耐食性や加工性を有し、かつ、低温靭性に優れるフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
また、請求項４に記載の特徴を有する本発明は、上記特性を有しつつ、溶接熱影響部の低温靭性にも優れた溶接構造材用のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法を提供することも目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために低温靭性におよぼす組織や成分などの影響について鋭意研究を行った。
低温靭性におよぼす組織の影響を評価する方法として、結晶粒径と低温靭性の相関を示したＨａｌｌ−Ｐｅｔｃｈ則を用いる方法が知られている。この法則によれば、結晶粒径の−１／２乗に比例して延性脆性遷移温度が低下する。すなわち、結晶粒径が細かいほど、低温靭性が向上するとされている。本発明者らは、この知見に基づき、ステンレス鋼の結晶粒径を細かくすべく、成分および製造方法について検討を行った。図１に本発明の成分範囲でのステンレス鋼のマルテンサイト相分率（体積％で表すマルテンサイト相の含有量）と平均結晶粒径の相関を示す。マルテンサイト相分率が５％〜９５％で平均結晶粒粒径が小さくなることが見出された。これにより、平均結晶粒径を最小化することを通じて、低温靭性を向上させることが可能となった。なお、平均結晶粒径の測定方法は実施例に記載の通りである。
マルテンサイト相分率はＣｒ当量（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ）とＮｉ当量（３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ）の調整および焼鈍温度の調整によって制御することができる。これらのパラメータの調整によって、平均結晶粒径の細かい低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られる。
さらに、本発明者らは、溶接熱影響部の低温靭性におよぼす組織や成分の影響について鋭意研究を行った。
溶接熱影響部の低温靭性に劣るステンレス鋼について、溶接熱影響部の組織を詳細に観察したところ、およそ１３００℃以上となる温度域で生成し、結晶粒径が５０μｍ以上となるδフェライトと呼ばれる粗大な結晶粒が確認された。一方で、溶接熱影響部の低温靭性に優れるステンレス鋼では、粗大なδフェライトは確認されず、マルテンサイトの分散した微細な組織となっていた。すなわち、粗大なδフェライトの生成を抑制することが溶接熱影響部の低温靭性向上には有効であると考えられた。
そこで、発明者らは、ステンレス鋼の添加元素がδフェライトの生成温度におよぼす影響を精査し、（ＩＩＩ）式左辺にてδフェライト生成温度が表されることを明らかにした。Ｔｉの含有量を０．０１％とし、その他の成分を本発明の成分範囲内で調整した供試材について、このδフェライト生成温度を横軸にして溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを整理した（試験温度：−５０℃、試験片厚み：５ｍｍ）。結果を図２に示す。溶接熱影響部の吸収エネルギーは試験ごとにその値が大きくばらつくが、δフェライト生成温度の上昇にともなって溶接熱影響部の吸収エネルギーの最小値が上昇した。δフェライト生成温度が１２７０℃以上で、吸収エネルギーの最小値は１０Ｊ以上となり、溶接熱影響部の低温靭性が良好となった。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （ＩＩＩ）
なお、式（ＩＩＩ）中の元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （ＩＩＩ）
なお、式（ＩＩＩ）中の元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
さらに、本発明では、低温における破壊起点となる因子について検討を行い、ＴｉＮなどの粗大な介在物が破壊の起点となっていることを明らかにした。図３にＴｉＮを破壊起点とした破面の例を示す。ＴｉＮを中心にリバーパターンが形成されており、ＴｉＮを破壊起点とした脆性破壊が起こったことが確認できる。ＴｉＮの生成量およびその大きさは、本発明の成分組成等の条件を満たす範囲においては、Ｔｉの含有量を制御することで調整できる。図４に本発明の成分範囲およびマルテンサイト相分率の範囲での低温靭性におよぼすＴｉ含有量の影響を示す。図４の吸収エネルギーの値は３回のシャルピー試験の平均をとった。Ｔｉの含有量が少ないほど、低温靭性が向上することが確認できる。Ｔｉ含有量の減少にともないＴｉＮの生成量が減少して破壊起点が少なくなるために、低温靭性が向上したと考えられる。
また、発明者らは、溶接熱影響部におけるシャルピー衝撃試験（試験温度：−５０℃、試験片厚：５ｍｍ）を行い、Ｔｉ含有量を０．０２％以下に厳格に抑制することで、溶接熱影響部における破壊起点が減少し、溶接熱影響部の低温靭性が向上することを明らかにした。図５に、溶接熱影響部の吸収エネルギーにおよぼすＴｉ含有量の影響を示す。ここで用いた供試材のδフェライト生成温度は１２７０℃から１２９０℃の範囲で調整した。Ｔｉ含有量が０．０２質量％以下で溶接熱影響部の吸収エネルギーの最小値が１０Ｊ以上となり、溶接熱影響部の低温靭性が良好となった。熱延焼鈍板の場合と比較して溶接熱影響部では粗大なＴｉＮが吸収エネルギーに対してより強い影響をおよぼした。これは、溶接熱影響部では熱延焼鈍板よりも結晶粒が粗大化するため、わずかな破壊起点が、吸収エネルギーの低下に対してより強く影響するためと考えられる。
以上の知見により本発明は完成された。すなわち、本発明は下記の構成を要旨とするものである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、Ｎｉ：０．３〜５．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記不等式（Ｉ）および（ＩＩ）を満たし、フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有し、前記マルテンサイト相の含有量が体積％で５〜９５％であることを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
１０．５≦Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ≦１３．５ （Ｉ）
１．５≦３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ≦６．０ （ＩＩ）
ここで、前記不等式（Ｉ）中のＣｒおよびＳｉ、並びに前記不等式（ＩＩ）中のＣ、Ｎ、ＮｉおよびＭｎは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
１．５≦３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ≦６．０ （ＩＩ）
ここで、前記不等式（Ｉ）中のＣｒおよびＳｉ、並びに前記不等式（ＩＩ）中のＣ、Ｎ、ＮｉおよびＭｎは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
（２）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下およびＣｏ：０．５％以下のうち１種又は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−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
（３）質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
（４）質量％で、前記Ｎ含有量が０．００５〜０．０１５％であり、前記Ｓｉ含有量が０．０５〜０．５０％であり、前記Ｍｎ含有量が１．０超〜２．５％であり、前記Ｎｉ含有量が０．３％以上１．０％未満であり、前記Ｎｂ含有量が０．０５〜０．２５％であり、前記Ｔｉ含有量が０．０２％以下であり、さらに、下記式（ＩＩＩ）を満たすことを特徴とする（１）に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （ＩＩＩ）
なお、式（ＩＩＩ）中のＣ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮｉは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （ＩＩＩ）
なお、式（ＩＩＩ）中のＣ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮｉは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
（５）質量％で、前記Ｐ含有量がＰ：０．０２％未満であることを特徴とする（４）に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
（６）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％未満、Ｗ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする（４）または（５）に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
（７）質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする（４）〜（６）のいずれかに記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
（８）（１）〜（７）のいずれかに記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法であって、鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱した後、９００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う熱間粗圧延を含む熱間圧延を行い、７００〜９００℃の温度で１時間以上の焼鈍を行うことを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法。
本発明によれば、寒冷地において石炭や油類などを運ぶ貨車のボディ用途材料に求められる耐食性や加工性を有し、かつ、低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法が得られる。
さらに、請求項４に記載の特徴を有する本発明は、上記特性を有しつつ、溶接熱影響部の低温靭性にも優れ、溶接構造材用にも好適なフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られる。
また、本発明によれば、優れた性質を有する上記フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼を、安価且つ高効率で製造することが可能である。
以下に本発明の実施形態を詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
先ず、本発明のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼（本明細書において、「ステンレス鋼」という場合がある）の成分組成について説明する。以下の各成分の説明において、各元素の含有量を示す％は特に記載しない限り質量％とする。
Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％
ＣおよびＮは、オーステナイト安定化元素である。ＣおよびＮの含有量が増加すると、本発明のステンレス鋼中のマルテンサイト相分率が増加する傾向にある。このように、ＣおよびＮは、マルテンサイト相分率の調整に有用な元素である。その効果は、Ｃ含有量およびＮ含有量をともに０．００５％以上にすることで得られる。しかし、ＣおよびＮはマルテンサイト相の靭性を低下させる元素でもある。このため、Ｃ含有量およびＮ含有量をともに０．０３０％以下にすることが適切である。よって、ＣおよびＮの含有量は、いずれも０．００５〜０．０３０％の範囲とする。より好ましくは、いずれも０．００８〜０．０２０％の範囲である。
ＣおよびＮは、オーステナイト安定化元素である。ＣおよびＮの含有量が増加すると、本発明のステンレス鋼中のマルテンサイト相分率が増加する傾向にある。このように、ＣおよびＮは、マルテンサイト相分率の調整に有用な元素である。その効果は、Ｃ含有量およびＮ含有量をともに０．００５％以上にすることで得られる。しかし、ＣおよびＮはマルテンサイト相の靭性を低下させる元素でもある。このため、Ｃ含有量およびＮ含有量をともに０．０３０％以下にすることが適切である。よって、ＣおよびＮの含有量は、いずれも０．００５〜０．０３０％の範囲とする。より好ましくは、いずれも０．００８〜０．０２０％の範囲である。
ＣおよびＮは溶接熱影響部においても、マルテンサイトを生成し、結晶粒の粗大化を抑制する効果が得られる。しかし、溶接熱影響部においては、低温靭性を良好とするために、より厳格にＴｉＮの生成を抑制しなければならない。０．０１５％を超えるＮの含有はＴｉＮの生成を促進する。したがって、良好な溶接熱影響部の低温靭性を得るためには、Ｎ含有量は０．００５〜０．０１５％とすることが必要である。より好ましくは０．００８〜０．０１２％である。
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは、脱酸剤として用いられる元素である。その効果を得るにはＳｉの含有量を０．０５％以上にすることが必要である。また、Ｓｉはフェライト安定化元素であることから、Ｓｉ含有量が増加するにつれて、マルテンサイト相分率が減少する傾向にある。したがって、Ｓｉはマルテンサイト相分率の調整に有用な元素である。一方で、その含有量が１．００％を超えるとフェライト相が脆くなり靭性が低下する。このため、Ｓｉの含有量は０．０５〜１．００％の範囲とする。より好ましくは、０．１１〜０．４０％である。
Ｓｉは、脱酸剤として用いられる元素である。その効果を得るにはＳｉの含有量を０．０５％以上にすることが必要である。また、Ｓｉはフェライト安定化元素であることから、Ｓｉ含有量が増加するにつれて、マルテンサイト相分率が減少する傾向にある。したがって、Ｓｉはマルテンサイト相分率の調整に有用な元素である。一方で、その含有量が１．００％を超えるとフェライト相が脆くなり靭性が低下する。このため、Ｓｉの含有量は０．０５〜１．００％の範囲とする。より好ましくは、０．１１〜０．４０％である。
また、Ｓｉは、溶接熱影響部においては、δフェライト生成温度を減少させ、溶接熱影響部の低温靭性を低下させる元素である。このため、溶接熱影響部の低温靭性を良好にするためには、Ｓｉ含有量のより厳格な管理が必要となる。その含有量が０．５０％を超えると溶接熱影響部のδフェライトの生成を抑制することが困難となる。このため、良好な溶接熱影響部の低温靭性を得るためには、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。より好ましくは、０．１１〜０．４０％である。
Ｍｎ：０．０５〜２．５％
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、その含有量が増加すると、ステンレス鋼中のマルテンサイト相分率が増加する。その効果はＭｎの含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、本発明のステンレス鋼が、２．５％を超える量のＭｎを含有しても、そのＭｎを含むことにより得られる上記効果が飽和するばかりか、靭性が低下し、さらに、製造工程での脱スケール性が低下して表面性状に悪影響を及ぼす。さらに、２．５％を超える量のＭｎの含有は、腐食の発生起点となるＭｎＳの生成を促進し耐食性を低下させる。よって、Ｍｎの含有量は０．０５〜２．５％の範囲とする。より好ましくは、０．１１〜２．０％の範囲である。
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、その含有量が増加すると、ステンレス鋼中のマルテンサイト相分率が増加する。その効果はＭｎの含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、本発明のステンレス鋼が、２．５％を超える量のＭｎを含有しても、そのＭｎを含むことにより得られる上記効果が飽和するばかりか、靭性が低下し、さらに、製造工程での脱スケール性が低下して表面性状に悪影響を及ぼす。さらに、２．５％を超える量のＭｎの含有は、腐食の発生起点となるＭｎＳの生成を促進し耐食性を低下させる。よって、Ｍｎの含有量は０．０５〜２．５％の範囲とする。より好ましくは、０．１１〜２．０％の範囲である。
また、Ｍｎは、溶接熱影響部においては、δフェライト生成温度を上昇させ、溶接熱影響部の組織を微細化する元素である。このため、溶接熱影響部の低温靭性を良好にするためには、Ｍｎ含有量のより厳格な管理が必要となる。その含有量が１．０％以下では溶接熱影響部のδフェライトの生成を抑制することが困難となる。よって、良好な溶接熱影響部の低温靭性を得るためには、Ｍｎ含有量は１．０超〜２．５％の範囲とする。より好ましくは、１．２〜２．０％である。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、熱間加工性の点から少ない方が好ましい。本発明において、Ｐの含有量の許容される上限値は０．０４％である。より好ましい上限値は、０．０３５％である。
Ｐは、熱間加工性の点から少ない方が好ましい。本発明において、Ｐの含有量の許容される上限値は０．０４％である。より好ましい上限値は、０．０３５％である。
さらに、本発明では、Ｐ含有量の低減が溶接熱影響部の低温靭性を顕著に向上させる。これは、不純物の減少によって亀裂の伝播が抑制されるためと考えられる。その効果はＰ含有量が０．０２％未満に低減されることで得られる。よって、さらに好ましくは、Ｐの含有量の上限値は０．０２％未満である。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、熱間加工性および耐食性の点から少ない方が好ましい。本発明において、Ｓの含有量の許容される上限値は０．０２％である。より好ましい上限値は０．００５％である。
Ｓは、熱間加工性および耐食性の点から少ない方が好ましい。本発明において、Ｓの含有量の許容される上限値は０．０２％である。より好ましい上限値は０．００５％である。
Ａｌ：０．０１〜０．１５％
Ａｌは、一般的には脱酸のために有用な元素である。その効果はＡｌの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。一方、その含有量が０．１５％を超えると、大型のＡｌ系介在物が生成して表面欠陥の原因となる。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１５％の範囲とする。より好ましくは、０．０３〜０．１４％の範囲である。
Ａｌは、一般的には脱酸のために有用な元素である。その効果はＡｌの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。一方、その含有量が０．１５％を超えると、大型のＡｌ系介在物が生成して表面欠陥の原因となる。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１５％の範囲とする。より好ましくは、０．０３〜０．１４％の範囲である。
Ｃｒ：１０．０〜１３．０％
Ｃｒは、不動態皮膜を形成するため、耐食性を確保するうえで必須の元素である。その効果を得るためにはＣｒを１０．０％以上含有することが必要である。また、Ｃｒはフェライト安定化元素であり、マルテンサイト相分率を調整するために有用な元素である。しかし、Ｃｒの含有量が１３．０％を超えると、ステンレス鋼の製造コストが上昇するばかりでなく、十分なマルテンサイト相分率を得ることが困難となる。よって、Ｃｒ含有量は、１０．０〜１３．０％の範囲とする。より好ましくは、１０．５〜１２．５％である。
Ｃｒは、不動態皮膜を形成するため、耐食性を確保するうえで必須の元素である。その効果を得るためにはＣｒを１０．０％以上含有することが必要である。また、Ｃｒはフェライト安定化元素であり、マルテンサイト相分率を調整するために有用な元素である。しかし、Ｃｒの含有量が１３．０％を超えると、ステンレス鋼の製造コストが上昇するばかりでなく、十分なマルテンサイト相分率を得ることが困難となる。よって、Ｃｒ含有量は、１０．０〜１３．０％の範囲とする。より好ましくは、１０．５〜１２．５％である。
Ｎｉ：０．３〜５．０％
Ｎｉは、Ｍｎと同様に、オーステナイト安定化元素であり、マルテンサイト相分率の調整に有用な元素である。その効果はＮｉの含有量を０．３％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｉの含有量が５．０％を超えると、マルテンサイト相分率の制御が困難となり、靭性および加工性が低下する。よって、Ｎｉの含有量は０．３〜５．０％の範囲とする。
Ｎｉは、Ｍｎと同様に、オーステナイト安定化元素であり、マルテンサイト相分率の調整に有用な元素である。その効果はＮｉの含有量を０．３％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｉの含有量が５．０％を超えると、マルテンサイト相分率の制御が困難となり、靭性および加工性が低下する。よって、Ｎｉの含有量は０．３〜５．０％の範囲とする。
Ｎｉは、溶接熱影響部において、δフェライト生成温度を上昇させ、組織を微細化する元素である。その効果はＮｉ含有量を０．３％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｉ含有量が１．０％以上になると、溶接熱影響部が硬質化して、逆に溶接熱影響部の低温靭性が低下する。よって、Ｎｉの含有量は０．３〜１．０％未満の範囲とする。より好ましくは、０．４〜０．９％の範囲である。
Ｖ：０．００５〜０．１０％
Ｖは、窒化物を生成し、マルテンサイト相の靭性の低下を抑制する元素である。その効果はＶ含有量を０．００５％以上にすることで得られる。しかし、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、溶接部のテンパーカラーの直下にＶが濃縮し耐食性が低下する。よって、Ｖ含有量は０．００５〜０．１０％とする。より好ましくは、０．０１〜０．０６％である。
Ｖは、窒化物を生成し、マルテンサイト相の靭性の低下を抑制する元素である。その効果はＶ含有量を０．００５％以上にすることで得られる。しかし、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、溶接部のテンパーカラーの直下にＶが濃縮し耐食性が低下する。よって、Ｖ含有量は０．００５〜０．１０％とする。より好ましくは、０．０１〜０．０６％である。
Ｎｂ：０．０５〜０．４％
Ｎｂは、鋼中のＣおよびＮをＮｂの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出させることで固定し、Ｃｒの炭窒化物等の生成を抑制する効果を有する。Ｎｂは、耐食性、特に溶接部の耐食性を向上させる元素である。それらの効果は、Ｎｂの含有量を０．０５％以上にすることで得られる。一方で、Ｎｂの含有量が０．４％を超えると、熱間加工性が低下し、熱間圧延の負荷が増大し、さらに、熱延鋼板の再結晶温度が上がり、適切なオーステナイト相分率となる温度での焼鈍が困難になる。よって、Ｎｂの含有量は０．０５〜０．４％とする。より好ましくは、０．１０〜０．３０％である。
Ｎｂは、鋼中のＣおよびＮをＮｂの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出させることで固定し、Ｃｒの炭窒化物等の生成を抑制する効果を有する。Ｎｂは、耐食性、特に溶接部の耐食性を向上させる元素である。それらの効果は、Ｎｂの含有量を０．０５％以上にすることで得られる。一方で、Ｎｂの含有量が０．４％を超えると、熱間加工性が低下し、熱間圧延の負荷が増大し、さらに、熱延鋼板の再結晶温度が上がり、適切なオーステナイト相分率となる温度での焼鈍が困難になる。よって、Ｎｂの含有量は０．０５〜０．４％とする。より好ましくは、０．１０〜０．３０％である。
Ｎｂ含有量が０．２５％を超えると、溶接熱影響部において、Ｃ、Ｎを炭窒化物などに過剰に固定して、溶接熱影響部へのマルテンサイトの生成が阻害され、δフェライトの粗大化を促進して、低温靭性が低下する。よって、Ｎｂ含有量は０．０５〜０．２５％とする。より好ましくは、０．１０〜０．２０％である。
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、鋼中のＣおよびＮをＴｉの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出させることで固定し、Ｃｒの炭窒化物等の生成を抑制する効果を有する。本発明者らは、このうち粗大なＴｉＮが破壊起点となることで低温靭性を低下させることを明らかにした。この粗大なＴｉＮを減少させ、破壊起点を少なくすることが、本発明の重要な特徴のひとつである。これによって、平均結晶粒径の同じフェライト−マルテンサイト組織であってもより低温靭性の優れたステンレス鋼を得ることができる。特に、Ｔｉの含有量が０．１％を超えるとＴｉＮによる靭性低下が顕著となる。Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、一辺が１μｍ以上のＴｉＮの密度は７０個／ｍｍ２超となり、このＴｉＮによって靭性が低下すると考えられる。よって、Ｔｉ含有量は０．１％以下とした。より好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。本発明にとってＴｉは少ないほど好ましいので下限は０％である。また、一辺がＴｉＮの密度は１μｍ以上のＴｉＮの密度は７０個／ｍｍ２以下が適当であり、より好ましくは４０個／ｍｍ２以下である。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、鋼中のＣおよびＮをＴｉの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出させることで固定し、Ｃｒの炭窒化物等の生成を抑制する効果を有する。本発明者らは、このうち粗大なＴｉＮが破壊起点となることで低温靭性を低下させることを明らかにした。この粗大なＴｉＮを減少させ、破壊起点を少なくすることが、本発明の重要な特徴のひとつである。これによって、平均結晶粒径の同じフェライト−マルテンサイト組織であってもより低温靭性の優れたステンレス鋼を得ることができる。特に、Ｔｉの含有量が０．１％を超えるとＴｉＮによる靭性低下が顕著となる。Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、一辺が１μｍ以上のＴｉＮの密度は７０個／ｍｍ２超となり、このＴｉＮによって靭性が低下すると考えられる。よって、Ｔｉ含有量は０．１％以下とした。より好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。本発明にとってＴｉは少ないほど好ましいので下限は０％である。また、一辺がＴｉＮの密度は１μｍ以上のＴｉＮの密度は７０個／ｍｍ２以下が適当であり、より好ましくは４０個／ｍｍ２以下である。
溶接熱影響部においては、熱延焼鈍板と比較して結晶粒が粗大化しているため、わずかな破壊起点の存在によって大幅に低温靭性が低下する場合がある。粗大なＴｉＮの生成を抑制して、溶接熱影響部において十分な低温靭性を達成するためには、Ｔｉ含有量を０．０２％以下に厳しく抑制する必要がある。よって、Ｔｉ含有量は０．０２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下である。
本発明のステンレス鋼は、以上の成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物の具体例としては、Ｚｎ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．３％以下が挙げられる。
また、本発明のステンレス鋼は、上記成分に加えて、さらに、質量％でＣｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５％以下のうち１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間腐食を低減させる元素である。このため、本発明のステンレス鋼を高い耐食性が要求される用途に適用する場合には、Ｃｕを含むことが好ましい。しかし、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、熱間加工性が低下する。また、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、高温でのオーステナイト相が増加し、マルテンサイト相分率の制御が困難となるため、優れた低温靭性を得ることが困難となる。よって、本発明のステンレス鋼にＣｕを含有させる場合には、その上限を１．０％とする。また、耐食性の向上の効果を十分に発揮させるためには、Ｃｕの含有量が０．３％以上であることが好ましい。より好ましいＣｕ含有量の範囲は、０．３〜０．５％である。
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間腐食を低減させる元素である。このため、本発明のステンレス鋼を高い耐食性が要求される用途に適用する場合には、Ｃｕを含むことが好ましい。しかし、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、熱間加工性が低下する。また、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、高温でのオーステナイト相が増加し、マルテンサイト相分率の制御が困難となるため、優れた低温靭性を得ることが困難となる。よって、本発明のステンレス鋼にＣｕを含有させる場合には、その上限を１．０％とする。また、耐食性の向上の効果を十分に発揮させるためには、Ｃｕの含有量が０．３％以上であることが好ましい。より好ましいＣｕ含有量の範囲は、０．３〜０．５％である。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。このため、高い耐食性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合に、ステンレス鋼はＭｏを含むことが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、冷間圧延での加工性が低下するうえ、熱間圧延での肌荒れが起こり、表面品質が極端に低下する。よって、本発明のステンレス鋼にＭｏを含有させる場合には、その含有量の上限を１．０％とすることが好ましい。また、耐食性の向上の効果を十分に発揮させるためには、Ｍｏを０．０３％以上含有させることが有効である。より好ましいＭｏ含有量の範囲は、０．１０〜０．８０％である。
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。このため、高い耐食性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合に、ステンレス鋼はＭｏを含むことが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、冷間圧延での加工性が低下するうえ、熱間圧延での肌荒れが起こり、表面品質が極端に低下する。よって、本発明のステンレス鋼にＭｏを含有させる場合には、その含有量の上限を１．０％とすることが好ましい。また、耐食性の向上の効果を十分に発揮させるためには、Ｍｏを０．０３％以上含有させることが有効である。より好ましいＭｏ含有量の範囲は、０．１０〜０．８０％である。
溶接熱影響部においては、Ｍｏの含有が粗大なδフェライトの生成を促進する。溶接熱影響部の低温靭性を良好にするためには、Ｍｏ含有量を０．５％未満とすることが好ましい。
Ｗ：１．０％以下
Ｗは、耐食性を向上させる元素である。このため、高い耐食性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合、ステンレス鋼はＷを含むことが好ましい。その効果はＷの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｗの含有量が過剰になると、強度が上昇し、製造性が低下する。よって、Ｗの含有量は１．０％以下とした。
Ｗは、耐食性を向上させる元素である。このため、高い耐食性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合、ステンレス鋼はＷを含むことが好ましい。その効果はＷの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｗの含有量が過剰になると、強度が上昇し、製造性が低下する。よって、Ｗの含有量は１．０％以下とした。
Ｃｏ：０．５％以下
Ｃｏは、靭性を向上させる元素である。このため、特に高い靭性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合に、ステンレス鋼はＣｏを含むことが好ましい。その効果はＣｏの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃｏの含有量が過剰になると製造性が低下する。よって、Ｃｏの含有量は０．５％以下とした。
Ｃｏは、靭性を向上させる元素である。このため、特に高い靭性が要求される用途に本発明のステンレス鋼を適用する場合に、ステンレス鋼はＣｏを含むことが好ましい。その効果はＣｏの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃｏの含有量が過剰になると製造性が低下する。よって、Ｃｏの含有量は０．５％以下とした。
また、本発明のステンレス鋼は、上記成分に加えて、さらに、質量％でＣａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物析出によるノズルの閉塞を抑制する元素である。その効果はＣａの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃａを過剰に含有すると、水溶性介在物であるＣａＳが生成し、耐食性が低下する。よって、Ｃａの含有量は０．０１％以下が好ましい。
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物析出によるノズルの閉塞を抑制する元素である。その効果はＣａの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃａを過剰に含有すると、水溶性介在物であるＣａＳが生成し、耐食性が低下する。よって、Ｃａの含有量は０．０１％以下が好ましい。
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは二次加工脆性を改善する元素であり、その効果を得るためにはＢの含有量を０．０００１％以上にする。しかし、Ｂを過剰に含有すると、固溶強化による延性低下を引き起こす。よってＢの含有量は０．０１％以下とした。
Ｂは二次加工脆性を改善する元素であり、その効果を得るためにはＢの含有量を０．０００１％以上にする。しかし、Ｂを過剰に含有すると、固溶強化による延性低下を引き起こす。よってＢの含有量は０．０１％以下とした。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性の向上に寄与する元素である。その効果は、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｇを過剰に含有すると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇの含有量は０．０１％以下とした。
Ｍｇはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性の向上に寄与する元素である。その効果は、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｇを過剰に含有すると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇの含有量は０．０１％以下とした。
ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは耐酸化性を向上して、酸化スケールの形成を抑制する元素である。酸化スケールの形成を抑制する観点からは、ＲＥＭの中でも、特にＬａおよびＣｅの使用が有効である。その効果はＲＥＭの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、ＲＥＭを過剰に含有すると、酸洗性などの製造性が低下するうえ、製造コストの増大を招く。よってＲＥＭの含有量は０．０５％以下とした。
ＲＥＭは耐酸化性を向上して、酸化スケールの形成を抑制する元素である。酸化スケールの形成を抑制する観点からは、ＲＥＭの中でも、特にＬａおよびＣｅの使用が有効である。その効果はＲＥＭの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、ＲＥＭを過剰に含有すると、酸洗性などの製造性が低下するうえ、製造コストの増大を招く。よってＲＥＭの含有量は０．０５％以下とした。
続いて、本発明のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の鋼組織について説明する。なお、鋼組織中の各相の含有量を表す％は体積％とする。
マルテンサイト相の含有量が体積率で５〜９５％
本発明のステンレス鋼では、マルテンサイト相を含むことで結晶粒が微細化され、低温靭性が向上する。図１に示したように、マルテンサイト相の含有量が体積率で５％未満又は９５％超では平均結晶粒径が１０．０μｍを超え、結晶粒の微細化による靭性の向上が望めない。よって、マルテンサイト相の含有量は体積率で５〜９５％とした。より好ましくは、１５〜９０％であり、最も好ましくは３０〜８０％である。マルテンサイト相の含有量が３０〜８０％であれば、図１に示す通り、平均結晶粒径が非常に小さくなり、低温靭性の大幅な向上を実現できる。
本発明のステンレス鋼では、マルテンサイト相を含むことで結晶粒が微細化され、低温靭性が向上する。図１に示したように、マルテンサイト相の含有量が体積率で５％未満又は９５％超では平均結晶粒径が１０．０μｍを超え、結晶粒の微細化による靭性の向上が望めない。よって、マルテンサイト相の含有量は体積率で５〜９５％とした。より好ましくは、１５〜９０％であり、最も好ましくは３０〜８０％である。マルテンサイト相の含有量が３０〜８０％であれば、図１に示す通り、平均結晶粒径が非常に小さくなり、低温靭性の大幅な向上を実現できる。
マルテンサイト相の含有量の制御は、焼鈍温度とその温度におけるオーステナイト相分率（体積％で表すオーステナイト相の含有量）の制御によって達成される。本発明では、熱間圧延後にフェライト相とマルテンサイト相であった組織に対して、適切な温度条件で焼鈍を行うことで、マルテンサイト相の一部をオーステナイト相に逆変態させ、結晶粒を微細化し、さらに、焼鈍後の冷却過程でオーステナイト相が再びマルテンサイト相に変態し、より微細な結晶粒を生成する。焼鈍温度におけるオーステナイト相はその後の冷却によってすべてマルテンサイトに変態する。焼鈍温度における適度なオーステナイト相分率は５〜９５％である。焼鈍温度でのオーステナイト相分率が小さすぎれば、逆変態が起こる量が少なく結晶粒の微細化効果は不十分となる。焼鈍温度でのオーステナイト相分率が大きすぎれば、逆変態した後にオーステナイト相が粒成長してしまい、微細な結晶粒は得られない。
１０．５≦Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ≦１３．５ （Ｉ）、１．５≦３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ≦６．０ （ＩＩ）
マルテンサイト相分率（マルテンサイト相の含有量）はいわゆるＣｒ当量（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ）およびＮｉ当量（３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ）によって調整が可能である。本発明ではＣｒ当量を用いた（Ｉ）式と、Ｎｉ当量を用いた（ＩＩ）式を定め、それぞれの範囲を規定している。ここで、Ｃｒ当量が１０．５未満では、Ｃｒ当量が少なすぎるため、マルテンサイト相分率を適切な範囲とするためのＮｉ当量の調整が難しくなる。一方、（Ｉ）式のＣｒ当量が１３．５％超では、Ｃｒ当量が多すぎ、Ｎｉ当量を増加しても、適切なマルテンサイト相分率を得ることが困難となる。よって、（Ｉ）式のＣｒ当量は１０．５以上、１３．５以下とした。より好ましくは１１．０以上、１２．５以下である。Ｎｉ当量も同様に、１．５未満、および、６．０超では、適切なマルテンサイト相分率を得ることが困難となる。よって、（ＩＩ）式のＮｉ当量は１．５以上、６．０以下とした。より好ましくは２．０以上、５．０以下である。
マルテンサイト相分率（マルテンサイト相の含有量）はいわゆるＣｒ当量（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ）およびＮｉ当量（３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ）によって調整が可能である。本発明ではＣｒ当量を用いた（Ｉ）式と、Ｎｉ当量を用いた（ＩＩ）式を定め、それぞれの範囲を規定している。ここで、Ｃｒ当量が１０．５未満では、Ｃｒ当量が少なすぎるため、マルテンサイト相分率を適切な範囲とするためのＮｉ当量の調整が難しくなる。一方、（Ｉ）式のＣｒ当量が１３．５％超では、Ｃｒ当量が多すぎ、Ｎｉ当量を増加しても、適切なマルテンサイト相分率を得ることが困難となる。よって、（Ｉ）式のＣｒ当量は１０．５以上、１３．５以下とした。より好ましくは１１．０以上、１２．５以下である。Ｎｉ当量も同様に、１．５未満、および、６．０超では、適切なマルテンサイト相分率を得ることが困難となる。よって、（ＩＩ）式のＮｉ当量は１．５以上、６．０以下とした。より好ましくは２．０以上、５．０以下である。
上記の通り、本発明のステンレス鋼の鋼組織は、フェライトおよびマルテンサイトの２相からなるが、本発明の効果を害さない範囲であれば他の相を含んでもよい。他の相としては、オーステナイト相およびσ相等が挙げられる。その他の相の含有量の合計が、体積率で１０％以下であれば本発明の効果を害さないと考えられる。好ましくは、体積率で７％以下である。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （ＩＩＩ）
本発明において、溶接熱影響部における粗大なδフェライトの生成は、（ＩＩＩ）式左辺で表されるδフェライト生成温度を調整することで制御する。これは、いわゆるＣｒ当量、Ｎｉ当量では、δフェライト生成温度を正確に制御することは困難であるためである。
本発明において、溶接熱影響部における粗大なδフェライトの生成は、（ＩＩＩ）式左辺で表されるδフェライト生成温度を調整することで制御する。これは、いわゆるＣｒ当量、Ｎｉ当量では、δフェライト生成温度を正確に制御することは困難であるためである。
図６に本発明鋼（Ｃ：０．０１％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：２．０％、Ｃｒ：１２％、Ｎｂ：０．２％、Ｎ：０．０１％）の状態図の一例を示す（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ Ｓｏｔｗａｒｅ ＡＢ社製計算ソフトＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃを用いて計算）。本発明においては、δフェライト生成温度はおおむね１３００℃近辺に存在する。溶接熱影響部がこの温度以上に長時間保持されると溶接熱影響部においてδフェライトが粗大化する。通常のＣｒ当量、Ｎｉ当量は、焼鈍温度近辺での各元素の影響を定式化したものであり、溶接熱影響部のような高温でのδフェライトの生成しやすさを評価することができない。そこで、本発明では、δフェライト生成温度におよぼす各含有元素の寄与をそれぞれの状態図から求め、（ＩＩＩ）式左辺のように定式化した。図２に示したように、δフェライト生成温度が１２７０℃を超えると、溶接熱影響部の吸収エネルギーの最小値が１０Ｊ以上となり、低温靭性が良好となった。低温靭性が良好となった溶接熱影響部に生成したδフェライトの結晶粒径は、最大でも５０μｍ以下であった。よって、（ＩＩＩ）式の右辺を１２７０として（ＩＩＩ）の不等式を定めた。
次に、本発明に係るステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明のステンレス鋼を高効率で製造することができる方法として、上記成分組成に溶製した鋼を連続鋳造等によりスラブとした後、このスラブを熱延コイルとし、これを焼鈍した後、デスケーリング（ショットブラストおよび、酸洗等）を行って、ステンレス鋼とする方法が推奨される。具体的には以下に説明する。
まず、本発明の成分組成に調整した溶鋼を、転炉または電気炉等の通常用いられる公知の溶製炉にて溶製し、次いで、真空脱ガス（ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈｅｒａｅｕｓ）法）、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法、ＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法等の公知の精錬方法で精錬し、次いで、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法で鋼スラブ（鋼素材）とする。鋳造法は、生産性および品質の観点から連続鋳造が好ましい。また、スラブ厚は、後述する熱間粗圧延での圧下率を確保するために、１００ｍｍ以上とすることが好ましい。より好ましい範囲は２００ｍｍ以上である。
ここで、溶接熱影響部の低温靭性を良好とするためには、上記の通り、Ｔｉの含有量を０．０２％以下に抑制することが必須要件である。通常の溶製方法では不可避的不純物として混入するＴｉの含有量が０．０２％を超える場合があるため、Ｔｉの混入を厳しく制限する溶製方法をとらなければならない。具体的にはスクラップを使わないか、スクラップを使う場合は、スクラップのＴｉ含有量を分析してスクラップのＴｉ総量を制御して使用する。さらに、Ｔｉを含む鋼種を溶製した直後には溶鋼を溶製しないなどの方法を採用する必要がある。
次いで、鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする。スラブ加熱温度は、熱延鋼板の肌荒れ防止のためには高いほうが望ましい。しかし、スラブ加熱温度が１３００℃を超えるとクリープ変形によるスラブの形状変化が著しくなり製造が困難となることに加えて、結晶粒が粗大化して熱延鋼板の靭性が低下する。一方、スラブ加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延での負荷が高くなり、熱間圧延での肌荒れが著しくなるうえ、熱間圧延中の再結晶が不十分となり、熱延鋼板の靭性が低下する。
熱間圧延における熱間粗圧延の工程は、９００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う。好ましくは、９２０℃超の温度域で、圧下率が３２％以上である。
この強圧下圧延により、鋼板の結晶粒が微細化され、靭性が向上する。熱間粗圧延の後、常法に従い、仕上圧延を行う。
熱間圧延により製造した板厚２．０〜８．０ｍｍ程度の熱延鋼板を、７００〜９００℃の温度で焼鈍する。その後、酸洗を施してもよい。熱延鋼板の焼鈍温度が７００℃未満では、再結晶が不十分となる上、マルテンサイト相からオーステナイト相への逆変態が起こりにくく、その量も少なくなるため、十分な低温靭性が得られない。一方、熱延鋼板の焼鈍温度が９００℃を超えると焼鈍後にオーステナイト単相となり、結晶粒の粗大化が著しく、靭性が低下する。熱延鋼板の焼鈍は、いわゆる箱焼鈍により１時間以上保持するのが好ましい。さらに好ましくは、７１０〜８５０℃、５〜１０時間である。
本発明に係るステンレス鋼の溶接には、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接をはじめとするアーク溶接、シーム溶接、スポット溶接等の抵抗溶接、レーザー溶接等、通常の溶接方法は全て適用可能である。
表１に示す成分組成を有するステンレス鋼を、実験室において真空溶製した。溶製した鋼塊を１２００℃に加熱し、９００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う粗圧延を含む熱間圧延により厚みが５ｍｍの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板に、７８０℃で１０時間の焼鈍を行った後、ショットブラストおよび酸洗を行ってスケールを除去した。この焼鈍条件は、本発明例のマルテンサイト相分率が５〜９５％の範囲になるように選択した。
スケールを除去した上記熱延鋼板から、２０ｍｍ×１０ｍｍの形状でＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を採取し、王水により組織を現出させ観察した。観察した組織から、切断法によりそれぞれの供試材の平均結晶粒径を測定した。平均結晶粒径の測定方法は具体的には以下の通りである。光学顕微鏡を用いて、１００倍の倍率で組織を現出させた断面を５視野撮影した。撮影した写真に、縦横５本ずつの線分を記入し、線分の合計の長さをその線分が結晶粒界と交差した数で除して平均結晶粒径とした。結晶粒径の測定においては、フェライト結晶粒、マルテンサイト結晶粒は特に区別しなかった。それぞれの供試材の平均結晶粒径を表２に示す。
さらに、ＥＰＭＡ（electron probe microanalyzer）を用いてＬ断面のＮｉおよびＣｒの元素分布を測定した。測定例を図７に示す。Ｎｉが濃化（写真では白っぽく見える）し、Ｃｒが減少した（写真では黒っぽく見える）箇所をマルテンサイト相と判断した。熱延前の加熱温度および焼鈍温度においてオーステナイト相である領域には、オーステナイト相を安定化させる元素（たとえば、Ｎｉ、Ｍｎなど）が濃化し、フェライト相を安定化させる元素（たとえばＣｒなど）が減少するので、オーステナイト相とフェライト相でいくつかの元素の濃度に差異が生じる。焼鈍温度にてオーステナイト相であった領域はその後の冷却によりマルテンサイト相に変態するので、マルテンサイト相ではＮｉが濃化し、Ｃｒが減少する。そのため、ＥＰＭＡにより、Ｎｉの濃化とＣｒの減少が確認された領域をマルテンサイト相と判断した。ＥＰＭＡで測定したＮｉの濃度分布を用いて、画像処理により白っぽい領域の面積を測定し、マルテンサイト相分率を求めた。結果を表１に示す。（ＩＩ）式中の３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎの大きいものほど、マルテンサイト相分率が大きくなる傾向が認められた。
さらに、光学顕微鏡を用いて４００μｍ四方で１０視野の組織を観察した。観察した組織から、一辺の長さが１μｍ以上の立方体形状の介在物をＴｉＮと判断して、その個数を数え、１ｍｍ２あたりのＴｉＮの個数を計算した。結果を表２に示す。本発明例では、一辺が１μｍ以上のＴｉＮの密度は７０個／ｍｍ２以下であった。より好ましくは４０個／ｍｍ２以下である。
スケールを除去した熱延鋼板から、Ｃ方向（圧延方向と垂直方向）のシャルピー試験片をそれぞれ３本作製し、−５０℃においてシャルピー試験を行った。シャルピー試験片は５ｍｍ（厚み）×５５ｍｍ（幅）×１０ｍｍ（長さ）のサブサイズ試験片とした。供試材ごとに３回の試験を行い、平均の吸収エネルギーを求めた。求めた吸収エネルギーを表２に示す。本発明例では、いずれも２５Ｊ以上の吸収エネルギーが得られており、低温靭性が良好であることがわかる。これに対して、比較例のＮｏ．２７はＴｉ、Ｎｏ．２８はＭｎ、Ｎｏ．２９はＣｒ、Ｎｏ．３０はＮｉ、Ｎｏ．３１はＣとＮ、Ｎｏ．３６はＮｂとＶがそれぞれ本発明の範囲から外れているため、低温靭性が２５Ｊよりも低かった。また、比較例のＮｏ．３２〜Ｎｏ．３５、Ｎｏ．Ｓ１は、式（Ｉ）、または、式（ＩＩ）が本発明の範囲から外れているため、低温靭性が２５Ｊよりも低かった。
スケールを除去した熱延鋼板から、６０ｍｍ×８０ｍｍの試験片を採取し、裏面および端部５ｍｍを耐水テープで被覆し、塩水噴霧試験を行った。塩水濃度は５％ＮａＣｌ、試験温度は３５℃、試験時間は２４ｈとした。塩水噴霧試験を行った後、試験面を撮影し、撮影した写真上で錆の発生した部分を黒、錆の発生しなかった部分を白に変換して、画像処理により腐食面積率を測定した。求めた腐食面積率を表２に示す。腐食面積率が１５％以下のものを良好な耐食性を有すると評価した。本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．２６はいずれも耐食性が良好であった。比較例のうち、Ｍｎが本発明の範囲から外れるＮｏ．２８、ＣとＮが本発明の範囲から外れるＮｏ．３１、ＮｂとＶが本発明の範囲から外れるＮｏ．３６、Ｃｒが本発明の範囲から外れるＮｏ．Ｓ１、Ｖが本発明の範囲から外れるＮｏ．Ｓ２が、耐食性が不良であった。
スケールを除去した熱延鋼板から、圧延方向と平行にＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、引張試験を行い、加工性を評価した。得られた伸びの値を表２に示す。伸びが１５．０％以上のものを良好な加工性を有すると評価した。本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．２６はいずれも加工性が良好であった。比較例のうち、Ｎｉが本発明の範囲から外れるＮｏ．３０、ＣとＮが本発明の範囲から外れるＮｏ．３１、式（ＩＩ）が本発明の範囲から外れるＮｏ．３５、ＮｂとＶが本発明の範囲から外れるＮｏ．３６、Ｎｂが本発明の範囲から外れるＮｏ．Ｓ３が、加工性が不良であった。
以上の結果より、本発明によれば、低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られることが確認できた。
表３に示す成分組成の厚さ２５０ｍｍの鋼スラブを真空溶製した。作製した鋼スラブを１２００℃に加熱した後、９パスの熱間圧延により厚さが５ｍｍの熱延鋼板とした。粗圧延を含む熱延条件を表４に示す。得られた熱延鋼板に、表４に示す条件で焼鈍を行った後、ショットブラストおよび酸洗を行ってスケールを除去した。
スケールを除去した上記熱延鋼板から、２０ｍｍ×１０ｍｍの形状でＬ断面を採取し、王水により組織を現出させ観察した。観察した組織から、切断法によりそれぞれの供試材の平均結晶粒径を測定した。それぞれの平均結晶粒径を表４に示す。
さらに、ＥＰＭＡを用いてＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）のＮｉの元素分布を測定した。Ｎｉが濃化した箇所をマルテンサイトと判断して、マルテンサイト相分率を画像処理により求めた。結果を表４に示す。
さらに、光学顕微鏡を用いて４００μｍ四方で１０視野の組織を観察した。観察した組織から、一辺の長さが１μｍ以上の立方体形状の介在物をＴｉＮと判断して、その個数を数え、１ｍｍ２あたりのＴｉＮの個数を計算した。結果を表４に示す。
スケールを除去した熱延鋼板から、Ｃ方向（圧延方向と垂直方向）のシャルピー試験片をそれぞれ３本作製し、−５０℃においてシャルピー試験を行った。シャルピー試験片は５ｍｍ（厚み）×５５ｍｍ（幅）×１０ｍｍ（長さ）のサブサイズ試験片とした。供試材ごとに３回の試験を行い、平均の吸収エネルギーを求めた。求めた吸収エネルギーを表４に示す。本発明例では、いずれも２５Ｊ以上の吸収エネルギーが得られており、低温靭性が良好であることがわかる。比較例であるＮｏ．Ｄ、Ｎｏ．Ｅでは、９００℃超の最大圧下率が３０％以下であるため、９００℃以下の最大圧下率が３０％以上であっても、平均結晶粒径が大きく、−５０℃の吸収エネルギーが２５Ｊ以下となった。比較例であるＮｏ．Ｆは焼鈍温度が低いために、マルテンサイト相分率が５％未満となり、−５０℃の吸収エネルギーが２５Ｊ以下となった。比較例であるＮｏ．Ｊは焼鈍温度が高いために、マルテンサイト相分率が９５％超となり、−５０℃の吸収エネルギーが２５Ｊ以下となった。比較例であるＮｏ．Ｋは焼鈍時間が１時間未満であり、焼鈍による変態・再結晶が不十分であった。そのため、マルテンサイト相分率、および平均結晶粒径の測定が不可能であった。その結果、Ｎｏ．Ｋの−５０℃の吸収エネルギーは２５Ｊ以下であった。
スケールを除去した熱延鋼板から、６０ｍｍ×８０ｍｍの試験片を採取し、裏面および端部５ｍｍを耐水テープで被覆し、塩水噴霧試験を行った。塩水濃度は５％ＮａＣｌ、試験温度は３５℃、試験時間は２４ｈとした。塩水噴霧試験を行った後、試験面を撮影し、撮影した写真上で錆の発生した部分を黒、錆の発生しなかった部分を白に変換して、画像処理により腐食面積率を測定した。求めた腐食面積率を表４に示す。腐食面積率が１５％以下のものを良好な耐食性を有すると評価した。本発明例ではいずれも耐食性が良好であった。比較例のうち、焼鈍温度の高いＮｏ．Ｊと、焼鈍が不十分であったＮｏ．Ｋの耐食性が不良であった。
スケールを除去した熱延鋼板から、圧延方向と平行にＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、引張試験を行い、加工性を評価した。得られた伸びの値を表４に示す。伸びが１５．０％以上のものを良好な加工性を有すると評価した。本発明例ではいずれも加工性が良好であった。比較例のうち、マルテンサイト相分率の高いＮｏ．Ｊと、焼鈍が不十分であったＮｏ．Ｋの加工性が不良であった。
以上の結果より、本発明によれば、低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られることが確認できた。
表５に示す成分組成を有するステンレス鋼を、実験室において真空溶製した。溶製した鋼塊を１２００℃に加熱し、９００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う粗圧延を含む熱間圧延により厚み５ｍｍの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板に、７８０℃で１０時間の焼鈍を行った後、ショットブラストおよび酸洗を行ってスケールを除去した。
これらのスケールを除去した熱延焼鈍板から、２０ｍｍ×１０ｍｍの形状でＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を採取し、王水により組織を現出させ観察した。観察した組織から、切断法によりそれぞれの供試材の平均結晶粒径を測定した。それぞれの平均結晶粒径を表６に示す。
さらに、ＥＰＭＡを用いてＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）のＮｉの元素分布を測定した。Ｎｉが濃化した箇所をマルテンサイトと判断して、マルテンサイト相分率を画像処理により求めた。結果を表５に示す。
さらに、光学顕微鏡を用いて４００μｍ四方で１０視野の組織を観察した。観察した組織から、一辺の長さが１μｍ以上の立方体形状の介在物をＴｉＮと判断して、その個数を数え、１ｍｍ２あたりのＴｉＮの個数を計算した。結果を表６に示す。
スケールを除去した熱延鋼板から、Ｃ方向（圧延方向と垂直方向）のシャルピー試験片をそれぞれ３本作製し、−５０℃においてシャルピー試験を行った。シャルピー試験片は５ｍｍ（厚み）×５５ｍｍ（幅）×１０ｍｍ（長さ）のサブサイズ試験片とした。供試材ごとに３回の試験を行い、平均の吸収エネルギーを求めた。求めた吸収エネルギーを表６に示す。表６のＮｏ．３８〜Ｎｏ．５６は、いずれも２５Ｊ以上の吸収エネルギーが得られており、低温靭性が良好であることがわかる。
スケールを除去した熱延鋼板から、６０ｍｍ×８０ｍｍの試験片を採取し、裏面および端部５ｍｍを耐水テープで被覆し、塩水噴霧試験を行った。塩水濃度は５％ＮａＣｌ、試験温度は３５℃、試験時間は２４ｈとした。塩水噴霧試験を行った後、試験面を撮影し、撮影した写真上で錆の発生した部分を黒、錆の発生しなかった部分を白に変換して、画像処理により腐食面積率を測定した。求めた腐食面積率を表６に示す。表６のＮｏ．３８〜Ｎｏ．５６はいずれも腐食面積率が１５％以下であり、耐食性が良好であった。
スケールを除去した熱延鋼板から、圧延方向と平行にＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、引張試験を行い、加工性を評価した。得られた伸びの値を表６に示す。表６のＮｏ．３８〜Ｎｏ．５６はいずれも伸びが１５．０％以上であり、加工性が良好であった。
スケールを除去した熱延鋼板から、３００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、付き合わせたときに６０°のＶ字開先となるように３００ｍｍ辺の端面を３０°研削した。加工した端面を突合せて、入熱０．７ｋＪ/ｍｍ、溶接速度６０ｃｍ／ｍｉｎとしてＭＩＧ溶接を行った。シールドガスは１００％Ａｒとした。溶接ワイヤは１．２ｍｍφのＹ３０９Ｌ（ＪＩＳ Ｚ ３３２１）を用いた。溶接方向はＬ方向とした。
溶接ビードを含む厚み５ｍｍ×幅５５ｍｍ×長さ１０ｍｍのサブサイズのシャルピー試験片を作製した。ノッチ位置は板厚に対して溶融部が５０％となる位置とした。ノッチ形状は２ｍｍのＶノッチとした。シャルピー衝撃試験は、−５０℃において９回実施した。
表６に９回のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの最小値を示す。表６のＮｏ．３８〜Ｎｏ．５０は、いずれも溶接熱影響部の吸収エネルギーが１０Ｊ以上となっており、請求項４ないし請求項８に従えば、溶接熱影響部の低温靭性が良好となることが分かる。特に、Ｐが０．０２％未満であるＮｏ．５０は、溶接熱影響部の吸収エネルギーが５０Ｊ以上であり、きわめて優れた溶接熱影響部の低温靭性を示した。Ｎｏ．５１はＴｉ、Ｎｏ．５２はＭｎ、Ｎｏ．５３はＮ、Ｎｏ．５４はＮｉ、Ｎｏ．５５はＮｂ、Ｎｏ．５６は（ＩＩＩ）式がそれぞれ請求項４の範囲から外れているため、溶接熱影響部の吸収エネルギーが１０Ｊよりも低く、溶接熱影響部の低温靭性が不十分となった。
以上の結果より、本発明によれば、溶接熱影響部の低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼も得られることが確認できた。
本発明によれば、安価かつ高効率に生産することができ、寒冷地において石炭や油類などを運ぶ貨車のボディ用途材料として好適な低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法が得られる。
さらに、請求項４に記載の特徴を有する本発明は、溶接熱影響部の低温靭性にも優れた溶接構造材用フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られる。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎ：０．００５〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．５％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１５％、
Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、
Ｎｉ：０．３〜５．０％、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０５〜０．４％、
Ｔｉ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
下記不等式（Ｉ）および（ＩＩ）を満たし、
フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有し、
前記マルテンサイト相の含有量が体積％で５〜９５％であることを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
１０．５≦Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ≦１３．５ （Ｉ）
１．５≦３０×（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ≦６．０ （ＩＩ）
ここで、前記不等式（Ｉ）中のＣｒおよびＳｉ、並びに前記不等式（ＩＩ）中のＣ、Ｎ、ＮｉおよびＭｎは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下およびＣｏ：０．５％以下のうち１種又は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−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
- 質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうち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又は請求項２に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
- 質量％で、
前記Ｎ含有量が０．００５〜０．０１５％であり、
前記Ｓｉ含有量が０．０５〜０．５０％であり、
前記Ｍｎ含有量が１．０超〜２．５％であり、
前記Ｎｉ含有量が０．３％以上１．０％未満であり、
前記Ｎｂ含有量が０．０５〜０．２５％であり、
前記Ｔｉ含有量が０．０２％以下であり、
さらに、下記式（ＩＩＩ）を満たすことを特徴とする請求項１に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０ （ＩＩＩ）
なお、式（ＩＩＩ）中のＣ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮｉは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、前記Ｐ含有量がＰ：０．０２％未満であることを特徴とする請求項４に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
- 質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％未満、Ｗ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５％以下のうち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４または５に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
- 質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下のうち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４〜６のいずれかに記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
- 請求項１〜７のいずれかに記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法であって、鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱した後、９００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う熱間粗圧延を含む熱間圧延を行い、７００〜９００℃の温度で１時間以上の焼鈍を行うことを特徴とするフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼の製造方法。
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