JPWO2019087761A1 - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

より靭性に優れ、かつ、耐食性に優れた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。Ｃ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．３００％、Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、Ｎｉ：０．７５〜１．５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％を含有し、かつ、下記式（１）からなるγＩ［％］が６５％以上であり、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、金属組織の平均結晶粒径が４５μｍ以下である。前記成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延を行い、７５０〜１０５０℃で熱延板焼鈍することで製造される。γＩ［％］＝２４Ｎｉ＋１２Ｍｎ＋６Ｃｕ−１８Ｓｉ−１２Ｃｒ−１２Ｍｏ＋１８８ （１）なお、式（１）中のＮｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓｉ、ＣｒおよびＭｏは、各成分の含有量（質量％）をあらわし、含有しない場合は０とする。

Description

本発明は、フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、特にフランジ用部材の使途に有用な、靭性に優れ、かつ、耐食性に優れた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。
自動車の排気ガス経路は、エキゾーストマニホールド、マフラー、触媒、フレキシブルチューブ、センターパイプおよびフロントパイプ等、様々な部品から構成されている。これらの部品を接続する場合、フランジと呼ばれる締結部品が使用されることが多い。このような排気系部品に適用されるフランジは十分な剛性を有する必要がある。このことから、このような排気系部品には厚肉（例えば板厚で５ｍｍ以上）のフランジが適用されている。
また、フランジはプレス成形の他、打ち抜き等の加工によって製造されており、普通鋼が用いられてきた。
さらに、近年では、ＥＧＲ（Ｅｘｈａｕｓｔ Ｇａｓ Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ、ＥＧＲ）システムといった高温の排気ガスに曝される部品に適用するフランジ材には十分な耐食性が求められている。そのため、普通鋼に比べて耐食性に優れるステンレス鋼、特に熱膨張率が比較的小さく熱応力が発生しにくいフェライト系ステンレス鋼の適用が検討されている。結果、厚肉のフランジに適用可能な板厚の大きい（例えば板厚で５ｍｍ以上）フェライト系ステンレス鋼板が強く求められている。
しかしながら、板厚の大きいフェライト系ステンレス鋼は低温靭性の課題がある。例えば、フランジ製造時のプレス割れが冬季に多く発生している。これらのことから、板厚の大きいフェライト系ステンレス鋼の靭性の改善が強く求められている。
このような市場要求に対し、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１０％以上〜１８％未満を含有し、さらにＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）〜０．７５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、γpが７０％以上かつ、フェライト粒径が２０μｍ以下、マルテンサイト生成量が７０％以下となることを特徴とする靭性（−４０℃でのシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上）に優れたステンレス鋼板が開示されている。
なお、γp（％）は下記（ｉ）式（特許文献１では（１）式と表記）を用いて評価する。
γp＝４２０(％Ｃ)＋４７０(％Ｎ)＋２３(％Ｎｉ)＋９(％Ｃｕ)＋７(％Ｍｎ)−１１．５(％Ｃｒ)−１１．５(％Ｓｉ)−１２(％Ｍｏ)−２３(％Ｖ)−４７(％Ｎｂ)−４９(％Ｔｉ)−５２(％Ａｌ)＋１８９ （ｉ）
なお、（％Ｘ）は、各成分Ｘの質量割合を示す。
特開２０１６−１９１１５０号公報
しかし、本発明者らが特許文献１に記載されるステンレス鋼板を用いてバーリング加工部を有する厚肉のフランジ形状への加工を試みたところ、バーリング加工部に割れが生じ、所定のフランジ形状を得ることができない場合があり、厚肉のフランジに適用するには十分ではないことが明らかとなった。
本発明はかかる事情に鑑み、より靭性に優れ、かつ、耐食性に優れた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。
なお、本発明において、より靭性に優れるとは、−５０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上であることを意味する。また、本発明において、耐食性に優れるとは、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験を３サイクル実施した後の発錆率が２５％以下であることを意味する。
本発明者らは、上記課題を解決するために詳細な検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
割れを発生させることなくバーリング加工部を有する厚肉のフランジへ加工するためには、金属組織を微細化し−５０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上であることが有効である。具体的には、金属組織の平均結晶粒径を４５μｍ以下にすることで、バーリング加工部を有する厚肉のフランジへ加工する際のバーリング加工部での割れの発生を効果的に抑制することができ、バーリング加工部を有する厚肉のフランジへ十分に実用化できる。
そして、適切な鋼成分、具体的にはＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ等を適切な範囲に制御した鋼成分組成を有するスラブを、１０５０〜１２５０℃で加熱した後、熱間圧延し、適切な温度で熱延板焼鈍を行うことが、金属組織を微細化し−５０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上を得る上で有効な手段である。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．３００％、Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、Ｎｉ：０．７５〜１．５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％を含有し、かつ、下記式（１）からなるγＩ［％］が６５％以上であり、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、金属組織の平均結晶粒径が４５μｍ以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
γＩ［％］＝２４Ｎｉ＋１２Ｍｎ＋６Ｃｕ−１８Ｓｉ−１２Ｃｒ−１２Ｍｏ＋１８８ （１）
なお、式（１）中のＮｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓｉ、ＣｒおよびＭｏは、各成分の含有量（質量％）をあらわし、含有しない成分は０とする。
［２］前記成分組成に加えて、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜０．２０％の１種または２種以上を含有する、上記［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［３］前記成分組成に加えて、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０％の１種または２種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［４］前記成分組成に加えて、質量％で、ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有する、上記［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［５］上記［１］〜［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼スラブに対して、１０５０〜１２５０℃で加熱後、熱間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７５０〜１０５０℃で熱延板焼鈍する熱延板焼鈍工程とを有する、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明によれば、より靱性に優れ、かつ、耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られる。本発明のフェライト系ステンレス鋼板は厚肉のフランジ等の使途に好適に用いることができる。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、板厚５．０ｍｍの各種フェライト系ステンレス鋼板を用いて、３０ｍｍφのフランジ孔部をブランクまま（打ち抜いたまま）の鋼板表面から１０ｍｍ持ち上げるバーリング加工部を有するフランジへ成形した際に割れが発生した原因について詳細に検討した。その結果、−５０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上の鋼板では割れが発生せず、割れが発生した鋼板では−５０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２未満であった。このように、低靭性が割れの原因であることを知見した。
さらに、本発明者らは、この低靭性と金属組織の関係を詳細に検討した。その結果、鋼板の平均結晶粒径が大きいほど靭性は低下することがわかった。そこで、種々のフェライト系ステンレス鋼板（板厚５.０ｍｍ）を用いて上述のフランジへの成形を試みた。その結果、平均結晶粒径が４５μｍを上回った鋼板で、靭性が低下し割れが生じやすいことがわかった。平均結晶粒径が４５μｍ以下であれば靭性に優れ鋼板の打ち抜き加工性は良好であった。
以上より、本発明において、平均結晶粒径は４５μｍ以下、−５０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上とする。
なお、上記平均結晶粒径は、後述する実施例の測定方法にて測定することができる。また、上記シャルピー衝撃値は、後述するようにＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠して測定した値である。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。
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：０．００１〜０．０２０％
Ｃを０．０２０％超えて含有すると、加工性および耐食性の低下が顕著になる。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。よって、Ｃ含有量は０．００１％以上０．０２０％以下の範囲とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００４％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１２％以下である。
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％
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。一方、Ｓｉはフェライト相の生成を促進する効果があり、０．３５％を超えてＳｉを含有すると、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十分に生成しないため、本発明が規定する条件で熱間圧延および熱延板焼鈍を行っても、所望の金属組織が得られない。よって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上０．３５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｎ：０．０５〜１．００％
Ｍｎはオーステナイト相の生成を促進する効果がある。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。よって、Ｍｎ含有量は０．０５％以上１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下である。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素であり、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。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。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
ＳもＰと同様に鋼に不可避的に含まれる元素であり、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。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．３００％
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、０．３００％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性が低下するので好ましくない。よって、Ａｌ含有量は０．００１％以上０．３００％以下の範囲とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは０．２００％以下であり、より好ましくは０．１００％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
Ｃｒ：１０．０〜１３．０％
Ｃｒは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、自動車排気部品に必要な耐食性が得られない。一方、１３．０％を超えてＣｒを含有すると、鋼成分を後述する所定の式（１）で示されるγＩに調整しても、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、本発明が規定する条件で熱間圧延および熱延板焼鈍を行っても、所望の金属組織が得られない。よって、Ｃｒ含有量は１０．０％以上１３．０％以下の範囲とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１０．５％以上である。また、Ｃｒ含有量は、好ましくは１２．０％以下であり、より好ましくは１１．７％以下である。
Ｎｉ：０．７５〜１．５０％
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、鋼成分を調整することによって、熱間圧延工程におけるスラブ加熱時に体積率で７０％以上のオーステナイト相を含むフェライト相＋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る場合、フェライト相と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。その上で、所定の熱間圧延により再結晶サイトとなる加工ひずみを蓄積させ、次工程の熱延板焼鈍により再結晶を生じさせることにより微細な金属組織が得られ、優れた靭性が発現する。これらの効果は、Ｎｉを０．７５％以上含有することで得られる。一方、Ｎｉ含有量が１．５０％を超えると、結晶粒の微細化による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。よって、Ｎｉ含有量は０．７５％以上１．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．８０％以上である。また、Ｎｉ含有量は、好ましくは１．２０％以下であり、より好ましくは１．００％以下である。
Ｔｉ：０．０５〜０．３５％
ＴｉはＣ、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。このような効果を得るためには０．０５％以上のＴｉの含有が必要である。一方、Ｔｉ含有量が０．３５％を超えると粗大なＴｉＮの生成に起因した著しい靭性の低下が生じ、本発明の技術を適用しても所定の靭性が得られない。また、０．３５％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好ましくない。よって、Ｔｉ含有量は０．０５％以上０．３５％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１５％以下である。
Ｎ：０．００１〜０．０２０％
Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、加工性および耐食性の低下が顕著になる。加工性および耐食性の観点から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％以上０．０２０％以下の範囲とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．００７％以上である。また、Ｎ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１２％以下である。
γＩ［％］：６５％以上
下記式（１）で示されるγＩが６５％を下回ると熱間圧延開始前のスラブ加熱温度において、金属組織はオーステナイト量が不十分なため、微細な金属組織が得られない。よって、γＩ［％］は６５％以上とする。なお、γＩ［％］はオーステナイト相の安定度を評価する下記式（１）を用いて求める。
γＩ［％］＝２４Ｎｉ＋１２Ｍｎ＋６Ｃｕ−１８Ｓｉ−１２Ｃｒ−１２Ｍｏ＋１８８ （１）
なお、式（１）中のＮｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓｉ、ＣｒおよびＭｏは、各成分の含有量（質量％）をあらわし、含有しない成分は０とする。
上記式（１）において、オーステナイト生成元素は正の係数、フェライト生成元素は負の係数を持ち、それぞれの値はＣａｓｔｒｏの式を参考にして実験的に求めた。
本発明において、上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ（酸素）等が挙げられ、Ｏの含有量は０．０１％以下であれば許容できる。
上記必須成分に加えて、さらに、必要に応じて、下記Ａ群〜Ｃ群から選ばれる１群または２群以上を含有することができる。
（Ａ群）Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜０．２０％の１種または２種以上
（Ｂ群）Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０％の１種または２種以上
（Ｃ群）ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種以上
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
Ｃｕは水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の耐食性を向上させるのに特に有効な元素である。さらに、Ｃｕはオーステナイト相の生成を促進する効果がある。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％以上１．００％以下の範囲とする。Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。また、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜１．００％
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Ｍｏ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。一方、Ｍｏはフェライト相の生成を促進する効果があり、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、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十分に生成しないため、本発明が規定する条件で熱間圧延および熱延板焼鈍を行っても、所望の金属組織が得られない。よって、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は０．０１％以上１．００％以下とする。Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。また、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｗ：０．０１〜０．２０％
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。一方、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％以上０．２０％以下の範囲とする。Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。また、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は、好ましくは０．１５％以下である。
Ｃｏ：０．０１〜０．２０％
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。よって、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量は０．０１％以上０．２０％以下の範囲とする。
Ｖ：０．０１〜０．２０％
ＶはＣ、Ｎと炭窒化物を形成し、溶接時の鋭敏化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。よって、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とする。Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。また、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは結晶粒を微細化させる効果がある。この効果は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、平均結晶粒径が４５μｍ以下の金属組織を得ることができない場合がある。よって、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．０１％以上０．１０％以下の範囲とする。Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
Ｚｒ：０．０１〜０．２０％
ＺｒはＣ、Ｎと結合して鋭敏化を抑制する効果がある。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。よって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０１％以上０．２０％以下の範囲とする。Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％
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する。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％以上０．１００％以下の範囲とする。ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。
Ｂ：０．０００２〜０．００２５％
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。よって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０００２％以上０．００２５％以下の範囲とする。Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００３％以上である。また、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、好ましくは０．００１２％以下である。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％
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場合がある。この点について、ＭｇはＴｉ炭窒化物の粗大化を抑制する効果を有する。この効果は、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。よって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．００３０％の範囲とする。Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％
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。一方、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。よって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０００３％以上０．００３０％以下の範囲とする。Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１５％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
次に本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼板において靭性を向上させる手法について鋭意検討結果、適切な鋼成分を有する鋼スラブを好ましくは１０５０〜１２５０℃で加熱した後、好ましくは３パス以上で熱間圧延し、得られた熱延鋼板に対して、７５０〜１０５０℃で熱延板焼鈍を行うことにより、平均結晶粒径が４５μｍ以下の金属組織が得られ、−５０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上と靭性が大幅に向上することを知見した。さらに、所望の耐食性も得られることを知見した。
上記により微細な金属組織を有する熱延焼鈍鋼板が得られる理由について以下に説明する。
フェライト系ステンレス鋼は熱間圧延において動的再結晶がほとんど生じず、圧延による加工ひずみの回復が生じやすい傾向がある。そのため、従来技術による熱間圧延では圧延によって導入された加工ひずみの過度な回復が生じて加工ひずみを熱間圧延後まで効果的に維持することができない。その結果、再結晶サイトが不十分となり次工程の熱延板焼鈍において微細な再結晶組織を得ることができない。
そこで本発明者らは、熱延板焼鈍後に微細な組織を得るために有効な手法について、鋼成分および熱間圧延手法の両面から鋭意検討した。その結果、鋼成分、特にＳｉ、Ｍｎ、ＣｒとＮｉの含有量を適切な範囲に制御し、熱間圧延工程において適切な温度でスラブ加熱を行いオーステナイト相を含有したフェライト相＋オーステナイト相の二相組織にして熱間圧延を行うことが有効であることを知見した。
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の粗大化を抑制するため、熱間圧延前の段階で微細な等軸組織が得られる。その上で、所定の熱間圧延を行うことにより次工程の熱延板焼鈍において再結晶サイトとなる加工ひずみを十分に蓄積させ、次工程の熱延板焼鈍により微細な金属組織が得られ優れた靭性が発現することができる。
具体的には、熱間圧延前の加熱時に体積率で６５％以上のオーステナイト相が生成するように、オーステナイト生成元素のＮｉ、Ｍｎの含有量とＮｉ、Ｍｎのそれぞれに正の係数、フェライト生成元素のＳｉ、Ｃｒの含有量とＳｉ、Ｃｒのそれぞれに負の係数を組み合わせた前述した式（１）が成立するように調整した鋼について、１０５０〜１２５０℃でスラブ加熱した後、熱間圧延を行うことを考案した。
また、本発明者らは、次工程の熱延板焼鈍の好適な条件についても鋭意検討した。熱延板焼鈍は熱間圧延によって形成された加工組織を再結晶させる工程である。そのため、十分な再結晶が生じる温度で焼鈍を行う必要がある。しかし、過度な高温で熱延板焼鈍を行った場合、再結晶は生じるものの再結晶粒の著しい粗大化が生じるため、所定の微細な組織が得られなくなる。
そこで、本発明者らは、再結晶粒の粒径と焼鈍温度の関係について詳細に調査した。その結果、熱延板焼鈍温度を１０５０℃以下に抑えることによって、靭性が低下するほどの粗大な再結晶粒の生成を抑制できることを見出した。
以下、各製造条件について詳細に説明する。
まずは、上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材（スラブ）とする。
鋼スラブの加熱温度：１０５０〜１２５０℃
鋼スラブを、１０５０〜１２５０℃で加熱し、熱間圧延に供する。前記加熱温度での加熱時間は、特に限定されないが、好ましくは１〜２４時間加熱する。加熱温度が１０５０℃未満では、オーステナイト相の生成割合が低くなって微細な金属組織が得られなくなり、優れた靭性が得られない。一方、加熱温度があまりに高くなると酸化質量の増加に伴うスケールロスの増大につながるため、鋼スラブの加熱温度は１２５０℃以下とする。但し、鋼スラブに熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼スラブが１０５０℃以上の温度域にある場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。
粗圧延条件については特に限定されない。仕上熱間圧延前に鋳造組織を効果的に破壊しておいた場合、その後のスラブ加熱における微細化効果が一層促進されるため、粗圧延における累積圧下率を６５％以上とすることが好ましい。その後、仕上熱間圧延により所定板厚まで圧延する。
熱延板焼鈍温度：７５０〜１０５０℃
本発明では上記熱間圧延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再結晶の粗大化を抑制する。この効果を得るためには熱延板焼鈍を７５０〜１０５０℃の範囲で行う必要がある。焼鈍温度が７５０℃未満では再結晶が不十分なため熱延ひずみに起因した残留応力が残存して、熱延焼鈍後の平坦度が保てない。一方、焼鈍温度が１０５０℃を超えると、再結晶粒は、著しい粗大化が生じ、所望の金属組織が得られない。そのため、熱延板焼鈍温度は７５０℃以上１０５０℃以下の範囲とする。好ましくは、熱延板焼鈍温度は７５０℃以上９００℃以下の範囲である。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。
以上により得られたフェライト系ステンレス鋼板には、必要に応じてショットブラストや酸洗による脱スケール処理を行ってもよい。さらに、表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施してもよい。また、その後、冷間圧延および冷延板焼鈍を行ってもよい。
以上により、本発明の靭性に優れ、かつ、耐食性にも優れたフェライト系ステンレス鋼板が製造される。
本発明で得られるフェライト系ステンレス鋼板の金属組織はフェライト単相、もしくはマルテンサイト、残留オーステナイト相の一方または両方を合計で３％以下（体積率）含み残部がフェライト相である。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、−５０℃でのシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上である。このように低温靭性に優れることで、バーリング加工部を有する厚肉のフランジへ加工する際のバーリング加工部での割れの発生を効果的に抑制することができ、バーリング加工部を有する厚肉のフランジへ十分に実用化できる。
板厚は、特に限定されないが、厚肉のフランジに適用できる板厚であることが望ましいため、５．０ｍｍ以上が好ましく、８．０ｍｍ以上がより好ましい。また、板厚は、１５．０ｍｍ以下が好ましく、１３．０ｍｍ以下がより好ましい。
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分組成を有するステンレス溶鋼を真空誘導溶解により１００ｋｇの鋼スラブとした。次いで、表２に示す製造条件で熱間圧延し、表２に示す仕上げ板厚の熱延鋼板とした。この熱延鋼板に熱延板焼鈍を施し熱延焼鈍鋼板とした。なお、熱延板焼鈍は表２に示す熱延板焼鈍温度に８ｈ保持して行った。
以上により得られた熱延焼鈍鋼板について、以下の評価を行った。
（１）平均結晶粒径の評価
平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法により測定した。測定条件は、測定倍率５００倍でステップ０．４μｍとした。得られたデータは株式会社ＴＳＬソリューションズ社ＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）解析ソフトにより方位差１５°以上を粒界と定義し、円相当直径を算出した。得られた円相当直径の平均値から算出した値を平均結晶粒径とした。
（２）シャルピー衝撃値の評価
熱延焼鈍鋼板の板幅中央部から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠したＶノッチシャルピー試験片を前記鋼板の板厚のままで圧延方向が長手となるように採取し、該試験片についてＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠して−５０℃におけるシャルピー衝撃値を測定した。−５０℃におけるシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上を合格、１００Ｊ／ｃｍ２未満を不合格とした。
（３）耐食性の評価
熱延焼鈍鋼板から、６０×８０ｍｍの試験片を採取し、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、３サイクル行った。塩水噴霧サイクル試験を３サイクル実施後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、発錆面積測定部分の面積との比率から発錆率（試験片中の発錆面積／発錆面積測定部分の面積）×１００［％］）を算出した。発錆面積測定部分とは、試験片の外周１５ｍｍの部分を除いた部分である。なお、発錆面積は発錆部分および、流れ錆部分の面積とした。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。
以上により得られた試験結果を製造条件と併せて表２に示す。
Figure 2019087761
Figure 2019087761
表１、表２によれば、鋼成分、熱間圧延条件および熱延板焼鈍条件が本発明の範囲を満たすＮｏ．１〜３２ならびに４６は、平均結晶粒径が４５μｍ以下の微細な金属組織が得られ、所定のシャルピー衝撃値が得られた。さらに得られた熱延焼鈍鋼板の耐食性を評価した結果、いずれも発錆率は２５％以下であり十分な耐食性も有していることが確認された。特に、Ｃｕを０．９５％含有させた鋼Ａ１７を用いたＮｏ．１７、およびＭｏを０．８８％含有させた鋼Ａ１８を用いたＮｏ．１８では発錆率が１０％以下と一層優れた耐食性が得られた。
また、Ｎｏ．１〜３２ならびに４６の本発明例について、バーリング加工部を有する厚肉のフランジ形状への加工を試みたところ、割れは生じず、所定のフランジ形状を得ることできた。なお、本発明例の熱延焼鈍鋼板について組織観察を行ったところ、いずれもフェライト単相組織であるか、または、マルテンサイト、残留オーステナイト相の一方もしくは両方の合計が体積率で３％以下で残部がフェライト相である組織を有していた。
鋼Ａ１、および鋼Ａ２を用い、スラブ加熱温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．３３、およびＮｏ．３４では、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、かつ所定の累積圧下率で圧延したものの、圧延温度が過度に高温であったために加工ひずみの回復が生じて再結晶サイトの導入が不十分であったために、熱延板焼鈍工程において再結晶粒の粗大化が生じやすくなり、所定のシャルピー衝撃値が得られなかった。
鋼Ａ１、および鋼Ａ２を用い、熱延板焼鈍温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．３５、およびＮｏ．３６では、生成した再結晶粒の著しい粗大化が生じた結果、所定のシャルピー衝撃値が得られなかった。
鋼の各成分範囲を満たすが、γＩが本発明の範囲を下回る鋼Ｂ１、Ｂ２、およびＢ３を用いたＮｏ．３７、Ｎｏ．３８、およびＮｏ．３９では、所定の熱間圧延および熱延板焼鈍を行ったが、熱間圧延工程の加熱時にオーステナイト相が十分に生成しなかった結果、熱延板焼鈍工程において金属組織の微細化が十分に生じず、所定のシャルピー衝撃値が得られなかった。
Ｃｒ含有量が本発明の範囲を上回る鋼Ｂ４を用いたＮｏ．４０では、所定の熱間圧延および熱延板焼鈍を行ったが、熱間圧延工程の加熱時にオーステナイト相が十分に生成しなかった結果、熱延板焼鈍工程において金属組織の微細化が十分に生じず、所定のシャルピー衝撃値が得られなかった。
Ｍｎ含有量が本発明の範囲を上回る鋼Ｂ５を用いたＮｏ．４１では、所定の熱間圧延および熱延板焼鈍を行ったが、腐食の起点となるＭｎＳが過剰に析出した結果、所定の耐食性が得られなかった。
Ｎｂ含有量が本発明の範囲を上回る鋼Ｂ６を用いたＮｏ．４２では、再結晶温度が上昇したため金属組織の微細化が十分に生じず、所定のシャルピー衝撃値が得られなかった。
Ｓｉ含有量が本発明の上回る鋼Ｂ７を用いたＮｏ．４３では、金属組織の平均結晶粒径が４５μｍを上回り、所定のシャルピー衝撃値が得られなかった。
Ｔｉ含有量が本発明の範囲を上回る鋼Ｂ８を用いたＮｏ．４４では、過剰なＴｉ含有によって粗大なＴｉＮの生成が起き、所定のシャルピー衝撃値が得られなかった。
Ｔｉ無添加の鋼Ｂ９を用いたＮｏ．４５では、再結晶温度が上昇したため金属組織の微細化が十分に生じず、所定のシャルピー衝撃値が得られなかった。
Ｎｉ含有量が本発明の範囲を下回る鋼Ｂ１０を用いたＮｏ．４７では、所定の熱間圧延および熱延板焼鈍を行ったが、熱間圧延工程の加熱時にオーステナイト相が十分に生成しなかった結果、熱延板焼鈍工程において金属組織の微細化が十分に生じず、所定のシャルピー衝撃値が得られなかった。
本発明で得られるフェライト系ステンレス鋼板は、優れた靭性が要求される用途、例えばフランジ等への適用に特に好適である。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
    Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１〜０．３００％、
    Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、
    Ｎｉ：０．７５〜１．５０％、
    Ｔｉ：０．０５〜０．３５％、
    Ｎ：０．００１〜０．０２０％
    を含有し、かつ、下記式（１）からなるγＩ［％］が６５％以上であり、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、
    金属組織の平均結晶粒径が４５μｍ以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
    γＩ［％］＝２４Ｎｉ＋１２Ｍｎ＋６Ｃｕ−１８Ｓｉ−１２Ｃｒ−１２Ｍｏ＋１８８ （１）
    なお、式（１）中のＮｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓｉ、ＣｒおよびＭｏは、各成分の含有量（質量％）をあらわし、含有しない成分は０とする。
  2. 前記成分組成に加えて、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
    Ｗ：０．０１〜０．２０％、
    Ｃｏ：０．０１〜０．２０％の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鋼板。
  3. 前記成分組成に加えて、質量％で、
    Ｖ：０．０１〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｚｒ：０．０１〜０．２０％の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鋼板。
  4. 前記成分組成に加えて、質量％で、
    ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
    Ｂ：０．０００２〜０．００２５％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有する、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鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼スラブに対して、１０５０〜１２５０℃で加熱後、熱間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７５０〜１０５０℃で熱延板焼鈍する熱延板焼鈍工程とを有する、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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