WO2015064128A1 - 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 - Google Patents

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知洋 石井
太田 裕樹
力 上
村田 宰一
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Jfeスチール株式会社
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    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a ferrite-martensite duplex stainless steel excellent in low temperature toughness suitable as a body use material of a freight car for carrying coal, oils and the like in a cold region, and a method for producing the same.
  • ferritic stainless steel has a problem that it is not suitable for use in cold districts where the temperature is -30 ° C or lower in winter, such as inland areas of the Eurasian continent, because of low temperature toughness.
  • excellent low-temperature toughness is required for materials used in freight car bodies that carry liquids such as oils.
  • Patent Literature 1 As a stainless steel for rail wagons, for example, a stainless steel in which a martensite phase is formed in the weld heat affected zone to improve the corrosion resistance of the welded portion, and the occurrence of surface defects is regulated by defining the FFV value is disclosed in Patent Literature 1 is disclosed. However, this stainless steel has insufficient low-temperature toughness.
  • a high-strength, high-toughness stainless steel plate having excellent bendability is disclosed in Patent Document 2.
  • the length of the MnS inclusion particles in the rolling direction is 3 ⁇ m or less, and the ratio of the length in the rolling direction of the MnS inclusion particles to the length in the direction perpendicular thereto is 3.0 or less. This improves the bendability.
  • the corrosion resistance required as a material for body use of a freight car, particularly the corrosion resistance of the welded portion is insufficient, and the toughness at low temperatures may not be sufficient.
  • Patent Document 3 discloses a thick-walled martensitic stainless steel with excellent toughness that suppresses the formation of ⁇ ferrite. However, the strength of this stainless steel is too high, and it is difficult to press it for application to rail wagons and containers for rail freight. In addition, the stainless steel described in Patent Document 3 may also lack low temperature toughness.
  • JP 2012-12702 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-302791 JP-A 61-136661
  • the stainless steels disclosed in these patent documents are not suitable as materials for cargoes that carry liquids such as oils in cold regions because they have insufficient low-temperature toughness.
  • the stainless steel disclosed in the above patent document may not have the corrosion resistance and workability required for the material for body use of freight cars.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and has ferritic-martensitic duplex stainless steel having corrosion resistance and workability required for freight car body materials and excellent low-temperature toughness, and a method for producing the same.
  • the purpose is to provide.
  • the present inventors have conducted intensive research on the influence of the structure and components on the low temperature toughness.
  • FIG. 1 shows the correlation between the martensite phase fraction (content of martensite phase expressed in volume%) of stainless steel and the average crystal grain size in the component range of the present invention. It has been found that the average grain size becomes small when the martensite phase fraction is 5% to 95%. As a result, the low temperature toughness can be improved through minimizing the average crystal grain size.
  • the method for measuring the average crystal grain size is as described in the examples.
  • the martensite phase fraction can be controlled by adjusting Cr equivalent (Cr + 1.5 ⁇ Si) and Ni equivalent (30 ⁇ (C + N) + Ni + 0.5 ⁇ Mn) and adjusting the annealing temperature. By adjusting these parameters, a ferrite-martensite duplex stainless steel having a fine average crystal grain size and excellent low-temperature toughness can be obtained.
  • FIG. 2 shows an example of a fracture surface using TiN as a fracture origin. A river pattern is formed centering on TiN, and it can be confirmed that brittle fracture has occurred starting from TiN.
  • the amount of TiN produced and its size can be adjusted by controlling the Ti content within a range that satisfies the conditions such as the component composition of the present invention.
  • FIG. 3 shows the influence of the Ti content on the low temperature toughness in the component range and martensite phase fraction of the present invention. It can be confirmed that the lower the Ti content, the lower the low temperature toughness. It is considered that the low temperature toughness was improved because the TiN production amount decreased with the decrease in Ti content and the fracture starting point decreased.
  • Hot rolling including hot rough rolling in which at least one pass of rolling with a rolling reduction of 30% or more is performed in a region, and annealing is performed at a temperature of 700 to 900 ° C. for 1 hour or more.
  • ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, it has the corrosion resistance and workability which are required for the body use material of a freight car which carries coal, oils, etc. in a cold region, and is excellent in low-temperature toughness, and its manufacture. A method is obtained. According to the present invention, the effect of improving the low temperature toughness of the welded portion can be obtained as a result of excellent low temperature toughness as a material.
  • FIG. 1 is a graph showing the influence of the martensite phase fraction on the average crystal grain size.
  • FIG. 2 is a diagram showing a fracture surface with TiN as a fracture starting point.
  • FIG. 3 is a diagram showing the effect of Ti content on low temperature toughness.
  • FIG. 4 is a diagram showing a measurement example of element distribution of a hot-rolled steel sheet by EPMA (electron probe microanalyzer).
  • C and N are austenite stabilizing elements.
  • C and N are austenite stabilizing elements.
  • the martensite phase fraction in the stainless steel of the present invention tends to increase.
  • C and N are useful elements for adjusting the martensite phase fraction.
  • the effect is obtained by setting both the C content and the N content to 0.005% or more.
  • C and N are also elements that reduce the toughness of the martensite phase. For this reason, it is appropriate that both the C content and the N content be 0.030% or less. Therefore, the C and N contents are both in the range of 0.005 to 0.030%. More preferably, both are in the range of 0.008 to 0.020%.
  • Si 0.05 to 1.00%
  • Si is an element used as a deoxidizer. In order to obtain the effect, the Si content needs to be 0.05% or more. Further, since Si is a ferrite stabilizing element, the martensite phase fraction tends to decrease as the Si content increases. Therefore, Si is an element useful for adjusting the martensite phase fraction. On the other hand, if the content exceeds 1.00%, the ferrite phase becomes brittle and the toughness decreases. Therefore, the Si content is in the range of 0.05 to 1.00%. More preferably, it is 0.11 to 0.40%.
  • Mn 0.05 to 2.5%
  • Mn is an austenite stabilizing element, and when its content increases, the martensite phase fraction in stainless steel increases. The effect is acquired by making Mn content 0.05% or more.
  • the stainless steel of the present invention contains Mn in an amount exceeding 2.5%, not only the above effect obtained by including the Mn is saturated, but also the toughness is lowered, and further, in the production process The descaling property is lowered and the surface properties are adversely affected. Therefore, the Mn content is in the range of 0.05 to 2.5%. More preferably, it is in the range of 0.11 to 2.0%.
  • P 0.04% or less P is preferably smaller in terms of hot workability.
  • the allowable upper limit of the P content is 0.04%.
  • a more preferable upper limit value is 0.035%.
  • S 0.02% or less S is preferably smaller in terms of hot workability and corrosion resistance.
  • the allowable upper limit of the S content is 0.02%.
  • a more preferred upper limit is 0.005%.
  • Al 0.01 to 0.15%
  • Al is generally an element useful for deoxidation. The effect can be obtained by setting the Al content to 0.01% or more. On the other hand, when the content exceeds 0.15%, a large Al-based inclusion is generated and causes surface defects. Therefore, the Al content is in the range of 0.01 to 0.15%. More preferably, it is 0.03 to 0.14% of range.
  • Cr 10.0-13.0% Since Cr forms a passive film, it is an essential element for ensuring corrosion resistance. In order to acquire the effect, it is necessary to contain 10.0% or more of Cr. Cr is a ferrite stabilizing element, and is a useful element for adjusting the martensite phase fraction. However, if the Cr content exceeds 13.0%, not only the production cost of stainless steel increases, but it becomes difficult to obtain a sufficient martensite phase fraction. Therefore, the Cr content is in the range of 10.0 to 13.0%. More preferably, it is 10.5 to 12.5%.
  • Ni 0.3-5.0%
  • Ni is an austenite stabilizing element and is an element useful for adjusting the martensite phase fraction. The effect can be obtained by setting the Ni content to 0.3% or more. However, if the Ni content exceeds 5.0%, it becomes difficult to control the martensite phase fraction, and the toughness decreases. Therefore, the Ni content is in the range of 0.3 to 5.0%. More preferably, it is in the range of 1.0 to 3.0%. More preferably, it is in the range of 1.2 to 2.7%.
  • V 0.005 to 0.10%
  • V is an element that forms a nitride and suppresses a decrease in the toughness of the martensite phase. The effect is acquired by making V content 0.005% or more. However, if the content of V exceeds 0.10%, V is concentrated just below the temper collar of the welded portion and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the V content is set to 0.005 to 0.10%. More preferably, it is 0.01 to 0.06%.
  • Nb 0.05 to 0.4% Nb precipitates and fixes C and N in steel as Nb carbide, nitride or carbonitride, and has the effect of suppressing the formation of Cr carbonitride and the like.
  • Nb is an element that improves the corrosion resistance, particularly the corrosion resistance of the weld. These effects can be obtained by making the Nb content 0.05% or more.
  • the Nb content exceeds 0.4%, the hot workability is reduced, the hot rolling load is increased, the recrystallization temperature of the hot rolled steel sheet is increased, and the appropriate austenite phase content is increased. It becomes difficult to perform annealing at a temperature that becomes a rate. Therefore, the Nb content is set to 0.05 to 0.4%. More preferably, it is 0.10 to 0.30%.
  • Ti 0.1% or less Ti, like Nb, fixes C and N in steel by precipitating as Ti carbide, nitride or carbonitride, and suppresses formation of Cr carbonitride, etc.
  • coarse TiN of these causes the low temperature toughness to be lowered by becoming a fracture starting point. It is one of the important features of the present invention to reduce the coarse TiN and reduce the starting point of fracture. This makes it possible to obtain a stainless steel with superior low-temperature toughness even if it has a ferrite-martensite structure with the same average grain size.
  • the Ti content is set to 0.1% or less. More preferably, it is 0.04% or less, More preferably, it is 0.02% or less.
  • the present invention the lower the Ti, the better.
  • the stainless steel of the present invention contains the above components, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • Specific examples of the inevitable impurities include Zn: 0.03% or less and Sn: 0.3% or less.
  • the stainless steel of the present invention further includes, in mass%, Cu: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Co: 0.5% You may contain 1 type, or 2 or more types among the following.
  • Cu 1.0% or less
  • Cu is an element that improves corrosion resistance, and is an element that particularly reduces crevice corrosion. For this reason, when applying the stainless steel of this invention to the use as which high corrosion resistance is requested
  • Mo 1.0% or less Mo is an element that improves corrosion resistance. For this reason, when applying the stainless steel of this invention to the use for which high corrosion resistance is requested
  • W 1.0% or less W is an element that improves corrosion resistance.
  • the stainless steel of the present invention when the stainless steel of the present invention is applied to applications requiring high corrosion resistance, the stainless steel preferably contains W. The effect is obtained by making the W content 0.01% or more. However, when the content of W becomes excessive, the strength increases and the manufacturability decreases. Therefore, the content of W is set to 1.0% or less.
  • Co 0.5% or less
  • Co is an element that improves toughness.
  • the stainless steel of the present invention when applied to an application that requires particularly high toughness, the stainless steel preferably contains Co.
  • the effect can be obtained by setting the Co content to 0.01% or more.
  • the content of Co is set to 0.5% or less.
  • the stainless steel of the present invention may further include, in mass%, Ca: 0.01% or less, B: 0.01% or less, Mg: 0.01% or less, and REM: 0.05%. You may contain 1 type, or 2 or more types among the following.
  • Ca 0.01% or less Ca is an element that suppresses nozzle clogging due to precipitation of Ti-based inclusions that are likely to occur during continuous casting. The effect is acquired by making Ca content 0.0001% or more. However, when Ca is contained excessively, CaS that is a water-soluble inclusion is generated, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the Ca content is preferably 0.01% or less.
  • B 0.01% or less
  • B is an element that improves secondary work brittleness, and in order to obtain the effect, the B content is made 0.0001% or more. However, when B is contained excessively, ductility is lowered due to solid solution strengthening. Therefore, the B content is set to 0.01% or less.
  • Mg 0.01% or less Mg is an element that improves the equiaxed crystal ratio of the slab and contributes to the improvement of workability. The effect is acquired by making Mg content 0.0001% or more. However, when Mg is contained excessively, the surface properties of steel deteriorate. Therefore, the Mg content is set to 0.01% or less.
  • REM 0.05% or less REM is an element that improves oxidation resistance and suppresses the formation of oxide scale. From the viewpoint of suppressing the formation of oxide scale, La and Ce are particularly effective among REMs. The effect can be obtained by making the content of REM 0.0001% or more. However, when REM is contained excessively, productivity such as pickling properties is reduced and manufacturing cost is increased. Therefore, the content of REM is set to 0.05% or less.
  • the content of martensite phase is 5 to 95% by volume
  • the crystal grains are refined by including the martensite phase, and the low temperature toughness is improved.
  • the content of the martensite phase is set to 5 to 95% by volume. More preferably, it is 15 to 90%, and most preferably 30 to 80%. If the content of the martensite phase is 30 to 80%, the average crystal grain size becomes very small as shown in FIG. 1, and a significant improvement in low temperature toughness can be realized.
  • the present invention is an invention in which low temperature toughness is improved by refining crystal grains.
  • a reverse transformation to an austenite phase by annealing is used as a method for refining crystal grains. This is because the structure of the ferrite phase and martensite phase after hot rolling is annealed under appropriate temperature conditions, so that part of the martensite phase is transformed into the austenite phase and the grains are refined. It is a technique to do.
  • the structure transformed into the austenite phase by annealing transforms again into the martensite phase in the cooling process after annealing, and generates finer crystal grains. What is important here is the annealing temperature and the austenite phase fraction at that temperature (the austenite phase content expressed in volume%).
  • austenite phase fraction at the annealing temperature is too small, the amount of reverse transformation is small and the effect of crystal grain refinement is insufficient. If the austenite phase fraction at the annealing temperature is too large, the austenite phase grows after reverse transformation and fine crystal grains cannot be obtained. Therefore, an appropriate austenite phase fraction at the annealing temperature is required for crystal grain refinement by reverse transformation.
  • the appropriate austenite phase fraction is 5 to 95% because the austenite phase fraction at the annealing temperature is considered to be the martensite phase fraction after cooling.
  • the austenite phase fraction at a predetermined annealing temperature can be adjusted by so-called Cr equivalent and Ni equivalent. Since the austenite phase at the annealing temperature transforms to the martensite phase in the cooling process after annealing, the martensite phase fraction of the stainless steel can be adjusted by adjusting the austenite phase fraction at the annealing temperature.
  • formula (I) using Cr equivalent and formula (II) using Ni equivalent are defined, and the respective ranges are defined.
  • the formula (I) using the Cr equivalent is less than 10.5, the Cr equivalent is too small, and therefore it is difficult to adjust the Ni equivalent to bring the austenite phase fraction at a predetermined annealing temperature into an appropriate range. Become. On the other hand, if the formula (I) exceeds 13.5%, the Cr equivalent is too much, and even if the Ni equivalent is increased, it becomes difficult to obtain an appropriate austenite phase fraction at a predetermined annealing temperature. Therefore, the formula (I) is set to 10.5 or more and 13.5 or less. More preferably, it is 11.0 or more and 12.5 or less.
  • the formula (II) using Ni equivalent if the Ni equivalent is less than 2.0, the Ni equivalent is too small, and it is difficult to obtain an austenite phase at a predetermined annealing temperature. It becomes difficult to obtain. Therefore, the formula (II) is set to 2.0 or more and 6.0 or less. More preferably, it is 2.5 or more and 5.0 or less.
  • the ferrite phase content is 5 to 95% by volume. If the content of the ferrite phase is 5% or more by volume, in addition to obtaining the effect of refining crystal grains in the annealing process, press work for molding the body of a freight car improves workability. Becomes easy. In addition, if the content of the ferrite phase is 95% or less by volume, in addition to obtaining the effect of refining crystal grains in the annealing process, the martensite phase is increased and the strength is improved. This is preferable because the required strength can be obtained.
  • the steel structure of the stainless steel of the present invention is composed of two phases of ferrite and martensite, but may contain other phases as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • other phases include an austenite phase and a ⁇ phase. If the total content of the other phases is 10% or less by volume, it is considered that the effects of the present invention are not impaired.
  • a steel melted in the above component composition is made into a slab by continuous casting or the like, then this slab is used as a hot-rolled coil, and this is annealed. It is recommended to use stainless steel by scaling (shot blasting, pickling, etc.). Specifically, this will be described in detail below.
  • the molten steel adjusted to the component composition of the present invention is melted in a commonly used melting furnace such as a converter or an electric furnace, and then vacuum degassing (RH (Ruhrstahl-Heraeus) method), VOD (Vacuum Oxygen Decarburization) method, AOD (Argon Oxygen Decarburization) method and the like are used for refining, and then a steel slab (steel material) is obtained by a continuous casting method or an ingot-bundling method.
  • the casting method is preferably continuous casting from the viewpoint of productivity and quality.
  • the slab thickness is preferably set to 100 mm or more in order to secure a reduction ratio in hot rough rolling described later. A more preferable range is 200 mm or more.
  • the steel slab is heated to a temperature of 1100 to 1300 ° C. and then hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the slab heating temperature is desirably higher in order to prevent roughing of the hot-rolled steel sheet.
  • the slab heating temperature exceeds 1300 ° C.
  • the shape change of the slab due to creep deformation becomes remarkable and the manufacture becomes difficult, and the crystal grains become coarse and the toughness of the hot-rolled steel sheet decreases.
  • the slab heating temperature is less than 1100 ° C., the load in hot rolling becomes high, the rough surface in hot rolling becomes remarkable, recrystallization during hot rolling becomes insufficient, and the toughness of the hot-rolled steel sheet is reduced. descend.
  • the hot rough rolling process in the hot rolling it is preferable to perform at least one pass of rolling with a rolling reduction of 30% or more in a temperature range exceeding 900 ° C.
  • a rolling reduction of 30% or more in a temperature range exceeding 900 ° C By this strong rolling, the crystal grains of the steel sheet are refined and the toughness is improved.
  • finish rolling is performed according to a conventional method.
  • a hot rolled steel sheet having a thickness of about 2.0 to 8.0 mm manufactured by hot rolling is annealed at a temperature of 700 to 900 ° C. Thereafter, pickling may be performed.
  • the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet is less than 700 ° C., recrystallization becomes insufficient and reverse transformation from the martensite phase to the austenite phase hardly occurs, and the amount thereof is reduced, so that sufficient low temperature toughness cannot be obtained. .
  • the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet exceeds 900 ° C., it becomes an austenite single phase after annealing, the crystal grains become extremely coarse, and the toughness decreases.
  • the annealing of the hot-rolled steel sheet is preferably held for 1 hour or longer by so-called box annealing.
  • any of ordinary welding methods such as TIG welding, MIG welding and other arc welding, seam welding, resistance welding such as spot welding, laser welding, etc. can be applied. Excellent toughness.
  • Stainless steel having the component composition shown in Table 1 was vacuum-melted in a laboratory.
  • the molten steel ingot was heated to 1200 ° C., and a hot rolled steel sheet having a thickness of 5 mm was obtained by hot rolling in which rolling at a reduction rate of 30% or more was performed at least one pass in a temperature range exceeding 900 ° C.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was annealed at 780 ° C. for 10 hours, then shot blasted and pickled to remove the scale. This annealing condition was selected so that the austenite phase fraction of the example of the present invention was in the range of 5 to 95%.
  • An L section (vertical section parallel to the rolling direction) having a shape of 20 mm ⁇ 10 mm was collected from the hot-rolled steel sheet from which the scale had been removed, and the structure was revealed with aqua regia and observed. From the observed structure, the average crystal grain size of each test material was measured by a cutting method. Specifically, the method for measuring the average crystal grain size is as follows. Using an optical microscope, five fields of view of the cross section where the tissue was revealed at a magnification of 100 times were taken. In the photograph taken, five vertical and horizontal line segments were written, and the total length of the line segments was divided by the number of intersections of the line segments with the crystal grain boundaries to obtain the average crystal grain size. In the measurement of crystal grain size, ferrite crystal grains and martensite crystal grains were not particularly distinguished. Each average crystal grain size is shown in Table 2.
  • the element distribution of Ni and Cr in the L cross section was measured using EPMA.
  • a measurement example is shown in FIG.
  • an element that stabilizes the austenite phase for example, Ni, Mn, etc.
  • an element that stabilizes the ferrite phase for example, Cr, etc. Since it decreases, there are differences in the concentrations of some elements in the austenite phase and the ferrite phase.
  • tissue of 10 visual fields was observed at 400 micrometers square using the optical microscope. From the observed structure, a cubic inclusion having a side length of 1 ⁇ m or more was determined to be TiN, and the number thereof was counted to calculate the number of TiN per mm 2 . The results are shown in Table 2.
  • the density of TiN having a side of 1 ⁇ m or more was 70 pieces / mm 2 or less. More preferably, it is 40 pieces / mm 2 or less.
  • a test piece of 60 mm ⁇ 80 mm was taken from the hot-rolled steel sheet from which the scale had been removed, and the back surface and the edge 5 mm were covered with water-resistant tape, and a salt spray test was performed.
  • the salt water concentration was 5% NaCl
  • the test temperature was 35 ° C.
  • the test time was 24 h.
  • the test surface was photographed, the portion where rust was generated was converted to black, the portion where rust was not generated was converted to white, and the corrosion area ratio was measured by image processing. .
  • Table 2 shows the obtained corrosion area ratio. Those having a corrosion area ratio of 15% or less were evaluated as having good corrosion resistance. No. which is an example of the present invention. 1-No. No. 26 had good corrosion resistance.
  • Mn is no. Nos. 28, C and N deviate from the scope of the present invention. 31, Nb and V deviate from the scope of the present invention. 36 was poor in corrosion resistance.
  • a steel slab having a component composition shown in Table 3 and having a thickness of 250 mm was vacuum-melted.
  • the produced steel slab was heated to 1200 ° C., and then a hot-rolled steel sheet having a thickness of 5 mm was obtained by 9-pass hot rolling.
  • Table 4 shows the hot rolling conditions. After annealing the obtained hot-rolled steel sheet under the conditions shown in Table 4, the scale was removed by shot blasting and pickling.
  • tissue of 10 visual fields was observed at 400 micrometers square using the optical microscope. From the observed structure, a cubic inclusion having a side length of 1 ⁇ m or more was determined to be TiN, and the number thereof was counted to calculate the number of TiN per mm 2 . The results are shown in Table 4.
  • Three Charpy test pieces in the C direction were prepared from the hot-rolled steel sheet from which the scale had been removed, and a Charpy test was performed at -50 ° C.
  • the Charpy test piece was a sub-size test piece of 5 mm (thickness) ⁇ 55 mm (width) ⁇ 10 mm (length).
  • Each test material was tested three times to determine the average absorbed energy.
  • Table 4 shows the obtained absorbed energy. In the examples of the present invention, absorption energy of 25 J or more was obtained, and it can be seen that the low temperature toughness is good. No. which is a comparative example. D, No. In E, since the maximum rolling reduction above 900 ° C.
  • K had an annealing time of less than 1 hour, and transformation and recrystallization due to annealing were insufficient. For this reason, it was impossible to measure the martensite phase fraction and the average crystal grain size. As a result, no.
  • the absorbed energy of K at ⁇ 50 ° C. was 25 J or less.
  • a test piece of 60 mm ⁇ 80 mm was taken from the hot-rolled steel sheet from which the scale had been removed, and the back surface and the edge 5 mm were covered with water-resistant tape, and a salt spray test was performed.
  • the salt water concentration was 5% NaCl
  • the test temperature was 35 ° C.
  • the test time was 24 h.
  • the test surface was photographed, the portion where rust was generated was converted to black, the portion where rust was not generated was converted to white, and the corrosion area ratio was measured by image processing. .
  • Table 4 shows the obtained corrosion area ratio. Those having a corrosion area ratio of 15% or less were evaluated as having good corrosion resistance. In all the inventive examples, the corrosion resistance was good.
  • the corrosion resistance of K was poor.
  • ferrite-martensite duplex stainless steel excellent in low temperature toughness that can be produced inexpensively and with high efficiency and is suitable as a body use material for a freight car that carries coal, oil, etc. in a cold region and its A manufacturing method is obtained.
  • the obtained stainless steel is also excellent in the low temperature toughness of the weld zone.

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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、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、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。 10.5≦Cr+1.5×Si≦13.5 (I) 1.5≦30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≦6.0 (II) (不等式(I)中のCr、Siおよび不等式(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

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
 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。
 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。
 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。
特開2012−12702号公報 特開平11−302791号公報 特開昭61−136661号公報
 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物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。
 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を提供することを目的とする。
 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2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3に本発明の成分範囲およびマルテンサイト相分率での低温靭性におよぼすTi含有量の影響を示す。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。
 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、Siおよび前記不等式(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、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)(1)~(3)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。本発明によれば、材料としての低温靭性に優れる結果として溶接部の低温靭性向上の効果も得られる。
 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。
図1は、平均結晶粒径におよぼすマルテンサイト相分率の影響を示す図である。 図2は、TiNを破壊起点とした破面を示す図である。 図3は、低温靭性におよぼすTi含有量の影響を示す図である。 図4は、EPMA(electron probe microanalyzer)による熱延鋼板の元素分布の測定例を示す図である。
 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の含有量およびNの含有量をともに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の含有量およびNの含有量をともに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。
 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の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。
 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。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。
 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。
 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。
 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。
 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。
 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、靭性が低下する。よって、Niの含有量は0.3~5.0%の範囲とする。より好ましくは、1.0~3.0%の範囲である。さらに好ましくは、1.2~2.7%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の含有量を0.005%以上にすることで得られる。しかし、Vの含有量が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の含有量は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、NをNbの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出固定し、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。
 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。よって、Tiの含有量は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。
 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。さらに、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、耐食性向上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の含有量が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。
 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に、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。
 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。
 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。
 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。
 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。
 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。
 本発明は、結晶粒の微細化により低温靭性を向上させた発明である。結晶粒の微細化手法として本発明では焼鈍によるオーステナイト相への逆変態を利用した。これは、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変態させ、結晶粒を微細化する手法である。焼鈍によりオーステナイト相に変態した組織は焼鈍後の冷却過程で、再びマルテンサイト相に変態し、さらに微細な結晶粒を生成する。ここで重要となるのは、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)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。そのため、逆変態による結晶粒微細化のためには、焼鈍温度における適度なオーステナイト相分率が求められる。適度なオーステナイト相分率とは、焼鈍温度におけるオーステナイト相分率が冷却後のマルテンサイト相分率となると考えられるため、5~95%である。
 10.5≦Cr+1.5×Si≦13.5          (I)
 2.0≦30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≦6.0   (II)
 所定の焼鈍温度でのオーステナイト相分率はいわゆるCr当量およびNi当量によって調整が可能である。焼鈍温度でのオーステナイト相は焼鈍後の冷却過程においてマルテンサイト相に変態するため、焼鈍温度でのオーステナイト相分率を調整することによって、ステンレス鋼のマルテンサイト相分率の調整が可能である。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当量を用いた(I)式が10.5未満では、Cr当量が少なすぎるため、所定の焼鈍温度でのオーステナ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)式が13.5%超では、Cr当量が多すぎ、Ni当量を増加しても、所定の焼鈍温度で適切なオーステナイト相分率を得ることが困難となる。よって、(I)式は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当量を用いた(II)式も同様に、2.0未満ではNi当量が少なすぎるため、所定の焼鈍温度でオーステナイト相を得ることが難しく、6.0超では、適切なオーステナイト相分率を得ることが困難となる。よって、(II)式は2.0以上、6.0以下とした。より好ましくは2.5以上、5.0以下である。
 フェライト相の含有量が体積率で5~95%
 本発明のステンレス鋼において、フェライト相の含有量は体積率で5~95%である。フェライト相の含有量が体積率で5%以上であれば、焼鈍過程において結晶粒を微細化する効果が得られることに加えて、加工性が向上するので貨車のボディを成型するためのプレス加工が容易となる。また、フェライト相の含有量が体積率で95%以下であれば、焼鈍過程において結晶粒を微細化する効果が得られることに加えて、マルテンサイト相が増加し強度が向上するため、貨車に必要とされる強度が得られるため好ましい。
 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。
 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、詳細に説明する。
 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。
 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パス以上行うことが好ましい。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。
 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り、その低温靭性も優れている。
 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、本発明例のオーステナイト相分率が5~95%の範囲になるように選択した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 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。それぞれの平均結晶粒径を表2に示す。
 さらに、EPMA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4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、1mm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/mm以下であった。より好ましくは40個/mm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、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、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 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。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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 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、1mm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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 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。得られたステンレス鋼は溶接部の低温靭性にも優れる。

Claims (4)

  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。
  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。
  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。
  4.  請求項1~3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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