WO2016152622A1 - せん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板 - Google Patents

せん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板 Download PDF

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stainless steel
steel sheet
ferrite
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石丸　詠一朗
真知 川
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新日鐵住金ステンレス株式会社
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic / austenitic (dual phase) stainless steel sheet excellent in corrosion resistance of a shear end face.
  • the present invention relates to a ferritic / austenitic stainless steel sheet that is suitable for use in an atmospheric environment that remains sheared and is used without performing corrosion resistance treatment on the shear end face.
  • Ferritic / austenitic (duplex) stainless steel is used in a wide range of applications due to its excellent strength and corrosion resistance. Applications range from those that require almost no processing, such as solar cell mounts, to those that are severely processed, such as support parts such as outdoor piping. In the manufacturing process of such a ferritic / austenitic stainless steel sheet, the steel sheet is often cut, formed, and stamped by shearing because of its convenience. In general, the ferritic / austenitic stainless steel sheet remains in a sheared state and is used without performing a corrosion resistance treatment on the shear end face.
  • end surface corrosion end surface corrosion, end surface rust
  • end surface corrosion is severe compared to smooth surfaces, and end surface corrosion is caused by flow rust. It becomes a cause of rust and leads to a decrease in the corrosion resistance of the entire steel sheet.
  • the problem of this end face rust has not been considered as important in ferritic and austenitic stainless steels, where corrosion resistance is maintained to some extent by passivation even at the end face, unlike plated steel sheets where the iron is exposed at the end face. .
  • the usage environment has expanded, and the difference in corrosion resistance between the smooth surface and the end surface has become a problem.
  • a ferrite phase and an austenite phase exist at room temperature, and the ferrite phase present on the shear end face causes rust.
  • Rust on the end face of ferritic stainless steel is said to be caused by micro crevice corrosion due to unevenness. Crevice corrosion has been studied for a long time, and recently, ferritic stainless steel sheets having excellent crevice corrosion resistance have been disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2. These ferritic stainless steel sheets are effective against local corrosion such as crevice corrosion, but they are not always sufficient to suppress the occurrence of rust (generation of rust) at the shear end face, and end face corrosion occurs. There was a case.
  • Patent Document 3 focusing on the burr properties of the end face discloses a ferritic stainless steel sheet having excellent corrosion resistance on the shear end face. Furthermore, Patent Document 4 discloses a processing method for obtaining a good shear end face shape.
  • ferritic / austenitic stainless steel has higher strength characteristics than ferritic stainless steel. For this reason, the properties of the shear surface of ferrite-austenitic stainless steel are greatly different from those of the ferritic stainless steel. Further, in addition to the shape of the shear surface, a minute gap shape is easily formed from the strength difference between the austenite phase and the ferrite phase, which greatly affects the corrosion resistance. For this reason, in order to improve the corrosion resistance of the shear end face of ferritic-austenitic stainless steel, the conventional method described in the above patent document is not sufficient, and the problem of rust generation on the shear end face still remains. Yes.
  • the present invention advantageously solves the above-mentioned problem, and relates to a ferrite-austenitic stainless steel sheet having improved corrosion resistance at a shear end face with respect to a ferrite-austenitic stainless steel plate used in an atmospheric environment without performing corrosion resistance treatment.
  • the purpose is to propose a steel plate.
  • the inventors have made various studies in order to improve the corrosion resistance of the shear end face of the ferritic / austenitic stainless steel sheet.
  • a close observation of the corrosion state of the shear end face shows that the starting point of corrosion is on the fracture surface, and reducing this fracture surface and reducing the surface roughness of the fracture surface can prevent corrosion.
  • the fracture surface is one of surface states called “sag”, “shear surface”, “fracture surface” and “burr” which are confirmed by observing the processed surface after shearing the steel sheet.
  • the inventors have controlled the crystal grain size of the ferrite phase and the austenite phase to an appropriate range, and appropriately set the sulfide to improve the fracture surface. The knowledge that it was effective was obtained. Furthermore, the inventors have also added that trace amounts of Co and V are added as components for improving the corrosion resistance, thereby improving the corrosion resistance of each of the austenite phase and the ferrite phase. As a result, the corrosion resistance of the sheared portion is also improved. I found it.
  • One embodiment of the present invention has been made based on the above findings, and the requirements thereof are as follows.
  • the value of Co + 0.25V is 0.10 or more and less than 0.25
  • the metal structure consists only of ferrite phase and austenite phase, The average crystal grain size of the ferrite phase is in the range of 5 to 20 ⁇ m, the average crystal grain size of the austenite phase is in the range of 2 to 10 ⁇ m, A ferritic / austenitic
  • the ferritic / austenitic stainless steel sheet having excellent corrosion resistance of the shear end face according to (1) further comprising at least one selected from the following group.
  • the corrosion resistance of the shear end surface is improved. be able to. For this reason, the overall corrosion resistance of the ferrite-austenitic stainless steel sheet can be improved. As a result, it is possible to suppress a loss of aesthetics and a decrease in life due to corrosion of the steel sheet.
  • ferritic / austenitic stainless steel sheet (hereinafter also simply referred to as a steel sheet) of the present invention will be described.
  • a steel sheet the ferritic / austenitic stainless steel sheet of the present invention.
  • C 0.03% or less C is an element inevitably mixed in the steel, but when the amount of C exceeds 0.03%, Cr 23 C 6 precipitates in the austenite phase and the ferrite phase, and the grain boundary Sensitizes and reduces corrosion resistance. Therefore, it is desirable that the amount of C is small, but up to 0.03% is acceptable.
  • the lower limit of the amount of C is not particularly limited, but is preferably 0.002% or more and more preferably 0.008% or more from the viewpoint of productivity and cost.
  • the upper limit value of the C amount is preferably 0.025% or less.
  • Si 0.1 to 1.0%
  • Si is an element useful as a deoxidizer.
  • the Si amount (content) is less than 0.1%, a sufficient deoxidizing effect cannot be obtained, and a large amount of oxide is dispersed in the steel, increasing the crack starting point during press working.
  • the Si content is limited to a range of 0.1 to 1.0%.
  • the amount of Si is preferably 0.3% or more, and is preferably set to 0.7% or less in order to further suppress deterioration in workability.
  • Mn 0.5 to 5.0% Mn has a deoxidizing action. Furthermore, in this embodiment, it turned out that there exists an effect of preventing the increase in the surface roughness in the part of the torn surface in a shear end face by controlling the dispersion
  • the amount of Mn exceeds 5.0%, Mn oxide begins to be generated in the passive film, and conversely, the corrosion resistance is lowered. Therefore, the amount of Mn is limited to the range of 0.5 to 5.0%. From the viewpoint of preventing a decrease in surface roughness, the amount of Mn is preferably 1.0% or more. In order to further suppress the formation of Mn oxide in the passive film, the Mn content is preferably 4.0% or less.
  • P 0.04% or less
  • P is an element that lowers corrosion resistance. Moreover, since P segregates at the crystal grain boundary to reduce hot workability, the addition of an excessive amount of P makes it difficult to manufacture. Therefore, it is desirable that the P content is low, but since it is acceptable up to 0.04% or less, the P content is limited to 0.04% or less. Desirably, the amount of P is 0.03% or less.
  • Al 0.015 to 0.10% Since Al is an effective component for deoxidation, it is necessary to contain 0.015% or more of Al. On the other hand, when the Al content exceeds 0.10%, surface flaws due to Al-based nonmetallic inclusions increase, and Al-based nonmetallic inclusions become the starting point of cracking. Therefore, the Al content is 0.015 to 0.10%. From the viewpoint of sufficiently enjoying the deoxidation effect, the Al content is preferably 0.02% or more. In order to further suppress the formation of Al-based nonmetallic inclusions, the Al content is preferably 0.05% or less.
  • Cr 19.0 to 24.0% Cr is an important element that determines the corrosion resistance of stainless steel.
  • the ferrite phase and the austenite phase are mixed at about 50%, and when separated into two phases, Cr concentrates in the ferrite phase.
  • the Cr content decreases, but N, which is an austenite-generating element, is concentrated.
  • the amount of Cr is preferably 20.0% or more.
  • the Cr content is set to 24.0% or less.
  • the amount of Cr is preferably 23.0% or less.
  • Cu 0.5% to 1.5%
  • Cu forms a film on the surface of the stainless steel after the occurrence of corrosion, and has an effect of suppressing dissolution of the base iron due to the anode reaction. Therefore, it is an element useful for improving rust resistance and crevice corrosion resistance. This effect cannot be expected so much when the Cu content is less than 0.5%.
  • the amount of Cu exceeds 1.5%, embrittlement is promoted at a high temperature, and hot workability is lowered. Therefore, the amount of Cu is limited to the range of 0.5% to 1.5%.
  • the Cu content is preferably 0.7% or more. In order to further suppress the decrease in hot workability, the Cu content is preferably 1.2% or less.
  • Ni 0.60-2.30%
  • Ni is an element that suppresses the anodic reaction due to acid and enables the passive state to be maintained even at a lower pH. That is, Ni has a high effect on crevice corrosion resistance and remarkably suppresses the progress of corrosion in an active dissolution state. If the amount of Ni is less than 0.60%, the effect of improving the crevice corrosion resistance cannot be obtained, and further, the ratio of the austenite phase is lowered, and the workability is remarkably lowered. On the other hand, when the amount of Ni exceeds 2.30%, the ratio of the austenite phase increases and the hot workability is lowered. Therefore, the Ni content is limited to the range of 0.60 to 2.30%.
  • the lower limit value of the Ni amount is preferably 1.0% or more, and more preferably 1.5% or more.
  • the upper limit of the amount of Ni is preferably 1.5% or less.
  • N 0.06 to 0.20%
  • N is an important element that stabilizes the austenite phase and further improves the corrosion resistance. If the N content is less than 0.06%, the austenite phase ratio is small, and the workability decreases and the corrosion resistance of the austenite phase decreases. On the other hand, if the N content exceeds 0.20%, a large amount of austenite phase is generated, and hot workability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.06 to 0.20%. From the viewpoint of stabilizing the austenite phase, the N content is preferably 0.08% or more. In order to further suppress the decrease in hot workability, the N content is preferably 0.17% or less.
  • Co 0.05-0.25%
  • Co is an element that exhibits the same behavior as Ni and stabilizes the austenite phase. Even if a small amount of Co is added due to coexistence with Ni, the effect is exhibited, but if the amount of Co is less than 0.05%, the effect is not recognized. Further, Co stabilizes the precipitation of the austenite phase at a high temperature range, so that the concentration of N into the austenite phase is promoted, and the N content of the ferrite phase is greatly reduced. For this reason, Co acts on suppression of precipitation of Cr carbonitride (especially Cr nitride).
  • the factor that decreases the corrosion resistance of the steel sheet of the present embodiment is that the Cr concentration around the Cr carbonitride decreases as the Cr carbonitride precipitates.
  • the upper limit of the Co amount is set to 0.25% or less. From the viewpoint of stabilizing the austenite phase, the amount of Co is preferably 0.08% or more. In order to further suppress the decrease in hot workability, the upper limit of the amount of Co is preferably 0.20% or less, and more preferably 0.12% or less.
  • V 0.01 to 0.15%
  • V is a strong carbonitride-forming element. Due to the presence of V in the ferrite phase, carbonitrides are easily generated at high temperatures.
  • the factor that decreases the corrosion resistance of the steel sheet of the present embodiment is that the Cr concentration around the Cr carbonitride decreases as the Cr carbonitride precipitates. For this reason, it becomes possible to suppress precipitation of Cr carbonitride in a low temperature range by depositing V carbonitride in a high temperature range. Since this effect is recognized by the addition of 0.01% or more of V, the lower limit of the V amount is set to 0.01% or more. On the other hand, addition of an excessive amount of V causes hardening, so the upper limit of the V amount is 0.15% or less.
  • the V content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.08% or more.
  • the V amount is preferably set to 0.12% or less. In a case where the above effect is manifested with a small amount of V, the amount of V is preferably less than 0.05%.
  • Ca 0.002% or less Ca is an effective component for deoxidation. Ca is also an element that generates sulfides, and Ca is an effective element for stabilizing sulfides that contribute to good properties of the shear fracture surface. In order to enjoy this effect, the Ca content is preferably 0.0003% or more. However, when the Ca content exceeds 0.002%, coarse CaS is generated and becomes the starting point of rust. Therefore, the Ca content is 0.002% or less.
  • S 0.0002 to 0.0040% S is an important element in the present embodiment.
  • S forms sulfides with Mn, Ca, etc. in stainless steel and causes corrosion resistance to be reduced, it has been considered desirable to reduce the amount of S.
  • MnS and CaS which have been considered to be unfavorable in the past by the inventors, if the particle size and dispersion state are appropriately controlled, the surface properties of the shear end face are stably maintained at a high level. It became clear that the corrosion resistance was not lowered.
  • the lower limit of the S amount is made 0.0002% or more.
  • the S content is limited to a range of 0.0002 to 0.0040%.
  • the lower limit value of the S amount is more preferably 0.0003% or more, and the upper limit value of the S amount is more preferably 0.0010% or less. Therefore, a more preferable range of the amount of S is 0.0003 to 0.0010%.
  • Co + 0.25V value 0.10 or more and less than 0.25
  • the reason why the corrosion resistance of the steel sheet of the present embodiment is reduced is that the Cr concentration around the Cr carbonitride is reduced as the Cr carbonitride is precipitated. is there.
  • a sufficient amount of austenite phase is precipitated up to the upper limit of the Cr nitride precipitation temperature, and the amount of N in the ferrite phase is reduced. It is important to keep it. For this purpose, it is effective to promote precipitation of the austenite phase by adding Co and to fix N remaining in the ferrite phase with V.
  • the lower limit value of the value of Co + 0.25V is set to 0.10 or more.
  • the lower limit value of the value of Co + 0.25 V is preferably 0.12 or more.
  • Co + 0.25V the value of Co + 0.25V is too large, the ratio of the austenite phase is excessively increased, and there is a possibility that hot workability is reduced. For this reason, the upper limit of the value of Co + 0.25V is set to less than 0.25. Of Co + 0.25V, Co and V indicate the content (mass%) of each element.
  • Nb 0.005 to 0.2%
  • Nb is an element that fixes C and N, prevents sensitization by Cr carbonitride, and improves corrosion resistance. However, if the amount of Nb is less than 0.005%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.2%, the ferrite phase becomes hard due to solid solution strengthening and the workability is lowered. For this reason, the Nb content is preferably in the range of 0.005 to 0.2%.
  • Ti 0.005 to 0.2%
  • Ti is an element that fixes C and N, prevents sensitization by Cr carbonitride, and improves corrosion resistance. However, if the amount of Ti is less than 0.005%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the Ti amount exceeds 0.2%, the ferrite phase is hardened and the toughness is lowered. Further, the Ti-based precipitate causes a reduction in surface roughness. Therefore, the Ti content is preferably in the range of 0.005 to 0.2%.
  • W 0.005 to 0.2% W, like Ti, has the effect of fixing C and N and preventing sensitization by Cr carbonitride. However, if the amount of W is less than 0.005%, the effect is not recognized. On the other hand, if the amount of W exceeds 0.2%, hardening is caused and workability is lowered. Therefore, it is preferable to set the W amount in the range of 0.005 to 0.2%.
  • Mo 0.01 to 1.0% Mo is an element that improves the corrosion resistance. However, if the amount of Mo is less than 0.01%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the amount of Mo exceeds 1.0%, hardening is caused and workability is reduced. Therefore, the Mo amount is preferably 0.01 to 1.0%.
  • Sn, Sb 0.005 to 0.2%
  • Sn and Sb are elements that improve corrosion resistance, but are also solid solution strengthening elements of the ferrite phase. For this reason, the upper limit of each amount of Sn and Sb is set to 0.2%. When the amount of either Sn or Sb is 0.005% or more, the effect of improving the corrosion resistance is exhibited. Therefore, the respective amounts of Sn and Sb are set to 0.005 to 0.2%.
  • the lower limit value of each amount of Sn and Sb is preferably 0.03% or more.
  • the upper limit value of each amount of Sn and Sb is preferably 0.1% or less.
  • Ga 0.001 to 0.05%
  • Ga is an element that contributes to improving corrosion resistance. The effect appears when the Ga content is 0.001% or more. If the Ga content exceeds 0.05%, the effect is saturated. For this reason, Ga can be contained in an amount in the range of 0.001 to 0.05%.
  • Zr 0.005 to 0.5%
  • Zr is an element that contributes to improving corrosion resistance. The effect appears when the amount of Zr is 0.005% or more. If the amount of Zr exceeds 0.5%, the effect is saturated. Therefore, Zr can be contained in an amount in the range of 0.005 to 0.5%.
  • Ta 0.005 to 0.1% Ta is an element that improves corrosion resistance by modification of inclusions, and may be contained as necessary. Since the effect is exerted by 0.005% or more of Ta, the lower limit of the Ta amount may be 0.005% or more. However, if the amount of Ta exceeds 0.1%, ductility at room temperature and toughness are reduced. For this reason, the upper limit of Ta amount becomes like this. Preferably it is 0.1% or less, More preferably, it is 0.050% or less. In the case where the above effect is manifested with a small amount of Ta, the amount of Ta is preferably 0.020% or less.
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • B is an element useful for preventing secondary work embrittlement and hot workability deterioration, and is an element that does not affect the corrosion resistance. For this reason, B can be contained with 0.0002% or more as the lower limit of the B amount. However, if the amount of B exceeds 0.0050%, the hot workability is deteriorated, so the upper limit of the amount of B is preferably 0.0050% or less. The upper limit of the B content is preferably 0.0020% or less.
  • the balance other than the above-described elements is Fe and inevitable impurities, but other elements other than the above-described elements may be included within a range that does not impair the effects of the present embodiment. I can do it.
  • ⁇ Average grain size of ferrite phase 5 to 20 ⁇ m>
  • ⁇ Average crystal grain size of austenite phase 2 to 10 ⁇ m>
  • the metal structure of a ferritic / austenitic stainless steel sheet consists of only a ferrite phase and an austenite phase.
  • the crystal grain sizes of the ferrite phase and austenite phase have an excessive influence on the mechanical properties and the surface properties of the shear end face.
  • the recrystallization temperatures of the ferrite phase and the austenite phase are different, and grain growth occurs in the ferrite phase in the recrystallization temperature range of the austenite phase.
  • the strength difference increases (becomes larger) as the particle size difference between the ferrite phase and the austenite phase increases. If the difference in strength is large, cracks occur at the interface between the ferrite phase and the austenite phase during shearing, which becomes a starting point for crevice corrosion.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the average crystal grain size of a ferrite phase and an austenite phase that affects the corrosion resistance after shearing.
  • the upper limit of the average crystal grain size of the ferrite phase is set to 20 ⁇ m.
  • the average crystal grain size of the ferrite phase is less than 5 ⁇ m, since recrystallization of the austenite phase is not completed, the strength is improved and burrs are hardly formed.
  • the area of the fracture surface increases significantly and the corrosion resistance decreases. Even when the average crystal grain size of the austenite phase is less than 2 ⁇ m, the increase in strength is remarkable, and the corrosion resistance decreases for the same reason. On the other hand, when the average crystal grain size of the austenite phase exceeds 10 ⁇ m, burrs increase due to the effect of softening, the roughness of the fracture surface decreases, and microscopic gaps are formed. In addition, coarse grains are generated in a part of the ferrite phase, which promotes interface cracking. As a result, the corrosion resistance is greatly reduced. Accordingly, the average crystal grain size of the ferrite phase is 5 to 20 ⁇ m, and the average crystal grain size of the austenite phase is 2 to 10 ⁇ m.
  • the fine gap shape due to the unevenness caused by the dimple fracture surface promotes the lowering of the pH of the adhesion solution and the high salt differentiation (lowering the pH of the adhesion solution and concentrating the salinity in the adhesion solution).
  • the boundary between the sheared surface and the fracture surface and the fracture surface are environments where corrosion is likely to occur, and are considered to be the starting point of corrosion. Therefore, it is expected that a shear end face that is unlikely to cause corrosion is formed by suppressing the formation of a gap at the boundary between the shear plane and the fracture surface.
  • the sulfide indicates CaS, MnS, CrS, TiCS, CuS, or the like.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the size and number of sulfides on the corrosion resistance after shearing.
  • the size (size) of the sulfide in FIG. 2 is the maximum value of the major axis of the expanded sulfide.
  • the number of sulfides in FIG. 2 is the number of sulfides having a major axis of 1 to 5 ⁇ m (number per 5 mm 2 ). As shown in FIG.
  • the major axis of the target sulfide is set in the range of 1 to 5 ⁇ m. Therefore, in this embodiment, a sulfide having a major axis of 1 to 5 ⁇ m is a control target.
  • the major axis of the sulfide to be controlled means the major axis of each sulfide.
  • the maximum value of the major axis of the sulfide is preferably 1 to 5 ⁇ m.
  • the precipitation state of the sulfide was investigated, the following matters were found. It was found that when the number of precipitates (sulfides) per unit area: 5 mm 2 is less than 5, the effect of suppressing the progress of cracks is poor. It has been found that when the number of precipitates (sulfides) per 5 mm 2 exceeds 20, a large amount of gaps are formed and the corrosion resistance is lowered. Therefore, in the present embodiment, 5 to 20 sulfides having a major axis of 1 to 5 ⁇ m are present per 5 mm 2 . Preferably, the sulfide having a major axis of 1 to 5 ⁇ m is present in an amount of 6 or more and 15 or less per 5 mm 2 .
  • the manufacturing method of the ferrite austenitic stainless steel sheet of this embodiment is demonstrated.
  • the average crystal grain size of the ferrite phase and austenite phase and the state of precipitation dispersion of the sulfide are important. For this reason, it is important to manufacture the steel sheet under the following conditions.
  • the rolling rate in the hot rolling and cold rolling processes is important.
  • the hot rolling rough rolling process it is necessary to set the rolling reduction in at least one pass to 30% or more, and in the rough rolling process, processing of 5 passes or more is performed at a temperature of 1000 ° C. or higher.
  • the rolling reduction of cold rolling is 75% or more, and the plate temperature during cold rolling is 150 ° C. or more at the end of the final pass.
  • the strain introduced at the time of cold rolling becomes a nucleus for formation of recrystallized grains.
  • the processing temperature of each step of annealing the hot-rolled sheet and annealing the cold-rolled sheet is important.
  • the conditions are preferably set such that the annealing temperature of the hot-rolled sheet is 1000 to 1100 ° C. and the annealing temperature of the cold-rolled sheet is 950 to 1050 ° C.
  • ferritic / austenitic stainless steel having the above composition is heated to 1150 to 1250 ° C., and then hot rolled to a finishing temperature of 950 ° C. or more and a plate thickness of 3.0 to 6 mm.
  • the rolling reduction of at least one pass in the rough rolling process is set to 30% or more.
  • the temperature of finish rolling shall be 950 degreeC or more, and a hot-rolled sheet is wound up after that, without cooling actively. Slowly cool to 500 ° C. or lower (slowly cool), then put the hot-rolled sheet in a water bath and quench rapidly. The cooling rate after winding is not specified.
  • the cooling rate in the range of 425 to 525 ° C. is preferably 100 ° C./h or more.
  • the hot-rolled steel strip thus produced is annealed at a temperature of 1000 to 1100 ° C. and then pickled.
  • reverse rolling is continuously performed so that the heat generated by the cold rolling does not cool to room temperature, and the plate temperature on the final pass exit side is 160.
  • Cold rolling is performed so that the temperature is higher than or equal to ° C.
  • the obtained cold-rolled sheet is annealed at a temperature of 950 to 1050 ° C., and then pickled to obtain a cold-rolled product.
  • ferritic / austenitic stainless steel of the present embodiment can be obtained by the production method described above, the present embodiment is not limited by the above-described steps and conditions.
  • the means for reducing the fracture surface is not particularly limited to this, and may be appropriately adjusted and set when shearing the steel sheet.
  • an example of the processing method which can reduce a torn surface is given.
  • the inventors conducted various experiments with various shearing conditions changed, and found that clearance control was particularly effective in reducing the fracture surface ratio.
  • the clearance is the ratio of the gap x between the blade and the table to the thickness d of the steel plate.
  • the clearance during shearing affects the area of the fracture surface in the shear end face and the height of the burr.
  • the clearance during shearing is preferably 10-15%.
  • Ferrite and austenitic stainless steels having chemical compositions shown in Tables 1 and 2 were melted. Subsequently, it was heated to a temperature of 1200 ° C., and then hot-rolled at a finishing temperature: 980 ° C. to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 4 mm. In the hot rolling rough rolling process, the rolling reduction of at least one pass was set to 30% or more. Moreover, after making it a hot-rolled sheet, it wound up, cooled slowly to 500 degrees C or less, and then rapidly cooled. Then, the hot-rolled sheet was annealed at the annealing temperatures shown in Tables 3 and 5, and pickled. Subsequently, the sheet thickness was set to 0.6 to 1.2 mm by cold rolling.
  • the initial pass biting temperature was set to 60 ° C., and rolling was continuously performed so that the plate temperature did not decrease.
  • the cold rolling rate and the plate temperature after the final pass (final pass temperature) were as shown in Tables 3 and 5.
  • the obtained cold-rolled sheet was subjected to cold-rolled sheet annealing, and the surface was prepared by pickling finish to obtain a test piece.
  • the size and number of sulfides of the test pieces thus obtained were measured by an optical microscope and SEM-EDS method.
  • the measuring method is shown below. First, the surface of the test piece was polished by # 600, and then mirror-polished to finish. Next, a 5 mm ⁇ 5 mm square was marked on the surface of the test piece. In the marked area, the inclusions were observed using an optical microscope, and the inclusions of about 1 ⁇ m or more existing in the range were marked. Thus, the approximate size of the inclusion was grasped by observation, and the inclusion to be measured was selected. Then, only when the total number of inclusions exceeded 5, the composition of the inclusions was measured at 2 points / piece by the SEM-EDS method.
  • the inclusion was determined as sulfide.
  • the major axis of inclusions determined to be sulfides was measured by the following method. Sulfides have relatively soft properties. For this reason, many sulfide exists in the form extended in the rolling direction. Therefore, the length in the rolling direction was taken as the major axis, and the length (maximum length) from the front end to the rear end of the sulfide was taken as the major axis. In addition, the measured value of the major axis of sulfide was calculated as an integer by rounding off to the first decimal place.
  • the maximum value of the measured values of the major axis obtained is described in the column of “Sulphide major axis” in Tables 4 and 6. Further, the number of sulfides having a major axis measurement value of 1 to 5 ⁇ m was measured, and the number per 5 mm 2 was determined. The number of sulfides having a major axis of 1 to 5 ⁇ m (number per 5 mm 2 ) is shown in “Number of sulfides” in Tables 4 and 6.
  • the ferrite phase and the austenite phase are separated by the electron backscatter diffraction (EBSD) method using a field emission scanning electron microscope JSM-7000F manufactured by JEOL Ltd., and the crystal grain sizes of the ferrite phase and the austenite phase are determined. It was measured.
  • the acceleration voltage at the time of measurement was 25 kV
  • the step size was 0.5 ⁇ m
  • the measurement position was the central position of the plate thickness in the cross section in the rolling direction at the center position of the width of the test piece.
  • OSL software of TSL Solutions Co., Ltd. and measure the crystal grain size of ferrite phase and austenite phase with the grain boundary as the grain boundary where the orientation difference between adjacent grains is 15 ° or more did.
  • the average value of the measured crystal grain size was calculated to obtain the average crystal grain size.
  • the average crystal grain size of the ferrite phase is shown in the column of “Grain size of ferrite phase” in Tables 4 and 6.
  • the average crystal grain size of the austenite phase is shown in the column of “Grain size of austenite phase” in Tables 4 and 6.
  • a test piece of a ferrite / austenitic stainless steel plate obtained under the above manufacturing conditions was cut into a size of 120 mm ⁇ 75 mm, and a silicon tape was attached to the cut surface to render the influence of the four end surfaces harmless.
  • the gap (shear clearance) between the male and female die of the punching tool was adjusted by using a female die of the punching tool having various diameters. Circular shearing was applied to the center of the sample at various shear clearances.
  • the shear clearance (%) is a value calculated by the following equation. ⁇ (Difference between male and female diameters of punching tool) / thickness of test piece (steel plate) ⁇ ⁇ 100 After cutting out (shearing), degreasing with acetone was performed.
  • the sample was placed on a cyclic corrosion tester at an inclination of 75 ° with the burr-out side facing up. Then, a cycle corrosion test based on JASO M 609-91 was conducted for 6 cycles. After the test, a sample in which corrosion did not occur on the shear end face was evaluated as “no rust generation”, and a sample in which corrosion was observed was evaluated as “rust generation”. The obtained results are shown in Tables 4 and 6.
  • the plate temperature after the final pass during cold rolling was lower than 160 ° C. For this reason, the introduction of strain due to cold rolling was very large, and the strain could become the nucleus of recrystallization, resulting in fine crystal grains and causing rust.
  • the corrosion end face is excellent in corrosion resistance.
  • the ferrite and austenitic stainless steel sheet of this embodiment is suitable for various applications such as a power conditioner (power conditioner, PV (Photovoltaic) inverter) casing, duct hood, solar cell mount, drainage groove and its lid. Can be preferably used.

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Abstract

　本発明は、耐食性処理を行わずに大気環境中で使用されるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板に関して、せん断端面の耐食性を向上させたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板を提供するものである。本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．５～５．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ａｌ：０．０１５～０．１０％、Ｃｒ：１９．０～２４．０％、Ｎｉ：０．６０～２．３０％、Ｃｕ：０．５～１．５％、Ｃｏ：０．０５～０．２５％、Ｖ：０．０１～０．１５％、Ｃａ：０．００２％以下、Ｎ：０．０６～０．２０％、及びＳ：０．０００２～０．００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、Ｃｏ＋０．２５Ｖの値が０．１０以上０．２５未満であり、金属組織がフェライト相とオーステナイト相のみからなり、フェライト相の平均結晶粒径が５～２０μｍであり、オーステナイト相の平均結晶粒径が２～１０μｍであり、長径が１～５μｍの硫化物が５ｍｍ２当たり５～２０個の量で存在することを特徴とする。　

Description

せん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板
　本発明は、せん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系（二相系）ステンレス鋼板に関する。特に、本発明は、大気環境中で、せん断加工された状態のままでありせん断端面の耐食性処理を行わずに使用される用途に供して好適なフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板に関する。
　本願は、２０１５年３月２６日に、日本に出願された特願２０１５－０６５０２８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　フェライト・オーステナイト系（二相系）ステンレス鋼は、その優れた強度と耐食性から幅広い用途に使用されている。太陽電池の架台などのほとんど加工の必要のないものから、屋外配管などの支持部品のような加工が厳しいものまで、その用途は様々である。
　このようなフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造過程では、その利便性からせん断加工による鋼板の切出し、成形、打ち抜きが行われる場合が多い。そして、通常、このフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、せん断加工された状態のままでありせん断端面の耐食性処理を行わずに使用される。
　フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼をせん断加工して端面の耐食性処理を行わずに使用した場合、平滑な表面と比較して端面の腐食（端面腐食、端面さび）は激しく、端面の腐食は、流れさびやもらいさびの原因となって、鋼板全体の耐食性を低下させる原因となる。この端面さびの問題は、端面で地鉄が露出するめっき鋼板などと違い、端面であっても不動態化によって耐食性がある程度保たれるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼では、あまり重要視されていなかった。
　しかし、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の市場が拡大するにつれて使用環境も拡大し、平滑な表面と端面との耐食性の差が問題とされるようになった。フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板では、常温においてフェライト相とオーステナイト相が存在しており、このせん断端面に存在するフェライト相がさびの原因となる。
　フェライト系ステンレス鋼の端面のさびは、凹凸によるミクロな隙間腐食によって起こるといわれている。隙間腐食に関しては古くから研究されており、最近でも特許文献１や特許文献２などに耐隙間腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
　これらのフェライト系ステンレス鋼板は、隙間腐食などの局部腐食に対して効果があるが、せん断端面における発銹（錆の発生）を抑制するためには、必ずしも十分とはいえず、端面腐食が発生する場合があった。
　こういった背景から、端面のバリ性状に着目した特許文献３では、せん断端面の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。さらに、良好なせん断端面の形状を得るための加工方法が特許文献４に開示されている。
　上記のとおり、フェライト系ステンレス鋼の端面の耐食性を改善する手法として、これまで様々な技術が検討、開発されている。
　しかしながら、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼と比較して高強度の特性を有している。このため、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼のせん断面の性状は、フェライト系ステンレス鋼のせん断面の性状と大きく異なる。さらに、せん断面の形状に加え、オーステナイト相とフェライト相の強度差から微小なすき間形状が形成され易く、これが耐食性に大きく影響する。このため、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼のせん断端面の耐食性を改善するには、上記の特許文献に記載された従来の方法のみでは不十分であり、せん断端面におけるさび発生の問題が依然として残存している。
特開２００５－８９８２８号公報 特開２００６－２５７５４４号公報 特許第５３７５０６９号公報 特開２０１０－１３７３４４号公報
　本発明は、上記の問題を有利に解決するものであり、耐食性処理を行わずに大気環境中で使用されるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板に関して、せん断端面の耐食性を向上させたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板を提案することを目的とする。
　発明者らは、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板のせん断端面の耐食性の改善を図るべく種々の検討を加えた。特に、せん断端面の腐食状態について綿密な観察を行ったところ、腐食の起点が破断面にあり、この破断面を減少させること、および破断面の表面粗さを軽減させることが、腐食の防止につながることを見出した。
　ここで、破断面とは、鋼板をせん断後に加工面を観察すると確認される、「だれ」、「せん断面」、「破断面」および「バリ」と呼ばれる表面状態のうちのひとつである。
　そこで、上記耐食性の改善に関し、さらに検討を重ねた結果、発明者らは、破断面の改善については、フェライト相とオーステナイト相の結晶粒径を適正な範囲に制御し、かつ硫化物を適正に存在させることが有効であるとの知見を得た。さらに、発明者らは、耐食性を改善する成分としてＣｏとＶを微量添加することにより、オーステナイト相とフェライト相のそれぞれの耐食性が改善され、その結果、せん断部の耐食性が向上することも併せて見出した。
　本発明の一態様は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要件は次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．１～１．０％、
Ｍｎ：０．５～５．０％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ａｌ：０．０１５～０．１０％、
Ｃｒ：１９．０～２４．０％、
Ｎｉ：０．６０～２．３０％、
Ｃｕ：０．５～１．５％、
Ｃｏ：０．０５～０．２５％、
Ｖ：０．０１～０．１５％、
Ｃａ：０．００２％以下、
Ｎ：０．０６～０．２０％、及び
Ｓ：０．０００２～０．００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である化学成分を有し、
　Ｃｏ＋０．２５Ｖの値が０．１０以上０．２５未満であり、
　金属組織がフェライト相とオーステナイト相のみからなり、
　前記フェライト相の平均結晶粒径が５～２０μｍの範囲であり、前記オーステナイト相の平均結晶粒径が２～１０μｍの範囲であり、
　鋼中に長径が１～５μｍの硫化物が５ｍｍ２当たり５～２０個の量で存在することを特徴とするせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
（２）さらに以下の群より選択される１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
第１群：
　質量％で、
Ｎｂ：０．００５～０．２％、
Ｔｉ：０．００５～０．２％、
Ｗ：０．００５～０．２％、及び
Ｍｏ：０．０１～１．０％
から選択される１種または２種以上。
第２群：
　質量％で、
Ｓｎ：０．００５～０．２％、
Ｓｂ：０．００５～０．２％、
Ｇａ：０．００１～０．０５％、
Ｚｒ：０．００５～０．５％、
Ｔａ：０．００５～０．１％、及び
Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
から選択される１種または２種以上。
（３）前記のＣｏ＋０．２５Ｖの値が０．１２以上０．２５未満であることを特徴とする（１）又は（２）に記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
（４）前記のＣｏ，Ｖ，Ｓ，Ｎ，Ｃｒ，及びＮｉのうちいずれか１種以上のそれぞれの含有量が、質量％で、以下の範囲を満たすことを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｃｏ：０．０５～０．１２％、
Ｖ：０．０８～０．１２％、
Ｓ：０．０００３～０．００１０％、
Ｎ：０．０８～０．１７％、
Ｃｒ：２０．０～２３．０％、
Ｎｉ：１．０～１．５％。
（５）前記Ｖの含有量が、質量％で、以下の範囲を満たすことを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｖ：０．０１～０．０５％未満。
（６）前記のＣｏ，Ｓ，Ｎ，Ｃｒ，及びＮｉのうちいずれか１種以上のそれぞれの含有量が、質量％で、以下の範囲を満たすことを特徴とする（５）に記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｃｏ：０．０５～０．１２％、
Ｓ：０．０００３～０．００１０％、
Ｎ：０．０８～０．１７％、
Ｃｒ：２０．０～２３．０％、
Ｎｉ：１．０～１．５％。
　本発明の一態様によれば、せん断端面に対して耐食性処理を行わずにそのままの状態で、主に大気環境中で使用されるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板において、せん断端面の耐食性の向上を図ることができる。このため、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の全体の耐食性を向上させることができる。その結果、鋼板の腐食による美観の損失、寿命の低下などを抑制することが可能である。
せん断加工後の耐食性におよぼすフェライト相とオーステナイト相の平均結晶粒径の関係を示したグラフである。 せん断加工後の耐食性におよぼす硫化物のサイズと個数の関係を示したグラフである。
　以下、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板（以下、単に鋼板とも称する。）の一実施形態について説明する。
　まず、本実施形態に係る鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。なお、鋼の成分を示す％については、特に断らない限り質量％を意味する。
　Ｃ：０．０３％以下
　Ｃは、鋼中に不可避的に混入する元素であるが、Ｃ量が０．０３％を超えると、オーステナイト相およびフェライト相でＣｒ２３Ｃ６が析出し結晶粒界を鋭敏化して耐食性を低下させる。従って、Ｃ量は少ないほうが望ましいが、０．０３％までは許容できる。Ｃ量の下限値は、特に限定しないが、生産性およびコストの観点から、好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００８％以上である。Ｃ量の上限値は、好ましくは０．０２５％以下である。
　Ｓｉ：０．１～１．０％
　Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素である。しかしながら、Ｓｉ量（含有率）が０．１％未満では、十分な脱酸効果が得られず、酸化物が多量に鋼中に分散し、プレス加工時の割れ起点が増加する。一方、１．０％を超えてＳｉを添加すると、フェライト相が硬質化して加工性の低下を招く。従って、Ｓｉ量を０．１～１．０％の範囲に限定する。Ｓｉ量は、好ましくは０．３％以上であり、加工性の低下をより抑制するためには０．７％以下とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．５～５．０％
　Ｍｎは、脱酸作用がある。さらに本実施形態では、ＭｎＳの分散状態を制御することで、せん断端面中の破断面の部分における表面粗さの増加を防ぐという効果があることがわかった。その機構は明らかではないが、以下のように推察される。
　つまり、耐食性に影響を与えない程度の比較的微細なＭｎＳ粒子の存在が、破断面の亀裂の伝播を容易にし、直線的な破断面の形状が生じ易くなる、というものである。ただし、その効果は、Ｓ量が少ない本実施形態の鋼板において、Ｍｎ量が０．５％未満では得られない。一方、Ｍｎ量が５．０％を超えると、不働態被膜内にＭｎ酸化物が生成し始め、逆に耐食性の低下を招く。従って、Ｍｎ量を０．５～５．０％の範囲に限定する。表面粗さの低下を防ぐ観点から、Ｍｎ量を好ましくは１．０％以上とする。不働態被膜内のＭｎ酸化物の生成をより抑制するためにはＭｎ量を４．０％以下とすることが好ましい。
　Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは、耐食性を低下させる元素である。また、結晶粒界にＰが偏析することで熱間加工性を低下させるため、過剰量のＰの添加は製造を困難にする。よって、Ｐ含有量は低いほうが望ましいが、０．０４％以下までは許容できるため、Ｐ量は０．０４％以下に制限する。望ましくは、Ｐ量は０．０３％以下である。
　Ａｌ：０．０１５～０．１０％
　Ａｌは、脱酸のために有効な成分であるため、０．０１５％以上のＡｌを含有する必要がある。一方、Ａｌ量が０．１０％を超えると、Ａｌ系の非金属介在物による表面疵が増加するとともに、Ａｌ系の非金属介在物が割れの起点となる。従って、Ａｌ量を０．０１５～０．１０％とする。脱酸効果を十分に享受する観点から、Ａｌ量を好ましくは０．０２％以上とする。Ａｌ系の非金属介在物の生成をより抑制するためにはＡｌ量を０．０５％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒ：１９．０～２４．０％
　Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を決める重要な元素である。本実施形態では、フェライト相とオーステナイト相がそれぞれ約５０％で混在する組織であり、二相に分離した場合、フェライト相にはＣｒが濃縮する。一方、オーステナイト相では、Ｃｒ量が低下するが、オーステナイト生成元素であるＮが濃縮する。オーステナイト相の耐食性を確保するために、１９．０％以上のＣｒを含有させる。Ｃｒ量は、好ましくは２０．０％以上である。
　一方、Ｃｒ量が２４．０％を超えると、フェライト相へσ相が生成しやすくなり、材料の硬化、耐食性の低下につながる。従って、Ｃｒ量を２４．０％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは、２３．０％以下である。
　Ｃｕ：０．５％～１．５％
　Ｃｕは、腐食発生後のステンレス鋼の表面に被膜を形成し、アノード反応による地鉄の溶解を抑制する効果がある。従って、耐発銹性の向上および耐隙間腐食性の向上にも有用な元素である。
　この効果は、Ｃｕ量が０．５％未満ではあまり期待できない。一方、Ｃｕ量が１．５％を超えると、高温で脆化を促進し、熱間加工性が低下する。従って、Ｃｕ量を０．５％～１．５％の範囲に限定する。耐発銹性および耐隙間腐食性の向上の観点から、Ｃｕ量を好ましくは０．７％以上とする。熱間加工性の低下をより抑制するためには、Ｃｕ量を１．２％以下とすることが好ましい。
　Ｎｉ：０．６０～２．３０％
　Ｎｉは、酸によるアノード反応を抑制し、より低いｐＨでも不動態の維持を可能にする元素である。すなわちＮｉは、耐隙間腐食性に対する効果が高く、活性溶解状態における腐食の進行を顕著に抑制する。Ｎｉ量が０．６０％未満では、耐隙間腐食性を向上させる効果が得られず、さらに、オーステナイト相の比率が低下し、加工性を著しく低下させる。一方、Ｎｉ量が２．３０％を超えると、オーステナイト相の比率が増加し、熱間加工性を低下させる。従って、Ｎｉ量を０．６０～２．３０％の範囲に限定する。なお、Ｎｉ量の下限値は、好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは１．５％以上である。Ｎｉ量の上限値は、好ましくは１．５％以下である。
　Ｎ：０．０６～０．２０％
　Ｎは、オーステナイト相を安定させ、さらに、耐食性を向上させる重要な元素である。Ｎ量が０．０６％未満では、オーステナイト相の比率が少量で加工性が低下するとともにオーステナイト相の耐食性が低下する。一方、Ｎ量が０．２０％を超えると、逆にオーステナイト相が多量に生成し、熱間加工性が著しく低下する。従って、Ｎ量を０．０６～０．２０％とする。オーステナイト相の安定化の観点から、Ｎ量を好ましくは０．０８％以上とする。熱間加工性の低下をより抑制するためにはＮ量を０．１７％以下とすることが好ましい。
　Ｃｏ：０．０５～０．２５％
　Ｃｏは、Ｎｉと同様の挙動を示し、オーステナイト相を安定させる元素である。Ｎｉとの共存により微量のＣｏを添加しても、その効果を発現するが、Ｃｏ量が０．０５％未満では、その効果は認められない。また、Ｃｏは、高温域でオーステナイト相の析出を安定化するため、オーステナイト相へのＮの濃縮が促進し、フェライト相のＮ量を大幅に低下させる。このため、Ｃｏは、Ｃｒ炭窒化物（特にＣｒ窒化物）の析出の抑制に作用する。本実施形態の鋼板の耐食性が低下する要因は、Ｃｒ炭窒化物の析出に伴ってＣｒ炭窒化物の周辺のＣｒ濃度が低下することである。このため、Ｃｏは、特にＣｒ炭窒化物の析出の抑制に作用することによって、フェライト粒界もしくはフェライト相とオーステナイト相との界面における耐食性の劣化を抑制する。一方、過剰な量のＣｏの添加は、オーステナイト相の比率を上昇させ、熱間加工性の低下を招く。更に、Ｃｏは稀少な元素であり高価であることから、多量のＣｏの添加は過大なコスト増加を招く。そのため、Ｃｏ量の上限を０．２５％以下とする。オーステナイト相安定化の観点から、Ｃｏ量を好ましくは０．０８％以上とする。熱間加工性の低下をより抑制するためには、Ｃｏ量の上限値は、好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１２％以下である。
　Ｖ：０．０１～０．１５％
　Ｖは、強力な炭窒化物生成元素である。フェライト相中にＶが存在することで、高温域で容易に炭窒化物が生成する。本実施形態の鋼板の耐食性が低下する要因は、Ｃｒ炭窒化物の析出に伴ってＣｒ炭窒化物の周辺のＣｒ濃度が低下することである。このため、高温域でＶの炭窒化物が析出することにより、低温域でのＣｒ炭窒化物の析出を抑制することが可能となる。この効果は、０．０１％以上のＶの添加によって認められるため、Ｖ量の下限を０．０１％以上とする。一方、過剰な量のＶの添加は硬質化を招くため、Ｖ量の上限を０．１５％以下とする。Ｖ系炭窒化物の生成を促し、Ｃｒ炭窒化物の析出を抑制する観点から、Ｖ量を、好ましくは０．０５％以上とし、さらに好ましくは０．０８％以上とする。硬質化をより抑制するためにはＶ量を０．１２％以下とすることが好ましい。少量のＶ量によって、上記効果を発現させる場合には、Ｖ量を０．０５％未満とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．００２％以下
　Ｃａは、脱酸のために有効な成分である。また、Ｃａは、硫化物を生成する元素でもあり、せん断破面の良好な性状に寄与する硫化物を安定させるためにＣａは有効な元素である。この効果を享受するためには、Ｃａ量を０．０００３％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ量が０．００２％を超えると、粗大なＣａＳが生成しさびの起点となる。従って、Ｃａ量を０．００２％以下とする。
　Ｓ：０．０００２～０．００４０％
　Ｓは、本実施形態において重要な元素である。従来、Ｓは、ステンレス鋼中でＭｎやＣａなどと硫化物を形成し、耐食性を低下させる要因となるため、Ｓ量を低減することが望ましいとされていた。しかしながら、発明者らの研究では、従来好ましくないとされていたＭｎＳやＣａＳであっても、その粒径および分散状態を適正に制御すれば、せん断端面の表面性状を安定的に高位に維持することが可能となり、耐食性を低下させないことが明確となった。
　Ｓ含有量を０．０００２％未満にするためには、原料を厳選する必要があり、また脱硫工程の負荷を増大させるので、Ｓ量の下限を０．０００２％以上とする。一方、Ｓ量が０．００４０％を超えると、硫化物の粗大化が認められ、さびの原因となる。従って、Ｓ量を０．０００２～０．００４０％の範囲に限定する。Ｓ量の下限値は、より好ましくは０．０００３％以上であり、Ｓ量の上限値は、より好ましくは０．００１０％以下である。従って、Ｓ量のより好ましい範囲は０．０００３～０．００１０％である。
　Ｃｏ＋０．２５Ｖの値：０．１０以上０．２５未満
　本実施形態の鋼板の耐食性が低下する要因は、Ｃｒ炭窒化物の析出に伴ってＣｒ炭窒化物の周辺のＣｒ濃度が低下することである。本実施形態において、Ｃｒ炭窒化物、特にＣｒ窒化物の生成を抑制するために、Ｃｒ窒化物の析出温度の上限までに十分な量のオーステナイト相を析出させ、フェライト相中のＮ量を低減しておくことが重要である。そのためには、Ｃｏの添加により、オーステナイト相の析出を促進すること、及びフェライト相中に残存するＮをＶによって固定することが有効である。Ｃｏ＋０．２５Ｖの値が０．１０未満の場合には、フェライト相内のＮ量を低減する効果が無い。このため、フェライト／フェライト粒界において、Ｃｒ窒化物が生成し、耐食性を劣化させる。従って、Ｃｏ＋０．２５Ｖの値の下限値を０．１０以上とする。Ｃｏ＋０．２５Ｖの値を０．１２以上とすることで、Ｃｒ窒化物の生成量の低下が明確となる。このため、Ｃｏ＋０．２５Ｖの値の下限値は、好ましくは０．１２以上である。一方、Ｃｏ＋０．２５Ｖの値が大きすぎると、オーステナイト相の比率が過度に上昇し、熱間加工性の低下を招くおそれがある。このため、Ｃｏ＋０．２５Ｖの値の上限値を０．２５未満とする。
　なお、Ｃｏ＋０．２５Ｖのうち、Ｃｏ，Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
　以上、本実施形態の鋼板の基本成分について説明したが、本実施形態ではその他にも耐食性改善のために、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
　Ｎｂ：０．００５～０．２％
　Ｎｂは、Ｃ、Ｎを固定してＣｒ炭窒化物による鋭敏化を防ぎ、耐食性を向上させる元素である。しかしながらＮｂ量が０．００５％未満では、その添加効果に乏しい。一方、Ｎｂ量が０．２％を超えると、固溶強化によりフェライト相が硬質化し加工性を低下させる。このため、Ｎｂ量を０．００５～０．２％の範囲とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００５～０．２％
　Ｔｉは、Ｃ、Ｎを固定してＣｒ炭窒化物による鋭敏化を防ぎ、耐食性を向上させる元素である。しかしながらＴｉ量が０．００５％未満では、その添加効果に乏しい。一方、Ｔｉ量が０．２％を超えると、フェライト相の硬質化を招き、靱性を低下させる。さらにＴｉ系析出物により表面粗度の低下を招く。従って、Ｔｉ量を０．００５～０．２％の範囲とすることが好ましい。
　Ｗ：０．００５～０．２％
　ＷもＴｉと同様にＣ、Ｎを固定してＣｒ炭窒化物による鋭敏化を防ぐ効果がある。しかしながら、Ｗ量が０．００５％未満では、その効果は認められない。一方、Ｗ量が０．２％を超えると、硬質化を招き、加工性を低下させる。従って、Ｗ量を０．００５～０．２％の範囲とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．０１～１．０％
　Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。しかしながらＭｏ量が０．０１％未満では、その添加効果に乏しい。一方、Ｍｏ量が１．０％を超えると、硬質化を招き、加工性を低下させる。したがって、Ｍｏ量を０．０１～１．０％とすることが好ましい。
　本実施形態では、さらに以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
　Ｓｎ、Ｓｂ：０．００５～０．２％
　Ｓｎ、Ｓｂは、耐食性を向上させる元素であるが、フェライト相の固溶強化元素でもある。このため、Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの量の上限を０．２％とする。Ｓｎ、Ｓｂのいずれかの量が０．００５％以上の場合、耐食性を向上させる効果が発揮されるため、Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの量を０．００５～０．２％とする。Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの量の下限値は、好ましくは０．０３％以上である。Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの量の上限値は、好ましくは０．１％以下である。
　Ｇａ：０．００１～０．０５％
　Ｇａは耐食性向上に寄与する元素である。Ｇａ量が０．００１％以上で、効果が発現する。Ｇａ量が０．０５％超では、効果が飽和する。このため、０．００１～０．０５％の範囲の量でＧａを含有させることができる。
　Ｚｒ：０．００５～０．５％
　Ｚｒは耐食性向上に寄与する元素である。Ｚｒ量が０．００５％以上で、効果が発現する。Ｚｒ量が０．５％超では、効果が飽和する。このため、０．００５～０．５％の範囲の量でＺｒを含有させることができる。
　Ｔａ：０．００５～０．１％
　Ｔａは、介在物の改質により耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。０．００５％以上の量のＴａによって効果が発揮されるため、Ｔａ量の下限を０．００５％以上とすれば良い。ただし、Ｔａ量が０．１％超では、常温の延性の低下や靭性の低下を招く。このため、Ｔａ量の上限は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。少量のＴａ量によって、上記効果を発現させる場合には、Ｔａ量を０．０２０％以下とすることが好ましい。
　Ｂ：０．０００２～０．００５０％
　Ｂは２次加工脆化や熱間加工性劣化を防止するのに有用な元素であり、耐食性には影響を与えない元素である。このため０．０００２％以上をＢ量の下限としてＢを含有させることができる。しかし、Ｂ量が０．００５０％を超えると、かえって熱間加工性が劣化するので、Ｂ量の上限を０．００５０％以下とするのがよい。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００２０％以下である。
　本実施形態の鋼鈑では、上述した元素以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物であるが、上述した各元素以外の他の元素も、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。
　以上、成分系について説明したが、本実施形態の鋼板は、成分組成を上記の範囲とするだけでは不十分であり、フェライト相とオーステナイト相の平均結晶粒径およびＭｎＳの析出状態を以下の範囲とすることが重要である。
＜フェライト相の平均結晶粒径：５～２０μｍ＞
＜オーステナイト相の平均結晶粒径：２～１０μｍ＞
　フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の金属組織は、フェライト相とオーステナイト相のみからなる。フェライト相とオーステナイト相のそれぞれの結晶粒径は、機械的性質やせん断端面の表面性状に過大な影響を与える。
　フェライト相とオーステナイト相の再結晶温度は異なり、オーステナイト相の再結晶温度域ではフェライト相は粒成長が生じる。したがって、フェライト相の平均結晶粒径はオーステナイト相の平均結晶粒径よりも大きくなるが、フェライト相とオーステナイト相の粒径差が大きくなると、強度差も拡がっていく（大きくなる）。強度差が大きいと、せん断加工時にフェライト相とオーステナイト相の界面で割れが発生し、すき間腐食の起点となる。
　そこで、せん断加工時に割れが発生しない平均結晶粒径の限界値を調査した。その結果を、図１に示す。
　図１は、せん断加工後の耐食性におよぼすフェライト相とオーステナイト相の平均結晶粒径の関係を示したグラフである。図１より明らかなように、フェライト相とオーステナイト相の平均結晶粒径には、適正な組み合わせが存在する。図１の結果より、フェライト相の平均結晶粒径の上限を２０μｍとする。
　ここで、フェライト相の平均結晶粒径が５μｍ未満の場合、オーステナイト相の再結晶が完了していないため、強度が向上しバリは形成されにくくなる。しかし破断面の面積が大幅に増加し、耐食性が低下してしまう。オーステナイト相の平均結晶粒径が２μｍ未満の場合も、強度の上昇が顕著であり、同様の理由で耐食性が低下する。
　一方、オーステナイト相の平均結晶粒径が１０μｍ超では、軟質化の影響によりバリが増加し、破断面の粗度が低下し、かつミクロな隙間が形成される。さらに、フェライト相の一部に粗大粒が生成し、界面割れを助長する。以上により、耐食性の低下が大きい。
　従って、フェライト相の平均結晶粒径を５～２０μｍとし、オーステナイト相の平均結晶粒径を２～１０μｍとする。
＜硫化物：長径が１～５μｍの粒子（硫化物）が５ｍｍ２当たり５～２０個の量で存在する＞
　以下、鋼板中の硫化物の析出状態を上記の範囲に限定した理由について説明する。
　本発明者らによると、せん断加工が施された端面の腐食の起点は、せん断面と破断面の境界部及び破断面であることが確認された。せん断面と破断面の境界部ですき間が形成され易いため、腐食因子が堆積しやすい。さらに、ディンプル破面に起因した凹凸による微細な隙間形状が、付着溶液の低ｐＨ化、高塩分化を促進する（付着溶液のｐＨを下げ、かつ付着溶液中の塩分を濃化する）。このため、せん断面と破断面の境界部及び破断面は、腐食が起こりやすい環境となっており、腐食の起点となると考えられる。従って、せん断面と破断面の境界部にすき間が形成されることを抑制することで、腐食の起こりにくいせん断端面が形成されると予想される。ここで硫化物とは、ＣａＳ、ＭｎＳ、ＣｒＳ、ＴｉＣＳ、ＣｕＳ等を示している。
　そこで本発明者らは、製造条件を変化させた試験片を用いて耐食性試験を実施した。そして、耐食性が良好な試験片、及び比較として耐食性が劣位であった試験片を数個抽出し、試験片のミクロ組織を解析した。その結果を図２に示す。図２は、せん断加工後の耐食性におよぼす硫化物のサイズと個数の関係を示したグラフである。ここで、図２中の硫化物の大きさ（サイズ）は、展伸した硫化物の長径の最大値である。図２中の硫化物の個数は、長径が１～５μｍの硫化物の個数（５ｍｍ２当たりの個数）である。図２に示すとおり、硫化物の析出形態とせん断端面の性状に相関があり、腐食の発生が少ない条件が存在することが明らかとなった。すなわち、鋼中において１～５μｍの長径を有する硫化物を５ｍｍ２あたりに、５～２０個の量で存在させることが重要であることが明らかとなった。ここで、長径が１μｍ未満の硫化物（図２において硫化物の大きさ（長径の最大値）が１μｍ未満の場合）では、破断時に生じる亀裂の進展を抑制する効果が小さい。一方、長径が５μｍを超える硫化物（図２において硫化物の大きさ（長径の最大値）が５μｍ超の場合）では、表面に現れた硫化物が欠落してより大きな亀裂を形成する。このため、対象とする硫化物の長径を１～５μｍの範囲とする。よって、本実施形態では、長径が１～５μｍの硫化物を制御の対象とする。ここで、制御の対象となる硫化物の長径とは、個々の硫化物の長径を意味する。
　また、本実施形態では、硫化物の長径の最大値が１～５μｍであることが好ましい。
　次に、かかる硫化物の析出状態について調査したところ、以下の事項が判明した。単位面積：５ｍｍ２当たりの析出物（硫化物）の個数が５個未満では、亀裂の進展を抑制する効果が乏しいことが判明した。５ｍｍ２当たりの析出物（硫化物）の個数が２０個超では、すき間が多量に形成され耐食性を低下させることが判明した。従って、本実施形態では、長径が１～５μｍの硫化物を５ｍｍ２当たり５～２０個の量で存在させる。好ましくは、長径が１～５μｍの硫化物を５ｍｍ２当たり６個以上、１５個以下の量で存在させる。
　次に、本実施形態のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態では、上述したとおりフェライト相およびオーステナイト相の平均結晶粒径および硫化物の析出分散の状態が重要であり、そのために以下の条件で鋼板の製造を実施することが肝要である。
　フェライト相とオーステナイト相の平均結晶粒径を上記の範囲に制御するには、熱間圧延および冷間圧延の工程の圧延率が重要である。熱間圧延の粗圧延工程において、少なくとも１パスにおける圧下率を３０％以上とし、かつ粗圧延工程では５パス以上の加工を１０００℃以上の温度で行う必要がある。さらに冷間圧延の圧下率を７５％以上とし、冷間圧延時の板温度を最終パス終了時に１５０℃以上とする必要がある。
　冷延時に導入される歪は再結晶粒の生成核となるが、本実施形態のような高強度鋼では、加工硬化が進むと冷延工程に多大な負荷が生じる。そこで、冷間圧延時の板温度を上昇させることによって負荷を軽減する。この効果は、冷延工程の負荷を低減するだけではなく、再結晶の生成核を過大としないため、結晶粒径の制御においても有用である。フェライト相の平均結晶粒径を５～２０μｍとし、かつオーステナイト相の平均結晶粒径を２～１０μｍとするためには、最終パス後の板温度を１５０℃以上に制御することが必要である。なお、最終パス後の板温度は１パス当たりの圧延率や圧延速度を変更することによって制御することが可能である。
　硫化物のサイズおよび析出個数を上記の範囲に制御するには、熱延板の焼鈍および冷延板の焼鈍のそれぞれの工程の処理温度が重要である。その条件を、熱延板の焼鈍温度：１０００～１１００℃、冷延板の焼鈍温度：９５０～１０５０℃とすることが好ましい。
　また、その他の工程については、特に制限はなく従来公知の方法を適用できる。ちなみに、代表的な製造条件を示すと、以下のとおりである。
　まず上記成分組成を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を１１５０～１２５０℃に加熱し、次いで仕上げ温度を９５０℃以上として板厚が３．０～６ｍｍとなるように熱間圧延を施す。このとき粗圧延の工程の少なくとも１パスの圧下率を３０％以上とする。仕上げ圧延後に通常の冷却速度で冷却すると、オーステナイト相の析出が不十分となる。このため、仕上げ圧延の温度を９５０℃以上とし、その後は積極的に冷却することなく熱延板を巻き取る。５００℃以下まで緩冷却（緩やかに冷却）し、次いで、熱延板を水槽に入れて急冷する。
　巻き取り後の冷却速度は特に規定しない。しかし、４７５℃付近でいわゆる４７５℃脆性による靭性の低下が起こるため、４２５～５２５℃の範囲の冷却速度は１００℃／ｈ以上が望ましい。
　こうして作製された熱間圧延鋼帯に対して１０００～１１００℃の温度で熱延板の焼鈍を施し、次いで酸洗を行う。
　次に、圧下率が７５％以上の冷間圧延を実施する際に、冷延によって生じた加工発熱が室温まで冷却しないように連続的にリバース圧延を施し、最終パス出側の板温度が１６０℃以上となるように冷延を実施する。得られた冷延板に対して９５０～１０５０℃の温度で冷延板の焼鈍を施し、次いで酸洗を行って冷延製品とする。
　以上説明した製法により、本実施形態のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を得ることができるが、上述の各工程、各条件により本実施形態を限定するものではない。
　次に、本実施形態のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板をせん断する際、破断面を低減できるせん断加工方法について説明する。なお、破断面を低減する手段は特にこれに限定されず、鋼板をせん断加工する際に適宜、調整・設定してよい。以下に、破断面を低減できる加工方法の一例を挙げる。
　発明者らは、上記の目的を達成すべく、せん断加工の条件を種々変更して数多くの実験を行ったところ、破断面率の低減には、クリアランスの制御がとりわけ有効であることが判明した。ここで、クリアランスとは、鋼板の厚みｄに対する刃と台の隙間ｘの比率のことである。
　せん断加工の際のクリアランスは、せん断端面中の破断面の面積、およびバリの高さに影響する。種々のクリアランスを検討した結果、本実施形態のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の場合、クリアランスを５～２０％とすれば、破断面の面積およびバリの高さが小さく抑えられ、耐食性が向上することが明らかとなった。せん断加工の際のクリアランスは１０～１５％とすることが好ましい。
　以下に本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要件を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　なお、表中の下線は本実施形態の範囲から外れているものを示す。
　表１、２に示す化学組成を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を溶製した。次いで１２００℃の温度に加熱し、次いで仕上げ温度：９８０℃で熱間圧延を行い、板厚：４ｍｍの熱延板とした。熱間圧延の粗圧延工程のうち少なくとも１パスの圧下率を３０％以上とした。また、熱延板とした後に巻き取り、５００℃以下まで緩冷却し、次いで急冷した。
　その後、表３，５に記載の焼鈍温度で熱延板の焼鈍を行い、酸洗した。次いで、冷間圧延で板厚：０．６～１．２ｍｍとした。冷間圧延に際しては、初期パスの噛み込み温度を６０℃とし、板温度が低下しないように連続して圧延を行った。冷延率、最終パス後の板温（最終パス温度）は表３，５に示す値とした。得られた冷延板に対して、冷延板焼鈍を施し、酸洗仕上げにより表面を整えて試験片とした。
　このようにして得られた試験片の硫化物のサイズと個数を、光学顕微鏡とＳＥＭ－ＥＤＳ法により測定した。測定方法を以下に示す。まず試験片の表面を＃６００で研磨し、次いで鏡面研磨して仕上げた。次いで、５ｍｍ×５ｍｍの正方形を試験片の表面に罫書きした。罫書きした範囲内において、光学顕微鏡を用いて介在物を観察し、その範囲内に存在する１μｍ程度以上の介在物をマーキングした。このように、観察により、介在物のおおよそのサイズを把握し、かつ測定する介在物を選び出した。
　次いで、介在物の総数が５個を超えた場合にのみ、ＳＥＭ－ＥＤＳ法によりその介在物の組成を２箇所／個の地点で測定した。Ｓの濃度が５０％以上となる組成が１箇所でも確認できれば、その介在物を硫化物と判定した。
　以下の方法により、硫化物と判定された介在物の長径を測定した。硫化物は、比較的軟質な特性を有している。このため、多くの硫化物は、圧延方向に展伸した形態で存在する。従って、圧延方向の長さを長径とし、硫化物の先端から後端までの長さ（最大の長さ）を長径として測定した。なお、硫化物の長径の測定値は、小数点第１位で四捨五入し、整数として算出した。得られた長径の測定値のうちの最大値を表４，６の“硫化物の長径”の欄に記載した。
　さらに、長径の測定値が１～５μｍである硫化物の個数を測定し、その５ｍｍ２当たりの個数を求めた。長径が１～５μｍの硫化物の個数（５ｍｍ２当たりの個数）を表４，６の“硫化物の個数”に記載した。
　また、日本電子株式会社製の電界放出型走査電子顕微鏡ＪＳＭ－７０００Ｆを用いて電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により、フェライト相とオーステナイト相を分離し、フェライト相とオーステナイト相の結晶粒径を測定した。測定時の加速電圧を２５ｋＶとし、ステップサイズを０．５μｍとし、測定位置を、試験片の幅の中央位置で圧延方向の断面における板厚の中心部とした。方位解析には、（株）ＴＳＬソリューションズのＯＩＭソフトを用い、隣接する結晶粒の方位差が１５°以上である結晶粒の境界を結晶粒界とし、フェライト相とオーステナイト相の結晶粒径を測定した。フェライト相とオーステナイト相のそれぞれについて、測定された結晶粒径の平均値を算出し、平均結晶粒径を得た。
　フェライト相の平均結晶粒径を表４，６の“フェライト相の粒径”の欄に記載した。オーステナイト相の平均結晶粒径を表４，６の“オーステナイト相の粒径”の欄に記載した。
　以上の製造条件で得られたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の試験片を、１２０ｍｍ×７５ｍｍの大きさに切出し、切断面にシリコンテープを貼り付けて四方端面の影響を無害化した。種々の直径を有する打ち抜き工具の雌型を使用することによって、打ち抜き工具の雄型と雌型のすき間（せん断クリアランス）を調整した。種々のせん断クリアランスにて、サンプルの中央部に対して円形のせん断加工を施した。ここで、せん断クリアランス（％）は、以下の式で算出される値である。
　｛（打ち抜き工具の雄型の直径と雌型の直径との差）／試験片（鋼板）の厚さ｝×１００
　切出した（せん断加工した）後、アセトンによる脱脂を行った。バリの出ている面を上にして傾き：７５°でサイクル腐食試験機にサンプルを配置した。そして、ＪＡＳＯ　Ｍ　６０９－９１に準拠したサイクル腐食試験を６サイクル行った。試験後、せん断端面において腐食が発生していないサンプルを“さび発生なし”と評価し、腐食の発生がみられたサンプルを“さび発生あり”と評価した。
　得られた結果を表４，６に示す。
　試験Ｎｏ．１，２，４，５，８～１１，１３，１４，１６，１９～２７の結果より、本実施形態の範囲を満足していれば、せん断端面の耐食性が良いことがわかる。
　試験Ｎｏ．３，６，７，１７，２２の結果より、フェライト相の平均結晶粒径及びオーステナイト相の平均結晶粒径のいずれか一方又は両方が本実施形態の範囲より外れていた場合には、せん断端面にさびが発生した。特に試験Ｎｏ．２２では、冷間圧延時の最終パス後の板温度が１６０℃よりも低かった。このため、冷延によるひずみの導入が非常に多く、ひずみが再結晶の核となり得たため、微細な結晶粒となりさびの原因となった。
　試験Ｎｏ．１２，１５，１７，１８の結果より、硫化物の個数及び硫化物の長径のいずれか一方又は両方が本実施形態の範囲から外れていた場合、せん断端面でさびが発生した。
　試験Ｎｏ．２８～４６の結果より、化学成分が本実施形態の範囲から外れていた場合、せん断端面にさびが発生していた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本実施形態のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板によれば、せん断端面の耐食性処理を行わず大気環境中で使用しても、せん断端面の耐食性に優れる。このため、本実施形態のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、パワコン（パワーコンディショナー、ＰＶ（Photovoltaic）インバーター）の筐体、ダクトフード、太陽電池の架台、排水溝およびそのふたなどの様々な用途に対して好適に使用することができる。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３％以下、
    Ｓｉ：０．１～１．０％、
    Ｍｎ：０．５～５．０％、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ａｌ：０．０１５～０．１０％、
    Ｃｒ：１９．０～２４．０％、
    Ｎｉ：０．６０～２．３０％、
    Ｃｕ：０．５～１．５％、
    Ｃｏ：０．０５～０．２５％、
    Ｖ：０．０１～０．１５％、
    Ｃａ：０．００２％以下、
    Ｎ：０．０６～０．２０％、及び
    Ｓ：０．０００２～０．００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である化学成分を有し、
    　Ｃｏ＋０．２５Ｖの値が０．１０以上０．２５未満であり、
    　金属組織がフェライト相とオーステナイト相のみからなり、
    　前記フェライト相の平均結晶粒径が５～２０μｍの範囲であり、前記オーステナイト相の平均結晶粒径が２～１０μｍの範囲であり、
    　鋼中に長径が１～５μｍの硫化物が５ｍｍ２当たり５～２０個の量で存在することを特徴とするせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  2. 　さらに以下の群より選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
    第１群：
    　質量％で、
    Ｎｂ：０．００５～０．２％、
    Ｔｉ：０．００５～０．２％、
    Ｗ：０．００５～０．２％、及び
    Ｍｏ：０．０１～１．０％
    から選択される１種または２種以上。
    第２群：
    　質量％で、
    Ｓｎ：０．００５～０．２％、
    Ｓｂ：０．００５～０．２％、
    Ｇａ：０．００１～０．０５％、
    Ｚｒ：０．００５～０．５％、
    Ｔａ：０．００５～０．１％、及び
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    から選択される１種または２種以上。
  3. 　前記のＣｏ＋０．２５Ｖの値が０．１２以上０．２５未満であることを特徴とする請求項１又は２に記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  4. 　前記のＣｏ，Ｖ，Ｓ，Ｎ，Ｃｒ，及びＮｉのうちいずれか１種以上のそれぞれの含有量が、質量％で、以下の範囲を満たすことを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
    Ｃｏ：０．０５～０．１２％、
    Ｖ：０．０８～０．１２％、
    Ｓ：０．０００３～０．００１０％、
    Ｎ：０．０８～０．１７％、
    Ｃｒ：２０．０～２３．０％、
    Ｎｉ：１．０～１．５％。
  5. 　前記Ｖの含有量が、質量％で、以下の範囲を満たすことを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
    Ｖ：０．０１～０．０５％未満。
  6. 　前記のＣｏ，Ｓ，Ｎ，Ｃｒ，及びＮｉのうちいずれか１種以上のそれぞれの含有量が、質量％で、以下の範囲を満たすことを特徴とする請求項５に記載のせん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
    Ｃｏ：０．０５～０．１２％、
    Ｓ：０．０００３～０．００１０％、
    Ｎ：０．０８～０．１７％、
    Ｃｒ：２０．０～２３．０％、
    Ｎｉ：１．０～１．５％。
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