(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．３５％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｍｏ：０．４％以下、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．１５〜０．３５％で、かつ、（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉ≧３０、８≦（Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８５を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚６ｍｍ以下で、炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硫化物、金属間化合物、およびこれらの複合物である粒状物が２μｍ以下の粒径で分散し、板厚６ｍｍにおける０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ／ｃｍ２以上の靭性を与える炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硫化物、金属間化合物、およびこれらの複合物である粒状物が２μｍ以下の粒径で分散した組織を有することを特徴とする靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス鋼板。
ただし、前記（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉ≧３０、前記８≦（Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８５において、元素記号は各元素の含有量を意味する。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．３５％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｍｏ：０．４％以下、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．１５〜０．３５％で、かつ、（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉ≧３０、８≦（Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８５を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１１００〜１３００℃に加熱し、全体の圧下率が９５％以上、１１００℃以下での圧下率が７５％以上、巻取り温度が６５０℃以下となるような条件で熱間圧延を行った後、９００℃以上で６０秒以上保持した後、冷却する焼鈍を施すことを特徴とする、板厚６ｍｍ以下で、炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硫化物、金属間化合物、およびこれらの複合物である粒状物が２μｍ以下の粒径で分散し、板厚６ｍｍにおける０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ／ｃｍ２以上の靭性を与える炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硫化物、金属間化合物、およびこれらの複合物である粒状物が２μｍ以下の粒径で分散した組織を有する靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
ただし、前記（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉ≧３０、前記８≦（Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８５において、元素記号は各元素の含有量を意味する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系ステンレス鋼板は、Ｃｒ含有量を高めることにより、高い耐食性を保持させることができるので、近年、建築資材、厨房用品、電化製品、各種プラント、輸送機械等、様々な用途に使用されている。しかし、高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板は低温において脆化しやすいという短所があり、特に高い靱性が必要となる板厚の厚い構造部材には使用できない。フェライト系ステンレス鋼の靱性を改善する方法としては、フェライト粒を微細化することが知られているが、高い靱性が求められる用途には、それだけでは不十分である。
【０００３】
特許文献１には、Ｃ：０．０２５ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．６０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１５〜３０ｗｔ％、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：２．５ｗｔ％以下、Ｖ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｃｕ：０．１〜３．０ｗｔ％、Ａｌ：０．０２ｗｔ％以下、Ｎ：０．０２５ｗｔ％以下、およびＣｏ：０．００５〜１．０ｗｔ％を含有し、かつＮｂとＴｉをそれぞれ単独または複合して、次式；
０．１≦Ｎｂ（ｗｔ％）＋Ｔｉ（ｗｔ％）≦１．０
０≦Ｎｂ（ｗｔ％）＋Ｔｉ（ｗｔ％）−｛８×（Ｃ（ｗｔ％）＋Ｎ（ｗｔ％））＋０．１｝≦０．４
を満足するように含み、そして上記ＶおよびＣｏは、複合させたとき、次式；
０．１≦２×Ｖ（ｗｔ％）＋Ｃｏ（ｗｔ％）
Ｎｂ（ｗｔ％）＋Ｔｉ（ｗｔ％）−｛８×（Ｃ（ｗｔ％）＋Ｎ（ｗｔ％））＋０．１｝≦２×Ｖ（ｗｔ％）＋Ｃｏ（ｗｔ％）≦３．０
を満足するように含み、かつ、上記ＣおよびＮは、複合させたときの含有量が０．０４０ｗｔ％以下であり、残部が実質的にＦｅよりなる靱性および耐食性がともに優れるフェライト系ステンレス鋼が開示されているが、Ｍｏ等の元素を多量に含有する鋼は、靱性を低下させる金属間化合物等も生成しやすく、靱性の改善効果は不十分と考えられる。開示されているのは本願より条件の易しい板厚５ｍｍにおける結果で、本願の想定しているような板厚６ｍｍでの使用は困難と考えられる。
【０００４】
このような使用上の困難性に差異が生ずるのは、板厚方向の変形が完全に拘束される平面ひずみ状態とならない範囲（例えば板厚１０ｍｍ未満）では、板厚が薄いほど板厚方向の変形による吸収エネルギーの寄与が大きくなるため、板厚６ｍｍの場合は、板厚５ｍｍの場合よりも単位面積あたりの吸収エネルギー（靱性）が低下し、靱性の点ではより厳しい条件となるからである。
【０００５】
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎ：０．００３〜０．０５％、Ｓｉ：０．０３〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｍｏ：３％以下、Ｖ：１％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．８％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１５％、Ｚｒ：０．３％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｃａ：０．００３％以下およびＭｇ：０．０００５％未満を含み、更に、式ｆｎ１＝Ｔｉ（％）×Ｎ（％）で表される値が０．０００５以上を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の化学組成で、鋼中にＭｇとＡｌの質量の比（Ｍｇ／Ａｌ）が０．３〜０．５のＡｌおよびＭｇを含有する介在物とＴｉ系介在物との複合介在物が分散した加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかしながら、Ｔｉ系介在物の分散制御は困難で、粗大化により靱性が低下しやすく、この技術でもまた十分な靭性が得られていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平４−２８０９４８号公報
【特許文献２】特開２００１−２００４６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
以上述べたように、ＭｏやＴｉ添加による方法では高耐食性フェライト系ステンレス鋼の靭性改善が十分には図られていない。そこで、本発明は、板厚６ｍｍにおける０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ／ｃｍ２以上の靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
発明者らは、高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼の靱性を改善する方法について、鋭意検討をおこない、その結果、フェライト相以外の粒状物の分散状態を制御し、靱性におよぼす負の影響を極小化することで、高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼の靱性を改善することが可能であることを見出した。ここで、粒状物とは、フェライト相以外の相であって、炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硫化物、金属間化合物、およびこれらの複合物をいう。以下、特に断らない限り、％表示は質量％を意味する。
【０００９】
具体的にはＴｉを０．０１％以下として実質無添加とするなど特定範囲の組成に制御されたスラブを１１００〜１３００℃に加熱し、全体の圧下率が９５％以上、１１００℃以下での圧下率が７５％以上となるような条件で熱間圧延を行った後、６５０℃以下で巻取ることにより、熱延板およびそれを素材とした製品のフェライト相以外の粒状物の粒径が２μｍ以下で、かつ、球状に近い形状となり、高い靱性を達成できることを見出した。上記のように組織を制御することにより、フェライト相以外の粒状物の近傍において、応力集中が生じにくくなり、靱性が向上するものと考えられる。
【００１０】
本発明は、これらの知見に基づいてなされたものである。
すなわち本発明は、（１）Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．３５％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｍｏ：０．４％以下、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．１５〜０．３５％で、かつ、（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉ≧３０、８≦（Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８５を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト相以外の粒状物が２μｍ以下の粒径で分散した組織を有することを特徴とする上記の靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス鋼板である。
【００１１】
また、本発明は、（２）Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．３５％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｍｏ：０．４％以下、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．１５〜０．３５％で、かつ、（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉ≧３０、８≦（Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８５を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１１００〜１３００℃に加熱し、全体の圧下率が９５％以上、１１００℃以下での圧下率が７５％以上、巻取り温度が６５０℃以下となるような条件で熱間圧延を行った後、９００℃以上で６０秒以上保持した後、冷却する焼鈍を施すことを特徴とする靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ／ｃｍ２以上の靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明の詳細について、以下に説明する。
まず、本発明におけるステンレス鋼板の成分の限定理由について説明する。
【００１４】
Ｃ：０．０１５％以下
Ｃは炭化物を形成することにより靱性を低下させる。よってＣ含有量は０．０１５％以下とする。さらに、高靭性を得るには、好ましくは０．０１０％以下である。
【００１５】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは脱酸に用いられる元素であるが、過剰に含有すると固溶強化により加工性が低下する。よってＳｉ含有量は０．５％以下とする。さらに、高加工性を得るには、好ましくは０．３％以下である。
【００１６】
Ｍｎ：１．０％以下
ＭｎはＳと結合することにより耐食性を低下させる元素である。よってＭｎ含有量は１．０％以下とする。
【００１７】
Ｐ：０．０６％以下
Ｐ含有量が０．０６％を超えると、固溶強化によって加工性が低下する。よってＰ含有量は０．０６％以下とする。さらに、高加工性を得るには、好ましくは０．０５％以下である。ここで、加工性とは延性をいう。
【００１８】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓ含有量が０．０１％を超えると耐食性が著しく低下する。したがってＳは０．０１％以下とする。さらに、高耐食性を得るには、好ましくは０．００６％以下である。
ここで、高耐食性とは孔食電位測定試験（ＪＩＳ  Ｇ  ０５７７）で、０．２５０Ｖ  ｖｓ  ＳＨＥ以上を示すものをいう。
【００１９】
Ａｌ：０．０１〜０．３５％
Ａｌは脱酸に用いられる元素である。脱酸が不十分であると欠陥が生じやすくなる。一方、過剰に含有すると溶存酸素量が著しく減少して溶接性が低下する。よってＡｌ含有量は０．０１〜０．３５％とする。さらに、溶接性の観点から、好ましくは０．０２〜０．３０％である。ここで、溶接性とは主として素材の溶け込み性をいう。
【００２０】
Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは窒化物を形成することにより靱性を低下させる。よってＮ含有量は０．０１５％以下とする。さらに、高靭性を得るには、好ましくは０．０１０％以下である。
【００２１】
Ｃｒ：１８．０〜２４．０％
Ｃｒは表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Ｃｒ含有量が１８．０％未満では十分な耐食性が得られない。一方、２４．０％を超えるとσ相や４７５℃脆性の影響で靱性が低下しやすくなる。よってＣｒ含有量は１８．０〜２４．０％とする．さらに、高耐食性および靭性の観点から、好ましくは２０．０〜２２．０％である。
【００２２】
Ｍｏ：０．４％以下
Ｍｏはステンレス鋼の耐食性を高める効果を有するが、本発明においては必須の元素ではない。過剰に添加するとラーベス相等の粗大な金属間化合物を生成させ、靱性を低下するので、Ｍｏ含有量は０．４％以下に限定する。
【００２３】
Ｃｕ：０．３〜０．６％
Ｃｕは不働態皮膜を強化し、耐食性を向上させる元素である。一方、過剰に添加されるとε−Ｃｕが析出しやすくなり、耐食性を低下させる。よってＣｕ含有量は０．３〜０．６％とする。さらに、耐食性を考慮すると、好ましくは０．３〜０．５％である。
【００２４】
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉは粗大な炭窒化物を形成し、靱性を低下させる。よってＴｉ含有量は０．０１％以下とする。
【００２５】
Ｖ：０．０１〜０．１０％
ＶはＣやＮを固定し、鋭敏化を抑制する効果を有する。適量であれば微細な炭窒化物を形成するが、過剰に添加されるとそれらが粗大化する傾向がある。よってＶ含有量は０．０１〜０．１０％とする。
【００２６】
Ｎｂ：０．１５〜０．３５％
ＮｂはＣやＮを固定し、鋭敏化を抑制する効果を有する。一方で、過剰に添加されるとラーベス相等の粗大な金属間化合物を生成させ、靱性が低下する。よってＮｂ含有量は０．１５〜０．３５％とする。さらに、靭性を考慮すると、好ましくは０．１５〜０．３０％である。
（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉ≧３０、８≦（Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８５
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖはいずれも炭窒化物を形成する元素である。その中でＴｉの炭窒化物（特に窒化物）は粗大化して靱性を低下させやすいが、ＮｂやＶの炭窒化物はそれに比べると微細で応力集中を生じにくい。また、Ｔｉは、ＮｂやＶと比べるとＣやＮとの親和力が強く、また、高温から窒化物を生成させることにより、僅かな含有量でも靱性を低下させる可能性があるため、Ｔｉの添加量はＮｂやＶのそれを大きく下回る必要がある。よって（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉ≧３０を満たすこととする。
【００２７】
さらに、靭性を考慮すると、好ましくは（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉ≧９０である。また、ＮｂやＶの添加により鋭敏化を抑制する場合、両元素による複合効果を考慮して、下限を決定する必要がある。一方で、両元素の添加量が多すぎる場合には炭窒化物が粗大化しやすくなるため、複合添加の影響を考慮して、上限を決定する必要がある。よって８≦（Ｎｂ＋２Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≦８５を満たすこととする。
【００２８】
次に、本発明のステンレス鋼板の組織について説明する。
【００２９】
フェライト相以外の粒状物の粒径：２μｍ以下
フェライト（α）相以外の相は、フェライト相との塑性変形挙動の差によって生じる応力集中の原因となる。応力集中はこの相が粗大であるほど生じやすい。そこで、本発明では、その大きさを制御することにより、靱性を改善させる。よって、フェライト相以外の粒状物の粒径は２μｍ以下とする。粒状物の粒径が２μｍを超えると靭性の向上は期待できない。
【００３０】
フェライト相以外の粒状物の粒径は、研磨後、王水で腐食した試料を用いて測定する。走査型電子顕微鏡で３０００倍の写真を５視野撮影し、腐食されてフェライト相と識別できるようになった粒子について、粒子ごとに断面積を求め、それと同じ面積を有する円の直径をその粒子の粒径とし、視野に入った全ての粒子の中で大きいものから順に１０個の粒径を平均したものをフェライト相以外の粒状物の粒径とする。断面積の測定方法は、電子顕微鏡写真で識別された粒子をトレーシングペーパー等に写したものを用いて画像処理などにより各粒子の断面積を測定する方法とする。
【００３１】
次に、本発明のステンレス鋼板の製造方法について説明する。
転炉、電気炉等を用いて所定の成分を有するステンレス鋼を溶製し、さらに脱炭処理を施す。得られた溶鋼を連続鋳造法あるいは造塊法によってスラブとする。ただし、生産性の高い連続鋳造法を採用することが好ましい。
【００３２】
次いで、スラブを１１００〜１３００℃に加熱し、全体の圧下率が９５％以上、１１００℃以下の圧下率が７５％以上となるような熱間圧延を行い、６５０℃以下で巻取り熱延板を得る。
【００３３】
ここで、熱間圧延の条件を限定した理由は以下の通りである。
【００３４】
スラブの加熱温度：１１００〜１３００℃
スラブ加熱段階において、フェライト相以外の粒状物を微細化するには１１００℃以上に加熱する必要がある、一方で、スラブ加熱温度が高すぎるとクリープ変形にともなうスラブ垂れの問題が発生するため１３００℃以下とする必要がある。
【００３５】
熱間圧延における全体の圧下率：９５％以上、１１００℃以下の圧下率：７５％以上
熱間圧延において、全体の圧下率が小さい場合は、導入される歪が小さく、熱延板の結晶粒径が大きくなる。熱延板の結晶粒径が大きい場合、フェライト相以外の粒状物の析出サイトが少なくなるため、フェライト相以外の粒状物の粒径が大きくなり、靱性が低下する。よって全体の圧下率は９５％以上とする。また、特に１１００℃を超える温度では導入された歪が減少しやすいため、さらに１１００℃以下の圧下率を７５％以上とする。
【００３６】
熱間圧延におけるコイル巻取り温度：６５０℃以下
熱間圧延におけるコイル巻取り温度が６５０℃を超えると、巻取り後に炭窒化物や金属間化合物が析出、過剰に成長し、靱性が低下する。よってコイルの巻取り温度を６５０℃以下とする。
【００３７】
得られた熱延板に、９００℃以上で６０秒以上保持した後、冷却する焼鈍を施す。
焼鈍条件を限定した理由は以下の通りである。
【００３８】
熱延板の焼鈍条件：９００℃以上で６０秒以上保持
熱延板は４７５℃脆性と呼ばれる脆化が生じていることがある。これは、スピノーダル分解による脆化相の生成が原因と考えられているが、９００℃以上で６０秒以上保持することで脆化原因が解消され靱性が回復するため、熱延板の焼鈍条件を上記に限定する。
【００３９】
得られた熱延焼鈍板はそのまま製品として使用できるが、必要に応じて、脱スケール、スキンパス圧延などを行い、表面性状、形状の良好な熱延焼鈍板としても良い。また、熱延板、熱延焼鈍板を素材として、脱スケール、冷延、焼鈍、脱スケールを行い冷延焼鈍板としても良い。ただし、焼鈍時間が長い場合、フェライト相、フェライト相以外の粒状物がともに粗大化し、靱性が低下する恐れがあるため、焼鈍は加熱開始から冷却終了までを１０分以内とすることが好ましい。
【００４０】
また、光沢を高めるため、あるいは形状を整えるためにスキンパス圧延を施しても良いが、延性を確保するために、伸び率は１．０％以下とすることが好ましい。また、本発明の効果を十分に発揮できる態様は、部材の靱性が問題となりやすい板厚３ｍｍ以上の熱延焼鈍板あるいは冷延焼鈍板である。
【実施例】
【００４１】
表１に示す成分のステンレス鋼を溶製し、連続鋳造法で２５０ｍｍ厚のスラブとした。これらのスラブを１２００℃に加熱後、３５ｍｍ厚まで粗圧延し、仕上圧延を１０５０℃で開始、９００℃で終了して、５００℃でコイル状に巻取って冷却し、板厚６ｍｍの熱延板とした。
【００４２】
得られた熱延板に１０００℃以上で８０秒（最高温度：１１００℃）保持した後、放冷する焼鈍を施し、熱延焼鈍板とした。そして、熱延焼鈍板の圧延方向の断面について前述の方法によりフェライト相以外の粒状物の粒径を求めた。また、各熱延焼鈍板よりＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定された４号試験片（ただし幅は６ｍｍとした）を各５本ずつ採取（圧延方向が採取方向、衝撃方向は圧延幅方向、試験片の幅は板厚である）し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２の規定に準拠して、試験温度：０℃の条件でシャルピー衝撃試験を実施した。５本の吸収エネルギーを平均し、１００Ｊ／ｃｍ２以上の場合を良好、１００Ｊ／ｃｍ２未満の場合を不良とした。得られた結果を表２に示す。
【００４３】
表２に示す通り、本発明範囲内である試料はいずれも０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ／ｃｍ２以上で靱性が良好であるのに対して、ＮｂやＴｉ、（Ｎｂ＋２Ｖ）／Ｔｉが本発明範囲外である試料はフェライト相以外の粒状物の粒径が大きく、靱性が低い。
【００４４】
また、耐食性は孔食電位測定方法（ＪＩＳ  Ｇ  ０５７７）により確認し、０．２５０Ｖ  ｖｓ  ＳＨＥ以上という結果が得られ、非常に優れていることを確認している。
【００４５】
【表１】
0005889518.tif 000002
【００４６】
【表２】
0005889518.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００４７】
特に、製造コスト低減の観点で、更なる高耐食性および高靭性に優れたフェライトステンレス鋼板の安定製造が望まれる中、本発明が提供する鋼板は、特に耐食性および靭性が要求される構造部材用の素材として有望である。