(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜３％、Ｍｎ：０．１〜６％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．０１〜６％、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０５〜５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、母相がフェライト相であり、オーステナイト相とマルテンサイト相の総和が面積率で１０〜６０％存在し、母相のフェライト粒径が１０μｍ以下、０．２％耐力×全伸びが１９０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率が３０％以上であることを特徴とする加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板。
【請求項２】
歪速度が１０3／ｓｅｃで引張試験を行った際、１０％歪における流動応力が９００Ｍ
Ｐａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板。
【請求項３】
前記鋼板が、更に、質量％で、Ｍｏ：０．１〜３．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％の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又は請求項２に記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板。
【請求項４】
前記鋼板が、更に、質量％で、Ｗ：０．１〜３％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％、Ｓｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｏ：０．０３〜０．３％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、Ｓｂ：０．００５〜０．３％、ＲＥＭ：０．００２〜０．２％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％の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〜請求項３のいずれか１項に記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の鋼成分を有する熱延板を焼鈍する際、１０００〜１１５０℃に加熱した後、４００℃までの冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以下とすることを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項６】
熱延板を焼鈍した後、さらに冷延、焼鈍することを特徴とする請求項５に記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板を用いた自動車、バス、二輪車、鉄道車両部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品として適正な強度−延性バランスと穴拡げ性を有し、主として強度や衝撃吸収性能が必要な構造用部材として使用されるステンレス鋼板及びその製造方法に関するもので、特に自動車、バスのフロントサイドメンバー、ピラー、バンパーなどの衝撃吸収部材並びに足回り部材、鉄道車両の車体、自転車のリムなどの構造部材用鋼板に関わるものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題の観点から、自動車、二輪車、バス、鉄道車両などの輸送機器の燃費向上が必須課題になってきている。その解決手段の一つとして、車体の軽量化が積極的に推進されている。車体の軽量化は、部材を形成する素材の軽量化、具体的には素材板厚の薄手化に依るものが大きいが、素材板厚を薄くすると剛性や衝突安全性能が低下してしまう。衝突安全性向上の対策としては、部材を構成する材料の高強度化が有効であり、普通鋼高強度鋼板（ハイテン鋼）が自動車の衝撃吸収部材に適用されている。しかしながら、普通鋼は耐食性能が低いため、重塗装することが前提となっており、塗装しない、もしくは軽塗装部材には適用できなかったり、重塗装によるコストアップが必須であった。一方、Ｃｒを含有するステンレス鋼を適用した場合、普通鋼に比べて大幅に耐食性が優位であるため、錆代低減による軽量化、塗装省略化が期待される。更に、衝突安全性向上に対しては、例えば車両の衝突を考えた場合、車両フレームに高い衝撃吸収能を有する材料を適用すれば、部材が圧壊変形することで衝撃を吸収し、車両内の人員に与える衝撃を緩和することができる。即ち、車体軽量化による燃費向上、塗装簡略化、安全性の向上などのメリットが大きくなる。
【０００３】
耐食性が要求される車両部材、例えば鉄道車両の構造部材としては、耐食性に優れたＳＵＳ３０１ＬやＳＵＳ３０４などの延性が高く、成型性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板が一般的に使用されている。特許文献１には、主として鉄道車両および一般車両の構造部材や補強材に使用することを目的として、高歪み速度での衝撃吸収能に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。これは、Ｎｉを６〜８％含有し、オーステナイト組織を有する素材において、変形時に加工誘起マルテンサイト相が生成することで高速変形において高強度化するものである。上記ハイテン鋼は延性に乏しい欠点があるが、ステンレス鋼の場合種々の合金調整によってハイテン鋼よりも高い延性を確保可能である。しかしながら、Ｎｉを多量に含有するためコスト高となる課題や成分系や使用環境によっては応力腐食割れや時効割れが問題になる場合があり、汎用的な構造体としては必ずしも十分ではなかった。この他、特許文献２〜４にはＮｉを低減してＭｎ等を添加する鋼、双晶変形を活用する鋼、マルテンサイトを生成させるオーステナイト系ステンレス鋼板も開示されているものの、穴拡げ性が十分確保されるものではなかった。
【０００４】
焼き入れにより高強度化するマルテンサイト系ステンレス鋼板（例えばＳＵＳ４２０）は、Ｎｉを含有しないかオーステナイト系ステンレス鋼に比べて低Ｎｉ成分であり、コスト的には有利であるが、延性が著しく低く、溶接部靭性が著しく低い問題がある。自動車、バス、鉄道車両は溶接構造が多いため、溶接部靭性が低い場合、構造物としての信頼性が大きく低下してしまう。また、特許文献５には高強度マルテンサイト系ステンレス鋼板が開示されているが、マルテンサイトステンレス鋼板は低Ｃｒ成分であるため、特に足回り部品では耐食性が課題となり、初期錆び対策として軽塗装が必要となるためコストメリットが小さい。
【０００５】
フェライト系ステンレス鋼板（例えばＳＵＳ４３０）もコスト的にはオーステナイト系ステンレス鋼よりも有利であるが、強度が低いために強度や剛性が要求される部材には不適であり、高速で変形する際の衝撃吸収エネルギーが低い問題から、衝突安全性能を向上させることは不可能であった。即ち、特に母相をフェライト相とする高強度ステンレス鋼について、車両衝突時の高歪み速度領域での動的変形特性は殆ど解明されていないため、衝撃を吸収する部材にステンレス鋼を適用することは困難な状況であった。更に、マルテンサイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼の成型性は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて伸びの点で著しく低く、固溶強化や析出強化（粒子分散強化）などの手段を利用して高強度化しても、構造部材への成型ができないという大きな課題があった。
【０００６】
他方、発明者は、特許文献６において、Ｎｉを節減するとともにフェライト相を母相とし、主な第２相としてマルテンサイト相を５％以上存在させた衝撃吸収特性に優れた構造部材用ステンレス鋼に関する技術を開示した。これは本発明と類似の発明であるが、第２相が主にマルテンサイト相であり、穴拡げ性が著しく低く、部材成型性に問題があった。
【０００７】
また、特許文献７、８には、成型性に優れたオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼に関する技術が開示されている。これは、オーステナイト相の体積分率やオーステナイト相の成分分配を考慮し、変形時にオーステナイト相を加工誘起マルテンサイト相に変態させる、いわゆる歪み誘起塑性を発現させ、高延性を発現させる技術である。しかしながら、加工硬化特性は良好であるものの、加工誘起マルテンサイト相が母相よりもかなり硬質であるため、穴拡げのような加工時には界面での割れが生じやすく、穴拡げ性に課題があった。また、構造部材としては強度や衝撃吸収性能が重要であるのに対して、特許文献７、８の技術は十分なものではなかった。
【０００８】
加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板が特許文献９に開示されている。これは、オーステナイト相が１０〜６２％存在し、残部がフェライト母相で、加工誘起マルテンサイト変態を伴うため加工硬化率が高い鋼であるが、上記のように加工誘起マルテンサイト変態が生じるために穴拡げ性が低い課題があった。加えて、特許文献９では１０％変形時の静動差（動的変形時の１０％変形時の流動応力−静的変形時の１０％変形時の流動応力）が１５０ＭＰａ以上と規定されて衝撃吸収性能が優れることが示されているが、動的変形時の１０％流動応力は７０２〜８１５ＭＰａ程度であり、高速変形時の強度は必ずしも十分でなく、今後衝突安全基準が更に厳格化される上では高速変形時の１０％流動応力の向上が望まれていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第４３３４１１３号公報
【特許文献２】特許第５１６５２３６号公報
【特許文献３】特許第５５４４６３３号公報
【特許文献４】特許第５５９７００６号公報
【特許文献５】特許第５０００２８１号公報
【特許文献６】特許第５２２０３１１号公報
【特許文献７】特開２００６−１６９６２２号公報
【特許文献８】特開２００６−１８３１２９号公報
【特許文献９】特許第５３８８５８９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上記のように、特にフェライト相を母相とするステンレス鋼板において、強度−延性バランスを確保しつつ、部材への成形性（穴拡げ性）、更には高速変形時の衝撃吸収エネルギーを向上させる技術は皆無であった。このようなことから、本発明は高強度で高速変形時の衝撃吸収特性に優れ、かつ成型性にも優れたフェライト相を母相しマルテンサイト相あるいはオーステナイト相を第２相とするステンレス鋼板及びその製造方法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】
【００１１】
上記課題を解決するために、本発明者らはステンレス鋼の強度−延性バランス、穴拡げ性、高速変形特性に及ぼす金属組織的研究を鋭意実施した。そして、フェライト母相に第２相としてマルテンサイト相あるいはオーステナイト相を形成させつつ、母相のフェライト相粒径、第２相分率を制御することで、強度−延性バランスと穴拡げ性に優れたステンレス鋼板を提供することが可能となり、かつ変形時の衝撃吸収特性に優れた性能を示すことを見出した。具体的には、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼よりも低いＮｉ量でフェライト相を母相とする鋼成分において元素量を調整し、かつオーステナイト相あるいはマルテンサイト相が生成するステンレス鋼とするとともに、母相のフェライト相の粒径を制御することにより、強度−延性バランスと穴拡げ性を両立させる。また、動的変形時の変形抵抗を上昇させて衝撃吸収エネルギーを増大させることである。これにより、本発明鋼を特に自動車、バス、鉄道車両、自転車などの車両構造部品の素材とすることにより、衝突時の衝撃を吸収し、かつ車体崩壊を最小限にして乗員の安全性を飛躍的に向上させるとともに、オーステナイト系ステンレス鋼よりも低コスト化に寄与するものである。
【００１２】
上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜３％、Ｍｎ：０．１〜６％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．０１〜６％、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０５〜５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、母相がフェライト相であり、オーステナイト相とマルテンサイト相の総和が面積率で１０〜６０％存在し、母相のフェライト粒径が１０μｍ以下、０．２％耐力×全伸びが１９０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率が３０％以上であることを特徴とする加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板。
（２）歪速度が１０3／ｓｅｃで引張試験を行った際、１０％歪における流動応力が９０
０ＭＰａ以上であることを特徴とする（１）に記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板。
（３）前記鋼板が、更に、質量％で、Ｍｏ：０．１〜３．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板。
（４）前記鋼板が、更に、質量％で、Ｗ：０．１〜３％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％、Ｓｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｏ：０．０３〜０．３％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、Ｓｂ：０．００５〜０．３％、ＲＥＭ：０．００２〜０．２％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１つに記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板。
（５）（１）〜（４）のいずれか１つに記載の鋼成分を有する熱延板を焼鈍する際、１０００〜１１５０℃に加熱した後、４００℃までの冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以下とすることを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１つに記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板の製造方法。
【００１３】
（６）熱延板を焼鈍した後、さらに冷延、焼鈍することを特徴とする加工性に優れた（５）に記載の構造部材用ステンレス鋼板の製造方法。
（７）（１）〜（４）のいずれか１つに記載の加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板を用いた自動車、バス、二輪車、鉄道車両部品。
【発明の効果】
【００１４】
以上の説明から明らかなように、本発明によれば特にＮｉを多量に添加せずとも、複相組織化し、かつ母相のフェライト相の結晶粒径を制御することにより、高強度で高加工性を有するステンレス鋼板を提供することができる。特に、加工性について従来課題であった穴拡げ性が改善されるとともに、高速変形時の衝撃特性にも優れている。この鋼を、特に自動車、バス、鉄道等の運輸に関わる構造部材に適用することにより、軽量化による環境対策、衝突安全性向上など社会的寄与は格段に大きい。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】結晶粒径と穴拡げ性の関係を示す図である。
【図２】動的引張試験における応力−歪み曲線を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下に本発明の限定理由について説明する。成分含有量についての％は質量％を意味する。
【００１７】
Ｃはオーステナイト相を残留あるいはマルテンサイト相を生成させるために必要な元素で、高強度−高延性、高衝撃吸収性能を得るために０．０１％以上とする。一方、過度な含有は溶接性や耐食性を劣化させるとともに、硬質なマルテンサイト相が生成し、製造性を劣化させるために、上限を０．１％とする。更に製造性や加工性を考慮すると、０．０１〜０．０５％が望ましい。
【００１８】
Ｎはオーステナイト相を残留あるいはマルテンサイト相を生成させるために必要な元素であり、特に高速変形時の１０％流動応力を著しく上昇させ、衝撃吸収特性に寄与する。これらの効果は０．０１％以上で発現するため、下限を０．０１％とした。一方、０．３％超の含有は熱間加工性が著しく劣化し、製造性に問題が生じる他、溶接時に窒化物を生成し、溶接部の耐食性や靭性を劣化させるため、上限を０．３％とする。更に耐食性や製造性を考慮すると、０．０５〜０．１８％が望ましい。
【００１９】
Ｓｉは脱酸元素であるとともに、固溶強化元素で高強度化に有効な元素であるため０．１％以上含有させる。一方、３％超の含有は急激に延性を低下させるため、上限を３％とする。更に、耐食性や製造性を考慮すると、０．１５〜０．５％が望ましい。
【００２０】
Ｍｎは脱酸元素であるとともに、固溶強化元素である他、低Ｎｉ成分にてオーステナイト相の安定度を上げるために０．１％以上含有させる。６％超の添加により耐食性が劣化するため、上限を６％とする。更に、製造性やコストを考慮すると、１〜５％が望ましい。
【００２１】
Ｐは加工性、耐食性、製造性等を劣化させるため低いほど望ましく、０．０５％超になると粗大なリン化物が生成して穴拡げ時にボイド生成の起点となるため、上限を０．０５％とする。一方、Ｐを低減するには精錬コストが増加するため、下限を０．０１％とするのが好適である。加工性を考慮すると、０．０１〜０．０３％が望ましい。
【００２２】
ＳはＭｎと結合して耐食性を劣化させるため、低いほど望ましく、０．０１％超になると粗大な硫化物が生成して穴拡げ時にボイド生成の起点となるため、上限を０．０１％とする。一方、Ｓを低減するには精錬コストが増加するため、下限を０．０００１％とするのが好適である。製造コストを考慮すると、０．０００５〜０．００９％が望ましい。
【００２３】
Ｃｒは耐食性の観点から添加され、構造部材の塗装等を省略するためには１０％以上の添加が必要である。一方、２５％超の添加は靭性が著しく低下する他、フェライト相率が増加してオーステナイト相が安定的に生成しなため、上限を２５％とした。更に、製造性、コストおよび溶接部の耐食性および靭性を考慮すると１３〜２３％が望ましい。
【００２４】
Ｎｉは製品にオーステナイト相を残留させる成分であり、０．０１％以上添加する。一方、成分コストとフェライト・オーステナイト相あるいはマルテンサイト相の複相組織とし、強度−延性バランスを向上させるために６％を上限とする。更に、靭性や耐食性を考慮すると、０．５〜４％が望ましい。
【００２５】
ＣｕもＮｉ同様、製品にオーステナイト相を残留させる成分であり、０．０５％以上添加する。一方、５％超になるとＣｕ析出物生成により穴拡げ性が著しく低下するとともに、成分コストとフェライト・オーステナイト相あるいはマルテンサイト相の複相組織とし、強度−延性バランスを向上させるために５％を上限とする。更に、靭性や耐食性を考慮すると、０．１〜２．５％が望ましい。
【００２６】
Ａｌは脱酸元素として添加され、この効果を効率的に発現させるために０．０１％以上添加する。また、窒化物を形成し加工性を向上させたり、固溶強化による高強度化、耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、過度な添加は、表面疵の発生や溶接性の劣化をもたらし、１％超の添加により粗大なＡｌＮによる穴拡げ性低下、オーステナイト相の確保が困難となるため上限を１％とした。更に、脱酸効率や靭性を考慮すると０．０２〜０．５％が望ましい。
【００２７】
さらに必要に応じて、以下の元素を選択的に含有させることができる。
【００２８】
Ｔｉ、Ｎｂ、ＺｒおよびＶは、Ｃ，Ｎと結合しＣｒ炭窒化物の生成を防止し、溶接部の粒界腐食を抑制するため、必要に応じて添加する。但し、フェライト生成元素であり、過度な添加はオーステナイト相が生成しなくなる他、延性を低下させる。また、添加量が多すぎると粗大な炭窒化物を生成し穴拡げ性が著しく低下するため、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒの上限を０．３％、Ｖの上限を０．５％とした。また、Ｔｉ，Ｎｂは０．００５％未満、Ｖは０．０１％未満、Ｚｒは０．０５未満になるとＣ，Ｎの固定が不十分になることがあるため、それぞれを下限とする。
【００２９】
Ｍｏは耐食性を向上させ、固溶強化元素であり、使用環境による耐食性レベルに応じて適宜添加すれば良い。過度な添加は加工性の劣化やコスト増になる他、３．５％超になるとオーステナイト相の確保が困難となり、靭性の低下により穴拡げ性が低下するため、上限を３．５％とした。０．１％未満になると耐食性低下が生じることがあるため、望ましくは、０．１〜１．８％が良い。
【００３０】
Ｂは高強度化に有効な元素である他、２次加工割れを抑制する元素である。過度な添加は、溶接部の耐食性の劣化やコスト増につながる他、粗大なほう化物が穴拡げ時のボイド起点となるため上限を０．００５０％とした。０．０００２％未満では、２次加工割れ抑制効果が少なくなることがあるため、望ましくは０．０００２〜０．００５０％が良い。
【００３１】
ＣａはＳを固定し熱間加工性を向上させるために添加される場合がある。一方、０．０１０％超の添加は耐食性を劣化させる他、粗大なＣａＳによる穴拡げ性低下を抑制するために、上限を０．０１０％とする。０．０００５％未満では、Ｓ固定が不十分になることがあるため、製造性の観点から０．０００５〜０．００１％が望ましい。
【００３２】
Ｍｇは脱酸元素として添加する場合や、フェライト粒の微細化による製造性の向上、リジングと呼ばれる表面欠陥の改善、溶接部の加工性向上に寄与する。一方、０．０１％超の添加は耐食性が著しく劣化する他、粗大なＭｇＯによる穴拡げ性低下を抑制するために０．０１％を上限とする。０．０００２％未満では、組織制御が不十分であることがあるため０．０００２％以上とする。製造性を考慮すると、０．０００２〜０．００２％が望ましい。
【００３３】
Ｗは耐食性を向上させ、固溶強化元素であり、使用環境による耐食性レベルに応じて適宜添加すれば良い。過度な添加は加工性の劣化やコスト増になる他、３％超になるとオーステナイト相の確保が困難となり、靭性の低下により穴拡げ性が低下するため、上限を３％とした。０．１％未満になると耐食性低下が生じることがあるため、望ましくは、０．１〜１．５％が良い。
【００３４】
Ｓｎは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．０１％以上添加する。０．５％超の添加により鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合がある他、穴拡げ時の粒界割れが顕著になるため上限を０．５％とする。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１〜０．３％が望ましい。
【００３５】
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．０３％以上添加する。０．３％超の添加により鋼板製造時の靭性劣化やコスト増や穴拡げ性の低下につながるため，上限を０．３％とする．更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０３〜０．１％が望ましい。
【００３６】
Ｓｂは、粒界に偏析して高温強度を上げる作用をなす元素である。添加効果を得るため、０．００５％以上とする。但し、０．３％を超えると、Ｓｂ偏析が生じて、穴拡げ時の粒界割れや溶接時に割れが生じるので、上限を０．３％とする。高温特性と製造コスト及び靭性を考慮すると、０．０３〜０．２％が望ましい。更に望ましくは０．０５〜０．１％である。
【００３７】
ＲＥＭ（希土類元素）は、耐酸化性の向上に有効であり、必要に応じて０．００２％以上で添加する。また、０．２％を超えて添加してもその効果は飽和し、ＲＥＭの粒化物による耐食性や穴拡げ性の低下を生じるため、０．００２〜０．２％で添加する。製品の加工性や製造コストを考慮すると、下限を０．００２％とし、上限を０．１０％とすることが望ましい。ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従う。スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加しても良いし、混合物であっても良い。
【００３８】
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．３％以下で添加しても良いが、０．３％超の添加により粗大硫化物が生成して穴拡げ性が劣化する。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％とする。更に、製造性やコストの観点から０．００２０％以上が更に好ましい。
【００３９】
Ｔａ、Ｈｆは高温強度向上のために０．００１〜１．０％添加しても良い。０．００５％以上で優位に効果が認められ、その効果は０．０１％〜０．１％でより顕著である。０．１％以上でさらに高強度が得られる。また、Ｂｉを必要に応じて０．００１〜０．０２％含有してもかまわない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが望ましい。
【００４０】
本発明は、高強度でかつ成形性に優れたステンレス鋼を提供することが可能となり、母相がフェライト相であり、オーステナイト相とマルテンサイト相の総和が面積率で１０〜６０％存在し、母相のフェライト粒径が１０μｍ以下、０．２％耐力×全伸びが１９０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率が３０％以上であることを特徴とする加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板である。ここで、母相とは凝固する際の初晶組織のことであり、凝固実験や計算状態図予測によって確認することができる。
【００４１】
薄肉・軽量化のために素材を高強度化すると延性や穴拡げ性が低下し、部品成形が困難となる。特にフェライト相＋オーステナイト相、フェライト相＋マルテンサイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋マルテンサイト相といった複相組織では、加工硬化特性が異なる異相で構成されるため、加工時に異相界面および硬質相で亀裂が生じやすくなる。この現象は自動車部材で多用される穴拡げ加工において顕著である。よって、複相組織鋼板では、穴拡げ性の低下が大きな課題であった。
【００４２】
本発明は複相ステンレス鋼の穴拡げ性を改善するための方策を詳細に検討した結果、高強度化のために複相組織にしつつ、母相であるフェライト相の結晶粒径を微細とすることで、相反する特性を両立することを見出した。具体的には、第２相であるオーステナイト相あるいはマルテンサイト相を１０〜６０％生成させ、かつ母相フェライト相の結晶粒径を１０μｍ以下とする。第２相が１０％未満であると製造時の焼鈍工程にてフェライト相の粗大化が生じて微細組織が得られない。逆に第２相が６０％超になると硬質化が過度になり、延性の確保が困難となる。
【００４３】
図１に種々の複相ステンレス鋼板のフェライト粒径と穴拡げ率の関係を示す。ここで、フェライト粒径については、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法を用いて鋼板の幅方向に垂直な断面におけるｔ／２（ｔは板厚）部の結晶粒径を求めた。ここで１５°以上の方位差を有する結晶界面を結晶粒界とした。また、穴拡げ試験については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２６６に規定される方法に準拠し、φ１０ｍｍの打ち抜き穴に対して６０°円錐ポンチにて穴拡げを行い、端部に生じた亀裂が板厚を貫通した時点の穴径から穴拡げ率を算出した。また、打ち抜き穴だけではなく、切削穴についても同様に試験を行った。これより、フェライト粒径が小さくなるに従い、穴拡げ性は良好となり、フェライト粒径が１０μｍ以下の場合、打ち抜き穴の穴拡げ性が３０％以上を確保可能となる。ここで穴拡げ性が３０％以上あれば、自動車部品としての加工性を確保できるが、より好ましくは５０％以上が良い。更に、より成形自由度を持たせるためには９０％以上が良く、この場合は打ち抜き穴をリーマー加工する他、切削穴やレーザーにより加工することが有効である。
【００４４】
尚、本発明では母相がフェライト相であり、第２相の結晶構造は特に規定する必要がなく、フェライト相＋オーステナイト相、フェライト相＋マルテンサイト相、フェライト相＋オーステナイト相＋マルテンサイト相といった複相組織であれば良い。加えて、微細な炭窒化物や金属間化合物が生成していても良い。
【００４５】
本発明においては、部材への成形性に加えて、高速で衝撃を受ける際の衝撃吸収エネルギーがポイントである。車体衝突時の衝撃は構造部材に加えられるため、部材を形成する材料の衝撃吸収能が重要である。車両用の構造部材は、ハット型成形品に代表される角形断面が大半で、このような構造部材の高速圧壊変形における吸収エネルギーは、１０％までの歪み域で吸収される（「自動車材料の高速変形に関する研究会成果報告書（平成１３年３月）」日本鉄鋼協会編，ｐ１２）。また、車両衝突時の歪み速度は１０3／ｓｅｃという極めて高歪み速度に対応するとともに、自動車のフロントサイドメンバー等の部位では、１０％歪までの吸収エネルギーが妥当とされている。
【００４６】
１０％歪までの吸収エネルギーを高くするためには、動的引張試験における１０％流動応力が高ければ良い。そこで、歪速度１０3／ｓｅｃでの動的引張試験を行い、１０％流動応力を求めた。図２には、既存鋼（ＳＵＳ３０１Ｌ（０．０２％Ｃ−０．３％Ｓｉ−０．５％Ｍｎ−０．０３％Ｐ−０．００５％Ｓ−１７％Ｃｒ−７％Ｎｉ−０．０３％Ｃｕ−０．１２％Ｎ））、特許文献９記載の鋼（０．０１％Ｃ−０．１％Ｓｉ−３％Ｍｎ−０．０３％Ｐ−０．００２％Ｓ−２％Ｎｉ−２１．０％Ｃｒ−０．５％Ｃｕ−０．０１％Ｎ）ならびに本発明鋼（０．０２％Ｃ−０．３％Ｓｉ−２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−０．００１％Ｓ−２％Ｎｉ−２１．２％Ｃｒ−１％Ｃｕ−０．１５％Ｎ）を高速引張試験を行った際の応力−歪み曲線を示す。いずれも１．５ｍｍ厚の冷延・焼鈍板で、歪速度１０3／ｓｅｃで圧延方向に高速引張試験をした結果である。図２の横軸（公称歪み）０．１における公称応力が、動的引張試験における１０％流動応力を意味している。
【００４７】
図２より、既存の車輛材に使用されている高強度オーステナイト系ステンレス鋼板に比べて、本発明鋼は高速変形時の応力は高く、１０％流動応力における強度は９００ＭＰａを超えており、極めて衝撃吸収能力が高い。応力が高いということは衝撃吸収値が高くなるため、衝撃吸収特性に優れる。特許文献９記載の鋼の成分は本発明成分範囲内であるが、衝撃吸収能力が本発明鋼よりも低位である。この理由は、下記に示すように特許文献９記載の鋼は製造工程において熱延板焼鈍後の冷却速度が速いことに起因して、製品板の結晶粒径が１０μｍ超であるためである。
【００４８】
また、高速変形特性のみならず常温でのプレス加工性を満足するためには高い強度−延性バランスが必要であり、本発明では０．２％耐力×全伸びが１９０００ＭＰａ・％以上とする。これもフェライト相の結晶粒径微細化が極めて有効であり、結晶粒径が１０μｍ以下と細粒にすることで結晶粒界による強化が図られ、常温変形時の加工硬化能が向上する。
【００４９】
本発明の鋼板は熱延・焼鈍板あるいは冷延・焼鈍板で提供される。本発明鋼の製造方法において、前記本発明の成分を有する鋼について、熱延板を焼鈍する際に１０００〜１１５０℃に加熱した後、４００℃までの冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以下とすることにより、製品板の母相がフェライト相であり、オーステナイト相とマルテンサイト相の総和を面積率で１０〜６０％とし、母相のフェライト粒径を１０μｍ以下とすることができる。これにより、製品板のフェライト粒径を１０μｍ以下として穴拡げ性を確保するとともに、高速変形時の１０％流動応力を高位に得るためである。熱延板は熱延で形成された加工歪を除去し、再結晶粒を形成せしめるために１０００℃以上に加熱する。１０００℃未満では加工組織あるいは回復組織が大半となる他、σ相やＣｒ2Ｎなどの析出物が生成して靭性を劣化させる。一方、１１５０℃超に加熱するとオーステナイト相の生成が殆どなくなり、フェライト相が過度に粗大化し、その後の冷延・焼鈍によってもフェライト粒径が１０μｍを確保できなくなる。熱延・焼鈍板の靭性や酸洗性を考慮すると、焼鈍温度は１０５０〜１１２０℃が望ましい。また、本発明では４００℃までの冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以下と規定する。これは、加熱段階でフェライト＋オーステナイト相となるが、上記加熱温度ではフェライト相が主体であり、冷却過程でオーステナイト相が析出する。冷却速度が２０℃／ｓｅｃ超ではオーステナイト相の析出が不十分で、その後の冷延・焼鈍においてフェライト相の粗大化が生じやすく、フェライト粒径１０μｍの確保が困難となる。過度に緩冷にすると、上記析出物が多少に析出し、靭性の劣化をもたらす可能性があるため、望ましくは５〜２０℃／ｓｅｃが良い。また、鋼板の形状や酸洗性を考慮すると５〜１５℃／ｓｅｃが更に良い。
【００５０】
本発明鋼は熱延・焼鈍後に酸洗を施して提供されても良いが、板厚精度等を考慮するとその後に冷延・焼鈍・酸洗を施して提供することが望ましい。この際の冷延焼鈍条件については特に規定しないが、加熱温度は１０００〜１１５０℃が望ましい。
【００５１】
なお、本発明における鋼板の製造方法について、熱延条件や熱延板厚、製品板厚、冷延板焼鈍温度、時間、雰囲気などは適宜選択すれば良い。冷延におけるパススケジュールや冷延率、ロール径についても特別な設備を必要とせず、既設設備を効率的に使用すれば良い。熱延板あるいは冷延板の酸洗条件は既設設備を用いて適正な方法で酸洗処理すれば良く、表面研磨を施しても構わない。また、冷延・焼鈍を繰り返して行っても良く、調質圧延やテンションレベラーを付与して、必要に応じて形状および強度調整しても構わない。更に、製品板厚についても、要求部材厚に応じて選択すれば良い。
【実施例】
【００５２】
以下に、本発明を実施例により具体的に説明する。表１に示す化学組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延した後、焼鈍・酸洗を施し、１．５ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍・酸洗を施して製品板とした。この際、熱延板焼鈍温度を１１５０℃とし、４００℃までの冷却速度を１５℃／ｓｅｃとした。また、冷延板焼鈍については、加熱温度を１１００℃とし、通常の通板条件にて製造した。
【００５３】
このようにして得られた製品板に対して、静的引張試験（０．２％耐力、全伸び）、動的引張試験として上記の高速引張試験を行った際の１０％流動応力、および穴拡げ試験（打ち抜き穴、切削穴）を行った。打ち抜き穴の穴拡げ試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２６６に規定される方法に準拠して行った。また、金属組織については、板厚中心層近傍の組織をエッチングにより現出させ、第２相の相率については画像解析装置で生成比率を求めた。フェライト相の結晶粒径については、前記のＥＢＳＤ法を用いて板厚中心層近傍の粒径を測定した。
【００５４】
【表１−１】
0006628561.tif 000002
【００５５】
【表１−２】
0006628561.tif 000003
【００５６】
表１−１のＮｏ．１〜２４が本発明例、表１−２のＮｏ．２５〜４９が比較例である。表１及び後述の表２において、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。比較例Ｎｏ．２６、３５を除いて、母相はフェライト相であった。
【００５７】
表１から明らかなように、本発明の鋼は母相がフェライト相であり、オーステナイト相とマルテンサイト相の総和が面積率で１０〜６０％存在し、母相のフェライト粒径が１０μｍ以下、０．２％耐力×全伸びが１９０００ＭＰａ・％以上、打ち抜き穴の穴拡げ率が３０％以上を満足する。また、高速引張試験における１０％歪における流動応力が９００ＭＰａ以上であり、衝撃特性にも優れることがわかる。一方比較鋼については、これらの特性が不十分であり、車輛部品としての特性を満足しない。
【００５８】
表２の鋼Ｎｏ．に示す鋼（化学組成は表１参照）を用い、熱延板焼鈍条件を表２に示すとおりに変更し、熱延板焼鈍条件以外は前記表１と同じ条件を用いた場合の特性を表２に示す。これより、熱延板焼鈍条件として、１０００〜１１５０℃に加熱した後、４００℃までの冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以下とした場合は所定の特性が発現している。一方、熱延板焼鈍条件が好適範囲から外れる比較鋼については、フェライト粒径が粗粒化し、穴拡げ性や高速変形特性が十分ではない。
【００５９】
【表２】
0006628561.tif 000004
【図１】
0006628561.tif 000005
【図２】
0006628561.tif 000006