(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００５〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：９．０〜１６．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．３５％、を含有し、Ｔｉ含有量を０．０２％以下に規制し、下記（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成と、
フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織と、を有し、
前記マルテンサイト相の体積率が２〜２０％であり、
前記フェライト相のビッカース硬さが１９０以下であり、
粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下であることを特徴とする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するステンレス鋼。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０      （１）
なお、上記（１）式の元素記号はそれぞれの元素の質量％を示す。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、Ａｌ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５％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に記載の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するステンレス鋼。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、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または２に記載の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するステンレス鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の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するステンレス鋼の製造方法であって、
鋼スラブを１０００〜１１５０℃の温度に加熱した後、巻取温度を６００℃以下とする熱間圧延を行い、６００〜７５０℃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相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有するステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、寒冷地で使用可能であり、プレス加工の施される構造用部材として好適な、溶接熱影響部の低温靭性およびプレス成形性に優れるフェライト相とマルテンサイト相の２相からなる組織を有するステンレス鋼（以下、本明細書において、「フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼」とする。）およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、安価でありながら、耐食性に優れる、応力腐食割れに対する感受性が低い、熱伝導性に優れるなどの特性を有している。それらの優れた特性もあって、近年ではステンレス鋼が適用される用途において、フェライト系ステンレス鋼の使用割合は年々増加している。
【０００３】
しかしながら、フェライト系ステンレス鋼は、高い温度にさらされると結晶粒が粗大化し靭性が低下するため、溶接の熱影響部における低温靭性が低くなるという問題を有する。そのため、特に、構造用材料として用いられる比較的Ｃｒ含有量の低いフェライト系熱延ステンレス鋼板を、寒冷地で使用、たとえば厳冬期には最低気温が−５０℃ともなるような中央アジア等の大陸内陸部で使用することは困難である。
【０００４】
構造用材料として用いられる比較的Ｃｒ含有量の低いフェライト系熱延ステンレス鋼板に近しい耐食性を有するステンレス鋼として、マルテンサイト系ステンレス鋼がある。その中には優れた、溶接熱影響部の低温靭性を有する鋼種が存在する。しかし、マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度が高いため、プレス成形をすることが困難であるという問題を有する。
【０００５】
特許文献１には、溶接継ぎ手の靭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。この発明では、微細なＭｇ系酸化物を分散して析出させることで溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制している。
【０００６】
特許文献２には、溶接熱影響部の靭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。この発明では、Ｃｏを添加することで溶接部の靭性を向上させている。
【０００７】
しかしながら、これらの発明は−３０℃程度までの温度を想定して開発されており、−５０℃における溶接熱影響部の靭性を使用に耐えるものとするには不十分である。
【０００８】
靭性の優れたステンレス鋼板としては、たとえば、特許文献３に、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、プレス成形性が悪い。また、特許文献３に記載の厚肉マルテンサイト系ステンレス鋼では、低温靭性が不足する場合もある。
【０００９】
このように、優れた溶接熱影響部の低温靭性と良好なプレス成形性を両立することは困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００３−３２４２号公報
【特許文献２】特開平４−２２４６５７号公報
【特許文献３】特開２００１−３２０５０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
上記のように、これら特許文献に開示された技術では、溶接の熱影響部の低温靭性と良好なプレス成形性を両立させることが困難である。本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、溶接熱影響部の低温靭性およびプレス成形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。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記課題を解決するために、フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼に着目し、溶接熱影響部の低温靭性およびプレス成形性におよぼす組織や成分の影響について鋭意研究を行った。その結果、得られた知見は以下の通りである。
【００１３】
溶接熱影響部の低温靭性は、破壊起点となる介在物の有無、亀裂の伝播を阻害する結晶粒界の多寡に強く影響を受ける。ステンレス鋼では溶接によって、熱影響部にＣｒの炭窒化物が生成して耐食性が低下する鋭敏化と呼ばれる現象が発生する。溶接を行うステンレス鋼では、この鋭敏化の発生抑止に、Ｃｒよりも炭素や窒素との親和力が高い元素が添加されることが多い。この元素には通常、Ｔｉおよび／またはＮｂが使用され、これらが使用されたステンレス鋼の鋼組織にはこれらの炭窒化物が生成している。本発明者らは、これらの炭窒化物のうち、粒径が数μｍほどの粗大で立方晶の形状をとるＴｉＮが破壊起点となることで、溶接熱影響部の低温靭性が顕著に低下することを明らかにした。そこで粗大なＴｉＮが生成しないようＴｉの含有量を０．０２質量％以下となるように規制した。
【００１４】
さらに、フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼では、溶接の熱影響部にδフェライトと呼ばれる粗大な結晶粒が生成し、溶接熱影響部の低温靭性が低下する。本発明者らは、溶接によって熱影響部が高温に熱せられδフェライトの変態温度を超えると、δフェライトが急激に粗大化することを明らかにした。δフェライトの変態温度はステンレス鋼の成分に影響を受ける。すなわち、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｉの含有量の増加によりδフェライトの変態温度が上昇し、Ｓｉ、Ｃｒの含有量の増加により上記変態温度は低下する。本発明者らは、δフェライト変態温度におよぼすこれらの元素の寄与を定量化し、後述する（１）式左辺のように定式化し、このδフェライト変態温度が１２７０℃以上となると溶接熱影響部のδフェライトの粗大化が抑制され、低温靭性が向上することを明らかにした。
【００１５】
このように本発明では発生起点となる粗大なＴｉＮの生成抑止、δフェライトの粗大化抑制による亀裂伝播の阻害によって溶接熱影響部の低温靭性を向上している。
【００１６】
一方で、δフェライトの変態温度の上昇のため、ＭｎやＮｉの含有量を過大にすると、熱延焼鈍材の鋼組織におけるマルテンサイト相の体積率が増加する。マルテンサイト体積率が増加し過ぎると、強度が上昇し、プレス成形性が低下するため、良好なプレス成形性を得るには、ＮｉやＭｎなどの成分の含有量を適度に調整することが重要である。
【００１７】
本発明では溶接熱影響部の鋭敏化抑制元素として、破壊起点の原因となるＴｉの代わりに、Ｎｂを添加している。しかし、詳細な調査により、Ｎｂは、熱延焼鈍材のフェライト相に微細なＮｂＣを析出させ、フェライト相の強度を上昇させ、プレス成形性を低下させることが明らかとなった。ＮｂＣは熱延前の加熱中に溶解し、熱延過程での冷却中にフェライト相に微細に析出する。そこで、本発明では熱延加熱温度を低下させ加熱中に固溶するＮｂＣの量を減少させ、粗大なままで残留させた。それによって、熱延過程における微細なＮｂＣの再析出を抑制し、フェライト相の強度を低下させ、プレス成形性を向上した。さらに、熱延過程での巻取り温度が高いとマルテンサイト相がフェライト相に変態して新たに微細なＮｂＣが析出するため、これを防ぐために巻取り温度も制御した。
【００１８】
このように、本発明では、マルテンサイト相の体積率の適度な調整、微細なＮｂＣの析出抑制によるフェライト相の強度低下によって、良好なプレス成形性を得ている。
【００１９】
以上の知見をもとに、本発明は構成される。すなわち、本発明は下記の構成を要旨とするものである。
【００２０】
［１］質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００５〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：９．０〜１６．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．３５％、を含有し、Ｔｉ含有量を０．０２％以下に規制し、下記（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成と、フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織と、を有し、前記マルテンサイト相の体積率が２〜２０％であり、前記フェライト相のビッカース硬さが１９０以下であり、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下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。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０      （１）
なお、上記（１）式の元素記号はそれぞれの元素の質量％を示す。
【００２１】
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ａｌ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５％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］に記載のフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼。
【００２２】
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、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］または［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。
【００２３】
［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１０００〜１１５０℃の温度に加熱した後、巻取温度を６００℃以下とする熱間圧延を行い、６００〜７５０℃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。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、優れた溶接熱影響部の低温靭性と良好なプレス成形性を両立させたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００２６】
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（以下、「本発明のステンレス鋼」という場合がある。）の成分組成について説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
【００２７】
本発明のステンレス鋼の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００５〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：９．０〜１６．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．３５％、を含有し、Ｔｉ含有量を０．０２％以下に規制し、下記（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０      （１）
なお、上記（１）式の元素記号はそれぞれの元素の質量％を示す。
【００２８】
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ａｌ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５％以下のうち１種または２種以上を含有することができる。
【００２９】
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有することができる。
【００３０】
Ｃ：０．００５〜０．０２０％
Ｃはオーステナイト安定化元素である。また、Ｃはδフェライトの変態温度を上昇させる元素であり、溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制し、低温靭性を向上するために重要な元素である。その効果はＣ含有量を０．００５％以上にすることで得られる。しかし、過剰にＣを含有すると、微細なＮｂＣの析出を促進して、熱延焼鈍材のフェライト相の強度を上昇させ、プレス成形性が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．０２０％以下とする。上記の通りＣの含有量は、０．００５〜０．０２０％の範囲とし、好ましくは０．００８〜０．０１８％の範囲である。
【００３１】
Ｎ：０．００５〜０．０２０％
Ｎはオーステナイト安定化元素である。また、Ｎはδフェライトの変態温度を上昇させる元素であり、溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制し、低温靭性を向上するために重要な元素である。その効果はＮ含有量を０．００５％以上にすることで得られる。しかし、過剰にＮを含有すると、溶接熱影響部において粗大なＴｉＮの生成が促進され、低温靭性が低下する。そのため、Ｎの含有量は０．０２０％以下が適切である。よって、Ｎの含有量は、０．００５〜０．０２０％の範囲とし、好ましくは０．００８〜０．０１８％の範囲である。
【００３２】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として用いられる元素であり、その効果を得るにはＳｉ含有量を０．０５％以上にすることが必要である。しかし、Ｓｉはフェライト安定化元素であるため、Ｓｉの含有によって、δフェライト変態温度が低下し、溶接熱影響部において粗大なδフェライトの生成が促進される。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えるとδフェライトの生成を抑制することが困難となる。このため、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．５０％の範囲とし、好ましくは０．１１〜０．４０％の範囲とする。
【００３３】
Ｍｎ：０．０５〜３．０％
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素である。Ｍｎの含有によって、δフェライト変態温度が上昇し、溶接熱影響部の組織が微細化する。その効果はＭｎ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、ＭｎＳの生成が促進し、耐食性が低下する。また、Ｍｎ含有量が過剰になると、マルテンサイト相の体積率が高くなりプレス成形性を低下させる場合がある。よって、Ｍｎ含有量は０．０５〜３．０％の範囲とし、好ましくは０．１１〜２．０％の範囲とする。
【００３４】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐ含有量は、熱間加工性の点から少ない方が好ましく、その含有量の許容される上限値を０．０４％とする。好ましいＰ含有量は、０．０３５％以下である。
【００３５】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓ含有量は、熱間加工性および耐食性の点から少ない方が好ましく、その含有量の許容される上限値を０．０２％とする。好ましいＳ含有量は０．００５％以下である。
【００３６】
Ｃｒ：９．０〜１６．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼において、不動態皮膜を形成し、耐食性を確保するために必須の元素である。その効果を得るためには、Ｃｒ含有量を９．０％以上にすることが必要である。しかし、Ｃｒは、フェライト安定化元素であるため、δフェライト変態温度を低下させ、δフェライトの粗大化を促進して、溶接熱影響部の低温靭性を低下させる元素でもある。Ｃｒ含有量が１６．０％を超えるとδフェライトの粗大化を抑制することが困難となる。よって、Ｃｒ含有量は、９．０〜１６．０％の範囲とし、好ましくは１０．５〜１３．０％の範囲とする。
【００３７】
Ｎｉ：０．１〜５．０％
Ｎｉは、Ｍｎと同様に、オーステナイト安定化元素である。Ｍｎの含有によって、δフェライト変態温度が上昇し、溶接熱影響部の組織が微細化する。その効果はＮｉ含有量が０．１％以上で得られる。しかし、Ｎｉの含有量が５．０％を超えると、熱延焼鈍材のマルテンサイト相の体積率の制御が困難となり、プレス成形性が低下する。よって、Ｎｉの含有量は０．１〜５．０％の範囲とし、好ましくは０．３〜３．０％の範囲とし。さらに好ましくは０．５〜２．５％の範囲とする。
【００３８】
Ｎｂ：０．０５〜０．３５％
Ｎｂは、鋼中のＣ、Ｎと炭化物、窒化物、炭窒化物を生成して、Ｃｒの炭窒化物の生成を抑制し、溶接熱影響部の鋭敏化を抑制する元素である。その効果は、Ｎｂ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、熱延過程の加熱中に固溶したＮｂは、熱延過程においてＮｂＣとしてフェライト相に微細に析出し、フェライト相の強度を上昇させて、プレス成形性を低下させる。したがって、プレス成形性の観点からはＮｂ含有量は少ない方が好ましい。Ｎｂの含有量が０．３５％を超えると、微細なＮｂＣの析出抑制が困難となる。よって、Ｎｂ含有量は０．０５〜０．３５％の範囲とし、好ましくは０．１０〜０．３０％の範囲とする。
【００３９】
Ｔｉ：０．０２％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋼中のＣ、ＮをＴｉ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。しかしながら、ＴｉＮは粗大な立方晶の形状を取るため、破壊起点となって、低温靭性を低下させる。このため、Ｔｉの含有量は少ないほど好ましい。特に溶接熱影響部では、熱延焼鈍板と比較して結晶粒が粗大化しているため、わずかな破壊起点の存在によって大幅に低温靭性が低下する。粗大なＴｉＮの生成を抑制するためには、Ｔｉの含有量を０．０２％以下に厳しく抑制する必要がある。よって、Ｔｉ含有量は０．０２％以下とした。より好ましくは０．０１％以下である。なお、本発明において、Ｔｉ含有量は少ないほど好ましいので下限は０％である。
【００４０】
２６００Ｃ＋１７００Ｎ−２０Ｓｉ＋２０Ｍｎ−４０Ｃｒ＋５０Ｎｉ＋１６６０≧１２７０      （１）
本発明では、（１）式左辺で表されるδフェライト変態温度を調整することで、溶接熱影響部における粗大なδフェライトの生成を抑制し、溶接熱影響部の低温靭性を向上させる。本発明において、δフェライト変態温度はおおむね１３００℃近辺に存在する。溶接熱影響部がこの温度以上に長時間保持されるとδフェライトが粗大化する。本発明では、（１）式にしたがって、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉの各元素の含有量を調整し、このδフェライト変態温度を上昇させることで、溶接熱影響部が高温にならず、δフェライトの粗大化を抑制できる。その結果、本発明ではδフェライトの結晶粒径が最大でも５０μｍ以下となっており、溶接熱影響部の低温靭性が向上している。
【００４１】
いわゆるＣｒ当量、Ｎｉ当量では、δフェライト変態温度の正確な制御は不可能である。そのため、本発明では新たにδフェライト変態温度におよぼす各添加元素の寄与をそれぞれの状態図から（１）式左辺のように定式化した。δフェライト変態温度が１２７０℃を超えると低温靭性が良好となった。よって（１）式の不等式を定めた。
【００４２】
本発明においては、上記成分の他に、必要に応じて以下の成分を含有させることができる。
【００４３】
Ａｌ：０．２０％以下
Ａｌは、一般的には脱酸のために有用な元素であり、その効果はＡｌ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。一方、Ａｌ含有量が０．２０％を超えると、粗大なＡｌ系介在物が生成して溶接熱影響部の破壊起点となり低温靭性が低下する。よって、Ａｌの含有量は０．２０％以下の範囲とし、より好ましくは、０．０３〜０．１４％の範囲とする。
【００４４】
Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、ＴｉやＮｂと同様に窒化物を生成し、溶接部の鋭敏化による耐食性低下を抑制する元素である。その効果はＶ含有量を０．００５％以上とすることで得られる。しかし、Ｖ含有量が０．２０％を超えると、テンパーカラーと呼ばれる溶接部に形成された酸化皮膜の耐食性が低下する。よって、Ｖの含有量は０．２０％以下の範囲とし、好ましくは０．０１〜０．１０％の範囲とする。
【００４５】
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、高い耐食性が要求される場合にＣｕを添加することが好ましい。耐食性向上効果を十分に発揮させるためにはＣｕ含有量を０．３％以上にすることが有効である。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、熱間加工性が低下する。よって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量の上限を１．０％とする。より好ましいＣｕ含有量は、０．３〜０．５％である。
【００４６】
Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合にＭｏを添加することが好ましい。耐食性を十分に発揮させるためにはＭｏ含有量を０．０３％以上にすることが有効である。しかし、Ｍｏ含有量が２．０％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、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量の上限を２．０％とする。より好ましいＭｏ含有量は、０．１〜１．０％である。
【００４７】
Ｗ：１．０％以下
Ｗは、耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合にＷを添加することが好ましい。その効果はＷ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｗの過剰の含有は強度を上昇させ、製造性を低下させる。よって、Ｗを含有する場合、その含有量は１．０％以下とする。
【００４８】
Ｃｏ：０．５％以下
Ｃｏは、靭性を向上させる元素であり、さらに高い靭性が要求される場合にＣｏを添加することが好ましい。その効果はＣｏ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、過剰のＣｏの含有は製造性を低下させる。よって、Ｃｏを含有する場合、その含有量は０．５％以下とする。
【００４９】
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含有量が０．０００１％以上で得られる。しかし、過剰にＣａを添加すると水溶性介在物であるＣａＳを生成して耐食性が低下する。よって、Ｃａを含有する場合、その含有量は０．０１％以下とした。
【００５０】
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは二次加工脆性を改善するため元素であり、その効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが適当である。しかし、過剰にＢを添加すると、固溶強化により延性が低下する。よって、Ｂを含む場合、その含有量は０．０１％以下とした。
【００５１】
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含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、過剰にＭｇを添加すると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇを含む場合その含有量は０．０１％以下とした。
【００５２】
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。ＲＥＭの中でも、特にＬａ、Ｃｅが有効である。その効果はＲＥＭ含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、過剰にＲＥＭを含有すると酸洗性などの製造性を低下させるうえ、コストの増大を招く。よってＲＥＭを含む場合、その含有量は０．０５％以下とした。
【００５３】
本発明においては、上述したような元素のほか、従来の知見に基づいて他の元素を含有させてもよい。なお、以上規定した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物の具体例としては、Ｚｎ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．３％以下が挙げられる。
【００５４】
続いて、本発明のステンレス鋼の鋼組織について説明する。本発明のステンレス鋼の鋼組織は、フェライト相とマルテンサイト相の２相からなり、上記マルテンサイト相の体積率が２〜２０％であり、上記フェライト相のビッカース硬さが１９０以下であり、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下である。
【００５５】
マルテンサイト相の体積率が２〜２０％
マルテンサイト相は非常に強度の高い組織であるため、その体積分率の増加はプレス成形性を低下させる。したがってプレス成形性の観点からはマルテンサイト相の体積率は低いほうが好ましい。一方で、本発明では、熱延後の焼鈍によってマルテンサイト相をフェライト相に変態させる。このとき最終的なマルテンサイト相の体積率があまりに低くなるように調整しようとすると、焼鈍によってフェライト相の結晶粒が粗大となり、プレス成形の際に割れが発生する可能性がある。以上のように、良好なプレス成形性を得るためには適度なマルテンサイト相の体積率が必要である。マルテンサイト相の体積率は２〜２０％が適当である。より好ましくは３〜１５％である。
【００５６】
フェライト相のビッカース硬さが１９０以下
フェライト相のビッカース硬さは、結晶粒径、固溶元素、析出物、転位密度の影響を受ける。本発明において、熱延焼鈍材のフェライト相のビッカース硬さは主にＮｂＣの析出強化に依存する。本発明のステンレス鋼の鋼組織の大部分を占めるフェライト相のビッカース硬さが上昇すると、加工による割れが発生しやすくなりプレス成形性が低下する。フェライト相のビッカース硬さが１９０を超えると特にその傾向が顕著となる。よってフェライト相のビッカース硬さは１９０以下とした。より好ましくは１８０以下である。
【００５７】
粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下
本発明のステンレス鋼の成分組成では、ＮｂＣは初めにスラブを鋳造した後の冷却過程において析出する。ここで析出したＮｂＣは熱間圧延前の加熱によって一部が溶解して固溶する。１０００℃から１２００℃にかけて、温度の上昇にともないＮｂＣの固溶量は急激に増加する。固溶したＮｂＣは熱延過程において再析出する。熱延前の加熱において固溶しなかったＮｂＣはそのまま粗大化するが、固溶したＮｂＣは熱延過程における再析出でフェライト相に微細に分散してフェライト相の強度を上昇させる。フェライト相の強度の上昇はプレス成形性を低下させるため、本発明において微細なＮｂＣの析出は少ないほうが好ましい。ここで、微細なＮｂＣとは粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣを指しており、そのＮｂＣが２００個／μｍ２を超えて分散すると強度の上昇が顕著となり、プレス成形性の低下が著しい。よって、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣが２００個／μｍ２以下とした。より好ましくは１５０個／μｍ２以下である。ＮｂＣの粒径については、ＴＥＭの分解能の制約から１ｎｍ以上のものを数えた。なお、ここでいうＮｂＣには、ＮやＣｒを含んでも良い。また、粒径が３０ｎｍ以上のＮｂＣについては、フェライト相の強度への影響は軽微であるため、その粒径や分散状態については特に限定しない。
【００５８】
続いて、本発明のステンレス鋼の製造方法について説明する。
【００５９】
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た後、真空脱ガス（ＲＨ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。
【００６０】
ここで、低温靭性を良好とするためには、上記の通り、Ｔｉの含有量を０．０２％以下に抑制することが重要である。具体的にはスクラップを使わないか、スクラップを使う場合は、スクラップのＴｉ含有量を分析してスクラップのＴｉ総量を制御して使用する、さらに、Ｔｉを含む鋼種を溶製した直後には溶鋼を溶製しないなどのＴｉの混入を厳しく制限する溶製方法を採用する必要がある。
【００６１】
次いで、鋼スラブを１０００〜１１５０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする。本発明においてスラブ加熱温度はＮｂＣの析出形態を制御するための重要な因子である。スラブ加熱温度が高いと加熱中に溶解するＮｂＣが増加し、熱延過程でフェライト相に微細なＮｂＣが析出する。微細なＮｂＣの析出はフェライト相の強度を上昇させプレス成形性を低下させる。したがってスラブ加熱温度は１１５０℃以下とする。一方、１０００℃未満の加熱温度では、熱間圧延での負荷が高くなり、熱延での肌荒れが著しくなる。よって、加熱温度は１０００℃以上とする。
【００６２】
熱延過程での巻取り温度が高いとマルテンサイト相がフェライト相に変態して、新たに微細なＮｂＣが析出し、プレス成形性を低下させる。したがって巻取り温度は６００℃以下とする。
【００６３】
熱間圧延により製造した板厚２．０〜６．０ｍｍの熱延板に、６００℃〜７５０℃の温度で焼鈍を行い、マルテンサイト相の体積率を２０％以下とする。より好ましくは６００〜７１０℃である。焼鈍温度は、本発明において、マルテンサイト相の体積率を制御するための重要な因子である。７５０℃を超えるとマルテンサイト相の体積率が増加し、プレス加工性が低下する。したがって焼鈍温度は７５０℃以下とする。好ましくは７１０℃以下である。一方、６００℃未満の焼鈍温度では、マルテンサイト相の体積率が低くなりすぎるため，フェライト相の結晶粒が増大し，プレス加工性が低下する。よって、焼鈍温度は６００℃以上とする。マルテンサイト相からフェライト相への変態には焼鈍時間を１時間以上とするのが好ましい。なお，熱間圧延前の段階でわずかに固溶していたＮｂは、熱間圧延後の冷却過程においてスラブで生成したＮｂＣが成長する形ですべてのＮｂの析出が完了する。そのため、熱延板の焼鈍におけるマルテンサイト相からフェライト相への変態では微細なＮｂＣは生成しない。その後、ショットブラスト、酸洗などの工程によりスケールを除去してもよい。酸洗等のデスケーリングの後は、スキンパス圧延を行ってもよい。
【００６４】
本発明に係るステンレス鋼の溶接には、ＴＩＧ、ＭＩＧ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る。
【実施例】
【００６５】
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。溶製した鋼塊を表１に示す加熱温度で加熱し、熱間圧延により厚み５ｍｍの熱延板とした。巻取り温度は表１に示した。得られた熱延板に、表１に示す焼鈍温度で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。
【００６６】
得られた熱延焼鈍板から、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、村上試薬（１０％Ｋ３［Ｆｅ（ＣＮ）６］−１０％ＫＯＨ水溶液）を用いてエッチングし、光学顕微鏡により組織を観察した。板厚１／４の位置にて３００μｍ×３００μｍの範囲を倍率４００倍で３視野撮影し、白く見える領域をマルテンサイト相と判断して、その面積率を画像処理により測定して、マルテンサイト相の体積率を求めた（面積率を体積率とみなした。）。村上試薬により黒く見える領域をフェライト相と判断して、この領域のビッカース硬さＨＶ０．０１を測定した。ビッカース硬さは押し付け圧力を９８ｍＮとして、１０点測定してその平均を採用した。
【００６７】
得られた熱延焼鈍板から、ツインジェット法により薄膜を作製し、ＴＥＭにより析出物を観察した。２μｍ×２μｍの範囲を２００００倍の倍率で５視野観察し、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣの数を測定し、粒径が３０ｎｍ以下のＮｂＣの密度を求めた。ＮｂＣは楕円球状の形状をしていたので、撮影したＴＥＭ像の最も長い直径を粒径とした。
【００６８】
マルテンサイト相の体積率、フェライト相のビッカース硬さ、ＮｂＣの密度をそれぞれ表２に示す。
【００６９】
得られた熱延焼鈍板から、３００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、付き合わせたときに６０°のＶ字開先となるように３００ｍｍ辺の端面を３０°研削した。加工した端面を突合せて、入熱０．７ｋＪ／ｍｍ、溶接速度６０ｃｍ／ｍｉｎとしてＭＩＧ溶接を行った。シールドガスは１００％Ａｒとした。溶接ワイヤは１．２ｍｍφのＹ３０９Ｌを用いた。溶接方向はＬ方向とした。
【００７０】
溶接ビードを含む高さ５ｍｍ×幅５５ｍｍ×長さ１０ｍｍのサブサイズのシャルピー試験片を作製した。ノッチ位置は板厚に対して溶融部が５０％となる位置とした。ノッチ形状は２ｍｍのＶノッチとした。シャルピー衝撃試験は、−５０℃において９回実施した。
【００７１】
表２に９回のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの最小値を示す。本発明例ではいずれも溶接熱影響部の吸収エネルギーが１０Ｊ以上となっており、低温靭性が良好であることが分かる。Ｎｏ．２０はＳｉ、Ｎｏ．２２はＣｒ、Ｎｏ．２５はＴｉ、Ｎｏ．２８は（１）式がそれぞれ本発明の範囲から外れているため、溶接熱影響部の吸収エネルギーが１０Ｊよりも低かった。
【００７２】
プレス成形性を評価するためエリクセン試験を行った。エリクセン試験機が対応可能な板厚が３ｍｍまでであったため、得られた熱延焼鈍板の板厚を片面１ｍｍずつ板厚３ｍｍまで研削し、１００ｍｍ四方の試験片を採取した。ＪＩＳ  Ｚ２２４７に準拠したエリクセン試験を行った。結果を表２に示す。本発明例はいずれもエリクセン値が７ｍｍ以上となっており、プレス成形性が良好であることが分かる。比較例であるＮｏ．２１、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２６はマルテンサイト相の体積率が、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２７はフェライト相のビッカース硬さがそれぞれ本発明の範囲から外れているため、エリクセン値が７ｍｍ以下となりプレス成形性に劣っていた。また、Ｎｏ．２９はＣ含有量が多いためプレス成形性に劣り、Ｎ含有量が多いため溶接熱影響部の吸収エネルギーが１０Ｊよりも低かった。また、Ｎｏ．３０では、加熱温度が高いため、エリクセン値が７ｍｍ以下となりプレス成形性に劣っていた。Ｎｏ．３１では、巻取温度が高いため、エリクセン値が７ｍｍ以下となりプレス成形性に劣っていた。
【００７３】
以上の結果より、本発明によれば、溶接熱影響部の低温靭性とプレス成形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。
【００７４】
【表１】
0006424867.tif 000002
【００７５】
【表２】
0006424867.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００７６】
本発明によれば、優れた溶接熱影響部の低温靭性と良好なプレス成形性を両立させたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼が得られる。本発明のステンレス鋼は寒冷地で用いられ、プレスにより成形される構造部材に好適である。例えば、液体用タンク、鉄道貨物用コンテナ、住宅構造材などに好適である。