(57)【要約】耐酸化性、高温強度、及び加工性が良好であり、鋳造等軸粒組織に由来する室温加工性を得るためにTiを添加した低Al含有量のフェライト系ステンレス鋼を製造する。高温強度を付与するためにニオブ及び銅を添加する。耐酸化性を付与するためにシリコン及びマンガンを添加する。本フェライト系ステンレス鋼は、18Cr-2Mo及び15Cr-Nb-Ti-Si-Mnのフェライト系ステンレス鋼よりも優れた耐酸化性を実現する。また、本フェライト系ステンレス鋼は一般に、18Cr-2Moよりも製造コストが安価である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量パーセントで、
炭素：0.020％以下、
窒素：0.020％以下、
クロム：15〜20％、
チタン：0.30％以下、
ニオブ：0.50％以下、
銅：1.0〜2.00％、
シリコン：1.0〜1.7％
マンガン：0.4〜1.5％
リン：0.050％以下、
硫黄：0.01％以下、及び
アルミニウム：0.020％以下
を含むことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
【請求項２】
前記フェライト系ステンレス鋼が、重量パーセントで、
モリブデン：3.0％以下、
ホウ素：0.010％以下、
バナジウム：0.5％以下、及び
ニッケル：1.0％以下
のうちの少なくとも一種を更に含むことを特徴とする請求項1に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
（発明者）
吉竹栄三
（関連出願の相互参照）
本願は、2012年8月31日に出願された米国仮特許出願第61/695,771号（「Ferritic Stainless Steels with Excellent Oxidation Resistance with Good High Temperature Strength and Good Formability」）及び2013年3月15日に出願された米国特許出願第13/837,500号（「Ferritic Stainless Steel with Excellent Oxidation Resistance, Good High Temperature Strength, and Good Formability」）の優先権を主張する。米国仮特許出願第61/695,771号及び米国特許出願第13/837,500号の開示内容は、それぞれ参照により本明細書に援用するものとする。
【０００２】
耐酸化性、高温強度、及び良好な加工性を有するフェライト系ステンレス鋼を製造することが望まれている。ニオブ及び銅は高温強度を付与するために所定量添加され、シリコン及びマンガンは耐酸化性を付与するために所定量添加される。本フェライト系ステンレス鋼は、18Cr-2Moや15Cr-Nb-Ti-Si-Mnのような既知のステンレス鋼よりも優れた耐酸化性を実現する。また、本フェライト系ステンレス鋼は、18Cr-2Mo鋼のような他のステンレス鋼よりも製造が安価であり、熱延板焼鈍工程なしに製造することができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】米国特許第6,855,213号明細書
【特許文献２】米国特許第5,868,875号明細書
【特許文献３】米国特許第4,964,926号明細書
【発明の概要】
【０００４】
本フェライト系ステンレス鋼は、特許文献1及び特許文献2（それぞれの開示内容全体を参照により本明細書に援用する。）に開示されるような鋳造等軸粒組織によって室温での加工性を得るために、チタンが添加され、低アルミニウム濃度で製造される。本フェライト系ステンレス鋼には、高温強度を付与するためにニオブ及び銅が添加され、耐酸化性を向上させるためにシリコン及びマンガンが添加される。
【発明を実施するための形態】
【０００５】
本フェライト系ステンレス鋼は、特許文献1及び特許文献2に記載の方法等、フェライト系ステンレス鋼の製造で使用する当業界で知られる製造条件で製造される。本フェライト系ステンレス鋼には、高温強度を付与するためにニオブ及び銅が添加され、耐酸化性を向上させるためにシリコン及びマンガンが添加される。本フェライト系ステンレス鋼は、微細な等軸粒で構成される鋳造組織を有する材料から製造することができる。
【０００６】
本フェライト系ステンレス鋼のための鉄溶湯は電気アーク炉等の溶融炉において提供される。この鉄溶湯は、固体鉄含有スクラップ、炭素鋼スクラップ、ステンレス鋼スクラップ、並びに酸化鉄、炭化鉄、直接還元鉄、及びホットブリケット鉄を含めた諸種の固体鉄含有材料から溶融炉において形成することも、高炉又は鉄溶湯を提供することが可能な他の任意の鉄製錬ユニットにおける溶融炉の上流で生成することも可能である。次いで、鉄溶湯は溶融炉で精錬され、又はアルゴン‐酸素脱炭容器や真空‐酸素脱炭容器等の精錬容器に移された後、取鍋冶金炉やワイヤフィードステーション等のトリムステーションに送られる。
【０００７】
いくつかの実施形態において、焼鈍板のリジング特性及び加工性が向上するように、鋼は、鋳造等軸粒組織を形成するのに必要な核を提供する微細なチタン酸化物介在物を形成するのに十分な量のチタン及び窒素と、制御された量のアルミニウムとを含有する溶湯から鋳造される。
【０００８】
いくつかの実施形態では、鋳造に先立って、脱酸のために溶湯にチタンが添加される。溶湯をチタンで脱酸すると、鋳造等軸微細結晶粒組織の核となる微細なチタン酸化物介在物が形成される。アルミナ介在物、すなわち酸化アルミニウム（Al2O3）の形成を最小限に抑えるために、精錬後の溶湯には、実施形態に応じて、アルミニウムを脱酸剤として添加しないことも、少量だけ添加することもある。いくつかの実施形態では、鋳造前の溶湯中にチタン及び窒素が存在してもよい。その場合は、チタンと窒素の積を残留アルミニウムで割った比が少なくとも約0.14となるようにする。
【０００９】
鋼を安定化させる場合、チタンの添加量は、溶湯中の炭素及び窒素と結合させるため、脱酸に必要な量を上回る十分な量としてよいが、窒素と飽和する量を下回ること、すなわち平衡未満量とすることが好ましい。これにより、大きい窒化チタン介在物が析出して凝固するのを回避すること又は少なくとも最小限に抑えることが可能となる。「平衡未満（sub-equilibrium）」となるチタンの最大量については、特許文献3の図4を参照されたい。当該米国特許の開示内容は、参照により本明細書に援用するものとする。いくつかの実施形態では、ニオブ、ジルコニウム、タンタル、バナジウム等の一種又は複数の安定化元素を溶湯に添加してもよい。
【００１０】
鋳鋼を熱間処理して鋼板とする。本明細書で「鋼板（sheet）」とは、連続鋼帯又は連続鋼帯の切断長さ部分を含むことを意味し、「熱間処理（hot processed）」とは、鋳鋼を必要に応じて再加熱してから熱間圧延等によって所定の板厚に圧下することを指す。熱間圧延をする場合は、鋼スラブを2000〜2350 °F（約1093〜約1288℃）まで再加熱し、1500〜1800 °F（約816〜約982℃）の仕上げ温度で熱間圧延し、1000〜1400 °F（約538〜760℃）の温度でコイル状に巻き取る。熱間圧延鋼板は「熱延板」としても知られる。いくつかの実施形態では、熱延板を1700〜2100 °F（約926〜約1149℃）の最高到達板温で焼鈍してもよい。他の実施形態では、鋼板の熱延板焼鈍工程を行わない。いくつかの実施形態では、熱延板のスケール除去を行い、少なくとも40％の冷間圧下率で所望の最終板厚とすることができる。他の実施形態では、熱延板のスケール除去を行い、少なくとも50％の冷間圧下率で所望の最終板厚とすることができる。その後、冷間圧下した鋼板を1800〜2100 °F（約982〜約1149℃）の最高到達板温で仕上げ焼鈍してもよい。
【００１１】
本フェライト系ステンレス鋼は、いくつかの方法によって製造した熱間処理鋼板から製造することができる。鋼板は、インゴットから形成されるスラブ、若しくは厚さ50〜200 mmの連続鋳造スラブから製造することが出来る。これらを2000〜2350 °F（約1093〜約1288℃）に再加熱後、熱間圧延を施して厚さ1〜7 mmの出発材料となる熱間処理鋼板とする。あるいは、鋼板は、2〜52 mmの厚さに連続鋳造された鋼帯から熱間処理することで製造することもできる。本処理は、連続鋳造スラブ若しくはインゴットから製造されたスラブを大幅な再加熱を経て若しくは経ずに熱間圧延機に直接供給する方法によって製造された鋼板に対して、又は更なる再加熱を伴う若しくは伴わない熱間圧延を施して鋼板とするのに十分な温度のスラブに熱間圧下されたインゴットに対して適用可能である。
【００１２】
チタンは、本フェライト系ステンレス鋼の溶湯に対する鋳造前の脱酸に使用される。溶湯中のチタンの量は0.30％以下であってよい。特に明記しない限り、「％」と記載した濃度は全て重量パーセントである。いくつかの実施形態において、チタンは平衡未満量で存在させることができる。本明細書で「平衡未満」とは、形成されるチタン化合物の溶解度積が鋼の液相線温度における飽和水準を下回り、それにより溶湯中における窒化チタンの過剰な析出が回避されるようにチタンの量を制御することを指す。過剰な窒素は、アルゴン酸素脱炭容器内のフェライト系ステンレス鋼の溶湯を精錬する製造業者にとっては問題とならない。アルゴン酸素脱炭容器内のステンレス鋼を精錬する場合は、窒素を実質的に0.010％未満とすることができ、それによりチタン量の増加を許容しながら依然として平衡未満状態を保つことができる。
【００１３】
鋳造等軸フェライト粒を形成するのに必要な核形成サイトを提供するために、溶湯へのチタン添加後、溶湯の鋳造前に十分な経過時間を確保して、チタン酸化物介在物が形成されるようにする。チタン添加直後に溶湯の鋳造を行う場合は、鋳造組織により大型の柱状粒子が含まれる可能性がある。経過時間は当業者なら過度の実験なしに決定できるはずである。実験室で、溶湯にチタンを添加した後、5分間未満で鋳造したインゴットは、チタンと窒素の積を残留アルミニウムで割った値が少なくとも0.14である場合でも大型の鋳造柱状粒を含んでいた。
【００１４】
鋳造前の鋼中には、チタンと窒素の積をアルミニウムで割った比が少なくとも約0.14となるように、十分な窒素を存在させる必要がある。いくつかの実施形態において、溶湯中に存在する窒素の量は0.020％以下である。
【００１５】
電気アーク炉での溶融後の窒素濃度が0.05％と高い場合も、固溶N量は、アルゴン酸素脱炭容器内におけるアルゴンガス精錬中に0.02％未満に低減することができる。所与の任意の窒素含有量に対して溶湯に添加されるTi量を平衡量未満に低減することにより、TiNの過度の析出を回避することができる。別法として、溶湯中の窒素の量は、溶湯中のチタンの予想含有量に応じてアルゴン酸素脱炭容器内で低減することができる。
【００１６】
全残留アルミニウムは、チタン及び窒素の量に関連して制御、又は最小限に抑えることができる。残留アルミニウム量に関連して、最低限量のチタン及び窒素は溶湯中に存在しなければならない。チタンと窒素の積を残留アルミニウムで割った比は、実施形態に応じて少なくとも約0.14としてもよいし、少なくとも0.23としてもよい。溶湯中に必要なチタン及び窒素の量を最小限に抑えるために、いくつかの実施形態ではアルミニウムの量を0.020％未満とする。アルミニウムの量は、他の実施形態では0.013％以下とし、また他の実施形態では0.010％以下に抑える。鋳造直前の脱酸等の目的で、精錬中又は鋳造中にアルミニウムを意図的に溶湯と合金化する場合は、全アルミニウムを制御、又は0.020％未満に抑えることができる。ただし、アルミニウムは、例えばチタンのような別の元素の合金添加物に含まれる不純物として、溶湯に意図せず混入する可能性もあることに留意されたい。チタン合金は20％ものAlを含有し、これが溶湯の全Alに寄与し得る。精製及び鋳造手法を注意深く制御することにより、アルミニウム含量0.020％未満の溶湯を得ることが可能となる。
【００１７】
チタンを安定化に利用することに加えて、他の適切な安定化元素としては、ニオブ、ジルコニウム、タンタル、バナジウム、又はこれらの混合物も挙げられる。いくつかの実施形態では、チタンと第2の安定化元素、例えばニオブ又はバナジウムを併用する場合に、深絞り加工性が要求されるときは、当該第2の安定化元素を0.50％以下に抑えることができる。いくつかの実施形態は、ニオブを0.5％以下の濃度で含む。いくつかの実施形態は、ニオブを0.28〜0.43％の濃度で含む。バナジウムは0.5％未満の量で存在してもよい。本フェライト系ステンレス鋼のいくつかの実施形態は、0.008〜0.098％のバナジウムを含む。
【００１８】
銅は高温強度を向上させる。本フェライト系ステンレス鋼は、1.0〜2.0％の銅を含有する。いくつかの実施形態は、1.16〜1.31％の銅を含む。
【００１９】
シリコンは本フェライト系ステンレス鋼中に1.0〜1.7％の量で存在する。いくつかの実施形態において、シリコンは1.27〜1.35％の量で存在する。一般に、フェライト系ステンレス鋼には少量のシリコンが存在するが、これによりフェライト相の形成が促進される。シリコンは、耐高温酸化性を向上させ、高温強度をもたらす。多くの実施形態において、シリコンは約1.7％を超えないようにする。そうしないと鋼が硬くなりすぎたり、伸びに悪影響が及んだりするからである。
【００２０】
マンガンは、本フェライト系ステンレス鋼中に0.4〜1.5％の量で存在する。いくつかの実施形態では、マンガンは0.97〜1.00％の量で存在する。マンガンは、高温下の耐酸化性及び耐剥離性を向上させる。したがって、いくつかの実施形態は、マンガンを少なくとも0.4％の量で含む。しかしながら、マンガンはオーステナイト生成元素であり、フェライト相の安定化に影響を与える。マンガンの量が約1.5％を超えると、フェライト相の安定化及び加工性に影響が及ぶ可能性がある。
【００２１】
炭素は、本フェライト系ステンレス鋼中に最大0.02％の量で存在する。いくつかの実施形態において、炭素含有量は0.02%以下である。また他の実施形態において、炭素含有量は0.0054〜0.0133％である。
【００２２】
クロムは、いくつかの実施形態では本フェライト系ステンレス鋼中に15〜20％の量で存在する。クロムの量が約25％を超えると、鋼の加工性が低下する可能性がある。
【００２３】
いくつかの実施形態において、酸素は鋼中に100 ppm未満の量で存在する。鋼の溶湯をアルゴン酸素脱炭精錬容器及び取鍋冶金炉合金化容器内で順次調製する場合は、溶湯中の酸素を10〜60 ppmの範囲とし、それにより、微細な鋳造等軸粒組織をもたらす核形成サイトの形成を促す微細なチタン酸化物介在物を含む、非常に清浄な鋼を提供することが可能となる。
【００２４】
硫黄は、本フェライト系ステンレス鋼中に0.01％以下の量で存在する。
【００２５】
リンは、熱間圧延時の加工性を劣化させ、孔食を発生させる可能性がある。リンは、本フェライト系ステンレス鋼中に0.05％以下の量で存在する。
【００２６】
マンガンと同様、ニッケルもオーステナイト生成元素であり、フェライト相の安定化に影響を与える。したがって、いくつかの実施形態ではニッケルを1.0%以下に抑える。いくつかの実施形態において、ニッケルは0.13〜0.19%の量で存在する。
【００２７】
また、モリブデンは耐食性を向上させる。いくつかの実施形態は、3.0％以下のモリブデンを含む。いくつかの実施形態は、0.03〜0.049％のモリブデンを含む。
【００２８】
用途によっては、本発明の鋼中にホウ素を0.010％以下の量で含むことが望ましいこともある。いくつかの実施形態において、ホウ素は0.0001〜0.002％の量で存在する。ホウ素は鋼の二次加工脆化耐性を向上させることができ、したがって深絞り用途及び多段階加工用途で鋼板が割れにくくなる。
【００２９】
いくつかの実施形態において、本フェライト系ステンレス鋼は、意図的な添加物として調製し得る、又は残留元素、すなわち製鋼工程に由来する不純物として存在し得る、製鋼分野で知られる他の元素を含んでもよい。
【実施例】
【００３０】
（実施例1）
本フェライト系ステンレス鋼の諸実施形態と比較例の基準鋼とを、以下の表1に記載する組成として作製した。
【００３１】
「実験室材料」は、以下のパラメータに従って実験設備にて処理した。各インゴットを2300 °F（1260℃）の温度に再加熱した。次いで、鋼帯厚さ：0.200インチ（5.08 mm）まで熱間圧延した。次いで、1825〜1975℃（約996〜約1079℃）の温度で熱延板焼鈍を施した。次いで、厚さ：0.079〜0.098インチ（約2.0〜約2.5 mm）まで冷間圧延した。この冷間圧延鋼帯に対して1885〜1950 °F（約1029〜約1066℃）の温度で仕上げ焼鈍を施した。
【００３２】
「工場製造材料」として識別される材料は、以下のパラメータに従って工場の製造設備にて処理した。各スラブを2273〜2296 °F（1245〜約1258℃）の温度まで再加熱した。次いで、鋼帯厚さ：0.200〜0.180インチ（5.08〜約4.57 mm）まで熱間圧延した。次いで、後述の実施例に別段の指定がない限り、熱間圧延鋼帯に対して1950〜2000 °F（1066〜1083℃）の温度で熱延板焼鈍を施した。0.079〜0.059インチ（約2.0〜約1.5 mm）まで冷間圧延した後、鋼帯に対して1900〜2000 °F（約1038〜約1093℃）の温度で仕上げ焼鈍を施した。
【００３３】
【表１】
2015532684.tif 000002
【００３４】
備考欄に「本発明」として識別される材料は、本発明のフェライト系ステンレス鋼の実施形態である。「参考」として識別される材料は、本発明のフェライト系ステンレス鋼の実施形態ではない。実際には、よく知られている以下の2種類の従来製品である。1つはHT #831187（Type 444ステンレス鋼）、もう1つはHT #830843（AK Steel Corporation社（オハイオ州、ウエストチェスター）の製品である15 CrCbステンレス鋼）である。
【００３５】
（実施例2）
上記の実施例1及び表1に記載した鋼組成のいくつかにつき、930℃、200時間、大気中の条件下で耐酸化性を試験した。試験結果を以下の表2に示す。個々の組成はそれぞれのID番号で識別される。耐酸化性は、以下の2つの要因によって評価した。1つは重量増加量、もう1つは剥離の程度である。HT #920097以外の各材料につき、表に示した重量増加値は2回の試験の平均である。HT #920097については、8つの試料を試験し、その8回の試験の最小値、平均値、及び最大値を示してある。
【００３６】
【表２】
2015532684.tif 000003
【００３７】
（実施例3）
実施例1の鋼組成のいくつかにつき、ASTM規格E21引張試験の手順に従って圧延方向の高温引張特性を試験した。これらの試験結果を以下の表に示す。
【００３８】
【表３】
2015532684.tif 000004
【００３９】
（実施例4）
実施例1の鋼組成のいくつかにつき、ASTM規格E8/E8Mの手順に従って圧延方向の引張特性を試験した。また、ASTM規格E517の手順に従ってr値も試験した。さらに、これらの組成の耐リジング性を0〜6の定性的指標（0：最良、6：許容範囲外）に基づいて判定した。これらの試験結果を以下の表に示す。
【００４０】
【表４】
2015532684.tif 000005
【００４１】
（実施例5）
実施例1の鋼組成のいくつかにつき、ASTM規格E8/E8M試験手順に従って圧延方向の引張特性を試験した。また、ASTM規格E517の手順に従ってr値も試験した。さらに、これらの組成の耐リジング性を0〜6の定性的指標（0：最良、6：許容範囲外）に基づいて判定した。これらの試験結果を以下の表に示す。
【００４２】
【表５】
2015532684.tif 000006
【００４３】
（実施例6）
HT #920097からA、B、C、Dの4種の熱延板試料を工場にて製造した。熱延板焼鈍工程の影響及び、より高いr値（絞り性又は絞り度）が得られる熱延板焼鈍温度を調査するために実験室検査を行った。検査結果を表6に示す。熱延板焼鈍温度が低い処理及び熱延板焼鈍を伴わない処理の場合に高いr値を示した。これらの処理は引張伸びがやや低く、耐リジング性も低いが、全て許容範囲内であった。
【００４４】
【表６】
2015532684.tif 000007
【００４５】
（実施例7）
表1に記載した組成を有する1つの工場製造熱延板コイル（HT #930354、CL #681158-03）を、熱延板焼鈍を施さずに板厚1.5 mmに仕上げ加工した。HT #930354の工場製造コイルのr値については、熱延板焼鈍工程を含む場合は表5に示すように1.34、1.31、1.38、1.34となり、熱延板焼鈍工程を含まない場合は以下の表7に示すように1.46と高くなった。
【００４６】
【表７】
2015532684.tif 000008
【００４７】
本発明には、発明の趣旨及び範囲から逸脱しない限り、様々な変更を施すことができることが理解されるであろう。したがって、本発明の範囲は添付の特許請求の範囲に基づいて決定すべきである。
【国際調査報告】
2015532684.tif 000009
2015532684.tif 000010