JP5337473B2 - 耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、耐リジング性と加工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とその製造方法に関するものである。
ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は、耐食性と加工性に優れたステンレス鋼であり、厨房機器、家電製品、電子機器など幅広い分野で最も一般的に使用されている。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、希少で高価なＮｉを多量に含有するため、将来にわたっての普及性と経済性には問題がある。
一方、近年、精錬技術の向上により極低炭素・窒素化が可能となり、ＴｉやＮｂなどの安定化元素の添加により、耐食性と加工性を高めたフェライト系ステンレス鋼は広範囲の分野へ適用されつつある。その大きな要因は、フェライト系ステンレス鋼が多量のＮｉを含有するオ−ステナイト系ステンレス鋼よりも経済性に優れるためである。しかしながら、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加工性、特に材料の伸び、均一伸びという点で大きく劣る。
そこで、上記オーステナイト系とフェライト系の中間に位置するオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼が、近年、注目されている。従来、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌに代表されるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は、５％を超えるＮｉを含有し、更にＮｉより希少で高価なＭｏを数％含有するため、普及性と経済性の点で依然として問題がある。
この問題に対応するものとして、Ｍｏを選択添加元素とし、Ｎｉ量を、特許文献１には０．１％超１％未満、特許文献２には０．５％以上１．７％以下に制約するオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼が開示されている。これら特許文献の実施例に示された鋼は、低Ｎｉ化を指向するために、０．１％を超えるＮを含有し、かつＭｎ量を３．７％超としている。
特許文献３と特許文献４には、全伸びや深絞り性の向上を意図して、実質的にＮｉ量を３％以下に制約し、オーステナイト相中のＣ＋Ｎや成分バランスを調整したオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼が開示されている。また、関係するものとして、特許文献５の実施例には、Ｎ量を０．０６％未満とし、フェライト相を母相として残留オーステナイト相を２０％未満含む延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。
特許文献６と特許文献７には、特許文献３および特許文献４と類似のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼において、耐隙間部腐食性および耐粒界腐食性の改善について開示されている。特許文献６の実施例に示された鋼は、Ｍｎ量を２％未満に制約し、０．５％超のＮｉ量を添加した場合に０．３％を超えるＮ量を含むものである。特許文献７の実施例に示された鋼は、Ｍｎ量を２％超４％未満としてＮｉ量が０．６％未満の場合にＮ量を０．１５％未満とした鋼である。
従来、オーステナイト系とフェライト系の中間に位置するオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌに代表される二相鋼では、引張加工した時に圧延方向に沿って生じる畝状の起伏、いわゆるリジングと呼ばれる現象を生じることが非特許文献１において指摘されている。これらリジングの発生は、フェライト系ステンレス鋼と同様にフェライト相の集合組織と密接な関係にある。非特許文献２および非特許文献３は、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌの集合組織を調査・研究されたものである。これら文献において、フェライト相は、熱延板焼鈍や冷間圧延と焼鈍を繰り返しても圧延集合組織を継承し、再結晶集合組織を得るのが困難であると報告されている。ここで、圧延集合組織とは、｛００１｝方位ならびに｛１１２｝方位への集積が強いことを意味し、フェライト系ステンレス鋼ではこのような方位への集積が強いとリジングが発生しやすい。従って、二相鋼で発生するリジングも、フェライト系ステンレス鋼と同様に圧延集合組織への集積が強くフェライト相の再結晶が不足していることによると考えられる。
上述した特許文献１〜７には、上記に指摘したリジングの発生ならびに集合組織について何ら示唆する記述がない。具体的には、特許文献３〜７に開示されたオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は良好な成形性を有するものの、加工によるリジングの発生ならびにその対策については明らかにされていない。
特開平１１−０７１６４３号公報 ＷＯ／０２／２７０５６号公報 特開２００６−１６９６２２号公報 特開２００６−１８３１２９号公報 特開平１０−２１９４０７号公報 特開２００６−２０００３５号公報 特開２００６−２３３３０８号公報 日本ステンレス技報２１（１９８６）、ｐ１２ 材料とプロセス１８（１９９５）、ｐ７０８ 材料とプロセス１７（２００４）、ｐ４０８
本発明は、鋼板のフェライト相の集合組織ならびにフェライト相とオーステナイト相の相バランスを規定し、鋼の成分や熱間圧延条件をコントロ−ルすることにより、耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、前記した課題を解決するために、低Ｎｉ、省Ｍｏの低合金を指向したフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の耐リジング性と加工性を両立する集合組織と相バランスの関係、ならびにそれを実現する鋼の成分と製造方法について鋭意研究を行った。その結果、リジング高さの低減には、フェライト相の｛１１１｝＋｛１０１｝面積率を増やすことが有効であり、フェライト相の｛１１１｝＋｛１０１｝面積率を増やすには、高合金型の二相鋼と比較し、低合金型の二相鋼の方が優位であることを知見した。また、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％の範囲において、均一伸びは目標とする３０％以上となり、均一伸びは、γ相の加工誘起マルテンサイト変態により上昇することを知見した。
そして、耐リジング性と加工性の支配因子は、フェライト相の結晶方位（｛１１１｝＋｛１０１｝面積率）とγ相率であることを見出した。
さらに、フェライト相の結晶方位は、成分の影響に加えて、熱間圧延条件の影響も受け、フェライト相の再結晶を促進して｛１１１｝＋｛１０１｝面積率を増やすには、オーステナイト相を有してフェライト相の生成量が多い高温域で粗圧延するのが好ましい。そして、γ相率は、冷間圧延後の仕上げ焼鈍温度の影響を受け、均一伸びを極大化するγ相率にコントロ−ルするためには、仕上げ焼鈍温度が９００〜１２００℃の範囲が好ましいことを知見した。
本発明はこれらの知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨は、次の通りである。
（１）質量％にて、Ｃ：０．１％以下、Ｃｒ：１７〜２５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：３．７％以下、Ｎｉ：０．６〜３％、Ｃｕ：０．１〜３％、Ｎ：０．０６％以上、０．１５％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在することを特徴とする耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
（２）前記鋼が、さらに質量％にて、Ａｌ：０．２％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、希土類元素：０．５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする前記（１）に記載の耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
（３）引張試験における均一伸びが３０％以上であることを特徴とする前記（１）または（２）のいずれかに記載の耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
（４）前記（１）または（２）に記載の鋼成分を有するステンレス鋼スラブを１１５０〜１３００℃で加熱し、熱間粗圧延は、圧延開始温度を１１５０℃以上、圧延終了温度を１０５０℃以上とし、かつ各パスの間隔が２秒以上、３０秒以下である多パス圧延とすることを特徴とする、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在する耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
（５）前記（４）に記載した熱間粗圧延において、圧下率２０％以上のパスが総パスの１／２以上を占め、圧下率の最も大きい１パスあるいは圧下率の大きい２パスの合計で圧下率５０％以上となることを特徴とする、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在する耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）前記（４）または（５）に記載した熱間粗圧延の後、次ぎの熱間仕上げ圧延の終了温度を９００℃以上とすることを特徴とする、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在する耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）前記（４）から（６）のいずれかに記載した熱間粗圧延の後、熱延板焼鈍をして１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回以上の、合計圧下率で５０％以上になる冷間圧延を行い、９００〜１２００℃で仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在する耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
以下、前記（１）〜（３）の鋼に係わる発明および（４）〜（７）の製造方法に係わる発明をそれぞれ本発明という。また、（１）〜（７）の発明を合わせて、本発明ということがある。
本発明によれば、フェライト相の結晶方位およびオーステナイト相の体積分率を規定し、成分あるいは製造方法を適時コントロールすることにより、ＳＵＳ３０４並の耐リジング性と、ＳＵＳ３０４に近いあるいは同等の加工性に優れ、特に加工性の指標となる引張試験における均一伸びが３０％以上であるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板を得ることが出来る。
以下本発明を詳細に説明する。
まず、本発明を完成させるに至った代表的な実験結果について説明する。
表１の鋼Ｎｏ．１と鋼Ｎｏ．２に成分を示すフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を真空溶解し、５ｍｍ厚の熱延板を製造した。熱延板焼鈍は１０００℃で行い、酸洗して１ｍｍ厚の冷延板を作製した。冷延板焼鈍は９００〜１２００℃で実施し、冷却は強制風冷により２００℃までの平均冷却速度を３５〜４０℃／秒の範囲とした。冷延焼鈍板は、板厚中心の板面での集合組織、オ−ステナイト相の体積分率（以下γ相率と表記する）、リジング高さ、均一伸びを測定した。比較材として、鋼Ｎｏ．３に示す通常のＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ製品を用いて集合組織とリジング高さの関係を調べた。鋼の集合組織やγ相の体積率は、熱間圧延条件と９００〜１２００℃の範囲で実施した冷延板焼鈍温度により変化させた。
Figure 0005337473
板厚中心の板面（以下、ＮＤと略記する）での集合組織は、ＥＢＳＰ法により、ｆｃｃ（γ相）とｂｃｃ（フェライト相）の結晶構造を同定し、フェライト相の結晶方位を測定した。測定倍率は×１００とした。結晶方位の測定結果から、ＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°に配向する結晶方位の面積率を求めた。γ相の体積分率（γ相率）は、板断面を樹脂に埋め込み研磨した後、赤血塩溶液（商標名：村上試薬）でエッチングして光学顕微鏡観察により求めた。赤血塩溶液にてエッチングすると、フェライト相は灰色、オーステナイト相は白色で判別することができる。リジング高さは、圧延方向と平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、１６％引張り後の表面起伏を粗さ計で測定して求めた。均一伸びは、圧延方向と平行にＪＩＳ１３Ｂ引張試験片を採取し、引張速度１０ｍｍ／分（ＪＩＳ Ｚ ２２４１で規定する引張速度の範囲）でくびれが生じるまでの伸びを求めた。
（ａ）図１には、上述したＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°に配向する結晶方位の面積率（以下、｛１１１｝＋｛１０１｝面積率と記載する）とリジング高さの関係を示している。図１から、｛１１１｝＋｛１０１｝面積率が１０％以上の場合、リジング高さは目標とする５μｍ以下となり、ＳＵＳ３０４に代表されるオ−ステナイト系ステンレス鋼と同様に目視にて表面起伏は見られなくなる。リジング高さの低減には、フェライト相の｛１１１｝＋｛１０１｝面積率を増やすことが有効である。
（ｂ）フェライト相の｛１１１｝＋｛１０１｝面積率を増やすには、高合金型の二相鋼（鋼Ｎｏ．３）と比較し、低Ｎｉ、省Ｍｏ化した低合金型の二相鋼（鋼Ｎｏ．１、２）の方が優位である。加えて、低合金型の二相鋼においてもＮｉ量とＮ量の低い方がより好ましい（鋼Ｎｏ．１の方がより好ましい）。この理由は、熱間圧延時やその後の焼鈍によるフェライト相の再結晶状態に関係していると考えられる。すなわち、低合金化を指向することにより、フェライト相の再結晶が促進し、熱延板焼鈍後の冷間圧延素材においてフェライト相の再結晶方位である｛１１１｝が発達する。
（ｃ）図２には、上述したγ相率と均一伸びの関係を示している。図２から、γ相率が１５〜７０％の範囲において、均一伸びは目標とする３０％以上となり、公知のＴｉやＮｂなどの安定化元素の添加により、耐食性と加工性を高めたフェライト系ステンレス鋼を遥かに超える、オ−ステナイト系ステンレスと遜色ない程度まで到達する。
（ｄ）均一伸びは、γ相の加工誘起マルテンサイト変態により上昇する。図２の実験結果から、均一伸びは、γ相率の増加とともに単調に上昇するものでなく、特定範囲のγ相率において極大値をとる。この理由は、同一成分の鋼においても、γ相率によってγ相自体の成分が異なり、それにともない加工誘起マルテンサイト変態の生成量が変化するためと考えられる。そのため、加工性の指標とする均一伸び３０％以上を得るという視点から、γ相率の上下限を考慮する必要がある。
（ｅ）耐リジング性と加工性の支配因子は、上述した実験結果に基づいて、フェライト相の結晶方位（｛１１１｝＋｛１０１｝面積率）とγ相率であることを見出した。
（ｆ）フェライト相の結晶方位は、上記（ｂ）で述べた成分の影響に加えて、熱間圧延条件の影響も受ける。フェライト相の再結晶を促進して｛１１１｝＋｛１０１｝面積率を増やすには、オーステナイト相を有してフェライト相の生成量が多い高温域で粗圧延するのが好ましい。この理由は、粗圧延において軟質なフェライト相へ変形が集中して、フェライト相の再結晶が促進するためである。一方、オーステナイト相の生成量が多い比較的低温域で粗圧延すると、軟質なフェライト相への極度の歪集中により割れを誘発する恐れがある。さらに、粗圧延では、フェライト相の再結晶を促進させるために、圧延時のパス間時間を取る、圧下率を大きくして歪を蓄積することが好ましい。粗圧延に続く仕上げ圧延において、圧延時の割れを回避する視点から、圧延終了温度を低くするのは好ましくない。
（ｇ）γ相率は、冷間圧延後の仕上げ焼鈍温度の影響を受ける。均一伸びを極大化するγ相率にコントロ−ルするために、仕上げ焼鈍温度は９００〜１２００℃の範囲が好ましい。
前記（１）〜（７）の本発明は、上記（ａ）〜（ｇ）の知見に基づいて完成されたものである。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）金属組織に関する限定理由を以下に説明する。
本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、本発明の目標とする耐リジング性と加工性を兼備させるために、その支配因子であるフェライト相の結晶方位（｛１１１｝＋｛１０１｝面積率）とγ相率を規定したものである。
フェライト相の結晶方位は、ＥＢＳＰ法により求めることができる。ＥＢＳＰ法は、例えば、顕微鏡；鈴木清一、Ｖｏｌ．３９、Ｎｏ．２、１２１〜１２４に記載されているように、オーステナイト相（ｆｃｃ）とフェライト相（ｂｃｃ）の結晶構造を同定し、フェライト相の結晶方位を可視化することができる。このような結晶方位解析システムを使用すると、耐リジング性の支配因子であるフェライト相の結晶方位、すなわち、ＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°に配向する結晶方位の面積率（｛１１１｝＋｛１０１｝面積率）を求めることが出来る。｛１１１｝や｛１０１｝の数値表記は、上述したＥＢＳＰ法の解析システムで示される逆極点図の表記に従う。試料は、鋼板の板厚中心付近の板面（ＮＤ）、測定倍率は１００とした。｛｝は、結晶面を示すミラ−指数の表記を意味する。すなわち、−を負の符号とし、（−１−１−１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（１−１−１）などの等価な結晶面は｛｝を使用して｛１１１｝で代表する。
｛１１１｝＋｛１０１｝面積率は、本発明の目標とする耐リジング性を得るために１０％以上とする。図１の実験結果からも明らかなように、好ましくは１２％以上、より好ましくは２０％以上とする。上限は、特に規定するものではないが、後述する加工性（γ相率）ならびに製造性との兼ね合いから、５０％を超える｛１１１｝＋｛１０１｝面積率を得ることは困難である。そのため、上限は５０％以下であることが好ましい。
γ相率は、光学顕微鏡観察に基づいて求めることができる。鋼板断面を樹脂に埋め込み研磨した後、フェライト相とオ−ステナイト相が判別できるエッチング処理を施す。即ち、赤血塩溶液（商標名：村上試薬）にてエッチングすると、フェライト相は灰色、オーステナイト相は白色で判別することができる。γ相率は、光学顕微鏡で観察した視野を画像解析装置に取り込み、２値化処理を施して計測することができる。光学顕微鏡観察は、フェライト相とオーステナイト相の２値化処理ができる倍率（例えば４００倍、倍率が低いと相境界が不明瞭で２値化できない場合がある）とし、特定視野への偏りをなくすために画像処理に供する観察面積を１ｍｍ２以上とした。
γ相率は、本発明の目標とする加工性を確保するために、１５〜７０％の範囲とする。γ相率が１５％未満あるいは７０％超の場合、本発明が対象としている低合金型の二相鋼において目標とする均一伸び３０％以上を得ることは困難である。γ相率の好ましい範囲は、図２の実験結果からも明らかなように、３０〜６０％とする。より好ましい範囲は４０〜６０％である。
本発明の金属組織を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、圧延方向と平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、１６％引張り後の表面起伏を粗さ計で測定して求める測定条件のリジング高さ５μｍ以下、加工性の指標となる均一伸びが３０％以上となり、ＳＵＳ３０４並の耐リジング性と、フェライト系ステンレスより大幅に高いＳＵＳ３０４に近いあるいは同等の加工性を得ることができる。
（Ｂ）成分に関する限定理由を以下に説明する。
フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼において、（Ａ）項に述べた金属組織を得るには、成分の影響を受ける。成分は、以下の範囲とすることが好ましい。
Ｃは、オーステナイト相の体積分率（以下γ相率と表記する）を高めると共に、オーステナイト相中に濃化して、オーステナイト相の安定度を高める元素である。上記効果を得るためには、０．００１％以上含有することが好ましい。しかし、０．１％を超えると、Ｃを固溶させるための熱処理温度が著しく高くなるとともに、炭化物の粒界析出による鋭敏化を生じやすくなる。そのため、０．１％以下とする。より好ましくは０．０５％以下である。
Ｃｒは、耐食性を確保する必須元素であり、耐食性を確保するためには下限を１７％とすることが必要である。しかし、２５％を超えると、靭性の低下、伸びの低下が生じるとともに、鋼中にオーステナイト相を生成させることが困難になる。そのため、２５％以下とする。耐食性と加工性ならびに製造性の点から、好ましい範囲は、１９〜２３％である。より好ましい範囲は、２０〜２２％である。
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある。上記効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、Ｓｉは１％を超えると、本発明の必須元素であるＮの固溶度を下げて、窒化物析出による鋭敏化を誘発して耐食性を著しく低下させる恐れがある。さらに、本発明の目的とする加工性を確保することも困難になる。そのため、１％以下とする。過度の添加は精錬コストの増加にも繋がる。加工性と製造性の点から、好ましい範囲は、０．０２〜０．６％である。より好ましい範囲は、０．０５〜０．２％である。
Ｍｎは、オーステナイト相の体積分率を高めると共に、オーステナイト相中に濃化して、オーステナイト相自体の成分を調整して加工性の発現に有効な元素である。さらに、オーステナイト相へのＮの固溶度を高める視点からも有効な元素である。また、脱酸剤としても効果的な元素である。上記効果を得るためには、０．５％以上含有することが好ましい。しかし、３．７％を超えると、耐食性の低下にも繋がる。そのため、３．７％以下とする。加工性や耐食性ならびに製造性の点から、好ましい範囲は、２〜３．５％である。より好ましい範囲は、２．５〜３．３％である。
Ｎｉは、Ｍｎと同様にオーステナイト相の体積分率を高めると共に、オーステナイト相中に濃化して、オーステナイト相自体の成分を調整して加工性の発現に有効な元素である。上記効果を得るためには、０．６％以上含有すること必要である。しかし、３％を超えると、原料コストの上昇を招く他、粗圧延でのフェライト相の再結晶が不十分となり、本発明の目的とする耐リジング性の低下に繋がる恐れもある。そのため、３％以下とする。本発明が目的とする耐リジング性と加工性ならびに経済性の点から、好ましい範囲は、０．７〜２％である。より好ましい範囲は、０．９〜１．７％である。
Ｃｕは、Ｍｎ、Ｎｉと同様にオーステナイト生成元素であり、加工性の発現に対して同様な作用を持つ。さらに、耐食性を向上させるのに有効な元素である。上記効果を得るためには０．１％以上含有することが必要である。しかし、３％を超えると、原料コストの上昇を招く他、Ｎｉと同様に本発明の目的とする耐リジング性の低下に繋がる恐れもある。そのため、３％以下とする。本発明が目的とする耐リジング性と加工性ならびに経済性の点から、好ましい範囲は、０．３〜１％である。より好ましい範囲は、０．４〜０．６％である。
Ｎは、強力なオーステナイト生成元素であり、加工性の発現に対して有効な元素である。また、オーステナイト相に固溶して耐食性を高める元素である。上記効果を得るためには０．０６％以上含有することが必要である。しかし、０．１５％以上となると、本発明の目的とする耐リジング性の低下に繋がる恐れもある。そのため、０．１５％未満とする。また、Ｎの添加は溶解時のブローフォール発生や熱間加工性を低下させる。本発明が目的とする耐リジング性と加工性ならびに製造性の点から、好ましい範囲は、０．０７〜０．１４％である。より好ましい範囲は、０．０８〜０．１２％である。
Ａｌは、強力な脱酸剤であり、適宜添加することができる。上記効果を得るためには、０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、０．２％を超えると、窒化物を形成して表面疵の発生や本発明の目的とする耐リジング性と加工性低下に繋がる恐れがある。そのため、添加する場合の上限は０．２％以下とする。添加する場合の好ましい範囲は０．００５〜０．１％である。
Ｍｏは、耐食性を向上させるために添加しても良い。添加する場合は、０．２％以上とすることが好ましい。しかし、１％を超えると、本発明が目的とする耐リジング性の低下に繋がる場合がある。そのため、添加する場合の上限は１％以下とする。添加する場合の好ましい範囲は、０．２〜０．８％である。
ＴｉとＮｂは、ＣやＮに起因して発生する鋭敏化を抑制して耐食性を向上させるために添加しても良い。添加する場合は、夫々０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、夫々０．５％を超えると、経済性を損なう他、本発明の目的とする耐リジング性や加工性を阻害する恐れもある。そのため、添加する場合の上限は夫々０．５％以下とすることが好ましい。添加する場合の好ましい範囲は、夫々０．０３〜０．３％である。
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは、熱間加工性を向上させるために適時添加しても良い。添加する場合は、夫々０．０００２％以上とすることが好ましい。しかし、夫々０．０１％を超えると、製造性を著しく損なう場合がある。そのため、添加する場合の上限は０．０１％以下とする。添加する場合の好ましい範囲は、夫々０．０００５〜０．００５％である。
希土類元素は、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇと同様に熱間加工性を向上させるために適時添加しても良い。添加する場合は、夫々０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、夫々０．５％を超えると、製造性および経済性を損なう場合がある。そのため、添加する場合の上限は夫々０．５％以下とする。添加する場合の好ましい範囲は、０．０２〜０．２％である。
さらに、本発明のステンレス鋼は、上記の成分以外に、不可避的不純物の一部としてＰ、Ｓを下記の範囲で含有してもよい。Ｐ、Ｓは、熱間加工性や耐食性に有害な元素である。Ｐは、０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。Ｓは、０．０１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。
（Ｃ）製造方法に関する限定理由を以下に説明する。
フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼において、（Ａ）項に述べた金属組織を得るには、前記（Ｂ）項の成分を有していれば、特に限定しなくても良い場合がある。より好ましくは、前記（Ｂ）項の成分を有し、加えて以下の製造条件とすることが好ましい。
フェライト相の結晶方位は、成分の影響に加えて、熱間圧延条件の影響を受ける場合がある。フェライト相の再結晶を促進して｛１１１｝＋｛１０１｝面積率を増やすには、オーステナイト相を有してフェライト相の生成量が多い高温域で粗圧延するのが好ましい。そのために熱間圧延に先立って実施するスラブ加熱は１１５０〜１３００℃とすることが好ましい。１１５０℃未満の場合、オーステナイト相の生成量が多くなり、１３００℃超の場合、フェライト相の結晶粒径が粗大化して製造性を阻害する場合もある。より好ましくは１１８０〜１２７０℃、さらに好ましくは１２００〜１２５０℃の範囲とする。粗圧延は開始温度を１１５０℃以上、終了温度を１０５０℃以上とすることが好ましい。１１５０℃以上の開始温度では、軟質なフェライト相へ変形が集中して、フェライト相の再結晶が促進する。１１５０℃未満の開始温度では、軟質なフェライト相への極度の歪集中により割れを誘発する恐れがある。１０５０℃以上の終了温度では、続く仕上げ圧延でのフェライト相の割れを回避することができる。より好ましくは、粗圧延は開始温度を１２００℃以上、終了温度を１１００℃以上の範囲とする。さらに、フェライト相の再結晶を促進させる手段として、各パスの間隔が２秒以上、６０秒以下、好ましくは３０秒以下である多パス圧延を繰り返すことが好ましく、その際、圧下率２０％以上のパスを総パスの１／２以上とし、圧下率の最も大きい１パスあるいは圧下率の大きい２パスの合計で圧下率５０％以上とすることがより好ましい。
上記熱間粗圧延後の熱間仕上げ圧延の終了温度は、圧延時の割れを回避する視点から９００℃以上とする。より好ましくは９５０℃以上、さらに好ましくは１０００℃以上とする。
熱間圧延後、フェライト相の再結晶を促進させるために熱延板焼鈍を行うことが好ましい。焼鈍温度は９５０〜１１５０℃の範囲とすることが好ましい。９５０℃未満の場合、フェライト相の再結晶が不十分となる場合がある。１１５０℃超の場合、フェライト相の結晶粒径が粗大化して、冷間圧延時にフェライト相／オ−ステナイト相の相境界で割れを生じる恐れもある。より好ましくは、１０００〜１１００℃の範囲とする。
冷間圧延は、熱延板焼鈍をして１回、または中間焼鈍を挟む２回以上でも良い。中間焼鈍温度は前記した熱延板焼鈍温度と同様で良い。冷間圧延の合計圧下率は、冷延板焼鈍での再結晶促進により耐リジング性を確保するために５０％以上とする。５０％未満の場合、本発明が目標とする耐リジング性に到達しない恐れもある。合計圧下率の上限は特に規定するものでないが９０％以下とすることが好ましい。９０％超の場合、冷間圧延時の耳割れを誘発する恐れもある。
γ相率は、冷間圧延後の仕上げ焼鈍温度の影響を受ける。γ相率は、本発明の目標とする加工性を確保するために、１５〜７０％、好ましくは３０〜６０％の範囲とする必要があるが、均一伸びを極大化するγ相率にコントロ−ルするには、仕上げ焼鈍温度を９００〜１２００℃の範囲とすれば良い。９００℃未満の場合、冷延板の焼鈍そのものが不十分となる恐れがある。１２００℃超の場合、結晶粒の粗大化とともにγ相率の低下により目標とする均一伸びを得ることが困難になる。より好ましくは９５０〜１１５０℃、さらに好ましくは９５０〜１０５０℃の範囲とする。
以下に、本発明の実施例について述べる。
表２に成分を示すフェライト・オーステナイト系ステンレス鋳片を溶製し、熱間圧延を行い板厚５．０ｍｍの熱延鋼板とした。鋼Ｎｏ．１、２は、参考例で規定する成分を示すものである。鋼Ｎｏ．３〜１６は、本発明で規定する好ましい成分に該当するものである。鋼Ｎｏ．１７〜２２は、本発明で規定する好ましい成分に該当し、微量元素を含有するものである。鋼Ｎｏ．２３〜２９は、本発明で規定する成分に該当しないものである。
熱間圧延は、本発明で規定する好ましい条件に加え、それ以外の条件でも実施した。これら熱延鋼板を１０００℃で焼鈍・酸洗した後、１回の冷間圧延で１ｍｍ厚とし、仕上げ焼鈍を実施する製造方法を基本とし、それ以外の条件でも実施した。それ以外の条件とは、熱延鋼板の焼鈍・酸洗までで完了したもの（熱延焼鈍板）、１回の冷間圧延で３ｍｍ厚として仕上げ焼鈍を実施したものである。
Figure 0005337473
得られた熱延焼鈍板および冷延焼鈍板から、各種試験片を採取して、フェライト相の結晶方位、γ相率、リジング高さ、均一伸びを評価した。フェライト相の結晶方位は、ＥＢＳＰ法により、｛１１１｝＋｛１０１｝面積率を求めた。γ相率は、鋼板断面を樹脂に埋め込み研磨した後、フェライト相とオ−ステナイト相が判別できるエッチング処理を施し、光学顕微鏡観察により求めた。リジング高さは、圧延方向と平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、１６％引張り後の表面起伏を粗さ計で測定して求めた。均一伸びについても、圧延方向と平行にＪＩＳ１３Ｂ引張試験片を採取し、引張速度１０ｍｍ／分（ＪＩＳ Ｚ ２２４１で規定する引張速度の範囲）でくびれが生じるまでの伸びを求める方法で測定した。
製造条件と仕上げ焼鈍板の組織と特性の関係を表３に示す。比較例として、１ｍｍ厚の実機ＳＵＳ３０４製品のリジング高さと均一伸びを併記した。
Ｎｏ．６、７、９〜２５、２９は、本発明で規定する好ましい成分と製造方法の両者を満たしたものである。これら本発明例は、本発明で規定する組織、すなわち｛１１１｝＋｛１０１｝面積率１０％以上とγ相率１５〜７０％を満たし、本発明の目標とするリジング高さ５μｍ以下と均一伸び３０％以上に到達したものである。これより、本発明で規定する好ましい成分と製造方法の両者を実施して得られたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、ＳＵＳ３０４並の耐リジング性と、ＳＵＳ３０４に近いあるいは同等の加工性を有している。
Ｎｏ．８、２６、２８は、本発明で規定する好ましい成分を有するものの、本発明で規定する好ましい製造方法から外れるものである。これらは、本発明で規定する組織要件を満たし、本発明の目標とするリジング高さと均一伸びが得られたものである。これより、本発明の目標とする特性を得るには、本発明で規定する好ましい成分を有すれば、製造方法を特に限定する必要のない場合もある。
Ｎｏ．１、４は、参考例で規定する成分を有し、本発明で規定する好ましい製造方法を実施しているものである。これらは、本発明で規定する組織要件を満たし、本発明の目標とするリジング高さと均一伸びが得られたものである。これより、本発明の目標とする特性を得るには、本発明で規定する好ましい製造方法を実施すれば、成分を本発明で規定する好ましい範囲に限定する必要のない場合もある。
Ｎｏ．３７〜４２は、本発明の規定する好ましい成分を有し、本発明で規定する好ましい熱間圧延に係る製造方法を実施しているものである。これらは、本発明で規定する組織要件を満たし，本発明の目標とするリジング高さと均一伸びが得られたものである。これより、本発明の目標とする特性を得るには、本発明で規定する好ましい成分と熱間圧延条件を実施すれば、熱間圧延以降の冷間圧延に係る製造方法を本発明で規定する好ましい範囲に限定する必要のない場合もある。
Ｎｏ．２、３、５は、比較例で、本発明で規定する好ましい製造方法から外れるものである。これら比較例は、本発明で規定する組織要件を満たさず、その結果、本発明で目標とする特性に到達しないものである。
Ｎｏ．３０〜３６は、本発明で規定する成分から外れるものの、本発明で規定する好ましい製造方法を実施しているものである。これら比較例は、本発明で規定する組織要件ならびに本発明で目標とする特性に到達しないものである。
Figure 0005337473
リジングと集合組織の関係を示す図である。 均一伸びとオ−ステナイト相の体積分率（γ相率％）の関係を示す図である。

Claims (7)

  1. 質量％にて、Ｃ：０．１％以下、Ｃｒ：１７〜２５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：３．７％以下、Ｎｉ：０．６〜３％、Ｃｕ：０．１〜３％、Ｎ：０．０６％以上、０．１５％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在することを特徴とする耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  2. 前記鋼が、さらに質量％にて、Ａｌ：０．２％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、希土類元素：０．５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１に記載の耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  3. 引張試験における均一伸びが３０％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  4. 請求項１または２に記載の鋼成分を有するステンレス鋼スラブを１１５０〜１３００℃で加熱し、熱間粗圧延を施す際に、熱間粗圧延は、圧延開始温度を１１５０℃以上、圧延終了温度を１０５０℃以上とし、かつ各パスの間隔が２秒以上、６０秒以下である多パス圧延とすることを特徴とする、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在する耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
  5. 請求項４に記載した熱間粗圧延において、圧下率２０％以上のパスが総パスの１／２以上を占め、圧下率の最も大きい１パスあるいは圧下率の大きい２パスの合計で圧下率５０％以上となることを特徴とする、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在する耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
  6. 請求項４または５に記載した熱間粗圧延の後、次ぎの熱間仕上げ圧延の終了温度を９００℃以上とすることを特徴とする、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在する耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
  7. 請求項４から６のいずれか１項に記載した熱間粗圧延の後、熱延板焼鈍をして１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回以上の、合計圧下率で５０％以上になる冷間圧延を行い、９００〜１２００℃で仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、オーステナイト相の体積分率が１５〜７０％であるフェライト相とオ−ステナイト相からなる二相組織を有し、板厚中心の板面（ＮＤ）において、フェライト相のＮＤ／／｛１１１｝±１０°とＮＤ／／｛１０１｝±１０°からなる結晶方位粒が合わせて１０面積％以上存在する耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
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