JP3637991B2 - 軟質オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、軟質で加工性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼であって、特に熱間圧延時の表面疵発生を抑制して意匠性の要求される建材用途にも好適に使用できる軟質なオーステナイト系ステンレス鋼に関するものである。
【従来の技術】
【０００２】
従来より、自動車部材や器物ならびに建築用内外板などの薄板成形用素材には、加工性および経済性の観点から普通鋼もしくはその表面処理鋼板が多用されている。最近では意匠性や耐食性の向上の要求から、これら普通鋼もしくはその表面処理鋼板が使用される分野において、これら素材のステンレス鋼化が指向される用途も多い。しかしステンレス鋼は普通鋼のように一般に軟質ではない。このため普通鋼の加工用に使用されていた設備ではトルク不足など加工に不都合が生じて適用が困難であるという問題があった。
【０００３】
オーステナイト系ステンレス鋼の軟質化を図った例として、特開平４−７２０３８号では、不純物元素を低減するとともにＮｉ含有量を９．０％以上に増加させることで、Ｈｖ１３０以下，引張強さ５５kgf/mm2以下の軟質な特性を実現したオーステナイト系ステンレス鋼を開示している。
また、特開平６−２７９９５５号では、Ｃｒを１５％未満に低減してコスト低下を図り、その分Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕの含有量下限値を厳しく制限することによって軟質化を達成したオーステナイト系ステンレス鋼を開示している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平４−７２０３８号の鋼はＮｉ含有量が高いため、普通鋼やその表面処理鋼板と比べてコスト面でかなり不利である。また特開平６−２７９９５５号の鋼は普通鋼のアルミキルド鋼を上回る耐発銹性を有しているものの、やはりＣｒ含有量が低いために表面処理鋼板並みの耐食性（特に発銹までの持続時間すなわち耐久性）を示すには至っていない。
【０００５】
さらに、従来の軟質オーステナイト系ステンレス鋼においては、その「軟質化」を重視するあまりオーステナイト生成元素を多く添加する傾向にあり、そのことも一因して熱間圧延時に耳割れが生じたり「スリーバー疵」と呼ばれる表面疵が発生するといった、熱間加工性低下に伴うトラブルが問題となることも多かった。このような表面欠陥は意匠性を意図する用途においては特に嫌われる。
【０００６】
そこで本発明は、普通鋼もしくはその表面処理鋼板または黄銅等の非鉄金属合金が使用されている分野で適用可能な程度に軟質化を図ったオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｎｉ量を低減してコストを抑え、しかも表面処理鋼板を上回る耐食性を付与し、なおかつ、熱間加工性をＳＵＳ３０４並みに高めて表面欠陥の発生を防止し意匠性を重要視する用途にも歩留り良く適用可能なオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記目的は、質量％で、Ｃ：０．０４％以下，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：５．０％以下，Ｃｒ：１５〜２０％，Ｎｉ：５〜９％未満，Ｎ：０．０３５％以下，Ｃｕ：１．０〜５．０％，Ｂ：０．０３％以下を含み、Ｓ含有量を０．００６０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式および（２）式の関係を満足し、焼鈍後の状態でＨｖ１３０以下の硬さとなる軟質オーステナイト系ステンレス鋼によって達成できる。
ｄ値＝１.９Ｎｉ＋３２Ｃ＋２７Ｎ＋０.１５（Ｍｎ＋Ｃｕ）−１.５Ｃｒ＋８.５≦０ ・・・（１）
ａ値＝Ｎｉ＋０.５Ｃｒ＋０.７（Ｍｎ＋Ｃｕ）−１８＞０ ・・・（２）
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、試験結果を基に、本発明を特定する事項について説明する。試料は次のようにして作製した。
表１に示す各種合金元素含有量を変化させた鋼No.１〜２４を溶製し、各鋼を１２５０℃で鍛造後、抽出温度１２３０℃で熱間圧延を施して板厚３.２mmの熱延鋼板を得た。この熱延鋼板に１１５０℃、均熱１分の熱延板焼鈍および酸洗を施し、その後１.４mm厚まで冷間圧延し、１０５０℃均熱１分の中間焼鈍および酸洗を施し、さらに０.７mm厚まで仕上げ冷間圧延し、１０５０℃均熱１分の仕上げ焼鈍および酸洗を施した。このようにして冷延鋼板（焼鈍材）を得た。
【０００９】
（耐食性）
上記冷延鋼板から１５０×１５０ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳＺ２３７１の塩水噴霧試験を行った。塩水噴霧試験は５％ＮａＣｌ溶液を３５℃で噴霧し、赤錆発生を目視により判定し、それまでに要した時間で評価した。なお比較材として亜鉛めっき厚さ８μm，クロメート皮膜０．５ｇ／ｍ2の電気亜鉛めっき普通鋼板を用いた。
【００１０】
試験結果を表２に示す。また図１にはその結果をＣｒ含有量と赤錆発生時間の関係がわかるようにして示す。表２および図１からわかるように、比較に用いた電気亜鉛めっき普通鋼板の赤錆発生に至る時間は２６０ｈｒである。そして、Ｃｒ含有量が１５％以上のとき、赤錆発生までの耐久時間はこれよりも長くなり、電気亜鉛めっき普通鋼板より高い耐食性を示すようになる。したがって、本発明ではＣｒ含有量を１５％以上に規定する。
【００１１】
（熱間加工性）
表１に示す鋼No.１〜２４について、鋳造スラブの柱状晶部から、厚さ３０ｍｍ，幅１４０ｍｍ，長さ１５０ｍｍのインゴットを切り出し、レバース型圧延機による熱間圧延を実施し、熱間加工性の評価を行った。表３に圧延条件を示す。耳切れが発生したパス数を目視にて確認し、熱間加工性の評価指標とした。さらに、熱延後の鋼板表面に生成する表面欠陥であるスリーバー疵を数え、単位面積当たりのスリーバー数を評価指標とした。
【００１２】
その結果を表２および図２に示す。図２からは興味深い結果がわかる。すなわち、（１）式で定義したｄ値が増すとともに耳切れの発生に至るパス数が低下し、スリーバーの発生が増加する。そして、ｄ値と熱間加工性の間には明瞭な相関関係があり、特に、スリーバー疵発生数はｄ値と明瞭な直線関係を示す。つまりｄ値は熱間圧延に起因する表面欠陥の発生の程度を非常に精度良く評価できる指標であると言える。
【００１３】
軟質ステンレス鋼をその表面肌の美麗さを生かした用途に適用しようとすれば、熱延時に耳切れの発生がなく、しかもスリーバー疵の発生は多くとも１０ケ／ｍ2以下に抑えなくては、表面処理鋼板や非鉄金属合金等の従来材と比べて品質面で優位に立てない。図２からわかるように、本発明者らはこのｄ値が０以下であるように成分調整されたオーステナイト系ステンレス鋼において、耳切れが発生せずかつスリーバーの発生が１０ケ／ｍ2以下となるような鋼板を安定して製造できることを見出した。この点が本発明の基本的な特徴の一つである。
さらにｄ値が０以下でＢを添加した鋼No.８や、Ｓ含有量を低減した鋼No.７は、熱間圧延によるスリーバー発生数が０ケ／ｍ2であり、より一層優れた品質が得れれる。
一方、Ｓ含有量が０．００６０％を超える鋼No.１０は、ｄ値が０以下であるにもかかわらず耳切れが発生し、スリーバー発生数も１０ケ／ｍ2を超えている。
【００１４】
オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性の劣化は、熱間圧延温度域におけるＳがオーステナイト粒界またはオーステナイト相とδフェライト相の界面に偏析し、これら粒界や界面の結合力を低下させることに起因すると考えられる。一方、δフェライトはオーステナイト相に比べＳの固溶度が高いと考えられる。（１）式から明かなように、オーステナイト生成元素含有量の低下とともにｄ値は低下する。すなわちｄ値が低い成分組成では、熱間圧延温度域におけるδフェライト生成量が増す。そしてｄ値が０以下の成分組成において、熱間圧延温度域で適度な量に生成したδフェライト相がＳを固溶し、よってオーステナイト相とδフェライト相の界面結合力が増すため熱延時の変形能が向上し、その結果、耳切れ発生をなくしスリーバーの発生を１０ケ／ｍ2に低減できるものと推察される。
【００１５】
ｄ値が０以下でかつＳ含有量が０．００２０％以下である前記鋼No.７において熱間加工性が非常に向上したのは、δフェライトによるＳの固溶に加え、元来鋼中に存在するＳ含有量が低いため、オーステナイト相とδフェライト相との界面結合力の低下がより一層抑制された結果によると考えられる。逆にｄ値が０以下であるにもかかわらずＳ含有量が０．００６０％を超える前記鋼No.１０では、δフェライトによるＳ固溶によっても界面に偏析するＳが充分に吸収しきれず、その結果、良好な熱間加工性が得られなかったと考えられる。
【００１６】
さらにＢは、オーステナイト相とδフェライト相との界面にＳよりも優先的に偏析し、加えてその偏析により界面の結合力を増す作用を発揮する元素であると考えられる。したがってＢを添加した鋼No.８は、より一層の熱間加工性向上に効果があると考えられる。
【００１７】
（軟質な特性）
前記冷延鋼板からサンプルを採取し、ＪＩＳ２２４４に規定されるビッカース硬度測定を実施した。その結果を表２に示す。
【００１８】
図３には鋼No.７〜９，１１〜２２についてａ値と硬さの関係を示す。ａ値の増加とともに硬さが低下する傾向を示し、ａ値が０を超えればＨｖ１３０以下に軟質化されることがわかる。すなわち、Ｎｉ含有量が９％未満で１〜５％のＣｕを含みＣｒ含有量が１５％以上で、かつｄ値が０以下を満たしたオーステナイト系ステンレス鋼において、ａ値が０を超えるように成分を調整すれば、熱間加工性が良好で且つ硬さがＨｖ１３０以下の軟質なオーステナイト系ステンレス鋼が得られることを見い出した。この点が本発明の第２の特徴である。
このような成分系でａ値が０を超える化学組成としたとき、冷延鋼板のオーステナイト相が安定化するため加工硬化が抑制され、軟質化が達成されると考えられる。
【００１９】
ところで、図３において、鋼No.１８や鋼No.２１のようにａ値が０を超えるものであっても、ＣおよびＮ含有量が高いと固溶強化により硬さが上昇することが予想される。そこでｄ値が０以下を満たしかつａ値が０を超えるものについて、ＣおよびＮ含有量が硬さに与える影響を調査し、図４および図５の関係を得た。
【００２０】
図４には７Ｎｉ−１６.５Ｃｒをベースとして、Ｎ含有量を０．０１２％〜０．０４３％まで変化させた鋼No.８，１９〜２１のビッカース硬さとＮ含有量の関係を示す。また図５には７Ｎｉ−１６Ｃｒをベ−スとして、Ｃ含有量を０．０１０％〜０．０４９％まで変化させた鋼No.７，１６〜１８のビッカース硬さとＣ含有量の関係を示す。Ｎ含有量あるいはＣ含有量が増加すると硬さは増加する。Ｈｖ１３０以下に軟質化するためには、Ｎ量は０．０３５％以下に、またＣ量は０．０４０％以下にする必要があることがわかる。
【００２１】
次に、各成分元素の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは多量に含まれると固溶強化により０．２％耐力が上昇し、また前述のように硬さが増加する。このため含有量を０．０４％以下に制限する。
【００２２】
Ｎ：ＮもＣと同様に多量に含まれると固溶強化により０．２％耐力が上昇し、前述のように硬さが増加する。このため含有量を０．０３５％以下に制限するする。
【００２３】
Ｓｉ：Ｓｉは溶製時、脱酸剤として有効な元素であるが、軟質性を維持するためにはその含有量が低い方が好ましく、１．０％を超えるとＨｖ１３０以下の硬さを満たすことが難しくなる。このため１．０％以下の含有量（０％は含まず）に規制する必要がある。
さらに、Ｓｉ含有量を低減することは、曲げ加工における「スプリングバック」を小さくするうえで非常に有効である。一例として、板厚１ｍｍの鋼板について曲げ加工後のスプリングバック量を比較してみると、曲げ部半径をＲ、板厚をｔとしたときのＲ／ｔ値が６の場合、市販のＳＵＳ３０４と亜鉛めっき鋼板ではいずれもスプリングバック量が３°であったのに対し、本発明鋼のうちＳｉ含有量を０．５％未満にしたものでは２°となった。またＲ／ｔ値が１０の場合は、市販のＳＵＳ３０４と亜鉛めっき鋼板ではいずれも６°であったのに対し、本発明鋼のうちＳｉ含有量を０．５％未満にしたものでは４°となった。
プレスにより小さな曲げ角の波板に成形する屋根・外板などの建材用途に適用する場合、Ｓｉ含有量が０．５％以上になるとスプリングバック量が大きくなるため形状凍結性が劣化し、所望の形状が得られないといった問題を生ずる恐れがある。したがって、建材用途においてはＳｉ含有量を０．５％未満とすることが好ましい。
【００２４】
Ｍｎ：Ｍｎは含有量の増加とともに０.２％耐力が低下するため軟質化には好ましいが、多量に含有すると製鋼時の耐火物損傷を招き、また介在物が増加して製品の意匠性を損ねる恐れがある。したがって、軟質化の効果が飽和する５.０％以下の含有量（ただし１ . ７％以上）に規定する。
【００２５】
Ｓ：Ｓは含有量の増加とともに熱間加工性が劣化するため、０．００６０％以下の含有量に制限する。また、より一層の熱間加工性向上を目的とする場合は０．００３０％以下に制限することが好ましい。
【００２６】
Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼には必要不可欠な元素であり、少なくとも５％は必要とする。その含有量の増加とともにより軟質な特性を示す。しかしＮｉは高価な元素であり、９．０％未満の含有により軟質性は達成可能であることから、低廉化を意図する本発明ではその上限を９．０％未満とする。
【００２７】
Ｃｒ：Ｃｒは耐食性の点から、１５％以上とすることが必要である。しかし軟質化の点から、多量に含有すると硬さが増加するため、その上限を２０％以下とする。
【００２８】
Ｃｕ：Ｃｕは軟質化、成形性ともに向上に寄与する有用な元素であり、その効果を得るには１．０％以上を必要とする。さらにＮｉ低減を意図する本発明においては、２．０％を超えるＣｕ含有量とすることによってＮｉ含有量の自由度が拡大し、Ｎｉをその下限値である５％近くまで低減することが容易になり、より一層コスト低減に寄与できる。このため、Ｃｕ含有量の下限は１．０％とするが、２．０％を超えて含有させることが望ましい。一方、過剰の含有は熱間加工性に悪影響を及ぼすので、含有量の上限を５．０％とする。
【００２９】
Ｍｏ：本発明においてＭｏは必須添加元素ではないが、Ｍｏは耐食性向上に有用な元素であるため、特に屋根や外板などの建材等の用途に適用する場合にはＭｏを添加することが効果的である。ただし、３．０％を超えると硬さの上昇を招くので、Ｍｏを添加する場合は３．０％以下の範囲とすることが好ましい。
【００３０】
Ｂ：Ｂは熱間加工性の向上に有用な元素である。特にＳ含有量が０．００３０％を超えるような場合には、Ｂ添加によって熱間加工性を向上させることが、他の合金元素の含有量の自由度を広げるうえで非常に効果的である。ただし、Ｂを０．０３％を超えて含有させるとかえって熱間加工性が劣化するようになる。したがって、Ｂを添加する場合には０．０３％以下の含有量範囲とする。
【００３１】
【実施例】
表４に示す鋼No.２５〜３３を溶製し、各鋼を１２５０℃で鍛造後、抽出温度１２３０℃で熱間圧延を施して板厚３.２mmの熱延鋼板を得た。この熱延鋼板に１１５０℃、均熱１分の熱延板焼鈍および酸洗を施し、その後１.４mm厚まで冷延し、１０５０℃均熱１分の中間焼鈍および酸洗を施し、その後０.７mm厚まで再び冷間圧延し、１０５０℃均熱１分の仕上げ焼鈍および酸洗を施した。
【００３２】
得られた仕上げ冷延板からサンプルを採取し、ビッカース硬さを測定した。また鋳造スラブの柱状晶部より、厚さ３０mm，幅１４０mm，長さ１５０mmのインゴットを切り出し、レバース型圧延機により表３に示した条件で熱間圧延を実施した。耳切れ，スリーバーなどの表面欠陥が発生したパス数を目視にて確認し、熱間加工性の評価指標とした。また耐食性試験も行った。試験片寸法は１５０mm×１５０mmとし、耐食性評価はＪＩＳＺ２３７１の塩水噴霧試験で行った。塩水噴霧試験は５％ＮａＣｌ溶液を３５℃で噴霧し、発銹までに要した時間で評価した。
【００３３】
これらの結果を表５にまとめて示す。
ｄ値が０以下で、ａ値が０を超える本発明鋼No.２５〜２９は、熱間加工性が良好なうえ、硬さがＨｖ１３０以下である。さらに１５％以上のＣｒを含有する本発明鋼の発銹時間は、電気亜鉛メッキ普通鋼板の発銹時間である２６０hrを超えており、充分な耐食性を示している。
【００３４】
一方、比較鋼No.３０と本発明鋼No.２５とを比較すると、いずれも約７％のＮｉと約１６.５％のＣｒを含有しているが、本発明鋼No.２５は軟質化に有効なＭｎ，Ｃｕの含有量が高くａ値が０を超えているため硬さがＨｖ１１８と軟質であるのに対し、比較鋼No.３０はＭｎ，Ｃｕ含有量が低くａ値が０未満となっているため硬さがＨｖ１３５と高い値を示す。また比較鋼No.３３と本発明鋼No.２５を比較すると、両者はＮｉ，Ｃｒに加えＭｎおよびＣｕも同程度に含有するが、比較鋼No.３３ではＣが０．０５０％，Ｎが０．０４１％といずれも高く含有しているために硬さがＨｖ１４８と高い値を示す。
【００３５】
さらに比較鋼No.３１は、ａ値が０を超えているため硬さはＨｖ１３０以下であるが、ｄ値が０を超えているため熱間加工性が不良である。
【００３６】
また比較鋼No.３２は、ａ値が０を超えｄ値が０以下となっているため、硬さがＨｖ１１０と軟質でありかつ良好な熱間加工性を有するが、Ｃｒ含有量が１４.３％と低いため発銹時間が２５１hrとなっている。したがって電気亜鉛めっき普通鋼板よりも耐食性が劣る。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】
【表５】
【００４２】
【発明の効果】
本発明の軟質オーステナイト系ステンレス鋼は、▲１▼普通鋼やその表面処理鋼板または黄銅等の非鉄金属合金が使用されている分野で適用可能な程度に十分軟質であり、▲２▼熱間加工性を改善したので表面品質の良好な製品を安定して供給でき、▲３▼表面処理鋼板を上回る耐食性を示すものである。しかも、このような優れた特性を、Ｎｉを９％未満に低減した鋼において実現した。したがって、本発明は、意匠性を重視する用途をはじめ多くの用途に適用できる安価で汎用性の高い軟質オーステナイト系ステンレス鋼を提供し、その普及に寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】塩水噴霧試験におけるＣｒ含有量と赤錆発生時間の関係を表したグラフ。
【図２】熱間圧延試験におけるｄ値とスリーバー疵発生数および耳切れ発生パス数の関係を表すグラフ。
【図３】ａ値とビッカース硬さの関係を表すグラフ。
【図４】Ｎ含有量とビッカース硬さの関係を表すグラフ。
【図５】Ｃ含有量とビッカース硬さの関係を表すグラフ。
【発明の属する技術分野】
本発明は、軟質で加工性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼であって、特に熱間圧延時の表面疵発生を抑制して意匠性の要求される建材用途にも好適に使用できる軟質なオーステナイト系ステンレス鋼に関するものである。
【従来の技術】
【０００２】
従来より、自動車部材や器物ならびに建築用内外板などの薄板成形用素材には、加工性および経済性の観点から普通鋼もしくはその表面処理鋼板が多用されている。最近では意匠性や耐食性の向上の要求から、これら普通鋼もしくはその表面処理鋼板が使用される分野において、これら素材のステンレス鋼化が指向される用途も多い。しかしステンレス鋼は普通鋼のように一般に軟質ではない。このため普通鋼の加工用に使用されていた設備ではトルク不足など加工に不都合が生じて適用が困難であるという問題があった。
【０００３】
オーステナイト系ステンレス鋼の軟質化を図った例として、特開平４−７２０３８号では、不純物元素を低減するとともにＮｉ含有量を９．０％以上に増加させることで、Ｈｖ１３０以下，引張強さ５５kgf/mm2以下の軟質な特性を実現したオーステナイト系ステンレス鋼を開示している。
また、特開平６−２７９９５５号では、Ｃｒを１５％未満に低減してコスト低下を図り、その分Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕの含有量下限値を厳しく制限することによって軟質化を達成したオーステナイト系ステンレス鋼を開示している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平４−７２０３８号の鋼はＮｉ含有量が高いため、普通鋼やその表面処理鋼板と比べてコスト面でかなり不利である。また特開平６−２７９９５５号の鋼は普通鋼のアルミキルド鋼を上回る耐発銹性を有しているものの、やはりＣｒ含有量が低いために表面処理鋼板並みの耐食性（特に発銹までの持続時間すなわち耐久性）を示すには至っていない。
【０００５】
さらに、従来の軟質オーステナイト系ステンレス鋼においては、その「軟質化」を重視するあまりオーステナイト生成元素を多く添加する傾向にあり、そのことも一因して熱間圧延時に耳割れが生じたり「スリーバー疵」と呼ばれる表面疵が発生するといった、熱間加工性低下に伴うトラブルが問題となることも多かった。このような表面欠陥は意匠性を意図する用途においては特に嫌われる。
【０００６】
そこで本発明は、普通鋼もしくはその表面処理鋼板または黄銅等の非鉄金属合金が使用されている分野で適用可能な程度に軟質化を図ったオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｎｉ量を低減してコストを抑え、しかも表面処理鋼板を上回る耐食性を付与し、なおかつ、熱間加工性をＳＵＳ３０４並みに高めて表面欠陥の発生を防止し意匠性を重要視する用途にも歩留り良く適用可能なオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記目的は、質量％で、Ｃ：０．０４％以下，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：５．０％以下，Ｃｒ：１５〜２０％，Ｎｉ：５〜９％未満，Ｎ：０．０３５％以下，Ｃｕ：１．０〜５．０％，Ｂ：０．０３％以下を含み、Ｓ含有量を０．００６０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式および（２）式の関係を満足し、焼鈍後の状態でＨｖ１３０以下の硬さとなる軟質オーステナイト系ステンレス鋼によって達成できる。
ｄ値＝１.９Ｎｉ＋３２Ｃ＋２７Ｎ＋０.１５（Ｍｎ＋Ｃｕ）−１.５Ｃｒ＋８.５≦０ ・・・（１）
ａ値＝Ｎｉ＋０.５Ｃｒ＋０.７（Ｍｎ＋Ｃｕ）−１８＞０ ・・・（２）
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、試験結果を基に、本発明を特定する事項について説明する。試料は次のようにして作製した。
表１に示す各種合金元素含有量を変化させた鋼No.１〜２４を溶製し、各鋼を１２５０℃で鍛造後、抽出温度１２３０℃で熱間圧延を施して板厚３.２mmの熱延鋼板を得た。この熱延鋼板に１１５０℃、均熱１分の熱延板焼鈍および酸洗を施し、その後１.４mm厚まで冷間圧延し、１０５０℃均熱１分の中間焼鈍および酸洗を施し、さらに０.７mm厚まで仕上げ冷間圧延し、１０５０℃均熱１分の仕上げ焼鈍および酸洗を施した。このようにして冷延鋼板（焼鈍材）を得た。
【０００９】
（耐食性）
上記冷延鋼板から１５０×１５０ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳＺ２３７１の塩水噴霧試験を行った。塩水噴霧試験は５％ＮａＣｌ溶液を３５℃で噴霧し、赤錆発生を目視により判定し、それまでに要した時間で評価した。なお比較材として亜鉛めっき厚さ８μm，クロメート皮膜０．５ｇ／ｍ2の電気亜鉛めっき普通鋼板を用いた。
【００１０】
試験結果を表２に示す。また図１にはその結果をＣｒ含有量と赤錆発生時間の関係がわかるようにして示す。表２および図１からわかるように、比較に用いた電気亜鉛めっき普通鋼板の赤錆発生に至る時間は２６０ｈｒである。そして、Ｃｒ含有量が１５％以上のとき、赤錆発生までの耐久時間はこれよりも長くなり、電気亜鉛めっき普通鋼板より高い耐食性を示すようになる。したがって、本発明ではＣｒ含有量を１５％以上に規定する。
【００１１】
（熱間加工性）
表１に示す鋼No.１〜２４について、鋳造スラブの柱状晶部から、厚さ３０ｍｍ，幅１４０ｍｍ，長さ１５０ｍｍのインゴットを切り出し、レバース型圧延機による熱間圧延を実施し、熱間加工性の評価を行った。表３に圧延条件を示す。耳切れが発生したパス数を目視にて確認し、熱間加工性の評価指標とした。さらに、熱延後の鋼板表面に生成する表面欠陥であるスリーバー疵を数え、単位面積当たりのスリーバー数を評価指標とした。
【００１２】
その結果を表２および図２に示す。図２からは興味深い結果がわかる。すなわち、（１）式で定義したｄ値が増すとともに耳切れの発生に至るパス数が低下し、スリーバーの発生が増加する。そして、ｄ値と熱間加工性の間には明瞭な相関関係があり、特に、スリーバー疵発生数はｄ値と明瞭な直線関係を示す。つまりｄ値は熱間圧延に起因する表面欠陥の発生の程度を非常に精度良く評価できる指標であると言える。
【００１３】
軟質ステンレス鋼をその表面肌の美麗さを生かした用途に適用しようとすれば、熱延時に耳切れの発生がなく、しかもスリーバー疵の発生は多くとも１０ケ／ｍ2以下に抑えなくては、表面処理鋼板や非鉄金属合金等の従来材と比べて品質面で優位に立てない。図２からわかるように、本発明者らはこのｄ値が０以下であるように成分調整されたオーステナイト系ステンレス鋼において、耳切れが発生せずかつスリーバーの発生が１０ケ／ｍ2以下となるような鋼板を安定して製造できることを見出した。この点が本発明の基本的な特徴の一つである。
さらにｄ値が０以下でＢを添加した鋼No.８や、Ｓ含有量を低減した鋼No.７は、熱間圧延によるスリーバー発生数が０ケ／ｍ2であり、より一層優れた品質が得れれる。
一方、Ｓ含有量が０．００６０％を超える鋼No.１０は、ｄ値が０以下であるにもかかわらず耳切れが発生し、スリーバー発生数も１０ケ／ｍ2を超えている。
【００１４】
オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性の劣化は、熱間圧延温度域におけるＳがオーステナイト粒界またはオーステナイト相とδフェライト相の界面に偏析し、これら粒界や界面の結合力を低下させることに起因すると考えられる。一方、δフェライトはオーステナイト相に比べＳの固溶度が高いと考えられる。（１）式から明かなように、オーステナイト生成元素含有量の低下とともにｄ値は低下する。すなわちｄ値が低い成分組成では、熱間圧延温度域におけるδフェライト生成量が増す。そしてｄ値が０以下の成分組成において、熱間圧延温度域で適度な量に生成したδフェライト相がＳを固溶し、よってオーステナイト相とδフェライト相の界面結合力が増すため熱延時の変形能が向上し、その結果、耳切れ発生をなくしスリーバーの発生を１０ケ／ｍ2に低減できるものと推察される。
【００１５】
ｄ値が０以下でかつＳ含有量が０．００２０％以下である前記鋼No.７において熱間加工性が非常に向上したのは、δフェライトによるＳの固溶に加え、元来鋼中に存在するＳ含有量が低いため、オーステナイト相とδフェライト相との界面結合力の低下がより一層抑制された結果によると考えられる。逆にｄ値が０以下であるにもかかわらずＳ含有量が０．００６０％を超える前記鋼No.１０では、δフェライトによるＳ固溶によっても界面に偏析するＳが充分に吸収しきれず、その結果、良好な熱間加工性が得られなかったと考えられる。
【００１６】
さらにＢは、オーステナイト相とδフェライト相との界面にＳよりも優先的に偏析し、加えてその偏析により界面の結合力を増す作用を発揮する元素であると考えられる。したがってＢを添加した鋼No.８は、より一層の熱間加工性向上に効果があると考えられる。
【００１７】
（軟質な特性）
前記冷延鋼板からサンプルを採取し、ＪＩＳ２２４４に規定されるビッカース硬度測定を実施した。その結果を表２に示す。
【００１８】
図３には鋼No.７〜９，１１〜２２についてａ値と硬さの関係を示す。ａ値の増加とともに硬さが低下する傾向を示し、ａ値が０を超えればＨｖ１３０以下に軟質化されることがわかる。すなわち、Ｎｉ含有量が９％未満で１〜５％のＣｕを含みＣｒ含有量が１５％以上で、かつｄ値が０以下を満たしたオーステナイト系ステンレス鋼において、ａ値が０を超えるように成分を調整すれば、熱間加工性が良好で且つ硬さがＨｖ１３０以下の軟質なオーステナイト系ステンレス鋼が得られることを見い出した。この点が本発明の第２の特徴である。
このような成分系でａ値が０を超える化学組成としたとき、冷延鋼板のオーステナイト相が安定化するため加工硬化が抑制され、軟質化が達成されると考えられる。
【００１９】
ところで、図３において、鋼No.１８や鋼No.２１のようにａ値が０を超えるものであっても、ＣおよびＮ含有量が高いと固溶強化により硬さが上昇することが予想される。そこでｄ値が０以下を満たしかつａ値が０を超えるものについて、ＣおよびＮ含有量が硬さに与える影響を調査し、図４および図５の関係を得た。
【００２０】
図４には７Ｎｉ−１６.５Ｃｒをベースとして、Ｎ含有量を０．０１２％〜０．０４３％まで変化させた鋼No.８，１９〜２１のビッカース硬さとＮ含有量の関係を示す。また図５には７Ｎｉ−１６Ｃｒをベ−スとして、Ｃ含有量を０．０１０％〜０．０４９％まで変化させた鋼No.７，１６〜１８のビッカース硬さとＣ含有量の関係を示す。Ｎ含有量あるいはＣ含有量が増加すると硬さは増加する。Ｈｖ１３０以下に軟質化するためには、Ｎ量は０．０３５％以下に、またＣ量は０．０４０％以下にする必要があることがわかる。
【００２１】
次に、各成分元素の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは多量に含まれると固溶強化により０．２％耐力が上昇し、また前述のように硬さが増加する。このため含有量を０．０４％以下に制限する。
【００２２】
Ｎ：ＮもＣと同様に多量に含まれると固溶強化により０．２％耐力が上昇し、前述のように硬さが増加する。このため含有量を０．０３５％以下に制限するする。
【００２３】
Ｓｉ：Ｓｉは溶製時、脱酸剤として有効な元素であるが、軟質性を維持するためにはその含有量が低い方が好ましく、１．０％を超えるとＨｖ１３０以下の硬さを満たすことが難しくなる。このため１．０％以下の含有量（０％は含まず）に規制する必要がある。
さらに、Ｓｉ含有量を低減することは、曲げ加工における「スプリングバック」を小さくするうえで非常に有効である。一例として、板厚１ｍｍの鋼板について曲げ加工後のスプリングバック量を比較してみると、曲げ部半径をＲ、板厚をｔとしたときのＲ／ｔ値が６の場合、市販のＳＵＳ３０４と亜鉛めっき鋼板ではいずれもスプリングバック量が３°であったのに対し、本発明鋼のうちＳｉ含有量を０．５％未満にしたものでは２°となった。またＲ／ｔ値が１０の場合は、市販のＳＵＳ３０４と亜鉛めっき鋼板ではいずれも６°であったのに対し、本発明鋼のうちＳｉ含有量を０．５％未満にしたものでは４°となった。
プレスにより小さな曲げ角の波板に成形する屋根・外板などの建材用途に適用する場合、Ｓｉ含有量が０．５％以上になるとスプリングバック量が大きくなるため形状凍結性が劣化し、所望の形状が得られないといった問題を生ずる恐れがある。したがって、建材用途においてはＳｉ含有量を０．５％未満とすることが好ましい。
【００２４】
Ｍｎ：Ｍｎは含有量の増加とともに０.２％耐力が低下するため軟質化には好ましいが、多量に含有すると製鋼時の耐火物損傷を招き、また介在物が増加して製品の意匠性を損ねる恐れがある。したがって、軟質化の効果が飽和する５.０％以下の含有量（ただし１ . ７％以上）に規定する。
【００２５】
Ｓ：Ｓは含有量の増加とともに熱間加工性が劣化するため、０．００６０％以下の含有量に制限する。また、より一層の熱間加工性向上を目的とする場合は０．００３０％以下に制限することが好ましい。
【００２６】
Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼には必要不可欠な元素であり、少なくとも５％は必要とする。その含有量の増加とともにより軟質な特性を示す。しかしＮｉは高価な元素であり、９．０％未満の含有により軟質性は達成可能であることから、低廉化を意図する本発明ではその上限を９．０％未満とする。
【００２７】
Ｃｒ：Ｃｒは耐食性の点から、１５％以上とすることが必要である。しかし軟質化の点から、多量に含有すると硬さが増加するため、その上限を２０％以下とする。
【００２８】
Ｃｕ：Ｃｕは軟質化、成形性ともに向上に寄与する有用な元素であり、その効果を得るには１．０％以上を必要とする。さらにＮｉ低減を意図する本発明においては、２．０％を超えるＣｕ含有量とすることによってＮｉ含有量の自由度が拡大し、Ｎｉをその下限値である５％近くまで低減することが容易になり、より一層コスト低減に寄与できる。このため、Ｃｕ含有量の下限は１．０％とするが、２．０％を超えて含有させることが望ましい。一方、過剰の含有は熱間加工性に悪影響を及ぼすので、含有量の上限を５．０％とする。
【００２９】
Ｍｏ：本発明においてＭｏは必須添加元素ではないが、Ｍｏは耐食性向上に有用な元素であるため、特に屋根や外板などの建材等の用途に適用する場合にはＭｏを添加することが効果的である。ただし、３．０％を超えると硬さの上昇を招くので、Ｍｏを添加する場合は３．０％以下の範囲とすることが好ましい。
【００３０】
Ｂ：Ｂは熱間加工性の向上に有用な元素である。特にＳ含有量が０．００３０％を超えるような場合には、Ｂ添加によって熱間加工性を向上させることが、他の合金元素の含有量の自由度を広げるうえで非常に効果的である。ただし、Ｂを０．０３％を超えて含有させるとかえって熱間加工性が劣化するようになる。したがって、Ｂを添加する場合には０．０３％以下の含有量範囲とする。
【００３１】
【実施例】
表４に示す鋼No.２５〜３３を溶製し、各鋼を１２５０℃で鍛造後、抽出温度１２３０℃で熱間圧延を施して板厚３.２mmの熱延鋼板を得た。この熱延鋼板に１１５０℃、均熱１分の熱延板焼鈍および酸洗を施し、その後１.４mm厚まで冷延し、１０５０℃均熱１分の中間焼鈍および酸洗を施し、その後０.７mm厚まで再び冷間圧延し、１０５０℃均熱１分の仕上げ焼鈍および酸洗を施した。
【００３２】
得られた仕上げ冷延板からサンプルを採取し、ビッカース硬さを測定した。また鋳造スラブの柱状晶部より、厚さ３０mm，幅１４０mm，長さ１５０mmのインゴットを切り出し、レバース型圧延機により表３に示した条件で熱間圧延を実施した。耳切れ，スリーバーなどの表面欠陥が発生したパス数を目視にて確認し、熱間加工性の評価指標とした。また耐食性試験も行った。試験片寸法は１５０mm×１５０mmとし、耐食性評価はＪＩＳＺ２３７１の塩水噴霧試験で行った。塩水噴霧試験は５％ＮａＣｌ溶液を３５℃で噴霧し、発銹までに要した時間で評価した。
【００３３】
これらの結果を表５にまとめて示す。
ｄ値が０以下で、ａ値が０を超える本発明鋼No.２５〜２９は、熱間加工性が良好なうえ、硬さがＨｖ１３０以下である。さらに１５％以上のＣｒを含有する本発明鋼の発銹時間は、電気亜鉛メッキ普通鋼板の発銹時間である２６０hrを超えており、充分な耐食性を示している。
【００３４】
一方、比較鋼No.３０と本発明鋼No.２５とを比較すると、いずれも約７％のＮｉと約１６.５％のＣｒを含有しているが、本発明鋼No.２５は軟質化に有効なＭｎ，Ｃｕの含有量が高くａ値が０を超えているため硬さがＨｖ１１８と軟質であるのに対し、比較鋼No.３０はＭｎ，Ｃｕ含有量が低くａ値が０未満となっているため硬さがＨｖ１３５と高い値を示す。また比較鋼No.３３と本発明鋼No.２５を比較すると、両者はＮｉ，Ｃｒに加えＭｎおよびＣｕも同程度に含有するが、比較鋼No.３３ではＣが０．０５０％，Ｎが０．０４１％といずれも高く含有しているために硬さがＨｖ１４８と高い値を示す。
【００３５】
さらに比較鋼No.３１は、ａ値が０を超えているため硬さはＨｖ１３０以下であるが、ｄ値が０を超えているため熱間加工性が不良である。
【００３６】
また比較鋼No.３２は、ａ値が０を超えｄ値が０以下となっているため、硬さがＨｖ１１０と軟質でありかつ良好な熱間加工性を有するが、Ｃｒ含有量が１４.３％と低いため発銹時間が２５１hrとなっている。したがって電気亜鉛めっき普通鋼板よりも耐食性が劣る。
【００３７】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【発明の効果】
本発明の軟質オーステナイト系ステンレス鋼は、▲１▼普通鋼やその表面処理鋼板または黄銅等の非鉄金属合金が使用されている分野で適用可能な程度に十分軟質であり、▲２▼熱間加工性を改善したので表面品質の良好な製品を安定して供給でき、▲３▼表面処理鋼板を上回る耐食性を示すものである。しかも、このような優れた特性を、Ｎｉを９％未満に低減した鋼において実現した。したがって、本発明は、意匠性を重視する用途をはじめ多くの用途に適用できる安価で汎用性の高い軟質オーステナイト系ステンレス鋼を提供し、その普及に寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】塩水噴霧試験におけるＣｒ含有量と赤錆発生時間の関係を表したグラフ。
【図２】熱間圧延試験におけるｄ値とスリーバー疵発生数および耳切れ発生パス数の関係を表すグラフ。
【図３】ａ値とビッカース硬さの関係を表すグラフ。
【図４】Ｎ含有量とビッカース硬さの関係を表すグラフ。
【図５】Ｃ含有量とビッカース硬さの関係を表すグラフ。
Claims (1)
- 質量％で、Ｃ：０．０４％以下，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：１．７〜５．０％，Ｃｒ：１５〜２０％，Ｎｉ：５〜９％未満，Ｎ：０．０３５％以下，Ｃｕ：１．０〜５．０％，Ｂ：０．０３％以下を含み、Ｓ含有量を０．００６０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式および（２）式の関係を満足し、焼鈍後の状態でＨｖ１３０以下の硬さとなる軟質オーステナイト系ステンレス鋼。
ｄ値＝１.９Ｎｉ＋３２Ｃ＋２７Ｎ＋０.１５（Ｍｎ＋Ｃｕ）−１.５Ｃｒ＋８.５≦０ ・・・（１）
ａ値＝Ｎｉ＋０.５Ｃｒ＋０.７（Ｍｎ＋Ｃｕ）−１８＞０ ・・・（２）
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