JP4893866B2

JP4893866B2 - 溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP4893866B2
Application number: JP2011117803A
Authority: JP
Inventors: 健一藤田; 裕樹太田; 康加藤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2010-05-31
Filing date: 2011-05-26
Publication date: 2012-03-07
Anticipated expiration: 2031-05-26
Also published as: AU2011259992B2; WO2011152475A1; EP2578715A4; BR112012030684B1; AU2011259992A1; ES2643150T3; RU2522065C1; RU2012157554A; TWI439555B; US20130126052A1; BR112012030684A2; CN102933732A; JP2012012702A; CN102933732B; CA2799696C; EP2578715B1; EP2578715A1; TW201207128A; KR20130034025A; CA2799696A1

Description

本発明は、例えば石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車（レールワゴン）のボディ用途材料として好適な溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。

石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車（レールワゴン）のボディ用途材料には、ステンレス鋼が多用されている。採掘された石炭が硫黄分を多く含んでいるため、レールワゴンのボディ用の材料には、耐硫酸腐食性能、特に溶接部の耐粒界腐食性が要求される。

耐食性と溶接性とを兼備したステンレス鋼として、例えば特許文献１には、溶接部の靭性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、特許文献１の技術では、溶接部の組織がフェライト相になるように成分設計しているため、溶接部の靭性や耐食性が十分ではないという問題がある。

これに対して、特許文献２や特許文献３には、高温での相分率を制御することにより、溶接部に適当量のマルテンサイト相を生成させ、溶接部の加工性や耐食性を改善する技術が開示されている。また、特許文献４には、炭酸ガスを用いた溶接法に適したステンレス鋼が開示されている。また、本発明者らの一人は、先に、溶接部の組織を正確に予測し得るパラメータを用い、成分組成を適正化することにより溶接部の耐食性を改善した構造用ステンレス鋼板を提案した（特許文献５）。

特開平３−２４９１５０号公報特開２００２−１６７６５３号公報特開２００９−１３４３１号公報特開２００２−３０３９１号公報特開２００９−２８０８５０号公報

しかしながら、これら特許文献２〜５に開示された技術では、最適成分範囲に関する検討が必ずしも十分ではない。特に、これらは製造性に対してはほとんど考慮されておらず、スラブ段階での割れ発生や、ヘゲと称される表面欠陥の発生が著しく、歩留まり低下によるコストアップを回避す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、安価かつ高効率に生産することができ、溶接部の耐食性に優れた構造用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。

本発明者らの一人は、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、化学成分、特にＭｎ、Ｔｉの含有量と、各成分のバランスを適正範囲に調整すれば、粒界近傍のＣｒ欠乏に起因した粒界腐食を抑制することができること、および溶接熱影響部をマルテンサイトを主体とした組織とすることができることを知見し、特許文献５に示すようなパラメータ（Ｆ値）を提案した。そして、本発明者らはこれらの知見に基づいて、特に製造性に関する詳細な検討を続けた結果、Ａｌを適量含有させることに加え、Ｖ，Ｃａ、Ｏを所定範囲以下に低減した上で、製造性の良否を示す新たなパラメータとして、ＦＦＶ値を適正な範囲とすることにより、スラブ割れや介在物起因のヘゲ（表面欠陥）を著しく減らすことができることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０３％、Ｎ：０．０１〜０．０３％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：１０〜１３％、Ｎｉ：０．５〜１．０％、Ｔｉ：４×（Ｃ＋Ｎ）（ただし、Ｃ、Ｎはこれらの含有量（質量％）を示す）以上、０．３％以下を含有し、Ｖ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｏ：０．００８０％以下に規制し、さらに、以下の式で表されるＦ値およびＦＦＶ値が、Ｆ値≦１１、ＦＦＶ値≦９．０を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板を提供する。
Ｆ値＝Ｃｒ＋２×Ｓｉ＋４×Ｔｉ−２×Ｎｉ−Ｍｎ−３０×（Ｃ＋Ｎ）
ＦＦＶ値＝Ｃｒ＋３×Ｓｉ＋１６×Ｔｉ＋Ｍｏ＋２×Ａｌ−２×Ｍｎ−４×（Ｎｉ＋Ｃｕ）−４０×（Ｃ＋Ｎ）＋２０×Ｖ
ただし、これら式において、各元素記号は、それら元素の含有量（質量％）である。

また、本発明は、上記成分に加えて、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板を提供する。

また、本発明は、上記成分に加えて、さらに質量％で、Ｍｏ：１．０％以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板を提供する。

また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０３％、Ｎ：０．０１〜０．０３％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：１０〜１３％、Ｎｉ：０．５〜１．０％、Ｔｉ：４×（Ｃ＋Ｎ）（ただし、Ｃ、Ｎはこれらの含有量（質量％）を示す）以上、０．３％以下を含有し、Ｖ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｏ：０．００８０％以下に規制し、さらに、以下の式で表されるＦ値およびＦＦＶ値が、Ｆ値≦１１、ＦＦＶ値≦９．０を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱した後、１０００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う熱間粗圧延を含む熱間圧延を行うか、または、前記熱間圧延を行った後、熱延板を焼鈍することなくもしくは６００〜１０００℃の温度で焼鈍してから酸洗を施すことを特徴とする溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法を提供する。
Ｆ値＝Ｃｒ＋２×Ｓｉ＋４×Ｔｉ−２×Ｎｉ−Ｍｎ−３０×（Ｃ＋Ｎ）
ＦＦＶ値＝Ｃｒ＋３×Ｓｉ＋１６×Ｔｉ＋Ｍｏ＋２×Ａｌ−２×Ｍｎ−４×（Ｎｉ＋Ｃｕ）−４０×（Ｃ＋Ｎ）＋２０×Ｖ
ただし、これら式において、各元素記号は、それら元素の含有量（質量％）である。

また、本発明は、上記成分に加えて、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法を提供する。

また、本発明は、上記成分に加えて、さらに質量％で、Ｍｏ：１．０％以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法を提供する。

本発明によれば、安価かつ高効率に生産することができ、例えば石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車（レールワゴン）のボディ用途材料として好適な、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板が得られる。

ＦＦＶ値と表面欠陥発生率の関係を示すグラフである。硫酸−硫酸銅腐食試験後の試験片断面の溶接熱影響部において、深いピット状の腐食が認められた場合の観察例を示す光学顕微鏡写真である。

以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の成分組成について説明する。以下の説明において、％表示は質量％である。

・Ｃ：０．０１〜０．０３％
・Ｎ：０．０１〜０．０３％
ＣおよびＮは、構造用ステンレス鋼板として必要な強度を得るためには、いずれも０．０１％以上含有させることが必要である。一方、Ｃ，Ｎの含有量が０．０３％を超えると、Ｃｒ炭化物あるいはＣｒ炭窒化物が析出しやすくなり、耐食性、特に溶接熱影響部の耐食性が低下する。また、溶接熱影響部が硬化し、靭性も低下する。このため、ＣおよびＮの含有量は、いずれも０．０１〜０．０３％の範囲とする。より好ましくは、Ｃは０．０１５〜０．０２５％、Ｎは０．０１２〜０．０２％の範囲である。

・Ｓｉ：０．１０〜０．４０％
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０．１０％以上含有することが必要である。一方、その含有量が０．４０％を超えると熱延鋼板の靭性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．４０％の範囲とする。好ましくは、下限が０．２０％、上限が０．３０％である。

・Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、脱酸剤として、また構造用ステンレス鋼板としての必要な強度を確保するための強化元素として有用な元素であり、さらに高温におけるオーステナイト安定化元素でもある。また、本発明においては、溶接熱影響部のミクロ組織を所望の体積率を有するマルテンサイト組織に制御するうえで重要な元素である。このような作用を発揮させるためには、その含有量は１．５％以上必要である。一方、２．５％を超えて含有させても、その効果が飽和するばかりか、含有量が過剰となって靭性を低下させ、また製造工程での脱スケール性を低下させて表面性状に悪影響を及ぼし、加えて合金コストも増大してしまう。このため、Ｍｎの含有量は１．５〜２．５％の範囲とする。より好ましくは、１．８〜２．５％の範囲である。さらに好ましくは、１．８５〜２．０％の範囲である。

・Ｐ：０．０４％以下
Ｐ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。より好ましくは、０．０３５％以下である。

・Ｓ：０．０２％以下
Ｓ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。好ましくは０．００５％以下である。

・Ａｌ：０．０５〜０．１５％
Ａｌは、一般的には脱酸のために含有させるが、本発明では、製造性、特にスラブ段階での割れの発生を抑制するのに有効に働くことを見出し、このような機能を発揮させるために適量含有させる。スラブ割れの発生を抑制するためには、Ａｌ含有に加え、後述するようにＶ、Ｃａ、Ｏの低減、さらにＦＦＶ値の最適化が必要である。Ａｌ含有によりスラブ割れが改善される機構については、必ずしも明確になっているわけではないが、相分率の適正化と介在物形態の制御の効果によるものと推定している。このような効果を得るためには、Ａｌを０．０５％以上含有させることが必要である。一方、その含有量が０．１５％を超えると、大型のＡｌ系介在物が生成して表面欠陥の原因となる。このため、Ａｌの含有量を０．０５〜０．１５％の範囲とする。より好ましくは、０．０８０〜０．１５０％の範囲である。さらに好ましくは、０．０８５〜０．１２０％の範囲である。

・Ｃｒ：１０〜１３％
Ｃｒは、不動態皮膜を形成し、耐食性、特に溶接熱影響部の耐食性を確保するうえで必須の元素であり、その効果を得るためには１０％以上含有させることが必要である。一方、Ｃｒを１３％を超えて含有させると、コストを上昇させるばかりでなく、溶接部において、高温で十分なオーステナイト相を確保することが困難となり、溶接後の溶接熱影響部に必要な分率のマルテンサイト組織を得ることが困難となる。その結果、溶接熱影響部での耐粒界腐食性の低下を招く。したがって、Ｃｒ含有量は、１０〜１３％の範囲とする。好ましくは、１０．５〜１２．５％である。

・Ｎｉ：０．５〜１．０％
Ｎｉは、強度と靭性を確保する目的で０．５％以上含有させる。一方、Ｎｉは高価な元素であり、経済性の観点から、その上限を１．０％とする。なお、ＮｉはＭｎと同様に、高温におけるオーステナイト安定化元素であり、溶接熱影響部のミクロ組織を所望の体積率を有するマルテンサイト組織に制御するうえで有用であるが、本発明では、その効果がＭｎの添加により十分に得られるので、Ｎｉの含有量は０．５〜１．０％の範囲が適当である。より好ましくは、０．６０〜１．０％の範囲である。さらに好ましくは、０．６０〜０．９０％の範囲である。

・Ｔｉ：４×（Ｃ＋Ｎ）以上、０．３％以下
Ｔｉは、本発明において優れた溶接部耐食性を得るために重要な元素であり、特に溶接熱影響部の耐粒界腐食性を向上させるために必須の元素である。Ｔｉは鋼中のＣ、ＮをＴｉの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物（以後、炭化物、窒化物、炭窒化物の３種を総称して、炭窒化物等と記す）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。本発明において、鋼板の溶接熱影響部では、フェライトとマルテンサイトからなる組織を有するが、耐食性という点では、冷却中に炭窒化物等の析出をともなうフェライト相部分での耐食性の低下が問題である。本発明に係る鋼板では、溶接時の溶接熱影響部にＣｒの炭窒化物等が析出することによって粒界近傍にＣｒ欠乏が生成し、特にフェライト相の部分での耐粒界腐食性が低下する問題を、Ｔｉを含有させることにより解決している。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量を４×（Ｃ＋Ｎ）以上（ただし、Ｃ、Ｎはこれらの含有量（質量％）を示す）とする必要がある。一方、０．３％を超えて多量に含有させても、その効果は飽和するばかりか、鋼中に多量のＴｉの炭窒化物等が析出し、靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉの含有量は、４×（Ｃ＋Ｎ）以上、０．３％以下とする。より好ましくは、０．１８０〜０．２３０％の範囲であり、Ｔｉの含有量が同時に４×（Ｃ＋Ｎ）以上を満たすよう、Ｃ、Ｎを低減することが有効である。

本発明では、生産性、特にスラブ段階での割れや介在物起因で発生するヘゲ（表面欠陥）の発生を抑制するために、以下のようにＶ、Ｃａ、Ｏを低減することが重要である。

・Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、Ｃｒ原料などの不純物として含まれることが多く、意図せずに含有される場合があるが、特にスラブ段階での割れの発生を抑えるためには、その含有量を厳しく規制する必要がある。そのような観点からＶの含有量を０．０５％以下とする必要がある。好ましい範囲は０．０３％以下、さらに好ましい範囲は０．０３％未満である。含有量を０．０１％以下とすることにより、より大きな割れ抑制効果が得られるが、原料の選別等が必要となり、経済的には不利となる。

・Ｃａ：０．００３０％以下
Ｃａは、低融点の介在物を生成させ、特に介在物起因の表面欠陥の原因となる。このため、本発明ではその含有量を厳しく制限する必要があり、その上限を０．００３０％とする。Ｃａ含有量は低いほど好ましく、０．００１０％、さらには０．０００２％以下とすることが好ましいが、原料の選別等が必要となり、経済的には不利となる。

・Ｏ：０．００８０％以下
Ｏは、酸化物系介在物の生成を抑制し、高い生産性を確保するために、その含有量を低くする必要があり、その上限を０．００８０％にする。好ましくは、０．００６０％以下である。

さらに、本発明では、以下に示すＦ値、ＦＦＶ値を適正な範囲とすることで、耐食性や生産性を大きく改善する。

・Ｆ値≦１１
Ｆ値は、Ｃｒ＋２×Ｓｉ＋４×Ｔｉ−２×Ｎｉ−Ｍｎ−３０×（Ｃ＋Ｎ）（ただし、各元素記号は、それら元素の含有量（質量％）である）で表され、溶接時の溶接熱影響部のミクロ組織を推定するパラメータであり、より詳しくはマルテンサイト組織の体積率（フェライト組織の残存率）を推定するパラメータである。溶接熱影響部のように高温にさらされた部位では、その一部がオーステナイト（あるいはさらに一部がδフェライト）に変態し、この相が冷却過程でマルテンサイトに変態する。その割合は、フェライト安定化元素（フェライト生成元素）とオーステナイト安定化元素（オーステナイト生成元素）の量的バランスの影響を受ける。上記Ｆ値を示す式中の係数が正の元素（Ｃｒ，Ｓｉ，Ｔｉ）はフェライト安定化元素であり、係数が負の元素（Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃ，Ｎ）はオーステナイト安定化元素である。すなわち、Ｆ値が大きいほどフェライト組織が残存しやすく（フェライト組織の体積率が大きい、すなわちマルテンサイト組織の体積率が小さい）、小さいほどフェライト組織が残存しにくい（フェライト組織の体積率が小さい、すなわち、マルテンサイト組織の体積率が大きい）こととなる。

特許文献５においては、Ｆ値と溶接熱影響部のマルテンサイト組織の体積率との関係を調査し、さらに硫酸−硫酸銅腐食試験により溶接熱影響部近傍の耐食性を評価することで、成分の最適化を図っているが、本発明でも上記特許文献５と同様に、溶接熱影響部の耐食性の向上を図るために、上記のＦ値を１１以下（マルテンサイト体積率：４０％以上）とする。好ましくは、Ｆ値：１０．５以下（マルテンサイト体積率６０％以上）であり、さらに好ましくは１０以下である。なお、溶接部の耐食性の観点からＦ値の下限は５．０以上とするのが好ましい。さらに好ましい範囲は６．０以上である。

・ＦＦＶ値≦９．０
ＦＦＶ値は、Ｃｒ＋３×Ｓｉ＋１６×Ｔｉ＋Ｍｏ＋２×Ａｌ−２×Ｍｎ−４×（Ｎｉ＋Ｃｕ）−４０×（Ｃ＋Ｎ）＋２０×Ｖ（ただし、各元素記号は、それら元素の含有量（質量％）である）で表され、本発明において、製造性を示す指標として新たに導き出したものである。このＦＦＶ値は、熱延中の相バランスを考慮したもので、上記のような成分調整、特にＡｌ含有や、Ｖ、Ｃａ、Ｏの上限の規制を行った上で、この値を小さくすることにより、スラブ段階での割れや介在物を起因とした表面欠陥の発生を著しく少なくすることができる。Ｆ値を考案した際には考慮していなかったＡｌ量を考慮した新たなパラメータの最適化を図ることにより表面欠陥の発生による歩留低下を大きく抑えることに成功したのが本発明の大きな特徴である。ＦＦＶ値の最適化による製造性改善の機構は必ずしも明らかになっているわけではないが、ＦＦＶ値を９．０以下とすることで製造性が著しく改善されることから、ＦＦＶ値を９．０以下とする。好ましくは８．５以下である。なお、ＦＦＶ値を小さくするには、Ｃｒ量を減らしたり、Ｃ、Ｎ量を増やしたりすることが有効となるが、このようにすると耐食性の低下が懸念される。このため、ＦＦＶ値の下限は５．０以上とするのが好ましい。さらに好ましい範囲は６．０以上である。

熱延板あるいは熱延焼鈍板の状態で使用される本発明鋼板では、表面欠陥を少なくするためにはスラブ段階での割れや介在物を制御することが重要である。表面欠陥の発生は歩留を大きく低下させる割れやヘゲといった部分は見かけが悪いばかりでなく、錆発生の起点とも成り得るため、製品として出荷する際には対象の部分を切り落とさなければならないためである。なお、上記ＦＦＶ値の式にはＭｏ、Ｖ、Ｃｕが含まれているが、これらは鋼中に含有されない場合もあり、これらが含有されない場合には、これらのうち含有されない成分を０％としてＦＦＶ値を算出する。

図１に、ＦＦＶ値と表面欠陥発生率の関係を示す。欠陥の発生率は、コイル全長に対し、欠陥が発生した部分の長さから算出したＦＦＶ値を９．０以下の適正な範囲とすることにより、表面欠陥の発生が著しく抑えられることがわかる。

本発明においては、上記成分の他に、必要に応じて以下の範囲でＣｕ、Ｍｏを含有させることができる。

・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添加することができる。しかし、１．０％を超えて含有させると、熱間加工性が低下するうえ、高温での相バランスが崩れ、溶接熱影響部で所望の組織を得ることが困難となる。よって、Ｃｕを含有させる場合には、その上限を１．０％とする。耐食性向上効果を十分に発揮させるためには０．３％以上含有させることが有効である。より好ましい範囲は、０．３〜０．５％である。

・Ｍｏ：１．０％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添加することができる。しかし、１．０％を超えて含有させると、冷間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、その上限を１．０％とする。耐食性を十分に発揮させるためには０．０３％以上含有させることが有効である。より好ましい範囲は、０．１〜１．０％である。

本発明においては、上述したような、ＣｕやＭｏを１．０％以下含有させることによる耐食性の改善の他、０．００５％以下のＢを含有させることによる延性の改善など、従来の知見に基づいて他の元素を含有させてもよいが、その場合にも高温での相バランスを考慮することが重要である。なお、Ｎｂは強いスタビライズ元素であり、ＣやＮと結びついて相バランスを大きく崩すため、本発明では添加しない。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。

本発明に係る鋼板は、溶接熱影響部の耐食性の向上を図るために、上記のＦ値を１１以下とすることにより、溶接熱影響部のマルテンサイト体積率は４０％以上となる。さらに好ましくは、Ｆ値を１０．５以下とすることにより、溶接熱影響部のマルテンサイト体積率は６０％以上となる。さらに好ましくは１０以下であり、この場合のマルテンサイト体積率は８０％以上となる。また、本発明に係る鋼板は、母材部は体積率で５０％以上がフェライト組織である。残部の組織は、特に熱延ままの状態では、マルテンサイト相や残留γ相が存在し、一部に炭窒化物などを含む組織である。特に後述するような適切な組成範囲にし適切な焼鈍条件で熱延板焼鈍を施した後の熱延焼鈍板の組織は、体積率でほぼ１００％がフェライト相組織を有しており、加工性に非常に優れる。

次に、本発明に係るステンレス鋼板の製造方法について説明する。
本発明のステンレス鋼板の製造方法は、定法に従って行うものであればよく、特に限定されないが、高効率に製造することができる方法として、上記成分組成に溶製した鋼を連続鋳造等によりスラブとした後、熱延コイルとし、これを必要に応じて焼鈍した後、デスケーリング（ショットブラスト、酸洗等）を行って、本発明に係るステンレス鋼板とする方法が推奨される。

以下、詳細に説明する。
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。

次いで、鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする。スラブ加熱温度は、熱延板の肌荒れ防止のためには高いほうが望ましいが、１３００℃を超えるとスラブ垂れが著しくなり、また結晶粒が粗大化して熱延板の靭性が低下する。一方、１１００℃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うえ、熱延中の再結晶が不十分となり、やはり熱延板の靭性が低下する。

熱間粗圧延の工程は、１０００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行うことが好ましい。この強圧下圧延により、鋼板の結晶組織が微細化され、靭性が向上する。熱間粗圧延の後、常法に従い、仕上圧延を行う。

熱間圧延により製造した板厚２．０〜８．０ｍｍ程度の熱延板は、そのまま、あるいは焼鈍することなく酸洗してから、構造材として利用することができる。熱延板に対し、６００〜１０００℃の温度で熱延板を焼鈍してから酸洗を施してもよい。熱延板の焼鈍温度は、６００℃未満では、熱延ままの状態で存在する可能性のあるマルテンサイト相や残留γ相が残存したままとなる場合があり、フェライト組織が体積率で５０％未満となり、十分な加工性が得られない。一方、１０００℃を超えると結晶粒の粗大化が著しくなり、靭性が低下する。熱延板の焼鈍は、いわゆる箱焼鈍により６００〜１０００℃の温度にて１時間以上保持するのが好ましい。また、焼鈍温度が高くなりすぎると、γ変態が生じる温度に入る場合があり好ましくない。このため、組成を適切な範囲に調整し、かつその組成に応じた適切な温度範囲を選択することが必要である。本発明鋼板の組成範囲では、主として６００〜９００℃の焼鈍温度にした場合には、体積率で、ほぼ１００％がフェライト相となるためこの温度範囲が好ましい。

本発明に係るステンレス鋼板の溶接には、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。

表１に示す成分組成を有するステンレス鋼を、転炉−ＶＯＤ−連続鋳造法により、２００ｍｍ厚のスラブとした。これらスラブを１１８０℃の温度に加熱した後、熱間圧延により板厚５．０ｍｍのコイル状の熱延板とした。熱延終了温度は９００℃、熱延後の巻取り温度は７００℃とした。得られた熱延鋼板について、６９０℃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。

これらスケール除去後の鋼板から平板サンプルを切り出し、下板と立て板からなるＴ型試験体を組み立て、両側一層すみ肉溶接（ガスメタルアーク溶接、シールドガス：９８容量％Ａｒ−２容量％Ｏ_２、流量：２０リットル／分）を行い、すみ肉溶接試験片を３個作製した。溶接棒には、株式会社神戸製鋼所社製ＭＧＳ−３０９ＬＳを用い、入熱量は０．４〜０．８ｋＪ／ｍｍの範囲とした。

これらのすみ肉溶接試験片のすみ肉溶接部から、腐食試験片を採取し、硫酸−硫酸銅腐食試験（ＡＳＴＭＡ２６２ｐｒａｃｔｉｃｅＥおよびＡＳＴＭＡ７６３ｐｒａｃｔｉｃｅＺに準拠したＭｏｄｉｆｉｅｄＳｔｒａｕｓｓｔｅｓｔ，試験液はＣｕ／６％ＣｕＳＯ_４／０．５％Ｈ_２ＳＯ_４とし、この沸騰液中に端面を研磨した試験片を２０時間浸漬）を行い、溶接熱影響部近傍の腐食状況を観察した。また、熱延焼鈍板の酸洗後の表面状態を全長に亘って観察した。

図２は硫酸−硫酸銅腐食試験後の試験片断面の観察例を示す光学顕微鏡写真である。この写真のように溶接熱影響部において、粒界腐食が認められたり、さらにひどい深いピット状の腐食が認められた場合をＣ、わずかに腐食が認められた場合をＢ、光学顕微鏡の観察では腐食が認められなかった場合をＡとして評価した。また、熱延焼鈍板の酸洗後の表面状態を全長に亘って観察した。全長に対し、スラブ割れあるいは介在物が起因となる表面欠陥が観察された長さの割合を指標とし、欠陥発生の割合が３％以下をa、３％超え３０％までをb、３０％超えをcとして評価した。これらの結果を表２に示す。

その結果、本発明の範囲内の本発明鋼板であるＮｏ．１〜５、１０〜１３、１５では、溶接部の耐食性が良好で、しかも表面状態も極めて良好であった。これに対し、Ｆ値が本発明の範囲から外れる比較鋼板であるＮｏ．９および１４では、溶接熱影響部でのマルテンサイト生成量が少ないため、耐粒界腐食性が明らかに劣っていた。また、Ｓｉが本発明の範囲よりも高く、Ａｌが本発明の範囲よりも低い比較鋼板であるＮｏ．６およびＦＦＶ値が本発明の範囲から外れる比較鋼板であるＮｏ．７、８、９および１４では、熱延焼鈍後の表面観察において、スラブ起因の割れや介在物起因のヘゲが多く観察された。

本発明鋼板は熱延板あるいは熱延焼鈍板の状態で使用されるため、ヘゲの発生は歩留まりを大きく低下させる。ヘゲ部は見かけが悪いばかりでなく、錆発生の起点ともなり得るため、製品として出荷する際には対象の部分を切り落とさなければならないためである。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０３％、
Ｎ：０．０１〜０．０３％、
Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０５〜０．１５％、
Ｃｒ：１０〜１３％、
Ｎｉ：０．５〜１．０％、
Ｔｉ：４×（Ｃ＋Ｎ）（ただし、Ｃ、Ｎはこれらの含有量（質量％）を示す）以上、０．３％以下
を含有し、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
Ｏ：０．００８０％以下
に規制し、
さらに、以下の式で表されるＦ値およびＦＦＶ値が、Ｆ値≦１１、ＦＦＶ値≦９．０を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板。
Ｆ値＝Ｃｒ＋２×Ｓｉ＋４×Ｔｉ−２×Ｎｉ−Ｍｎ−３０×（Ｃ＋Ｎ）
ＦＦＶ値＝Ｃｒ＋３×Ｓｉ＋１６×Ｔｉ＋Ｍｏ＋２×Ａｌ−２×Ｍｎ−４×（Ｎｉ＋Ｃｕ）−４０×（Ｃ＋Ｎ）＋２０×Ｖ
ただし、これら式において、各元素記号は、それら元素の含有量（質量％）である。
請求項１の成分に加えて、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板。
請求項１または請求項２の成分に加えて、さらに質量％で、Ｍｏ：１．０％以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０３％、
Ｎ：０．０１〜０．０３％、
Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０５〜０．１５％、
Ｃｒ：１０〜１３％、
Ｎｉ：０．５〜１．０％、
Ｔｉ：４×（Ｃ＋Ｎ）（ただし、Ｃ、Ｎはこれらの含有量（質量％）を示す）以上、０．３％以下を含有し、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
Ｏ：０．００８０％以下
に規制し、
さらに、以下の式で表されるＦ値およびＦＦＶ値が、Ｆ値≦１１、ＦＦＶ値≦９．０を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度に加熱した後、１０００℃超の温度域で、圧下率が３０％以上である圧延を少なくとも１パス以上行う熱間粗圧延を含む熱間圧延を行うか、または、前記熱間圧延を行った後、熱延板を焼鈍することなくもしくは６００〜１０００℃の温度で焼鈍してから酸洗を施すことを特徴とする溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法。
Ｆ値＝Ｃｒ＋２×Ｓｉ＋４×Ｔｉ−２×Ｎｉ−Ｍｎ−３０×（Ｃ＋Ｎ）
ＦＦＶ値＝Ｃｒ＋３×Ｓｉ＋１６×Ｔｉ＋Ｍｏ＋２×Ａｌ−２×Ｍｎ−４×（Ｎｉ＋Ｃｕ）−４０×（Ｃ＋Ｎ）＋２０×Ｖ
ただし、これら式において、各元素記号は、それら元素の含有量（質量％）である。
請求項４の鋼スラブの成分に加えて、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下を含有することを特徴とする溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法。
請求項４または請求項５の鋼スラブの成分に加えて、さらに質量％で、Ｍｏ：１．０％以下を含有することを特徴とする溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法。