フェライト系ステンレス鋼材の製造方法およびフェライト系ステンレス鋼管の製造方法
【課題】熱間加工後の靭性が優れるフェライト系ステンレス鋼材の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素材に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間加工および冷却を行う。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素材に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間加工および冷却を行う。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼からなる鋼材および鋼管を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｃｒを１３質量％程度含有するフェライト系ステンレス鋼としては、例えば、ＪＩＳ規格のＳＵＳ４０５、ＡＳＭＥ／ＡＳＴＭ規格のＴＰ４０５などが知られている。これらのフェライト系ステンレス鋼は、耐食性および溶接性に優れるとともに、経済性に優れることから、幅広い分野で利用されている。しかし、これらのステンレス鋼は、一般に脆く、冷間加工性が劣ることが知られている。例えば、熱間加工した素管をピルガーミルで冷間圧延したときに、主として加工開始側管端において割れが発生する場合がある。よって、素管での靭性を高める必要があり、種々の検討がなされている。
【０００３】
特許文献１には、０．０１００質量％以下という極低のＣを含有するフェライト系ステンレス鋼を低温圧延して、フェライト粒を細粒化した後、冷間加工し、再加熱し、焼きなましすることにより、靭性および異方性に優れたフェライト系ステンレス鋼を得る発明が開示されている。
【０００４】
特許文献２には、Ｃｒ、ＣおよびＮの含有量を特定範囲とすることで、熱延加熱時にの１５％以上のγ相を生成させることにより、深絞り性およびリジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００５】
特許文献３には、熱間加工するときの最終加工温度を低温域とし、さらに低温焼きならしを施すことにより、Ｃｒを８．０〜１２．０％含有する高クロムフェライト鋼の靭性を改善する発明が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平７−１５０２４４
【特許文献２】特開平１−２０１４４５
【特許文献３】特開平１−１７２５１５
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
フェライト系ステンレス鋼を構造部材に用いる場合には、Ｃを０．０３％以上含有させることにより強度を確保する必要がある。従って、特許文献１に開示の発明のように、Ｃ含有量を０．０１００％以下に制限することにより靭性等を改善できても、配管または熱交換器用鋼管として要求される強度を確保できない。
【０００８】
特許文献２に開示の発明は、深絞り性およびリジング性を改善するものであり、靭性の改善を目的とするものではなく、しかも、冷間加工前に熱延板焼鈍を行っていることから、熱間加工ままで靭性を改善するものでもない。
【０００９】
特許文献３に開示の発明は、熱間加工後に熱延板焼鈍を行っており、特許文献２に開示の発明と同様、熱間加工ままで靭性を改善するものではない。
【００１０】
０．０３％以上のＣを含んだフェライト系ステンレス鋼は、熱間加工ままでは靭性が悪い。このため、冷間加工する際に素材の熱処理が必要となることから、工数が増加し、コストアップに繋がる。
【００１１】
本発明は、このような従来技術の問題点を解決するためになされたものであり、熱間加工後に、特別な処理を施さなくても、その後の冷間加工において割れが発生しない、フェライト系ステンレス鋼材の製造方法およびフェライト系ステンレス鋼管の製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明は、上記の目的を達成するために鋭意検討を行った。例えば、Ｃを０．０３％以上含有するフェライト系ステンレス鋼を熱間押出しして得た素管をそのまま、冷間圧延した場合に加工割れが発生する。その原因は、熱間加工ままの素管の靭性が低いことによるものである。本発明者らは、素材の結晶粒を微細化して靭性を改善するべく種々の検討を行った。その結果、素材の化学組成と熱間加工条件との関係が適切な場合に靭性が著しく改善することを見出した。
【００１３】
すなわち、Ｎｉ含有量を変更したフェライト系ステンレス鋼を用いて、熱間押出し後の素管の靭性（シャルピー衝撃試験により求まるｖＴｒｓ値）を測定し、これらを比較した。その結果、Ｎｉ含有量が高いほどｖＴｒｓが低くなり、特に、Ｎｉ含有量が０．１４％以上ではｖＴｒｓが２０℃以下になることが判明した。一方、熱間加工の条件によっても靭性に差があることが分かった。これは下記理由によると考えられる。
【００１４】
（ａ）Ｎｉ含有量が低いフェライト系ステンレス鋼では、加熱時に粗大化したδフェライト相が析出する。一方、Ｎｉ含有量が高いフェライト系ステンレス鋼は、加熱中にオーステナイト相の析出が増加してδフェライト相の粒成長が抑制されるので、Ｎｉ含有量が低いフェライト系ステンレス鋼と比べて細粒となり、結晶粒界が増加する。
【００１５】
（ｂ）熱間加工のための加熱温度が高すぎるとフェライト相の析出が増加し、オーステナイト相が減少するが、熱間加工のための加熱温度が低すぎてもオーステナイト相の析出が減少する。従って、適正な量のオーステナイト相を析出させるのに適正な加熱温度の範囲がある。
【００１６】
（ｃ）加熱後の熱間加工時の加工比を高めるほど、オーステナイト相のフェライト変態のための核生成サイトが増加するため、ある値以上の加工比が必要である。
【００１７】
（ｄ）熱間加工後の冷却で、細粒化されたオーステナイト相の結晶粒界３重点がフェライト相の核生成サイトとなり、そこからフェライト相が優先的に析出するため、冷却後に細粒のフェライト組織を得ることができる。
【００１８】
（ｅ）冷却速度が遅いと、冷却中に結晶が成長し粗粒のフェライト組織となる。一方、冷却速度が速いとマルテンサイト相が生成するため靭性が低下する。そのため、細粒のフェライト相を得るには適正な冷却速度で冷却する必要がある。
【００１９】
上記（ａ）〜（ｅ）の知見に基づいて、化学組成および熱間加工条件を適正な範囲とすることで、熱間加工ままの素材をｖＴｒｓ値が２０℃以下という、優れた靭性を有するものとすることができる。そして、この熱間加工ままの素材を冷間加工しても割れが発生することはない。
【００２０】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、下記の（Ａ）および（Ｂ）に示すフェライト系ステンレス鋼材の製造方法および下記の（Ｃ）および（Ｄ）に示すフェライト系ステンレス鋼管の製造方法を要旨とする。
【００２１】
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素材に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間加工および冷却を行う、フェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【００２２】
（Ｂ）上記冷却後のフェライト系ステンレス鋼材に、さらに、断面減少率２８％以上の冷間加工を行った後、６５０℃以上の温度で焼きなましする、上記（Ａ）のフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
【００２３】
（Ｃ）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素管に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間押出加工および冷却を行う、フェライト系ステンレス鋼管の製造方法。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間押出加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間押出加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【００２４】
（Ｄ）上記冷却後のフェライト系ステンレス鋼管に、さらに、断面減少率２８％以上の冷間圧延を行った後、６５０℃以上の温度で焼きなましする、上記（Ｃ）のフェライト系ステンレス鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、熱間加工ままの素材をｖＴｒｓ値が２０℃以下という、優れた靭性を有するものとすることができる。よって、熱間加工後に、特別な処理を施さなくても、その後の冷間加工（特に、鋼管の冷間圧延）において割れが発生しない、フェライト系ステンレス鋼材（特に、フェライト系ステンレス鋼管）を製造することができる。本発明によって得られるフェライト系ステンレス鋼材は、特に、ピルガーミルによる冷間圧延に用いるのに適している。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下、本発明に供する鋼材の化学組成および製造条件について説明する。下記の説明において、元素の含有量についての「％」は「質量％」を意味する。また、「熱間加工」には、鋼管を製造する際の熱間押出加工が含まれ、「冷間加工」には、鋼管を製造する際の冷間圧延が含まれる。
【００２７】
１．鋼材の化学組成
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、熱間加工前の加熱中に十分なオーステナイト相を生成させる効果を有する。この効果を得るためには、その含有量を０．０３％以上とする必要がある。しかし、熱間加工後の冷却中のマルテンサイト変態を抑制するためには、その含有量を０．０８％以下に制御することが不可欠である。従って、Ｃの含有量は０．０３〜０．０８％とした。この効果をより有効に発揮するためには、その下限を０．０４％とするのが好ましい。また、その上限は０．０６％とするのが好ましい。
【００２８】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸に必要な元素であり、また鋼の所定の強度を付与するのにも必要な元素である。しかし、その含有量が１．０％を超えると、耐食性および溶接性の低下、ならびに粗粒化を誘発して冷間加工性を劣化させる。従って、Ｓｉの含有量は１．０％以下とした。効果をより有効とするために、Ｓｉ含有量の上限は０．６５％とするのが好ましい。より好ましい上限は０．５５％である。なお、上記の効果は、Ｓｉが微量でも含まれておれば発揮されるが、Ｓｉを０．０５％以上含有させた場合に顕著となる。
【００２９】
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、Ｓｉ同様、鋼の脱酸に必要な元素である。しかし、熱間加工後の冷却中に微細なフェライト相を析出させるためには、その含有量は１．０％以下にする必要がある。効果をより有効とするために、Ｍｎ含有量の上限は０．６５％とするのが好ましい。なお、上記の効果は、Ｍｎが微量でも含まれておれば発揮されるが、Ｍｎを０．５５％以上含有させた場合に顕著となる。
【００３０】
Ｃｒ：１１．５〜１４．５％
Ｃｒは、熱間加工後の冷却中に析出するフェライト相を安定化させるとともに、耐食性を付与するのに必要な元素である。これらの効果を得るためには、その含有量を１１．５％以上とすることが不可欠である。しかし、熱間加工前の加熱中のオーステナイト相を増加させるためには１４．５％以下とすることが必要である。従って、Ｃｒ含有量を１１．５〜１４．５％とした。効果をより有効とするために、Ｃｒの下限は１２．１％とするのが好ましい。好ましい上限は１４．０％である。
【００３１】
Ｎｉ：０．１４〜０．４９％
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であるため、一般には、フェライト相中にオーステナイト相が混入し、冷間加工性を損なう元素であると考えられている。しかし、本発明では、熱間加工前の加熱中にオーステナイト相を微細に析出させ、熱間加工後の冷却中にオーステナイト相の結晶粒界３重点を核生成サイトとして、フェライト相を微細に析出させることとしている。Ｎｉは、上記加熱中にδフェライト相の粒成長を抑制して、オーステナイト相を細粒化するのに有効である。そのためには、Ｎｉ含有量を０．１４％以上とすることが必要である。一方、熱間加工後の冷却中に微細なフェライト相を析出させるためには、Ｎｉ含有量は０．４９％以下とすることが不可欠である。従って、Ｎｉ含有量は０．１４〜０．４９％とした。効果をより有効とするために、Ｎｉ含有量の下限は０．１５％とするのが好ましく、より好ましい下限は０．２１％である。また、Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましいのは０．３０％である。
【００３２】
Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下
Ａｌは、フェライト相を安定させる元素である。熱間加工後の冷却中にフェライト相を析出させるためには０．１０％を超えて含有させることが不可欠である。しかし、熱間加工前の加熱中にδフェライト相が析出するのを抑制するためには０．３０％以下にする必要がある。従って、Ａｌの含有量は、０．１０％を超えて０．３０％以下とした。効果をより有効とするために、Ａｌ含有量の下限は、０．１５％とするのが好ましい。また、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．２５％である。
【００３３】
Ｎ：０．０３０％以下
Ｎは、鋼に所定の強度を付与するのに必要な元素であるが、その含有量が過剰な場合には、鋼材の耐食性、靭性および加工性を劣化させる。また、熱間加工後の冷却中にフェライト相を析出させるためには、Ｎ含有量は０．０３０％以下とする必要がある。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。Ｎｉの上記の効果が顕著となるのは、その含有量が０．００５％以上の場合である。
【００３４】
本発明に供される鋼の化学組成は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００３５】
２．熱間加工前の加熱条件
加熱温度：８５０〜１１５０℃
熱間加工前には、オーステナイト相が十分に析出するように素材を８５０℃以上に加熱することが必要である。特に、オーステナイトが５０体積％以上となる温度とすることが望ましい。一方、熱間加工前の加熱温度が１１５０℃を超えると、加熱時に析出するオーステナイト相が減少し、鋼材の組織を細粒化できない。また、冷却後のフェライト相が十分に得られない。加熱温度の好ましい下限は９７０℃である。加熱温度の好ましい上限は１１２０℃であり、より好ましいのは１０２０℃である。
【００３６】
３．熱間加工条件
加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）：８以上
熱間加工時の加工比を大きくすることによって加工後に再結晶するオーステナイト相を微細化できるので、フェライト変態のための核生成サイトを増加させることができ、熱間加工後の冷却時に微細なフェライト相を析出させやすくする。しかし、熱間加工時の加工比が８未満では、オーステナイト相が加工後再結晶する際に微細化しない。その結果、フェライト変態の核生成サイトが少なくなり、ｖＴｒｓ≦２０℃の高い靭性が得られない。好ましい加工比は１０以上である。加工比の上限は、特に設けないが、高すぎると加工時の設備への負荷が高くなりすぎるため、上限は５０とするのが好ましい。
【００３７】
４．冷却条件
熱間加工完了から冷却までの時間が長すぎると、その間にオーステナイト粒が成長し、組織の微細化が不十分となる。従って、冷却は、熱間加工直後に行うのが好ましい。特に、熱間加工が完了した後、１分以内に冷却を開始するのが好ましい。
【００３８】
冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度は１５０〜６００℃／分とする。冷却速度が１５０℃／分未満では、冷却中に結晶が成長して粒界が減少するため、冷却後に微細なフェライト相が十分に得られない。一方、冷却速度が６００℃／分を超えると、冷却中にマルテンサイトが生成するため、靭性が低下する。そのため、冷却速度は１５０〜６００℃／分とした。効果をより有効とするために好ましい下限は２００℃／分であり、好ましい上限は５００℃／分である。より好ましい下限は２５０℃／分である。また、より好ましい上限は４００℃／分である。
【００３９】
５．冷間加工条件
冷却後に行う冷間加工は、断面減少率を２８％以上とすることが好ましい。断面減少率が２８％未満の場合は、歪の導入が少なく、次の焼きなまし熱処理で再結晶を起こしにくい。このため、かえって粗粒化または混粒化を招く場合がある。好ましい断面減少率は、４５％以上である。より好ましいのは６０％以上である。断面減少率の上限は特に設けないが、高すぎると加工時の設備への負荷が高くなりすぎるため、上限は８０％とするのが好ましい。
【００４０】
６．焼きなまし条件
冷間加工された管は、強度、靭性等の機械的特性を改善するため通常焼きなまし処理が施される。冷間加工後の熱処理により均一な再結晶組織を得るためには６５０℃以上の焼きなましをすることが好ましい。より好ましい焼きなまし温度は７００℃以上である。また、加熱後の冷却は、空冷または徐冷が好ましい。
【実施例１】
【００４１】
表１に示す化学組成を有する鋼を電気炉で溶製し、ＡＯＤおよびＶＯＤで精錬し、熱間鍛造して外径１７５ｍｍφのビレットを得た。そのビレットを種々の条件で熱間加工して素管を得た。
【００４２】
得られた素管から管軸方向のシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ規定のサブサイズ試験片：１０ｍｍｗ×２．５ｍｍｔ×５５ｍｍＬ、２ｍｍＶノッチ）を切り出し、シャルピー衝撃試験によりｖＴｒｓを求めた。その結果も合わせて表１に示す。
【００４３】
【表１】
【００４４】
表１に示すように、化学組成および製造条件が本発明で規定される条件を満たす本発明例１〜８では、ｖＴｒｓが低く優れた靭性を有していた。
【００４５】
一部の素管については、下記の条件で冷間加工し、管外面からの斜角超音波探傷を行って割れの有無を確認した。
【００４６】
本発明例１の鋼管を、ピルガーミルで冷間圧延（断面減少率：４５％）して、３４．０ｍｍφ×３．３６ｍｍｔの鋼管を得た。また、本発明例２の鋼管を、ピルガーミルで冷間圧延（断面減少率：７４％）して、３４．０ｍｍφ×７．２ｍｍｔの鋼管を得た。さらに、本発明例３、比較例９および比較例１１の鋼管をピルガーミルで冷間圧延（断面減少率：７５％）して、３０．０ｍｍφ×４．８０ｍｍｔの鋼管を得た。これらの冷間加工された鋼管には、７５０℃の焼きなまし後空冷の最終熱処理を施した。
【００４７】
それぞれの鋼管の割れを確認したところ、比較例９および比較例１１では、割れが発生したのに対し、本発明例１〜３では割れが認められなかった。
【産業上の利用可能性】
【００４８】
本発明によれば、熱間加工ままの素材をｖＴｒｓ値が２０℃以下という、優れた靭性を有するものとすることができる。よって、熱間加工後に、特別な処理を施さなくても、その後の冷間加工（特に、鋼管の冷間圧延）において割れが発生しない、フェライト系ステンレス鋼材（特に、フェライト系ステンレス鋼管）を製造することができる。本発明によって得られるフェライト系ステンレス鋼材は、特に、ピルガーミルによる冷間圧延に用いるのに適している。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼からなる鋼材および鋼管を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｃｒを１３質量％程度含有するフェライト系ステンレス鋼としては、例えば、ＪＩＳ規格のＳＵＳ４０５、ＡＳＭＥ／ＡＳＴＭ規格のＴＰ４０５などが知られている。これらのフェライト系ステンレス鋼は、耐食性および溶接性に優れるとともに、経済性に優れることから、幅広い分野で利用されている。しかし、これらのステンレス鋼は、一般に脆く、冷間加工性が劣ることが知られている。例えば、熱間加工した素管をピルガーミルで冷間圧延したときに、主として加工開始側管端において割れが発生する場合がある。よって、素管での靭性を高める必要があり、種々の検討がなされている。
【０００３】
特許文献１には、０．０１００質量％以下という極低のＣを含有するフェライト系ステンレス鋼を低温圧延して、フェライト粒を細粒化した後、冷間加工し、再加熱し、焼きなましすることにより、靭性および異方性に優れたフェライト系ステンレス鋼を得る発明が開示されている。
【０００４】
特許文献２には、Ｃｒ、ＣおよびＮの含有量を特定範囲とすることで、熱延加熱時にの１５％以上のγ相を生成させることにより、深絞り性およびリジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００５】
特許文献３には、熱間加工するときの最終加工温度を低温域とし、さらに低温焼きならしを施すことにより、Ｃｒを８．０〜１２．０％含有する高クロムフェライト鋼の靭性を改善する発明が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平７−１５０２４４
【特許文献２】特開平１−２０１４４５
【特許文献３】特開平１−１７２５１５
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
フェライト系ステンレス鋼を構造部材に用いる場合には、Ｃを０．０３％以上含有させることにより強度を確保する必要がある。従って、特許文献１に開示の発明のように、Ｃ含有量を０．０１００％以下に制限することにより靭性等を改善できても、配管または熱交換器用鋼管として要求される強度を確保できない。
【０００８】
特許文献２に開示の発明は、深絞り性およびリジング性を改善するものであり、靭性の改善を目的とするものではなく、しかも、冷間加工前に熱延板焼鈍を行っていることから、熱間加工ままで靭性を改善するものでもない。
【０００９】
特許文献３に開示の発明は、熱間加工後に熱延板焼鈍を行っており、特許文献２に開示の発明と同様、熱間加工ままで靭性を改善するものではない。
【００１０】
０．０３％以上のＣを含んだフェライト系ステンレス鋼は、熱間加工ままでは靭性が悪い。このため、冷間加工する際に素材の熱処理が必要となることから、工数が増加し、コストアップに繋がる。
【００１１】
本発明は、このような従来技術の問題点を解決するためになされたものであり、熱間加工後に、特別な処理を施さなくても、その後の冷間加工において割れが発生しない、フェライト系ステンレス鋼材の製造方法およびフェライト系ステンレス鋼管の製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明は、上記の目的を達成するために鋭意検討を行った。例えば、Ｃを０．０３％以上含有するフェライト系ステンレス鋼を熱間押出しして得た素管をそのまま、冷間圧延した場合に加工割れが発生する。その原因は、熱間加工ままの素管の靭性が低いことによるものである。本発明者らは、素材の結晶粒を微細化して靭性を改善するべく種々の検討を行った。その結果、素材の化学組成と熱間加工条件との関係が適切な場合に靭性が著しく改善することを見出した。
【００１３】
すなわち、Ｎｉ含有量を変更したフェライト系ステンレス鋼を用いて、熱間押出し後の素管の靭性（シャルピー衝撃試験により求まるｖＴｒｓ値）を測定し、これらを比較した。その結果、Ｎｉ含有量が高いほどｖＴｒｓが低くなり、特に、Ｎｉ含有量が０．１４％以上ではｖＴｒｓが２０℃以下になることが判明した。一方、熱間加工の条件によっても靭性に差があることが分かった。これは下記理由によると考えられる。
【００１４】
（ａ）Ｎｉ含有量が低いフェライト系ステンレス鋼では、加熱時に粗大化したδフェライト相が析出する。一方、Ｎｉ含有量が高いフェライト系ステンレス鋼は、加熱中にオーステナイト相の析出が増加してδフェライト相の粒成長が抑制されるので、Ｎｉ含有量が低いフェライト系ステンレス鋼と比べて細粒となり、結晶粒界が増加する。
【００１５】
（ｂ）熱間加工のための加熱温度が高すぎるとフェライト相の析出が増加し、オーステナイト相が減少するが、熱間加工のための加熱温度が低すぎてもオーステナイト相の析出が減少する。従って、適正な量のオーステナイト相を析出させるのに適正な加熱温度の範囲がある。
【００１６】
（ｃ）加熱後の熱間加工時の加工比を高めるほど、オーステナイト相のフェライト変態のための核生成サイトが増加するため、ある値以上の加工比が必要である。
【００１７】
（ｄ）熱間加工後の冷却で、細粒化されたオーステナイト相の結晶粒界３重点がフェライト相の核生成サイトとなり、そこからフェライト相が優先的に析出するため、冷却後に細粒のフェライト組織を得ることができる。
【００１８】
（ｅ）冷却速度が遅いと、冷却中に結晶が成長し粗粒のフェライト組織となる。一方、冷却速度が速いとマルテンサイト相が生成するため靭性が低下する。そのため、細粒のフェライト相を得るには適正な冷却速度で冷却する必要がある。
【００１９】
上記（ａ）〜（ｅ）の知見に基づいて、化学組成および熱間加工条件を適正な範囲とすることで、熱間加工ままの素材をｖＴｒｓ値が２０℃以下という、優れた靭性を有するものとすることができる。そして、この熱間加工ままの素材を冷間加工しても割れが発生することはない。
【００２０】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、下記の（Ａ）および（Ｂ）に示すフェライト系ステンレス鋼材の製造方法および下記の（Ｃ）および（Ｄ）に示すフェライト系ステンレス鋼管の製造方法を要旨とする。
【００２１】
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素材に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間加工および冷却を行う、フェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【００２２】
（Ｂ）上記冷却後のフェライト系ステンレス鋼材に、さらに、断面減少率２８％以上の冷間加工を行った後、６５０℃以上の温度で焼きなましする、上記（Ａ）のフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
【００２３】
（Ｃ）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素管に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間押出加工および冷却を行う、フェライト系ステンレス鋼管の製造方法。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間押出加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間押出加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【００２４】
（Ｄ）上記冷却後のフェライト系ステンレス鋼管に、さらに、断面減少率２８％以上の冷間圧延を行った後、６５０℃以上の温度で焼きなましする、上記（Ｃ）のフェライト系ステンレス鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、熱間加工ままの素材をｖＴｒｓ値が２０℃以下という、優れた靭性を有するものとすることができる。よって、熱間加工後に、特別な処理を施さなくても、その後の冷間加工（特に、鋼管の冷間圧延）において割れが発生しない、フェライト系ステンレス鋼材（特に、フェライト系ステンレス鋼管）を製造することができる。本発明によって得られるフェライト系ステンレス鋼材は、特に、ピルガーミルによる冷間圧延に用いるのに適している。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下、本発明に供する鋼材の化学組成および製造条件について説明する。下記の説明において、元素の含有量についての「％」は「質量％」を意味する。また、「熱間加工」には、鋼管を製造する際の熱間押出加工が含まれ、「冷間加工」には、鋼管を製造する際の冷間圧延が含まれる。
【００２７】
１．鋼材の化学組成
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、熱間加工前の加熱中に十分なオーステナイト相を生成させる効果を有する。この効果を得るためには、その含有量を０．０３％以上とする必要がある。しかし、熱間加工後の冷却中のマルテンサイト変態を抑制するためには、その含有量を０．０８％以下に制御することが不可欠である。従って、Ｃの含有量は０．０３〜０．０８％とした。この効果をより有効に発揮するためには、その下限を０．０４％とするのが好ましい。また、その上限は０．０６％とするのが好ましい。
【００２８】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸に必要な元素であり、また鋼の所定の強度を付与するのにも必要な元素である。しかし、その含有量が１．０％を超えると、耐食性および溶接性の低下、ならびに粗粒化を誘発して冷間加工性を劣化させる。従って、Ｓｉの含有量は１．０％以下とした。効果をより有効とするために、Ｓｉ含有量の上限は０．６５％とするのが好ましい。より好ましい上限は０．５５％である。なお、上記の効果は、Ｓｉが微量でも含まれておれば発揮されるが、Ｓｉを０．０５％以上含有させた場合に顕著となる。
【００２９】
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、Ｓｉ同様、鋼の脱酸に必要な元素である。しかし、熱間加工後の冷却中に微細なフェライト相を析出させるためには、その含有量は１．０％以下にする必要がある。効果をより有効とするために、Ｍｎ含有量の上限は０．６５％とするのが好ましい。なお、上記の効果は、Ｍｎが微量でも含まれておれば発揮されるが、Ｍｎを０．５５％以上含有させた場合に顕著となる。
【００３０】
Ｃｒ：１１．５〜１４．５％
Ｃｒは、熱間加工後の冷却中に析出するフェライト相を安定化させるとともに、耐食性を付与するのに必要な元素である。これらの効果を得るためには、その含有量を１１．５％以上とすることが不可欠である。しかし、熱間加工前の加熱中のオーステナイト相を増加させるためには１４．５％以下とすることが必要である。従って、Ｃｒ含有量を１１．５〜１４．５％とした。効果をより有効とするために、Ｃｒの下限は１２．１％とするのが好ましい。好ましい上限は１４．０％である。
【００３１】
Ｎｉ：０．１４〜０．４９％
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であるため、一般には、フェライト相中にオーステナイト相が混入し、冷間加工性を損なう元素であると考えられている。しかし、本発明では、熱間加工前の加熱中にオーステナイト相を微細に析出させ、熱間加工後の冷却中にオーステナイト相の結晶粒界３重点を核生成サイトとして、フェライト相を微細に析出させることとしている。Ｎｉは、上記加熱中にδフェライト相の粒成長を抑制して、オーステナイト相を細粒化するのに有効である。そのためには、Ｎｉ含有量を０．１４％以上とすることが必要である。一方、熱間加工後の冷却中に微細なフェライト相を析出させるためには、Ｎｉ含有量は０．４９％以下とすることが不可欠である。従って、Ｎｉ含有量は０．１４〜０．４９％とした。効果をより有効とするために、Ｎｉ含有量の下限は０．１５％とするのが好ましく、より好ましい下限は０．２１％である。また、Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましいのは０．３０％である。
【００３２】
Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下
Ａｌは、フェライト相を安定させる元素である。熱間加工後の冷却中にフェライト相を析出させるためには０．１０％を超えて含有させることが不可欠である。しかし、熱間加工前の加熱中にδフェライト相が析出するのを抑制するためには０．３０％以下にする必要がある。従って、Ａｌの含有量は、０．１０％を超えて０．３０％以下とした。効果をより有効とするために、Ａｌ含有量の下限は、０．１５％とするのが好ましい。また、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．２５％である。
【００３３】
Ｎ：０．０３０％以下
Ｎは、鋼に所定の強度を付与するのに必要な元素であるが、その含有量が過剰な場合には、鋼材の耐食性、靭性および加工性を劣化させる。また、熱間加工後の冷却中にフェライト相を析出させるためには、Ｎ含有量は０．０３０％以下とする必要がある。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。Ｎｉの上記の効果が顕著となるのは、その含有量が０．００５％以上の場合である。
【００３４】
本発明に供される鋼の化学組成は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００３５】
２．熱間加工前の加熱条件
加熱温度：８５０〜１１５０℃
熱間加工前には、オーステナイト相が十分に析出するように素材を８５０℃以上に加熱することが必要である。特に、オーステナイトが５０体積％以上となる温度とすることが望ましい。一方、熱間加工前の加熱温度が１１５０℃を超えると、加熱時に析出するオーステナイト相が減少し、鋼材の組織を細粒化できない。また、冷却後のフェライト相が十分に得られない。加熱温度の好ましい下限は９７０℃である。加熱温度の好ましい上限は１１２０℃であり、より好ましいのは１０２０℃である。
【００３６】
３．熱間加工条件
加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）：８以上
熱間加工時の加工比を大きくすることによって加工後に再結晶するオーステナイト相を微細化できるので、フェライト変態のための核生成サイトを増加させることができ、熱間加工後の冷却時に微細なフェライト相を析出させやすくする。しかし、熱間加工時の加工比が８未満では、オーステナイト相が加工後再結晶する際に微細化しない。その結果、フェライト変態の核生成サイトが少なくなり、ｖＴｒｓ≦２０℃の高い靭性が得られない。好ましい加工比は１０以上である。加工比の上限は、特に設けないが、高すぎると加工時の設備への負荷が高くなりすぎるため、上限は５０とするのが好ましい。
【００３７】
４．冷却条件
熱間加工完了から冷却までの時間が長すぎると、その間にオーステナイト粒が成長し、組織の微細化が不十分となる。従って、冷却は、熱間加工直後に行うのが好ましい。特に、熱間加工が完了した後、１分以内に冷却を開始するのが好ましい。
【００３８】
冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度は１５０〜６００℃／分とする。冷却速度が１５０℃／分未満では、冷却中に結晶が成長して粒界が減少するため、冷却後に微細なフェライト相が十分に得られない。一方、冷却速度が６００℃／分を超えると、冷却中にマルテンサイトが生成するため、靭性が低下する。そのため、冷却速度は１５０〜６００℃／分とした。効果をより有効とするために好ましい下限は２００℃／分であり、好ましい上限は５００℃／分である。より好ましい下限は２５０℃／分である。また、より好ましい上限は４００℃／分である。
【００３９】
５．冷間加工条件
冷却後に行う冷間加工は、断面減少率を２８％以上とすることが好ましい。断面減少率が２８％未満の場合は、歪の導入が少なく、次の焼きなまし熱処理で再結晶を起こしにくい。このため、かえって粗粒化または混粒化を招く場合がある。好ましい断面減少率は、４５％以上である。より好ましいのは６０％以上である。断面減少率の上限は特に設けないが、高すぎると加工時の設備への負荷が高くなりすぎるため、上限は８０％とするのが好ましい。
【００４０】
６．焼きなまし条件
冷間加工された管は、強度、靭性等の機械的特性を改善するため通常焼きなまし処理が施される。冷間加工後の熱処理により均一な再結晶組織を得るためには６５０℃以上の焼きなましをすることが好ましい。より好ましい焼きなまし温度は７００℃以上である。また、加熱後の冷却は、空冷または徐冷が好ましい。
【実施例１】
【００４１】
表１に示す化学組成を有する鋼を電気炉で溶製し、ＡＯＤおよびＶＯＤで精錬し、熱間鍛造して外径１７５ｍｍφのビレットを得た。そのビレットを種々の条件で熱間加工して素管を得た。
【００４２】
得られた素管から管軸方向のシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ規定のサブサイズ試験片：１０ｍｍｗ×２．５ｍｍｔ×５５ｍｍＬ、２ｍｍＶノッチ）を切り出し、シャルピー衝撃試験によりｖＴｒｓを求めた。その結果も合わせて表１に示す。
【００４３】
【表１】
【００４４】
表１に示すように、化学組成および製造条件が本発明で規定される条件を満たす本発明例１〜８では、ｖＴｒｓが低く優れた靭性を有していた。
【００４５】
一部の素管については、下記の条件で冷間加工し、管外面からの斜角超音波探傷を行って割れの有無を確認した。
【００４６】
本発明例１の鋼管を、ピルガーミルで冷間圧延（断面減少率：４５％）して、３４．０ｍｍφ×３．３６ｍｍｔの鋼管を得た。また、本発明例２の鋼管を、ピルガーミルで冷間圧延（断面減少率：７４％）して、３４．０ｍｍφ×７．２ｍｍｔの鋼管を得た。さらに、本発明例３、比較例９および比較例１１の鋼管をピルガーミルで冷間圧延（断面減少率：７５％）して、３０．０ｍｍφ×４．８０ｍｍｔの鋼管を得た。これらの冷間加工された鋼管には、７５０℃の焼きなまし後空冷の最終熱処理を施した。
【００４７】
それぞれの鋼管の割れを確認したところ、比較例９および比較例１１では、割れが発生したのに対し、本発明例１〜３では割れが認められなかった。
【産業上の利用可能性】
【００４８】
本発明によれば、熱間加工ままの素材をｖＴｒｓ値が２０℃以下という、優れた靭性を有するものとすることができる。よって、熱間加工後に、特別な処理を施さなくても、その後の冷間加工（特に、鋼管の冷間圧延）において割れが発生しない、フェライト系ステンレス鋼材（特に、フェライト系ステンレス鋼管）を製造することができる。本発明によって得られるフェライト系ステンレス鋼材は、特に、ピルガーミルによる冷間圧延に用いるのに適している。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素材に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間加工および冷却を行うことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【請求項２】
上記冷却後のフェライト系ステンレス鋼材に、さらに、断面減少率２８％以上の冷間加工を行った後、６５０℃以上の温度で焼きなましする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材の製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素管に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間押出加工および冷却を行うことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼管の製造方法。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間押出加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【請求項４】
上記冷却後のフェライト系ステンレス鋼管に、さらに、断面減少率２８％以上の冷間圧延を行った後、６５０℃以上の温度で焼きなましする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管の製造方法。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素材に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間加工および冷却を行うことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【請求項２】
上記冷却後のフェライト系ステンレス鋼材に、さらに、断面減少率２８％以上の冷間加工を行った後、６５０℃以上の温度で焼きなましする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材の製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１１．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．１４〜０．４９％、Ａｌ：０．１０％を超えて０．３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する素管に、下記の（１）〜（３）を満足する条件で、加熱、熱間押出加工および冷却を行うことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼管の製造方法。
（１）加熱温度を８５０〜１１５０℃とすること、
（２）熱間押出加工を加工比（加工前の断面積／加工後の断面積）８以上で行うこと、
（３）熱間加工後、冷却開始温度から８００℃までの温度域における冷却速度を１５０〜６００℃／分とすること。
【請求項４】
上記冷却後のフェライト系ステンレス鋼管に、さらに、断面減少率２８％以上の冷間圧延を行った後、６５０℃以上の温度で焼きなましする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管の製造方法。
【公開番号】特開２０１０−１９６１３８（Ｐ２０１０−１９６１３８Ａ）
【公開日】平成２２年９月９日（２０１０．９．９）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−４４９９０（Ｐ２００９−４４９９０）
【出願日】平成２１年２月２７日（２００９．２．２７）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年９月９日（２０１０．９．９）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年２月２７日（２００９．２．２７）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
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