JP2004043940A - Iron-chromium based steel sheet having small plastic anisotropy and its manufacturing method - Google Patents
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Abstract
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、深絞りなどの加工用途に適した、結晶方位が極めてランダム化された塑性異方性の小さいＦｅ−Ｃｒ系鋼板およびその製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＳＵＳ４３０などの従来のフェライト系ステンレス鋼板は、板面内に塑性異方性を有しているため、これに円筒深絞り加工を施すと、加工品（カップ）側壁部の縁に耳（イアリング）と呼ぱれる山型の突起が生じる。通常、カップに生じた耳はトリミング加工により除去される。フェライト系ステンレス鋼板を用いた加工製品の製造現場において、このトリミング加工は作業負荷および製造コストの増大を招いている。さらに、トリミング加工により除去される分、余分な大きさの鋼板を必要とし、歩留まり低下をもたらす。
【０００３】
一方、最近ではフェライト系ステンレス鋼板を素材として製造される各種部品には、性能向上等のために「寸法精度」に対する要求も厳しくなりつつある。しかし、従来のような塑性異方性を有する鋼板ではこの要求に十分応えることができない。例えば、円筒深絞り加工品において、その円筒部分は真円とならずに楕円に近い形状になることがある。
【０００４】
このように様々な問題を誘発する鋼板の塑性異方性は、その集合組織に起因することが良く知られている。鋼板内に強い集合組織が発達していると塑性異方性は大きくなり、加工品に発生する耳の深さが大きくなるとともに寸法精度も低下する。塑性異方性を小さくするには、鋼板の集合組織の発達を抑止し、各結晶粒の方位をランダム化することが有効である。
【０００５】
これまでに、Ｆｅ−Ｃｒ系鋼板の塑性異方性を改善するために種々の方法が提案されている。例えば、特開平１０−１７９３８号には、熱間圧延において、粗圧延で得られたシートバーの先端を先行するシートバーの後端と接合するとともに、引き続き行う仕上げ圧延の圧延温度および圧延速度を制御する手法が示されている。特開平１０−１１３９１０号には、微量成分を規定するとともに熱間圧延における粗圧延・仕上げ圧延時の圧下率、および巻取り温度を制御する手法が示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上述した方法はいずれも、特殊な設備を使用したり、特殊な熱延条件を採用したり、鋼組成を厳密に規定したりする必要があり、通常のＦｅ−Ｃｒ系鋼板の製造プロセスに比べ製造現場に大きな負担を与えるものとなっている。
本発明は、このような現状に鑑み、従来のように製造現場に負担増を強いることなく、安定して塑性異方性の極めて小さい加工性の良好なＦｅ−Ｃｒ系鋼板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】
発明者らは、Ｆｅ−Ｃｒ系鋼板の結晶方位をランダム化する手法について詳細に検討を進めてきた。その結果、Ｃを低減し、Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕといった置換型オーステナイト生成元素を添加した化学組成とした上で、マルテンサイト相から微細なフェライト再結晶粒が生成する過程をうまく利用すると、極めてランダムな結晶方位を有する鋼板が得られることを見出した。
【０００８】
また、鋼板をどの方向から見ても、あるいは、どの隣り合う結晶粒同士に着目しても「真にランダム化している」と言うことができるフェライト結晶粒の結晶方位のばらつきを定量的に評価することはかなり難しいとされているが、種々検討の結果、「全粒界に占める大角粒界の割合」と「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値」の２つの指標に着目することによって上記定量的評価が可能になることを知見した。
【０００９】
さらに、そのような真にランダム化されたフェライト鋼板は、最終冷間圧延後に「マルテンサイト変態」＋「フェライト再結晶化」の熱履歴を付与する手法により安定し生産できることを見出した。特に、円筒深絞り加工で得られたカップにおいて耳の発生が全く認められないほどの、極めて塑性異方性の小さいＦｅ−Ｃｒ系鋼板を得るには、最終冷間圧延を行う前にも一旦「マルテンサイト変態」をさせておくことが極めて有効であることを見出した。
本発明は以上のような知見に基づいて完成したものである。
【００１０】
すなわち、上記目的は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下，Ｓｉ：２．０％以下，Ｃｒ：８．０〜１８．０％，Ｎ：０．０５％以下，Ａｌ：０．５％以下，Ｔｉ：０（無添加）〜０．５％，Ｖ：０（無添加）〜０．５％，Ｎｂ：０（無添加）〜０．５％，Ｂ：０（無添加）〜０．０２０％，Ｍｏ：０（無添加）〜５．０％であり、Ｎｉ：５．０％以下，Ｍｎ：５．０％以下，Ｃｕ：５．０％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、実質的にフェライト単相組織を呈し、鋼板表面に平行な断面の金属組織観察において、隣接する結晶粒の方位差が１５°以上である大角粒界が全粒界の９０％以上であり、かつ結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が５．０以下である塑性異方性の小さいＦｅ−Ｃｒ系鋼板によって達成される。
【００１１】
ここで、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）は、下記（１）式の関係を満たす関数として定義される。
ｄＶ／Ｖ＝ｆ（ｇ）・ｄｇ ……（１）
ただし、Ｖは鋼板試料において結晶方位を測定した範囲の全結晶粒の体積、ｇはオイラー角で表した任意の結晶方位、ｄＶは方位ｇと方位（ｇ＋ｄｇ）の間の方位をもつ結晶粒の体積である。
「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値」とは、すべての方位についてのｆ（ｇ）値のうち、最大の値を意味する。
【００１２】
Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｍｏの含有量下限の０％は、その元素が無添加である場合を意味する。「実質的にフェライト単相組織」とは、マトリクスがフェライト相で、その中に、フェライト相以外のもの（炭化物等の析出物や介在物、あるいはオーステナイト相やマルテンサイト相など）が最大で約５体積％まで含まれていてもよいことを意味する。
【００１３】
また本発明では、上記鋼板において、特にＮｉ：０．５〜５．０％，Ｍｎ：１．０〜５．０％，Ｃｕ：１．０〜５．０％のうち１種または２種以上を含有するものを提供する。
【００１４】
さらに、このような塑性異方性の小さいＦｅ−Ｃｒ系鋼板の製造法として、最終冷間圧延後の鋼板をＡｃ１点以上に加熱した後Ｍｆ点（マルテンサイト変態終了温度）以下まで冷却して７０体積％以上のマルテンサイト相を含む金属組織とし、次いでＡｃ１点未満の温度域に加熱することにより前記マルテンサイト相から再結晶フェライト相を生成させて実質的にフェライト単相組織とする製造法を提供する。
【００１５】
また、特に結晶方位のランダム化を高レベルかつ安定的に実現する手法として、熱延鋼板または冷延鋼板をＡｃ１点以上に加熱した後Ｍｆ点以下まで冷却して７０体積％以上のマルテンサイト相を含む金属組織とし、最終冷間圧延を施し、再びＡｃ１点以上に加熱した後Ｍｆ点以下まで冷却して７０体積％以上のマルテンサイト相を含む金属組織とし、次いでＡｃ１点未満の温度域に加熱することにより前記マルテンサイト相から再結晶フェライト相を生成させて実質的にフェライト単相組織とする製造法を提供する。
【００１６】
【発明の実施の形態】
上記のとおり、本発明では「全粒界に占める大角粒界の割合」と「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値」の２つの指標により、鋼板における集合組織の発達の程度を特定する。基本的に、鋼板の集合組織が発達している状態とは、特定の方向に各結晶粒の方位が配向していることをいう。粒界に着目すると、集合組織の発達した材料では、両側の結晶粒の方位差が小さくなっている粒界（小角粒界）が増加し、大角粒界の割合は減少する傾向があると言える。反対に、各結晶粒の結晶方位がランダムである材料では、粒界のほとんどが大角粒界であると考えることができる。
【００１７】
ただし、粒界のほとんどが大角粒界であったとしても、その材料の結晶方位が「真にランダム化している」とは言い切れない。例えば、板面に垂直な方向には特定の結晶方位が揃っていて、圧延方向に平行な方向では各結晶粒の方位がばらついているような材料の場合には、その粒界のほとんどは大角粒界となる。しかし、このような材料は、板面に垂直な方向に特定の方位が揃っている点において「集合組織が発達した状態」といえる。したがって、「結晶方位のランダムさ」を的確に表す指標としては、「全粒界に占める大角粒界の割合」だけでは不十分であり、さらに別の指標が必要となる。
【００１８】
発明者らは、その指標として上で定義した「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）」を用いることが適切であることを見い出した。結晶方位分布関数ｆ（ｇ）は、任意の方位ｇを有する結晶粒の存在量を表すものである。一般に方位ｇは、板面に垂直な方向と板の圧延方向に平行な方向が、どの結晶方位に対応するかを示すものであり、オイラー角φ１，Φ，φ２を用いて表現される。完全にランダムな結晶方位を有する材料では、いずれの方位ｇにおいてもｆ（ｇ）＝１となり、特定の方位ｇｉが発達している材料ではｆ（ｇｉ）が１よりも大きな値となる。この結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の値をすべての方位について知ることにより、その材料が特定の方向の結晶配向を有しているかを判断することができる。
【００１９】
一方、「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）」だけでは、やはり「結晶方位のランダムさ」を十分に評価することはできない。例えば、すべての方位ｇｉにおいてｆ（ｇｉ）の値が１に近い値であっても、粒界のほとんどが１５°未満の小角粒界である場合を考える。このような材料は、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の値からは集合組織が発達しているとは判断されないが、個々の結晶粒に着目すると連続的に少しずつ方位が変化しているのであって、結晶方位が「真にランダム化している」とは言いがたい。
【００２０】
このように、本発明では、ミクロ的に個々の結晶粒の方位差に着目した「全粒界に占める大角粒界の割合」を把握するとともに、ある方位ｇを有する結晶粒の存在量をマクロ的に表す「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）」をすべての方位について把握することにより、材料の「結晶方位のランダムさ」を的確に評価する。なお、三次元空間のすべての結晶方位についてｆ（ｇ）をすきまなく測定することは現実には困難である。したがって、実際にはオイラー角φ１，Φ，φ２のうち例えばφ２を比較的小さい間隔（例えば５°刻み）で固定しながら、各φ２の段階においてφ１とΦの組合せからなるすべての方位についてｆ（ｇ）値を測定する、という手法により「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値」が所定範囲にあるかどうかを判定することができる。
【００２１】
以下、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）装置を用いて、実際に「結晶方位のランダムさ」を評価した例を示す。
ここでは、ＴＳＬ社製のＯＩＭシステムを使用した。そのＥＢＳＰ装置では、試料面に電子ビームを走査させることによって採取した結晶方位のデータに基づいて、結晶方位に関する種々のマップを作成することができる。例えば、隣接する結晶粒の粒界を粒界両側の結晶方位差に応じて区別して表示したり、各結晶粒の結晶方位を結晶粒ごとに無段階に色分けして表示したりすることができる。
【００２２】
図１は、本発明例であるＦｅ−Ｃｒ系鋼板の表面をバフ研摩および電解研摩した後、ＥＢＳＰ装置により当該研摩面から結晶方位の解析を行った結果の一例である。この試料は後述する表１の供試鋼Ａ２であり、より詳しい製造工程は後述の実施例に示すとおりである。図１中、１５°以上の結晶方位差を有する大角粒界が太線で表示され、同１５°未満の小角粒界が細線で表示されている。図１から、この鋼板は、観察平面に現れる粒界長さの比率において、全粒界の９０％以上が大角粒界であることがわかる。しかし、この図からでは、各結晶粒がどの方位を有しているのかを判断することはできない。
【００２３】
図２は、図１と同じ試料の同じ場所について、各結晶粒の方位を結晶粒ごとに色分け表示した画像をモノクロに複写したものである。図２の複写元であるカラー画像によると、各結晶粒が様々な色で示されており、定性的ではあるが、個々の結晶方位がランダムにばらついていることがわかる。しかし、この図においては、結晶方位のばらつきが定性的に示されているにすぎず、そのランダム化の程度を定量的に把握することはできない。したがって、本発明の鋼板を特定する上でこの図２の手法で表示された定性的なデータは採用できない。
【００２４】
そこで次に、特定の方位を有する結晶粒の存在量を定量的に表すために、Ｄｉｓｃｒｅｔｅ Ｂｉｎｎｉｎｇ法を用いて結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の計算を行った。測定範囲は２５００μｍ角であり、ｆ（ｇ）の計算はオイラー角について１０°の分解能で行った。図３〜図４には、図１，図２で示したものと同じ試料についての計算結果を図示した。すなわち、図３〜図４は、測定データを基に計算した結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の値を、オイラー角φ２を固定したφ１−Φ断面（φ１とΦの組合せからなるすべての方位）のマップで表示したものであり、オリジナルのカラー画像をモノクロに複写してある。オイラー角φ２は５〜９０°の範囲で５°刻みで固定した。図３〜図４の複写元であるカラー画像によると、ｆ（ｇ）の最大値は３．６にすぎず、特定の方位への際立った集積は認められない。
【００２５】
以上のように、図１の解析結果から「隣接する結晶粒の方位差が１５°以上である大角粒界が全粒界の９０％以上」であるかどうかが判定でき、また、図３〜図４の解析結果から「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が５．０以下」であるかどうかが判定できる。発明者らは広範な実験により、この要件を満たしたＦｅ−Ｃｒ系鋼板において、極めて等方的な加工性が得られることを確認している。上で例示した鋼板（供試鋼Ａ２）はこれらの要件を満たしており、後述するとおり、深絞り加工後のカップに耳の発生は全く認められなかった。
【００２６】
このような、結晶方位が極めてランダムなＦｅ−Ｃｒ系鋼板を得るために、発明者らは、マルテンサイトの再結晶現象に着目した。Ｆｅ−Ｃｒ系鋼板をＡｃ１点以上の温度からＭｆ点以下まで冷却すると、マルテンサイト組織が得られる。このマルテンサイト組織は、ほとんど同じ結晶学的方位関係をもつ細かいラスが集まってブロックを、また、いくつかのブロックが集まってパケットを形成し、「ラス・マルテンサイト」と呼ばれる。
【００２７】
このラス・マルテンサイトは一般にフェライト相への再結晶が起こりにくい性質を有しているとされる。これは、通常使用されているマルテンサイト鋼にはＣが多量に含まれているため、焼戻し時に析出した微細な炭化物が粒界や転位の移動をピニングするためであると考えられる。ところが、発明者らの研究によれば、Ｃを低減し、かつ、置換型オーステナイト生成元素であるＮｉ，Ｍｎ，Ｃｕを１種または２種以上適量添加したＦｅ−Ｃｒ系鋼板においては、焼入れで生じたラス・マルテンサイトはＡｃ１点以下の温度域への加熱によって容易にフェライト相として再結晶することが確認された。そして、このとき、そのフェライト結晶の方位は顕著にランダム化するのである。
【００２８】
このランダム化のメカニズムは次のように考えられる。すなわち、マルテンサイト変態がＫ−Ｓの関係を満足して起こる場合、変態のバリアントは結晶学的に２４通り存在することになる。ラス・マルテンサイト組織において、旧オーステナイト粒内には、パケットあるいはブロックと呼ばれる領域が存在する。隣り合うパケット，ブロックは異なるバリアントに属するため、その境界は大角粒界となる。つまり、マルテンサイト変態によってパケット，ブロックを単位とした結晶方位のランダム化が起きることになる。ラス・マルテンサイトの再結晶によって生じるフェライト組織は、結晶方位がランダム化された組織を起源とするため、その結晶方位もランダム化される。
なお、マルテンサイトを再結晶させてフェライト組織を得るための熱処理を、本明細書では、以下、「フェライト化処理」と呼ぶ。
【００２９】
上記のメカニズムによって塑性異方性の極めて小さいＦｅ−Ｃｒ系鋼板を得るには、フェライト化処理に供する時点で７０体積％以上のマルテンサイト相が存在している必要がある。マルテンサイト相の残部は主としてフェライト相であるが、マルテンサイト相が実質的に１００％（マルテンサイト単相）の組織であっても構わない。
【００３０】
「焼入れ処理」と「フェライト化処理」を組み合わせて、塑性異方性の小さい加工用冷延鋼板を製造する場合、熱間圧延以降において以下のような工程を採用することができる。
〔工程ａ〕熱間圧延→焼入れ処理→冷間圧延→フェライト化処理
〔工程ｂ〕熱間圧延→焼入れ処理→フェライト化処理→冷間圧延→焼鈍
〔工程ｃ〕熱間圧延→冷間圧延→焼入れ処理→フェライト化処理
〔工程ｄ〕熱間圧延→焼入れ処理１→冷間圧延→焼入れ処理２→フェライト化処理
なお、工程ａ〜ｄのいずれにおいても、必要に応じて、「酸洗」、あるいは熱延後に「焼鈍」や「中間的な冷延」を施すことが可能である。
【００３１】
工程ａおよび工程ｂでは、最終的な冷間圧延の後においては、焼入れ処理を行わない。この場合でも、焼入れ処理とフェライト化処理の組み合わせによる結晶方位のランダム化効果が得られ、塑性異方性は大幅に改善される。しかし、最終冷間圧延によって新たに生じる結晶方位の配向傾向がフェライト化処理や焼鈍で完全に消去できないことがあり、円筒深絞りに供した場合にはわずかな耳の発生が認められる場合がある。
なお、工程ｂで行う冷間圧延後の「焼鈍」は、例えば７００〜８００℃×０．５〜１０分の範囲で行うことができる。
【００３２】
工程ｃは、最終冷間圧延後に「焼入れ処理」と「フェライト化処理」の組み合わせを実施するものである。この場合は、焼入れ処理の加熱時に生成するオーステナイト相において熱間圧延や最終冷間圧延に起因した配向傾向が生じるが、それに由来するラス・マルテンサイトのパケット，ブロックは、隣同士のバリアントが相違することよるランダム化効果が発揮されて、配向傾向は大幅に軽減される。このため、最終的に生成するフェライト組織は、工程ａや工程ｂの場合に比べ、一層ランダム化したものとなる。この鋼板を円筒深絞りに供した場合は、耳の発生は認められないか、あるいは認められてもごくわずかであり、ほとんどの用途で問題とならない。
【００３３】
工程ｄは、工程ｃにおいて、最終冷間圧延の前にも「焼入れ処理」を行うようにしたものである。最終冷間圧延前に「焼入れ処理１」を施すことで熱間圧延に起因した結晶配向を予め除去しておき、集合組織がほとんど解消された状態で最終冷間圧延を施すため、最終冷間圧延後に再び行う「焼入れ処理２」の加熱で生じるオーステナイト相には、最終冷間圧より前の工程に起因する結晶配向の影響が現れない。このため、最終的に、工程ｃの場合よりもさらに顕著なランダム化が実現される。得られたフェライト鋼板は、円筒深絞りにおいて耳が認められない程に組成異方性が改善されたものとなる。
【００３４】
本発明では、特に顕著なランダム化効果が安定して得られる工程ｃまたは工程ｄを用いた製造法を採用した。
【００３５】
焼入れ処理は、基本的に８０体積％以上のマルテンサイト相を有する組織が得られれば種々の条件が採用できる。本発明で規定する成分組成の鋼では、Ａｃ１点以上での保持温度は概ね８００〜１１５０℃、保持時間は２０〜６０分程度が好ましい。Ｍｆ点以下までの平均冷却速度は０．０１℃／ｓｅｃ以上、好ましくは０．０２℃／ｓｅｃ以上を確保すればよい。したがって、水冷や空冷など、種々の冷却手段が採用できる。工程ｄのように最終冷間圧延を挟んで２回の焼入れ処理を実施する場合、１回目，２回目とも上記の条件が採用できる。
【００３６】
フェライト化処理は、Ａｃ１点未満の温度で行う必要がある。それより高温にするとマルテンサイトがオーステナイトに逆変態してしまう。この熱処理では、鋼板中に存在するマルテンサイト相をほぼ全量再結晶させ、フェライト相を生成させる。再結晶過程では炭化物の析出も伴うが、基本的には「マルテンサイトの再結晶」を完了させフェライト組織を得ることが目的である。したがって、この熱処理の条件は、「マルテンサイトの再結晶」を完了させることのできる条件であって、工業的に実施可能であれば、種々の温度・時間の組み合わせを採用することができる。例えば、６５０〜８００℃×０．３〜２４時間の条件が採用できる。
なお、熱間圧延および冷間圧延は通常の方法で実施すればよい。好ましい冷間圧延率は２０〜８０％である。
【００３７】
次に、成分元素について説明する。
Ｃは、オーステナイト生成元素であり、焼入れ処理時のマルテンサイト生成に寄与する。しかし、フェライト化処理時に炭化物を生成し再結晶を抑制するため、過剰な含有は避ける必要がある。検討の結果、Ｃ含有量は０．０５質量％以下に抑える必要があることがわかった。下限は特に規定しないが、０．００１質量％以上の含有が好ましい。
【００３８】
Ｓｉは、鋼の脱酸のために必要な元素である。しかし、過剰のＳｉは硬度を著しく増加させ、冷間圧延を困難にするとともに、加工時の延性を低下させるので、Ｓｉは２．０質量％以下の範囲で含有させる。Ｓｉ含有量の特に好ましい範囲は０．１〜０．７質量％である。
【００３９】
Ｃｒは、鋼板の耐食性を確保するために必須の元素であり、８．０質量％以上添加する必要がある。しかし、フェライト生成元素であるため、過剰に添加すると焼入れ処理後にマルテンサイト組織が得られない。このためＣｒの上限は１８．０質量％に制限される。
【００４０】
Ｎは、Ｃと同様オーステナイト生成元素であり、マルテンサイト生成に寄与する。しかし、過剰の添加は硬度を増加させ冷間圧延を困難にする。このため、Ｎの上限は０．０５質量％に制限される。下限は特に規定しないが、０．００１質量％以上の含有が好ましい。
【００４１】
Ａｌは、鋼の脱酸目的で添加することができる。しかし、過剰の添加は鋼板の加工性を低下させるため、上限は０．５質量％に制限される。
【００４２】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、粗大な窒化物，炭化物を形成しマルテンサイトの再結晶を促進させるとともに結晶粒の粗大化を抑制する効果もある。しかし、過剰に添加してもその効果は飽和するので、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖを添加する場合には、いずれも０．５質量％以下の範囲で行う。なお、好ましい下限値はＴｉ，Ｎｂ，Ｖとも０．０１質量％である。
【００４３】
Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕは、いずれもオーステナイト生成元素である。本発明では焼入れ処理後にマルテンサイト組織を得るためにこれらの元素のうち、１種または２種以上を含有させる。ただし、これらの元素の過剰の含有はオーステナイトを過度に安定化させＭｆ点を低下させるので、焼入れ処理後に十分なマルテンサイト量を確保することが困難となる。したがって、Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒとも、含有量の上限は５．０質量％に制限される。好ましい含有量範囲は、Ｎｉについては０．５〜５．０質量％、Ｍｎについては１０〜５．０質量％、Ｃｕについては１．０〜５．０質量％である。
【００４４】
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ後にマルテンサイト主体の組織を得るのに寄与する。この作用を十分に発揮させるためには０．００１質量％以上のＢ含有が望ましい。しかし、０．０２０質量％を超えるその効果は飽和する。したがって、Ｂを添加する場合は０．０２０質量％以下の範囲で行う。
【００４５】
Ｍｏは、Ｆｅ−Ｃｒ系鋼板の耐食性を著しく向上させる。この効果を十分に得るには１．０質量％以上のＭｏ添加が好ましい。しかし、Ｍｏはフェライト生成元素であるため、過剰の添加は焼入れ処理でマルテンサイト組織を得ることを困難にする。したがって、Ｍｏを添加する場合は５．０質量％以下の範囲で行う。
【００４６】
不純物のＰ，Ｓは、加工性を低下させるので、Ｐは０．０４質量％以下、Ｓは０．０１質量％以下に抑えることが望ましい。
【００４７】
【実施例】
表１に、供試鋼の化学成分値を示す。Ａ１〜Ａ５鋼は本発明で規定する範囲の化学組成を有する発明対象鋼、Ｂ１，Ｂ２鋼はそれぞれＳＵＨ４０９，ＳＵＳ４３０に相当する従来鋼である。
【００４８】
【表１】
Ａ１〜Ａ５鋼については、真空溶解炉にて溶製して約３０ｋｇの鋳塊とし、鍛造、熱間圧延を経て板厚３．０ｍｍ熱延板とした。その後、熱延板に、１０００℃で３０分保持したのちＭｆ点以下まで空冷する熱処理（１回目の焼入れ処理）を施してラス・マルテンサイト単相組織またはラス・マルテンサイトを７０体積％以上含むラス・マルテンサイト＋フェライト混合組織とした。その後、冷間圧延にて板厚０．８ｍｍとした。この冷延板に、１０００℃で３０分保持したのちＭｆ点以下まで水冷する熱処理（２回目の焼入れ処理）を施して再びラス・マルテンサイト単相組織またはラス・マルテンサイトを７０体積％以上含むラス・マルテンサイト＋フェライト混合組織とした。次いで、Ａｃ１点以下の温度域（６５０〜８００℃）で１０分から６時間の範囲で保持したのち空冷する熱処理（フェライト化処理）を施して再結晶フェライト単相組織とし、この鋼板に酸洗を施して試験用の供試鋼板とした。
Ｂ１，Ｂ２の従来鋼については、それぞれＳＵＨ４０９，ＳＵＳ４３０の市販材（板厚０．８ｍｍの冷延焼鈍酸洗鋼板）を試験用の供試鋼板として用いた。
【００５０】
各供試鋼板の板表面に、バフ研摩、および電解研摩を施し、その表面に現れている結晶粒の結晶方位を前記と同じＥＢＳＰ装置を用いて分析した。得られたデータをもとに方位差１５°以上の大角粒界の割合を求めた。さらに、Ｄｉｓｃｒｅｔｅ Ｂｉｎｎｉｎｇ法を用いて結晶方位分布関数ｆ（ｇ）を計算し、上で例示した手法によりその最大値を求めた。
【００５１】
また、供試鋼板からブランク径７０ｍｍの円板を切り出し、ポンチ径４０ｍｍ，ダイス径４２ｍｍの深絞り試験機を用いて円筒深絞り試験を行った。得られた加工品（カップ）について、耳の発生の有無を目視にて判断し、明らかに耳が認められたものを×、認められなかったものを○で評価した。また、加工精度を評価するために、得られたカップの真円度を測定した。カップにおいて、鋼板の圧延方向を０°方向として、４５°方向，９０°方向および１３５°方向の内径を測定し、その最大値と最小値の差を「真円度（μｍ）」とした。
これらの結果を表２に示す。
【００５２】
【表２】
「化学組成」，「全粒界に占める大角粒界の割合」および「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値」が本発明の規定範囲内にあるＡ１〜Ａ５鋼の例では、深絞り加工後に耳の発生が認められず、またカップの真円度も０．０４μｍ以下と非常に高い加工精度を示した。
【００５４】
これに対し、従来材であるＢ１，Ｂ２鋼の例では、「全粒界に占める大角粒界の割合」が少なく、しかも「結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値」が５．０を大幅に上回った。つまり、これらの市販鋼板は集合組織を有していた。深絞り後のカップには明らかな耳の発生が認められ、真円度も上記本発明例のものより劣る結果であった。
【００５５】
【発明の効果】
本発明によれば、従来、鋼板状態での評価が困難であった「真に塑性異方性の小さい鋼板」を特定することが可能になった。そして、従来のように製造現場に負担増を強いることなく、極めて等方的な加工性を有するＦｅ−Ｃｒ系鋼板を安定的に供給することが可能になった。その鋼板を円筒深絞り加工用素材に用いると、耳の発生が全く認められないほど非常に等方的で、かつ加工精度の高い製品が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明例であるＦｅ−Ｃｒ系鋼板（Ａ２鋼）の板表面に現れている結晶粒の結晶粒界について方位差が１５°以上である大角粒界の部分を太線で表示した図である。
【図２】図１に示される領域について結晶方位を結晶粒ごとに無段階に色分けして表示したカラー画像をモノクロに複写した図である。
【図３】図１の試料の２５００μｍ角領域をＥＢＳＰ装置で測定した結晶方位のデータに基づいて計算された結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の値を、オイラー角φ２を５°刻みで固定したφ１−Φ断面について色分け表示したマップのうち、φ２が５〜７０°の範囲を示したカラー画像をモノクロに複写した図である。
【図４】φ２が８０〜９０°の範囲のマップと凡例を示したカラー画像をモノクロに複写した、図３の続きとなる図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to an Fe—Cr steel sheet having a small plastic anisotropy with a crystal orientation that is very random and suitable for processing such as deep drawing and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
Since conventional ferritic stainless steel sheets such as SUS430 have plastic anisotropy in the plate surface, if they are subjected to cylindrical deep drawing, the edges of the processed product (cup) side wall are eared. A ridge-shaped protrusion called "" is generated. Usually, the ears generated in the cup are removed by trimming. In a manufacturing site of a processed product using a ferritic stainless steel sheet, this trimming process causes an increase in work load and manufacturing cost. Further, an extra-sized steel plate is required as it is removed by the trimming process, resulting in a decrease in yield.
[0003]
On the other hand, recently, various parts manufactured using ferritic stainless steel sheets as raw materials are becoming increasingly demanding for “dimensional accuracy” in order to improve performance. However, a steel sheet having plastic anisotropy as in the prior art cannot sufficiently meet this requirement. For example, in a cylindrical deep-drawn product, the cylindrical portion may be a shape close to an ellipse instead of being a perfect circle.
[0004]
Thus, it is well known that the plastic anisotropy of a steel sheet that induces various problems is caused by its texture. When a strong texture is developed in the steel sheet, the plastic anisotropy increases, and the depth of the ear generated in the processed product increases and the dimensional accuracy also decreases. In order to reduce the plastic anisotropy, it is effective to suppress the development of the texture of the steel sheet and to randomize the orientation of each crystal grain.
[0005]
So far, various methods have been proposed to improve the plastic anisotropy of Fe-Cr steel sheets. For example, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-17938, in hot rolling, the front end of a sheet bar obtained by rough rolling is joined to the rear end of the preceding sheet bar, and the rolling temperature and rolling speed of the subsequent finish rolling are set. A control technique is shown. Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-1113910 discloses a technique for defining a trace component and controlling a reduction ratio and a winding temperature at the time of rough rolling / finish rolling in hot rolling.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, all of the above-mentioned methods require the use of special equipment, the adoption of special hot rolling conditions, or the strict definition of the steel composition. Compared to this, it is a big burden on the manufacturing site.
In view of such a current situation, the present invention provides a stable Fe-Cr steel sheet having excellent workability with extremely small plastic anisotropy without forcing a burden on a manufacturing site as in the past. Objective.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The inventors have advanced in detail the technique for randomizing the crystal orientation of the Fe—Cr steel sheet. As a result, it is extremely random if C is reduced and the process of forming fine ferrite recrystallized grains from the martensite phase is successfully used after the chemical composition is added with substitutional austenite-forming elements such as Ni, Mn, and Cu. It has been found that a steel sheet having a proper crystal orientation can be obtained.
[0008]
Also, quantitatively evaluate the variation in the crystal orientation of ferrite grains that can be said to be “true randomized” no matter which direction the steel plate is viewed from or any neighboring crystal grains. However, as a result of various investigations, attention should be paid to two indicators of “the ratio of large-angle grain boundaries in all grain boundaries” and “maximum value of crystal orientation distribution function f (g)”. It has been found that the above quantitative evaluation becomes possible.
[0009]
Furthermore, it has been found that such a truly randomized ferritic steel sheet can be stably produced by a technique of imparting a thermal history of “martensitic transformation” + “ferrite recrystallization” after final cold rolling. In particular, in order to obtain a Fe-Cr steel sheet having extremely small plastic anisotropy so that no generation of ears is observed in the cup obtained by the cylindrical deep drawing process, it is once before the final cold rolling. It has been found that it is extremely effective to leave the “martensite transformation”.
The present invention has been completed based on the above findings.
[0010]
That is, the above purpose is mass%, C: 0.05% or less, Si: 2.0% or less, Cr: 8.0 to 18.0%, N: 0.05% or less, Al: 0.5 %: Ti: 0 (no addition) to 0.5%, V: 0 (no addition) to 0.5%, Nb: 0 (no addition) to 0.5%, B: 0 (no addition) to 0.020%, Mo: 0 (no addition) to 5.0%, Ni: 5.0% or less, Mn: 5.0% or less, Cu: 5.0% or less, 1 type or 2 types In the observation of the metal structure of a cross section parallel to the steel sheet surface, the orientation difference between adjacent crystal grains is substantially the same. Large-angle grain boundaries of 15 ° or more are 90% or more of all grain boundaries, and the maximum value of the crystal orientation distribution function f (g) is 5.0 or less and the plastic anisotropy is small. It is achieved by e-Cr-based steel.
[0011]
Here, the crystal orientation distribution function f (g) is defined as a function that satisfies the relationship of the following equation (1).
dV / V = f (g) · dg (1)
Where V is the volume of all crystal grains in the range in which the crystal orientation is measured in the steel sheet sample, g is an arbitrary crystal orientation expressed in Euler angles, dV is a crystal grain having an orientation between the orientation g and the orientation (g + dg) Volume.
The “maximum value of the crystal orientation distribution function f (g)” means the maximum value among the f (g) values for all orientations.
[0012]
0% of the lower limit of the content of Ti, V, Nb, B, and Mo means that the element is not added. “Substantially a ferrite single phase structure” means that the matrix is a ferrite phase, and other than the ferrite phase (precipitates and inclusions such as carbide, austenite phase, martensite phase, etc.) It means that it may be contained up to 5% by volume.
[0013]
In the present invention, in the steel sheet, one or more of Ni: 0.5 to 5.0%, Mn: 1.0 to 5.0%, and Cu: 1.0 to 5.0% are used. The thing containing is provided.
[0014]
Furthermore, as a method for producing such a Fe—Cr steel sheet having a small plastic anisotropy, the steel sheet after the final cold rolling is made Ac. 1 After heating above the point, it is cooled to below the Mf point (martensite transformation end temperature) to obtain a metal structure containing a martensite phase of 70% by volume or more, and then Ac. 1 Provided is a production method in which a recrystallized ferrite phase is generated from the martensite phase by heating to a temperature range below the point to substantially form a ferrite single phase structure.
[0015]
In particular, as a technique for realizing the randomization of crystal orientation at a high level and stably, a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet is used as Ac 1 After heating above the point, it is cooled to below the Mf point to obtain a metal structure containing a martensite phase of 70% by volume or more, subjected to final cold rolling, and again Ac 1 After heating above the point, it is cooled to below the Mf point to obtain a metal structure containing a martensite phase of 70% by volume or more, and then Ac. 1 Provided is a production method in which a recrystallized ferrite phase is generated from the martensite phase by heating to a temperature range below the point to substantially form a ferrite single phase structure.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As described above, in the present invention, the degree of texture development in the steel sheet is specified by two indices, “the ratio of the large-angle grain boundary to the whole grain boundary” and “the maximum value of the crystal orientation distribution function f (g)”. . Basically, the state where the texture of the steel sheet is developed means that the orientation of each crystal grain is oriented in a specific direction. Focusing on the grain boundaries, it can be said that in a material with a developed texture, the grain boundaries where the orientation difference between the crystal grains on both sides is small (small-angle grain boundaries) increase and the proportion of large-angle grain boundaries tends to decrease. . On the other hand, in a material in which the crystal orientation of each crystal grain is random, it can be considered that most of the grain boundaries are large-angle grain boundaries.
[0017]
However, even if most of the grain boundaries are large-angle grain boundaries, it cannot be said that the crystal orientation of the material is “true randomized”. For example, in the case of a material in which a specific crystal orientation is aligned in the direction perpendicular to the plate surface and the orientation of each crystal grain varies in the direction parallel to the rolling direction, most of the grain boundaries have a large angle. It becomes a grain boundary. However, such a material can be said to be “a state in which a texture has developed” in that a specific orientation is aligned in a direction perpendicular to the plate surface. Therefore, “index of large-angle grain boundary in all grain boundaries” is not enough as an index to accurately represent “randomness of crystal orientation”, and another index is required.
[0018]
The inventors have found that it is appropriate to use the “crystal orientation distribution function f (g)” defined above as the index. The crystal orientation distribution function f (g) represents the abundance of crystal grains having an arbitrary orientation g. In general, the orientation g indicates which crystal orientation the direction perpendicular to the plate surface and the direction parallel to the rolling direction of the plate corresponds to, and the Euler angle φ 1 , Φ, φ 2 It is expressed using In a material having a completely random crystal orientation, f (g) = 1 in any orientation g, and a specific orientation g i F (g i ) Is a value greater than 1. By knowing the value of this crystal orientation distribution function f (g) for all orientations, it can be determined whether the material has a crystal orientation in a specific direction.
[0019]
On the other hand, “crystal orientation randomness” cannot be sufficiently evaluated only by “crystal orientation distribution function f (g)”. For example, all orientations g i F (g i Consider the case where most of the grain boundaries are small-angle grain boundaries of less than 15 ° even though the value of) is close to 1. Such a material is not judged to have a texture developed from the value of the crystal orientation distribution function f (g), but the orientation continuously changes little by little when attention is paid to individual crystal grains. Therefore, it is hard to say that the crystal orientation is "true randomized".
[0020]
As described above, the present invention grasps the “ratio of large-angle grain boundaries in all grain boundaries” focusing on the orientation difference between individual crystal grains microscopically, and also determines the abundance of crystal grains having a certain orientation g. By grasping the “crystal orientation distribution function f (g)” expressed in terms of all orientations, the “randomness of crystal orientation” of the material is accurately evaluated. Note that it is actually difficult to measure f (g) without gaps for all crystal orientations in the three-dimensional space. Therefore, the Euler angle φ is actually 1 , Φ, φ 2 For example, φ 2 Each with a relatively small interval (for example, 5 ° increments) 2 Φ at the stage 1 It is possible to determine whether or not the “maximum value of the crystal orientation distribution function f (g)” is within a predetermined range by measuring the f (g) value for all the orientations composed of the combinations of Φ and Φ.
[0021]
Hereinafter, an example of actually evaluating “randomness of crystal orientation” using an EBSP (Electron Backscatter Diffraction Pattern) apparatus will be shown.
Here, an OIM system manufactured by TSL was used. In the EBSP apparatus, various maps relating to crystal orientation can be created based on crystal orientation data collected by scanning an electron beam on the sample surface. For example, the grain boundaries of adjacent crystal grains can be distinguished and displayed according to the crystal orientation difference on both sides of the grain boundary, or the crystal orientation of each crystal grain can be displayed in a stepless color-coded manner for each crystal grain. .
[0022]
FIG. 1 is an example of the results of analyzing the crystal orientation from the polished surface by an EBSP apparatus after buffing and electrolytic polishing the surface of the Fe—Cr steel sheet according to the present invention. This sample is test steel A2 in Table 1 described later, and the more detailed manufacturing process is as shown in Examples described later. In FIG. 1, large-angle grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more are displayed as bold lines, and small-angle grain boundaries less than 15 ° are displayed as thin lines. From FIG. 1, it can be seen that 90% or more of all the grain boundaries are large-angle grain boundaries in this steel sheet in the ratio of grain boundary lengths appearing on the observation plane. However, from this figure, it is impossible to determine which orientation each crystal grain has.
[0023]
FIG. 2 is a monochrome copy of an image in which the orientation of each crystal grain is color-coded for each crystal grain at the same location of the same sample as in FIG. According to the color image which is the copy source in FIG. 2, each crystal grain is shown in various colors, and although it is qualitative, it can be seen that the individual crystal orientations vary randomly. However, in this figure, the variation in crystal orientation is only qualitatively shown, and the degree of randomization cannot be quantitatively grasped. Therefore, the qualitative data displayed by the method of FIG. 2 cannot be adopted for specifying the steel plate of the present invention.
[0024]
Therefore, in order to quantitatively represent the abundance of crystal grains having a specific orientation, the crystal orientation distribution function f (g) was calculated using the Discrete Binning method. The measurement range was 2500 μm square, and f (g) was calculated with a resolution of 10 ° with respect to the Euler angle. 3 to 4 show calculation results for the same samples as those shown in FIGS. That is, FIGS. 3 to 4 show the value of the crystal orientation distribution function f (g) calculated based on the measurement data as the Euler angle φ. 2 Φ fixed 1 -Φ cross section (φ 1 All orientations consisting of combinations of Φ and Φ) are displayed as a map, and the original color image is copied in monochrome. Euler angle φ 2 Was fixed in 5 ° increments within a range of 5 to 90 °. According to the color image which is the copy source in FIGS. 3 to 4, the maximum value of f (g) is only 3.6, and no remarkable accumulation in a specific direction is recognized.
[0025]
As described above, it can be determined from the analysis result of FIG. 1 whether or not “a large-angle grain boundary in which the orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more is 90% or more of all grain boundaries”. It can be determined from the analysis result of FIG. 4 whether the maximum value of the crystal orientation distribution function f (g) is 5.0 or less. The inventors have confirmed through extensive experiments that extremely isotropic workability can be obtained in an Fe—Cr steel sheet that satisfies this requirement. The steel plate exemplified above (sample steel A2) satisfied these requirements, and as described later, no ears were observed in the cup after deep drawing.
[0026]
In order to obtain such a Fe—Cr steel plate with a very random crystal orientation, the inventors focused on the recrystallization phenomenon of martensite. Fe-Cr steel sheet 1 When cooled from a temperature above the point to below the Mf point, a martensitic structure is obtained. This martensite structure is called “las-martensite” because fine laths having almost the same crystallographic orientation relation gather to form a block, and several blocks gather to form a packet.
[0027]
This lath martensite is generally considered to have a property that recrystallization into a ferrite phase hardly occurs. This is presumably because the martensitic steel that is normally used contains a large amount of C, so that fine carbides precipitated during tempering pin the movement of grain boundaries and dislocations. However, according to the study by the inventors, the Fe—Cr steel sheet in which an appropriate amount of Ni, Mn, or Cu, which is a substitution type austenite forming element, is added by quenching is reduced by C. The resulting Las Martensite is Ac 1 It was confirmed that it was easily recrystallized as a ferrite phase by heating to a temperature range below the point. At this time, the orientation of the ferrite crystal is remarkably randomized.
[0028]
The randomization mechanism is considered as follows. That is, when martensitic transformation occurs satisfying the KS relationship, there are 24 crystallographic variants. In the lath martensite structure, there are regions called packets or blocks in the prior austenite grains. Since adjacent packets and blocks belong to different variants, the boundary is a large-angle grain boundary. That is, randomization of crystal orientation in units of packets and blocks occurs due to martensitic transformation. Since the ferrite structure generated by recrystallization of lath martensite originates from a structure in which the crystal orientation is randomized, the crystal orientation is also randomized.
The heat treatment for recrystallizing martensite to obtain a ferrite structure is hereinafter referred to as “ferritization treatment” in the present specification.
[0029]
In order to obtain an Fe—Cr-based steel sheet with extremely small plastic anisotropy by the above mechanism, it is necessary that a martensite phase of 70% by volume or more exists at the time of being subjected to the ferritization treatment. The balance of the martensite phase is mainly the ferrite phase, but the martensite phase may be substantially 100% (martensite single phase).
[0030]
When manufacturing a cold-rolled steel sheet for processing having a small plastic anisotropy by combining “quenching treatment” and “ferritization treatment”, the following steps can be employed after hot rolling.
[Step a] Hot rolling → quenching → cold rolling → ferritization
[Step b] Hot rolling → quenching → ferritization → cold rolling → annealing
[Step c] Hot rolling → Cold rolling → Quenching → Ferritization
[Step d] Hot rolling → quenching 1 → cold rolling → quenching 2 → ferritization
In any of the steps a to d, it is possible to perform “pickling” or “annealing” or “intermediate cold rolling” after hot rolling as necessary.
[0031]
In step a and step b, no quenching treatment is performed after the final cold rolling. Even in this case, the effect of randomizing the crystal orientation by the combination of the quenching treatment and the ferritization treatment is obtained, and the plastic anisotropy is greatly improved. However, the orientation tendency of the crystal orientation newly generated by the final cold rolling may not be completely erased by ferrite treatment or annealing, and slight ears may be observed when it is subjected to cylindrical deep drawing. .
In addition, "annealing" after the cold rolling performed at the process b can be performed, for example in the range of 700-800 degreeC x 0.5 to 10 minutes.
[0032]
Step c is a combination of “quenching” and “ferritization” after the final cold rolling. In this case, the austenite phase generated during the heating of the quenching process has an orientation tendency due to hot rolling and final cold rolling, but the lath and martensite packets and blocks derived from it tend to have different variants. As a result, a randomizing effect is exerted, and the orientation tendency is greatly reduced. For this reason, the ferrite structure finally produced becomes more random than in the case of step a or step b. When this steel sheet is subjected to a cylindrical deep drawing, the occurrence of ears is not recognized, or even if recognized, it is negligible, and does not cause a problem in most applications.
[0033]
In step c, “quenching” is performed before the final cold rolling in step c. Since the crystal orientation caused by hot rolling is removed in advance by applying “quenching
[0034]
In the present invention, a manufacturing method using the step c or the step d that can obtain a particularly remarkable randomizing effect stably is adopted.
[0035]
For the quenching treatment, various conditions can be adopted as long as a structure having a martensite phase of 80% by volume or more is obtained. In the steel having the composition defined in the present invention, Ac 1 The holding temperature above the point is preferably about 800 to 1150 ° C., and the holding time is preferably about 20 to 60 minutes. The average cooling rate up to the Mf point or less may be 0.01 ° C./sec or more, preferably 0.02 ° C./sec or more. Therefore, various cooling means such as water cooling and air cooling can be employed. When performing the quenching process twice with the final cold rolling sandwiched as in step d, the above conditions can be adopted for the first time and the second time.
[0036]
Ferrite treatment is done in Ac 1 Must be done at a temperature below the point. If the temperature is higher than that, martensite is transformed back into austenite. In this heat treatment, almost all of the martensite phase present in the steel sheet is recrystallized to generate a ferrite phase. Although the recrystallization process is accompanied by precipitation of carbides, the purpose is basically to complete the “recrystallization of martensite” to obtain a ferrite structure. Therefore, the conditions for this heat treatment are conditions that can complete the “recrystallization of martensite”, and various combinations of temperature and time can be adopted if industrially feasible. For example, a condition of 650 to 800 ° C. × 0.3 to 24 hours can be adopted.
In addition, what is necessary is just to implement hot rolling and cold rolling by a normal method. A preferable cold rolling rate is 20 to 80%.
[0037]
Next, the component elements will be described.
C is an austenite generating element and contributes to martensite generation during the quenching process. However, excessive inclusions must be avoided in order to suppress the recrystallization by forming carbides during the ferritization treatment. As a result of the examination, it was found that the C content needs to be suppressed to 0.05% by mass or less. The lower limit is not particularly specified, but the content is preferably 0.001% by mass or more.
[0038]
Si is an element necessary for deoxidation of steel. However, excessive Si significantly increases the hardness, makes cold rolling difficult, and lowers the ductility during processing, so Si is contained in a range of 2.0% by mass or less. A particularly preferable range of the Si content is 0.1 to 0.7% by mass.
[0039]
Cr is an essential element for ensuring the corrosion resistance of the steel sheet, and it is necessary to add 8.0% by mass or more. However, since it is a ferrite-forming element, if it is added excessively, a martensite structure cannot be obtained after quenching. For this reason, the upper limit of Cr is limited to 18.0% by mass.
[0040]
N, like C, is an austenite-generating element and contributes to martensite generation. However, excessive addition increases hardness and makes cold rolling difficult. For this reason, the upper limit of N is limited to 0.05% by mass. The lower limit is not particularly specified, but the content is preferably 0.001% by mass or more.
[0041]
Al can be added for the purpose of deoxidizing steel. However, since excessive addition reduces the workability of a steel plate, an upper limit is restrict | limited to 0.5 mass%.
[0042]
Ti, Nb, and V form coarse nitrides and carbides to promote the recrystallization of martensite and to suppress the coarsening of crystal grains. However, since the effect is saturated even if it is added excessively, when adding Ti, Nb, V, all are performed in the range of 0.5 mass% or less. In addition, a preferable lower limit is 0.01 mass% for Ti, Nb, and V.
[0043]
Ni, Mn, and Cu are all austenite generating elements. In the present invention, one or more of these elements are contained in order to obtain a martensite structure after quenching. However, excessive inclusion of these elements excessively stabilizes austenite and lowers the Mf point, making it difficult to ensure a sufficient amount of martensite after the quenching treatment. Therefore, the upper limit of the content of Ni, Mn, and Cr is limited to 5.0% by mass. Preferable content ranges are 0.5 to 5.0 mass% for Ni, 10 to 5.0 mass% for Mn, and 1.0 to 5.0 mass% for Cu.
[0044]
B is an element that improves the hardenability of steel, and contributes to obtaining a martensite-based structure after quenching. In order to fully exhibit this action, 0.001 mass% or more of B content is desirable. However, the effect exceeding 0.020% by mass is saturated. Therefore, when adding B, it carries out in the range of 0.020 mass% or less.
[0045]
Mo remarkably improves the corrosion resistance of the Fe—Cr steel sheet. In order to sufficiently obtain this effect, addition of 1.0% by mass or more of Mo is preferable. However, since Mo is a ferrite-forming element, excessive addition makes it difficult to obtain a martensite structure by quenching. Therefore, when adding Mo, it carries out in 5.0 mass% or less.
[0046]
Impurities P and S reduce workability, so it is desirable to suppress P to 0.04 mass% or less and S to 0.01 mass% or less.
[0047]
【Example】
Table 1 shows the chemical component values of the test steel. A1 to A5 steels are steels of the invention having a chemical composition in the range specified in the present invention, and B1 and B2 steels are conventional steels corresponding to SUH409 and SUS430, respectively.
[0048]
[Table 1]
About A1-A5 steel, it melted in the vacuum melting furnace to make an ingot of about 30 kg, and formed a hot rolled sheet having a thickness of 3.0 mm through forging and hot rolling. Thereafter, the hot-rolled sheet is kept at 1000 ° C. for 30 minutes and then air-cooled to the Mf point or less (first quenching process) to contain at least 70% by volume of lath / martensite single-phase structure or lath / martensite. A lath martensite + ferrite mixed structure was obtained. Thereafter, the plate thickness was set to 0.8 mm by cold rolling. This cold-rolled sheet is kept at 1000 ° C. for 30 minutes, and then subjected to a heat treatment (second quenching treatment) that is water-cooled to the Mf point or less, and again contains 70% by volume or more of lath / martensite single-phase structure or lath / martensite. A lath martensite + ferrite mixed structure was obtained. Then Ac 1 After maintaining the temperature in the temperature range below 650 ° C (650 to 800 ° C) for 10 minutes to 6 hours, air-cooling heat treatment (ferritization treatment) is performed to obtain a recrystallized ferrite single phase structure, and this steel sheet is pickled and tested. The test steel sheet was used.
For the conventional steels of B1 and B2, commercially available materials of SUH409 and SUS430 (cold-rolled annealed pickled steel sheets having a thickness of 0.8 mm) were used as test steel sheets for testing.
[0050]
The plate surface of each test steel plate was subjected to buffing and electrolytic polishing, and the crystal orientation of the crystal grains appearing on the surface was analyzed using the same EBSP apparatus as described above. Based on the obtained data, the ratio of large-angle grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or more was determined. Furthermore, the crystal orientation distribution function f (g) was calculated using the Discrete Binning method, and the maximum value was obtained by the method exemplified above.
[0051]
Further, a disc having a blank diameter of 70 mm was cut out from the test steel plate, and a cylindrical deep drawing test was performed using a deep drawing tester having a punch diameter of 40 mm and a die diameter of 42 mm. About the obtained processed product (cup), the presence or absence of the generation | occurrence | production of an ear was judged visually, and what recognized the ear | edge was evaluated by x, and what was not recognized was evaluated by (circle). Moreover, in order to evaluate processing precision, the roundness of the obtained cup was measured. In the cup, the rolling direction of the steel sheet was taken as 0 ° direction, the inner diameters in the 45 ° direction, 90 ° direction and 135 ° direction were measured, and the difference between the maximum value and the minimum value was defined as “roundness (μm)”.
These results are shown in Table 2.
[0052]
[Table 2]
In the examples of A1 to A5 steels in which “chemical composition”, “ratio of large-angle grain boundaries in all grain boundaries”, and “maximum value of crystal orientation distribution function f (g)” are within the specified range of the present invention, deep drawing No ears were observed after processing, and the roundness of the cup was 0.04 μm or less, indicating a very high processing accuracy.
[0054]
On the other hand, in the examples of the conventional steels B1 and B2, the “ratio of large-angle grain boundaries in all grain boundaries” is small, and the “maximum value of the crystal orientation distribution function f (g)” is 5.0. Significantly exceeded. That is, these commercially available steel plates had a texture. In the cup after deep drawing, clear ears were observed, and the roundness was inferior to that of the above-described example of the present invention.
[0055]
【The invention's effect】
According to the present invention, it has become possible to specify a “steel sheet with truly small plastic anisotropy” that has been difficult to evaluate in the state of a steel sheet. And it became possible to supply stably the Fe-Cr type steel plate which has very isotropic workability, without forcing a burden increase to a manufacturing site conventionally. When the steel sheet is used as a material for cylindrical deep drawing, a product is obtained that is so isotropic that no generation of ears is observed and that has high processing accuracy.
[Brief description of the drawings]
BRIEF DESCRIPTION OF DRAWINGS FIG. 1 A large-angle grain boundary portion having a misorientation of 15 ° or more is indicated by a bold line with respect to a grain boundary of a crystal grain appearing on the surface of a Fe—Cr steel plate (A2 steel) according to an example of the present invention. FIG.
FIG. 2 is a monochrome copy of a color image in which the crystal orientation of the region shown in FIG. 1 is displayed steplessly for each crystal grain.
3 shows the value of the crystal orientation distribution function f (g) calculated on the basis of the crystal orientation data obtained by measuring the 2500 μm square region of the sample of FIG. 2 Φ fixed in steps of 5 ° 1 -Of the map color-coded for the φ section, φ 2 FIG. 5 is a diagram in which a color image showing a range of 5 to 70 ° is copied in monochrome.
[Fig.4] φ 2 FIG. 4 is a continuation of FIG. 3 in which a color image showing a map in the range of 80 to 90 ° and a legend is copied in monochrome.
Claims (4)
ｄＶ／Ｖ＝ｆ（ｇ）・ｄｇ ……（１）
ただし、Ｖは鋼板試料において結晶方位を測定した範囲の全結晶粒の体積、ｇはオイラー角で表した任意の結晶方位、ｄＶは方位ｇと方位（ｇ＋ｄｇ）の間の方位をもつ結晶粒の体積である。In mass%, C: 0.05% or less, Si: 2.0% or less, Cr: 8.0 to 18.0%, N: 0.05% or less, Al: 0.5% or less, Ti: 0 (No addition) to 0.5%, V: 0 (no addition) to 0.5%, Nb: 0 (no addition) to 0.5%, B: 0 (no addition) to 0.020%, Mo : 0 (no additive) to 5.0%, Ni: 5.0% or less, Mn: 5.0% or less, Cu: 5.0% or less, containing one or more, the balance Has a chemical composition consisting of Fe and inevitable impurities, substantially exhibits a ferrite single-phase structure, and in observing the metal structure of a cross section parallel to the steel sheet surface, the orientation angle between adjacent crystal grains is 15 ° or more. The grain anisotropy is 90% or more of all the grain boundaries, and the maximum value of the crystal orientation distribution function f (g) determined by the following formula (1) is 5.0 or less. Fe-Cr-based steel plate.
dV / V = f (g) · dg (1)
Where V is the volume of all crystal grains in the range in which the crystal orientation is measured in the steel sheet sample, g is an arbitrary crystal orientation expressed in Euler angles, dV is a crystal grain having an orientation between the orientation g and the orientation (g + dg) Volume.
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