JP2005163139A - 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 深絞り時の耳高さと相関する面内異方性を低減した深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 本発明の鋼板は、板面に垂直な方向の｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比Ｉａと｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比Ｉｂと｛１００｝＜０１１＞面のランダム強度比Ｉｃの関係を規定する。また、その製造方法は、鋼片を１０５０〜１２５０℃に加熱し、総圧下率８０％以上の粗熱延を行い、１０５０℃以下で総圧下率８０〜９５％の仕上熱延を行い、７００℃以下の温度で巻取り、焼鈍することなく酸洗し、圧延率４０％以上の１次冷延を行い、７５０〜８５０℃で中間焼鈍し、冷間圧延率６０％以上の最終冷延を行い、８００〜９００℃で最終焼鈍し、鋳片厚みｔ１、粗熱延板厚みｔ２、１次冷延板厚みｔ３、最終冷延板厚みｔ４の関係を規定することを特徴とする。
【選択図】 図６
【解決手段】 本発明の鋼板は、板面に垂直な方向の｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比Ｉａと｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比Ｉｂと｛１００｝＜０１１＞面のランダム強度比Ｉｃの関係を規定する。また、その製造方法は、鋼片を１０５０〜１２５０℃に加熱し、総圧下率８０％以上の粗熱延を行い、１０５０℃以下で総圧下率８０〜９５％の仕上熱延を行い、７００℃以下の温度で巻取り、焼鈍することなく酸洗し、圧延率４０％以上の１次冷延を行い、７５０〜８５０℃で中間焼鈍し、冷間圧延率６０％以上の最終冷延を行い、８００〜９００℃で最終焼鈍し、鋳片厚みｔ１、粗熱延板厚みｔ２、１次冷延板厚みｔ３、最終冷延板厚みｔ４の関係を規定することを特徴とする。
【選択図】 図６
Description
本発明は、深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。
フェライト系ステンレス鋼板は、近年の製造技術の進歩により成形性が向上し、成形用材料、例えば、厨房用や自動車排気系部品等の用途に用いられている。最近では、フェライト系ステンレス鋼板の用途は、冷蔵庫、炊飯器等、家電製品の外板、ドアノブ等の内装部品にまで拡大している。
フェライト系ステンレス鋼板を成形、特に円筒形に代表される深絞り成形する場合には、図１に示したように、成形後に耳と呼ばれる面内異方性に起因する凹凸が発生する場合がある。図１に示したように、深絞り成形後に耳が発生すると、耳の高さが最も低い箇所で凸部を切断して製品化するため、歩留まりが低下する。
ステンレス鋼板の面内異方性を改善する方法として、１次冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延を行う際に１次冷間圧延と最終冷間圧延の冷延圧下配分を制御する方法（例えば、特許文献１）、熱間圧延条件を制御する方法（例えば特許文献２、３）、一貫製造工程で析出物及び集合組織を制御する方法（例えば、特許文献４）が知られている。これらの方法では、ＪＩＳ Ｚ ２２５４記載のように圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向から４５°の方向（Ｄ方向）、圧延方向から９０°の方向（Ｃ方向）の３方向のｒ値（ランクフォード値、塑性ひずみ比）、それぞれｒＬ、ｒＣ、ｒＤから算出されるΔｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ−２×ｒＤ）／２が改善される。
また、ｒＬ、ｒＣ、ｒＤの最大ｒ値と最少ｒ値の差を面内異方性と規定してこれを低減するために焼鈍および冷間圧延方法を制御する方法（例えば、特許文献５）が公知である。
しかしながら、上記の各特許文献に記載の発明であっても、実際に円筒深絞り成形したときに耳が大きく発生することがあった。面内異方性の指標であるΔｒが小さい場合でも、円筒深絞りを行った際の耳高さが大きくなる原因は次のように考えられる。まず、図２（ａ）に示したようにｒＤが最も低い場合には、Δｒと耳高さは良い相関関係を示し、耳は４つのＤ方向に出る。しかし、図２（ｂ）に示したように、例えばｒＬが最小であり、ｒＣが最大である場合には、Δｒは小さいものの、耳が２つのＬ方向に出る。また、図２（ｃ）に示したように、ｒＬ、ｒＤ、ｒＣがほぼ同等であっても、圧延方向から６０°の方向（６０°方向という。）のｒ値が最大値、最小値である場合には、６つの６０°方向（２つのＬ方向を含む。）に耳が出る。
即ち、実際の耳高さは、ｒ値が最も高い方向と最も低い方向における成形時の材料流入の差で決められると考えられるが、このような着眼点でのｒ値面内異方性の改善方法について検討された例はない。また、ｒ値の面内異方性を改善するには、集合組織をランダム方位とすることが有効である。しかし、集合組織をランダム方位にすると、ｒ値の面内異方性は改善されるものの、Ｌ方向、Ｄ方向、Ｃ方向の平均ｒ値は約１．０になり、深絞り性が不十分となる。
本発明は、上記現状に鑑み、Ｌ方向からＣ方向まで１０°毎に測定したｒ値の単純平均値を２．０以上にして優れた深絞り性を確保しつつ、深絞り時の耳高さと相関する面内異方性を低減した深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供するものである。
本発明者らは、優れた深絞り性と耳率を確保するための最適な集合組織を有するステンレス鋼板およびその製造方法を鋭意検討し、板面に垂直な方向の｛１１１｝＜１１２＞面、｛１００｝＜０１１＞面、｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度を最適化することが有効であることを見出した。本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％未満、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、板面に垂直な方向の｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比Ｉａと｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比Ｉｂが、Ｉａ≧７．０、Ｉｂ≧７．０、Ｉａ／Ｉｂ：０．６〜１．５の関係を満足し、｛１００｝＜０１１＞面のランダム強度比Ｉｃが２．０未満であり、鋼板の圧延方向から９０°の方向まで、１０°毎に測定したｒ値の単純平均値が２．０以上であり、該ｒ値の最大値と最小値の差が０．５以下であることを特徴とする、深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（２） さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３） さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（４） さらに、質量％で、Ｍｏ：０．１０〜２．５０％を含有することを特徴とする、上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（５） 平均結晶粒径が３０〜６０μｍであることを特徴とする、上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（２） さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３） さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（４） さらに、質量％で、Ｍｏ：０．１０〜２．５０％を含有することを特徴とする、上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（５） 平均結晶粒径が３０〜６０μｍであることを特徴とする、上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（６） 上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分からなるフェライト系ステンレス鋼片を１０５０〜１２５０℃の範囲に加熱し、総圧下率８０％以上の粗熱延を行って粗熱延板とし、そのまま１０５０℃以下で総圧下率８０〜９５％の仕上熱延を行い、７００℃以下の温度で巻き取った後、焼鈍することなく酸洗し、圧延率４０％以上の１次冷延を行って１次冷延板とし、７５０〜８５０℃で中間焼鈍を実施し、さらに冷間圧延率６０％以上の最終冷延を行って最終冷延板とし、８００〜９００℃で最終焼鈍し、鋳片の厚みｔ１、粗熱延板の板厚ｔ２、１次冷延板の板厚ｔ３、最終冷延板の板厚ｔ４が下記式（１）〜（３）式を満足することを特徴とする、深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
ただし、
ｔ２／ｔ１≦０．２ ・・・ （１）
ｔ３／ｔ２≦０．１５ ・・・ （２）
ｔ４／ｔ３≦０．３５ ・・・ （３）
である。
ただし、
ｔ２／ｔ１≦０．２ ・・・ （１）
ｔ３／ｔ２≦０．１５ ・・・ （２）
ｔ４／ｔ３≦０．３５ ・・・ （３）
である。
本発明により、深絞り性に優れ、耳高さが低減されたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法の提供が可能になるとともに、フェライト系ステンレス鋼の用途を拡大できるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
本発明者らは、まず種々の条件で製造した１７％Ｃｒ−０．２０％Ｔｉ−０．００２％Ｃ−０．００８％Ｎフェライト系ステンレス鋼を用いて耳高さと相関する指標を調査した。０．８ｍｍ厚の鋼板から、長手方向を圧延方向から１０°ずつ変化させて、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の１３号Ｂ引張試験片を採取し、それぞれの方向のｒ値をＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠して測定した。また、円筒深絞り試験を行い、得られた成形品サンプルより耳高さを求めた。耳高さは、図３に示した深絞り後の端部に生じる凹凸の最も高い部分と最も低い部分の差である。なお、円筒深絞り試験は、以下に示す条件で行った。
ポンチ：φ５０ｍｍ、肩半径５ｍｍ
ダイス：φ５２ｍｍ、肩半径５ｍｍ
潤滑油：４０℃における動粘度が１２００ｍｍ2／ｓｅｃ
絞り比：２．２０（ブランク径：φ１１０ｍｍ）
ポンチ：φ５０ｍｍ、肩半径５ｍｍ
ダイス：φ５２ｍｍ、肩半径５ｍｍ
潤滑油：４０℃における動粘度が１２００ｍｍ2／ｓｅｃ
絞り比：２．２０（ブランク径：φ１１０ｍｍ）
結果を図４（ａ）、（ｂ）に示す。図４（ａ）には、Ｌ方向、Ｄ方向、Ｃ方向のｒ値により測定したΔｒと耳高さの関係を示すが、Δｒと耳高さには相関が認められない。一方、圧延方向から１０°毎に測定したｒ値の最大値ｒmaxと最小値ｒminの差ｒmax−ｒminと耳高さとの関係は、図４（ｂ）に示すように耳高さと良い相関が認められた。即ち、ｒmax−ｒminを小さくする方法を確立すれば、耳高さを低減できることがわかった。
次に、面内異方性を確保しながら、深絞り性を向上させる方法について検討を行った。一般に、｛１１１｝＜１１２＞面の集積によって、ｒ値が向上することは良く知られている。しかし、｛１１１｝＜１１２＞面のみの集積度を高めると、４５°方向のｒ値が低下し、Ｃ方向のｒ値が高まるため、面内異方性は大きくなる。
そこで、本発明者らは、平均ｒ値を低下させずに、面内異方性を低くするために、｛１１１｝＜１１２＞面を板面方向を軸に３０°回転した｛１１１｝＜０１１＞面の集積度を｛１１１｝＜１１２＞面の集積度と同程度に高める方法を指向した。これは、｛１１１｝＜１１２＞面と｛１１１｝＜０１１＞面とが、逆方向の面内異方性を持つためである。即ち、｛１１１｝＜１１２＞面と｛１１１｝＜０１１＞面の両方の集積度を高めると、面内異方性を打ち消し合う効果が発現すると考えられる。
さらに、ｒ値を高めるには、ｒ値を低減させる｛１００｝＜０１１＞方位は好ましくないため、｛１００｝＜０１１＞方位の集積度を低減することが有効であると考えられる。
上記のイメージを模式的に説明する。まず、結晶方位の表現はイメージが沸きにくいため、簡潔に図５に示す。フェライト系ステンレス鋼は体心立方構造であり、｛１１１｝面および｛１００｝面はそれぞれ図５（ａ）、（ｂ）にハッチングで示す面である。｛１００｝＜０１１＞方位とは、前述の｛１００｝面が板面方向に向いて、かつ板面内の＜０１１＞方向が圧延方向に向いていることを示す（図５（ｃ））。｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜０１１＞方位とは｛１１１｝面が板面方向に向き、圧延方向にそれぞれ＜１１２＞方向（図５（ｄ））、＜０１１＞方向（図５（ｅ））が向いていることを示している。従来、ｒ値を向上させるには、ｒ値の高い｛１１１｝＜１１２＞方位を有する結晶粒の存在確率を高める、すなわち図６（ａ）のような結晶粒の存在状態を目指していた。しかし、このような結晶粒方位分布ではｒ値が高くなるが面内異方性も大きく、深絞り成形した際の耳高さは大きかった。本発明では｛１１１｝＜１１２＞方位と同様にｒ値が高く、該方位と逆方向の面内異方性をもつ｛１１１｝＜０１１＞方位粒の存在確率を｛１１１｝＜１１２＞方位粒と同程度に高めることに成功し、本発明に至っている。本発明における結晶粒の存在状態を概念的に示すと、図６（ｂ）のようになる。
以上の検討に基づいて、本発明者らは、平均ｒ値を２．０以上とし、かつｒmax−ｒminを低減するための最適な集合組織、及びそれを得るための製造方法を検討し、下記の知見を得た。
まず、平均ｒ値の向上には、
（１） 板面に垂直方向の｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比を高くし、｛１００｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比を低減すること
が必要であり、そのためには、１次冷間圧延後に板面に垂直方向の｛１１１｝＜１１２＞面が集積した圧延集合組織を発達させることが有効である。このような集合組織を得るためには、
（ａ）熱間圧延の粗圧延の圧延率を高くすること、
（ｂ）熱間圧延の仕上圧延温度および巻取り温度を低くして再結晶を抑制し、熱延板焼鈍を省略して、１次冷間圧延すること、
（ｃ）最終冷間圧延の冷延率を高くすること
が有効である。
（１） 板面に垂直方向の｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比を高くし、｛１００｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比を低減すること
が必要であり、そのためには、１次冷間圧延後に板面に垂直方向の｛１１１｝＜１１２＞面が集積した圧延集合組織を発達させることが有効である。このような集合組織を得るためには、
（ａ）熱間圧延の粗圧延の圧延率を高くすること、
（ｂ）熱間圧延の仕上圧延温度および巻取り温度を低くして再結晶を抑制し、熱延板焼鈍を省略して、１次冷間圧延すること、
（ｃ）最終冷間圧延の冷延率を高くすること
が有効である。
次に、ｒmax−ｒminを小さくするには、
（２） ｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度を｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比とほぼ同等にすること
が必要であり、そのためには、製造条件として、
（ｄ）１次冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、最終焼鈍からなる２回冷延法
が有効である。
（２） ｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度を｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比とほぼ同等にすること
が必要であり、そのためには、製造条件として、
（ｄ）１次冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、最終焼鈍からなる２回冷延法
が有効である。
以下に、本発明について詳細に説明する。
まず、鋼成分の限定理由を説明する。なお、下記の説明において％は質量％を示す。
Ｃ、Ｎ：Ｃ、Ｎを多量に添加すると成形性を低下させ、これらを固定するために必要とされるＴｉ量が増加し、製造コストが高くなる。したがって、Ｃ、Ｎの添加量の上限は、それぞれＣ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１５％以下とした。また、Ｃ、Ｎの添加量の下限は低いほど好ましいが、精錬コストを考慮し、Ｃ、Ｎいずれも０．００１％以上とした。
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素として用いられる元素である。Ｓｉの添加量が１．０％を超えると成形性低下が著しいため、Ｓｉ量の上限を１．００％以下とした。精錬工程でのコストを考えた場合、０．０１％以上のＳｉ量は不可避的に混入するため、Ｓｉ添加量の下限を０．０１％以上とした。
Ｍｎ：Ｍｎを多量に添加した場合、成形性が劣化するため、１．００％以下をＭｎ添加量の上限とした。Ｍｎ添加量の下限は精錬工程コストを考慮し、０．０１％とした。
Ｐ：Ｐは多量に添加した場合、深絞り性が低下するため、０．０４０％以下をＰ量の上限とする。なお、Ｐ量は、低い方ほど深絞り性に有利な集合組織が形成されるため、Ｐ量を０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｓ：Ｓは多量に添加すると耐食性を劣化させるため０．０１０％未満をＳ量の上限とした。Ｓ量の下限は低いほど好ましいため、特に規定しないが、Ｓ量を０．０００１％未満にするには精錬工程のコストが増大するため、Ｓ量の下限を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：Ａｌは脱酸に用いられる元素であり、脱酸可能なレベルとして、Ａｌ量の下限を０．００５％以上とした。一方、Ａｌを多量に添加すると成形性が劣化するため、Ａｌ量の上限を０．１００％以下とした。
Ｃｒ：Ｃｒはステンレス鋼の基本的特性である耐食性を確保するために必要な元素であり、１０．０％以上の添加で耐食性が著しく向上するため、Ｃｒ添加量の下限を１０．０％以上とした。一方、Ｃｒを２０．０％超添加すると成形性が劣化するため、２０．０％以下をＣｒ添加量の上限とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、Ｃ、Ｎ等と結合して析出物をつくることで鋼素地（マトリックス）を高純化して、成形性を向上させる元素である。成形性向上に必要なＴｉ添加量のレベルは０．０５％以上であり、これをＴｉ添加量の下限とした。一方、Ｔｉを０．４０％を超えて添加すると、逆に成形性を劣化させる場合があるため、Ｔｉ量の上限を０．４０％以下とした。
以下さらに、選択的に添加できる元素、Ｍｇ、Ｂ、Ｍｏについて説明する。
Ｍｇ：Ｍｇは、溶接部の組織を微細化して溶接部の成形性を向上させ、成形時のリジングの発生を抑制する元素である。Ｍｇの添加による溶接部の成形性の向上効果は０．０００１％以上で発揮されるため、Ｍｇ添加量の下限を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇを０．０１００％超添加すると、原料コストが増大するため、Ｍｇ添加量の上限を０．０１００％以下とすることが好ましい。
Ｂ：Ｂは、二次加工性を向上させる元素であり、成形が複数工程になる場合、添加すると効果的である。Ｂの添加による二次加工性の向上効果を得るには、下限を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｂを０．００５０％超添加した場合には、靭性が劣化する場合があるため、０．００５０％を上限とすることが好ましい。
Ｍｏ：Ｍｏは耐食性を向上させる元素である。Ｍｏの添加による耐食性の向上効果が発揮されるには０．１０％以上のＭｏの添加が好ましい。また、Ｍｏを２．５０％超添加すると深絞り性が低下する場合があるため、上限を２．５０％以下とすることが好ましい。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の集合組織について説明する。
本発明の鋼板の集合組織として、板面に垂直方向の｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比Ｉａと｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比Ｉｂは、Ｉａ≧７．０、Ｉｂ≧７．０を満足する必要がある。また、Ｉａ／Ｉｂ：０．６〜１．５の関係を満足する必要がある。これは、互いに異なる面内異方性を有する｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比Ｉａと｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比を７．０以上に高め、かつ、Ｉａ／Ｉｂを０．６〜１．５にすることによって、平均ｒ値を２．０以上に高めることができるためである。一方、ＩａおよびＩｂは高いほどｒ値が高くなるため、上限はとくに規定するものではないが、現存する設備能力を考慮すると両者とも２２．０が上限として好ましい。
なお、｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比Ｉａは、ランダムな結晶方位を有する標準試料の｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線強度比を基準とした、｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線強度の比である。同様に、｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比Ｉｂは、ランダムな結晶方位を有する標準試料の｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線強度比を基準とした、｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線強度の比である。
また、｛１００｝＜０１１＞面は、ｒ値を低減させる方位であるため、｛１００｝＜０１１＞面の集積度を２．０未満にする必要がある。なお、｛１００｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比は、ランダムな結晶方位を有する標準試料の｛１００｝＜０１１＞面のＸ線強度を基準とした｛１００｝＜０１１＞面のＸ線強度の比であるため、｛１００｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比の下限は０である。
なお、本発明のフェライト系ステンレス鋼板のＸ線ランダム強度比の測定方法は、得られた製品板の板厚中心部の板面に平行な面（ＮＤ面）を透過法又は反射法によりＸ線回折法やＥＢＳＰ等の結晶方位解析装置を用いて、結晶粒方位分布関数（crystallite Orientation Distribution Function、ＯＤＦとも呼称される。）表示する。この関数は、長島晋一編著「集合組織」丸善株式会社より昭和５９年１月２０日発行、Ｐ２９〜３９に記載のように材料座標軸系に対して結晶粒の方位を一義的に指定する三つの変数（φ、φ１、φ２）の関数である。φ、φ１、φ２はＢｕｎｇｅの手法により定義したオイラー角とする。図７に示したφ２＝４５°断面上で、｛１１１｝＜０１１＞面の強度は、φ＝５４．７°、φ１＝０°における｛１１１｝＜１−１０＞面とφ＝５４．７°、φ１＝６０°における｛１１１｝＜０−１１＞面のＸ線ランダム強度比の平均値を用いる。｛１１１｝＜１１２＞面の強度は、φ＝５４．７°、φ１＝３０°における｛１１１｝＜１−２１＞面とφ＝５４．７°、φ１＝９０°における｛１１１｝＜−１−１２＞面のＸ線ランダム強度比の平均値を用いる。｛１００｝＜０１１＞面の強度は、φ＝０°、φ１＝０°における｛１００｝＜１−１０＞面とφ＝０°、φ１＝９０°における｛１００｝＜−１−１０＞面のＸ線ランダム強度比の平均値を用いる。
また、鋼板の平均結晶粒径は３０〜６０μｍであることが好ましい。平均結晶粒径が３０μｍ未満であると、前述したＩａ≧７．０、Ｉｂ≧７．０、Ｉａ／Ｉｂ：０．６〜１．５を満足することが困難であるばかりか、材料強度が増加し、深絞り性を低下させる場合があるため、平均結晶粒径の下限を３０μｍ以上とすることが好ましい。また、平均結晶粒径が６０μｍ超であると深絞り成形時に「肌荒れ」と呼ばれる表面凹凸が生じる場合があるため、平均結晶粒径の上限を６０μｍ以下とすることが好ましい。平均結晶粒径はＪＩＳ Ｇ ０５５２に基づき算出する。
次に、本発明において、フェライト系ステンレス鋼板のｒ値は次のように限定する。ｒ値の測定方法は、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片の長手方向を、圧延方向（Ｌ方向）から、１０°毎に、圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）まで、計１０方向変化させて採取し、それぞれＪＩＳ Ｚ ２２５４に基づいて測定し、単純平均値を平均ｒ値とする。また、面内異方性の指標は、１０方向のｒ値のうち、最大ｒ値ｒmaxと最小ｒ値ｒminの差ｒmax−ｒminで表示する。なお、ｒ値を試験によって求めるには、大量の試験片と時間を要する。そのため、最近では、集合組織からｒ値が計算できるプログラム、例えば、井上博史、稲数直次著、「集合組織の定量的解析によるアルミニウム合金板のｒ値の評価」、軽金属、第４４巻、第２号、日本軽金属学会、１９９４年２月２８日発行、ｐ．９７〜１０３、が開発されており、このような手法を用いれば、実際にｒ値を測定しなくてもｒ値を計算することができる。但し、このプログラムを用いる場合には、Ｌ方向、Ｄ方向、Ｃ方向のｒ値を実測し、計算で求めたｒ値との差が±５％以内であることを確認する必要がある。
平均ｒ値は２．０未満であると深絞り用途としては不十分な場合があるため、２．０以上とする。また平均ｒ値の上限はとくに規定するものでは無いが、現状の設備や生産性を考慮すると上限は３．０以下とすることが好ましい。
ｒmax−ｒminは、０．５０以上であると深絞り成形時の耳高さが高く、歩留まりが大きく低下するため、０．５０未満とする。この基準は、１０°毎のｒ値によって決定されるため、Ｌ方向、Ｄ方向、Ｃ方向から計算したΔｒよりも、耳高さとの良い相関が見られる。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について、以下に説明する。
熱間圧延の加熱温度：フェライト系ステンレス鋼片を、１０５０〜１２５０℃の範囲に加熱する。熱間圧延の加熱温度の下限を１０５０℃以上とするのは、該加熱温度が１０５０℃未満であると変形抵抗が高いため、熱間圧延途中に焼きつき疵を発生する可能性があるためである。また、熱間圧延の加熱温度の上限を１２５０℃以下とするのは、該加熱温度が１２５０℃超であると結晶粒が粗大化し、製品板で必要な集合組織が得られないためである。
粗熱延の総圧下率：熱間圧延工程において、まず、複数パスを要する粗熱延を実施する。粗熱延の総圧下率、すなわち鋳片の厚みｔ１と粗熱延板の厚みｔ２の比ｔ２／ｔ１が０．２超であると粗熱延終了後の結晶粒が大きくなり、深絞り性に有利な集合組織が得られない。ｔ２／ｔ１の下限はとくに規定するものでは無いが、粗熱延後に仕上熱延をするため、生産性を考慮すると０．０７以上とすることが好ましい。
仕上熱延温度：粗熱延後、１０５０℃以下の温度において複数パスの仕上熱延を行う。これは、再結晶させることなく仕上熱延を実施するためであり、１０５０℃超で仕上熱延を行うとパス間で再結晶し、圧延集合組織の発達を阻害するためである。
熱間圧延の巻取温度：仕上熱延終了後、再結晶を抑制するため、７００℃以下の温度で巻き取る。これは、巻取温度が７００℃超であると巻取り中に再結晶が進行するためである。
熱延板焼鈍：熱延板焼鈍は実施しない。熱延板焼鈍で再結晶組織とすると、狙いとする製品板の集合組織が得られないためである。
熱間圧延後の酸洗は、硫酸や硝フッ酸などの通常の液で行えば良い。酸洗前にショットやサンドブラストを行うと酸洗性は向上する。
冷間圧延は、１次冷延と、最終冷延からなり、１次冷延と最終冷延の間には、中間焼鈍を行う。
冷間圧延機は、可逆式の２０段ゼンジミア圧延機や６段あるいは１２段圧延機でも、複数パスを連続的に圧延するタンデム圧延機でも良い。但し、ワークロール径は大きい方が圧延時のせん断歪の導入が少なく、圧延集合組織が発達し易いため、ワークロール径は２００ｍｍ以上の圧延機を使うことが好ましい。
１次冷延：１次冷延後の板厚、即ち、１次冷延板の板厚ｔ３と、仕上熱延前の粗圧延後の板厚ｔ２との比ｔ３／ｔ２は、仕上熱延と１次冷延との総圧下率である。ｔ３／ｔ２は、本発明において重要な因子であり、仕上熱延の開始から終了まで再結晶させないため、中間焼鈍前の未再結晶域圧延の総圧下率として取り扱うことができる。ｔ３／ｔ２が０．１５超であると中間焼鈍での組織が粗粒化し、ｒ値が低下して製品板での深絞り性が劣化する。ｔ３／ｔ２が低い方ほど、深絞り性は向上し、０．１１以下とすることが望ましい。下限は特に規定するものでは無いが、生産性および最終冷延の圧下率を考慮すると０．０５とすることが好ましい。
最終冷延：１次冷延板の板厚ｔ３と、最終冷延終了後の板厚、即ち最終冷延板の板厚ｔ４との比ｔ４／ｔ３を０．３５以下とする。ｔ４／ｔ３は最終冷延における圧下率であり、０．３５超であると製品板での深絞り性が劣化する。ｔ４／ｔ３も低いほど好ましく、０．３０以下が望ましい。下限は、製品板厚によって決まるが、通常の０．２〜１．２ｍｍ厚の場合には０．１５が好ましい。
中間焼鈍：中間焼鈍温度が７５０℃未満であると未再結晶が残存し、製品板の深絞り性が低下するばかりか、成形時にリジングが発生する。また、中間焼鈍温度が８５０℃以上であると再結晶粒が粗大化し、製品板での深絞り性が劣化する。したがって、中間焼鈍は、７５０〜８５０℃で実施する。
最終焼鈍：最終冷延後の最終焼鈍は、８００〜９００℃で焼鈍する。これは、最終焼鈍温度が８００℃未満であると平均結晶粒径が細かくなり、深絞り性が劣化し、９００℃超であると製品板の結晶粒径が６０μｍ超に粗粒化し、成形時に肌荒れが生じるためである。
本発明によって得られた鋼板の表面仕上げは、ＪＩＳ Ｇ ４３０５記載の２Ｄ、２Ｂ、ＢＡ、Ｎｏ．４などいずれの仕上げでも適用できる。２ＢやＢＡのように３％以内の伸び率で調質圧延を実施しても集合組織はほとんど変化せず同様の効果が期待できる。
本発明によって得られた鋼板は、深絞り性および面内異方性に優れた鋼板であるが、深絞り性を更に向上させるため、あるいは色調等に変化を持たせるために表層に潤滑皮膜を塗布しても構わない。
表１に示すフェライト系ステンレス鋼を溶製し、熱間圧延、酸洗、冷延、中間焼鈍、冷延、最終焼鈍によって板厚０．３〜１．１ｍｍの鋼板を作製した。製造条件および製造途中の板厚は表２に示す。
得られた鋼板より、断面組織の結晶粒度をＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して測定し、板厚中心部の集合組織をＸ線回折法によって測定した。また、得られた集合組織よりＬ方向からＣ方向まで、１０°毎のｒ値を計算で求めた。また、Ｌ方向、Ｃ方向、Ｄ方向のｒ値をＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠し、１５％引張歪を導入して測定し、計算で求めたｒ値と実測値を比較した。鋼Ａについては、Ｌ方向からＣ方向まで１０°毎に長手方向を計１０方向変化させて試験片を採取し、それぞれＪＩＳ Ｚ ２２５４に基づいて１５％引張後のｒ値を求めた。
比較結果を図８に示す。計算ｒ値と実測ｒ値は何れの方向においても良い一致を示す。面内異方性の指標は１０方向のｒ値のうち、最大ｒ値：ｒmaxと最少ｒ値：ｒminの差ｒmax−ｒminで表示した。平均ｒ値およびｒmax−ｒminを合わせて表２に示す。また、得られた鋼板より下記の条件で円筒深絞り試験を行い、成形サンプルの耳高さを調査した。
ポンチ：φ５０ｍｍ、肩半径５ｍｍ
ダイス：φ５２ｍｍ、肩半径５ｍｍ
潤滑油：４０℃における動粘度１２００ｍｍ2／ｓｅｃ
絞り比：２．２０（ブランク径：φ１１０ｍｍ）
ポンチ：φ５０ｍｍ、肩半径５ｍｍ
ダイス：φ５２ｍｍ、肩半径５ｍｍ
潤滑油：４０℃における動粘度１２００ｍｍ2／ｓｅｃ
絞り比：２．２０（ブランク径：φ１１０ｍｍ）
得られた結果を表３に示す。本発明鋼は、平均ｒ値が２．０以上であり、深絞り性に優れており、ｒmax−ｒminが０．５未満であり異方性が極めて小さい。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．０１０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．０１〜１．００％、
Ｐ ：０．０４０％以下、
Ｓ ：０．０１０％未満、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１５％、
Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、板面に垂直な方向の｛１１１｝＜１１２＞面のＸ線ランダム強度比Ｉａと｛１１１｝＜０１１＞面のＸ線ランダム強度比Ｉｂが、
Ｉａ≧７．０、
Ｉｂ≧７．０、
Ｉａ／Ｉｂ：０．６〜１．５
の関係を満足し、｛１００｝＜０１１＞面のランダム強度比Ｉｃが２．０未満であり、鋼板の圧延方向から９０°の方向まで、１０°毎に測定したｒ値の単純平均値が２．０以上であり、該ｒ値の最大値と最小値の差が０．５以下であることを特徴とする、深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％
を含有することを特徴とする、請求項１記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％
を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．１０〜２．５０％
を含有することを特徴とする、請求項１〜３の何れか１項に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 平均結晶粒径が３０〜６０μｍであることを特徴とする、請求項１〜４の何れか１項に記載の深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項１〜４の何れか１項に記載の成分からなるフェライト系ステンレス鋼片を１０５０〜１２５０℃の範囲に加熱し、総圧下率８０％以上の粗熱延を行って粗熱延板とし、そのまま１０５０℃以下で総圧下率８０〜９５％の仕上熱延を行い、７００℃以下の温度で巻き取った後、焼鈍することなく酸洗し、圧延率４０％以上の１次冷延を行って１次冷延板とし、７５０〜８５０℃で中間焼鈍を実施し、さらに冷間圧延率６０％以上の最終冷延を行って最終冷延板とし、８００〜９００℃で最終焼鈍し、鋳片の厚みｔ１、粗熱延板の板厚ｔ２、１次冷延板の板厚ｔ３、最終冷延板の板厚ｔ４が下記式（１）〜（３）式を満足することを特徴とする、深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
ただし、
ｔ２／ｔ１≦０．２ ・・・ （１）
ｔ３／ｔ２≦０．１５ ・・・ （２）
ｔ４／ｔ３≦０．３５ ・・・ （３）
である。
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