JP2008208412A - 加工肌荒れの小さい成形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

加工肌荒れの小さい成形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 Download PDF

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Abstract

【課題】加工肌荒れが小さく、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０１〜０．３０％、Ｐ：０．００５〜０．０３５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％のフェライト系ステンレス鋼板を、熱延板焼鈍を省略して圧延率４０％以上の１次冷延，８５０〜１０００℃で中間焼鈍，さらに圧延率６５％以上の最終冷延，７５０〜１０００℃で最終焼鈍を行い、板面に垂直方向の｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面のＸ線積分強度比をそれぞれＩａ，Ｉｂ，Ｉｃとし、圧延方向を０°として０°，４５°，９０°の３方向において伸び歪２０％を付与した後のＸ線積分強度比が所定条件を満たす集合組織とする。
【選択図】図３

Description

本発明は、加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法に関するものである。
フェライト系ステンレス鋼板は、厨房機器、家電製品、電子機器など幅広い分野で使用されている。しかしながら、オ−ステナイト系ステンレス鋼板に比べ、成形性に劣るため、用途が限定される場合があった。
近年、精錬技術の向上により極低炭素・窒素化が可能となり、更にＴｉやＮｂなどの安定化元素の添加により、成形性と耐食性を高めたフェライト系ステンレス鋼板は広範囲の成形用途へ適用されつつある。これは、フェライト系ステンレス鋼が屋内環境において良好な耐食性を有し、多量のＮｉを添加するオ−ステナイト系ステンレス鋼よりも経済性に優れるためである。
従来、フェライト系ステンレス鋼板の成形性向上は、深絞り性すなわちｒ値を向上させるものが主であり、例えば、特許文献１および特許文献２には熱延条件を制御してｒ値を向上させる製造技術が開示されている。また、フェライト系ステンレス鋼は、オ−ステナイト系ステンレス鋼に比べて伸びが低いため張り出し性に劣る欠点があった。例えば、特許文献３，特許文献４，特許文献５には、伸びの向上によって張り出し性を改善させる成分系が開示されている。近年、特許文献６には、極低炭素・窒素化してＴｉを添加したフェライト系ステンレス鋼板の面内異方性を低減し，優れた成形性を兼備するための集合組織およびその製造技術が開示されている。しかし、これらのフェライト系ステンレス鋼板は、深絞りや張出し等の成形性に優れるものの、オ−ステナイト系ステンレス鋼板と比較して加工後の表面品質は十分でない。
これまで、フェライト系ステンレス鋼板の加工後の表面品質は、鋼板をプレス成形したときに圧延方向に沿って生じる微細な凹凸、いわゆるリジングと呼ばれる現象によって著しく劣化すると理解されてきた。そのため、リジングを抑制する方法については、従来から多くの研究開発がなされている。例えば、特許文献７，特許文献８，特許文献９には、リジングを抑制する鋼成分と製造方法について開示されている。
しかしながら、フェライト系ステンレス鋼板の耐リジング性を改善しても、実際の成形用途ではオ−ステナイト系ステンレス鋼板と比べて加工肌荒れを生じやすく、加工後の表面品質を問題視される場合がある。特許文献１０，特許文献１１には、加工肌荒れ（オレンジピ−ル；粗粒による肌荒れ）を改善する成分系と製造方法あるいは成形方法について開示されている。特許文献１０はＴｉとＮｂの複合添加により鋼の結晶粒細粒化域を拡大することによって加工肌荒れを軽減するものである。しかし、これらは低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板（Ｃｒ＜１６％）に限定されるものであり、厨房機器等に通常使用される中Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板（Ｃｒ≧１６％）には適用されない。一方、特許文献１１は、特許文献６に類する極低炭素・窒素化したＴｉを添加したフェライト系ステンレス鋼板を対象として、結晶粒径に応じて成形歪量を規定するものである。そのため、加工肌荒れの制約から優れた成形性を十分に生かすことが困難になる場合もある。
上述した通り、厨房機器等に通常使用される中Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板（Ｃｒ≧１６％），特に近年、極低炭素・窒素化してＴｉ添加したフェライト系ステンレス鋼板の成形性を十分に生かして加工肌荒れの低減を図ったものはない。すなわち、フェライト系ステンレス鋼板において成形歪量を厳格に規定する必要のない、加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板は未だ出現していないのが現状である。
特開昭６２−７７４２３号公報 特開平７−２６８４８５号公報 特開昭５８−６１２５８公報 特開平０１−７５６５２公報 特開平１１−３５００９０公報 特開２００５−１６３１３９公報 特開平６−８１０３６公報 特開平８−３３３６３９公報 特開平１０−２８００４６公報 特開平７−２９２４１７公報 特開２００５−１３９５３３公報
本発明は、鋼の成分と集合組織、より好ましくは結晶粒径を適正範囲に制御することにより、上述した課題を解決し、加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
（１）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０１〜０．３０％、Ｐ：０．００５〜０．０３５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板面に垂直方向の｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面のＸ線積分強度比をそれぞれＩａ，Ｉｂ，Ｉｃとし、圧延方向を０°として０°，４５°，９０°の３方向において伸び歪２０％を付与した後の、板面に垂直方向の｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面のＸ線積分強度比をそれぞれＩａ’，Ｉｂ’，Ｉｃ’とした場合に、下記の関係を全て満たすことを特徴とする加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
＜素材＞ Ｉａ／（Ｉｂ＋Ｉｃ）＞１０，Ｉａ＞２０
＜伸び歪２０％付与後＞
０°方向 Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）＞３，Ｉａ’＞１０
４５°方向 Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）＞５，Ｉａ’＞１０
９０°方向 Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）＞５，Ｉａ’＞１０
（２）前記鋼が、さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｂ：０．００５以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする（１）に記載の加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）前記鋼の結晶粒径が２０μｍ以下であり，圧延方向を０°として０°，４５°，９０°の３方向においてそれぞれ伸び歪２０％を付与した後の表面粗さ（Ｒｚで表記される十点平均粗さ）が３μｍ未満であることを特徴とする（１）および（２）に記載の加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（４）（１）または（２）に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、焼鈍することなく酸洗して圧延率４０％以上の１次冷延を施して冷延板とし、８５０〜１０００℃で中間焼鈍を実施し、さらに圧延率６５％以上の最終冷延を行って最終冷延板とし、７５０〜１０００℃で最終焼鈍することを特徴とする（１）から（３）に記載の加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（５）（１）または（２）に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の範囲に加熱し，総圧下率８０％以上の粗熱延を行い、次いで実施する仕上げ熱延において下記の条件を全て満足して７００℃未満の温度で巻き取ることを特徴とする請求項４に記載の加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（ｉ）１０５０℃以下で総圧下率８０〜９５％とする。
（ii）最終３パスの総圧下率を４０〜６０％で各パス間時間を１秒以内とする。
（iii）仕上げ温度を９５０℃以下として、仕上げ圧延後２秒以内に水冷を開始する。
以下、上記（１）〜（３）の鋼板に係わる発明及び（４）、（５）の製造方法に係わる発明をそれぞれ本発明という。また、（１）〜（５）の発明を合わせて、本発明ということがある。
以上に説明したように、（１）〜（３）の本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、成分および集合組織，より好ましくは結晶粒径を適正範囲に制御することにより、成形歪量を厳格に規定することなく加工肌荒れを低減することが出来る。このフェライト系ステンレス鋼板は、（４）や（５）の本発明の方法によって、工業的に安定して製造することができる。
本発明者らは、前記した課題を解決するために、Ｔｉを添加した高純度フェライト系ステンレス鋼板に発生する加工肌荒れに及ぼす集合組織ならびに結晶粒径の影響について種々検討を行い、下記の新しい知見を得た。
加工肌荒れは、圧延方向を０°として０°，４５°，９０°の３方向においてそれぞれ伸び歪２０％の加工により発生する表面凹凸を、ＪＩＳＢ０６０１に規定する十点平均粗さＲｚで評価した場合を例に説明する。
（ａ）加工肌荒れは、素材として｛１１１｝＜１１２＞から｛１１１｝＜１１０＞にかけてのγ−ｆｉｂｅｒと称する集合組織を鮮鋭化させて、３方向いずれの加工後においても｛１１１｝＜１１０＞への集積を高めることにより低減することを見出した。
（ｂ）体心立方金属多結晶であるフェライト系ステンレス鋼は、｛１１１｝＜１１０＞が加工後の安定方位となり得る。しかし、加工肌荒れが大きくなる場合は、加工後に｛１１１｝＜１１０＞に加え，｛１１２｝＜１１０＞や｛００１｝＜１１０＞のα−ｆｉｂｅｒと称する方位の存在量も大きくなる特徴を有した。
（ｃ）加工後にα−ｆｉｂｅｒの存在量が大きくなる素材の集合組織は、下記の（ｉ）あるいは（ii）、または（ｉ）と（ii）が複合した場合である。
（ｉ）｛１１１｝＜１１２＞や｛５５４｝＜２２５＞へ強く集積している。
（ii）｛１１２｝＜１１０＞や｛００１｝＜１１０＞の存在量が大きい。
（ｄ）（ｃ）に記載の集合組織を形成する場合、加工肌荒れは、結晶粒径を小さくしても十分に低減しない。
（ｅ）（ａ）から（ｄ）より、加工肌荒れへの影響因子として、結晶粒径の他に集合組織の関与が大きいと判断する結果が得られた。すなわち、加工肌荒れの低減には、加工により出現するα−ｆｉｂｅｒを抑制し，｛１１１｝面内の結晶回転を円滑にすることが効果的であると考えられる。
（ｆ）（ｅ）に記載の集合組織による加工肌荒れの低減効果は、結晶粒径が２０μｍ以下の場合に顕著に発現する。
（ｇ）（ａ）に記載の集合組織を有して結晶粒径が２０μｍ以下の場合、３方向いずれの加工後の表面粗さＲｚも３μｍ未満となる。これは、加工肌荒れが実用上問題視されないレベルにあるオ−ステナイト系ステンレス鋼、例えばＳＵＳ３０４の場合に匹敵する。
（ｈ）（ｃ）の（ｉ）に記述する集合組織を形成せず，（ａ）に記載するようにγ−ｆｉｂｅｒを鮮鋭化させるには、熱延板焼鈍を省略した２回の冷間圧延工程とすることが好ましい。
（ｉ）（ｈ）に加えて結晶粒径を２０μｍ以下とする場合は、最終冷間圧延率を高くして，最終焼鈍温度を低くすることが好ましい。
（ｊ）（ｃ）の（ii）に記述する方位の存在量を低減するには、熱延板段階でγ−ｆｉｂｅｒを発達させることが有効である。そのためには、前記（ｈ）に加えて，下記の（iii）と（ｉｖ）を指向する製造条件がより好ましい。
（iii）粗熱延の圧下率を高くして、粗熱延後の再結晶を促進する。
（ｉｖ）仕上げ熱延の圧下率を高くするとともに、仕上げ熱延および巻取り温度を低くして、再結晶を抑制しつつ歪を蓄積した加工組織とする。
上述した集合組織は、Ｘ線回折法やＥＢＳＰ（Electron Back-Scatter Diffraction Pattern）を用いて、結晶粒方位分布関数（Crystallite Orientation Distribution Function、ＯＤＦと呼称される）を求めることにより解析することができる。｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面の存在量は、Ｘ線積分強度比により定量できる。
前記（１）〜（５）の本発明は、上記（ａ）〜（ｉ）の知見に基づいて完成されたものである。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０１５％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とする。好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して０．００２〜０．００５％とする。
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある。しかし、固溶強化元素であり、伸びの低下抑制からその含有量は少ないほど良いため、上限を０．６０％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とする。好ましくは、加工性や製造コストを考慮して０．０３〜０．３０％とする。
Ｍｎは、Ｓｉと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を０．３０％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とした。好ましくは、加工性と製造コストを考慮して０．０３〜０．１５％とする。
Ｐは、ＳｉやＭｎと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を０．０３５％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００５％とする。好ましくは、製造コストと加工性を考慮して０．０１０〜０．０２０％とする。
Ｓは、不純物元素であり、熱間加工性や耐食性を阻害するため、その含有量は少ないほど良い。そのため、上限は０．０１０％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００１とする。好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して０．００１０〜０．００５０％とする。
Ｃｒは、耐食性を確保するための必須元素であり、下限を１５％とする。但し、２２％超の添加は靱性低下により製造性が阻害され、伸びも劣化する。よって、Ｃｒの上限は２２％とする。好ましくは、耐食性および製造性と加工性を考慮して１６〜１９％とする。
Ｎは、Ｃと同様に成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０２０％とする。但し、過度の低下は凝固時にフェライト粒生成の核となるＴｉＮが析出せず、凝固組織が柱状晶化し、製品板成形時の耐リジング性が劣化する懸念がある。また、Ｎが過剰に添加された場合、固溶Ｎにより伸びの低下をもたらすことから、下限を０．００１％とする。好ましくは、製造コストと耐食性を考慮して０．００５〜０．０１２％とする。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｐと結合して耐食性、耐粒界腐食性および成形性を向上させるとともに、凝固組織の微細化に寄与するため、下限を０．０５％とする。但し、Ｔｉも固溶強化元素であり、過度の添加は伸びの低下に繋がるため、上限を０．３５％とする。好ましくは、溶接部の粒界腐食性や成形性を考慮して０．１０〜０．２０％とする。
Ａｌは、脱酸元素として有効な元素であるため、下限を０．００５％とする。しかし、過度の添加は成形性、溶接性および表面品質の劣化をもたらすため、上限を０．１％とする。好ましくは、精錬コストを考慮して０．０１〜０．０５％とする。
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する他、ＴｉＮの晶出核として作用する。ＴｉＮは凝固過程においてフェライト相の凝固核となり、ＴｉＮの晶出を促進させることで、凝固時にフェライト相を微細生成させることができる。凝固組織を微細化させることにより、製品のリジングや本発明の加工肌荒れなどの粗大凝固組織に由来する方位粒を低減できる他、成形性の向上をもたらす。そのため、添加する場合は０．００５％以下とする。０．００５０％を超えると溶接性が劣化する。ＴｉＮの晶出核となるＭｇ酸化物の溶鋼中での積極的な形成は、０．０００１％から安定して発現する。より好ましくは、精錬コストを考慮して０．０００２〜０．００２０％とする。
Ｎｂは、成形性と耐食性を向上させる元素であり、添加する場合は０．６％以下とする。０．６％を超えると材料強度を上昇させて延性の低下をもたらす。その効果は、０．０１％から安定して発現する。より好ましくは、製造性や成形性と耐食性を考慮して０．０５〜０．３％とする。
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、添加する場合は２．０％以下とする。２．０％を超えると成形性、特に延性の低下をもたらす。その効果は、０．１％から安定して発現する。より好ましくは、製造性や延性を考慮して０．３〜１．５％とする。
Ｂは、２次加工性を向上させる元素であり、Ｔｉ添加鋼への添加は有効である。添加する場合は０．００５％以下とする。０．００５％を超えると延性の低下をもたらす。その効果は、０．０００１％から安定して発現する。より好ましくは、精錬コストや延性を考慮して０．０００３〜０．００３０％とする。
（Ｂ）集合組織に関する限定理由を以下に説明する。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、（Ａ）項で述べた成分を有し、加工肌荒れを低減するために、集合組織と好ましくは結晶粒径を規定したものである。
集合組織は、前記したように、Ｘ線回折法やＥＢＳＰ（Electron Back-Scatter Diffraction Pattern）を用いて、結晶粒方位分布関数（Crystallite Orientation Distribution Function、ＯＤＦと呼称される）を求めることにより解析することができる。この関数は、例えば、軽金属；井上博史，Ｖｏｌ．４２，Ｎｏ．６，３５８〜３６７に記載されているように、材料座標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（ψ１，φ，ψ２）である。この関数を求めれば、オイラ−角（ψ１，φ，ψ２）の方位を持つ結晶粒の存在量を知ることができる。
具体的には、図１に示すようなψ２＝４５°断面上において（ψ１，φ）が、｛１１１｝＜１１２＞は（３０°，５４．７°）および（９０°，５４．７°），｛１１１｝＜１１０＞は（０°，５４．７°）および（６０°，５４．７°），｛１１２｝＜１１０＞は（０°，３４．７°），｛００１｝＜１１０＞は（０°，０°）および（９０°，０°）の強度によりその存在量を知ることができる。
さらに、｛１１１｝面，｛１１２｝面，｛００１｝面の存在量は、Ｘ線積分強度により容易に定量できる。例えば、Ｘ線源としてＭｏ管球を用いた場合、ＭｏＫα線の２θ測定位置は、｛２２２｝面が５０．８°，｛１１２｝面が３５．３°，｛００２｝面が２８．７°である。｛１１１｝面および｛００１｝面の強度は、｛２２２｝面および｛００２｝面の強度へ反映される。そのため、｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面の積分強度測定により、｛１１１｝面，｛１１２｝面，｛００１｝面の存在量を定量することができる。各測定面のＸ線積分強度比は、積分強度測定値をα−Ｆｅのランダム試料の積分強度測定値で規格化した値を用いる。
前記したＯＤＦや積分強度測定に供する試料は、素材および加工後の板厚中心部の板面に平行な面（ＮＤ面）とする。
素材の集合組織は、加工肌荒れを低減するために｛１１１｝＜２１１＞から｛１１１｝＜１１０＞にかけてのγ−ｆｉｂｅｒを鮮鋭化する。そのため、板面に垂直方向の｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面のＸ線積分強度比をそれぞれＩａ，Ｉｂ，Ｉｃとした場合、Ｉａ／（Ｉｂ＋Ｉｃ）＞１０，Ｉａ＞２０とする。Ｉａ／（Ｉｂ＋Ｉｃ）＜１０，Ｉａ＜２０の場合、加工後、｛１１１｝＜１１０＞への集積が弱くなるとともにα−ｆｉｂｅｒに由来する方位の出現により加工肌荒れが大きくなる。好ましくは、加工後、｛１１１｝＜１１０＞への集積を維持して加工肌荒れを低減するために、Ｉａ／（Ｉｂ＋Ｉｃ）＞１５，Ｉａ＞４０，更に、Ｉｂ＜２，Ｉｃ＜２とする。
しかし、素材において前記したγ−ｆｉｂｅｒに属する｛１１１｝＜２１１＞あるいは｛５５４｝＜２２５＞への集積が大きい場合、加工後にα−ｆｉｂｅｒに由来する方位の出現が大きくなり、加工肌荒れが大きくなる。そのため、加工後の集合組織についても以下の条件を全て満たすものとする。
０°方向 Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）＞３，Ｉａ’＞１０
４５°方向 Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）＞５，Ｉａ’＞１０
９０°方向 Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）＞５，Ｉａ’＞１０
ここで、Ｉａ’，Ｉｂ’，Ｉｃ’は圧延方向を０°として０°，４５°，９０°の３方向において伸び歪２０％を付与した後のＸ線積分強度比であり、Ｉａ’，Ｉｂ’，Ｉｃ’はそれぞれ板面に垂直方向の｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面を意味している。好ましくは、α−ｆｉｂｅｒの出現を低減して加工肌荒れを小さくするために、Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）が０°方向で４以上，４５°方向で６以上，９０°方向で７以上とし，更に、Ｉｂ’＜３，Ｉｃ’＜２とする。
上記の伸び歪２０％は、フェライト系ステンレス鋼の一様伸びの範囲にほぼ相当する。そのため、これ以上の伸び歪を付与すると局部伸び、すなわちくびれを生じる場合もあり、加工肌荒れを正しく評価出来なくなる。従って、加工肌荒れは伸び歪２０％を上限として評価する。
結晶粒径は２０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは５〜１５μｍとする。結晶粒径を５μｍ未満とすることは、（Ａ）項で述べた成分を有する鋼の場合、実用上困難である。
本発明で規定する表面粗さＲｚ（十点平均粗さ）は、伸び歪２０％付与後の加工肌荒れの程度を表す。圧延方向を０°として０°，４５°，９０°の３方向においてＲｚを３μｍ未満とすれば、視覚的あるいは触感的にも実用上加工肌荒れを問題視されないレベルにあるオーステナイト系ステンレス鋼、例えばＳＵＳ３０４と違和感なく加工肌荒れは低減されている。より好ましくはＲｚを２．５μｍ未満とする。
（Ｃ）製造方法
前記（Ａ）項に記載の成分を有するフェライト系ステンレス鋼において、素材および加工後に前記（Ｂ）項に記載の集合組織ならびに結晶粒径とするためには、以下の製造条件が好ましい。
本発明の集合組織を形成するには、熱延板焼鈍を省略した２回の冷間圧延工程とすることが好ましい。１次冷延と最終冷延の間には、中間焼鈍を行う。
１次冷延の圧延率は、続く中間焼鈍で再結晶促進するために４０％以上とする。好ましくは４５％以上とする。１次冷延の圧延率を高くすると、熱延板の板厚や最終冷延率に制約が生じるため６０％以下が好ましい。中間焼鈍は、再結晶を促進するために８５０℃以上とする。結晶粒径の粗大化を防止するために、焼鈍温度の上限は１０００℃とする。
最終冷延の圧延率は、本発明の集合組織を発達させるために６５％以上とする。好ましくは７０％以上とする。より好ましくは７５％以上である。最終焼鈍は、再結晶下限温度の７５０℃以上とし、粗粒化を防止するために１０００℃以下とする。本発明の集合組織を発達させて結晶粒径２０μｍ以下とするために、最終焼鈍温度は８００〜８５０℃とすることが好ましい。
冷間圧延は、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実施しても良い。本発明の集合組織を形成するには、ワークロール径は大きい方が好ましい。そのため、ワークロール径は２００ｍｍ以上とすることが好ましい。このような大径ロール圧延は、１次冷延時に実施することが好ましい。
最終冷延後の製品板厚は、特に規定するものでない。但し、本発明鋼の成形用途への適用を意図すると、製品板厚は０．５ｍｍ以上であることが好ましい。
加工により出現するα−ｆｉｂｅｒを抑制して加工肌荒れを低減するには、粗熱延および仕上げ熱延の圧下率を高くするとともに、仕上げ熱延および巻取り温度を低くすることが好ましい。
熱間圧延の加熱温度は１０５０℃以上、１２５０℃以下とすることが好ましい。１０５０℃未満の場合、熱間変形抵抗が高くなり熱延負荷が大きくなるとともに、焼き付き疵を発生する場合がある。１２５０℃を超える場合、結晶粒径が粗粒化する。粗熱延後の再結晶を促進するために、より好ましくは１１００〜１２００℃とする。粗熱延は、凝固組織に由来する｛００１｝方位粒を粉砕・細分化して粗熱延後の再結晶を促進するために、総圧下率を８０％以上とすることが好ましい。
仕上げ熱延は、熱延板段階でγ−ｆｉｂｅｒを発達させた集合組織を形成するために、再結晶を抑制して歪を十分に蓄積した加工組織とすることが好ましい。そのために、下記の（ｉ）〜（iii）の条件を全て満足して７００℃未満で巻き取ることが好ましい。
（ｉ）１０５０℃以下で総圧下率８０〜９５％とする。
（ii）最終３パスの総圧下率を４０〜６０％で各パス間時間を１秒以内とする。
（iii）γ−ｆｉｂｅｒ発達のため、圧延中の再結晶を抑制する目的で、仕上げ温度を８００℃以上９５０℃以下とし、仕上げ圧延後２秒以内に水冷を開始する。
本発明の製造方法を実施して、本発明の集合組織ならびに結晶粒径としたフェライト系ステンレス鋼板の実施例を以下に述べる。
表１の成分を有するフェライト系ステンレス鋼鋳片２５０ｍｍ厚を溶製し、熱間圧延を行い板厚３〜６ｍｍの熱延鋼板とした。なお、実施例は全て、仕上げ圧延最終パス間時間０．３〜０．６秒の範囲内、最終パス後水冷開始時間０．８〜１．６秒の範囲内であった。熱延鋼板は、酸洗後、１次冷延，中間焼鈍，最終冷延，最終焼鈍を施して板厚０．６〜０．９ｍｍの製品とした。製品の表面仕様は２Ｂあるいは２Ｄである。熱間圧延および熱延鋼板から製品の製造は、本発明で規定する範囲とそれ以外の条件でも実施した。
Figure 2008208412
製造途中の板厚および製造条件を表２に示す。製造Ｎｏ．４，５は、熱延板焼鈍を実施していることを示している。製造Ｎｏ．５は１回の冷延工程で製造していることを表す。これら製造Ｎｏ．４，５は、熱延板焼鈍を実施する常用の製造方法であり、加工肌荒れの比較に用いた。
Figure 2008208412
得られた鋼板の結晶粒径は、ＪＩＳＧ０５５２に規定するフェライト粒径測定法により求めた。板厚中心部の集合組織をＸ線積分強度測定により定量した。Ｘ線源はＭｏＫα線とし、｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面の積分強度を測定し，α−Ｆｅのランダム試料の積分強度測定値で規格化して、それぞれＩａ，Ｉｂ，Ｉｃの値を求めた。
加工肌荒れは、圧延方向を０°として０°，４５°，９０°の３方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し，伸び歪２０％付与した後、ＪＩＳＢ０６０１に規定する十点平均表面粗さＲｚ（以下、Ｒｚ）を測定して評価した。また、板厚０．８ｍｍのＳＵＳ３０４鋼板／２Ｂ仕様を加工肌荒れの比較例として使用した。
加工後の集合組織は、ＪＩＳ５号引張平行部から試料を採取し，板厚中心部のＸ線積分強度を測定した。測定面は｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面とし，ランダム試料で規格した値をＩａ’，Ｉｂ’，Ｉｃ’とした。
結果を表３に示す。
Figure 2008208412
製造Ｎｏ．４〜７，１０〜１２は、本発明の成分を有するものの，本発明で規定する集合組織を満たさないものである。製造Ｎｏ．４，５は、結晶粒径が２０μｍ以下と小さいにも関らず、本発明で規定する集合組織を満たさないため、加工肌荒れは低減されない。以下、上記のものを比較例と称する。
製造Ｎｏ．１〜３，８，９は、本発明で規定する成分と集合組織を有するものであり、比較例よりＲｚが小さく，加工肌荒れは低減されている。結晶粒径が２０μｍを超える製造Ｎｏ．３，８，９は、結晶粒径が２０μｍ以下と小さい常用の製造Ｎｏ．４，５と比較して加工肌荒れが小さい。さらに、結晶粒径が２０μｍ以下である製造Ｎｏ．１，２は、ＳＵＳ３０４に匹敵する程度まで加工肌荒れが低減していることも分かる。
表面粗さＲｚと結晶粒径の関係を調査した結果を図２に示す。Ｒｚを低減するには、本発明の集合組織を有して結晶粒径を小さくすればよい。Ｒｚ＜３μｍを得るには、結晶粒径は２０μｍ以下とすればよいことが確認できる。
素材と加工後の集合組織の関係を調査した結果を図３に示す。Ａ’値を大きくして加工後にも｛１１１｝面への集積を維持するには、素材のＡ値を大きくすればよい。ここで、Ａ値＝Ｉａ／（Ｉｂ＋Ｉｃ），Ａ’値＝Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）とする。
加工後の集合組織と表面粗さＲｚの関係を調査した結果を図４に示す。本発明で規定する集合組織を有する場合、Ｒｚ＜３μｍを得るには、０°方向でＡ’値＞３，４５°と９０°方向でＡ’値＞５とすればよいことが確認できる。なお、Ｒｚが３μｍを超えている本発明のプロットは、結晶粒径が３５μｍと大きい場合である。
本発明によれば、フェライト系ステンレス鋼板の優れた成形性を生かしつつ、実用上満足のゆく加工肌荒れの低減が可能となり、オ−ステナイト系ステンレス鋼板と比較して経済性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の加工用途への適応を図ることが出来る。
ψ２＝４５°断面における結晶方位の存在位置 表面粗さＲｚと結晶粒径の関係 素材と加工後の集合組織の関係 加工後の集合組織と表面粗さＲｚの関係

Claims (5)

  1. 質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０１〜０．３０％、Ｐ：０．００５〜０．０３５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板面に垂直方向の｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面のＸ線積分強度比をそれぞれＩａ，Ｉｂ，Ｉｃとし、圧延方向を０°として０°，４５°，９０°の３方向において伸び歪２０％を付与した後の、板面に垂直方向の｛２２２｝面，｛１１２｝面，｛００２｝面のＸ線積分強度比をそれぞれＩａ’，Ｉｂ’，Ｉｃ’とした場合に、下記の関係を全て満たすことを特徴とする加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
    ＜素材＞ Ｉａ／（Ｉｂ＋Ｉｃ）＞１０，Ｉａ＞２０
    ＜伸び歪２０％付与後＞
    ０°方向 Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）＞３，Ｉａ’＞１０
    ４５°方向 Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）＞５，Ｉａ’＞１０
    ９０°方向 Ｉａ’／（Ｉｂ’＋Ｉｃ’）＞５，Ｉａ’＞１０
  2. 前記鋼が、さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１に記載の加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 前記鋼の結晶粒径が２０μｍ以下であり，圧延方向を０°として０°，４５°，９０°の３方向においてそれぞれ伸び歪２０％を付与した後の表面粗さ（Ｒｚで表記される十点平均粗さ）が３μｍ未満であることを特徴とする請求項１または２に記載の加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  4. 請求項１または２に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、焼鈍することなく酸洗して圧延率４０％以上の１次冷延を施して冷延板とし、８５０〜１０００℃で中間焼鈍を実施し、さらに圧延率６５％以上の最終冷延を行って最終冷延板とし、７５０〜１０００℃で最終焼鈍することを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  5. 請求項１または２に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の範囲に加熱し，総圧下率８０％以上の粗熱延を行い、次いで実施する仕上げ熱延において下記の条件を全て満足して７００℃未満の温度で巻き取ることを特徴とする請求項４に記載の加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
    （ｉ）１０５０℃以下で総圧下率８０〜９５％とする。
    （ii）最終３パスの総圧下率を４０〜６０％で各パス間時間を１秒以内とする。
    （iii）仕上げ温度を９５０℃以下として、仕上げ圧延後２秒以内に水冷を開始する。
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