JP2013185231A - 面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相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】 面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相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】 質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：２．０〜１０．０％、Ｐ≦０．０５％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：１５．０〜３０．０％、Ｎ：０．０５〜０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相率が４０〜９０％、フェライト相の結晶方位の最大強度が１０以下、フェライト相に対するオーステナイト相の硬度比が１．１以上であることを特徴とする面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
【選択図】 図１

Description

本発明は、加工時の異方性が小さいフェライト相とオーステナイト相から成る２相ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。
フェライト相とオーステナイト相から成る２相ステンレス鋼板は、耐食性に優れているとともに、微細組織であるため高強度で、かつ耐疲労特性に優れていることから、化学プラントなど広範囲に使用されているが、延性がオーステナイト系ステンレス鋼に比べて低いため、プレス成形時に割れが発生する場合が有り、加工性の向上が要望されている。
従来の代表的な２相ステンレス鋼は、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ（２５％Ｃｒ−７％Ｎｉ−３％Ｍｏ−０．１％Ｎ）に代表される高Ｎｉ、Ｍｏ含有であったが、最近ではＮｉ量を低減したり、Ｍｏを含有しない省合金フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼が開発され、種々の分野に適用されつつある（例えば、特許文献１参照）。この様な省Ｎｉ、Ｍｏ含有鋼は、ＭｎやＮを添加することでオーステナイト量の調整や耐食性の確保が成されており、ＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ）やＳＵＳ３１６（１８％Ｃｒ−１０％Ｎｉ−２％Ｍｏ）の代替としても期待されている。
一方、薄鋼板を種々の形状に成形加工し、各種部品に適用する際、プレス成形性が課題となる。このプレス成形性の中で面内異方性と呼ばれる指標があり、面内異方性が大きい場合、成形品のフランジ残り部の形状が一定しなかったり、成形品端部の耳と呼ばれる部分が波打つ、所謂イヤリングが大きくなる問題が生じる。この問題が生じると、成形時の歩留まりが著しく悪くなる他、成形品の形状不均一性が生じ易くなるため、面内異方性は小さいことが望まれている。
フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板は、非特許文献１に記載されている様に、極めて面内異方性が大きく、薄鋼板の成形性に問題があった。尚、ここでの面内異方性はｒ値の面内異方性を示しており、次式（１）で表わされるΔｒが指標となる。
Δｒ＝｜（ｒ0+ｒ90）／２−ｒ45｜ ・・・・ 式（１）
ここで、ｒ0は圧延方向と平行方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と直角方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値で、ＪＩＳ Ｚ２２５４で準拠される方法で測定される。Δｒが大きいと面内異方性が大きく、上記の観点からΔｒ値は小さい方が望まれる。
特許文献１には、フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼の溶鋼を直接薄板鋳造し、圧延方向と幅方向とで機械的性質に差の無い異方性の無い鋼板を製造する方法が開示されている。これは、熱間圧延を省略して、溶鋼から直接薄板を製造するものであり、本発明の様に熱間圧延を経て製造される一般的な製造方法とは異なるものである。また、圧延方向と幅方向の強度や伸びの差を小さくするものであり、本発明の様にｒ値の面内異方性に関するものでは無かった。
本発明では、特にフェライト相の結晶方位強度に着目し、ｒ値の面内異方性が小さく、プレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板を提供することを目的とした。
特開平１−５３７０５号公報
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ、 Ｖｏｌ．５１、Ｎｏ．４ （２０１０） ｐｐ．６４４．
本発明は、ｒ値の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを課題とするものである。
上記課題を解決するために、本発明者らは２相ステンレス鋼板のｒ値およびその面内異方性の発現性について詳細に調査した。そして、かかる目的を達成すべく種々の検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
フェライト相とオーステナイト相が混在する２相ステンレス鋼のｒ値およびその面内異方性は、フェライト相の結晶方位強度（集合組織）が支配しており、従来の２相ステンレス鋼は圧延方位が顕著に発達するため、製品板の結晶方位強度が強くなり、特定方向（圧延方向に対して４５°近傍）のｒ値が高く、圧延方向や幅方向のｒ値が低くなる。ここで結晶方位強度とは、結晶の配向がランダムな場合に対して何倍の回折強度であるかを示すものである。一方、成分および製法を調整することで冷延後および製品の結晶方位強度を弱めることにより、低面内異方性を実現した。具体的には、Ｎｉを低減し、ＮやＭｎを高めて第２相であるオーステナイト相を硬質化させ、かつオーステナイト相の分率を適正化させることで、冷延過程でフェライト相の方位強度を逆に弱めることを見出した。その際、冷延圧下率と焼鈍温度を調整することが有効であることを見出し、すなわち、冷延過程でフェライト相の結晶方位強度を弱めることが可能となる新知見から、その後の焼鈍においてもそれを維持させることを実現し、材質特性としてｒ値の面内異方性が小さい製品を提供することを可能とした。
本発明は上記知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨は、次の通りのものである。
（１） 質量％にて、
Ｃ：０．００１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：２〜１０％、
Ｐ≦０．０５％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｃｒ：１５．０〜３０．０％、
Ｎ：０．０５〜０．３０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相率が面積率で４０〜９０％、フェライト相の結晶方位の最大強度が１０以下、フェライト相に対するオーステナイト相の硬度比が１．１以上であることを特徴とする面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
（２） 面内異方性の指標である次式（１）で表されるΔｒが０．５以下であることを特徴とする上記（１）記載の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
Δｒ＝｜（ｒ0+ｒ90）／２−ｒ45｜ ・・・・ 式（１）
ここで、ｒ0は圧延方向と平行方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と直角方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値である。
（３） さらに、質量％にて、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜３．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０１〜０．５０％
の１種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
（４） さらに、質量％にて、
Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．３０％、
Ｓｎ：０．０５〜０．５０％、
Ｗ：０．１〜２．０％
の１種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
（５） さらに、質量％にて、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
（６） 上記（１）〜（５）のいずれかに記載の成分のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼を冷延する際、圧下率を９０％以下とし、その後の焼鈍温度を１０００〜１１００℃として５００℃までの冷却速度を５〜５００℃／ｓｅｃとし、４００〜５００℃の温度域で５〜５００ｓｅｃ保持することを特徴とする面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板の製造方法。
以上の説明から明らかなように、従来、面内異方性が大きくプレス成形性に問題があったフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板に対して、面内異方性の小さい薄鋼板が得られ、家電、建築、自動車など種々の分野において成形用途として適用することで、環境対策や部品の低コスト化などに大きな効果が得られる。
集合組織と面内異方性の関係を示す図である。 フェライト相の結晶方位強度とΔｒの関係を示す図である。 オーステナイト相量と面内異方性の関係を示す図である。 冷延圧下率と面内異方性の関係を示す図である。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板の化学成分についての限定理由について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。
Ｃは、０．１０％超の添加で成形性と耐食性を著しく劣化させるため、上限を０．１０％とした。しかしながら、オーステナイト相を安定的に生成させ、フェライト相との硬度差を大きくして結晶方位強度の上昇を抑制するために必要な元素であり、０．０１％未満では２相組織が得られにくいため、下限を０．００１％とすることが望ましい。更に、精錬コスト、溶接性を考慮すると０．０２〜０．０５％が望ましい。
Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であるが、１．０％超の添加により熱間加工性が劣化し、製造し難くなるため、１．０％以下とした。しかしながら、脱酸のためには０．０１％以上必要なことから、下限を０．０１％とした。更に、精錬コスト、耐酸化性、耐食性を考慮すると、０．３％〜０．８％が望ましい。
Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、オーステナイト相を安定的に生成させ、フェライト相との硬度差を大きくして結晶方位強度の上昇を抑制するために２％以上添加する。但し、１０％超の添加により耐食性が著しく劣化するため、上限を１０％とした。更に、耐酸化性や製造時の酸洗性を考慮すると、３．０〜６．０％が望ましい。
Ｐは、不純物として含有され製造時の熱間加工性を劣化させるため、上限を０．０５％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加につながるため、０．０２〜０．０４％が望ましい。
Ｎｉはオーステナイト相を安定的に生成させる元素であり、０．１％を下限とするが、合金コストが高いため、本発明では３．０％以下とした。但し、過度な低減は耐食性の劣化につながる場合があるため、０．５〜３．０％が望ましい。
Ｃｒは耐食性や耐酸化性を確保するために１５％以上添加する。一方、多量の添加は合金コストの増加につながるため、上限を３０％とした。更に、製造性を考慮すると、１７．０〜２５．０％が望ましい。
Ｎは２相ステンレス鋼の耐食性を向上させるとともに、オーステナイトを安定的に生成させ、フェライト相との硬度差を大きくして結晶方位強度の上昇を抑制するためにるため、０．０５％以上添加する。一方、０．３０％超の添加により著しく硬質化するとともに、鋳造性や熱間加工性が悪くなるため、上限を０．３０％とした。更に、溶接性やフェライト相の集合組織の発達抑制を考慮すると０．１０〜０．３０％が望ましい。さらに好ましくは、０．１５超〜０．３０％である。
Ｍｏは、耐食性や高温強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて０．１％以上添加する。０．１％未満の添加では、耐食性と高温強度向上に効果がない。但し、フェライト生成元素であるため、１．０％以上の添加によりオーステナイト相が十分生成しないため、０．１〜１．０％とする。但し、合金コストや製造性を考慮すると、０．１〜０．５％が望ましい。
Ｃｕは、耐食性やオーステナイト相の相率制御のために必要に応じて０．１〜３．０％添加する。０．１％未満の添加では、耐食性向上に効果がない。３．０％超の添加では、耐食性の効果が飽和し、かつオースナイト相の相率制御に対する効果も飽和する。但し、熱間加工性を考慮すると０．１〜２．０％が望ましい。
Ｂは、粒界に偏析して熱間加工性を向上させる元素であり、必要に応じて０．０００５％以上添加する。０．０００５％未満の添加では、熱間加工性の向上に効果がない。但し、フェライト生成元素であるため、０．０１００％以上の添加によりオーステナイト相が十分生成しないため、０．０００５〜０．０１００％とする。更に、粒界腐食性を考慮すると、０．０００５〜０．００３０％が望ましい。
Ａｌは、脱酸剤として活用出来る他、耐酸化性や耐食性を向上させるため、必要に応じて０．０１〜０．５％添加する。０．０１％未満の添加では、耐酸化性や耐食性の向上に効果がない。０．５％超の添加では、耐酸化性や耐食性の向上が飽和する。但し、靭性を考慮すると、０．０１〜０．１０％が望ましい。
Ｔｉは、ＮとＴｉＮを形成して溶接部および鋳造組織の組織微細化に有効な元素であるとともに耐食性を向上する元素であるため、必要に応じて０．００５〜０．３０％添加する。０．００５％未満の添加では、溶接部および鋳造組織の組織微細化に対し効果が発現しない。０．３０％超の添加で、その効果は飽和するとともに、鋼板の製造工程において表面疵の発生原因となる。但し、合金コストや靭性を考慮すると、０．００５〜０．１５％が望ましい。
Ｎｂは、Ｔｉと類似の作用があるとともに強度を向上させる元素であり、必要に応じて０．００５〜０．３０％添加する。０．００５％未満の添加では、溶接部および鋳造組織の組織微細化に対し効果が発現しない。０．３０％超の添加で、その効果は飽和する。但し、合金コストや靭性を考慮すると、０．００５〜０．１５％が望ましい。
Ｚｒも、ＴｉやＮｂと類似の作用があるとともに耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて０．００５〜０．３０％添加する。０．００５％未満の添加では、溶接部および鋳造組織の組織微細化に対し効果が無く、耐酸化性の効果を発現しない。０．３０％超の添加で、その効果は飽和する。但し、合金コストや靭性を考慮すると、０．００５〜０．１５％が望ましい。Ｚｒ添加量が０．１５％を超えると靱性が低下する傾向にある。
Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて０．０５〜０．５０％添加する。０．０５％未満の添加では、耐食性の向上効果が無い。０．５０％超の添加で、その効果は飽和する。但し、熱間加工性や溶接性を考慮すると、０．０５〜０．２０％が望ましい。
Ｗは、耐食性や耐熱性を向上させる元素であり、必要に応じて０．１〜２．０％添加する。０．１％未満の添加では、耐食性や耐熱性の向上効果が無い。２．０％超の添加で、その効果は飽和する。但し、合金コストや靭性を考慮すると、０．１〜１．０％が望ましい。
Ｍｇは、脱酸剤として活用する他、溶接部および鋳造組織の組織微細化に有効な元素であるため、必要に応じて０．０００２〜０．０１００％添加する。０．０００２％未満の添加では、溶接部および鋳造組織の組織微細化に対し効果がない。０．０１００％超の添加で、その効果は飽和する。但し、製造性を考慮すると、０．０００２〜０．００２０％が望ましい。
Ｃａは、Ｓと結合して熱間加工性を向上させるため必要に応じて０．０００５〜０．０１００％添加する。０．０００５％未満の添加では、熱間加工性に対し効果がない。０．０１００％超の添加で、その効果は飽和する。但し、耐食性を考慮すると、０．０００５〜０．００１０％が望ましい。
次に、本発明のポイントとなるフェライト相の結晶方位強度について説明する。
フェライト相およびオーステナイト相は、圧延および熱処理によって、特性に影響する結晶方位の強度が変化する。結晶方位強度は種々の測定があるが、本発明ではＸ線回折によって得られる結晶方位強度を規定する。図１に異なる面内異方性を有する２相ステンレス鋼板（１．０ｍｍ厚の冷延・焼鈍板、冷延圧下率７８％、焼鈍温度１０５０℃）のフェライト相の集合組織を示す。ここで、集合組織については、Ｘ線回折装置（理学電機工業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、板厚中心領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで中心領域を現出）の（２００）、（３１０）および（２１１）正極点図を得、これらから球面調和関数法を用いて３次元結晶方位密度関数を得た。
図１は、Ｂｕｎｇｅ法と呼ばれる３次元集合組織の表記であり、結晶方位強度（ランダムサンプルとの強度比率）が等高線で見ることが出来る断面（φ2＝４５°断面）である。これより、比較鋼はフェライト相の圧延方位である｛１００｝＜０１１＞、｛２１１｝＜０１１＞が顕著に発達しており、最大強度は１８と高く、ｒ値の面内異方性を示すΔｒが１．３４と高く、プレス成形性が劣る。
一方、本発明鋼は、上記の方位の発達が抑制されており、結晶方位の最大強度が８と比較鋼よりも低く、Δｒも０．３８と低異方性を示す。これは、ｒ値の面内異方性は母相であるフェライト相が支配的であり、特定の集合組織の発達を抑制することで低異方性が有効であると言える。図２にフェライト相の結晶方位強度とΔｒの関係を示す。最大強度が１０以下でΔｒが０．５以下となるため、本発明におけるフェライト相の結晶方位強度は１０以下とした。下限値はランダム状態の１である。Δｒは、低い方が望ましいが、０．５以下であれば、プレス時の形状に関する問題は生じないことから、本願ではΔｒを０．５以下としたが、更に望ましくは０．４以下が良い。
なお、ここでの面内異方性はｒ値の面内異方性を示しており、公知の次式（１）で表わされるΔｒが指標となる。
Δｒ＝｜（ｒ0+ｒ90）／２−ｒ45｜ ・・・・ 式（１）
ここで、ｒ0は圧延方向と平行方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と直角方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値で、ＪＩＳ Ｚ２２５４で準拠される方法で測定される。Δｒが大きいと面内異方性が大きく、上記の観点からΔｒ値は小さい方が望まれる。
本発明では、フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼のオーステナイト相率（面積率）についても面内異方性を低減する要素となる。オーステナイト相は、第２相として熱延工程にて析出し温度によってその析出量は変化する。本発明では、フェライト相の結晶方位強度を冷間圧延にて制御し、冷間圧延後の焼鈍後もその結晶方位特性を維持し、低面内異方性を発現させるという新しい技術思想を見出した。オーステナイト相が無い場合、またはオーステナイト相とフェライト相の硬度差が小さい場合、フェライト相は圧延変形により急激に特定の結晶方位が発達してしまい（圧延集合組織の発達）、その後の熱処理によっても結晶方位の強度は強くなる（再結晶集合組織の発達）。
一方、本発明の鋼組成の場合、母相のフェライト相は、第２相のオーステナイト相に比べて軟質であるため、冷延工程でロールにより拘束された状態で変形を受ける場合、硬質なオーステナイト相から極めて不均一な変形を受ける。本発明では、オーステナイト相とフェライト相の硬度をナノインデンテーション法で詳細に測定した結果、オーステナイト相の硬度がフェライト相の硬度の１．１倍以上の場合に低異方性が発現することを見出した。これは、変形過程で硬質なオーステナイト相から母相のフェライト相に不均一歪が多く導入されるため、結晶方位回転が局所的に不均一になり、特定の結晶方位の発達を抑制するためである。低面内異方性の安定化のためには、硬度比は１．２以上が望ましい。硬度比の上限が２．０超になると、オーステナイト相が著しく硬化した状態となり、成形加工時にフェライト相とオーステナイト相の界面で割れが生じるため、上限は２．０が望ましい。
この作用は、オーステナイト相の相分率（面積分率）が影響することを見出し、図３に示す様に４０％以上９０％以下の相率があればΔｒが０．５以下となるため、下限を４０％、上限を９０％とした。
なお、図１の本発明鋼に対し、オーステナイト相率を変化させるため、冷延板の焼鈍温度を９５０℃から１１５０℃に変化させた。オーステナイト相の４０％は１１００℃の焼鈍温度の条件に対応する。一方、オーステナイト相率が過度に増加すると冷延過程でオーステナイト相から過度な不均一変型を受け、冷延焼鈍後のフェライト相の集合組織が発達するため、異方性が大きくなる。よって、オーステナイト相率は４０〜９０％とした。なお、オーステナイト相の９０％は、１０００℃の焼鈍温度の条件に相当する。ここで、オーステナイト相の分率（面積分率）は、フェライトメーターで測定したが、画像解析装置やＥＢＳＰ解析装置などにより求めても良い。更に安定的に面内異方性を小さくし、かつ強度や延性も考慮すると、５０〜８０％の相率が望ましい。さらに６０〜８０％が好適である。
次に、製造方法について説明する。
本発明の鋼板の製造方法は、製鋼−熱間圧延−酸洗−冷間圧延−焼鈍・酸洗の各工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉あるいは電炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。熱間圧延は複数スタンドから成る熱間圧延機で圧延された後に巻き取られる。本発明では、鋳造および熱間圧延条件には特に規定せず、成分に応じて適宜選択すれば良い。
熱間圧延後は、熱延板焼鈍を施しても省略しても良く、酸洗処理後、冷間圧延に供される。冷間圧延においては、冷延の圧下率を９０％以下とする。図４に圧下率とΔｒの関係を示した様に、９０％を超えるとΔｒが０．５超になり、面内異方性が大きくなる。これは、冷延での歪が過度に大きくなるため、フェライト相の結晶方位強度が急激に高くなるためである。更に、延性や生産性を考慮すると、３０〜８０％が望ましい。冷間圧延における他の条件（ロール径、パス数、圧延温度等）は特に規定せず、生産性に応じて適宜選択すれば良い。
冷間圧延後の焼鈍は、オーステナイト相量の調整のために施され、オーステナイト相を４０％以上とするために、加熱温度を１１００℃以下とし、９０％以下とするために１０００℃以上とする。但し、過度に高温焼鈍は、逆にオーステナイト相量の減少、結晶粒の粗大化、フェライト相の結晶方位強度の増加をもたらすことから、加熱温度は１０００〜１１００℃とする。更に、延性や靭性の観点から、１０２０〜１０７５℃が望ましい。また、加熱後の冷却速度が遅すぎると、冷却過程でＣｒ炭窒化物が析出し、靭性や耐食性が劣化することから、５００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。５００℃／ｓｅｃ超の冷却速度にすると鋼板形状が著しく劣化するため上限を５００℃／ｓｅｃとした。なお、生産性や酸洗性を考慮すると冷却速度は１０〜５０℃／ｓｅｃが望ましく、冷却方法は気水冷却、水冷など適宜選択すれば良い。
オーステナイト相の硬度をフェライト相の硬度の１．１倍にするためには、Ｎをオーステナイト中に濃化させてオーステナイト相を硬質化する必要があり、本発明では冷却過程の４００〜５００℃の温度域において５ｓｅｃ以上保持することでオーステナイト相にＮを濃化させる。但し、５００ｓｅｃ超の保持は、生産性を著しく劣化させるため、上限を５００ｓｅｃとした。更に、生産性を考慮すると保持時間は６０ｓｅｃ以下が望ましい。
他工程の製造方法については特に規定しないが、熱延板厚、冷延板焼鈍雰囲気などは適宜選択すれば良い。また、冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。更に、製品板厚についても、要求部材厚に応じて選択すれば良い。
表１に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して３．５ｍｍ厚の熱延コイルとした。その後、熱延コイルを焼鈍・酸洗し、圧下率７８％で冷間圧延し、１０５０℃に加熱後、５００℃までの冷却速度を１０℃／ｓｅｃとして焼鈍後、酸洗を施して製品板とした。このようにして得られた製品板から、先述した方法でΔｒ、結晶方位強度およびオーステナイト相率の測定を行なった。
鋼Ｎｏ．１〜１０は本発明範囲の鋼成分であり、オーステナイト相率、フェライト相の結晶方位の最大強度が本発明範囲を満足し、異方性の指標であるΔｒが０．５以下であり、面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板が得られている。 一方、鋼Ｎｏ．１１はＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌに相当する鋼であり、Ｎｉ、Ｍｏが本発明範囲から外れておりオーステナイト相率およびフェライト相の結晶方位の最大強度が著しく高いため、Δｒが０．５超と異方性が大きい。
鋼Ｎｏ．１２、１４および１７は、それぞれオーステナイト生成元素であるＣ、Ｍｎ、Ｎが本発明範囲の下限外れであるため、オーステナイト相率とフェライト相の結晶方位強度が本発明範囲外となりΔｒが大きい。
鋼Ｎｏ．１３、１６、１８、２０、２１、２５、２６は、それぞれＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｗというフェライト生成元素が本発明範囲の上限外れであり、フェライト相率が多くなるためフェライト相の結晶方位が顕著に発達し、Δｒが大きい。
鋼Ｎｏ．１５と１８は、オーステナイト生成元素であるＮｉ、Ｃｕが上限外れであり、オーステナイト相率が過度に多くなることでフェライト相の結晶方位強度が外れΔｒが大きい。鋼Ｎｏ．２２〜２４は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒが上限外れであり、オーステナイト生成元素であるＣやＮと結合することで、オーステナイト相率を下げてしまいΔｒを大きくする。
表２には、本発明の鋼Ｎｏ．１〜４について、冷延圧下率と冷延板焼鈍条件を変えて製造した場合の先述した方法でΔｒ、結晶方位強度およびオーステナイト相率の測定結果を示す。
表２に示すように、本発明範囲で製造した本発明例の鋼Ｎｏ．１〜４は、Δｒが小さく、面内異方性が小さくプレス成形性は良好であった。これに対して、冷延圧下率、冷延板焼鈍温度および冷却速度が本発明範囲から外れる比較例の鋼Ｎｏ．１〜４の場合は、Δｒが大きくなり、面内異方性が大きくプレス成形性に問題があった。

Claims (6)

  1. 質量％にて、
    Ｃ：０．００１〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
    Ｍｎ：２〜１０％、
    Ｐ≦０．０５％、
    Ｎｉ：０．１〜３．０％、
    Ｃｒ：１５．０〜３０．０％、
    Ｎ：０．０５〜０．３０％
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相率が面積率で４０〜９０％、フェライト相の結晶方位の最大強度が１０以下、フェライト相に対するオーステナイト相の硬度比が１．１以上であることを特徴とする面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
  2. 面内異方性の指標である次式（１）で表されるΔｒが０．５以下であることを特徴とする請求項１記載の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
    Δｒ＝｜（ｒ０+ｒ９０）／２−ｒ４５｜ ・・・・ 式（１）
    ここで、ｒ０は圧延方向と平行方向のｒ値、ｒ９０は圧延方向と直角方向のｒ値、ｒ４５は圧延方向と４５°方向のｒ値である。
  3. さらに、質量％にて、
    Ｍｏ：０．１〜１．０％、
    Ｃｕ：０．１〜３．０％、
    Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、
    Ａｌ：０．０１〜０．５％
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
  4. さらに、質量％にて、
    Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、
    Ｚｒ：０．００５〜０．３０％、
    Ｓｎ：０．０５〜０．５０％、
    Ｗ：０．１〜２．０％
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
  5. さらに、質量％にて、
    Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
    の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板。
  6. 請求項１〜５のいずれかに記載の成分のフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼を冷延する際、圧下率を９０％以下とし、その後の焼鈍温度を１０００〜１１００℃として５００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とし、４００〜５００℃の温度域で５ｓｅｃ以上保持することを特徴とする面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板の製造方法。
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