JP2022150255A - Ferritic stainless steel hot-rolled plate and method for manufacturing the same and ferritic stainless cold-rolled plate - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
本発明は、フェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびにフェライト系冷延鋼板に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet, a method for producing the same, and a ferritic cold-rolled steel sheet.
フェライト系ステンレス鋼は、優れた耐食性を有することから、自動車の排気部品用等、腐食環境で使用される用途に用いられる。特に、近年では、製品の外観上の問題から、さびの発生を抑制する必要がある、厨房用器具および器物、ならびに家電製品といった製品に使用されている。 Since ferritic stainless steel has excellent corrosion resistance, it is used in applications that are used in corrosive environments, such as exhaust parts for automobiles. In recent years, in particular, it has been used in products such as kitchen utensils and utensils, as well as home electric appliances, for which it is necessary to suppress the generation of rust due to problems with the appearance of the product.
このような製品は、複雑な形状を有することがある。このため、素材となるフェライト系ステンレス鋼には、耐食性だけでなく、高い成形性も要求される。 Such products may have complex shapes. Therefore, the ferritic stainless steel used as the raw material is required to have not only corrosion resistance but also high formability.
成形性を向上させたフェライト系ステンレス鋼板として、特許文献１には、結晶粒径等を制御したフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。また、非特許文献１には、フェライト系ステンレス鋼の一つであり、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有させることで、ＣおよびＮを固定し、成形性を向上させたＩＦ系ステンレス鋼板が開示されている。 As a ferritic stainless steel sheet with improved formability, Patent Literature 1 discloses a ferritic stainless steel sheet with controlled grain size and the like. In addition, Non-Patent Document 1 discloses an IF stainless steel sheet, which is one of ferritic stainless steels and in which Ti and/or Nb are contained to fix C and N and improve formability. ing.
ところで、上記非特許文献１に開示されたＩＦ系ステンレス鋼板は、成形性を向上させるために、冷延鋼板の焼鈍において、高温焼鈍を行う。この方法は、特許文献１のように結晶粒を微細にする鋼板では行われないものの、結晶粒を成長させることで、ｒ値を向上させることができ、一般的に採られる方法である。この際、高温焼鈍をすると、焼鈍炉内での高温強度が低下し、炉内で板にかかる張力などにより塑性変形が起こることがある。この結果、表面に模様が発生する等、表面性状が低下する場合がある。このような問題は、特に生産性の高い縦型炉で高温焼鈍を行った場合、または高いｒ値の得られやすい薄手材で生じやすい。 By the way, the IF stainless steel sheet disclosed in Non-Patent Document 1 is subjected to high-temperature annealing in the annealing of the cold-rolled steel sheet in order to improve formability. Although this method is not used for a steel sheet that refines the crystal grains as in Patent Document 1, it is a method that is commonly used because the r value can be improved by growing the crystal grains. At this time, if high-temperature annealing is performed, the high-temperature strength in the annealing furnace decreases, and plastic deformation may occur due to the tension applied to the plate in the furnace. As a result, the surface properties may deteriorate, such as the occurrence of patterns on the surface. Such a problem tends to occur particularly when high-temperature annealing is performed in a vertical furnace with high productivity, or when a thin material is likely to have a high r-value.
その一方、表面性状を確保するために、焼鈍温度を低下させると、焼鈍にかかる時間が長時間となり製造性が低下する。このように、ｒ値を向上させ、成形性を向上させることと、良好な表面性状を確保することと、を両立することは難しいという課題がある。 On the other hand, if the annealing temperature is lowered in order to secure the surface properties, the time required for annealing becomes long and the manufacturability decreases. Thus, there is a problem that it is difficult to simultaneously improve the r-value to improve the moldability and ensure good surface properties.
本発明は、上記の課題を解決し、製造性に優れ、かつ良好な成形性と表面性状とを有するフェライト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。 An object of the present invention is to solve the above problems and to provide a ferritic stainless steel sheet which is excellent in manufacturability and has good formability and surface properties.
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を要旨とする。 The present invention has been made to solve the above problems, and the gist thereof is the following ferritic stainless steel sheet and method for producing the same.
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｃｒ：１１．０～３０．０％、
Ｐ：０．００５～０．１００％、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ：０．０３０％以下、と、
ＴｉおよびＮｉから選択される一種以上とを含み、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～２．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．００２５％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｙ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織において、
再結晶率が９５％以上であり、
Ｐの析出量Ｐｐが０．００５％以上であり、
Ｐ含有析出物の最大サイズが０．２～１．０μｍである、フェライト系ステンレス熱延鋼板。
(1) chemical composition, in mass %,
C: 0.030% or less,
Si: 1.00% or less,
Mn: 2.00% or less,
Cr: 11.0 to 30.0%,
P: 0.005 to 0.100%,
S: 0.0100% or less,
Al: 0.005 to 1.00%,
N: 0.030% or less, and
and one or more selected from Ti and Ni,
Ti: 0 to 0.50%,
Nb: 0 to 1.00%,
Sn: 0-0.50%,
Ni: 0 to 1.00%,
Cu: 0 to 1.00%,
Mo: 0-2.00%,
W: 0 to 1.00%,
Co: 0-0.50%,
V: 0 to 0.50%,
Zr: 0 to 0.50%,
Sb: 0 to 0.50%,
B: 0 to 0.0025%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
Y: 0 to 0.20%,
Hf: 0-0.20%,
REM: 0-0.10%,
balance: Fe and impurities,
In the metallographic structure,
The recrystallization rate is 95% or more,
The precipitation amount Pp of P is 0.005% or more,
A ferritic stainless hot-rolled steel sheet in which the maximum size of P-containing precipitates is 0.2 to 1.0 μm.
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｓｎ：０．００５～０．５０％、
Ｎｉ：０．０５～１．００％、
Ｃｕ：０．０５～１．００％、
Ｍｏ：０．０５～２．００％、
Ｗ：０．０５～１．００％、
Ｃｏ：０．０５～０．５０％、
Ｖ：０．０５～０．５０％、
Ｚｒ：０．０５～０．５０％、および
Ｓｂ：０．００５～０．５０％、
から選択される一種以上を含有し、下記（ｉ）式を満足する、上記（１）に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
０．０３≦Ｎｂ＋Ｔｉ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
(2) the chemical composition, in mass %,
Sn: 0.005 to 0.50%,
Ni: 0.05 to 1.00%,
Cu: 0.05 to 1.00%,
Mo: 0.05 to 2.00%,
W: 0.05 to 1.00%,
Co: 0.05-0.50%,
V: 0.05 to 0.50%,
Zr: 0.05-0.50%, and Sb: 0.005-0.50%,
The ferritic stainless hot-rolled steel sheet according to (1) above, containing at least one selected from and satisfying the following formula (i).
0.03≦Nb+Ti (i)
However, each element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the steel, and is zero when not contained.
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００１～０．００２５％、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０％、および
Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
(3) the chemical composition, in mass %,
B: 0.0001 to 0.0025%,
Ca: 0.0002-0.0050%, and Mg: 0.0002-0.0050%,
The hot-rolled ferritic stainless steel sheet according to (1) or (2) above, containing one or more selected from:
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｙ：０．００１～０．２０％、
Ｈｆ：０．００１～０．２０％、および
ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）～（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
(4) the chemical composition, in mass %,
Y: 0.001 to 0.20%,
Hf: 0.001-0.20%, and REM: 0.001-0.10%,
The ferritic stainless hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (3) above, containing one or more selected from:
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法であって、
上記（１）～（４）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行う工程と、
前記熱間圧延における前記仕上圧延の後、７００～８３０℃の範囲内の熱処理温度Ｔで、下記（ii）および（iii）式を満足する熱処理時間ｔの間、熱処理を行う工程と、
前記熱処理の後、３０分以内に４００℃以下まで冷却する工程と、を有する、フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
１４１０≦Ａ≦１４５０ ・・・(ii)
Ａ＝Ｔ×ｌｏｇ（２０＋ｔ） ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
Ａ：定数
Ｔ：熱処理温度（Ｋ）
ｔ：熱処理時間（ｈｒ）
(5) A method for producing a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (4) above,
a step of subjecting a slab having the chemical composition according to any one of the above (1) to (4) to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling;
After the finish rolling in the hot rolling, heat treatment is performed at a heat treatment temperature T in the range of 700 to 830 ° C. for a heat treatment time t that satisfies the following formulas (ii) and (iii);
and cooling to 400° C. or less within 30 minutes after the heat treatment.
1410≦A≦1450 (ii)
A=T×log(20+t) (iii)
However, each symbol in the above formula is defined as follows.
A: constant T: heat treatment temperature (K)
t: heat treatment time (hr)
（６）上記（１）～（４）のいずれかに記載の熱延鋼板を用いた冷延鋼板であって、
平均ｒ値が１．４以上であり、
算術平均うねりＷａが０．３０μｍ以下である、フェライト系ステンレス冷延鋼板。
(6) A cold-rolled steel sheet using the hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (4) above,
The average r value is 1.4 or more,
A ferritic stainless cold-rolled steel sheet having an arithmetic mean waviness Wa of 0.30 μm or less.
本発明によれば、製造性に優れ、かつ良好な成形性と表面性状とを有するフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the ferritic stainless steel plate which is excellent in manufacturability and has favorable formability and surface properties can be obtained.
本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼板の冷間圧延後の焼鈍工程における焼鈍温度および表面模様の発生状態、金属組織の関係を丹念に調査し、以下の（ａ）～（ｃ）の知見を得た。 The present inventors have carefully investigated the relationship between the annealing temperature in the annealing process after cold rolling of a ferritic stainless steel sheet, the state of occurrence of surface patterns, and the metal structure, and obtained the following findings (a) to (c). Obtained.
（ａ）表面模様の発生状態は、焼鈍温度だけでなく、冷間圧延前のリン化物の析出状態に強く依存している。そして、本発明者らは、高温焼鈍を行うために、リン化物の析出が有効であることを知見した。 (a) The state of occurrence of surface patterns strongly depends not only on the annealing temperature but also on the precipitation state of phosphides before cold rolling. The present inventors have found that precipitation of phosphide is effective for high-temperature annealing.
上記知見は、非常に大きなものであり、従来、リン化物は、高温域において、強度向上への寄与は小さいと考えられてきた。この点について、高温域において、特に効果的に寄与するＮｂ、Ｍｏといった元素を含む析出物等と比較すると、リン化物は、早期に析出、固溶、粒成長する。その結果、高温で、１０分程度均熱保持すると、リン化物は、上記の過程を経ることで、粗大な析出物となり、鋼の強化に寄与しなくなる。このため、リン化物は、冷延鋼板の焼鈍のような短時間で行う熱処理の際には、高温であっても強度能を維持できる。 The above findings are very significant, and conventionally, phosphides have been thought to have little contribution to strength improvement in high-temperature ranges. In this regard, compared with precipitates containing elements such as Nb and Mo, which contribute particularly effectively in a high temperature range, phosphides precipitate, form a solid solution, and grow grains at an early stage. As a result, when the steel is soaked at a high temperature for about 10 minutes, the phosphide becomes coarse precipitates through the above process and does not contribute to the strengthening of the steel. For this reason, phosphides can maintain their strength even at high temperatures during short-time heat treatment such as annealing of cold-rolled steel sheets.
従って、冷間圧延前の各工程において、リン化物を十分析出させておくことで、冷間圧延後に行われる焼鈍中で、高温強度を確保し、高温で焼鈍した場合であっても、表面模様の発生を抑制できる。 Therefore, by precipitating a sufficient amount of phosphide in each step before cold rolling, high-temperature strength is ensured during annealing performed after cold rolling, and even when annealing is performed at a high temperature, the surface Pattern generation can be suppressed.
（ｂ）このように、熱延鋼板の熱処理、および巻取り工程といった、冷間圧延の前の工程において、十分にリン化物の析出を促進させることが有効であるが、リン化物が粗大化した場合、冷延鋼板の靭性低下を招く。その一方、リン化物が微細すぎると、冷間圧延後の焼鈍時に、結晶粒界の移動をピン止めして、粒成長を抑制してしまう。この結果、再結晶が抑制され、表面性状が低下する。このため、リン化物をある一定の範囲の大きさに制御する必要がある。そこで、適切な処理時間にて、リン化物の形状を制御しつつ析出させるのが望ましい。 (b) As described above, it is effective to sufficiently promote the precipitation of phosphide in the heat treatment of the hot-rolled steel sheet and the coiling process, which is the process before cold rolling. In this case, the toughness of the cold-rolled steel sheet is lowered. On the other hand, if the phosphide is too fine, it will pin the movement of grain boundaries during annealing after cold rolling, thereby suppressing grain growth. As a result, recrystallization is suppressed and the surface properties are deteriorated. Therefore, it is necessary to control the size of the phosphide within a certain range. Therefore, it is desirable to deposit the phosphide while controlling the shape of the phosphide for an appropriate treatment time.
（ｃ）この時、単にリン化物を析出させるだけでなく、再結晶を十分に促進させることも有効である。すなわち、リン化物を適切なサイズで析出させつつ再結晶を促進する熱処理を行った後に、冷間圧延および冷間圧延後の焼鈍を実施することが有効である。このような手法により、生産性を向上させ、表面性状および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を製造することが可能となる。 (c) At this time, it is effective not only to precipitate the phosphide but also to sufficiently promote recrystallization. That is, it is effective to carry out cold rolling and post-cold rolling annealing after performing heat treatment for promoting recrystallization while precipitating phosphides in an appropriate size. Such a technique makes it possible to improve productivity and manufacture a ferritic stainless steel sheet with excellent surface properties and workability.
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の一実施形態の各要件について詳しく説明する。 The present invention has been made based on the above findings. Each requirement of one embodiment of the present invention will be described in detail below.
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、熱延鋼板と冷延鋼板とを共に含む。 The ferritic stainless steel sheet of the present embodiment includes both hot-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet.
１．熱延鋼板
１－１．熱延鋼板の化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。なお、熱延鋼板の化学組成は、冷間圧延工程等を経て、冷延鋼板となった後も、同様に変わらない。
1. Hot rolled steel sheet 1-1. Chemical composition of hot-rolled steel sheet Reasons for limiting each element are as follows. In addition, "%" about content in the following description means "mass %." The chemical composition of the hot-rolled steel sheet does not change even after the cold-rolled steel sheet is obtained through the cold rolling process and the like.
Ｃ：０．０３０％以下
Ｃは、成形性の指標であるｒ値を低下させる元素であるため、低減するのが好ましい。このため、Ｃ含有量は、０．０３０％以下とする。成形性の観点から、Ｃ含有量は、０．０１８％以下とするのが好ましい。しかしながら、Ｃの過剰な低減は、精錬コストの上昇を招くため、Ｃ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましく、０．００２％以上とするのがより好ましい。
C: 0.030% or less C is an element that lowers the r value, which is an index of moldability, and is therefore preferably reduced. Therefore, the C content should be 0.030% or less. From the viewpoint of formability, the C content is preferably 0.018% or less. However, excessive reduction of C causes an increase in refining cost, so the C content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more.
Ｓｉ：１．００％以下
Ｓｉは、耐酸化性を向上させる元素であるが、過剰に含有させると成形性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、１．００％以下とする。成形性の観点から、Ｓｉ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。しかしながら、Ｓｉを過剰に低減すると、原料コストが増加する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。
Si: 1.00% or less Si is an element that improves the oxidation resistance, but if it is contained excessively, the formability deteriorates. Therefore, the Si content is set to 1.00% or less. From the viewpoint of formability, the Si content is preferably 0.30% or less. However, excessive reduction of Si increases raw material costs. Therefore, the Si content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more.
Ｍｎ：２．００％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、多量に含有させると、成形性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は、２．００％以下とする。成形性の観点から、Ｍｎ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、Ｍｎを過剰に低減すると、原料コストが増加する。このため、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。
Mn: 2.00% or less Mn, like Si, lowers moldability when contained in a large amount. Therefore, the Mn content is set to 2.00% or less. From the viewpoint of moldability, the Mn content is preferably 0.30% or less. On the other hand, excessively reducing Mn increases raw material costs. Therefore, the Mn content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more.
Ｃｒ：１１．０～３０．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を向上させる元素である。Ｃｒ含有量が、１１．０％未満であると、十分な耐食性を得ることができない。このため、Ｃｒ含有量は、１１．０％以上とする。耐食性の観点から、Ｃｒ含有量は、１４．０％以上とするのがより好ましく、１６．０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、σ相等の金属間化合物の生成を促進して、製造時の割れおよび成形性の低下を招く。このため、Ｃｒ含有量は、３０．０％以下とする。安定製造性（歩留まり、圧延疵等）の観点から、Ｃｒ含有量は、２５．０％以下とするのが好ましく、２０．０％以下とするのがより好ましい。
Cr: 11.0-30.0%
Cr is an element that improves corrosion resistance, which is a basic characteristic of stainless steel. If the Cr content is less than 11.0%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained. Therefore, the Cr content is set to 11.0% or more. From the viewpoint of corrosion resistance, the Cr content is more preferably 14.0% or more, preferably 16.0% or more. However, an excessive Cr content promotes the formation of intermetallic compounds such as the σ phase, leading to cracking during production and deterioration of formability. Therefore, the Cr content is set to 30.0% or less. From the viewpoint of stable manufacturability (yield, rolling flaws, etc.), the Cr content is preferably 25.0% or less, more preferably 20.0% or less.
Ｐ：０．００５～０．１００％
Ｐは、リン化物を構成する元素である。リン化物の析出によって良好な表面性状を得るために、Ｐ含有量は、０．００５％以上とする。原料コストの観点から、Ｐ含有量は、０．０１０％以上とするのが好ましく、０．０２０％以上とするのがより好ましい。
P: 0.005 to 0.100%
P is an element that constitutes phosphide. The P content is set to 0.005% or more in order to obtain good surface properties by precipitation of phosphide. From the viewpoint of raw material costs, the P content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more.
しかしながら、Ｐを過剰に含有させると、成形性（ｒ値および製品伸び）が低下する。このため、Ｐ含有量は、０．１００％以下とする。成形性の観点から、Ｐ含有量は、０．０７０％以下とするのが好ましく、０．０５０％以下とするのがより好ましい。 However, when P is contained excessively, the formability (r value and product elongation) is lowered. Therefore, the P content should be 0.100% or less. From the viewpoint of formability, the P content is preferably 0.070% or less, more preferably 0.050% or less.
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、不純物元素であり、製造時の割れを助長する。このため、Ｓ含有量は、０．０１００％以下とする。製造性の観点から、Ｓ含有量は、０．００３０％以下とするのが好ましく、０．００２０％以下とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｓを過剰に低減すると、精錬コストが増加する。このため、Ｓ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましく、０．０００４％以上とするのがより好ましい。
S: 0.0100% or less S is an impurity element and promotes cracking during manufacturing. Therefore, the S content should be 0.0100% or less. From the viewpoint of manufacturability, the S content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less. However, excessive reduction of S increases the refining cost. Therefore, the S content is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0004% or more.
Ａｌ：０．００５～１．００％
Ａｌは、耐食性または耐酸化性を高めるのに有効な元素である。このため、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、成形性が低下するだけでなく、合金コストの増加および製造性の低下に繋がる。このため、Ａｌ含有量は、１．００％以下とする。
Al: 0.005-1.00%
Al is an effective element for enhancing corrosion resistance or oxidation resistance. Therefore, the Al content is set to 0.005% or more. The Al content is preferably 0.010% or more. However, excessive Al content not only lowers formability, but also leads to an increase in alloy cost and a decrease in manufacturability. Therefore, the Al content is set to 1.00% or less.
Ｎ：０．０３０％以下
Ｎは、Ｃと同様に、成形性（ｒ値）を低下させる元素である。このため、Ｎ含有量は、０．０３０％以下とする。成形性の観点から、Ｎ含有量は、０．０１５％以下とするのが好ましい。一方、Ｎを過剰に低減すると、精錬コストが増加する。このため、Ｎ含有量は、０．００２％以上とするのが好ましい。製錬コストの観点から、Ｎ含有量は、０．００５％以上とするのがより好ましい。
N: 0.030% or less N, like C, is an element that reduces formability (r value). Therefore, the N content is set to 0.030% or less. From the viewpoint of formability, the N content is preferably 0.015% or less. On the other hand, excessive reduction of N increases the refining cost. Therefore, the N content is preferably 0.002% or more. From the viewpoint of smelting costs, the N content is more preferably 0.005% or more.
ＴｉおよびＮｉから選択される一種以上
本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、以下の理由により、ＴｉおよびＮｉから選択される一種以上とを含む。また、下記（ｉ）式を満足するのが好ましい。
At least one selected from Ti and Ni The ferritic stainless hot-rolled steel sheet of the present embodiment contains at least one selected from Ti and Ni for the following reasons. Moreover, it is preferable to satisfy the following formula (i).
Ｔｉ：０～０．５０％
Ｔｉは、Ｃ、およびＮを析出物として固定し、鋼を高純度化することで、ｒ値と製品伸びとを向上させ、成形性を向上させる効果を有する。また、Ｐを析出物として固定して、冷間圧延後の焼鈍工程における高温強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。
Ti: 0-0.50%
Ti fixes C and N as precipitates and purifies the steel, thereby improving the r value and product elongation and improving formability. Moreover, it has the effect of fixing P as precipitates and improving the high-temperature strength in the annealing process after cold rolling. Therefore, it may be contained as necessary.
しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、合金コストが増加し、再結晶温度の上昇に伴う製造性の低下も生じる。そのため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下とする。合金コストおよび製造性の観点から、Ｔｉ含有量は、０．４０％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。 However, if Ti is contained excessively, the alloy cost increases, and the manufacturability is lowered due to the rise in the recrystallization temperature. Therefore, the Ti content should be 0.50% or less. From the viewpoint of alloy cost and manufacturability, the Ti content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less.
一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０３％以上とするのが好ましい。成形性および冷間圧延後の焼鈍工程における高温強度担保の観点から、Ｔｉ含有量は、０．０５％以上とするのがより好ましく、０．１０％以上とするのがさらに好ましい。なお、Ｔｉは、後述するＮｂと併せて、下記（ｉ）式を満足するのが好ましい。 On the other hand, in order to obtain the above effects, the Ti content is preferably 0.03% or more. The Ti content is more preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, from the viewpoint of formability and high-temperature strength in the annealing process after cold rolling. In addition, Ti preferably satisfies the following formula (i) together with Nb, which will be described later.
Ｎｂ：０～１．００％
Ｎｂも、Ｔｉ同様に、Ｃ、およびＮを固定する安定化元素として作用し、鋼を高純度化することで、ｒ値と製品伸びとを向上させ、成形性を向上させる効果を有する。また、Ｐを析出物として固定して、冷間圧延後の焼鈍工程における高温強度を担保する効果も有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。
Nb: 0-1.00%
Like Ti, Nb also acts as a stabilizing element that fixes C and N, and by purifying the steel, it has the effect of improving the r value and product elongation and improving formability. In addition, it also has the effect of fixing P as precipitates and ensuring high-temperature strength in the annealing process after cold rolling. Therefore, it may be contained as necessary.
しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、合金コストが増加し、再結晶温度の上昇に伴う製造性の低下も生じる。このため、Ｎｂ含有量は、１．００％以下とする。合金コストおよび製造性の観点から、Ｎｂ含有量は、０．５０％以下とするのが好ましく、０．３０％以下とするのがより好ましい。 However, excessive Nb increases the alloy cost and lowers the manufacturability as the recrystallization temperature rises. Therefore, the Nb content is set to 1.00% or less. From the viewpoint of alloy cost and manufacturability, the Nb content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.30% or less.
一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０３％以上とするのが好ましい。成形性および冷間圧延後の焼鈍工程における高温強度担保の観点から、Ｎｂ含有量は、０．０４％以上が好ましい。なお、Ｎｂは、Ｔｉと併せて、下記（ｉ）式を満足するのが好ましい。 On the other hand, in order to obtain the above effects, the Nb content is preferably 0.03% or more. The Nb content is preferably 0.04% or more from the viewpoint of formability and high-temperature strength in the annealing process after cold rolling. Nb preferably satisfies the following formula (i) together with Ti.
０．０３≦Ｎｂ＋Ｔｉ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
0.03≦Nb+Ti (i)
However, each element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the steel, and is zero when not contained.
上記の元素に加えて、さらに、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒ、およびＳｂから選択される一種以上（Ａ群元素）を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。 In addition to the above elements, one or more selected from Sn, Ni, Cu, Mo, W, Co, V, Zr, and Sb (group A elements) may be contained within the ranges shown below. . The reason for limiting each element will be explained.
Ｓｎ：０～０．５０％
Ｓｎは、耐食性および耐酸化性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを、過剰に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストを増加させ、製造性も低下させる。そのため、Ｓｎ含有量は、０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は、０．００５％以上とするのが好ましい。
Sn: 0-0.50%
Sn has the effect of enhancing corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, if Sn is contained excessively, not only does the formability deteriorate, but the alloy cost increases and the manufacturability decreases. Therefore, the Sn content is set to 0.50% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Sn content is preferably 0.005% or more.
Ｎｉ：０～１．００％
Ｎｉは、耐食性および耐酸化性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉを、過剰に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストを増加させ、製造性も低下させる。そのため、Ｎｉ含有量は、１．００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
Ni: 0-1.00%
Ni has the effect of enhancing corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, if Ni is contained excessively, not only does the formability deteriorate, but also the alloy cost increases and the manufacturability deteriorates. Therefore, the Ni content is set to 1.00% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Ni content is preferably 0.05% or more.
Ｃｕ：０～１．００％
Ｃｕは、耐食性および耐酸化性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを、過剰に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストを増加させ、製造性も低下させる。そのため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
Cu: 0-1.00%
Cu has the effect of enhancing corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, if Cu is contained excessively, not only does the moldability deteriorate, but the alloy cost increases and the manufacturability decreases. Therefore, the Cu content is set to 1.00% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Cu content is preferably 0.05% or more.
Ｍｏ：０～２．００％
Ｍｏは、耐食性および耐酸化性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを、過剰に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストを増加させ、製造性も低下させる。そのため、Ｍｏ含有量は、２．００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
Mo: 0-2.00%
Mo has the effect of enhancing corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, if Mo is contained excessively, not only will the formability deteriorate, but the alloy cost will increase and the manufacturability will also deteriorate. Therefore, Mo content shall be 2.00% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Mo content is preferably 0.05% or more.
Ｗ：０～１．００％
Ｗは、耐食性および耐酸化性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを、過剰に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストを増加させ、製造性も低下させる。そのため、Ｗ含有量は、１．００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
W: 0-1.00%
W has the effect of enhancing corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, an excessive W content not only causes deterioration in formability, but also increases the alloy cost and lowers manufacturability. Therefore, the W content is set to 1.00% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the W content is preferably 0.05% or more.
Ｃｏ：０～０．５０％
Ｃｏは、耐食性および耐酸化性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを、過剰に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストを増加させ、製造性も低下させる。そのため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
Co: 0-0.50%
Co has the effect of enhancing corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, if Co is contained excessively, not only does the formability deteriorate, but also the alloy cost increases and the manufacturability deteriorates. Therefore, the Co content is set to 0.50% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Co content is preferably 0.05% or more.
Ｖ：０～０．５０％
Ｖは、耐食性および耐酸化性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを、過剰に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストを増加させ、製造性も低下させる。そのため、Ｖ含有量は、０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
V: 0-0.50%
V has the effect of enhancing corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, if V is contained excessively, not only will the formability deteriorate, but the alloy cost will increase and the manufacturability will also deteriorate. Therefore, the V content is set to 0.50% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the V content is preferably 0.05% or more.
Ｚｒ：０～０．５０％
Ｚｒは、耐食性および耐酸化性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを、過剰に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストを増加させ、製造性も低下させる。そのため、Ｚｒ含有量は、０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
Zr: 0-0.50%
Zr has the effect of enhancing corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, an excessive Zr content not only leads to deterioration in formability, but also increases the alloy cost and lowers manufacturability. Therefore, the Zr content should be 0.50% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Zr content is preferably 0.05% or more.
Ｓｂ：０～０．５０％
Ｓｂは、耐食性および耐酸化性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂを、過剰に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストを増加させ、製造性も低下させる。そのため、Ｓｂ含有量は、０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｂ含有量は、０．００５％以上とするのが好ましい。
Sb: 0-0.50%
Sb has the effect of enhancing corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, an excessive Sb content not only causes deterioration in formability, but also increases the alloy cost and lowers manufacturability. Therefore, the Sb content is set to 0.50% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Sb content is preferably 0.005% or more.
上記の元素に加えて、さらに、Ｂ、Ｃａ、およびＭｇから選択される一種以上（Ｂ群元素）を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。 In addition to the above elements, one or more elements selected from B, Ca, and Mg (group B elements) may be contained within the following range. The reason for limiting each element will be explained.
Ｂ：０～０．００２５％
Ｂは、熱間加工性および二次加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを、過剰に含有させると、製造性が低下する。そのため、Ｂ含有量は、０．００２５％以下とする。製造性の観点から、Ｂ含有量は、０．００１２％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましく、０．０００３％以上とするのがより好ましい。
B: 0 to 0.0025%
B has the effect of improving hot workability and secondary workability, so it may be contained as necessary. However, when B is contained excessively, the manufacturability is lowered. Therefore, the B content should be 0.0025% or less. From the viewpoint of manufacturability, the B content is preferably 0.0012% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0003% or more.
Ｃａ：０～０．００５０％
Ｃａは、熱間加工性および二次加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを、過剰に含有させると、製造性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は、０．００５０％以下とする。製造性の観点から、Ｃａ含有量は、０．００１０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましい。
Ca: 0-0.0050%
Ca has the effect of improving hot workability and secondary workability, so it may be contained as necessary. However, if Ca is contained excessively, the manufacturability is lowered. Therefore, Ca content shall be 0.0050% or less. From the viewpoint of manufacturability, the Ca content is preferably 0.0010% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Ca content is preferably 0.0002% or more.
Ｍｇ：０～０．００５０％
Ｍｇは、熱間加工性および二次加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを、過剰に含有させると、製造性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は、０．００５０％以下とする。製造性の観点から、Ｍｇ含有量は、０．００１０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましい。
Mg: 0-0.0050%
Since Mg has the effect of improving hot workability and secondary workability, it may be contained as necessary. However, if Mg is contained excessively, the manufacturability is lowered. Therefore, the Mg content is set to 0.0050% or less. From the viewpoint of manufacturability, the Mg content is preferably 0.0010% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Mg content is preferably 0.0002% or more.
上記の元素に加えて、さらに、Ｙ、Ｈｆ、およびＲＥＭから選択される一種以上（Ｃ群元素）を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。 In addition to the above elements, one or more (C group elements) selected from Y, Hf, and REM may be contained within the range shown below. The reason for limiting each element will be explained.
Ｙ：０～０．２０％
Ｙは、熱間加工性および鋼の清浄性ならびに耐酸化性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｙを、過剰に含有させると、合金コストが増加する。そのため、Ｙ含有量は、０．２０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｙ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Y: 0-0.20%
Y has the effect of improving the hot workability and the cleanliness and oxidation resistance of steel. Therefore, it may be contained as necessary. However, an excessive Y content increases the alloy cost. Therefore, the Y content is set to 0.20% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Y content is preferably 0.001% or more.
Ｈｆ：０～０．２０％
Ｈｆは、熱間加工性および鋼の清浄性ならびに耐酸化性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆを、過剰に含有させると、合金コストが増加する。そのため、Ｈｆ含有量は、０．２０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｈｆ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Hf: 0-0.20%
Hf has the effect of improving the hot workability and the cleanliness and oxidation resistance of steel. Therefore, it may be contained as necessary. However, an excessive Hf content increases the alloy cost. Therefore, the Hf content should be 0.20% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Hf content is preferably 0.001% or more.
ＲＥＭ：０～０．１０％
ＲＥＭは、熱間加工性および鋼の清浄性ならびに耐酸化性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを、過剰に含有させると、合金コストが増加する。そのため、ＲＥＭ含有量は、０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
REM: 0-0.10%
REM has the effect of improving hot workability and steel cleanliness and oxidation resistance. Therefore, it may be contained as necessary. However, an excessive REM content increases the alloy cost. Therefore, the REM content is set to 0.10% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the REM content is preferably 0.001% or more.
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加されることが多い。 REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoids, and the above REM content means the total content of these elements. Industrially, REM is often added in the form of misch metal.
本実施形態における熱延鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、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、効果を損なわない範囲で許容されるものを意味する。不純物としては、一例として、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｈ、Ｔａ等が考えられ、Ｂｉ≦１００ｐｐｍ、Ｐｂ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍ、Ｈ≦１００ｐｐｍ、Ｔａ≦５００ｐｐｍ、の範囲であれば、含有してもよい。 In the chemical composition of the hot-rolled steel sheet in this embodiment, the balance is Fe and impurities. The term "impurities" as used herein refers to ingredients that are mixed in during the industrial production of steel due to raw materials such as ores, scraps, etc., and various factors in the manufacturing process, and those that are allowed within a range that does not impair the effect. means. Examples of impurities include Bi, Pb, Se, H, Ta, and the like. good too.
１－２．熱延鋼板の金属組織
本実施形態の熱延鋼板の金属組織は、フェライト組織とする。すなわち、フェライト系ステンレス熱延鋼板とすることで、原料コストを抑え、ｒ値を向上させ、成形性を確保できる。また、製造時に生じる耳割れ等による歩留まりの低下も抑制できる。
1-2. Metal structure of hot-rolled steel plate The metal structure of the hot-rolled steel plate of the present embodiment is a ferrite structure. That is, by using a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet, it is possible to suppress raw material costs, improve the r value, and ensure formability. In addition, it is possible to suppress a decrease in yield due to edge cracks or the like that occur during manufacturing.
１－２－１．再結晶率
熱延鋼板を、十分に、再結晶させることなく、圧延組織のまま冷間圧延すると、冷間圧延時にローピングと言われる圧延方向に平行な凹凸が生成する。そして、それ以降の工程において凸部が製造設備のロール等に擦れることで模様が生じることで表面性状がさらに劣化する。
1-2-1. Recrystallization Rate If a hot-rolled steel sheet is cold-rolled in the rolled structure without sufficient recrystallization, unevenness parallel to the rolling direction, called roping, is generated during cold-rolling. Then, in subsequent steps, the convex portions are rubbed against rolls or the like of the manufacturing equipment, and patterns are generated, thereby further degrading the surface properties.
従って、熱延鋼板の再結晶を促す再結晶処理を施し、再結晶率を高めることで、ローピングの発生を軽減し、表面性状を向上させることができる。このため、熱延鋼板の再結晶率を９５％以上とする。ローピングによる表面性状の劣化をさらに抑制するには、熱延鋼板の再結晶率は、９７％以上とするのが好ましい。 Therefore, by performing a recrystallization treatment to promote recrystallization of the hot-rolled steel sheet and increasing the recrystallization rate, it is possible to reduce the occurrence of roping and improve the surface properties. Therefore, the recrystallization rate of the hot-rolled steel sheet is set to 95% or more. In order to further suppress deterioration of the surface properties due to roping, the recrystallization rate of the hot-rolled steel sheet is preferably 97% or more.
ここで、上記再結晶率とは、測定面積に対する再結晶粒の面積の割合（％）のことをいう。なお、再結晶率を算出する際、熱延鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）をエッチングした後に、５０倍の倍率で光学顕微鏡による組織観察を行う。観察の際には、０．５ｍｍ２以上の測定領域を設け、アスペクト比が５以上の展伸した結晶粒の領域を未再結晶領域、アスペクト比が５未満の整粒の結晶粒の領域を再結晶領域とし、再結晶領域の面積率（％）を再結晶率とする。なお、アスペクト比とは、長径／短径で定義される。 Here, the recrystallization ratio means the ratio (%) of the area of recrystallized grains to the measured area. When calculating the recrystallization rate, after etching a section (L section) parallel to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet, the structure is observed with an optical microscope at a magnification of 50 times. At the time of observation, a measurement area of 0.5 mm 2 or more is provided, the area of expanded crystal grains with an aspect ratio of 5 or more is an unrecrystallized area, and the area of regular grains with an aspect ratio of less than 5 is an area. The area ratio (%) of the recrystallized region is defined as the recrystallization rate. In addition, the aspect ratio is defined by major axis/minor axis.
１－２－２．Ｐ含有析出物
本実施形態の熱延鋼板は、リン化物、すなわち、Ｐ含有析出物を含む。上述したように、Ｐ含有析出物は、冷間圧延前に十分に析出させておくことが有効である。また、Ｐ含有析出物の大きさも適切な範囲に制御することが望ましい。これにより、冷間圧延後の焼鈍において、強度が向上し、冷延鋼板の表面性状が良好になる。そこで、Ｐ含有析出物の析出量およびサイズを以下の範囲に制御する。
1-2-2. P-Containing Precipitates The hot-rolled steel sheet of the present embodiment contains phosphides, that is, P-containing precipitates. As described above, it is effective to sufficiently precipitate the P-containing precipitates before cold rolling. Also, it is desirable to control the size of the P-containing precipitates within an appropriate range. As a result, in the annealing after cold rolling, the strength is improved and the surface properties of the cold-rolled steel sheet are improved. Therefore, the amount and size of P-containing precipitates are controlled within the following ranges.
（ａ）析出量
熱延鋼板におけるＰの析出量Ｐｐとは、Ｐ含有析出物として存在するＰの量を示す指標となる。すなわち、Ｐの析出量Ｐｐが多い程、Ｐ含有析出物が多くなる。
(a) Amount of Precipitation The precipitation amount Pp of P in the hot-rolled steel sheet is an index indicating the amount of P present as P-containing precipitates. That is, the larger the amount Pp of precipitated P, the larger the amount of P-containing precipitates.
そこで、本実施形態の熱延鋼板は、質量％で、Ｐの析出量Ｐｐを０．００５％以上とする。Ｐの析出量Ｐｐが０．００５％未満であると、Ｐ含有析出物の表面性状向上効果を十分に得ることができないからである。このため、Ｐの析出量Ｐｐを０．００５％以上とする。Ｐの析出量Ｐｐは、０．００７％以上とするのが好ましく、０．０１０％以上とするのがより好ましい。 Therefore, in the hot-rolled steel sheet of the present embodiment, the precipitation amount Pp of P is set to 0.005% or more by mass %. This is because if the amount Pp of precipitated P is less than 0.005%, the effect of improving the surface properties of the P-containing precipitate cannot be sufficiently obtained. Therefore, the precipitation amount Pp of P is set to 0.005% or more. The precipitation amount Pp of P is preferably 0.007% or more, more preferably 0.010% or more.
なお、Ｐの析出量Ｐｐは、以下の手順により測定する。３０ｍｍ角程度の大きさに切り出した鋼板を、全面＃６００湿式研磨した後、１０％無水マレイン酸および２％テトラメチルアンモニウムクロライドのメタノール溶液中で－１００ｍＶの定電位で１ｇ分電解する。これにより、ステンレス母材が溶解され、それ以外の析出物が残存する。このときに溶解せずに残存した析出物を２００μｍメッシュのフィルタを用いて捕捉し、純水で洗浄および乾燥した後、王水と過塩素酸により溶解させＩＣＰを用いて元素分析を行う。得られたＰ量を、電解による試料の質量変化量、すなわち溶解した母材とそこに含まれていた析出物の重量の総和（電解した１ｇ）で、割ることによりＰｐを算出する。 The precipitation amount Pp of P is measured by the following procedure. A steel plate cut into a size of about 30 mm square is wet-polished with #600 on the entire surface, and electrolyzed for 1 g at a constant potential of −100 mV in a methanol solution of 10% maleic anhydride and 2% tetramethylammonium chloride. As a result, the stainless steel base material is dissolved, and other precipitates remain. At this time, the undissolved remaining precipitate is captured using a 200 μm mesh filter, washed with pure water, dried, dissolved with aqua regia and perchloric acid, and subjected to elemental analysis using ICP. Pp is calculated by dividing the obtained amount of P by the amount of change in mass of the sample due to electrolysis, that is, the total weight of the dissolved base material and the precipitate contained therein (electrolyzed 1 g).
（ｂ）Ｐ含有析出物の最大サイズ
上述したように、Ｐ含有析出物については、大きさを適切な範囲に制御する必要がある。具体的には、Ｐ含有析出物の最大サイズが０．２μｍ未満であると、冷間圧延後の焼鈍工程において固溶するため、焼鈍時の強度向上に寄与しない。加えて、析出物の数が多くなるため結晶粒の成長を抑制しやすくなり、ｒ値が低下する。このため、Ｐ含有析出物の最大サイズは、０．２μｍ以上とする。Ｐ含有析出物の最大サイズは、０．３μｍ以上とするのが好ましい。
(b) Maximum Size of P-Containing Precipitates As described above, it is necessary to control the size of P-containing precipitates within an appropriate range. Specifically, if the maximum size of the P-containing precipitates is less than 0.2 μm, they form a solid solution in the annealing process after cold rolling, and thus do not contribute to the strength improvement during annealing. In addition, since the number of precipitates increases, it becomes easier to suppress the growth of crystal grains, and the r value decreases. Therefore, the maximum size of P-containing precipitates is set to 0.2 μm or more. The maximum size of the P-containing precipitates is preferably 0.3 μm or more.
一方、Ｐ含有析出物の最大サイズが、１．０μｍを超えると、Ｐ含有析出物が破壊の起点または亀裂の伝播パスになり、熱延鋼板の靭性が劣化する。このため、Ｐ含有析出物の最大サイズは、１．０μｍ以下とする。Ｐ含有析出物の最大サイズは、０．８μｍ以下とするのが好ましい。 On the other hand, when the maximum size of the P-containing precipitates exceeds 1.0 μm, the P-containing precipitates act as fracture starting points or crack propagation paths, degrading the toughness of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the maximum size of P-containing precipitates is set to 1.0 μm or less. The maximum size of the P-containing precipitates is preferably 0.8 μm or less.
なお、Ｐ含有析出物の最大サイズの算出は、以下の手順で行う。具体的には、ＴＥＭ観察を実施し、１０μｍ×１０μｍ程度の領域を２０視野観察し、観察視野の中で、Ｐ含有析出物の長辺と短辺との平均サイズで最も大きいものをＰ含有析出物の最大サイズとする。なお、Ｐ含有析出物であるか否かは、ＥＤＸを用いて判断する。 The maximum size of P-containing precipitates is calculated according to the following procedure. Specifically, TEM observation is performed, 20 fields of view are observed in a region of about 10 μm × 10 µm, and the largest average size of the long side and short side of the P-containing precipitate in the observation field is Maximum size of precipitates. EDX is used to determine whether or not the precipitate is a P-containing precipitate.
２．冷延鋼板
上述した熱延鋼板に、冷間圧延、冷間圧延後の焼鈍等を行うことで、冷延鋼板を得ることができる。この冷延鋼板は、上記熱延鋼板と、同様の化学組成を有する。この冷延鋼板の平均ｒ値は、１．４以上とする。平均ｒ値が、１．４以上であれば、絞り比２．３以上の深絞り成形が可能となるからである。平均ｒ値とは、加工性の指標であり、以下の（ａ）式より算出される。
2. Cold-Rolled Steel Sheet A cold-rolled steel sheet can be obtained by subjecting the hot-rolled steel sheet described above to cold rolling, annealing after cold rolling, and the like. This cold-rolled steel sheet has the same chemical composition as the hot-rolled steel sheet. The average r-value of this cold-rolled steel sheet is set to 1.4 or more. This is because, if the average r-value is 1.4 or more, deep drawing with a drawing ratio of 2.3 or more is possible. The average r-value is an index of workability and is calculated from the following formula (a).
平均ｒ値＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４ ・・・（ａ）
但し、上記（ａ）式中の各記号は、以下により定義される。
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ９０：圧延直角方向のｒ値
ｒ４５：圧延４５度方向のｒ値
Average r-value=(r 0 +2r 45 +r 90 )/4 (a)
However, each symbol in the above formula (a) is defined as follows.
r 0 : r value in rolling direction r 90 : r value in direction perpendicular to rolling r 45 : r value in 45° rolling direction
なお、平均ｒ値は、ＪＩＳ Ｚ ２２５４：２００８に準拠し、塑性ひずみ比試験方法により算出する。 The average r-value is calculated according to the plastic strain ratio test method in accordance with JIS Z 2254:2008.
また、この冷延鋼板は、算術平均うねりＷａを０．３０μｍ以下とする。算術平均うねりＷａが０．３０μｍ以下であると、目視観察においてローピングによる圧延方向に平行に生じる凹凸模様が確認できないからである。ここで、算術平均うねりとは、表面の凹凸の程度を表す一つの指標であり、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠し、算出される。 In addition, this cold-rolled steel sheet has an arithmetic mean waviness Wa of 0.30 μm or less. This is because, when the arithmetic mean waviness Wa is 0.30 μm or less, an uneven pattern generated parallel to the rolling direction due to roping cannot be confirmed by visual observation. Here, the arithmetic mean waviness is an index representing the degree of unevenness of the surface, and is calculated according to JIS B 0601:2013.
具体的には、各測定ライン上で基準長さ２０ｍｍの表面プロフィールを測定し、カットオフ値λｆ＝２．５ｍｍ、λｃ＝０．８ｍｍとして波長成分０．８～２．５ｍｍのうねり曲線を定め、５本の測定ライン毎に上記うねり曲線から算術平均うねりＷａ（μｍ）を算出する。この試験を３本の試験片について行い、それらの平均値を評価指標とする。 Specifically, a surface profile with a reference length of 20 mm is measured on each measurement line, and an undulation curve with a wavelength component of 0.8 to 2.5 mm is determined with cutoff values λf = 2.5 mm and λc = 0.8 mm. , the arithmetic mean waviness Wa (μm) is calculated from the waviness curve for every five measurement lines. This test is performed on three test pieces, and the average value thereof is used as an evaluation index.
なお、本実施形態に係る冷延鋼板の板厚は、１．２ｍｍ以下とするのが好ましい。板厚が１．２ｍｍ以下である場合、冷間圧延後の焼鈍において、特に、焼鈍時の高温強度の低下に起因し、表面性状が劣化しやすいからである。 The thickness of the cold-rolled steel sheet according to this embodiment is preferably 1.2 mm or less. This is because if the plate thickness is 1.2 mm or less, the surface properties are likely to deteriorate in annealing after cold rolling, particularly due to a decrease in high-temperature strength during annealing.
３．製造方法
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
3. Manufacturing Method A preferred method for manufacturing the ferritic stainless steel sheet of the present embodiment will be described. The ferritic stainless steel sheet of the present embodiment can obtain the effect as long as it has the above-described configuration regardless of the manufacturing method. For example, it can be stably manufactured by the following manufacturing method. can.
３－１．熱間圧延
上記化学組成を有するスラブを、加熱後に粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を実施し、熱延鋼板とする。熱延鋼板の際のスラブの加熱温度は、１１００～１２５０℃が好ましい。スラブ加熱温度が１１００℃未満の場合は、温度が低いことに起因し、表面疵が発生しやすくなる。また、疵部からの発銹による耐食性の劣化をもたらす。このため、スラブの加熱温度は、１１００℃以上とするのが好ましい。一方、スラブの加熱温度が、１２５０℃を超えると、Ｔｉ炭硫化物（Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２）が加熱中に溶解し、固溶炭素が増加し、熱間圧延工程中で再析出することで、再結晶が遅れるといった現象が生じる。この結果、仕上圧延後の再結晶不良に起因して、ローピングが発生しやすくなる。
3-1. Hot Rolling A slab having the above chemical composition is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling after heating to obtain a hot rolled steel sheet. The slab heating temperature for hot-rolled steel sheet is preferably 1100 to 1250°C. If the slab heating temperature is less than 1100° C., surface flaws are likely to occur due to the low temperature. In addition, corrosion resistance deteriorates due to rust generation from the scratched portion. For this reason, the heating temperature of the slab is preferably 1100° C. or higher. On the other hand, when the slab heating temperature exceeds 1250°C, Ti carbosulfide (Ti 4 C 2 S 2 ) dissolves during heating, solute carbon increases and reprecipitates during the hot rolling process. Then, a phenomenon occurs in which recrystallization is delayed. As a result, roping tends to occur due to poor recrystallization after finish rolling.
また、スラブ加熱中に結晶粒が著しく肥大化してしまい、粗大展伸粒が熱間圧延工程で形成され、製品板の加工性劣化およびローピング発生を引き起こす。このため、スラブの加熱温度は、１２５０℃以下とするのが好ましい。圧延ロール焼き付きによる生産性低下などを考慮すると、スラブ加熱温度は、１１３０～１２３０℃の範囲とするのがより好ましい。 In addition, crystal grains are significantly enlarged during slab heating, and coarse expanded grains are formed in the hot rolling process, causing deterioration in workability of the product sheet and occurrence of roping. Therefore, the heating temperature of the slab is preferably 1250° C. or less. Considering the decrease in productivity due to rolling roll seizure, the slab heating temperature is more preferably in the range of 1130 to 1230°C.
熱間圧延における総圧下率については、特に、定義しないが、本実施形態に係る冷延鋼板を製造しようとする場合、通常、９５～９９％の範囲となる。 Although the total rolling reduction in hot rolling is not particularly defined, it is usually in the range of 95 to 99% when trying to manufacture the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment.
３－２．熱処理
本実施形態の製造方法では、熱間圧延終了後、すなわち、仕上圧延後に、一定の温度域に保持することで熱延鋼板の再結晶を促進するとともに、リン化物を十分析出させるための析出処理を行うことが好ましい。熱間圧延終了後、６５０℃以下に温度低下することなく、７００～８３０℃の範囲の熱処理温度Ｔで、下記（ii）および（iii）式を満足する熱処理時間ｔの間、熱処理を行うのが好ましい。すなわち、下記Ａが１４１０以上１４５０以下を満足するように、７００～８３０℃の範囲の熱処理温度Ｔで、時間ｔの間保持するのが好ましい。その後、３０分以内に４００℃以下まで冷却するのが好ましい。なお、下記（iii）式の対数は、常用対数である。
3-2. Heat treatment In the manufacturing method of the present embodiment, after hot rolling, that is, after finish rolling, the hot-rolled steel sheet is held in a certain temperature range to promote recrystallization of the hot-rolled steel sheet and to sufficiently precipitate phosphides. Precipitation treatment is preferably performed. After completion of hot rolling, heat treatment is performed at a heat treatment temperature T in the range of 700 to 830 ° C. for a heat treatment time t that satisfies the following formulas (ii) and (iii) without lowering the temperature to 650 ° C. or less. is preferred. That is, it is preferable to hold the heat treatment temperature T in the range of 700 to 830° C. for the time t so that the following A satisfies 1410 or more and 1450 or less. After that, it is preferable to cool to 400° C. or less within 30 minutes. In addition, the logarithm of the following (iii) formula is a common logarithm.
１４１０≦Ａ≦１４５０ ・・・（ii）
Ａ＝Ｔ×ｌｏｇ（２０＋ｔ） ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
Ａ：定数
Ｔ：熱処理温度（Ｋ）
ｔ：熱処理時間（ｈｒ）
1410≦A≦1450 (ii)
A=T×log(20+t) (iii)
However, each symbol in the above formula is defined as follows.
A: constant T: heat treatment temperature (K)
t: heat treatment time (hr)
ここで、熱間圧延の仕上圧延完了後に一旦６５０℃以下まで冷却し、後に再結晶を目的とした昇温をすると、Ｐ含有析出物が微細に析出してしまう。加えて、Ｐ含有析出物が微細に析出することで、再結晶の進行が抑制されてしまう。この結果、再結晶率を９５％以上とすることができなくなる。そのため、６５０℃以下に温度低下する前に、昇温または保定（均熱保持）を行い、熱処理を実施する。この結果、Ｐ含有析出物の最大サイズを０．２μｍ以上の大きさに制御することができる。 Here, when the steel is once cooled to 650° C. or less after completion of finish rolling of hot rolling and then heated for the purpose of recrystallization, fine P-containing precipitates are precipitated. In addition, fine precipitation of P-containing precipitates inhibits the progress of recrystallization. As a result, the recrystallization rate cannot be made 95% or more. Therefore, before the temperature is lowered to 650° C. or lower, the temperature is raised or held (soaking), and the heat treatment is carried out. As a result, the maximum size of P-containing precipitates can be controlled to 0.2 μm or more.
また、熱処理温度Ｔが７００℃未満の場合、十分に再結晶しないだけでなく、Ｐ含有析出物が微細析出し、再結晶を抑制してしまう。このため、熱処理温度Ｔは、７００℃以上とするのが好ましい。これにより、再結晶率を９５％以上とすることができる。熱処理温度Ｔは、７５０℃以上とするのがより好ましい。一方、熱処理温度Ｔが８３０℃超の場合、Ｐの析出量Ｐｐを０．００５％以上とすることが困難になる。このため、熱処理温度Ｔは、８３０℃以下とするのが好ましい。熱処理温度Ｔは、８００℃以下とするのがより好ましい。なお、保定を行う前に一旦温度低下が起こっても良いが、上述したように、６５０℃を下回らないようにする必要がある。 Further, when the heat treatment temperature T is less than 700° C., recrystallization is not sufficiently performed, and P-containing precipitates are finely precipitated to suppress recrystallization. Therefore, the heat treatment temperature T is preferably 700° C. or higher. Thereby, the recrystallization rate can be made 95% or more. More preferably, the heat treatment temperature T is 750° C. or higher. On the other hand, when the heat treatment temperature T exceeds 830° C., it becomes difficult to set the precipitation amount Pp of P to 0.005% or more. Therefore, the heat treatment temperature T is preferably 830° C. or lower. More preferably, the heat treatment temperature T is 800° C. or lower. It should be noted that the temperature may drop once before holding, but as described above, it is necessary not to fall below 650°C.
熱処理時間ｔは温度によって適切な範囲が異なるため、熱処理時間ｔは、上記（ii）および（iii）式を満足するのが好ましい。（ii）式で示すＡが１４１０未満の場合、再結晶率９５％以上を満足できないだけでなく、析出物中のＰ量が０．００５％以下となる。このため、Ａは、１４１０以上とするのが好ましい。一方、Ａが１４５０超の場合、Ｐ含有析出物の最大サイズが１．０μｍ以上に粗大に成長する。このため、Ａは、１４５０以上とするのが好ましい。 Since the appropriate range of the heat treatment time t varies depending on the temperature, the heat treatment time t preferably satisfies the above formulas (ii) and (iii). (ii) When A in the formula is less than 1410, the recrystallization rate of 95% or more cannot be satisfied, and the amount of P in the precipitate becomes 0.005% or less. Therefore, A is preferably 1410 or more. On the other hand, when A exceeds 1450, the maximum size of P-containing precipitates grows coarsely to 1.0 μm or more. Therefore, A is preferably 1450 or more.
上述したような熱処理条件とすることでＰ含有析出物の最大サイズを所定の範囲とし、Ｐ析出量Ｐｐも調整することができる。 By setting the heat treatment conditions as described above, the maximum size of the P-containing precipitates can be set within a predetermined range, and the P precipitation amount Pp can also be adjusted.
熱処理後には、３０分以内に４００℃以下まで冷却するのが好ましい。４００℃以上の温度域での冷却速度が遅いと、析出物の粗大化および４７５℃脆性により熱延板靭性の劣化を招いてしまう。冷却方法は問わないが、コイルの中央部は冷却に時間がかかるためコイルを巻き戻して冷却する等の手法により、コイル全体が所定の時間内に４００℃以下まで冷却されるのが好ましい。 After the heat treatment, it is preferable to cool to 400° C. or less within 30 minutes. If the cooling rate in the temperature range of 400°C or higher is slow, coarsening of precipitates and brittleness at 475°C will lead to deterioration of the toughness of the hot-rolled sheet. Although the cooling method does not matter, since it takes time to cool the central portion of the coil, it is preferable that the entire coil is cooled to 400° C. or less within a predetermined time by a method such as rewinding the coil for cooling.
なお、熱処理において、表面スケールが形成され、後工程にて表面疵等の問題が生じる場合、必要に応じて酸洗等による脱スケール処理を施すことが好ましい。 In addition, when surface scale is formed in the heat treatment and problems such as surface flaws occur in subsequent processes, descaling treatment such as pickling is preferably performed as necessary.
３－３．冷間圧延
続いて、得られた熱処理鋼板に冷間圧延を行う。後述する焼鈍過程において、ｒ値が高い方位である｛１１１｝方位粒の再結晶核生成を促進することが望ましい。このため、冷延圧下率を６５％以上とすることが好ましい。
3-3. Cold Rolling Subsequently, the obtained heat-treated steel sheet is subjected to cold rolling. In the annealing process, which will be described later, it is desirable to promote recrystallization nucleation of {111} oriented grains, which are oriented with a high r value. Therefore, it is preferable to set the cold rolling reduction to 65% or more.
３－４．焼鈍
上述した冷間圧延を行い、冷延鋼板とした後、再結晶および粒成長を目的とした焼鈍を行う。焼鈍温度は特に規定しないが、再結晶温度をＴｓとしたときＴｓ＋５０～Ｔｓ＋１２０℃の範囲で焼鈍を行うことが好ましい。焼鈍温度がＴｓ＋５０℃未満であると、再結晶が十分促進されないからである。一方、焼鈍温度がＴｓ＋１２０℃超の温度で焼鈍すると結晶粒径が大きくなりすぎて加工後の肌荒れが顕著に表れるからである。また工業生産における生産性を考慮して、焼鈍時間は３分以内とすることが好ましい。この結果、良好なｒ値とすることができる。
3-4. Annealing After performing the above-described cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet, annealing is performed for the purpose of recrystallization and grain growth. Although the annealing temperature is not particularly specified, it is preferable to perform annealing in the range of Ts+50 to Ts+120° C., where Ts is the recrystallization temperature. This is because if the annealing temperature is lower than Ts+50° C., recrystallization is not sufficiently promoted. On the other hand, if the annealing temperature is higher than Ts+120° C., the crystal grain size becomes too large and the surface after working becomes rough. In consideration of productivity in industrial production, the annealing time is preferably within 3 minutes. As a result, a favorable r value can be obtained.
なお、Ｔｓとは、焼鈍温度で１分間保定した場合に、再結晶率が９８％以上となる最も低い温度のことをいう。Ｔｓを調べる際には、例えば、焼鈍温度を１０℃きざみで変化させて調べればよい。 Note that Ts is the lowest temperature at which the recrystallization rate is 98% or more when held at the annealing temperature for 1 minute. When examining Ts, for example, the annealing temperature may be changed in increments of 10°C.
以下、実施例によって本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板（熱延鋼板および冷延鋼板）をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, the ferritic stainless steel sheets (hot-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet) of the present embodiment will be described in more detail with reference to examples, but the present invention is not limited to these examples.
表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を、溶製した。 A stainless steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted.
表２に記載の条件で、圧下率を９８％とし、熱間延した直後に、連続的に冷却し、表２に記載の熱処理温度および時間で保温を行い、その後、冷却して板厚４．０ｍｍのフェライト系ステンレス熱延鋼板を製造した。続いて、表２で得られた各熱延鋼板を冷間圧延した後、冷延鋼板とし、表３に記載の温度で、１分、焼鈍を施してフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板および冷延鋼板の各特性を以下の手順で測定した。 Under the conditions shown in Table 2, the reduction ratio is 98%, and immediately after hot rolling, the sheet is continuously cooled, heat-retained at the heat treatment temperature and time shown in Table 2, and then cooled to a thickness of 4. A ferritic stainless hot-rolled steel sheet with a thickness of 0.0 mm was manufactured. Subsequently, each of the hot-rolled steel sheets obtained in Table 2 was cold-rolled to form a cold-rolled steel sheet, and annealed at the temperature shown in Table 3 for 1 minute to produce a ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet. Each characteristic of the obtained hot-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet was measured by the following procedures.
（熱延鋼板の再結晶率）
再結晶率は以下の手順で算出した。再結晶率を算出する際、熱延鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）をエッチングした後に、５０倍の倍率で光学顕微鏡による組織観察を行った。観察の際には、０．５ｍｍ２以上の測定領域を設け、アスペクト比が５以上の展伸した結晶粒の領域を未再結晶領域、アスペクト比が５未満の整粒の結晶粒の領域を再結晶領域とし、再結晶領域の面積率（％）を再結晶率とした。
(Recrystallization rate of hot-rolled steel sheet)
The recrystallization rate was calculated by the following procedure. When calculating the recrystallization rate, after etching a section (L section) parallel to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet, the structure was observed with an optical microscope at a magnification of 50 times. At the time of observation, a measurement area of 0.5 mm 2 or more is provided, the area of expanded crystal grains with an aspect ratio of 5 or more is an unrecrystallized area, and the area of regular grains with an aspect ratio of less than 5 is an area. The area ratio (%) of the recrystallized region was defined as the recrystallization rate.
（熱延鋼板のＰの析出量Ｐｐ）
析出物中のＰｐ量は、３０ｍｍ角程度の大きさに切り出した鋼板を、全面＃６００湿式研磨した後、１０％無水マレイン酸および２％テトラメチルアンモニウムクロライドのメタノール溶液中で－１００ｍＶの定電位で１ｇ分電解した。このときに溶解せずに残存した析出物を２００μｍメッシュのフィルタを用いて捕捉し、純水で洗浄および乾燥した後、王水と過塩素酸により溶解させＩＣＰを用いて元素分析を行った。得られたＰ量を、電解による試料の質量変化量（電解した１ｇ）で、割ることによりＰｐを算出した。
(Amount Pp of precipitation of P in hot-rolled steel sheet)
The amount of Pp in the precipitate was determined by subjecting a steel plate cut to a size of about 30 mm square to #600 wet polishing on the entire surface, then subjecting it to a constant potential of -100 mV in a methanol solution of 10% maleic anhydride and 2% tetramethylammonium chloride. was electrolyzed for 1 g. At this time, the undissolved remaining precipitate was captured using a 200 μm mesh filter, washed with pure water, dried, dissolved with aqua regia and perchloric acid, and subjected to elemental analysis using ICP. Pp was calculated by dividing the obtained amount of P by the amount of change in mass of the sample due to electrolysis (1 g electrolyzed).
（熱延鋼板のＰ含有析出物の最大サイズ）
Ｐ含有析出物の最大サイズについては、ＴＥＭ観察を実施し、１０μｍ×１０μｍ程度の領域を２０視野観察し、観察視野の中で、Ｐ含有析出物の長辺と短辺との平均サイズで最も大きいものをＰ含有析出物の最大サイズとした。Ｐ含有析出物であるか否かは、ＥＤＸを用いて判断した。
(Maximum size of P-containing precipitates in hot-rolled steel sheet)
Regarding the maximum size of the P-containing precipitates, TEM observation was performed, and 20 visual fields were observed in a region of about 10 μm × 10 μm. The larger one was defined as the maximum size of the P-containing precipitate. EDX was used to determine whether it was a P-containing precipitate.
（熱延鋼板のシャルピー衝撃値）
熱延鋼板およびこれを用いた冷延鋼板の製造性の指標となるシャルピー衝撃値を測定した。測定では、熱延鋼板から試験片の長手方向が圧延方向と平行になるように熱延鋼板と同じ板厚で、Ｖノッチのサブサイズシャルピー衝撃試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に記載の試験方法に従って各試験片に対して５本実施した。測定した吸収エネルギーを断面積で除すことで衝撃値を算出し、５本の平均値を算出した。熱延コイルの巻き戻しが問題なく実施でき、製造性が良好であるという観点から、シャルピー衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ２以上である場合を特性が良好であるとして、合格と判定した。
(Charpy impact value of hot-rolled steel sheet)
The Charpy impact value, which is an index of manufacturability of hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets using the hot-rolled steel sheets, was measured. In the measurement, a V-notch subsize Charpy impact test piece was prepared from the hot-rolled steel sheet with the same thickness as the hot-rolled steel sheet so that the longitudinal direction of the test piece was parallel to the rolling direction, and described in JIS Z 2242: 2018. 5 were performed for each specimen according to the test method of . The impact value was calculated by dividing the measured absorbed energy by the cross-sectional area, and the average value of the five pieces was calculated. From the viewpoint that the hot-rolled coil can be unwound without problems and the manufacturability is good, a Charpy impact value of 15 J/cm 2 or more was considered to have good properties and was judged to be acceptable.
（冷延鋼板の平均ｒ値）
冷延鋼板の平均ｒ値は、ＪＩＳ Ｚ ２２５４：２００８に準拠し、塑性ひずみ比試験方法により算出した。なお、下記（ａ）式も、上記規格に従った定義である。
平均ｒ値＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４ ・・・（ａ）
但し、上記（ａ）式中の各記号は、以下により定義される。
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ９０：圧延直角方向のｒ値
ｒ４５：圧延４５度方向のｒ値
(Average r value of cold-rolled steel sheet)
The average r value of the cold-rolled steel sheet was calculated by the plastic strain ratio test method in accordance with JIS Z 2254:2008. The following formula (a) is also defined according to the above standard.
Average r-value=(r 0 +2r 45 +r 90 )/4 (a)
However, each symbol in the above formula (a) is defined as follows.
r 0 : r value in rolling direction r 90 : r value in direction perpendicular to rolling r 45 : r value in 45° rolling direction
（算術平均うねりＷａ（μｍ））
算術平均うねりは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠し、算出した。具体的には、各測定ライン上で基準長さ２０ｍｍの表面プロフィールを測定し、カットオフ値λｆ＝２．５ｍｍ、λｃ＝０．８ｍｍとして波長成分０．８～２．５ｍｍのうねり曲線を定め、５本の測定ライン毎に上記うねり曲線から算術平均うねりＷａ（μｍ）を算出した。この試験を３本の試験片について行い、それらの平均値を評価指標とした。
(Arithmetic mean waviness Wa (μm))
The arithmetic mean waviness was calculated according to JIS B 0601:2013. Specifically, a surface profile with a reference length of 20 mm is measured on each measurement line, and an undulation curve with a wavelength component of 0.8 to 2.5 mm is determined with cutoff values λf = 2.5 mm and λc = 0.8 mm. , the arithmetic mean waviness Wa (μm) was calculated from the waviness curve for every five measurement lines. This test was performed on three test pieces, and the average value thereof was used as an evaluation index.
上記実施例より、熱間圧延直後に所定の温度および時間で熱処理を実施し、熱延鋼板時点での再結晶率とＰの析出量Ｐｐおよびサイズを適正に制御することで、製造上問題ない熱延鋼板の靭性を担保することができる。また、この熱延鋼板に冷間圧延し、得られた冷延鋼板の焼鈍を高温で実施することにより、高いｒ値を得ることができる。また、これと同時に、冷延鋼板焼鈍時の高温強度低下に起因した模様は発生せず、焼鈍後のローピングは０．３０μｍ以下と低くなり表面性状に優れた鋼板を得ることが可能である。 From the above examples, it can be seen that there is no problem in manufacturing by performing heat treatment at a predetermined temperature and time immediately after hot rolling, and appropriately controlling the recrystallization rate, the precipitation amount Pp of P at the time of the hot rolled steel sheet, and the size. The toughness of the hot-rolled steel sheet can be secured. Further, by cold-rolling the hot-rolled steel sheet and annealing the obtained cold-rolled steel sheet at a high temperature, a high r-value can be obtained. In addition, at the same time, patterns caused by the reduction in high-temperature strength during cold-rolled steel sheet annealing do not occur, and roping after annealing is reduced to 0.30 μm or less, making it possible to obtain a steel sheet with excellent surface properties.
本発明によれば、成形加工性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板を高い生産性で製造可能にできる熱延鋼板とその製造方法を提供でき、有用である。このため、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、成形用途のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造に好適に適用される。 INDUSTRIAL APPLICABILITY According to the present invention, it is possible to provide a hot-rolled steel sheet and a method for manufacturing the same, which enable the production of a ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet having excellent formability and surface properties with high productivity. Therefore, the hot-rolled ferritic stainless steel sheet of the present invention is suitably applied to the production of cold-rolled ferritic stainless steel sheet for forming applications.
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｃｒ：１１．０～３０．０％、
Ｐ：０．００５～０．１００％、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ：０．０３０％以下、と、
ＴｉおよびＮｂから選択される一種以上とを含み、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～２．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．００２５％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｙ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織において、
再結晶率が９５％以上であり、
Ｐの析出量Ｐｐが０．００５％以上であり、
Ｐ含有析出物の最大サイズが０．２～１．０μｍである、フェライト系ステンレス熱延鋼板。
(1) chemical composition, in mass %,
C: 0.030% or less,
Si: 1.00% or less,
Mn: 2.00% or less,
Cr: 11.0 to 30.0%,
P: 0.005 to 0.100%,
S: 0.0100% or less,
Al: 0.005 to 1.00%,
N: 0.030% or less, and
and one or more selected from Ti and Nb ,
Ti: 0 to 0.50%,
Nb: 0 to 1.00%,
Sn: 0-0.50%,
Ni: 0 to 1.00%,
Cu: 0 to 1.00%,
Mo: 0-2.00%,
W: 0 to 1.00%,
Co: 0-0.50%,
V: 0 to 0.50%,
Zr: 0 to 0.50%,
Sb: 0 to 0.50%,
B: 0 to 0.0025%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
Y: 0 to 0.20%,
Hf: 0-0.20%,
REM: 0-0.10%,
balance: Fe and impurities,
In the metallographic structure,
The recrystallization rate is 95% or more,
The precipitation amount Pp of P is 0.005% or more,
A ferritic stainless hot-rolled steel sheet in which the maximum size of P-containing precipitates is 0.2 to 1.0 μm.
Ｃｒ：１１．０～３０．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を向上させる元素である。Ｃｒ含有量が、１１．０％未満であると、十分な耐食性を得ることができない。このため、Ｃｒ含有量は、１１．０％以上とする。耐食性の観点から、Ｃｒ含有量は、１４．０％以上とするのがより好ましく、１６．０％以上とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、σ相等の金属間化合物の生成を促進して、製造時の割れおよび成形性の低下を招く。このため、Ｃｒ含有量は、３０．０％以下とする。安定製造性（歩留まり、圧延疵等）の観点から、Ｃｒ含有量は、２５．０％以下とするのが好ましく、２０．０％以下とするのがより好ましい。
Cr: 11.0-30.0%
Cr is an element that improves corrosion resistance, which is a basic characteristic of stainless steel. If the Cr content is less than 11.0%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained. Therefore, the Cr content is set to 11.0% or more. From the viewpoint of corrosion resistance, the Cr content is more preferably 14.0% or more, and even more preferably 16.0% or more. However, an excessive Cr content promotes the formation of intermetallic compounds such as the σ phase, leading to cracking during production and deterioration of formability. Therefore, the Cr content is set to 30.0% or less. From the viewpoint of stable manufacturability (yield, rolling flaws, etc.), the Cr content is preferably 25.0% or less, more preferably 20.0% or less.
ＴｉおよびＮｂから選択される一種以上
本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、以下の理由により、ＴｉおよびＮｂから選択される一種以上とを含む。また、下記（ｉ）式を満足するのが好ましい。
At least one selected from Ti and Nb The ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet of the present embodiment contains at least one selected from Ti and Nb for the following reasons. Moreover, it is preferable to satisfy the following formula (i).
１－２－１．再結晶率
熱延鋼板を、十分に、再結晶させることなく、圧延組織のまま冷間圧延すると、冷間圧延時にローピングと言われる圧延方向に平行な凹凸が生成する。そして、それ以降の工程において凸部が製造設備のロール等に擦れることで模様が生じ、表面性状がさらに劣化する。
1-2-1. Recrystallization Rate If a hot-rolled steel sheet is cold-rolled in the rolled structure without sufficient recrystallization, unevenness parallel to the rolling direction, called roping, is generated during cold-rolling. Then, in subsequent steps, the protrusions are rubbed against rolls or the like of manufacturing equipment, resulting in patterns, further degrading the surface properties.
表２に記載の条件で、圧下率を９８％とし、熱間圧延した直後に、連続的に冷却し、表２に記載の熱処理温度および時間で保温を行い、その後、冷却して板厚４．０ｍｍのフェライト系ステンレス熱延鋼板を製造した。続いて、表２で得られた各熱延鋼板を冷間圧延した後、冷延鋼板とし、表３に記載の温度で、１分、焼鈍を施してフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板および冷延鋼板の各特性を以下の手順で測定した。
Under the conditions shown in Table 2, the rolling reduction ratio is 98%, and immediately after hot rolling , it is continuously cooled, heat is kept at the heat treatment temperature and time shown in Table 2, and then cooled to obtain a thickness. A 4.0 mm ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet was produced. Subsequently, each of the hot-rolled steel sheets obtained in Table 2 was cold-rolled to form a cold-rolled steel sheet, and then annealed at the temperature shown in Table 3 for 1 minute to produce a ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet. Each characteristic of the obtained hot-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet was measured by the following procedures.
Claims (6)
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｃｒ：１１．０～３０．０％、
Ｐ：０．００５～０．１００％、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ：０．０３０％以下、と、
ＴｉおよびＮｉから選択される一種以上とを含み、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～２．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．００２５％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｙ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織において、
再結晶率が９５％以上であり、
Ｐの析出量Ｐｐが０．００５％以上であり、
Ｐ含有析出物の最大サイズが０．２～１．０μｍである、フェライト系ステンレス熱延鋼板。 The chemical composition, in mass %,
C: 0.030% or less,
Si: 1.00% or less,
Mn: 2.00% or less,
Cr: 11.0 to 30.0%,
P: 0.005 to 0.100%,
S: 0.0100% or less,
Al: 0.005 to 1.00%,
N: 0.030% or less, and
and one or more selected from Ti and Ni,
Ti: 0 to 0.50%,
Nb: 0 to 1.00%,
Sn: 0-0.50%,
Ni: 0 to 1.00%,
Cu: 0 to 1.00%,
Mo: 0-2.00%,
W: 0 to 1.00%,
Co: 0-0.50%,
V: 0 to 0.50%,
Zr: 0 to 0.50%,
Sb: 0 to 0.50%,
B: 0 to 0.0025%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0-0.0050%,
Y: 0 to 0.20%,
Hf: 0-0.20%,
REM: 0-0.10%,
balance: Fe and impurities,
In the metallographic structure,
The recrystallization rate is 95% or more,
The precipitation amount Pp of P is 0.005% or more,
A ferritic stainless hot-rolled steel sheet in which the maximum size of P-containing precipitates is 0.2 to 1.0 μm.
Ｓｎ：０．００５～０．５０％、
Ｎｉ：０．０５～１．００％、
Ｃｕ：０．０５～１．００％、
Ｍｏ：０．０５～２．００％、
Ｗ：０．０５～１．００％、
Ｃｏ：０．０５～０．５０％、
Ｖ：０．０５～０．５０％、
Ｚｒ：０．０５～０．５０％、および
Ｓｂ：０．００５～０．５０％、
から選択される一種以上を含有し、下記（ｉ）式を満足する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
０．０３≦Ｎｂ＋Ｔｉ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。 The chemical composition, in mass %,
Sn: 0.005 to 0.50%,
Ni: 0.05 to 1.00%,
Cu: 0.05 to 1.00%,
Mo: 0.05 to 2.00%,
W: 0.05 to 1.00%,
Co: 0.05-0.50%,
V: 0.05 to 0.50%,
Zr: 0.05-0.50%, and Sb: 0.005-0.50%,
The hot-rolled ferritic stainless steel sheet according to claim 1, containing at least one selected from and satisfying the following formula (i).
0.03≦Nb+Ti (i)
However, each element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the steel, and is zero when not contained.
Ｂ：０．０００１～０．００２５％、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０％、および
Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％、
から選択される一種以上を含有する、請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。 The chemical composition, in mass %,
B: 0.0001 to 0.0025%,
Ca: 0.0002-0.0050%, and Mg: 0.0002-0.0050%,
The ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet according to claim 1 or 2, containing one or more selected from.
Ｙ：０．００１～０．２０％、
Ｈｆ：０．００１～０．２０％、および
ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、
から選択される一種以上を含有する、請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。 The chemical composition, in mass %,
Y: 0.001 to 0.20%,
Hf: 0.001-0.20%, and REM: 0.001-0.10%,
The ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, containing one or more selected from.
請求項１～４のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行う工程と、
前記熱間圧延における前記仕上圧延の後、７００～８３０℃の範囲内の熱処理温度Ｔで、下記（ii）および（iii）式を満足する熱処理時間ｔの間、熱処理を行う工程と、
前記熱処理の後、３０分以内に４００℃以下まで冷却する工程と、を有する、フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
１４１０≦Ａ≦１４５０ ・・・(ii)
Ａ＝Ｔ×ｌｏｇ（２０＋ｔ） ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は、以下のように定義される。
Ａ：定数
Ｔ：熱処理温度（Ｋ）
ｔ：熱処理時間（ｈｒ） A method for producing a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 4,
a step of subjecting a slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4 to hot rolling comprising rough rolling and finish rolling;
After the finish rolling in the hot rolling, heat treatment is performed at a heat treatment temperature T in the range of 700 to 830 ° C. for a heat treatment time t that satisfies the following formulas (ii) and (iii);
and cooling to 400° C. or less within 30 minutes after the heat treatment.
1410≦A≦1450 (ii)
A=T×log(20+t) (iii)
However, each symbol in the above formula is defined as follows.
A: constant T: heat treatment temperature (K)
t: heat treatment time (hr)
平均ｒ値が１．４以上であり、
算術平均うねりＷａが０．３０μｍ以下である、フェライト系ステンレス冷延鋼板。 A cold-rolled steel sheet using the hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 4,
The average r value is 1.4 or more,
A ferritic stainless cold-rolled steel sheet having an arithmetic mean waviness Wa of 0.30 μm or less.
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