JP2023147504A - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】成形性の向上および加工肌荒れの低減を両立できるフェライト系ステンレス鋼板を実現する。【解決手段】フェライト系ステンレス鋼板（１）は、Ｐ：０．００５～０．０５％を含有し、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面（１２）において、結晶粒径が１５μｍ以下であり、ＮＤ／／＜１１１＞±１０°方位粒の面積率が４０％以上であり、６００℃以上９００℃未満で析出する析出物の平均長径が０μｍよりも大きく、かつ０．１５μｍ以下である。【選択図】図１
Description
本発明はフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。
一般に、フェライト系ステンレス鋼板（以下、「鋼板」と略記することがある）に関して、深絞り加工後に鋼板表面に生じる凹凸（「加工肌荒れ」と称される）を低減させるには、鋼板における結晶粒径を小さくする（細粒化する）ことが有効である。一方で、鋼板は、結晶粒径を小さくするほど、加工性（すなわち深絞り加工時の成形性）が低下し易い。
鋼板に関して、加工肌荒れの低減と、深絞り加工時の成形性の向上と、の両立を図る技術の開発が行われている。
例えば、特許文献１には、鋼の成分および集合組織を規定し、好ましくは結晶粒径を適正範囲に制御することにより、加工肌荒れを低減し、成形性を向上する技術が開示されている。特許文献１に記載の技術では、所望の集合組織を有する鋼板を製造するために、熱延板に対して、熱延板焼鈍を省略して、冷間圧延工程、中間焼鈍、最終冷延、および最終焼鈍をこの順に施し、冷延率および焼鈍の温度範囲を規定している。
また、特許文献２に記載の技術では、鋼の成分を規定するとともに、熱延板焼鈍工程における熱処理温度および冷却速度を制御して、結晶粒径および析出粒子の最大粒子径を規定している。特許文献３に記載の技術では、結晶粒径、平均ｒ値、（引張強度（ＭＰａ）×平均ｒ値）／（結晶粒径（μｍ））およびＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）＋２（Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ））を規定している。特許文献４に記載の技術では、リン化物として存在しているＰ量および結晶粒度番号を規定している。
しかしながら、上述のような従来技術では、成形性の向上および加工肌荒れの低減の両立が不十分であるという問題がある。本発明の一態様は、成形性の向上および加工肌荒れの低減を両立できるフェライト系ステンレス鋼板を実現することを目的とする。
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：１０．５～３０．０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、およびＰ：０．００５～０．０５％を含有するとともに、Ｔｉ：０．０１～０．５％およびＮｂ：０．０１～０．５％のうちの少なくとも一方を含有し、Ｓの含有率が０．０１％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有するフェライト系ステンレス鋼板であって、前記フェライト系ステンレス鋼板の圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な平面で前記フェライト系ステンレス鋼板を切断したときの断面において、切断法により算出される結晶粒径が１５μｍ以下であり、前記断面において、電子後方散乱回折法により測定される板厚の全体におけるＮＤ／／＜１１１＞±１０°方位粒の面積率が４０％以上であり、前記断面において、前記板厚の中央部における６００℃以上９００℃未満で析出する析出物の平均長径が０μｍよりも大きく、かつ０．１５μｍ以下である。上記構成によれば、成形性の向上および加工肌荒れの低減を両立できるフェライト系ステンレス鋼板を実現することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼板は、Ｍｏ：０．０５～２．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｏ：０．０５～０．５０％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．０１～１．００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、Ｂ：０．０００１～０．００２５％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｗ：０．０５～１．００％、Ｓｎ：０．００５～０．５０％、Ｓｂ：０．００５～０．５０％、Ｚｒ：０．０５～０．５０％、Ｙ：０．００１～０．１０％、Ｈｆ：０．００１～０．１０％および希土類元素：０．００１～０．１０％のうちの少なくとも１種を更に含有する組成を有してもよい。上記構成によれば、成形性が更に向上し、加工肌荒れが更に低減されたフェライト系ステンレス鋼板を実現することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼板は、平均ランクフォード値が１．６以上であってもよい。上記構成によれば、成形性が更に向上したフェライト系ステンレス鋼板を実現することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼板は、ポンチ径：Φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ダイス径：５２ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５ｍｍ、しわ押さえ力：１トンおよび絞り比２．０の条件で円筒深絞り成形を行った後、前記圧延方向に平行な円筒側面において十点平均粗さで表記される表面粗さが８．０μｍ以下であってもよい。上記構成によれば、加工肌荒れがより低減されたフェライト系ステンレス鋼板を実現することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：１０．５～３０．０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、およびＰ：０．００５～０．０５％を含有するとともに、Ｔｉ：０．０１～０．５％およびＮｂ：０．０１～０．５％のうちの少なくとも一方を含有し、Ｓの含有率が０．０１％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有するフェライト系ステンレス鋼を、９００～１０００℃の温度域まで加熱して均熱保持する第１焼鈍工程と、前記第１焼鈍工程後の前記フェライト系ステンレス鋼を冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程後の前記フェライト系ステンレス鋼を昇温速度５０～１０００℃／ｓで８００～９５０℃の温度域まで加熱した後、５～６０秒間均熱保持する第２焼鈍工程と、を含む。上記方法によれば、成形性の向上および加工肌荒れの低減を両立できるフェライト系ステンレス鋼板を製造することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、前記フェライト系ステンレス鋼が、Ｍｏ：０．０５～２．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｏ：０．０５～０．５０％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．０１～１．００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、Ｂ：０．０００１～０．００２５％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｗ：０．０５～１．００％、Ｓｎ：０．００５～０．５０％、Ｓｂ：０．００５～０．５０％、Ｚｒ：０．０５～０．５０％、Ｙ：０．００１～０．１０％、Ｈｆ：０．００１～０．１０％および希土類元素：０．００１～０．１０％のうちの少なくとも１種を更に含有する組成を有してもよい。上記方法によれば、成形性がより向上し、加工肌荒れがより低減されたフェライト系ステンレス鋼板を製造することができる。
本発明の一態様によれば、成形性の向上および加工肌荒れの低減を両立できるフェライト系ステンレス鋼板を実現することができる。
以下、本発明の一実施形態について、詳細に説明する。なお、以下の記載は、発明の趣旨をより良く理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。
本出願において、各成分元素の含有量の単位である「％」は、特に言及がない限り「質量％」を意味する。また、本出願において、数値Ｘおよび数値Ｙ（ただし、Ｘ＜Ｙ）について、「Ｘ～Ｙ」は、「Ｘ以上Ｙ以下」を意味するものとする。また、本出願において、「フェライト系ステンレス鋼」を「ステンレス鋼」と略記することがある。
〔鋼板の成分組成〕
本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：１０．５～３０．０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、およびＰ：０．００５～０．０５％を含有するとともに、Ｔｉ：０．０１～０．５％およびＮｂ：０．０１～０．５％のうちの少なくとも一方を含有し、Ｓの含有率が０．０１％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有する。
本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：１０．５～３０．０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、およびＰ：０．００５～０．０５％を含有するとともに、Ｔｉ：０．０１～０．５％およびＮｂ：０．０１～０．５％のうちの少なくとも一方を含有し、Ｓの含有率が０．０１％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有する。
また、本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｍｏ：０．０５～２．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｏ：０．０５～０．５０％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．０１～１．００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、Ｂ：０．０００１～０．００２５％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｗ：０．０５～１．００％、Ｓｎ：０．００５～０．５０％、Ｓｂ：０．００５～０．５０％、Ｚｒ：０．０５～０．５０％、Ｙ：０．００１～０．１０％、Ｈｆ：０．００１～０．１０％および希土類元素：０．００１～０．１０％のうちの１種以上を更に含有する組成を有していてもよい。
以下、本発明の一態様に係る鋼板に含まれる各元素の含有量の意義について説明する。なお、当該鋼板は、以下に示す各成分以外は、鉄（Ｆｅ）および不可避的に混入する少量の不純物（不可避的不純物）からなっていてよい。
＜Ｃ：炭素＞
Ｃは、Ｃｒ等と炭化物を形成することにより、ステンレス鋼が変形するときに転位の発生源となる界面を生成させる元素である。しかし、Ｃが過剰に添加されると、耐粒界腐食性および加工性が低下するとともに、精錬に要するコストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｃの含有率は、０．００１～０．０３０％である。
Ｃは、Ｃｒ等と炭化物を形成することにより、ステンレス鋼が変形するときに転位の発生源となる界面を生成させる元素である。しかし、Ｃが過剰に添加されると、耐粒界腐食性および加工性が低下するとともに、精錬に要するコストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｃの含有率は、０．００１～０．０３０％である。
＜Ｓｉ：ケイ素＞
Ｓｉは、溶製段階で脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｓｉが過剰に添加されると、ステンレス鋼が硬質化し、延性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｓｉの含有率は、０．０１～１．００％である。
Ｓｉは、溶製段階で脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｓｉが過剰に添加されると、ステンレス鋼が硬質化し、延性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｓｉの含有率は、０．０１～１．００％である。
＜Ｍｎ：マンガン＞
Ｍｎは、脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｍｎが過剰に添加されると、ＭｎＳの生成量が増加してステンレス鋼の耐食性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｍｎの含有率は、０．０１～１．００％である。
Ｍｎは、脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｍｎが過剰に添加されると、ＭｎＳの生成量が増加してステンレス鋼の耐食性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｍｎの含有率は、０．０１～１．００％である。
＜Ｃｒ：クロム＞
Ｃｒは、冷延鋼板の表面に不動態皮膜を形成して、耐食性を高めるために必要である。しかし、Ｃｒが過剰に添加されると、ステンレス鋼の延性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｃｒの含有率は、１０．５～３０．０％である。
Ｃｒは、冷延鋼板の表面に不動態皮膜を形成して、耐食性を高めるために必要である。しかし、Ｃｒが過剰に添加されると、ステンレス鋼の延性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｃｒの含有率は、１０．５～３０．０％である。
＜Ｎ：窒素＞
Ｎは、Ｃｒ等と窒化物を形成することにより、ステンレス鋼が変形するときに転位の発生源となる界面を生成させる元素である。しかし、Ｎが過剰に添加されると、固溶強化により、延性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｎの含有率は、０．００１～０．０３０％である。
Ｎは、Ｃｒ等と窒化物を形成することにより、ステンレス鋼が変形するときに転位の発生源となる界面を生成させる元素である。しかし、Ｎが過剰に添加されると、固溶強化により、延性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｎの含有率は、０．００１～０．０３０％である。
＜Ｐ：リン＞
Ｐを過度に含有すると、溶接性、溶接部の靱性、および加工性が劣化し得る。そのため、本発明の一態様では、Ｐの含有率は、０．００５～０．０５％である。
Ｐを過度に含有すると、溶接性、溶接部の靱性、および加工性が劣化し得る。そのため、本発明の一態様では、Ｐの含有率は、０．００５～０．０５％である。
＜ＴｉおよびＮｂ：チタンおよびニオブ＞
ＴｉおよびＮｂは、ＣまたはＮと結合し、例えばＴｉＣ、ＴｉＮ、ＮｂＣまたはＮｂＮ等の析出物としてＣおよびＮを固定するので、ステンレス鋼の高純度化により、平均ランクフォード値および製品伸びを向上することができる。一方で、ＴｉおよびＮｂを過剰に含有させると、原料コストが上昇するとともに、再結晶温度の上昇に伴い製造性が低下する虞がある。
ＴｉおよびＮｂは、ＣまたはＮと結合し、例えばＴｉＣ、ＴｉＮ、ＮｂＣまたはＮｂＮ等の析出物としてＣおよびＮを固定するので、ステンレス鋼の高純度化により、平均ランクフォード値および製品伸びを向上することができる。一方で、ＴｉおよびＮｂを過剰に含有させると、原料コストが上昇するとともに、再結晶温度の上昇に伴い製造性が低下する虞がある。
そのため、本発明の一態様では、ＴｉおよびＮｂの含有率は、少なくとも一方が０．０１～０．５％である。本発明の一態様では、ステンレス鋼板はＴｉおよびＮｂのいずれか一方のみを含有してもよく、あるいはＴｉおよびＮｂの両方を含有してもよい。
＜Ｓ：硫黄＞
Ｓは、本発明の一態様に係る鋼板において、含有率の上限を制御する必要がある元素である。Ｓを過度に含有するとステンレス鋼においてＡｌ２Ｏ３皮膜の形成に悪影響を及ぼし、耐酸化性を劣化させる可能性がある。そのため、本発明の一態様では、Ｓの含有率は、０．０１％以下である。本発明の一態様に係る鋼板は、Ｓを含有しなくてもよい。
Ｓは、本発明の一態様に係る鋼板において、含有率の上限を制御する必要がある元素である。Ｓを過度に含有するとステンレス鋼においてＡｌ２Ｏ３皮膜の形成に悪影響を及ぼし、耐酸化性を劣化させる可能性がある。そのため、本発明の一態様では、Ｓの含有率は、０．０１％以下である。本発明の一態様に係る鋼板は、Ｓを含有しなくてもよい。
＜＜その他の成分＞＞
本発明の一態様に係る鋼板は、上記以外の元素として、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂ、Ｖ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆおよび希土類元素のうちの少なくとも１種の元素を更に含有することが好ましい。
本発明の一態様に係る鋼板は、上記以外の元素として、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂ、Ｖ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆおよび希土類元素のうちの少なくとも１種の元素を更に含有することが好ましい。
＜Ｍｏ：モリブデン＞
Ｍｏは、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｍｏが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｍｏの含有率は、０．０５～２．００％であることが好ましい。
Ｍｏは、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｍｏが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｍｏの含有率は、０．０５～２．００％であることが好ましい。
＜Ｎｉ：ニッケル＞
Ｎｉは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、Ｎｉを過度に含有すると、フェライト相が不安定化するとともに、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｎｉの含有率は、０．０１～１．００％であることが好ましい。
Ｎｉは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、Ｎｉを過度に含有すると、フェライト相が不安定化するとともに、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｎｉの含有率は、０．０１～１．００％であることが好ましい。
＜Ｃｏ：コバルト＞
Ｃｏは、耐食性および耐熱性の向上に有効な元素である。しかし、Ｃｏが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｃｏの含有率は、０．０５～０．５０％であることが好ましい。
Ｃｏは、耐食性および耐熱性の向上に有効な元素である。しかし、Ｃｏが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｃｏの含有率は、０．０５～０．５０％であることが好ましい。
＜Ｃｕ：銅＞
Ｃｕは、耐食性の向上に有効な元素である。そのため、本発明の一態様では、Ｃｕの含有率は、０．０５～１．００％であることが好ましい。
Ｃｕは、耐食性の向上に有効な元素である。そのため、本発明の一態様では、Ｃｕの含有率は、０．０５～１．００％であることが好ましい。
＜Ａｌ：アルミニウム＞
Ａｌは、脱酸に有効な元素であるとともに、プレス加工性に悪影響を及ぼすＡ２系介在物を低減することができる。しかし、Ａｌが過剰に添加されると、表面欠陥が増加する。そのため、本発明の一態様では、Ａｌの含有率は、０．０１～１．００％であることが好ましい。
Ａｌは、脱酸に有効な元素であるとともに、プレス加工性に悪影響を及ぼすＡ２系介在物を低減することができる。しかし、Ａｌが過剰に添加されると、表面欠陥が増加する。そのため、本発明の一態様では、Ａｌの含有率は、０．０１～１．００％であることが好ましい。
＜Ｃａ：カルシウム＞
Ｃａは、脱ガスに有効な元素である。そのため、本発明の一態様では、Ｃａの含有率は、０．０００１～０．００５０％であることが好ましい。
Ｃａは、脱ガスに有効な元素である。そのため、本発明の一態様では、Ｃａの含有率は、０．０００１～０．００５０％であることが好ましい。
＜Ｍｇ：マグネシウム＞
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。一方、過剰にＭｇを含有するとステンレス鋼の靱性が低下して製造性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｍｇの含有率は、０．０００１～０．００５０％であることが好ましい。
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。一方、過剰にＭｇを含有するとステンレス鋼の靱性が低下して製造性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｍｇの含有率は、０．０００１～０．００５０％であることが好ましい。
＜Ｂ：ホウ素＞
Ｂは、靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰にＢを含有するとその効果は飽和する。そのため、本発明の一態様では、Ｂの含有率は、０．０００１～０．００２５％であることが好ましい。
Ｂは、靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰にＢを含有するとその効果は飽和する。そのため、本発明の一態様では、Ｂの含有率は、０．０００１～０．００２５％であることが好ましい。
＜Ｖ：バナジウム＞
Ｖは、硬度および強度の向上に有効な元素である。しかし、Ｖが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｖの含有率は、０．０５～０．５０％であることが好ましい。
Ｖは、硬度および強度の向上に有効な元素である。しかし、Ｖが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｖの含有率は、０．０５～０．５０％であることが好ましい。
＜Ｗ：タングステン＞
Ｗは、高温強さの向上に有効な元素である。しかし、Ｗが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｗの含有率は、０．０５～１．００％であることが好ましい。
Ｗは、高温強さの向上に有効な元素である。しかし、Ｗが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｗの含有率は、０．０５～１．００％であることが好ましい。
＜Ｓｎ：スズ＞
Ｓｎは、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｓｎが過剰に添加されると、熱間加工性および粘り強さが低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｓｎの含有率は、０．００５～０．５０％であることが好ましい。
Ｓｎは、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｓｎが過剰に添加されると、熱間加工性および粘り強さが低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｓｎの含有率は、０．００５～０．５０％であることが好ましい。
＜Ｓｂ：アンチモン＞
Ｓｂは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｂを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｓｂの含有率は、０．００５～０．５０％であることが好ましい。
Ｓｂは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｂを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、本発明の一態様では、Ｓｂの含有率は、０．００５～０．５０％であることが好ましい。
＜Ｚｒ：ジルコニウム＞
Ｚｒは、脱窒、脱酸および脱硫に有効な元素である。しかし、Ｚｒが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｚｒの含有率は、０．０５～０．５０％であることが好ましい。
Ｚｒは、脱窒、脱酸および脱硫に有効な元素である。しかし、Ｚｒが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｚｒの含有率は、０．０５～０．５０％であることが好ましい。
＜Ｙ：イットリウム＞
Ｙは、熱間加工性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかし、これらの効果は、０．２０％を超えると飽和する。そのため、本発明の一態様では、Ｙの含有率は、０．００１～０．１０％であることが好ましい。
Ｙは、熱間加工性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかし、これらの効果は、０．２０％を超えると飽和する。そのため、本発明の一態様では、Ｙの含有率は、０．００１～０．１０％であることが好ましい。
＜Ｈｆ：ハフニウム＞
Ｈｆは、耐酸化性を向上させる元素である。一方、Ｈｆを過度に含有すると、鋼板の靱性を低下させるとともにステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｈｆの含有率は、０．００１～０．１０％であることが好ましい。
Ｈｆは、耐酸化性を向上させる元素である。一方、Ｈｆを過度に含有すると、鋼板の靱性を低下させるとともにステンレス鋼の原料コストが上昇する。そのため、本発明の一態様では、Ｈｆの含有率は、０．００１～０．１０％であることが好ましい。
＜ＲＥＭ：希土類元素＞
希土類元素（ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ｍｅｔａｌｓ、以下「ＲＥＭ」と略記）とは、ランタノイド系元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍなど原子番号５７～７１の元素）を意味する。ＲＥＭは、熱間加工性および耐酸化性の向上に有効である。しかし、これらの効果は、０．１０％を超えると飽和する。そのため、本発明の一態様では、ＲＥＭの含有率は、０．００１～０．１０％であることが好ましい。
希土類元素（ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ｍｅｔａｌｓ、以下「ＲＥＭ」と略記）とは、ランタノイド系元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍなど原子番号５７～７１の元素）を意味する。ＲＥＭは、熱間加工性および耐酸化性の向上に有効である。しかし、これらの効果は、０．１０％を超えると飽和する。そのため、本発明の一態様では、ＲＥＭの含有率は、０．００１～０．１０％であることが好ましい。
〔鋼板の要点〕
本発明の一態様に係る鋼板は、上述のような成分組成を有し、概略的には、再結晶を促進させつつ細粒化されているとともに加工性の向上に有効な結晶方位を発達させた内部組織を有する。
本発明の一態様に係る鋼板は、上述のような成分組成を有し、概略的には、再結晶を促進させつつ細粒化されているとともに加工性の向上に有効な結晶方位を発達させた内部組織を有する。
想定されるメカニズム（すなわち鋼板の製造方法における要点）について詳しくは後述するが、本発明の一態様に係る鋼板は、ＴｉＣ等よりも比較的低温で析出するＰまたはＮｂ系の析出物（低温析出物）を、最終焼鈍工程にて微細析出させる条件にて製造される。また、本発明の一態様に係る鋼板は、最終焼鈍工程において加工性の向上に有効な結晶方位を発達させて製造される。
最終焼鈍工程では、冷延板を急速加熱後に保定（均熱保持）することによって、微細析出させた上記低温析出物の影響によってマトリクスの結晶粒成長を抑制しつつ、マトリクスの再結晶を促進させる。
通常、最終焼鈍工程よりも前段階にて上記低温析出物が析出する、または、最終焼鈍工程における昇温時に上記低温析出物が析出する。この場合、最終焼鈍工程時における再結晶の進行が阻害されるとともに、上記低温析出物も粒成長する。これに対し、本発明の一態様に係る鋼板は、結晶粒径が小さいとともに、微細な低温析出物を有する。
本発明の一態様に係る鋼板は、成形性の向上および加工肌荒れの低減を両立した特性を有するように制御された内部組織を有する。以下に、本発明の一態様に係る鋼板の特徴について、詳細に説明する。
〔鋼板の結晶粒径〕
図１は、本発明の一態様に係る鋼板１の断面１２を示す模式図である。図１に示すように、断面１２は、鋼板１の圧延方向に平行かつ圧延面１１に垂直な平面で鋼板１を切断したときの断面である。
図１は、本発明の一態様に係る鋼板１の断面１２を示す模式図である。図１に示すように、断面１２は、鋼板１の圧延方向に平行かつ圧延面１１に垂直な平面で鋼板１を切断したときの断面である。
鋼板１は、断面１２において、切断法により算出される結晶粒径が１５μｍ以下であり、より好ましくは１２μｍ以下である。結晶粒径が小さく、結晶粒が微細であるほど、鋼板の加工肌荒れを低減することができる。
ここで、切断法により算出される結晶粒径は、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｇ ０５５２：１９９８）に規定される方法より測定することができる。具体的には、まず、断面１２において、圧延方向に平行な全長Ｌの線分を引き、この線分が横切る結晶粒の数ｎを測定する。なお、線分の端がその内部にある結晶粒については、１/２個として数える。そして、平均粒径ｄを下記の式にて算出する。
ｄ＝Ｌ／ｎ
なお、本願では、線分の全長Ｌとして、１８５μｍの値を用いた。
なお、本願では、線分の全長Ｌとして、１８５μｍの値を用いた。
また、高度な美観が要求される製品、例えば調理器具または家電製品等に鋼板が使用される場合には、深絞り加工前または深絞り加工後に研磨を行ってもよい。このような場合にも、鋼板１は結晶粒径が１５μｍ以下であるので、研磨負荷を低減し、または研磨時間を短縮することができる。したがって、鋼板１の研磨時の作業性を向上させることができる。
〔ＮＤ／／＜１１１＞±１０°方位粒の面積率〕
鋼板１は、断面１２において、電子後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により測定される板厚ｔの全体におけるＮＤ／／＜１１１＞±１０°方位粒の面積率（以下、「＜１１１＞面積率」と称する）が４０％以上であり、より好ましくは４３％以上である。
鋼板１は、断面１２において、電子後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により測定される板厚ｔの全体におけるＮＤ／／＜１１１＞±１０°方位粒の面積率（以下、「＜１１１＞面積率」と称する）が４０％以上であり、より好ましくは４３％以上である。
本出願において、「ＮＤ／／＜１１１＞±１０°方位粒」とは、「圧延面法線方向に対して＜１１１＞が平行または－１０°～＋１０°の範囲で傾いた結晶粒」を意味する。ＮＤ／／＜１１１＞±１０°方位粒は、鋼板の深絞り加工時の成形性に好ましい影響を与えることが知られている。したがって、＜１１１＞面積率が高いほど、鋼板の成形性を向上させることができる。
前述の通り、鋼板１は、断面１２における結晶粒径が１５μｍ以下である。ここで、鋼板の結晶粒径が小さいほど、成形性は低下する傾向があることが知られている。しかし、本発明の一態様に係る鋼板１は、＜１１１＞面積率が４０％以上であるので、鋼板１の成形性を向上させることができる。
〔析出物の平均長径〕
鋼板１は、断面１２において、板厚ｔの中央部における６００℃以上９００℃未満で析出する析出物（以下、「低温析出物」と称する）の平均長径が０．１５μｍ以下であり、より好ましくは０．１２μｍ以下である。低温析出物の例としては、Ｎｂ、ＴｉおよびＰのうちの少なくとも１つと、Ｆｅとを含む化合物を挙げることができる。より具体的には、低温析出物の例として、（ｉ）リン化物、例えばＦｅＴｉＰ、ＦｅＮｂＰおよびＦｅ（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｐならびに（ｉｉ）Ｌａｖｅｓ相と称される相を形成する金属間化合物、例えばＦｅ２Ｎｂが挙げられる。
鋼板１は、断面１２において、板厚ｔの中央部における６００℃以上９００℃未満で析出する析出物（以下、「低温析出物」と称する）の平均長径が０．１５μｍ以下であり、より好ましくは０．１２μｍ以下である。低温析出物の例としては、Ｎｂ、ＴｉおよびＰのうちの少なくとも１つと、Ｆｅとを含む化合物を挙げることができる。より具体的には、低温析出物の例として、（ｉ）リン化物、例えばＦｅＴｉＰ、ＦｅＮｂＰおよびＦｅ（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｐならびに（ｉｉ）Ｌａｖｅｓ相と称される相を形成する金属間化合物、例えばＦｅ２Ｎｂが挙げられる。
なお、融点が９００℃以上である化合物の析出物（以下、「高温析出物」と称する）は、９００℃以上の温度で析出するため、本願における「低温析出物」には含まれない。高温析出物の例としては、（ｉｉｉ）金属の炭化物、例えばＴｉＣおよびＮｂＣならびに（ｉｖ）金属の窒化物、例えばＴｉＮおよびＮｂＮの析出物が挙げられる。
図２は、本発明の一態様に係る鋼板１の断面１２の代表的なＳＥＭ写真を示す図である。図２に示すように、低温析出物は、断面１２において、材料内に分散した粒状物として観察され得る。
図３は、図２に示すＳＥＭ写真における点線範囲内の拡大図である。ここで、析出物の長径とは、粒子状の析出物の像が有する縁部における２点を結ぶ線分のうちの最長の線分の長さを意味する。本出願における低温析出物の平均長径は、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）により、断面１２の板厚ｔの中央部を撮影倍率１００００倍（撮影領域１２μｍ×９μｍ）で撮影した後、撮影したＳＥＭ写真で観察される各低温析出物の長径を測定し、得られた複数の測定値の平均値として定義される。
なお、図２に示すように、高温析出物も、断面１２において、材料内に分散した粒状物として観察され得る。ただし、高温析出物は、上記の方法で撮影したＳＥＭ写真において、例えば長径が０．５μｍを超える粗大な粒状物として観察されるため、低温析出物と区別することができる。よって、低温析出物は、「析出物のうち、長径が０．５μｍ以下である微細析出物」であると言い換えることができる。また、高温析出物は、「析出物のうち、長径が０．５μｍを超える粗大析出物」であると言い換えることができる。
〔平均ランクフォード値〕
本発明の一態様に係る鋼板は、平均ランクフォード値（以下、「平均ｒ値」と称する）が１．６以上であることが好ましい。ここで、平均ｒ値は、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ ２２５４：２０２１）に規定される方法により、塑性歪み量１４．４％で測定されるランクフォード値（以下、「ｒ値」と称する）を用いて、下記式（１）により算出することができる。
本発明の一態様に係る鋼板は、平均ランクフォード値（以下、「平均ｒ値」と称する）が１．６以上であることが好ましい。ここで、平均ｒ値は、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ ２２５４：２０２１）に規定される方法により、塑性歪み量１４．４％で測定されるランクフォード値（以下、「ｒ値」と称する）を用いて、下記式（１）により算出することができる。
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４ ・・・（１）
式（１）中、ｒＬ、ｒＤおよびｒＣはそれぞれ、圧延方向に対して平行、４５°および９０°の各方向から採取したＪＩＳ１３号Ｂ試験片のｒ値である。平均ｒ値が高いほど、鋼板の成形性を向上することができる。
式（１）中、ｒＬ、ｒＤおよびｒＣはそれぞれ、圧延方向に対して平行、４５°および９０°の各方向から採取したＪＩＳ１３号Ｂ試験片のｒ値である。平均ｒ値が高いほど、鋼板の成形性を向上することができる。
〔深絞り成形後の表面粗さ〕
本発明の一態様に係る鋼板は、円筒深絞り成形を行った後、圧延方向に平行な円筒側面において十点平均粗さで表記される表面粗さＲｚが８．０μｍ以下であることが好ましい。ここで、円筒深絞り成形は、ポンチ径：Φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ダイス径：５２ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５ｍｍ、しわ押さえ力：１トンおよび絞り比２．０の条件で行うことができる。また、表面粗さＲｚは、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３）に規定される方法で測定することができる。
本発明の一態様に係る鋼板は、円筒深絞り成形を行った後、圧延方向に平行な円筒側面において十点平均粗さで表記される表面粗さＲｚが８．０μｍ以下であることが好ましい。ここで、円筒深絞り成形は、ポンチ径：Φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ダイス径：５２ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５ｍｍ、しわ押さえ力：１トンおよび絞り比２．０の条件で行うことができる。また、表面粗さＲｚは、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３）に規定される方法で測定することができる。
表面粗さＲｚが小さいほど、鋼板の加工肌荒れを低減することができる。また、鋼板が研磨される場合には、表面粗さＲｚが小さいほど、研磨負荷を低減し、または研磨時間を短縮することができる。したがって、鋼板の研磨時の作業性を向上させることができる。
〔製造方法〕
図４は、本発明の一態様に係る鋼板の製造方法の一例を示すフローチャートである。図４に示すように、鋼板の製造方法は、第１焼鈍工程Ｓ１、冷延工程Ｓ２および第２焼鈍工程Ｓ３を含む。鋼板の製造方法は、第１焼鈍工程Ｓ１の前に、更に鋳造工程および熱間圧延工程をこの順に含んでもよい。上述の各工程について、以下に説明する。
図４は、本発明の一態様に係る鋼板の製造方法の一例を示すフローチャートである。図４に示すように、鋼板の製造方法は、第１焼鈍工程Ｓ１、冷延工程Ｓ２および第２焼鈍工程Ｓ３を含む。鋼板の製造方法は、第１焼鈍工程Ｓ１の前に、更に鋳造工程および熱間圧延工程をこの順に含んでもよい。上述の各工程について、以下に説明する。
＜鋳造工程＞
鋳造工程は、所望の組成を有する溶鋼を鋳型に流し込み、冷却することで、フェライト系ステンレス鋼スラブ（以下、「スラブ」と略記する）を製造する工程である。冷却後、スラブは所望の長さに切り分けられて、後の熱間圧延工程に用いられる。当該溶鋼は、例えば銑鉄または鉄スクラップを原料として、不純物の除去、各種成分の添加および加熱を行うことにより製造することができる。
鋳造工程は、所望の組成を有する溶鋼を鋳型に流し込み、冷却することで、フェライト系ステンレス鋼スラブ（以下、「スラブ」と略記する）を製造する工程である。冷却後、スラブは所望の長さに切り分けられて、後の熱間圧延工程に用いられる。当該溶鋼は、例えば銑鉄または鉄スクラップを原料として、不純物の除去、各種成分の添加および加熱を行うことにより製造することができる。
＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程は、鋳造工程において製造されたスラブを高温で圧延する（熱間圧延する）ことにより、所定の厚みのフェライト系ステンレス鋼帯（以下、「鋼帯」と略記する）を製造する工程である。熱間圧延工程は、公知の設備および方法により行うことができる。熱間圧延工程により製造された鋼帯を、上記〔鋼板の成分組成〕に記載した組成を有するステンレス鋼として、第１焼鈍工程Ｓ１に用いることができる。
熱間圧延工程は、鋳造工程において製造されたスラブを高温で圧延する（熱間圧延する）ことにより、所定の厚みのフェライト系ステンレス鋼帯（以下、「鋼帯」と略記する）を製造する工程である。熱間圧延工程は、公知の設備および方法により行うことができる。熱間圧延工程により製造された鋼帯を、上記〔鋼板の成分組成〕に記載した組成を有するステンレス鋼として、第１焼鈍工程Ｓ１に用いることができる。
＜第１焼鈍工程Ｓ１＞
第１焼鈍工程Ｓ１は、上記〔鋼板の成分組成〕に記載した組成を有するステンレス鋼を、９００～１０００℃の温度域まで加熱して均熱保持する工程である。第１焼鈍工程Ｓ１における均熱温度は、好ましくは９１０～９８０℃である。また、第１焼鈍工程Ｓ１における均熱時間は、好ましくは３０～９０ｓである。第１焼鈍工程Ｓ１に供されるステンレス鋼は特に限定されず、例えば上記熱間圧延工程後の鋼帯を用いることができる。また、第１焼鈍工程Ｓ１において用いられる焼鈍設備は特に限定されず、例えば連続焼鈍炉またはバッチ炉等の公知の設備を用いることができる。
第１焼鈍工程Ｓ１は、上記〔鋼板の成分組成〕に記載した組成を有するステンレス鋼を、９００～１０００℃の温度域まで加熱して均熱保持する工程である。第１焼鈍工程Ｓ１における均熱温度は、好ましくは９１０～９８０℃である。また、第１焼鈍工程Ｓ１における均熱時間は、好ましくは３０～９０ｓである。第１焼鈍工程Ｓ１に供されるステンレス鋼は特に限定されず、例えば上記熱間圧延工程後の鋼帯を用いることができる。また、第１焼鈍工程Ｓ１において用いられる焼鈍設備は特に限定されず、例えば連続焼鈍炉またはバッチ炉等の公知の設備を用いることができる。
第１焼鈍工程Ｓ１の後、冷延工程Ｓ２の前に、酸洗工程を行ってもよい。酸洗工程は、ステンレス鋼の表面へ付着したスケールを、硫酸、塩酸または硝酸とフッ化水素酸との混合液等の酸洗液を用いて洗い落とす工程である。
＜冷延工程Ｓ２＞
冷延工程Ｓ２は、第１焼鈍工程Ｓ１後のステンレス鋼（熱延焼鈍材）を冷間圧延する工程である。冷延工程Ｓ２におけるステンレス鋼の温度は、冷延工程Ｓ２の全体を通じて、例えば室温～２００℃である。また、冷延工程Ｓ２における圧延率は、圧延率が高い程、平均ｒ値の向上および成形性の向上に有効であることから、好ましくは７５％以上である。冷延工程Ｓ２において用いられる圧延設備は特に限定されず、公知の設備を用いることができる。
冷延工程Ｓ２は、第１焼鈍工程Ｓ１後のステンレス鋼（熱延焼鈍材）を冷間圧延する工程である。冷延工程Ｓ２におけるステンレス鋼の温度は、冷延工程Ｓ２の全体を通じて、例えば室温～２００℃である。また、冷延工程Ｓ２における圧延率は、圧延率が高い程、平均ｒ値の向上および成形性の向上に有効であることから、好ましくは７５％以上である。冷延工程Ｓ２において用いられる圧延設備は特に限定されず、公知の設備を用いることができる。
冷延工程Ｓ２では、冷間圧延処理を１回のみ行ってもよく、２回以上行ってもよい。冷間圧延処理を２回以上行う場合、冷間圧延処理と冷間圧延処理との間に、第１焼鈍工程Ｓ１を行ってもよい。あるいは、冷間圧延処理と冷間圧延処理との間に、第１焼鈍工程Ｓ１とは異なる任意の焼鈍処理を行ってもよい。また、この任意の焼鈍処理の後、次の冷間圧延処理の前に、酸洗処理を行ってもよい。
＜第２焼鈍工程Ｓ３＞
第２焼鈍工程Ｓ３は、冷延工程Ｓ２後のステンレス鋼（冷延材）を昇温速度５０～１０００℃／ｓで８００～９５０℃の温度域まで加熱した後、５～６０秒間均熱保持する工程である。第２焼鈍工程Ｓ３において用いられる焼鈍設備は特に限定されず、例えば連続焼鈍炉またはバッチ炉等の公知の設備を用いることができる。
第２焼鈍工程Ｓ３は、冷延工程Ｓ２後のステンレス鋼（冷延材）を昇温速度５０～１０００℃／ｓで８００～９５０℃の温度域まで加熱した後、５～６０秒間均熱保持する工程である。第２焼鈍工程Ｓ３において用いられる焼鈍設備は特に限定されず、例えば連続焼鈍炉またはバッチ炉等の公知の設備を用いることができる。
第２焼鈍工程Ｓ３における昇温速度は５０～１０００℃／ｓであり、好ましくは１００～７００℃／ｓである。第２焼鈍工程Ｓ３における均熱温度は８００～９５０℃であり、好ましくは８２０～９２０℃である。第２焼鈍工程Ｓ３における均熱時間は５～６０秒間であり、好ましくは１５～４５秒間である。
第２焼鈍工程Ｓ３の後、必要に応じて、酸洗工程を行ってもよい。酸洗工程は、ステンレス鋼の表面へ付着したスケールを、硫酸、塩酸または硝酸とフッ化水素酸との混合液等の酸洗液を用いて洗い落とす工程である。
第２焼鈍工程Ｓ３の後、必要に応じて、仕上工程を行ってもよい。仕上工程は、第２焼鈍工程Ｓ３後の鋼板を仕上げる工程である。具体的には、仕上工程では、例えば調質圧延および所望の形状への切断が行われる。
＜推測されるメカニズム＞
本製造方法により製造される鋼板が、成形性の向上および加工肌荒れの低減を両立できるメカニズムは、限定するものではないが、現時点では下記のように推測している。まず、第１焼鈍工程Ｓ１において、ステンレス鋼を９００～１０００℃の温度域まで加熱して均熱保持することにより、低温析出物を形成する元素をステンレス鋼中に固溶させることができる。
本製造方法により製造される鋼板が、成形性の向上および加工肌荒れの低減を両立できるメカニズムは、限定するものではないが、現時点では下記のように推測している。まず、第１焼鈍工程Ｓ１において、ステンレス鋼を９００～１０００℃の温度域まで加熱して均熱保持することにより、低温析出物を形成する元素をステンレス鋼中に固溶させることができる。
次に、冷延工程Ｓ２を行った後、第２焼鈍工程Ｓ３において、ステンレス鋼を急速に加熱することにより、昇温中の低温析出物の析出を低減することができる。これにより、ステンレス鋼の再結晶が促進されるため、８００～９５０℃という比較的低温でステンレス鋼を再結晶させることができる。そのため、ステンレス鋼の結晶粒の成長速度を低下させ、ステンレス鋼の結晶粒を微細化することができる。ここで、ステンレス鋼の結晶粒が微細化すると、鋼板の加工肌荒れが低減されることが知られている。したがって、本製造方法により製造される鋼板では、加工肌荒れを低減することができる。
また、第２焼鈍工程Ｓ３において、ステンレス鋼を急速に加熱した後、５～６０秒間均熱保持することにより、微細な低温析出物を析出させることができる。このような微細な低温析出物は、「ピン止め」と呼ばれる効果により、ステンレス鋼の結晶粒の成長速度を低下させることができる。これにより、ステンレス鋼の結晶粒を更に微細化することができる。したがって、本製造方法により製造される鋼板の加工肌荒れを更に低減することができる。
更に、第２焼鈍工程Ｓ３において、均熱時に微細な低温析出物を析出させることにより、ＮＤ／／＜１１１＞±１０°方位粒の成長を促進することができる。したがって、鋼板１の成形性を向上させることができる。
なお、高温析出物については、融点が高いため、第１焼鈍工程Ｓ１における均熱温度（９００～１０００℃）および第２焼鈍工程Ｓ３における均熱温度（８００～９５０℃）では変化しない。したがって、本発明の一態様に係る鋼板および鋼板の製造方法では、成形性および加工肌荒れに対する影響が小さいと推測される。
なお、昇温速度５０℃／ｓ未満で加熱する一般的な焼鈍条件では、昇温中に低温析出物が析出することにより、ステンレス鋼の再結晶の進行が阻害されるため、９５０℃を超える高温でステンレス鋼を再結晶させる必要がある。このような高温では、ステンレス鋼の結晶粒の成長速度が大きいため、ステンレス鋼の結晶粒が粗大化する虞がある。更に、昇温中に析出する低温析出物は、その後の昇温および均熱時に成長するため、ピン止め効果が低下することにより、ステンレス鋼の結晶粒が更に粗大化してしまう。したがって、このような一般的な焼鈍条件では、製造される鋼板の加工肌荒れが顕著になると推測される。
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
〔実施例〕
本発明の一実施例について以下に説明する。なお、本実施例に記載の鋼板の製造方法は一例であり、本発明の一態様に係る鋼板の製造方法を限定するものではない。
本発明の一実施例について以下に説明する。なお、本実施例に記載の鋼板の製造方法は一例であり、本発明の一態様に係る鋼板の製造方法を限定するものではない。
＜スラブの製造＞
本発明の一態様に係る鋼板の物性を評価するために、まず、下記の表１に示す成分組成を有する鋼を真空溶解し、３０ｋｇのスラブを製造した。表１において、鋼種Ａ～Ｎは、本発明の範囲において作製した、本発明例としてのステンレス鋼である。また、表１において、鋼種Ｏ～Ｒは、本発明の範囲外の条件で作製した、比較例としてのステンレス鋼である。
本発明の一態様に係る鋼板の物性を評価するために、まず、下記の表１に示す成分組成を有する鋼を真空溶解し、３０ｋｇのスラブを製造した。表１において、鋼種Ａ～Ｎは、本発明の範囲において作製した、本発明例としてのステンレス鋼である。また、表１において、鋼種Ｏ～Ｒは、本発明の範囲外の条件で作製した、比較例としてのステンレス鋼である。
表１には、各鋼種に含まれる成分の組成が質量％で示されている。なお、表１に示す各成分以外の残部は、Ｆｅまたは不可避的に混入する少量の不純物である。また、表１中の下線は、比較例に係る各鋼種に含まれる各成分の組成が、本発明の範囲外であることを示している。
＜熱延鋼板の製造＞
次に、上記スラブを１２００℃で２時間加熱後、熱間圧延を施して、板厚３ｍｍの熱延鋼板を作製した。
次に、上記スラブを１２００℃で２時間加熱後、熱間圧延を施して、板厚３ｍｍの熱延鋼板を作製した。
＜鋼板の製造および物性評価＞
次いで、表２に示す製造条件で、第１焼鈍工程、冷間圧延工程および第２焼鈍工程を行い、板厚０．６ｍｍの鋼板Ｎｏ．１～２７を製造した。なお、本実施例では、冷間圧延工程における冷間圧延は１回のみ行った。また、各鋼板について、各種物性を評価した結果も表２に示す。なお、表２中の下線は、鋼板の製造条件および各種物性が、本発明の範囲外である、または本発明の好ましい範囲の範囲外であることを示している。
次いで、表２に示す製造条件で、第１焼鈍工程、冷間圧延工程および第２焼鈍工程を行い、板厚０．６ｍｍの鋼板Ｎｏ．１～２７を製造した。なお、本実施例では、冷間圧延工程における冷間圧延は１回のみ行った。また、各鋼板について、各種物性を評価した結果も表２に示す。なお、表２中の下線は、鋼板の製造条件および各種物性が、本発明の範囲外である、または本発明の好ましい範囲の範囲外であることを示している。
ここで、表２の成形性の判定において、「〇（良好）」は、平均ｒ値が１．６以上であり、「×（不良）」は、平均ｒ値が１．６未満であることを示す。また、加工肌荒れの判定において、「〇（良好）」は、Ｒｚが８．０μｍ以下であり、「×（不良）」は、Ｒｚが８．０μｍを超えることを示す。
表２において、「低温析出物の平均長径（μｍ）」の列における「－」との表示は、低温析出物が観察されなかったことを示す。また、鋼板Ｎｏ．２６の「Ｒｚ（μｍ）」および「加工肌荒れ」の列における「成形不可」との表示は、鋼種ＱにおけるＰの含有率が０．０９７％と高かったために、鋼板Ｎｏ．２６が硬く、深絞り加工が不可能であったことを示す。
表２に示すように、鋼板Ｎｏ．１、４、７、９、１０、１２～１４、１６、１７、１９～２１および２３（以下、「本発明例鋼板」と称する）は、本発明の一態様に係る鋼板の製造方法により製造された本発明例に該当する鋼板である。また、本発明例鋼板は、本発明の一態様に係る鋼板の成分組成、低温析出物の平均長径、結晶粒径および＜１１１＞面積率の基準を満たす。これらの本発明例鋼板はいずれも、成形性および加工肌荒れが「○（良好）」であり、成形性に優れ、かつ加工肌荒れが低減されていることが実証された。
これに対し、鋼板Ｎｏ．２、３、５、６、８、１１、１５、１８、２２および２４～２７（以下、「比較例鋼板」と称する）は、本発明の一態様に係る鋼板の製造方法の範囲外にある条件で製造された比較例に該当する鋼板である。また、比較例鋼板は、本発明の一態様に係る鋼板の成分組成、低温析出物の平均長径、結晶粒径および＜１１１＞面積率のうちの少なくとも１つが基準を満たさなかった。これらの比較例鋼板はいずれも、成形性および加工肌荒れの少なくとも一方が「×（良好）」であり、成形性の向上および加工肌荒れの低減を両立できないことが実証された。
本発明は、例えば、家電製品および器物等の加工用途に利用することができる。
１１ 圧延面
１２ 断面
Ｓ１ 第１焼鈍工程
Ｓ２ 冷延工程
Ｓ３ 第２焼鈍工程
ｔ 板厚
Ｗ 圧延幅
１２ 断面
Ｓ１ 第１焼鈍工程
Ｓ２ 冷延工程
Ｓ３ 第２焼鈍工程
ｔ 板厚
Ｗ 圧延幅
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：１０．５～３０．０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、およびＰ：０．００５～０．０５％を含有するとともに、Ｔｉ：０．０１～０．５％およびＮｂ：０．０１～０．５％のうちの少なくとも一方を含有し、Ｓの含有率が０．０１％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有するフェライト系ステンレス鋼板であって、
前記フェライト系ステンレス鋼板の圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な平面で前記フェライト系ステンレス鋼板を切断したときの断面において、切断法により算出される結晶粒径が１５μｍ以下であり、
前記断面において、電子後方散乱回折法により測定される板厚の全体におけるＮＤ／／＜１１１＞±１０°方位粒の面積率が４０％以上であり、
前記断面において、前記板厚の中央部における６００℃以上９００℃未満で析出する析出物の平均長径が０μｍよりも大きく、かつ０．１５μｍ以下である、フェライト系ステンレス鋼板。 - Ｍｏ：０．０５～２．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｏ：０．０５～０．５０％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．０１～１．００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、Ｂ：０．０００１～０．００２５％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｗ：０．０５～１．００％、Ｓｎ：０．００５～０．５０％、Ｓｂ：０．００５～０．５０％、Ｚｒ：０．０５～０．５０％、Ｙ：０．００１～０．１０％、Ｈｆ：０．００１～０．１０％および希土類元素：０．００１～０．１０％のうちの少なくとも１種を更に含有する組成を有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
- 平均ランクフォード値が１．６以上である、請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
- ポンチ径：Φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ダイス径：５２ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５ｍｍ、しわ押さえ力：１トンおよび絞り比２．０の条件で円筒深絞り成形を行った後、前記圧延方向に平行な円筒側面において十点平均粗さで表記される表面粗さが８．０μｍ以下である、請求項１から３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：１０．５～３０．０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、およびＰ：０．００５～０．０５％を含有するとともに、Ｔｉ：０．０１～０．５％およびＮｂ：０．０１～０．５％のうちの少なくとも一方を含有し、Ｓの含有率が０．０１％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成を有するフェライト系ステンレス鋼を、９００～１０００℃の温度域まで加熱して均熱保持する第１焼鈍工程と、
前記第１焼鈍工程後の前記フェライト系ステンレス鋼を冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程後の前記フェライト系ステンレス鋼を昇温速度５０～１０００℃／ｓで８００～９５０℃の温度域まで加熱した後、５～６０秒間均熱保持する第２焼鈍工程と、を含む、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 前記フェライト系ステンレス鋼が、Ｍｏ：０．０５～２．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｏ：０．０５～０．５０％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．０１～１．００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、Ｂ：０．０００１～０．００２５％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｗ：０．０５～１．００％、Ｓｎ：０．００５～０．５０％、Ｓｂ：０．００５～０．５０％、Ｚｒ：０．０５～０．５０％、Ｙ：０．００１～０．１０％、Ｈｆ：０．００１～０．１０％および希土類元素：０．００１～０．１０％のうちの少なくとも１種を更に含有する組成を有する、請求項５に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2022055033A JP2023147504A (ja) | 2022-03-30 | 2022-03-30 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
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| JP2022055033A JP2023147504A (ja) | 2022-03-30 | 2022-03-30 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|
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| JP2022055033A Pending JP2023147504A (ja) | 2022-03-30 | 2022-03-30 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
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| JP (1) | JP2023147504A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024203317A1 (ja) * | 2023-03-30 | 2024-10-03 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
-
2022
- 2022-03-30 JP JP2022055033A patent/JP2023147504A/ja active Pending
Cited By (1)
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