JP3989790B2 - プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は極めて優れた成形性を有し、厳しいプレス加工が可能であるフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼は、厨房用や家電用等、大半はプレス成形して用いられている。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼の代表鋼種であるＳＵＳ３０４に比べて成形性が著しく劣るため、プレス加工時の割れ等の問題が生じ易い。
【０００３】
この問題を解決するためにフェライト系ステンレス鋼の成形性を向上させる方法が検討されており、「ステンレス鋼便覧第３版（ステンレス協会編、１９９５年）」の９３１頁に、Ｃ及びＮを減じ、さらにＣ，Ｎを炭窒化物として固定するに足る適正量のＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒ等を添加する方法が報告されている。
また、このような成分の最適化では成形性が不十分である場合には、熱間圧延において圧下率、摩擦係数、速度等を規定する方法が特開平１０−３３０８８７号公報に開示されている。
【０００４】
また、成形性を向上させる手法として、「プレス成形難易ハンドブック第２版（中川威雄監修、薄鋼板成形技術研究会編、１９９７年）」に、鋼板表面に潤滑油を塗布する方法及び鋼板に潤滑性の優れた表面皮膜を形成する方法が報告されている。このように鋼板表面の潤滑性を向上させることにより、成形性が向上することが確認されている。
【０００５】
最近の手法として、破断伸び及びランクフォード値（以下、ｒ値）を向上させ、さらにアクリル樹脂またはウレタン樹脂を塗布し、素材の特性と潤滑皮膜の両者を組み合わせたステンレス鋼板が、特開平１４−６０９７２号公報及び特開平１４−６０９７３号公報に開示されている。ｒ値は、ｒ＝ｌｎ（Ｗ／Ｗ₀ ）／ｌｎ（ｔ／ｔ₀ ）として求められる。ここで、Ｗ及びｔ並びにＷ₀ 及びｔ₀ はそれぞれ、引張塑性変形後の試験片の幅及び板厚並びに引張塑性変形前の試験片の幅及び板厚である。
【０００６】
しかし、従来のフェライト系ステンレス鋼板では、鋼板の圧延方向（以下、Ｌ方向）と垂直方向（以下、Ｃ方向）のｒ値は２．１に達するが、ｒ_ave ＝（ｒ_L ＋２×ｒ_D ＋ｒ_C ）／４によって求められる値ｒ_ave を１．９に向上させることは非常に困難であった。
ここで、ｒ_L 、ｒ_D 及びｒ_C はそれぞれ、Ｌ方向、Ｌ方向と４５°の方向（以下、Ｄ方向）及びＣ方向をそれぞれ長手とした試験片を用いて引張試験を行い、それぞれの方向について求めたｒ値である。
【０００７】
しかし、このような潤滑とｒ値の向上の組み合わせによっても、フェライト系ステンレス鋼を使用するには形状が複雑であるため、成形加工できない用途が増えており、成形性をさらに高めることが要求されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑み、極めて厳しい加工が可能であるプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することを課題としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、深絞り成形性に及ぼすステンレス鋼板のｒ値及び鋼板表面の摩擦係数の影響を詳細に調査した。その結果、鋼板表面の摩擦係数が０．０８以下になるように潤滑性を有する表面皮膜を形成すると、ｒ値の向上による深絞り性の改善が極めて顕著になり、特にｒ値の異方性を考慮した平均値であるｒ_ave が１．９以上になると、従来は不可能であったレベルの成形が可能になることを見出した。
【００１０】
本発明は上記知見に基づくものであって、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１１％、
Ｃｒ：１０〜２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ ：０．０２５％未満、
Ｓ ：０．０１％未満、
Ａｌ：０．００２〜０．１％、
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒの中から選ばれる１種又は２種以上の元素：
それぞれ０．０５〜０．４８％
を含有し、且つ下記（３）式を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
摩擦係数μが０．０８以下である表面皮膜を有し、下記（１）式のｒ_ave が１．９以上であり、限界絞り比が２．５０以上であることを特徴とする、プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
ｒ_ave ＝（ｒ_L ＋２×ｒ_D ＋ｒ_C ）／４ ・・・（１）
ここで、ｒ_L 、ｒ_D 及びｒ_C は鋼板の圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向及び圧延方向と垂直方向をそれぞれ長手とした試験片を用いて引張試験を行い、それぞれの方向について下記（２）式に従って求めたｒ値。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ／Ｗ_O ）／ｌｎ（ｔ／ｔ_O ） ・・・（２）
ここで、Ｗ及びｔ並びにＷ_O 及びｔ_O はそれぞれ、引張塑性変形後の試験片の幅及び板厚並びに引張塑性変形前の試験片の幅及び板厚。
Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１≧２（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）・・（３）
【００１２】
（２）質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％をさらに含有することを特徴とする前記（１）に記載のプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）質量％で、Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
をさらに含有することを特徴とする、前記（１）又は（２）に記載のプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（４）質量％で、
Ｃｕ：０．１〜３％、 Ｖ ：０．１〜３％
の１種又は２種をさらに含有することを特徴とする、前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【００１３】
（５）前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の鋼板を製造するに際し、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、さらに総圧延率Ｒ₀ が７０％以上の冷間圧延及び最終焼鈍を施すことを特徴とする、プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の鋼板を製造するに際し、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、さらに冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を実施する工程において、中間焼鈍前後の冷間圧延の総圧延率Ｒ₀ が７０％以上であり、中間焼鈍前の冷間圧延の圧延率Ｒ₁ 及び中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率Ｒ₂ がＲ₂ ≧６／５・Ｒ₁ の関係を満足することを特徴とする、プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の鋼板を製造するに際し、熱間圧延後、熱延板焼鈍を行うことなく、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を実施する工程において、中間焼鈍前後の冷間圧延の総圧延率Ｒ₀ が７０％以上であり、中間焼鈍前の冷間圧延の圧延率Ｒ₁ 及び中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率Ｒ₂ がＲ₂ ≧６／５・Ｒ₁ の関係を満足することを特徴とする、プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼を用いて成分及び製造プロセスを制御してｒ値を変化させ、さらに種々の摩擦係数を有する表面皮膜を形成した鋼板の深絞り成形性を調査した。ｒ値は、Ｌ方向、Ｃ方向及びＤ方向を長手とするＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して板幅及び板厚を測定し、１５％の引張塑性歪を与えた後、再び板幅及び板厚を測定して算出した。深絞り成形性の指標であるＬＤＲは、ＴＺＰ試験によって評価した。
【００１５】
ＴＺＰ試験は、初期のしわ抑え力で一定速度でポンチを押し込み、成形荷重がピークを経て減少に転じた時点で、ポンチを止め、しわ抑え力を増加させた後に再びポンチを押し込み破断させる試験方法である。成形荷重が減少に転じた際の荷重が最大成形荷重であり、しわ抑え力を増加した後、破断させた際の荷重が破断荷重である。ＴＺＰ値は（Ｐ_b −Ｐ_m ）／Ｐ_b ×１００（％）で求めた。ここでＰ_b は破断荷重、Ｐ_m は最大成形荷重である。
【００１６】
ＴＺＰ試験の条件は、ポンチ径：φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５Ｒ、ダイス径：φ５１．９ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５Ｒ、しわ抑え力：（初期）０．５Ｔ、（最大荷重後）１０Ｔ、ポンチ押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ、ブランク径：φ８０〜１７０ｍｍ、である。なお、表面皮膜の無い鋼板には、動粘度：１２００ｍｍ² ／ｓ（４０℃）の潤滑剤を塗布してＴＺＰ試験を行った。
【００１７】
深絞り性は、ブランク径をポンチ径で除した値ＤＲ（Drawing Ratio 、絞り比）に対してＴＺＰ値をプロットし、得られた直線を外挿してＴＺＰ値が０になるＤＲを求め、これをＬＤＲ（Limited Drawing Ratio 、成形限界絞り比）として評価した。
【００１８】
また、鋼板表面の摩擦係数はバウデン試験で調査した。これは「日本塑性加工学会編塑性加工技術シリーズ３」プロセストライボロジー６６、６７頁に報告されているように、鋼球と板の往復すべりを利用する点接触形式の摩擦試験である。今回の試験では、いずれも荷重１００ｇ、φ１０ｍｍのステンレス球を用いて、摺動速度１５０ｍｍ／ｍｉｎで測定した。
【００１９】
ｒ_ave 及び鋼板表面の摩擦係数によるＬＤＲの変化を図１に示す。表面皮膜の無い鋼板表面の摩擦係数は０．２５で、潤滑性が良好である表面皮膜を有する鋼板の表面の摩擦係数は０．０７であった。摩擦係数が０．２５であるフェライト系ステンレス鋼板では、ｒ_ave を２．４に向上させても、ＬＤＲは２．４程度である。また、ｒ_ave が１．６未満では摩擦係数を０．０７に低減しても、摩擦係数０．２５の鋼板に比べて、ＬＤＲが約０．１向上する程度であり、表面の摩擦係数の低減による成形性向上効果が小さい。
ところが、ｒ_ave が１．６以上になると表面の摩擦係数を０．０７に低減させる効果が顕著になり、ｒ_ave が１．９程度になるとＬＤＲが２．５０を超え、ｒ_ave が２．４程度になるとＬＤＲが約２．７に向上することが判明した。
【００２０】
ｒ_ave が１．６以上、特に１．９以上になると、従来技術からの予想を超える成形性が得られる原因については、以下のように考えられる。
円形サンプルを円筒深絞りする際には、図２及び図３に示したように、フランジ部が縮んで流入するための縮みフランジ抵抗Ｆｓと鋼板がダイスに接触して変形しながら流入するために生じる摩擦抵抗Ｆｆが働く。
【００２１】
Ｆｓ＋Ｆｆが材料パンチ肩部の破断抵抗Ｆｐより小さい場合には、材料の流入が進行し、Ｆｐ＝Ｆｓ＋Ｆｆとなった時点で破断が生じる。材料のｒ値が高いとＦｓが小さくなるため、全抵抗に占めるＦｆの割合が高くなる。
摩擦抵抗Ｆｆは材料とダイス間の摩擦係数で決定されるため、ｒ値の向上によってＦｓが小さくなると、摩擦係数低減による成形性向上効果が大きくなる。また、ｒ値には異方性があり、ｒ値が低い方向で破断し易くなる。従って、異方性を考慮した平均値であるｒ_ave が低いと、ｒ値による深絞り性の改善の効果が小さくなる。
【００２２】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、成分について説明するが、成分量は質量％である。
Ｃ及びＮ：Ｃ及びＮは多量に添加すると成形性を低下させ、ｒ値を向上させることが困難となるため、上限はそれぞれＣ：０．０１％及びＮ：０．０１１％とした。
下限は精錬コストを考慮し、Ｃ及びＮとも０．００１％とした。
【００２３】
Ｃｒ：Ｃｒはステンレス鋼の基本的特性である耐食性を確保するために必要な元素であり、１０％以上で耐食性が著しく向上するため、これを下限とした。また、２０％超添加すると材料が硬質化し、成形性が劣化するため、２０％を上限とした。
【００２４】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素として用いられる元素であり、１．０％を超えると成形性が著しく低下するため、１．０％を上限とした。また精錬工程でのコストを考慮すると、通常０．０１％を含有するため、これを下限とした。
【００２５】
Ｍｎ：Ｍｎを多量に添加すると成形性が劣化するため、１．０％を上限とした。また下限は精錬工程コストを考慮し、０．０１％とした。
【００２６】
Ｐ：Ｐは多量に添加すると成形性が低下するため、０．０２５％未満とした。好ましくは０．０１８％未満である。また下限は特に規定しないが、０．０１％未満にすると精錬工程での大きなコスト増加を招くため、０．０１％を下限とすることが好ましい。
【００２７】
Ｓ：Ｓは多量に添加すると耐食性を劣化させるため０．０１％未満とした。下限は特に規定しないが、精錬工程でのコストを考慮すると、通常含有する０．０００１％とする。
【００２８】
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として用いられるが、多量の添加は成形性を劣化させるため、上限を０．１％とした。また、不純物として通常０．００２％含有するため、これを下限とした。
【００２９】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：これらの元素は炭窒化物を形成して深絞り性を向上させる元素である。その効果が発揮されるのは１種または２種以上で、それぞれ０．０５％以上添加した場合であり、これを下限とした。しかし多量の添加は材料の硬質化及び成形性劣化を招くため、それぞれ０．４８％を上限とした。
また鋼中の固溶炭素及び窒素を低減するためには、下記（３）式を満たす量の添加が必要である。
Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１≧２（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）・・（３）
【００３０】
以下、さらに選択的に添加できる元素について説明する。
Ｍｇ：Ｍｇは溶接部の組織を微細とし、溶接部の成形性を向上させる元素である。溶接部の成形が必要な場合に選択元素として添加しても良い。溶接部の成形性向上効果は０．０００１％以上で発揮されるため、これを下限とした。原料コストから上限を０．０１％とした。
【００３１】
Ｂ：Ｂは二次加工性を向上させる元素である。成形が複数工程になる場合、添加しても良い。二次加工性の向上効果は０．０００５％以上で認められるため、これを下限とした。一方、０．００５％超を添加した場合には、材料が硬質化し、成形性が劣化する場合があるため、０．００５％を上限とした。
【００３２】
Ｃｕ，Ｖ：これらの元素は耐食性を向上させる元素であり、材料が厳しい腐食環境に晒される場合には添加しても良い。耐食性の向上効果は、それぞれ０．１％以上で発揮されるため、これを下限とした。それぞれ、３％を超えて添加すると原料コストが大幅に増加するだけでなく、成形性が低下するため、３％を上限とした。
【００３３】
鋼板の異方性を考慮した平均ｒ値ｒ_ave は１．９以上とする必要があり、これを満足しない場合には、高い成形性が得られない。ｒ値は、ステンレス鋼板より、Ｌ方向、Ｃ方向及びＤ方向を長手とするＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して板幅及び板厚を測定し、それぞれ、１５％の引張塑性変形を与えた後、再び板幅及び板厚を測定して、引張塑性変形前後の板幅／板厚の歪比からｒ＝ｌｎ（Ｗ／Ｗ₀ ）／ｌｎ（ｔ／ｔ₀ ）によって求める。ここで、Ｗ及びｔは１５％塑性変形後、Ｗ₀ 及びｔ₀ は変形前のそれぞれ試験片の幅と厚みである。
【００３４】
ｒ_ave はＬ、Ｃ及びＤ各方向のｒ値、ｒ_L 、ｒ_C 及びｒ_D から、ｒ_ave ＝（ｒ_L ＋２×ｒ_D ＋ｒ_C ）／４に従って求めれば良い。上限は規定しないが、現状の技術では２．８程度である。
また、ｒ値はＣ方向で最も高くなるが、これを２．１５以上にすることが好ましい。Ｃ方向のｒ値は、現在の技術では、３．３程度が上限である。
【００３５】
鋼板には摩擦係数μが０．０８以下である表面皮膜を有することが必要である。μが０．０８を超える場合には、十分な成形性が得られない。下限は規定しないが、製造コスト及びプレス成形の作業性を考慮すると、μを０．０３より小さくすることは難しい。
【００３６】
鋼板の表面皮膜は、プレス成形時の作業性を考慮し、固体潤滑皮膜であることが好ましい。特に、樹脂系の固体潤滑皮膜を塗布する場合には、種類、厚み及びワックス等の添加によって摩擦係数を調整することが可能である。固体潤滑皮膜は常温で固体を有する皮膜と定義され、前述の摩擦係数を満足すれば、有機系の皮膜でも無機系の皮膜でも良い。
【００３７】
有機系ではウレタン樹脂、アクリル樹脂、オレフィン樹脂、ポリエステル系、エポキシ系等が有り、無機系ではケイ酸塩系、酸化チタン系、リン酸塩系、クロメート系、ジルコネート系等の種類がある。有機系では、皮膜厚さは０．５〜１０μｍであり、樹脂固形分に対してフッ素系、ポリエチレン系等のワックスを０．５〜３０％添加していることが好ましい。無機系では、付着量が１０〜５００ｍｇ／ｍ² が適当である。
【００３８】
これらは、いかなる方法で被覆しても良く、たとえば塗布、スプレー塗布、また有機系では広く用いられているロールコート、カーテンコートなども使用できる。また、本発明の表面皮膜は摩擦係数の低減を目的としているため、塗布方法だけでなく乾燥及び焼付けにも十分注意する必要がある。また皮膜に、耐食性、耐汚染性、意匠性など、さらなる機能を兼備するために、防錆顔料、金属粉末などを添加できる。ただし、この場合も表面の摩擦係数が本発明の条件を満たすことが前提である。従って、多層皮膜とし最上層が本発明の要件を満たすようにしても良く、コストが高くなるが、付加価値は極めて高くなる。
【００３９】
また成形限界絞り比ＬＤＲは２．５０以上と規定しているが、このＬＤＲの下限値はｒ
_aveが１．９以上であるフェライト系ステンレス鋼板に、摩擦係数が０．０８以下である表面皮膜を形成した本発明によってはじめて達成できたものである。
【００４０】
本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、フェライト系ステンレス鋼の鋼片を熱間圧延し、その後熱延板焼鈍、冷間圧延、中間焼鈍及び最終焼鈍を組み合わせて製造する。
冷間圧延の総圧延率Ｒ₀ は、熱延板の板厚をｔ_h 、最終焼鈍前の冷延板の板厚をｔ_c とした際に１００・（１−ｔ_c ／ｔ_h ）で求められる。中間焼鈍前の冷間圧延の圧延率Ｒ₁ は、中間焼鈍前の冷間圧延後の板厚をｔ_m としたときにＲ₁ ＝１００・（１−ｔ_m ／ｔ_h ）で、また中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率Ｒ₂ は、Ｒ₂ ＝１００・（１−ｔ_c ／ｔ_m ）で求められる。
【００４１】
ｒ_ave を向上させるには、Ｒ₀ 大きくすることが重要である。それに加えて、中間焼鈍を施す、さらには熱延板焼鈍を省略することによって冷間圧延前の結晶粒径を微細化し、Ｒ₂ をＲ₁ よりも大きくすることによって極めて高いｒ_ave が得られる。
【００４２】
まず、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す方法であるが、この方法では、ｒ_ave を高めるためにＲ₀ を７０％以上とする。鋼板のｒ_ave を高める方位は、主として｛１１１｝＜１１２＞近傍の方位であり、Ｒ₀ を７０％以上にすることにより、再結晶後に｛１１１｝＜１１２＞方位が十分に集積し、ｒ_ave を１．９以上にすることができる。この理由は、Ｒ₀ を７０％以上にすると、圧延集合組織として圧延方向に＜０１１＞が揃う、いわゆるα繊維組織が発達し、この中の安定方位である｛１１２｝＜０１１＞が再結晶時に｛１１１｝＜１１２＞再結晶粒に蚕食されるためである。一方、Ｒ₀ が７０％未満であると、｛１１２｝＜０１１＞方位粒が十分に発達しないため、｛１１１｝＜１１２＞方位の集積が不十分になり、ｒ_ave が低下する。
【００４３】
次に、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す製造方法であるが、この製造方法では、前述の熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す方法よりもｒ_ave がさらに向上する。
この理由は、ｒ_ave の高い方位である｛１１１｝＜１１２＞再結晶粒が、粒界から生じることに起因すると考えられる。中間焼鈍で一度微細な再結晶組織が得られると、最終焼鈍時に｛１１１｝＜１１２＞再結晶粒生成場所として働くと考えられる粒界の面積が増加し、｛１１１｝＜１１２＞方位が集積するためと考えられる。
Ｒ₀ ≧７０％及びＲ₂ ≧６／５・Ｒ₁ を満足しない場合は、前述の熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す方法よりも高いｒ_ave は得られない。これは、Ｒ₂ が低いと十分なα繊維組織が得られないことに起因すると考えられる。なお、Ｒ₁ 及びＲ₂ は、それぞれ３０％以上及び５０％以上とすることが好ましい。
【００４４】
さらに、熱間圧延後、焼鈍を行うことなく、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を実施する製造方法では、前述の熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す方法並びに熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す方法よりも、さらに高いｒ_ave が得られる。
この原因については、熱延板焼鈍工程を省略することによって中間焼鈍前の歪が蓄積され、中間焼鈍での再結晶が促進されて結晶粒が微細化し、最終焼鈍時に｛１１１｝＜１１２＞方位が集積するためと考えられる。
なお、Ｒ₀ ≧７０％及びＲ₂ ≧６／５・Ｒ₁ を満足しない場合は、前述の熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す方法並びに熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す方法よりも、高いｒ_ave が得られない。なお、Ｒ₁ 及びＲ₂ は、それぞれ３０％以上及び５０％以上とすることが好ましい。
【００４５】
【実施例】
以下に本発明の実施例を示す。
表１に示すフェライト系ステンレス鋼を溶製し、８０〜１２０ｍｍ厚の鋼片とした。これらの鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を施して板厚３〜７ｍｍの熱延板とした。熱間圧延の終了温度は７００〜９５０℃の範囲とし、巻取り温度は５００〜８５０℃の範囲とした。熱延板焼鈍、冷間圧延、中間焼鈍の組み合わせによって板厚０．３〜２ｍｍの鋼板を作製し、最終焼鈍を施した。
【００４６】
熱延板焼鈍、中間焼鈍及び最終焼鈍は、８５０〜１０００℃の範囲で行った。熱延板の板厚ｔ_h 、最終焼鈍前の冷延板の板厚ｔ_c より、冷間圧延の総圧延率Ｒ₀ ＝１００・（１−ｔ_c ／ｔ_h ）を計算し、ｔ_h 及び中間焼鈍前の冷間圧延後の板厚ｔ_m より、中間焼鈍前の冷間圧延の圧延率Ｒ₁ ＝１００・（１−ｔ_m ／ｔ_h ）を、さらに中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率Ｒ₂ ＝１００・（１−ｔ_c ／ｔ_m ）を計算した。Ｒ₁ 及びＲ₂ の範囲は、それぞれ３０〜８０％及び４０〜８５％の範囲とした。
【００４７】
表２に製造方法、Ｒ₀ 及びＲ₂ ／Ｒ₁ を示した。製造方法のａは、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す方法であり、ｂは、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を施す方法であり、ｃは、熱間圧延後、焼鈍を行うことなく、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を実施する製造方法である。
【００４８】
これらのステンレス鋼板より、Ｌ方向、Ｃ方向及びＤ方向を長手とするＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して板幅及び板厚を測定し、それぞれ、１５％の引張塑性変形を与えた後、再び板幅及び板厚を測定して、引張塑性変形前後の板幅／板厚の歪比からｒ＝ｌｎ（Ｗ／Ｗ₀ ）／ｌｎ（ｔ／ｔ₀ ）によってｒ値を求めた。ここで、Ｗ及びｔは１５％塑性変形後、Ｗ₀ 及びｔ₀ は変形前のそれぞれ試験片の幅と厚みである。さらにＬ、Ｃ及びＤ各方向のｒ値、ｒ_L 、ｒ_C 及びｒ_D から、ｒ_ave ＝（ｒ_L ＋２×ｒ_D ＋ｒ_C ）／４によってｒ_ave を求めた。
【００４９】
各鋼板の表面に固体潤滑皮膜（アクリル系、エポキシ系、エポキシ／ウレタン系、ウレタン／ポリエチレン系、アクリル／ウレタン系）を塗布し、摩擦係数をバウデン試験より求めた。さらに、深絞り性はＴＺＰ試験によって、ＬＤＲを求めて評価した。ＴＺＰ試験の条件は、ポンチ径：φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５Ｒ、ダイス径：φ５１．９ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５Ｒ、しわ抑え力：０．５Ｔ、ポンチ押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ、ブランク径：９０〜１７０ｍｍとした。
【００５０】
製造条件及び特性を表２に示す。製造Ｎｏ．２，１０，１９，２０，２３，２５，２６は、本発明の範囲であり、極めて高い成形性を示し、ＬＤＲが２．５０以上を示す。
一方、製造Ｎｏ．３１は、Ｒ₀ が本発明の範囲よりも低いため、ｒ_ave が低く、ＬＤＲが低下している。また、製造Ｎｏ．３８は、Ｒ₂ ／Ｒ₁ が本発明の範囲よりも低いためｒ_ave が低く、ＬＤＲが低下している。製造Ｎｏ．３４及び３７は、表面の摩擦係数μが本発明の範囲より低く、ＬＤＲが低下している。製造Ｎｏ．４１〜４４は、成分が本発明の範囲外であるため、ＬＤＲが低下している。
【００５１】
【表１】

【００５２】
【表２】

【００５３】
【発明の効果】
本発明により、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供できる。本発明のフェライト系ステンレス鋼板は深絞り性に極めて優れており、これまでは使用できなかった部品への適用が可能になり、またプレス加工の工程を省略できるなど、産業上の価値は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】ｒ_ave 及び鋼板表面の摩擦係数によるＬＤＲの変化を示す図。
【図２】深絞り成形を示す模式図。
【図３】深絞り成形を示す模式図（断面図）。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００１〜０．０１％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０１１％、
   Ｃｒ：１０〜２０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
   Ｐ ：０．０２５％未満、
   Ｓ ：０．０１％未満、
   Ａｌ：０．００２〜０．１％、
   Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒの中から選ばれる１種又は２種以上の元素：
   それぞれ０．０５〜０．４８％
   を含有し、且つ下記（３）式を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   摩擦係数μが０．０８以下である表面皮膜を有し、下記（１）式のｒ_ave が１．９以上であり、限界絞り比が２．５０以上であることを特徴とする、プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
   ｒ_ave ＝（ｒ_L ＋２×ｒ_D ＋ｒ_C ）／４ ・・・（１）
   ここで、ｒ_L 、ｒ_D 及びｒ_C は鋼板の圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向及び圧延方向と垂直方向をそれぞれ長手とした試験片を用いて引張試験を行い、それぞれの方向について下記（２）式に従って求めたｒ値。
   ｒ＝ｌｎ（Ｗ／Ｗ_O ）／ｌｎ（ｔ／ｔ_O ） ・・・（２）
   ここで、Ｗ及びｔ並びにＷ_O 及びｔ_O はそれぞれ、引張塑性変形後の試験片の幅及び板厚並びに引張塑性変形前の試験片の幅及び板厚。
   Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１≧２（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）・・（３）
2. 質量％で、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載のプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
3. 質量％で、
   Ｂ ：０．０００５〜０．００５％をさらに含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載のプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
4. 質量％で、
   Ｃｕ：０．１〜３％、 Ｖ ：０．１〜３％
   の１種又は２種をさらに含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載のプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼板を製造するに際し、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、さらに総圧延率Ｒ₀ が７０％以上の冷間圧延及び最終焼鈍を施すことを特徴とする、プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
6. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼板を製造するに際し、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、さらに冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を実施する工程において、中間焼鈍前後の冷間圧延の総圧延率Ｒ₀ が７０％以上であり、中間焼鈍前の冷間圧延の圧延率Ｒ₁ 及び中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率Ｒ₂ がＲ₂ ≧６／５・Ｒ₁ の関係を満足することを特徴とする、プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
7. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼板を製造するに際し、熱間圧延後、熱延板焼鈍を行うことなく、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延及び最終焼鈍を実施する工程において、中間焼鈍前後の冷間圧延の総圧延率Ｒ₀ が７０％以上であり、中間焼鈍前の冷間圧延の圧延率Ｒ₁ 及び中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率Ｒ₂ がＲ₂ ≧６／５・Ｒ₁ の関係を満足することを特徴とする、プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。

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