JP5614516B2 - 成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、建築物の厨房器具、家庭用品、電化製品、自動車部品等の用途に好適なフェライト系ステンレス鋼板に関するものであり、特に深絞り性と耐リジング性(ridging resistance)とを満足する成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板に関する。なお、本発明における鋼板とは、鋼帯、鋼板、箔材を含むものとする。
フェライト系ステンレス鋼は、耐食性に優れた材料として、家庭用品、自動車部品を始めとする種々の産業分野において、広く利用されている。このフェライト系ステンレス鋼は、Niを多量に含むオーステナイト系ステンレス鋼に比べ安価ではある。しかし、一般に加工性に劣っており、例えば、成形加工を施した場合、リジングと呼ばれる表面欠陥が生じやすく、深絞り加工などの強加工が施される用途には不向きである。また、フェライト系ステンレス鋼は、塑性歪比(r値)の面内異方性(Δr)も大きく、深絞り加工時に不均一な変形を起こしやすいという問題もある。このため、フェライト系ステンレス鋼板のさらなる適用拡大のためには、深絞り性の指標であるr値の向上、塑性歪比の面内異方性(Δr)の低減、さらには耐リジング性の改善が要求されている。
このような要求に対して、例えば、特許文献1には、C:0.03〜0.08%、Si:0.4%以下、Mn:0.5%以下、P:0.03%以下、S:0.008以下、Ni:0.3%以下、Cr:15〜20%、Al:N×2〜0.2%以下、N:0.01%以下を含有し、残部Feおよびやむを得ざる不純物から成る加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。特許文献2には、Cr:11.0〜20.0%、Si:1.5%以下、Mn:1.5%以下、C%+N%:0.02〜0.06%、Zr:0.2〜0.6%で、しかもZr%=10(C%+N%)±0.15%の範囲内のZrを含み、残部が実質的にFeよりなるプレス成形性にすぐれた耐熱フェライト系ステンレス鋼が開示されている。また、特許文献3には、mass%で、C:0.02〜0.06%、Si:1.0%以下、Mn:1.0%以下、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:0.005%以下、Ti:0.005%以下、Cr:11〜30%以下、Ni:0.7%以下を含み、かつNを、C含有量との関係で、0.06≦(C+N)≦0.12および1≦N/Cを満足するように含有し、さらにVを、N含有量との関係で1.5×10−3≦(V×N)≦1.5×10−2を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。さらに、特許文献4には、重量%で、C:0.02%以下、Si:1.0%以下、Mn:2.0%以下、Cr:11〜35%、Ni:0.5%、N:0.03%以下、V:0.5〜5.0%、残部、鉄および付随不純物から成る、耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。
しかしながら、特許文献1に記載された技術では、低Nを前提としているため、製鋼工程でのコストアップが避けられないという問題がある。
また、特許文献2に記載された技術では、多量のZrを添加するため、鋼中の介在物量が増加し、これに起因した表面欠陥の発生が避けられないという問題がある。
また、特許文献3に記載された技術では、成形性の指標として、伸び、r値の向上と耐リジング性の改善を目的としている。しかしながら、面内異方性(Δr)の低減についての配慮は全くされておらず、成形加工性に問題を残している。
また、特許文献4に記載された技術では、V添加により耐食性、特に耐応力腐食割れ性が顕著に向上するとされている。しかしながら、成形加工性についての配慮は全くされておらず、成形加工性に問題を残している。
このように、上記の従来技術では、いずれも厳しい深絞り加工を行ったときに、リジングが発生して研磨負荷の増大を招いたり、不均一な変形を起こしやすいという問題点を解決するまでには至っていなかった。
また、特許文献2に記載された技術では、多量のZrを添加するため、鋼中の介在物量が増加し、これに起因した表面欠陥の発生が避けられないという問題がある。
また、特許文献3に記載された技術では、成形性の指標として、伸び、r値の向上と耐リジング性の改善を目的としている。しかしながら、面内異方性(Δr)の低減についての配慮は全くされておらず、成形加工性に問題を残している。
また、特許文献4に記載された技術では、V添加により耐食性、特に耐応力腐食割れ性が顕著に向上するとされている。しかしながら、成形加工性についての配慮は全くされておらず、成形加工性に問題を残している。
このように、上記の従来技術では、いずれも厳しい深絞り加工を行ったときに、リジングが発生して研磨負荷の増大を招いたり、不均一な変形を起こしやすいという問題点を解決するまでには至っていなかった。
本発明は、かかる事情に鑑み、深絞り性と耐リジング性とを満足する成形加工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目的とする。
本発明者らは、上記した課題を達成するべく、種々検討を重ねた結果、V/Bを10以上とし、V、Bの含有量を最適な範囲として、鋼中の炭化物や窒化物などの析出物を制御することにより、結晶粒径を微細化して深絞り性の改善を実現できるとともにリジングを抑制し、成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られること、さらにV/Bを20以上とすることにより、実操業にて仕上焼鈍温度が変動した場合においても鋼板表面の鋭敏化(sensitization)を抑制できることを見出し、本発明を完成するに至った。本発明の要旨は、下記のとおりである。
(1)質量%で、C:0.010〜0.070%、Si:1.00%以下、Mn:1.00%以下、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Al:0.150%以下、Cr:14.00〜20.00%、Ni:1.00%以下、N:0.010〜0.060%を含有し、さらにV:0.005〜0.100%、B:0.0001〜0.0050%で、かつ、V/B≧10を満足して含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
(2)Si:0.05〜0.28%、Mn:0.05〜0.92%であることを特徴とする(1)に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
(3)V/B≧20を満足して含有することを特徴とする(1)または(2)に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
なお、本発明において、成型加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板とは、伸び(El)30%以上、r値1.3以上、Δr0.3以下を満たすフェライト系ステンレス鋼板をいう。
(1)質量%で、C:0.010〜0.070%、Si:1.00%以下、Mn:1.00%以下、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Al:0.150%以下、Cr:14.00〜20.00%、Ni:1.00%以下、N:0.010〜0.060%を含有し、さらにV:0.005〜0.100%、B:0.0001〜0.0050%で、かつ、V/B≧10を満足して含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
(2)Si:0.05〜0.28%、Mn:0.05〜0.92%であることを特徴とする(1)に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
(3)V/B≧20を満足して含有することを特徴とする(1)または(2)に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
なお、本発明において、成型加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板とは、伸び(El)30%以上、r値1.3以上、Δr0.3以下を満たすフェライト系ステンレス鋼板をいう。
本発明によれば、深絞り性と耐リジング性とを満足する成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、成分の量を表す%は、特に断らない限り質量%を意味する。
まず、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の成分限定理由を説明する。
C:0.010〜0.070%
Cは、鋼中に固溶して熱間圧延中のオーステナイト相安定化に寄与するとともに、Crと結合してCr炭化物、あるいはCr炭窒化物として結晶粒内や結晶粒界等に析出する。しかし、Cが0.010%未満では、V(C,N)、VC、V4C3といった炭窒化物や炭化物の微細析出による結晶粒の微細化効果が得られない。また、熱間圧延中のオーステナイト相分率が低下し、そのため製品板である冷延鋼板においてリジングの発生が顕著となり、成形加工性が劣化する。一方、Cが0.070%を超えると、Cr炭化物量、あるいはCr炭窒化物量が増加しすぎて、鋼板が硬質化し成形加工性が低下するうえ、発錆の起点となる脱Cr層(Cr depletion layer)や粗大な析出物、介在物が増加する。よって、Cは0.010%〜0.070%とする。より好ましくは、0.020〜0.040%である。
Cは、鋼中に固溶して熱間圧延中のオーステナイト相安定化に寄与するとともに、Crと結合してCr炭化物、あるいはCr炭窒化物として結晶粒内や結晶粒界等に析出する。しかし、Cが0.010%未満では、V(C,N)、VC、V4C3といった炭窒化物や炭化物の微細析出による結晶粒の微細化効果が得られない。また、熱間圧延中のオーステナイト相分率が低下し、そのため製品板である冷延鋼板においてリジングの発生が顕著となり、成形加工性が劣化する。一方、Cが0.070%を超えると、Cr炭化物量、あるいはCr炭窒化物量が増加しすぎて、鋼板が硬質化し成形加工性が低下するうえ、発錆の起点となる脱Cr層(Cr depletion layer)や粗大な析出物、介在物が増加する。よって、Cは0.010%〜0.070%とする。より好ましくは、0.020〜0.040%である。
Si:1.00%以下
Siは、鋼の脱酸剤として有用な元素である。この効果を得るためには、0.05%以上が好ましい。しかし、1.00%を超えると延性が低下して成形加工性が低下する。よって、Siは1.00%以下とする。より好ましくは、0.05〜0.50%以下である。Siを0.28%以下とすると酸洗性が良好になるので、酸洗性が必要な場合には、0.05%〜0.28%とする。
Siは、鋼の脱酸剤として有用な元素である。この効果を得るためには、0.05%以上が好ましい。しかし、1.00%を超えると延性が低下して成形加工性が低下する。よって、Siは1.00%以下とする。より好ましくは、0.05〜0.50%以下である。Siを0.28%以下とすると酸洗性が良好になるので、酸洗性が必要な場合には、0.05%〜0.28%とする。
Mn:1.00%以下
Mnは、鋼中に存在するSと結合して、MnSを形成し、耐食性を低下させる。よって、Mnは1.00%以下とする。より好ましくは、0.80%以下である。一方、必要以上に低Mn化するには精錬コストが増大することから、0.05%以上が好ましい。なお、特に高い耐食性が要求される場合と精錬コストとの観点から、より好ましくは、0.05〜0.60%である。Mnを0.92%以下とすると酸洗性が良好になるので、酸洗性が必要な場合には、0.05%〜0.92%とする。
Mnは、鋼中に存在するSと結合して、MnSを形成し、耐食性を低下させる。よって、Mnは1.00%以下とする。より好ましくは、0.80%以下である。一方、必要以上に低Mn化するには精錬コストが増大することから、0.05%以上が好ましい。なお、特に高い耐食性が要求される場合と精錬コストとの観点から、より好ましくは、0.05〜0.60%である。Mnを0.92%以下とすると酸洗性が良好になるので、酸洗性が必要な場合には、0.05%〜0.92%とする。
P:0.040%以下
Pは、耐食性に有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましい。また、0.040%を超えると固溶強化により加工性が低下する。よって、Pは0.040%以下とする。より好ましくは、0.030%以下である。
Pは、耐食性に有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましい。また、0.040%を超えると固溶強化により加工性が低下する。よって、Pは0.040%以下とする。より好ましくは、0.030%以下である。
S:0.010%以下
Sは、鋼中では硫化物を形成する。Mnを含有する場合にはMnと結合しMnSを形成する。MnSは熱間圧延等により展伸し、フェライト粒界等に析出物(介在物)として存在する。このような硫化物系析出物(介在物)は伸びを低下させ、とくに曲げ加工時の亀裂発生に大きく影響するため、Sはできるだけ低減することが望ましく、0.010%までは許容できる。なお、好ましくは0.005%以下である。
Sは、鋼中では硫化物を形成する。Mnを含有する場合にはMnと結合しMnSを形成する。MnSは熱間圧延等により展伸し、フェライト粒界等に析出物(介在物)として存在する。このような硫化物系析出物(介在物)は伸びを低下させ、とくに曲げ加工時の亀裂発生に大きく影響するため、Sはできるだけ低減することが望ましく、0.010%までは許容できる。なお、好ましくは0.005%以下である。
Cr:14.00〜20.00%
Crは鋼を固溶強化するとともに、耐食性向上に寄与する元素であり、ステンレス鋼板として必須の元素である。しかし、Crが14.00%未満では、ステンレス鋼としての耐食性が不十分である。一方、Crが20.00%を超えると、靭性が低下することに加えて、鋼が硬質化しすぎて伸びも顕著に低下する。よって、Crは14.00〜20.00%とする。さらに、耐食性と製造性の観点から、好ましくは16.00〜18.00%である。
Crは鋼を固溶強化するとともに、耐食性向上に寄与する元素であり、ステンレス鋼板として必須の元素である。しかし、Crが14.00%未満では、ステンレス鋼としての耐食性が不十分である。一方、Crが20.00%を超えると、靭性が低下することに加えて、鋼が硬質化しすぎて伸びも顕著に低下する。よって、Crは14.00〜20.00%とする。さらに、耐食性と製造性の観点から、好ましくは16.00〜18.00%である。
Al:0.150%以下
Alは、鋼の脱酸剤として有用な元素である。この効果を得るためには、0.001%以上が好ましい。しかし、過剰な添加はAl系介在物の増加により、表面疵を招く原因となるので、0.150%以下とする。より好ましくは、0.100%以下である。さらに好ましくは0.010%以下である。
Alは、鋼の脱酸剤として有用な元素である。この効果を得るためには、0.001%以上が好ましい。しかし、過剰な添加はAl系介在物の増加により、表面疵を招く原因となるので、0.150%以下とする。より好ましくは、0.100%以下である。さらに好ましくは0.010%以下である。
Ni:1.00%以下
Niは、隙間腐食を低減させる効果を有する。この効果を得るためには、0.05%以上が好ましい。しかし、高価な元素であることに加え、1.00%を超えて含有しても、それらの効果は飽和し、かえって熱間加工性を低下させる。よって、Niは1.00%以下とする。より好ましくは0.05〜0.40%である。
Niは、隙間腐食を低減させる効果を有する。この効果を得るためには、0.05%以上が好ましい。しかし、高価な元素であることに加え、1.00%を超えて含有しても、それらの効果は飽和し、かえって熱間加工性を低下させる。よって、Niは1.00%以下とする。より好ましくは0.05〜0.40%である。
N:0.010〜0.060%
Nは、Cと同様に、鋼中に固溶して熱間圧延中のオーステナイト相の安定化に寄与するとともに、Crと結合してCr窒化物、あるいはCr炭窒化物として結晶粒内や結晶粒界等に析出する。さらに、本発明において重要となるVと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、最終的な製品の結晶粒を微細化してr値の向上に寄与する。Nが0.010%未満では、熱間圧延中のオーステナイト相分率が低下し、そのため最終的な製品である冷延鋼板においてリジングの発生が顕著となり、成形加工性が劣化する。一方、0.060%を超えて含有すると、Cr窒化物量、あるいはCr炭窒化物量が増加しすぎて、鋼板が硬質化し伸びが低下する。よって、Nは0.010〜0.060%とする。より好ましくは、0.020〜0.050%である。
Nは、Cと同様に、鋼中に固溶して熱間圧延中のオーステナイト相の安定化に寄与するとともに、Crと結合してCr窒化物、あるいはCr炭窒化物として結晶粒内や結晶粒界等に析出する。さらに、本発明において重要となるVと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、最終的な製品の結晶粒を微細化してr値の向上に寄与する。Nが0.010%未満では、熱間圧延中のオーステナイト相分率が低下し、そのため最終的な製品である冷延鋼板においてリジングの発生が顕著となり、成形加工性が劣化する。一方、0.060%を超えて含有すると、Cr窒化物量、あるいはCr炭窒化物量が増加しすぎて、鋼板が硬質化し伸びが低下する。よって、Nは0.010〜0.060%とする。より好ましくは、0.020〜0.050%である。
V:0.005〜0.100%、B:0.0001〜0.0050%で、かつV/B≧10以上
VおよびBは、本発明において極めて重要な元素である。Vは、Nと結びついて、VNやV(C,N)といった窒化物や炭窒化物を形成し、熱延焼鈍板の結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。また、Bはフェライト粒界に濃化し、粒界移動(grain boundary migration)を遅れさせることにより、粒成長の抑制を補助する効果がある。これらのVとBの複合効果により、熱延焼鈍板の結晶粒が微細化する。その結果、冷延焼鈍後の{111}再結晶粒の優先核生成サイト(preferential nucleation sites of the recrystallized grains)である粒界の面積が増加し、{111}方位の再結晶粒が増加することで、r値が向上するものと考えられる。また、V量とB量の割合は、フェライト結晶粒径とフェライト粒界面積に影響するものと考えられることから、r値向上効果を最大限に引き出すべく、本発明者らはVとBの含有量の最適化について検討を行った。
VおよびBは、本発明において極めて重要な元素である。Vは、Nと結びついて、VNやV(C,N)といった窒化物や炭窒化物を形成し、熱延焼鈍板の結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。また、Bはフェライト粒界に濃化し、粒界移動(grain boundary migration)を遅れさせることにより、粒成長の抑制を補助する効果がある。これらのVとBの複合効果により、熱延焼鈍板の結晶粒が微細化する。その結果、冷延焼鈍後の{111}再結晶粒の優先核生成サイト(preferential nucleation sites of the recrystallized grains)である粒界の面積が増加し、{111}方位の再結晶粒が増加することで、r値が向上するものと考えられる。また、V量とB量の割合は、フェライト結晶粒径とフェライト粒界面積に影響するものと考えられることから、r値向上効果を最大限に引き出すべく、本発明者らはVとBの含有量の最適化について検討を行った。
成分組成として、C:0.04%、Si:0.40%、Mn:0.80%、P:0.030%、S:0.004%、Al:0.002%、Cr:16.20%、Ni:0.10%、N:0.060%を含有し、V量、B量を変化させて添加した鋼を溶製し、鋼スラブを1170℃に加熱したのち、仕上温度が830℃となる熱間圧延を行い、熱延板とした。これら熱延板に、860℃×8hrの熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、ついで総圧下率86%の冷間圧延を施し冷延板とした。ついでこれら冷延板に、大気中で820℃×30secの仕上焼鈍を施したのち酸洗し、板厚0.7mmの冷延焼鈍板とした。得られた冷延焼鈍板について、伸び、r値、Δr、リジング高さ(ridging height)を求めた。図1に、V/Bと冷延焼鈍板の機械的性質(伸び、r値、Δr、リジング高さ)の関係を示す。図1から、V量が0.005%以上、B量が0.0001%以上、かつV/B≧10を満たすことにより、El、r値、Δr、リジング高さのいずれも満足することがわかった。
本発明において、Vは0.005〜0.1%、Bは0.0001〜0.0050%、かつV/B≧10とする。VおよびBをそれぞれ0.1%、0.0050%を超えて過剰に添加すると、焼鈍中の結晶粒の微細化および成長抑制、成形加工性の改善の効果が飽和するだけでなく、逆に材質が硬化し延性が低下して、成形加工性が劣化する。なお、高い延性を確保する点から、より好ましくは、Vは0.005〜0.03%以下、Bは0.0001〜0.0020%とする。また、V/B比が10未満の場合は、BがNと結びついて窒化物として析出することにより、Bが粒界に濃化して粒成長を抑制する効果が少なくなるため、r値の向上が不十分となると考えられる。
実操業においては、仕上焼鈍温度は必ずしも一定ではなく、加熱時間や到達温度の変動を避けることができない。C、Nを固定するTiやNbなどの安定化元素を添加しないフェライト系ステンレス鋼板では、高温で焼鈍を行うと、冷却途中に鋭敏化が生じ、その後の酸洗の際に粒界が侵食されることにより表面品質が劣化することがある。このため、広い温度範囲で鋭敏化が生じないようにすることは、実操業において安定した品質を得る上で極めて重要となる。
そこで本発明者らは、鋭敏化特性とV/Bとの関係を調べた。成分組成として、C:0.04%、Si:0.40%、Mn:0.80%、P:0.030%、S:0.004%、Al:0.002%、Cr:16.20%、Ni:0.10%、N:0.060%を含有し、V量、B量を変化させて添加した鋼を溶製し、鋼スラブを1170℃に加熱したのち、仕上温度が830℃となる熱間圧延を行い熱延板とした。これら熱延板に、860℃×8hrの熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、ついで総圧下率86%の冷間圧延を施し冷延板とした。ついでこれら冷延板に、大気中で900℃×30secの仕上焼鈍を施したのち酸洗し、板厚0.7mmの冷延焼鈍酸洗板とした。得られた冷延焼鈍酸洗板の表面を、走査型電子顕微鏡を用いて、500μm×500μmの領域の粒界を観察し、粒界侵食(intergranular corrosion)の有無を調査し、表面品質を評価した。得られた結果を図2に示す。侵食が生じていないときは○、侵食が生じているときは×とした。
図2より、VおよびBを、添加量がV/B≧20を満たすよう添加することにより、900℃での焼鈍によっても粒界の鋭敏化を抑えることが可能となることがわかる。これは、Vが鋼中のC、Nを固定することで、仕上焼鈍温度が900℃まで高温となった場合でおいても、仕上焼鈍後の冷却中に生じる結晶粒界でのCr炭窒化物の析出を抑制したことによるものと考えられる。一方、V/Bが20未満では、BがNと結びついて窒化物として析出することにより、Vの炭窒化物の析出量が減少した結果、Cr炭窒化物の析出量が増加して粒界の鋭敏化が進行したものと考えられる。なお、高い延性を確保する点から、より好ましくは、Vは0.005〜0.03%以下、Bは0.0001〜0.0020%とする。
上記した化学成分以外の残部は、Feおよび不可避不純物である。なお、不可避不純物としては、例えば、Nb:0.05%以下、Ti:0.05%以下、Co:0.5%以下、W:0.01%以下、Zr:0.01%以下、Ta:0.01%以下、Mg:0.0050%以下、Ca:0.0020%以下などが許容できる。
つぎに、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。上記した組成の溶鋼を、通常公知の転炉または電気炉で溶製し、真空脱ガス(RH)、VOD(Vacuum Oxygen Decarburization)、AOD(Argon Oxygen Decarburization)等でさらに精錬したのち、好ましくは連続鋳造法で鋳造し、圧延素材(スラブ等)とする。ついで、圧延素材を、加熱し熱間圧延することにより、熱延板とする。熱間圧延のスラブ加熱温度は、1050℃〜1250℃の温度範囲とするのが好ましく、また、熱間圧延の仕上温度は、製造性の観点から800〜900℃とするのが好ましい。熱延板は、後工程における加工性を改善する目的で、必要に応じて、熱延板焼鈍を行うことができる。熱延板焼鈍を行う場合は、700℃〜900℃で2時間以上の箱焼鈍(box annealing、batch annealing)をするか、900〜1100℃の温度範囲での短時間の連続焼鈍をすることが好適である。なお、熱延板は、脱スケール処理を行って、そのまま製品とすることも、また、冷間圧延用素材とすることもできる。冷間圧延用素材の熱延板は、冷延圧下率:30%以上の冷間圧延を施され、冷延板とされる。冷延圧下率は、50〜95%が好適である。また、冷延板のさらなる加工性の付与のために、600℃以上、好ましくは700〜900℃の仕上焼鈍を行うことができる。また、冷延−焼鈍を2回以上繰り返し行ってもよい。さらに、光沢性(glossiness)が要求される場合には、スキンパス等を施してもよい。冷延板の仕上処理は、Japanese industrial Standard(JIS) G4305で規定された2D、2B、BAおよび各種研磨が可能である。
表1に示す組成の溶鋼を転炉およびVODによる2次精錬で溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。これらスラブを1170℃に加熱したのち、仕上温度が830℃となる熱間圧延を行い熱延板とした。これら熱延板に、860℃×8hrの熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、ついで総圧下率86%の冷間圧延を施し冷延板とした。ついで、鋼No.1〜18および鋼No.24〜32の冷延板に、空気比1.3でコークス炉ガスを燃焼させ、この燃焼雰囲気中で820℃×30secの仕上焼鈍を施した。その後、酸洗し、板厚0.7mmの冷延焼鈍酸洗板とした。なお、酸洗は、温度80℃、20質量%Na2SO4中で5A/dm2×10秒の電解を3回行った後、温度60度の5質量%硝酸中で、10A/dm2×5秒の電解を2回行った。各試料は、酸洗により酸化皮膜が完全に除去できていた。
得られた冷延焼鈍酸洗板について、伸び、r値、Δrを求め、成形加工性を評価した。また、リジング高さを求め、耐リジング性を評価した。
また、鋼No.19〜23および33〜36の冷延板については、空気比1.3でコークス炉ガスを燃焼させ、この燃焼雰囲気中で900℃×30secの仕上焼鈍を施した後、前述と同様の条件で酸洗し、板厚0.7mmの冷延焼鈍酸洗板とした。各試料は、酸洗により酸化皮膜が完全に除去できていた。得られた冷延焼鈍酸洗板について、成形加工性と耐リジング性の評価を行った。伸び、r値、Δr、リジング高さの測定方法は次の通りである。
(1)伸び
冷延焼鈍酸洗板の各方向[圧延方向(L方向)、圧延直角方向(C方向)および圧延方向から45°方向(D方向)]からJIS13号B試験片を採取した。これら引張試験片を用いて引張試験を実施し、各方向の伸びを測定した。各方向伸び値を用いて次式より伸びの平均値を求めた。Elが30%以上を合格とした。
E1=(ElL+2×ElD+ElC)/4
ここで、ElL、ElD、ElCは、それぞれL方向、D方向、C方向の伸びを表す。
(2)r値
冷延焼鈍酸洗板の各方向[圧延方向(L方向)、圧延直角方向(C方向)および圧延方向から45°方向(D方向)]からJIS13号B試験片を採取した。これらの試験片に、15%の単軸引張予歪を与えた時の幅歪(width strain)と板厚歪(thickness strain)の比から、各方向のr値(ランクフォード値(Lankford Value))を測定し、次式によりr値、Δrを求めた。r値が1.3以上、Δrが0.3以下を合格とした。
r=(rL+2×rD+rC)/4
Δr=(rL−2×rD+rC)/2
ここで、rL、rD、rCは、それぞれL方向、D方向、C方向のr値を表す。
(3)リジング高さ
冷延焼鈍酸洗板の圧延方向からJIS5号引張試験片を採取した。これら試験片の片面を#600で仕上げ研磨し、これら試験片に20%の単軸引張の予歪(prestrain of uniaxialstretching)を与えたのち、粗度計を用いて、試験片中央部の表面のうねり高さを測定した。このうねり高さ(height of the waviness)はリジングの発生による凹凸である。うねりの高さから、A:5μm以下、B:5μm超え〜10μm以下、C:10μm超え〜20μm以下、D:20μm超え、の4段階で耐リジング性を評価した。うねりの高さが低いほど成形加工後の美観がよい。うねりの高さが5.0μm以下のA評価を合格とした。
(1)伸び
冷延焼鈍酸洗板の各方向[圧延方向(L方向)、圧延直角方向(C方向)および圧延方向から45°方向(D方向)]からJIS13号B試験片を採取した。これら引張試験片を用いて引張試験を実施し、各方向の伸びを測定した。各方向伸び値を用いて次式より伸びの平均値を求めた。Elが30%以上を合格とした。
E1=(ElL+2×ElD+ElC)/4
ここで、ElL、ElD、ElCは、それぞれL方向、D方向、C方向の伸びを表す。
(2)r値
冷延焼鈍酸洗板の各方向[圧延方向(L方向)、圧延直角方向(C方向)および圧延方向から45°方向(D方向)]からJIS13号B試験片を採取した。これらの試験片に、15%の単軸引張予歪を与えた時の幅歪(width strain)と板厚歪(thickness strain)の比から、各方向のr値(ランクフォード値(Lankford Value))を測定し、次式によりr値、Δrを求めた。r値が1.3以上、Δrが0.3以下を合格とした。
r=(rL+2×rD+rC)/4
Δr=(rL−2×rD+rC)/2
ここで、rL、rD、rCは、それぞれL方向、D方向、C方向のr値を表す。
(3)リジング高さ
冷延焼鈍酸洗板の圧延方向からJIS5号引張試験片を採取した。これら試験片の片面を#600で仕上げ研磨し、これら試験片に20%の単軸引張の予歪(prestrain of uniaxialstretching)を与えたのち、粗度計を用いて、試験片中央部の表面のうねり高さを測定した。このうねり高さ(height of the waviness)はリジングの発生による凹凸である。うねりの高さから、A:5μm以下、B:5μm超え〜10μm以下、C:10μm超え〜20μm以下、D:20μm超え、の4段階で耐リジング性を評価した。うねりの高さが低いほど成形加工後の美観がよい。うねりの高さが5.0μm以下のA評価を合格とした。
得られた結果を表2に示す。
いずれの発明例も、伸びが30%以上、r値が1.3以上、Δrが0.3以下、うねりの高さが5.0μm以下のA評価であり、良好な成形加工性と耐リジング性を有している。これに対し、比較例では、伸び、r値、Δr、リジング高さのいずれかを満足しなかった。
良好な成形性と耐リジング性を有している実施例1の発明例No.5〜11およびNo.19〜36について、実施例1の酸洗法より酸洗力は弱いものの、高生産性の硝塩酸(mixed acid of nitric acid and hydrochloric acid)電解法(electrolytic method)での酸洗性を評価した。実施例1で作製した鋼No.5〜11および19〜36の板厚0.7mm冷延板に、弱還元性雰囲気(H2:5vol%、N2:95vol%、露点(dew point)−40度)で820℃×30secの焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度50℃、10質量%硝酸および1.0質量%塩酸よりなる溶液中で電解を行い、酸化皮膜残りの有無を目視観察して酸洗性の評価を行った。
10A/dm2×2秒を2回行う電解で酸化皮膜が完全に除去されたものを◎(優れる)、10A/dm2×2秒を2回行う電解では酸化皮膜が完全には除去できなかったものの、10A/dm2×4秒の電解を2回行うと酸化皮膜が完全に除去されたものを○(良好)、10A/dm2x4秒の電解を2回行っても酸化皮膜が完全には除去できなかったものを×(不良)と評価した。◎(優れる)と○(良好)が合格である。
10A/dm2×2秒を2回行う電解で酸化皮膜が完全に除去されたものを◎(優れる)、10A/dm2×2秒を2回行う電解では酸化皮膜が完全には除去できなかったものの、10A/dm2×4秒の電解を2回行うと酸化皮膜が完全に除去されたものを○(良好)、10A/dm2x4秒の電解を2回行っても酸化皮膜が完全には除去できなかったものを×(不良)と評価した。◎(優れる)と○(良好)が合格である。
結果を表3に示す。
Siが0.28%以下かつMnが0.92%以下の鋼No.5〜10、19〜26および30〜34は、良好な成形加工性と耐リジング性に加え、酸洗性が特に優れている。一般的な酸洗法のみならず、高生産性の硝塩酸電解法でも生産が可能である。
実施例1の鋼No.19〜23および33〜36について、仕上焼鈍温度の範囲が実操業にて変動した場合を考慮した鋭敏化評価を行った。
鋭敏化評価方法は、実施例1で作製した板厚0.7mmの冷延板を、900℃×30secで焼鈍し、実施例1と同一条件でNa2SO4電解ののちに硝酸酸洗した。冷延焼鈍酸洗板の表面を走査型電子顕微鏡を用いて、500μm×500μmの領域の粒界を観察して粒界侵食の有無を調査し、表面品質を評価した。粒界に侵食が生じていないときは鋭敏化なし、侵食が生じているときは鋭敏化ありと評価した。結果を表4に示す。
表4の結果から、V/Bが20以上の鋼No.21〜23および33〜36は、良好な成形加工性と耐リジング性に加え、粒界侵食の発生が認められず、耐鋭敏化特性も良好であった。
本発明によれば、成分組成、特にV、B含有量を適正化することにより、深絞り性および耐リジング性を満足し、成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を製造でき、産業上格段の効果を奏する。さらに、V、Bの含有量を最適範囲にすることにより、耐鋭敏化特性が向上し、成形加工性に加え、表面品質にも優れたフェライト系ステンレス鋼板を安定的に生産することが可能となる。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.010〜0.070%、Si:1.00%以下、Mn:1.00%以下、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Al:0.150%以下、Cr:14.00〜20.00%、Ni:1.00%以下、N:0.010〜0.060%を含有し、さらにV:0.005〜0.030%、B:0.0001〜0.0050%で、かつV/B≧10を満足して含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
- Si:0.05〜0.28%、Mn:0.05〜0.92%であることを特徴とする請求項1に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
- V/B≧20を満足して含有することを特徴とする請求項1または2に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
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