JP5644148B2

JP5644148B2 - 加工後の表面外観に優れたステンレス冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5644148B2
Application number: JP2010063029A
Authority: JP
Inventors: 井手　信介; 信介井手; 太田　裕樹; 裕樹太田; 宇城　工; 工宇城
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2010-03-18
Filing date: 2010-03-18
Publication date: 2014-12-24
Anticipated expiration: 2030-03-18
Also published as: JP2011195874A

Description

本発明は、降伏伸びの低減および結晶粒の微細化を図ることにより、加工後の表面外観を改善したステンレス冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。

ステンレス冷延鋼板は、安価で耐食性に優れているので、建築材料、輸送機器、家庭電化製品、厨房機器、化学プラント、貯水槽、自動車部品等の様々な用途に使用されている。しかし、特に近年、ステンレス冷延鋼板は、その用途の広がりとともに、高い加工性および清浄な外観が求められるようになっている。
しかし、上述したような成形において、数％の伸びによるストレッチャストレインと呼ばれる微小な凹凸、およびオレンジピールと呼ばれる表面荒れといったものが発生し、平面性状が劣化する。これらの発生により、鋼板の外観が著しく損なわれるため、調質圧延等の工程の追加を余儀なくされるという問題が生じている。従って、このストレッチャストレインおよびオレンジピールを抑制することが肝要であるが、ストレッチャストレインの発生を抑制するためには、降伏伸びを低減することが必要であり、オレンジピールの発生を抑制するためには、フェライトの粒径制御が必要となる。

降伏伸びを低減する方法としては、最終焼鈍後にスキンパス圧延等で歪を付与する方法、Ｔｉ等の元素を添加することにより固溶炭素、固溶窒素を減少させる方法、冷延板の結晶粒を粗大化する方法などがあげられる。

しかし、スキンパス圧延により歪を付与する方法は、加工硬化により延性が低下するという問題がある。特許文献１には、曲げ歪を加えた後、スキンパス圧延を行う方法が示されているが、この方法によっても、焼鈍後の材料と比較すると延性が低下しており、加工において重要な特性である延性を確保するという点で不十分である。

Ｔｉ等の元素を添加する場合は、Ｔｉ系介在物の存在により、ストリンガーやヘゲ等の表面欠陥が生じやすく、表面性状を劣化させやすい。

特許文献２には、冷間圧延してなる鋼板の冷却過程において、特に650〜750℃の冷却条件を規定することにより、降伏伸び：0.5％以下の鋼板を作製する方法が示されているが、鋼板中のフェライト粒径には規定が無く、安定的にオレンジピール発生を防ぐことができない。
また、特許文献３には、スラブ加熱温度および熱延終了温度の高温化により、冷延板の結晶粒を粗大化させ、さらに熱延板焼鈍の低温化により歪を残存させる方法が示されているが、冷延板の結晶粒は、粗大化すると、成形加工時にオレンジピールが生じやすくなり、さらに、歪を残存させた場合には、前述したスキンパス圧延と同様に、延性が低下するという問題もある。

特公昭56-44136号公報特開昭60-26618号公報特開平8-120340号公報

本発明は、上記問題を有利に解決するもので、鋼板の延性は維持しつつ、表面性状を劣化させる降伏伸びのみを低減化し、さらに成形時のオレンジピールを生じさせないステンレス冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とするものである。

発明者らは、降伏伸びのみを低減化する方法について、鋭意検討を行った。その結果、特定の範囲の組成に制御されたスラブを、巻取り温度：700℃以上の熱間圧延に供し、ついで、熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延を施したのち、850〜950℃の温度範囲で20秒以上保持する焼鈍を行い、その後少なくとも500℃までを、10〜50℃/秒の速度で冷却することにより、鋼板が変形する際の転移の発生源となるＣｒの炭、窒化物とフェライト粒との界面が多数生成し、かつフェライト相の粒径も制御できることを見出した。

上述した条件により、鋼板が変形する際に転移の発生源となるＣｒの炭、窒化物と、フェライト相の結晶粒の界面とが多数生成する理由は、明らかではない。
しかし、転位の発生源が多数存在していることにより、鋼板の変形の初期においても、自由に動く転位は、次々に発生する。これによって、連続的に降伏現象が発生し、その結果、鋼板は、降伏伸びがほとんど生じることなく変形すると考えられる。
本発明は上述した知見に基づいてなされたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.010〜0.025％、Ｓｉ：0.02〜0.30％、Ｍｎ：0.30〜1.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.005〜0.050％およびＣｒ：16.0〜20.0％を含有し、かつＣとＮは、次式：0.015％≦（Ｃ+Ｎ）≦0.050％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の組成になり、降伏伸びが0.5％以下で、かつフェライト相の平均結晶粒径が40μｍ以下で、さらに全伸びが30.0％以上であることを特徴とする加工後の表面外観に優れたステンレス冷延鋼板。

（２）質量％で、Ｃ：0.010〜0.025％、Ｓｉ：0.02〜0.30％、Ｍｎ：0.30〜1.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.005〜0.050％およびＣｒ：16.0〜20.0％を含有し、かつＣとＮは、次式：0.015％≦（Ｃ+Ｎ）≦0.050％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、熱間圧延後、700℃以上の温度で巻取り、ついで冷間圧延後、850〜950℃の温度域で20秒以上の冷延板焼鈍を行った後、少なくとも500℃までを10〜50℃／秒の速度で冷却することを特徴とする降伏伸びが0.5％以下、フェライト相の平均結晶粒径が40μｍ以下であって、全伸びが30.0％以上である加工後の表面外観に優れたステンレス冷延鋼板の製造方法。

この発明によれば、降伏伸びを小さく、かつフェライト相の粒径を微細化することができ、その結果、加工後の表面外観に優れたステンレス冷延鋼板を得ることができる。

以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明において、ステンレス鋼板の成分組成を、前記の範囲に限定した理由について述べる。なお、以下、成分にかかる％表示については、特に断らない限りmass%を意味するものとする。
Ｃ：0.010〜0.025％
Ｃは、Ｃｒと炭化物を形成することにより、転位の発生源となる界面を生成させる重要な元素である。しかし、Ｃの含有量が0.01％未満の場合、これが十分に生成されないために降伏伸び低減効果が小さい。一方、Ｃの含有量が0.025％を超えると、冷延板焼鈍でマルテンサイトが生成しやすくなり、延性が大きく低下する。よってＣの含有量は、0.010〜0.025％の範囲とする。

Ｓｉ：0.02〜0.30％
Ｓｉは、溶製段階で脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｓｉ含有量が0.02％未満の場合、脱酸剤としての効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が0.30％を超えると鋼板が硬質化し、延性が低下する。従って、Ｓｉの含有量は0.02〜0.30％の範囲とする。

Ｍｎ：0.30〜1.00％
Ｍｎは、脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｍｎ含有量が0.30％未満の場合、脱酸剤としての効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が1.00％を超えるとＭｎＳの生成量が増加して鋼板の耐食性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は0.30〜1.00％の範囲とする。

Ｐ：0.05％以下
Ｐは、不可避的に残留する不純物元素であり、特に、0.05％を超えて残留すると、固溶強化によってフェライト相の延性が著しく低下する。従って、Ｐの含有量は0.05％以下とする。

Ｓ：0.01％以下
Ｓも、不可避的に残留する不純物元素であり、0.01％を超えて残留すると、耐食性が著しく低下する。従って、Ｓの含有量は0.01％以下とする。

Ｎ：0.005〜0.050％
Ｎは、Ｃｒと窒化物を形成することにより、転位の発生源となる界面を生成させる重要な元素である。Ｎ含有量が0.005％未満の場合、上記界面が十分に生成されないために降伏伸び低減効果が小さい。一方、Ｎ含有量が0.050％を超えると、冷延焼鈍中にマルテンサイトが生成しやすくなり、延性が大きく低下する。従って、Ｎの含有量は0.005〜0.050％とする。

Ｃｒ：16.0〜20.0％
Ｃｒは、ステンレス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元素である。Ｃｒ含有量が16.0％未満では、十分な耐食性が得られない。一方、20.0％を超えて多く含有すると、延性が低下する。従って、Ｃｒの含有量は16.0〜20.0％とする。

0.015％≦（Ｃ+Ｎ）≦0.060％
（Ｃ+Ｎ）量は、延性の低下を招くことなく、降伏伸びを効果的に低減させるために、転位の発生源となる界面の生成量を制御する上で重要な要素である。
この（Ｃ+Ｎ）量が0.015％に満たないと、降伏伸びを低減化させるための転位の発生源の生成量が不足する。一方、0.060％を超えると、組織上にマルテンサイト相が生じやすくなり、延性が低下する傾向となる。従って、（Ｃ+Ｎ）量は、0.015〜0.060％の範囲に限定する。
さらに、延性の低下を招くことなく、降伏伸びを低減化させるための転位の発生源を効果的に発生させるためには、（Ｃ+Ｎ）量を、0.020〜0.050％とすることが一層有利である。

上述した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｖ，Ｎｉ，Ａｌ，Ｂ，ＣａおよびＭｇ等が考えられるが、これらは可能な限り低減することが望ましい。

次に、本発明のステンレス冷延鋼板の降伏伸びについて説明する。
降伏伸び：0.5％以下
圧延方法に対して引張り方向が平行となるように、JIS 13B号引張り試験片を採取した。ついで、JIS Z 2241に記載の方法に従い、引張り試験を実施し降伏伸びを測定した。その測定値に基づき、降伏伸びと加工時のストレッチャストレインの発生状況の関係を確認した。その結果、降伏伸びが0.5％を超えると、加工時にストレッチャストレインが生じやすくなることが分かった。従って、降伏伸びは0.5％以下とする。

次に、ステンレス冷延鋼板のフェライト粒径について説明する。
フェライト相の平均結晶粒径：40μｍ以下
100倍の光学顕微鏡写真を用いて、任意の断面におけるフェライト相の結晶粒径をASTM Designation E 112-82に従い、測定し、平均結晶粒径とする。本発明にかかる試験中、平均結晶粒径が40μｍを超えると、成形加工を行った際にオレンジピールが発生しやすくなることが分かった。従って、平均結晶粒径は40μｍ以下とする。より好ましくは、30μｍ以下である。

以下、ステンレス冷延鋼板の製造方法を説明する。
転炉、電気炉等を用いて所定の成分を有するステンレス鋼を溶製し、さらに脱炭処理を施す。得られた溶鋼を連続鋳造法あるいは造塊法によってスラブとする。一般的には、生産性の高い連続鋳造法を採用することが好ましい。

ついで、スラブを通常1050℃以上に加熱し、圧延終了温度を800〜1000℃程度として熱間圧延し、700℃以上で巻取り、冷却して熱延板を得る。巻取り温度が700℃未満の場合、熱延後に生成するＣｒの炭窒化物量が減少する代わりに、マルテンサイト量が増加するため、ＣとＮがマルテンサイト相に濃化する。この場合、冷延焼鈍板においてＣｒ炭窒化物が均一に分散されず、転位の発生源箇所が減少するために、降伏伸びの低減効果が小さくなる。従って、巻取り温度は、700℃以上とする。

このようにして製造した熱延板を、必要に応じて、熱延板焼鈍、脱スケールを施した後、冷間圧延し、850〜950℃で20秒以上保持する焼鈍を行い、引続き、少なくとも500℃までを10〜50℃／秒の速度で冷却したのち、脱スケールを施してステンレス冷延焼鈍板を得る。
この冷間圧延以降の焼鈍および冷却する工程の条件が、本発明のステンレス冷延焼鈍板の特性を決める重要な製造条件である。

上述した冷延板焼鈍条件のうち、温度が850℃に満たない、またはその時間が20秒に満たない場合、Ｃｒの炭、窒化物が十分に固溶しないため、成形加工時の変形にかかる転位の発生源箇所が減少する。一方、冷延板焼鈍温度が950℃を超えると、マルテンサイト相が生成しやすくなり、延性が大きく低下することになる。
また、冷却速度が50℃／秒を超える場合、Ｃｒの炭、窒化物が十分均一に再析出せず、転位の発生源箇所が減少する。一方、冷却速度が10℃／秒に満たない場合、Ｃｒの炭、窒化物が粗大化しやすくなり転移の発生源も減少する。また、フェライト相の粒径も、40μｍを超えて粗大化しやすくなる。
上記した制御冷却を行うべき温度域は、少なくとも500℃までとする必要がある。というのは、500℃を超える領域で冷却速度の制御をやめると、所定の転位の発生源、鋼板の延性等が得られないからである。
なお、フェライト相の粒径の微細化のためには、熱延板焼鈍は実施しないことが望ましい。

また、光沢を高める、あるいは形状を整えるために、スキンパス圧延を施しても良いが、延性を確保するためには、伸び率は1.0％以下とすることが好ましい。

＜実施例１＞
表１に示す成分のステンレス鋼を、転炉〜２次精錬工程で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを、1200℃に加熱後、圧延終了温度を900℃、巻取り温度を750℃として熱間圧延を施し、板厚：４ｍｍの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板を酸洗後、板厚：0.8ｍｍまで冷間圧延し、（ａ）、（ｂ）の二つの温度域〔（ａ）800〜830℃、（ｂ）870〜900℃〕で30秒の焼鈍を行った後、500℃までを40℃／秒の速度で冷却した。各試料の冷延板焼鈍条件を表２に示す。

ステンレス冷延鋼板の幅方向中央部から組織観察用試験片（幅：10ｍｍ、長さ：15ｍｍ）を切出した。この組織観察用試験片の圧延方向に平行でかつ圧延面に垂直な断面を王水で腐食し、光学顕微鏡で100倍の写真を撮影した。この写真よりフェライト粒子の公称粒径を、前記ＡＳＴＭDesignation E 112-82に従い測定した。得られた結果を表２に併記する。

上記のステンレス冷延鋼板から、JIS Z 2201に規定されたJIS 13B号引張り試験片を各々１本ずつ採取（圧延方向を引張り方向とした）し、引張り速度：10ｍｍ／分の条件で引張り試験を実施した。
上記引張り試験は、JIS Z 2241に記載の方法に従い降伏伸びと全伸びを測定した。降伏伸びが0.5％以下を良好とした。得られた結果を表２にさらに併記する。
なお、引張試験後の試験片表面（ストレッチャーストレインについては肩部、オレンジピールについては平行部）の外観の目視検査により加工後の外観を評価した。

同表に示したとおり、本発明に従った試料No.４，６は、降伏伸びおよび加工後の外観が良好で、かつ延性も優れていた。これに対し、鋼成分が本発明範囲外である試料No.７，８、さらに、冷延板焼鈍条件が本発明範囲外である試料No.３，５，９は、降伏伸びが大きく、加工後の外観も劣っていた。また、Ｃ+Ｎが本発明範囲外である試料No.１，２は、降伏伸びおよび加工後の外観については良好であったものの、延性に劣っていた。

本発明によれば、建築材料、輸送機器、家庭電化製品、厨房機器、化学プラント、貯水槽、および自動車部品等の様々な用途に好適なステンレス冷延鋼板を提供することができる。

Claims

質量％で、Ｃ：0.010〜0.025％、Ｓｉ：0.02〜0.30％、Ｍｎ：0.30〜1.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.005〜0.050％およびＣｒ：16.0〜20.0％を含有し、かつＣとＮは、次式：0.015％≦（Ｃ+Ｎ）≦0.050％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の組成になり、降伏伸びが0.5％以下で、かつフェライト相の平均結晶粒径が40μｍ以下で、さらに全伸びが30.0％以上であることを特徴とする加工後の表面外観に優れたステンレス冷延鋼板。
質量％で、Ｃ：0.010〜0.025％、Ｓｉ：0.02〜0.30％、Ｍｎ：0.30〜1.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.005〜0.050％およびＣｒ：16.0〜20.0％を含有し、かつＣとＮは、次式：0.015％≦（Ｃ+Ｎ）≦0.050％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、熱間圧延後、700℃以上の温度で巻取り、ついで冷間圧延後、850〜950℃の温度域で20秒以上の冷延板焼鈍を行った後、少なくとも500℃までを10〜50℃／秒の速度で冷却することを特徴とする降伏伸びが0.5％以下、フェライト相の平均結晶粒径が40μｍ以下であって、全伸びが30.0％以上である加工後の表面外観に優れたステンレス冷延鋼板の製造方法。