JP6176040B2 - Ｃｒ添加高耐食性鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、深絞り成形やプレス成形などの加工性に優れるとともに優れた耐食性を備えた鋼板及びその製造方法に関する。
従来、フェライト系ステンレス鋼は、耐食性を付与させるために、鋼板中に１０．５％以上のＣｒを均一に含有している。更に耐食性を上げるにはＣｒ量を増やす必要がある。
フェライト系ステンレス鋼は、もともと高いＣｒ量のために加工性が低い材料であったが、更にＣｒ量が増加するに従ってより加工が困難となるという問題がある。また、レアアースメタルの高騰にともない、Ｃｒの原料費も高くなっており、Ｃｒ量を増加させることによる原料のコスト増に伴って鋼板価格が高くなるという問題も生じてきた。
フェライト系ステンレス鋼は、もともと高いＣｒ量のために加工性が低い材料であったが、更にＣｒ量が増加するに従ってより加工が困難となるという問題がある。また、レアアースメタルの高騰にともない、Ｃｒの原料費も高くなっており、Ｃｒ量を増加させることによる原料のコスト増に伴って鋼板価格が高くなるという問題も生じてきた。
従来から鋼板の耐食性を高める技術として、鋼板表層部にＣｒの濃化層を拡散により形成する技術が、特許文献１、２などによって知られている。
特許文献１には、母材のＣ量が０．２５％以下の鉄合金において、表面から５０〜２００μｍにＡｌ及びＣｒの拡散層を形成することにより、バナジウム、硫黄、ナトリウムの燃焼灰分による高温腐食に有効な耐食性材料が開示されている。
特許文献２には、金属Ｃｒ、Ａｌ２Ｏ３及びＮＨ４Ｃｌよりなる従来のＣｒ拡散浸透処理剤粉末にＦｅ−Ｖ粉末を１〜３ｗｔ％添加したＣｒ拡散浸透処理剤中で各種鋼材を処理するＣｒ拡散浸透層の皮膜厚さを増大させた高温耐食表面処理鋼材が開示されている。
これらの技術は、少ないＣｒ量で鋼板の耐食性を向上させることができるが、加工性の悪いフェライト系ステンレス鋼などを母材とした場合の加工性の改善については何も明らかにしていない。
特許文献１には、母材のＣ量が０．２５％以下の鉄合金において、表面から５０〜２００μｍにＡｌ及びＣｒの拡散層を形成することにより、バナジウム、硫黄、ナトリウムの燃焼灰分による高温腐食に有効な耐食性材料が開示されている。
特許文献２には、金属Ｃｒ、Ａｌ２Ｏ３及びＮＨ４Ｃｌよりなる従来のＣｒ拡散浸透処理剤粉末にＦｅ−Ｖ粉末を１〜３ｗｔ％添加したＣｒ拡散浸透処理剤中で各種鋼材を処理するＣｒ拡散浸透層の皮膜厚さを増大させた高温耐食表面処理鋼材が開示されている。
これらの技術は、少ないＣｒ量で鋼板の耐食性を向上させることができるが、加工性の悪いフェライト系ステンレス鋼などを母材とした場合の加工性の改善については何も明らかにしていない。
一方、鋼板の加工性を高める技術としては、特許文献３の技術が知られている。
特許文献３では、Ａｌ濃度が６．５％未満の鋼板の表面にＡｌやＣｒなどの金属を第二層として付着させ、次いで母材鋼板を冷間圧延し、その後、鋼板を熱処理して第二層の金属を拡散させることよりなる、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板とその製造技術を開示している。
この技術では、鋼板板面における｛２２２｝面集積度を高めて、深絞り成形や打抜き加工における加工性を高めているが、少ないＣｒ量の組成の母材の耐食性を向上させることについては何も明らかにしていない。
特許文献３では、Ａｌ濃度が６．５％未満の鋼板の表面にＡｌやＣｒなどの金属を第二層として付着させ、次いで母材鋼板を冷間圧延し、その後、鋼板を熱処理して第二層の金属を拡散させることよりなる、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板とその製造技術を開示している。
この技術では、鋼板板面における｛２２２｝面集積度を高めて、深絞り成形や打抜き加工における加工性を高めているが、少ないＣｒ量の組成の母材の耐食性を向上させることについては何も明らかにしていない。
そこで本発明は、フェライト系ステンレス鋼板のようなＣｒを添加した鋼板において、加工性と耐食性をともに高めた鋼板を提供することを課題とする。
本発明者らは、Ｃｒ添加量が比較的低い１３％未満のＣｒ添加鋼板を使用し、その表層部にＣｒを濃化させて表層部のＣｒ濃度を高めて、鋼板の耐食性を少ないＣｒ量の増加で向上できるようにすると同時に、板面に対する｛２２２｝面集積度を高める手段について検討した。
その結果、（ｉ）鋼板の製造過程において冷間圧延の圧下率を最適化すれば、少なくとも鋼板の表層部に｛２２２｝集合組織が形成できること、（ii）表層部のＣｒ濃度を高めてα単相組織にすることによりその領域の｛２２２｝集合組織を保存し、Ａ３変態点を超える温度に加熱冷却する熱処理を施すことにより、鋼板全体にその集合組織を成長でき、加工性に優れた鋼板組織が得られることを見出した。また、鋼板に特定量のＮｉを添加することにより、更に加工性、耐食性を向上できることを見い出した。
そのような検討の結果なされた本発明の要旨は、以下のとおりである。
その結果、（ｉ）鋼板の製造過程において冷間圧延の圧下率を最適化すれば、少なくとも鋼板の表層部に｛２２２｝集合組織が形成できること、（ii）表層部のＣｒ濃度を高めてα単相組織にすることによりその領域の｛２２２｝集合組織を保存し、Ａ３変態点を超える温度に加熱冷却する熱処理を施すことにより、鋼板全体にその集合組織を成長でき、加工性に優れた鋼板組織が得られることを見出した。また、鋼板に特定量のＮｉを添加することにより、更に加工性、耐食性を向上できることを見い出した。
そのような検討の結果なされた本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成を有し、常温でα相である鋼板の表層に、Ｃｒ濃化部が鋼板表面から深さ０．１〜５０μｍの範囲にわたって形成されており、
前記Ｃｒ濃化部は、Ｃｒ濃度が１３質量％以上であり、
鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下であることを特徴とするＣｒ添加高耐食性鋼板。
ここで、｛２２２｝面集積度は、試料表面に対して平行なＦｅのα結晶１１面｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値それぞれをランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２２２｝強度の比率を百分率で求めたものである。
（２）前記鋼板が、更に、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有することを特徴とする（１）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板。
（３） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成を有し、常温でα相である鋼板の表層に、Ｃｒ濃化部が鋼板表面から深さ０．１〜５０μｍの範囲にわたって形成されており、
前記Ｃｒ濃化部は、Ｃｒ濃度が１０．５質量％以上かつ鋼板のＣｒ濃度超であり、更にＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種以上のフェライト形成元素を含んでおり、
鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下であることを特徴とするＣｒ添加高耐食性鋼板。
（４）前記鋼板が、更に、Ｎｉを０．１質量％以上、１質量％未満で含有することを特徴とする（３）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板。
前記Ｃｒ濃化部は、Ｃｒ濃度が１３質量％以上であり、
鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下であることを特徴とするＣｒ添加高耐食性鋼板。
ここで、｛２２２｝面集積度は、試料表面に対して平行なＦｅのα結晶１１面｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値それぞれをランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２２２｝強度の比率を百分率で求めたものである。
（２）前記鋼板が、更に、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有することを特徴とする（１）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板。
（３） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成を有し、常温でα相である鋼板の表層に、Ｃｒ濃化部が鋼板表面から深さ０．１〜５０μｍの範囲にわたって形成されており、
前記Ｃｒ濃化部は、Ｃｒ濃度が１０．５質量％以上かつ鋼板のＣｒ濃度超であり、更にＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種以上のフェライト形成元素を含んでおり、
鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下であることを特徴とするＣｒ添加高耐食性鋼板。
（４）前記鋼板が、更に、Ｎｉを０．１質量％以上、１質量％未満で含有することを特徴とする（３）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板。
（５） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒ皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒを鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、該熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする（１）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
（６） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒ皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒを鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、該熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする（２）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
（７） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒとＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１元素以上のフェライト形成元素からなる皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒと前記フェライト形成元素を鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、前記熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする（３）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
（８） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒとＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１元素以上のフェライト形成元素からなる皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒと前記フェライト形成元素を鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、前記熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする（４）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
（６） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒ皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒを鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、該熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする（２）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
（７） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒとＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１元素以上のフェライト形成元素からなる皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒと前記フェライト形成元素を鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、前記熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする（３）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
（８） Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒとＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１元素以上のフェライト形成元素からなる皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒと前記フェライト形成元素を鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、前記熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする（４）に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
本発明では、鋼板自体のＣｒ量を限定し、表面にＣｒを拡散させて濃化することで、鋼板の板厚方向でＣｒの濃度の異なる構成にした上で、加工性に優れた｛２２２｝集合組織を形成することにより、優れた加工性と耐食性を備えた鋼板を提供することができる。また、フェライト系ステンレス鋼に比べてＣｒ量を低減した鋼板を用い、少ないＣｒ量の増加で耐食性を向上させることができ、省資源化することにより、環境に与える負荷を低減することができる。また、特定量のＮｉを更に添加することで、更に加工性、耐食性を備えた鋼板を提供することができる。
本発明は、表層の高いＣｒ濃度と鋼板板面の高い｛２２２｝面集積度を同時に得ることができるものであるが、最初にその基本原理を図１に基づいて説明する。なお、以下の記載において、元素の含有量の％は質量％を意味するものとする。
（ａ）母材鋼板の製造（集合組織の芽の形成）
Ｃｒ：３％〜１３％未満を含有し、α−γ変態成分系で、常温ではα相となる組成を有する鋼板素材を、圧下率５０〜９５％の範囲で冷間圧延して、少なくとも表層部に｛２２２｝集合組織を有する母材となる鋼板を得る。（図１ａの状態参照）
Ｃｒ：３％〜１３％未満を含有し、α−γ変態成分系で、常温ではα相となる組成を有する鋼板素材を、圧下率５０〜９５％の範囲で冷間圧延して、少なくとも表層部に｛２２２｝集合組織を有する母材となる鋼板を得る。（図１ａの状態参照）
（ｂ）第二層の形成
冷間圧延後の鋼板の片面あるいは両面に、拡散元素となるＣｒをめっきや蒸着などの手段によって付着させて、鋼板表面にＣｒよりなる被膜を形成する。（図１ｂの状態参照）
冷間圧延後の鋼板の片面あるいは両面に、拡散元素となるＣｒをめっきや蒸着などの手段によって付着させて、鋼板表面にＣｒよりなる被膜を形成する。（図１ｂの状態参照）
（ｃ）集合組織の保存
Ｃｒ層が形成された鋼板を、母材鋼板のＡ３点まで加熱して、｛２２２｝集合組織を有する鋼板の表層の領域にＣｒを拡散させ、Ｃｒ濃度が１３％以上となるように母材表層部にＣｒを濃化させる。
Ｃｒが濃化した領域ではγ変態しないα単相成分となりその状態が保存される、また、鋼板の温度上昇にしたがって、｛１１１｝粒が優先成長して｛２２２｝面集積度が増加する。（図１ｃの状態参照）
Ｃｒ層が形成された鋼板を、母材鋼板のＡ３点まで加熱して、｛２２２｝集合組織を有する鋼板の表層の領域にＣｒを拡散させ、Ｃｒ濃度が１３％以上となるように母材表層部にＣｒを濃化させる。
Ｃｒが濃化した領域ではγ変態しないα単相成分となりその状態が保存される、また、鋼板の温度上昇にしたがって、｛１１１｝粒が優先成長して｛２２２｝面集積度が増加する。（図１ｃの状態参照）
（ｄ）集合組織の成長
母材鋼板をさらにＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱、保持する。
α単相成分の領域はα相のままであるために、｛１１１｝結晶粒もそのまま保存され、その領域の中で｛１１１｝粒が優先成長して｛２２２｝面集積度が増加する。
また、α単相成分でない領域はα相からγ相に変態する。
保持時間を長くすると、｛１１１｝結晶粒は粒の食い合いによって優先的に粒成長する。また、Ｃｒの拡散に伴い、Ｃｒが濃化した領域ではα単相成分となりγ相からα相に変態していく。その際、変態する領域に隣接する領域ではすでに｛１１１｝に配向したα粒となっており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継ぐかたちで変態する。これにより、保持時間が長くなるとともに｛２２２｝面集積度が増加する。（図１ｄの状態参照）
母材鋼板をさらにＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱、保持する。
α単相成分の領域はα相のままであるために、｛１１１｝結晶粒もそのまま保存され、その領域の中で｛１１１｝粒が優先成長して｛２２２｝面集積度が増加する。
また、α単相成分でない領域はα相からγ相に変態する。
保持時間を長くすると、｛１１１｝結晶粒は粒の食い合いによって優先的に粒成長する。また、Ｃｒの拡散に伴い、Ｃｒが濃化した領域ではα単相成分となりγ相からα相に変態していく。その際、変態する領域に隣接する領域ではすでに｛１１１｝に配向したα粒となっており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継ぐかたちで変態する。これにより、保持時間が長くなるとともに｛２２２｝面集積度が増加する。（図１ｄの状態参照）
（ｅ）集合組織の高集積化
母材鋼板をＡ３点未満の温度へ冷却する。この時、Ｃｒが濃化していない内部の領域のγ相はα相へ変態する。この内部の領域は、Ａ３点以上の温度域において既に｛１１１｝に配向したα粒となっている領域に隣接しており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継いで変態する。このため、その領域でも｛２２２｝面集積度が増加する。この現象によって、Ｃｒが濃化していない内部の領域でも高い｛２２２｝面集積度が得られるようになる。（図１ｅの状態参照）
母材鋼板をＡ３点未満の温度へ冷却する。この時、Ｃｒが濃化していない内部の領域のγ相はα相へ変態する。この内部の領域は、Ａ３点以上の温度域において既に｛１１１｝に配向したα粒となっている領域に隣接しており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継いで変態する。このため、その領域でも｛２２２｝面集積度が増加する。この現象によって、Ｃｒが濃化していない内部の領域でも高い｛２２２｝面集積度が得られるようになる。（図１ｅの状態参照）
以上によって、鋼板表層部に、Ｃｒ濃度が１３質量％以上のＣｒ濃化部が鋼板表面から深さ０．１〜５０μｍの範囲にわたって形成されており、かつ、鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下である鋼板を得ることができる。
なお、以上では、第二層の形成にＣｒを単独に用いる例で説明したが、表層部をα単相化するために、Ｃｒの一部をＡｌ等のフェライト形成元素に置き換えて用いることもできる。
また、母材鋼板にＣｒに加え、更にＮｉを０．１質量％以上１質量％未満含有させると、更に加工性に有効な組織を得ることができ、耐食性も向上することができる。
また、母材鋼板にＣｒに加え、更にＮｉを０．１質量％以上１質量％未満含有させると、更に加工性に有効な組織を得ることができ、耐食性も向上することができる。
以上、本発明の基本的な原理について説明したが、さらに、上記の原理を用いて得られる鋼板及び上記の原理に基づく鋼板の製造方法について、個々の条件の限定理由及び好ましい条件について説明する。
まず、本発明の鋼板について説明する。
まず、本発明の鋼板について説明する。
（母材となる鋼板）
本発明では、基本的に耐食性の優れた鋼板を得ると同時に、高い｛２２２｝面集積度の集合組織を形成して鋼板の加工性を高めるために、Ｃｒを３％以上１３％未満の範囲で含有し、α−γ変態成分系の組成を有し常温でα相である鋼板を母材として用いる。あるいは、更にＮｉを０．１％以上１％未満の範囲で含有させる鋼板を母材として用いる。
母材鋼板の表面に板内の｛２２２｝面集積度を高めるための芽となる｛１１１｝に配向した結晶粒を形成し、最終的には、その芽となるα粒の結晶方位を引き継ぐ形で板内にγ−α変態を進行させて、板全体の上記方位面の面集積度を高める。
本発明では、基本的に耐食性の優れた鋼板を得ると同時に、高い｛２２２｝面集積度の集合組織を形成して鋼板の加工性を高めるために、Ｃｒを３％以上１３％未満の範囲で含有し、α−γ変態成分系の組成を有し常温でα相である鋼板を母材として用いる。あるいは、更にＮｉを０．１％以上１％未満の範囲で含有させる鋼板を母材として用いる。
母材鋼板の表面に板内の｛２２２｝面集積度を高めるための芽となる｛１１１｝に配向した結晶粒を形成し、最終的には、その芽となるα粒の結晶方位を引き継ぐ形で板内にγ−α変態を進行させて、板全体の上記方位面の面集積度を高める。
Ｃｒが３％未満では、鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を安定して６０％以上とすることができない。また、１３％以上ではα単相成分になり、６０％以上の｛２２２｝面集積度を形成することができない。
Ｃｒを３％以上１３％未満の範囲で含有した鋼板に、更にＮｉを添加する場合、０．１％未満では、加工性、耐食性に顕著な効果が得られないが、０．１％以上にすることにより、両特性ともに改善される。Ｎｉの添加量が１％を超えると加工性が劣るので、１％未満が好ましい。
Ｃｒを３％以上１３％未満の範囲で含有した鋼板に、更にＮｉを添加する場合、０．１％未満では、加工性、耐食性に顕著な効果が得られないが、０．１％以上にすることにより、両特性ともに改善される。Ｎｉの添加量が１％を超えると加工性が劣るので、１％未満が好ましい。
本発明は、原理的に、α−γ変態系の成分を有し、常温でα相となるＣｒを含有する鋼板に適用可能であるので、特定の組成範囲の鋼板に限定されるものではない。
基本的には、Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有し、その他原料からあるいは精錬過程で不可避的に混入する不純物元素よりなるものであるが、所定の特性を得るためにＣｒ以外の様々な元素を含有する公知のＣｒ鋼やフェライト系ステンレス鋼を用いることができることは言うまでもない。
基本的には、Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有し、その他原料からあるいは精錬過程で不可避的に混入する不純物元素よりなるものであるが、所定の特性を得るためにＣｒ以外の様々な元素を含有する公知のＣｒ鋼やフェライト系ステンレス鋼を用いることができることは言うまでもない。
（表層部のＣｒ濃化部）
本発明では、上記のように鋼板表面にＣｒが単独で濃化した濃化部、あるいはＣｒとともにフェライト形成元素が濃化した濃化部（以下、これらの濃化部をＣｒ濃化部という。）が形成されている。フェライト形成元素としては、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの内の少なくとも１種以上の元素を用いることができる。
このＣｒ濃化部は鋼板の耐食性を高めるとともに、濃化部が形成された領域をα単相成分にして、本発明の鋼板の製造過程において、冷間圧延により形成された｛２２２｝集合組織を保存する作用をする。
本発明では、上記のように鋼板表面にＣｒが単独で濃化した濃化部、あるいはＣｒとともにフェライト形成元素が濃化した濃化部（以下、これらの濃化部をＣｒ濃化部という。）が形成されている。フェライト形成元素としては、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの内の少なくとも１種以上の元素を用いることができる。
このＣｒ濃化部は鋼板の耐食性を高めるとともに、濃化部が形成された領域をα単相成分にして、本発明の鋼板の製造過程において、冷間圧延により形成された｛２２２｝集合組織を保存する作用をする。
この濃化部を形成するには、鋼板表面にＣｒの被膜、あるいはＣｒとフェライト形成元素よりなる被膜を形成させ、その後の組織を｛２２２｝化する熱処理の際にＣｒ等を板内に拡散させて母材に合金化させることにより行う。
Ｃｒ等が濃化した領域の少なくとも一部はα単相組織となる。フェライト形成元素は、フェライト領域を拡大する作用を有するので、Ｃｒの一部を上記のフェライト形成元素に置き換えることにより、拡散させるＣｒの量を低減することができる。
Ｃｒ等が濃化した領域の少なくとも一部はα単相組織となる。フェライト形成元素は、フェライト領域を拡大する作用を有するので、Ｃｒの一部を上記のフェライト形成元素に置き換えることにより、拡散させるＣｒの量を低減することができる。
Ｃｒ単独で拡散させる場合、Ｃｒ濃化部のＣｒ濃度は１３％以上である。１３％以上であれば、Ｃｒ濃化部の範囲がα単相組織になり、最終的に鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下になり、良好な加工性が得られる。
耐食性の観点からは、濃化部のＣｒ量が１３％でも効果があるが、より高い耐食性を得るためには１８〜２０％にするのが好ましい。
耐食性の観点からは、濃化部のＣｒ量が１３％でも効果があるが、より高い耐食性を得るためには１８〜２０％にするのが好ましい。
また、Ｃｒと上記のフェライト形成元素を拡散させる場合、Ｃｒ濃度は１０．５％以上かつ鋼板のＣｒ濃度超である。フェライト形成元素の添加量は、Ｃｒ濃化部が形成されている領域における割合で、以下の範囲となるような量が好ましい。なお、母材鋼板中にＡｌやＳｉなどのフェライト形成元素が含まれている場合、その量を含めた量とする。
Ａｌ：０．６〜２％、Ｍｏ：０．５〜２．５％、Ｇａ：０．９〜３．５％、Ｎｂ：０．４〜１％、Ｓｉ：０．９〜４％、Ｓｎ：０．５〜１．８％、Ｔｉ：０．７〜２％、Ｖ：０．６〜２％、Ｗ：１．２〜６％、Ｚｎ：０．８〜４％
各元素の添加量の下限は、Ｃｒ濃度が１０．５％のときにＣｒ濃化部をα単相組織とするのに必要な量であり、上限は、含有しても加工性を劣化させない量である。
Ａｌ：０．６〜２％、Ｍｏ：０．５〜２．５％、Ｇａ：０．９〜３．５％、Ｎｂ：０．４〜１％、Ｓｉ：０．９〜４％、Ｓｎ：０．５〜１．８％、Ｔｉ：０．７〜２％、Ｖ：０．６〜２％、Ｗ：１．２〜６％、Ｚｎ：０．８〜４％
各元素の添加量の下限は、Ｃｒ濃度が１０．５％のときにＣｒ濃化部をα単相組織とするのに必要な量であり、上限は、含有しても加工性を劣化させない量である。
上記のＣｒ濃度で定義されるＣｒ濃化部が形成されている範囲は、鋼板表面からの深さで、０．１〜５０μｍの範囲である。すなわち、表面から深さ方向の距離をｘとすると、Ｃｒ濃化層の形成されているのは距離ｘまでの範囲であり、距離ｘは０．１μｍ以上５０μｍ以下である。
距離ｘが０．１μｍ未満であると、｛２２２｝面集積度を６０％以上とすることが困難であり、５０μｍを超えるとＣｒ量が増加するにもかかわらず、耐食性や加工性の向上に及ぼす効果が飽和する。より好ましくは４０μｍ以下である。
距離ｘが０．１μｍ未満であると、｛２２２｝面集積度を６０％以上とすることが困難であり、５０μｍを超えるとＣｒ量が増加するにもかかわらず、耐食性や加工性の向上に及ぼす効果が飽和する。より好ましくは４０μｍ以下である。
Ｃｒ濃化部の深さは、母材鋼板の板厚方向の断面をＥＰＭＡを用いて線分析を行って、Ｃｒ濃度が１３％以上の領域、あるいは、１０．５％以上かつ鋼板のＣｒ濃度超の領域の表面からの深さを測ることにより求めることができる。
なお、上記のように、濃化部を形成するために、鋼板表面にＣｒの被膜、あるいはＣｒとフェライト形成元素よりなる被膜を形成させるが、｛２２２｝面集積度を６０％以上とするためには、必ずしも皮膜のすべてを合金化させる必要はない。Ｃｒ層が加工性に大きな影響を与えない範囲で表面に残留することにより、さらに高い耐食性が得られる。
なお、表面に皮膜の一部が残留する場合のＣｒ濃化部の深さは、元の母材鋼板の表面を基準とする。
なお、表面に皮膜の一部が残留する場合のＣｒ濃化部の深さは、元の母材鋼板の表面を基準とする。
（集合組織）
板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下とする。
｛２２２｝面集積度が６０％未満の場合には、加工性が十分でなく、例えば、後述の実施例で示すように、絞り比２の円筒深絞り成形した後の耳高さが１．５ｍｍ以下となるような成形性が得られない。
また、この集積度を９９％超にするには、製造が困難でかつ加工性の向上が望めないため、９９％をこの集積度の上限とする。
板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下とする。
｛２２２｝面集積度が６０％未満の場合には、加工性が十分でなく、例えば、後述の実施例で示すように、絞り比２の円筒深絞り成形した後の耳高さが１．５ｍｍ以下となるような成形性が得られない。
また、この集積度を９９％超にするには、製造が困難でかつ加工性の向上が望めないため、９９％をこの集積度の上限とする。
板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度は、試料表面に対して平行なＦｅのα結晶１１面｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値それぞれをランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２２２｝強度の比率を百分率で求めることができる。なお、ランダム方位を持つ試料の積分強度は、試料を用意して実測して求めてもよい。
ここで、｛２２２｝強度比率は以下の式（１）で表される。
{222}面集積度＝[｛ｉ(222)／Ｉ(222)｝／｛Σｉ(hkl)／Ｉ(hkl)｝]×100 ・・・ (1)
ただし、記号は以下の通りである。
ｉ（ｈｋｌ）：測定した試料における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度
Ｉ（ｈｋｌ）：ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度
Σ ：αＦｅ結晶１１面についての和
{222}面集積度＝[｛ｉ(222)／Ｉ(222)｝／｛Σｉ(hkl)／Ｉ(hkl)｝]×100 ・・・ (1)
ただし、記号は以下の通りである。
ｉ（ｈｋｌ）：測定した試料における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度
Ｉ（ｈｋｌ）：ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度
Σ ：αＦｅ結晶１１面についての和
（母材鋼板の厚み）
母材鋼板の厚みは、１０μｍ以上、３ｍｍ以下とするのが好ましい。厚みが１０μｍ未満であると、表層に｛２２２｝集合組織の芽を付与することが非常に困難になる。また、厚みが３ｍｍ超では｛２２２｝集合組織を鋼板内部まで十分に成長させられず、加工性のよい鋼板を得ることが困難となる。
母材鋼板の厚みは、１０μｍ以上、３ｍｍ以下とするのが好ましい。厚みが１０μｍ未満であると、表層に｛２２２｝集合組織の芽を付与することが非常に困難になる。また、厚みが３ｍｍ超では｛２２２｝集合組織を鋼板内部まで十分に成長させられず、加工性のよい鋼板を得ることが困難となる。
続いて、本発明の製造方法について説明する。
（圧延条件）
本発明では、前述のように少なくとも表層部に板内の｛２２２｝面集積度を高めるための芽となる｛１１１｝に配向した結晶粒を有する母材鋼板を出発素材として用いる。
母材の上記方位面を高集積化する方法としては、鋳片から熱間圧延及び冷間圧延によって薄肉の板体に圧延する過程で、冷間圧延の圧下率を調整する方法を用いる。
（圧延条件）
本発明では、前述のように少なくとも表層部に板内の｛２２２｝面集積度を高めるための芽となる｛１１１｝に配向した結晶粒を有する母材鋼板を出発素材として用いる。
母材の上記方位面を高集積化する方法としては、鋳片から熱間圧延及び冷間圧延によって薄肉の板体に圧延する過程で、冷間圧延の圧下率を調整する方法を用いる。
まず、Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満、あるいは更にＮｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有するα−γ変態成分系のＣｒ添加鋼よりなる連続鋳造スラブやインゴットのような鋳片を準備し、その鋳片からγ域で熱間圧延し、次いで冷間圧延することによって順次厚みを減少させて母材鋼板を得る工程において、圧下率が５０％以上９５％以下の範囲で冷間圧延することにより、少なくとも表層部に｛２２２｝集合組織を形成した母材鋼板を得る。
（第二層の形成）
上記圧延工程によって製造された母材鋼板の片面あるいは両面に、Ｃｒ単独あるいはＣｒとフェライト形成元素よりなる拡散元素を第二層として層状に付着させ、その元素が拡散して合金化した領域の少なくとも一部をα単相系の成分にして、冷間圧延によって形成された板内の｛２２２｝面集積度を高めるための配向の芽として保存できるようにする。
Ｃｒ以外の拡散元素として、上述のように、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種のフェライト形成元素を単独であるいは組み合わせて使用できる。
上記圧延工程によって製造された母材鋼板の片面あるいは両面に、Ｃｒ単独あるいはＣｒとフェライト形成元素よりなる拡散元素を第二層として層状に付着させ、その元素が拡散して合金化した領域の少なくとも一部をα単相系の成分にして、冷間圧延によって形成された板内の｛２２２｝面集積度を高めるための配向の芽として保存できるようにする。
Ｃｒ以外の拡散元素として、上述のように、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種のフェライト形成元素を単独であるいは組み合わせて使用できる。
上記の拡散元素を層状で母材鋼板の表面に付着させる方法としては、溶融めっきや電解めっきなどのめっき法、圧延クラッド法、ＰＶＤやＣＶＤなどのドライプロセス、さらには粉末塗布など種々の方法を採用することができる。工業的に実施するための効率的に拡散元素を付着させる方法としては、めっき法あるいは圧延クラッド法が適している。
Ｃｒに加えフェライト形成元素を付着させるには、それらの元素をＣｒと合金化して付着させることもできるが、付着させる元素をそれぞれ単独で層状に付着させるのが簡便であり好ましい。
Ｃｒに加えフェライト形成元素を付着させるには、それらの元素をＣｒと合金化して付着させることもできるが、付着させる元素をそれぞれ単独で層状に付着させるのが簡便であり好ましい。
Ｃｒ等の拡散元素の加熱前の付着厚みは、０．０５μｍ以上、１０００μｍ以下であることが望ましい。厚みが０．０５μｍ未満では十分な面集積度を得ることができない。また、１０００μｍ超であると、残留させる場合でもその厚みが必要以上に厚くなる。
（加熱拡散処理）
Ｃｒ等の拡散元素を付着させた母材鋼板を、母材鋼板のＡ３点まで加熱して、拡散元素を、母材鋼板の表層部に形成された｛２２２｝集合組織の領域の一部または全体に拡散させ、母材に合金化させる。Ｃｒ等が合金化して濃化した領域ではγ変態しないα単相成分となりその状態が保存される、また、鋼板の温度上昇にしたがって、｛１１１｝粒が優先成長して｛２２２｝面集積度が増加する。
Ｃｒ等の拡散元素を付着させた母材鋼板を、母材鋼板のＡ３点まで加熱して、拡散元素を、母材鋼板の表層部に形成された｛２２２｝集合組織の領域の一部または全体に拡散させ、母材に合金化させる。Ｃｒ等が合金化して濃化した領域ではγ変態しないα単相成分となりその状態が保存される、また、鋼板の温度上昇にしたがって、｛１１１｝粒が優先成長して｛２２２｝面集積度が増加する。
母材鋼板をさらにＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱、保持する。
すでにＣｒ等が濃化してα単相成分となっている領域はα相のままであるために、｛１１１｝結晶粒もそのまま保存され、その領域の中で｛１１１｝粒が優先成長して｛２２２｝面集積度が増加する。また、α単相成分でない領域はα相からγ相に変態する。
保持時間を長くすると、｛１１１｝結晶粒は粒の食い合いによって優先的に粒成長する。また、Ｃｒの拡散に伴い、Ｃｒが濃化した領域ではα単相成分となりγ相からα相に変態していく。その際、変態する領域に隣接する領域ではすでに｛１１１｝に配向したα粒となっており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継ぐかたちで変態する。これにより、保持時間が長くなるとともに｛２２２｝面集積度が増加する。
すでにＣｒ等が濃化してα単相成分となっている領域はα相のままであるために、｛１１１｝結晶粒もそのまま保存され、その領域の中で｛１１１｝粒が優先成長して｛２２２｝面集積度が増加する。また、α単相成分でない領域はα相からγ相に変態する。
保持時間を長くすると、｛１１１｝結晶粒は粒の食い合いによって優先的に粒成長する。また、Ｃｒの拡散に伴い、Ｃｒが濃化した領域ではα単相成分となりγ相からα相に変態していく。その際、変態する領域に隣接する領域ではすでに｛１１１｝に配向したα粒となっており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継ぐかたちで変態する。これにより、保持時間が長くなるとともに｛２２２｝面集積度が増加する。
加熱拡散処理において、Ａ３点まで昇温する昇温速度は、０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下であるのが好ましい。この範囲の昇温速度において｛２２２｝面配向の芽が効率的に形成される。
昇温後の保持温度は、Ａ３点以上１３００℃以下とする。Ａ３点以上でないと前述のように、冷却時のγ相からα相への変態を利用して｛２２２｝面集積度をさらに高める作用を利用することができない。１３００℃を超える温度で加熱しても効果は飽和するばかりでなく、冷却後の製品鋼板の形状が悪くなるので好ましくない。
加熱保持時間は、保持温度に到達後直ちに冷却を開始してもよい（実質的には０．０１秒以上保持）、６００秒以下の時間で保持して冷却を開始してもよい。６００秒を超えて保持しても効果が飽和する。
昇温後の保持温度は、Ａ３点以上１３００℃以下とする。Ａ３点以上でないと前述のように、冷却時のγ相からα相への変態を利用して｛２２２｝面集積度をさらに高める作用を利用することができない。１３００℃を超える温度で加熱しても効果は飽和するばかりでなく、冷却後の製品鋼板の形状が悪くなるので好ましくない。
加熱保持時間は、保持温度に到達後直ちに冷却を開始してもよい（実質的には０．０１秒以上保持）、６００秒以下の時間で保持して冷却を開始してもよい。６００秒を超えて保持しても効果が飽和する。
（加熱拡散処理後の冷却）
加熱後、母材鋼板をＡ３点未満の温度へ冷却する。この時、拡散元素が濃化していない内部の領域のγ相はα相へ変態する。この内部の領域は、Ａ３点以上の温度域において既に｛１１１｝に配向したα粒となっている領域に隣接しており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継いで変態する。このため、その領域でも｛２２２｝面集積度が増加する。この現象によって、濃化していない内部の領域でも高い｛２２２｝面集積度が得られるようになる。
なお、拡散処理後の冷却の際、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。この温度範囲で冷却すると、｛２２２｝配向の芽の成長がより進行する。
加熱後、母材鋼板をＡ３点未満の温度へ冷却する。この時、拡散元素が濃化していない内部の領域のγ相はα相へ変態する。この内部の領域は、Ａ３点以上の温度域において既に｛１１１｝に配向したα粒となっている領域に隣接しており、γ相からα相に変態する際に、隣接するα粒の結晶方位を引き継いで変態する。このため、その領域でも｛２２２｝面集積度が増加する。この現象によって、濃化していない内部の領域でも高い｛２２２｝面集積度が得られるようになる。
なお、拡散処理後の冷却の際、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。この温度範囲で冷却すると、｛２２２｝配向の芽の成長がより進行する。
これにより、Ｃｒ等の拡散元素が表面に濃縮され、α−Ｆｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下の集合組織を有する加工性に優れたＣｒ添加高耐食性鋼板が得られる。
以下、実施例により、本発明をさらに詳しく説明する。
母材となる鋼板の材質は表１、２の組成で残部はＦｅであり、不可避的不純物を含んでいた。この母材は、真空溶解によってインゴットを溶製し、それを熱間圧延し、その後冷間圧延によって所定の厚みに加工したものである。
熱間圧延では１０００℃に加熱した厚み２３０ｍｍのインゴットを所定の厚みまで薄肉化した。この熱延板から機械加工によって各種厚みの板材を切り出した後に、各種冷延率による冷間圧延で母材を得た。その結果、得られた母材の厚みは０．１ｍｍから１．５ｍｍの範囲であった。
得られた母材冷延板について組織を観察したところ、表１、２の成分系ではいずれも常温での主相はα−Ｆｅ相であった。α−γ変態を起こすＡ３点は測定の結果、成分Ａ〜Ｄでは表１に示す温度となった。成分Ｅ、成分ＦはＡ３点がなく、常温から高温までα単相であった。また、成分Ｇ〜ＪではＡ３点は表２に示す温度となった。成分ＫはＡ３点がなく、常温から高温までα単相であった。
母材となる鋼板の材質は表１、２の組成で残部はＦｅであり、不可避的不純物を含んでいた。この母材は、真空溶解によってインゴットを溶製し、それを熱間圧延し、その後冷間圧延によって所定の厚みに加工したものである。
熱間圧延では１０００℃に加熱した厚み２３０ｍｍのインゴットを所定の厚みまで薄肉化した。この熱延板から機械加工によって各種厚みの板材を切り出した後に、各種冷延率による冷間圧延で母材を得た。その結果、得られた母材の厚みは０．１ｍｍから１．５ｍｍの範囲であった。
得られた母材冷延板について組織を観察したところ、表１、２の成分系ではいずれも常温での主相はα−Ｆｅ相であった。α−γ変態を起こすＡ３点は測定の結果、成分Ａ〜Ｄでは表１に示す温度となった。成分Ｅ、成分ＦはＡ３点がなく、常温から高温までα単相であった。また、成分Ｇ〜ＪではＡ３点は表２に示す温度となった。成分ＫはＡ３点がなく、常温から高温までα単相であった。
各母材には、第二層として、スパッタ法で異なる厚みのＣｒ皮膜を形成させた。また、Ｃｒの皮膜の上に他元素の皮膜を形成する場合もスパッタ法で行った。Ｃｒの皮膜厚みは、スパッタ前後の重量変化から算出した。Ｃｒ以外の他元素の皮膜厚みもスパッタ前後の重量変化から算出した。
板厚の異なる各母材に皮膜を形成した後に、表２の昇温速度、保持時間、冷却速度で加熱冷却する熱処理を施した。
板厚の異なる各母材に皮膜を形成した後に、表２の昇温速度、保持時間、冷却速度で加熱冷却する熱処理を施した。
熱処理後の母材鋼板の板厚方向の断面をＥＰＭＡを用いて線分析を行い、鋼板の表面部の最大Ｃｒ濃度、及び他元素の皮膜を形成した場合には他元素の最大濃度を測定するとともに、Ｃｒ濃度が１３％以上の領域、あるいは、１０．５％以上かつ鋼板のＣｒ濃度超の領域の表面からの深さを測ることにより、Ｃｒ濃化部の深さを求めた。また、処理後の母材の相は、ＸＲＤ測定により、全ての条件でα相であることが確認された。
α−Ｆｅ相の鋼板面に対する｛２２２｝面集積度に関しては、試料表面に対して平行なＦｅのα結晶１１面｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値それぞれをランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２２２｝強度の比率を百分率で求めた。
成形性の評価は、絞り比２の円筒深絞り成形した後の耳高さで評価した。直径Ｄの円板から直径ｄの成型品の内径バンチで円筒絞りを行う時、Ｄ／ｄを絞り比という。耳高さが小さい場合、良好な成形時の面内異方性、耐肌荒れ性、耐リジング性が得ることができる。耳高さが１．５ｍｍ超であると、上記のいずれかの特性が劣るため、これを合格の上限とした。円筒深絞り成形の条件は、次のようにした。すなわち、ポンチ径：φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ブランク径φ１００ｍｍ、しわ押さえ力：１ｔｏｎ、摩擦係数：０．１１〜０．１３である。
耐食性は、塩乾式複合サイクル腐食試験ＣＣＴ（Cyclic Corrosion Test）で評価した。試験は、塩水噴霧（５％ＮａＣｌ水溶液噴霧状態、温度３５℃、３０分）→乾燥（６０℃、湿度３０％、６０分）→湿潤（４０℃、湿度９５％、１時間）を１００サイクル実施した条件である。評価は、１００サイクル後の鋼板表面を観察し、発錆の面積率を求め以下の基準で判定した。
発錆なし、即ち、皮膜残存率が１００％の場合を◎、５％未満の発錆率（９５％以上、１００％未満の皮膜残存率）の場合を○、５％以上、３０％未満の発錆率（７０％以上、９５％未満の皮膜残存率）を△、３０％以上の発錆率（７０％未満の皮膜残存率）を×とした。ここでは、皮膜残存率が１００％の場合◎、５％未満の発錆率（９５％以上、１００％未満の皮膜残存率）の場合○を合格とした。
発錆なし、即ち、皮膜残存率が１００％の場合を◎、５％未満の発錆率（９５％以上、１００％未満の皮膜残存率）の場合を○、５％以上、３０％未満の発錆率（７０％以上、９５％未満の皮膜残存率）を△、３０％以上の発錆率（７０％未満の皮膜残存率）を×とした。ここでは、皮膜残存率が１００％の場合◎、５％未満の発錆率（９５％以上、１００％未満の皮膜残存率）の場合○を合格とした。
結果を表３−１、２に示す。
比較例１〜４は、ＣＣＴの結果が合格であったが、α｛２２２｝面集積度が６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高かったため、十分な加工性が得られなかった。
比較例５〜７は、ＣＣＴの結果が不合格であり、α｛２２２｝面集積度が６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高かったため、十分な加工性も得られなかった。
実施例１〜３０及び実施例３７〜４０は、ＣＣＴの結果が合格であり、α｛２２２｝面集積度が６０％以上で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍ以下であったため、十分な加工性が得られた。実施例３４〜３６は、実施例３１〜３３よりもＣｒ濃化層深さが大きくなって、４０μｍを超えていたが、成形性の指標の耳高さ及び耐食性において、特性が飽和していた。
比較例１〜４は、ＣＣＴの結果が合格であったが、α｛２２２｝面集積度が６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高かったため、十分な加工性が得られなかった。
比較例５〜７は、ＣＣＴの結果が不合格であり、α｛２２２｝面集積度が６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高かったため、十分な加工性も得られなかった。
実施例１〜３０及び実施例３７〜４０は、ＣＣＴの結果が合格であり、α｛２２２｝面集積度が６０％以上で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍ以下であったため、十分な加工性が得られた。実施例３４〜３６は、実施例３１〜３３よりもＣｒ濃化層深さが大きくなって、４０μｍを超えていたが、成形性の指標の耳高さ及び耐食性において、特性が飽和していた。
本発明は、より少ないＣｒの使用で耐食性に優れ、加工性にも優れた鋼板を提供することができるので、産業上有効である。
Claims (8)
- Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成を有し、常温でα相である鋼板の表層に、Ｃｒ濃化部が鋼板表面から深さ０．１〜５０μｍの範囲にわたって形成されており、
前記Ｃｒ濃化部は、Ｃｒ濃度が１３質量％以上であり、
鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下であることを特徴とするＣｒ添加高耐食性鋼板。
ここで、｛２２２｝面集積度は、試料表面に対して平行なＦｅのα結晶１１面｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値それぞれをランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、｛２２２｝強度の比率を百分率で求めたものである。 - 前記鋼板が、更に、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有することを特徴とする請求項１に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板。
- Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成を有し、常温でα相である鋼板の表層に、Ｃｒ濃化部が鋼板表面から深さ０．１〜５０μｍの範囲にわたって形成されており、
前記Ｃｒ濃化部は、Ｃｒ濃度が１０．５質量％以上かつ鋼板のＣｒ濃度超であり、更にＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種以上のフェライト形成元素を含んでおり、
鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下であることを特徴とするＣｒ添加高耐食性鋼板。 - 前記鋼板が、更に、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有することを特徴とする請求項３に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板。
- Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱間圧延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒ皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒを鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、該熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする請求項１に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
- Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱間圧延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒ皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒを鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、該熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする請求項２に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
- Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱間圧延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒとＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１元素以上のフェライト形成元素からなる皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒと前記フェライト形成元素を鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、前記熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする請求項３に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
- Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満、Ｎｉを０．１質量％以上１質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼鋳片を熱間圧延し、圧下率５０％〜９５％の冷間圧延を行なって鋼板とし、該鋼板の片面あるいは両面にＣｒとＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１元素以上のフェライト形成元素からなる皮膜を形成した後、α−γ変態点温度以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理の加熱過程でＣｒと前記フェライト形成元素を鋼板内部に拡散させて、鋼板表層に前記Ｃｒ濃化部を形成するとともに、前記熱処理によって鋼板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下としたことを特徴とする請求項４に記載のＣｒ添加高耐食性鋼板の製造方法。
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