JP6602112B2

JP6602112B2 - 耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度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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Publication number: JP6602112B2
Application number: JP2015171474A
Authority: JP
Inventors: 正治秦野; 智彦盛田; 春樹有吉
Original assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2015-08-31
Filing date: 2015-08-31
Publication date: 2019-11-06
Anticipated expiration: 2035-08-31
Also published as: JP2017048417A

Description

本発明は、深絞り加工後の耐二次加工脆性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板に関し、深絞り加工後に熱処理が施される用途、例えばろう付けなどがその熱処理に該当し、特に電気ポット用途に好適である。

フェライト系ステンレス鋼は、厨房機器、家電製品、電子機器など幅広い分野で使用されている。近年、精錬技術の向上により極低炭素・窒素化，ＰやＳなど不純物元素の低減が可能となり、ＮｂやＴｉ等の安定化元素を添加して耐銹性と加工性を高めたフェライト系ステンレス鋼（以下、高純度フェライト系ステンレス鋼）は広範囲の用途へ適用されつつある。これは、高純度フェライト系ステンレス鋼が、原料価格変動の著しいＮｉを多量に含有するオ−ステナイト系ステンレス鋼よりも経済性に優れているためである。

高純度フェライト系ステンレス鋼板の二次加工脆性改善については、これまで種々の検討がなされている。例えば、特許文献１には、Ｃ：０．００３０％以下、Ｃｒ：９〜２５％、Ｔｉ：０．０７超〜０．１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００７０％、５×（Ｃ＋Ｎ）≦Ｔｉ≦０．１２＋｛４×Ｃ＋（２４／７）×Ｎ｝、必要に応じてＢ：０．０００３〜０．００５０％を添加することが開示されている。特許文献２では、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｒ：１１〜２３％、Ｎ：０．０４％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、１８≦Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）＋２×（Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ））≦６０を含有する深絞り性と耐二次加工脆性に優れるフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。また、特許文献３は、Ｃ：０．０１０％以下、Ｃｒ：９〜２５％、Ｔｉ＋Ｎｂ：０．６％以下かつ（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≧７、Ｍｇ：０．００５０％以下かつＭｇ≧０．０５×Ｐを満たすことを特徴とする深絞り成形後の耐二次加工脆性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板である。

上述した鋼は、Ｃ及びＮの過度な低減やＴｉ及びＮｂと微量元素としてＢ、Ｍｇの制御を特徴としている。０．００５０％以下へのＣの低減は、工業生産において製鋼能力を著しく阻害する。また、ＢはＣやＮと同様に浸入型固溶元素として作用し、耐二次加工脆性を向上させる一方で、加工性を低下させる弊害がある。Ｍｇは、脱酸元素として有効に作用するものの、鋼への歩留まりは極めて小さく、耐二次加工脆性を確保するための添加により製鋼工程に係る製造性を著しく損なう問題もある。

Ｔｉ及びＮｂとＢやＭｇの制御に依らず、二次加工性を改善する方法として、特許文献４には、１％超のＳｉ含有鋼においてＮｉ：０．２〜３％、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：３％以下を添加する耐摩耗性と二次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。また、特許文献５には、１％以上のＭｏ含有鋼においてＣｏ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％を添加してカップ成形後の縦割れ発生を抑制した耐二次加工性および高温疲労特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。これら鋼は、１％を超えるＳｉやＭｏを高合金化した高強度鋼であり、軟質かつ加工性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼の成分ならびに特性が全く異なるものである。

これまで発明者らは、省資源・経済性の観点から，ＣｒやＭｏなどの高合金化によらず、Ｓｎの微量添加により耐食性や加工性を改善した高純度フェライト系ステンレス鋼について開示している。特許文献６および７は、Ｃｒ：１３〜２２％，Ｓｎ：０．００１〜１％でＣ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐを低減し、必要に応じてＴｉやＮｂの安定化元素を添加した高純度フェライト系ステンレス鋼である。これら公報には、本発明の目的とする深絞り加工後の耐二次加工脆性に対する合金元素の作用効果については何ら検討されていない。

特開平８−２９６０００号公報特開２００３−２０１５４７号公報特許第３４７７１１３号公報特公昭６３−１４９３５８号公報特開２００２−８０９４３号公報特許第４６５１６８２号公報特許第４６２４４７３号公報

上述した通り、高純度フェライト系ステンレス鋼板の二次加工脆性改善についてＴｉ及びＮｂと微量元素としてＢ、Ｍｇの制御は有効であるものの、加工性や製造性に課題が残る。また、このような元素の制御ならびに高強度鋼で開示されたＳｉやＭｏ等の合金化が本発明の目的とする深絞り加工後にろう付け等の熱処理が施される場合に顕在化する二次加工脆性に対して有効に作用するか否かも不明である。
そこで本発明の目的は、微量元素やＳｉやＭｏ等の合金化によらず、深絞り加工後に熱処理が施されて顕在化する二次加工脆性を改善した省資源・経済性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板を提供することにある。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、高純度フェライト系ステンレス鋼板において、深絞り加工後の二次加工脆性に及ぼす熱処理の影響と二次加工脆性を改善する合金元素の作用効果について鋭意検討を行い，下記の新しい知見を得て本発明をなすに至った。

（ａ）深絞り加工後の二次加工脆性は、６００〜６５０℃への加熱と炉冷相当（３℃／分以下）の緩冷却により顕在化し、従来、深絞り加工後に二次加工脆性を生じなかった高純度フェライト系ステンレス鋼板においても脆性的な割れを誘発する場合がある。これら脆性的な割れは、深絞り加工品をハンマーで叩くあるいは落下させるなどの衝撃を与えると発生し、結晶粒界を起点として粒内へも伝播することによりマクロ的な縦割れに伸展する。電子顕微鏡の超高真空中で割れの起点となる結晶粒界を現出させて分析した結果、Ｐの粒界偏析が顕在化することを突き止め、Ｐの粒界偏析は結晶粒界の結合力を低下させて割れの起点を与えたものと考えられる。

（ｂ）上述した二次加工脆性の抑止には、０．０１％以下の過度なＰの低下に依らず、１％以下のＮｉやＣｕの単独及び複合添加が効果的である。これら元素は、６００〜６５０℃加熱後の冷却過程で生じるＰの粒界偏析を遅延させる作用を有するものと考えられる。同様な作用効果は、ＭｏやＳｎの添加においても見出され、ここでＳｎは、Ｎｉ、ＣｕあるいはＭｏとの複合した第２もしくは第３元素として添加することが好適である。

（ｃ）二次加工脆性の主因であるＰの粒界偏析は、微細なリン化合物を予め析出させることにより、上述した合金元素の作用効果と重畳して顕著に抑制できることを見出した。このようなリン化合物の制御は、仕上げ焼鈍後の金属組織を、６５０〜７５０℃にて５分超、３ｈ以下の範囲で温度保持することが効果的であることを新たに見出した。

（ｄ）上述した耐二次加工脆性と深絞り性の向上には、Ｐ、Ｓ、Ｎの低減と、Ｎｂ、Ｔｉの安定化元素に加えて、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏの微量元素を添加することも有効である。

上記（ａ）〜（ｄ）の知見に基づいて成された本発明の要旨は、以下の通りである。

（１）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：１３〜２３％、Ｎ：０．０３％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．１％以下、更に、Ｎｉ：１％以下及び／又はＣｕ：１％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つＮｉ及びＣｕの含有量が下記の式（１）を満たすことを特徴とする耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。
０．３＜Ｎｉ＋Ｃｕ≦１・・・式（１）

（２）さらに質量％にて、Ｍｏ：１％以下、Ｓｎ：０．５％以下を含み、且つＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ及びＳｎの含有量が下記の式（２）を満たすことを特徴とする（１）に記載の耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。
０．３＜Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｓｎ≦２・・・式（２）

（３）さらに質量％にて、Ｓｂ：０．２％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｇａ：０．００５％以下、Ｌａ：０．１％以下、Ｙ：０．１％以下、Ｈｆ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、１種または２種以上含有していることを特徴とする（１）または（２）に記載の耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。

（４）Ｐの抽出残さ量が０．０１質量％以上であり、析出しているリン化合物の長手方向の大きさが１μｍ以下であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。

（５）鋼板を破断した際に露出した結晶粒界表面において、全元素１００質量％換算に対してＰ濃度が３質量％以下であることを特徴とする（１）〜（４）のうちいずれかに記載の耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。

（６）総絞り比３．５〜４．０の円筒深絞り加工を行い、次いで６００〜６５０℃に加熱後、４００℃まで３℃／分以下の平均冷却速度で冷却した際の、結晶粒界のＰ濃度が３質量％以下であることを特徴とする（１）〜（４）のうちいずれかに記載の耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。

（７）深絞り成形後に熱処理が加えられる構造体に用いられることを特徴とする（１）〜（６）のうちいずれかに記載の高純度フェライト系ステンレス鋼板。

（８）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成分組成を有する高純度フェライト系ステンレス鋼を熱間鍛造あるいは熱間圧延により熱延鋼板とし、冷間圧延と焼鈍を繰り返す鋼板の製造方法において、８００℃より高温で仕上げ焼鈍し、その後、６５０〜７５０℃にて５分超、３時間以下の温度保持を行うことを特徴とする耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。

本発明によれば、過度なＰの低下ならびに微量元素やＳｉ及びＭｏ等の合金化によらず、深絞り加工後に熱処理が施されて顕在化する二次加工脆性を改善した省資源・経済性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板を得ることができるという顕著な効果を奏するものである。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ｉ）成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃは、加工性と耐食性を低下させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０３％とする。一方、Ｃは浸入型固溶元素であり、結晶粒界への偏析傾向も大きい元素であり結晶粒界の強化にも寄与する。従って、Ｃは本発明の目標とするＰの粒界偏析抑制に対しても効果的である。これらＣの作用効果を得るには下限を０．００１％とすることが好ましい。精錬コストも考慮した好ましい範囲は０．００３〜０．０１５％である。

Ｓｉは、脱酸元素として有効であり、耐酸化性を向上させる。一方、固溶強化元素として作用し、加工性の低下や本発明の目標とする耐二次加工脆性の低下を招くため、上限を１％とする。脱酸や耐酸化性を確保するために下限を０．０１％とすることが好ましい。好ましい範囲は、効果と製造性を考慮して０．０５〜０．５％である。

Ｍｎは、脱酸元素およびＳの固定で有効な元素である。一方、耐食性や耐酸化性の低下を招くため、上限を１％とする。脱酸やＳ固定の作用を確保するために下限を０．０１％とすることが好ましい。好ましい範囲は、効果と製造コストを考慮して０．０５〜０．５％である。

Ｐは、製造性や溶接性を阻害する元素であり、本発明の目標とする耐二次加工脆性の低下を招く主因であるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０３５％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００５％とする。好ましい範囲は、製造コストを考慮して０．０１〜０．０３％である。

Ｓは、結晶粒界に偏析し、熱間加工性や本発明の目標とする耐二次加工脆性の低下にも繋がるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．００３％とする。但し、過度の低減は原料及び精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００１とする。好ましい範囲は、脆化の抑制や製造コストを考慮して０．０００２〜０．００１５％である。

Ｃｒは、本発明の高純度フェライト系ステンレス鋼の基本元素であり、耐食性や耐熱性を確保するために必須の元素である。本発明の電気ポット用途を想定した耐食性や耐熱性を確保するために下限を１３％とする。上限は、加工性と製造性の観点から２３％とする。但し、ＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌ、ＳＵＳ４３６Ｊ１Ｌと比較した経済性から、好ましい範囲は１５〜１９％とする。性能と合金コストを考慮して、より好ましい範囲は、１６〜１８％である。

Ｎは、Ｃと同様に加工性と耐食性を低下させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０３％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とすることが好ましい。また、ＮはＣと同様に浸入型固溶元素であるものの、結晶粒界への偏析傾向は小さく、結晶粒界の強化に殆ど寄与せず、本発明の目標とする耐二次加工性の低下を招く。従って、好ましい範囲は、性能と製造コストを考慮して０．００５〜０．０１５％である。

Ｎｂ、Ｔｉは、Ｃ，Ｎを固定する安定化元素の作用により、加工性及び耐食性に加えて、本発明の目標とする耐二次加工脆化特性の改善にも有効な元素である。添加する場合は、それぞれその効果が発現する０．０１％以上とする。但し、過度な添加は合金コストの上昇や再結晶温度上昇に伴う製造性の低下に繋がるため、上限をそれぞれ０．５％とする。好ましい範囲は、効果と合金コストおよび製造性を考慮して、Ｎｂ、Ｔｉの１種または２種で０．０５〜０．５％とする。より好ましい範囲は０．１〜０．３％である。

Ａｌは、脱酸元素として極めて有効な元素である。一方、鋼の靭性や溶接性の低下を招くため、上限を０．１％とする。下限は、脱酸効果を考慮して０．００５％とすることが好ましい。好ましい範囲は、製造性と性能を考慮して０．０１〜０．０７％である。

Ｎｉ、Ｃｕは、耐食性に有効な元素であり、本発明の目標とする耐二次加工脆性を得るために不可欠な元素である。本発明の対象とする熱処理後のＰ偏析を遅延させて、耐二次加工脆性を得るには、後述するＭｏ及びＳｎを含有しない場合、以下の式（１）で示されるように、Ｎｉ、Ｃｕの単独あるいは複合添加で０．３％超とする。一方、過度の添加は、合金コストの上昇や材料強度の上昇による加工性の低下を招くため、それぞれ上限は単独あるいは複合添加で１％とする。単独あるいは複合添加で好ましい範囲は、性能と合金コストを考慮して、Ｎｉ＋Ｃｕ：０．４〜１．０％、より好ましくはＮｉ＋Ｃｕ：０．５〜１．０％である。
０．３＜Ｎｉ＋Ｃｕ≦１・・・式（１）

Ｍｏ、Ｓｎは、ＮｉやＣｕと同様に耐食性に加えて、本発明の目標とする耐二次加工脆性を得るために有効な元素であり、必要に応じて添加する。添加する場合は、それぞれの効果が発現するために、Ｍｏは０．１％以上、Ｓｎは０．０１％以上とする。但し、過度な添加は、合金コストの上昇と熱間加工及び冷間加工の製造性を阻害するため、それぞれ上限は、Ｍｏを１％、Ｓｎを０．５％することが好ましく、Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｓｎの上限は２％である。本発明において、Ｎｉ及び／或いはＣｕに加えて、Ｍｏ及びＳｎを更に添加する場合、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ及びＳｎの含有量が以下の式（２）を満たす範囲で添加する。
０．３＜Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｓｎ≦２・・・式（２）

尚、添加する場合の好ましい範囲は、性能及び製造性と合金コストを考慮して、Ｍｏは０．２〜０．８％、Ｓｎは０．０５〜０．２５％であり、Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｓｎ：０．４〜２．０％、より好ましくはＮｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｓｎ：０．５〜１．５％である。

Ｓｂ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏは、耐食性と本発明の目標とする耐二次加工脆化特性の改善にも有効な元素であり、必要に応じて添加する。添加する場合は、それぞれその効果が発現する０．０１％以上とする。過度な添加は合金コストの上昇や製造性の低下に繋がるため、上限を０．５％とする。尚、添加する場合の好ましい範囲は、性能及び製造性と合金コストを考慮して、Ｓｂは０．０１〜０．１％、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏは０．０２〜０．３％である。

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他、ＴｉＮの晶出核として作用する。ＴｉＮは凝固過程においてフェライト相の凝固核となり、ＴｉＮの晶出を促進させることで、凝固時にフェライト相を微細生成させることができる。凝固組織を微細化させることにより、製品のリジングやロ−ピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止できる他、加工性の向上をもたらすため必要に応じて添加する。添加する場合は、これら効果を発現する０．０００１％とする。但し、０．００５％を超えると製造性が劣化するため、上限を０．００５％とする。好ましくは、製造性を考慮して０．０００３〜０．００２％とする。

Ｂは、熱間加工性や２次加工脆化特性を向上させる元素であり、高純度フェライト系ステンレス鋼への添加は有効である。添加する場合は、これら効果を発現する０．０００３％以上とする。しかし、過度の添加は、伸びの低下をもたらすため、上限を０．００５％とする。好ましくは、材料コストや加工性を考慮して０．０００５〜０．００２％とする。

Ｃａ、Ｇａは、熱間加工性や鋼の清浄度を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。添加する場合は、これら効果を発現する０．０００３％以上とする。しかし、過度の添加は、製造性の低下やＣａＳなどの水溶性介在物による耐食性の低下に繋がるため、上限を０．００５％とする。好ましくは、製造性や耐酸化性を考慮して０．０００３〜０．００１５％とする。

Ｌａ、Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭは、熱間加工性や鋼の清浄度を向上させ、耐酸化性や熱間加工性を著しく向上させる効果を持つため、必要に応じて添加しても良い。添加する場合は、それぞれその効果が発現する０．００１％以上とする。しかし、過度の添加は、合金コストの上昇と製造性の低下に繋がるため、上限をそれぞれ０．１％とする。好ましくは、効果と経済性および製造性を考慮して、１種または２種以上で０．００１〜０．０５％とする。

（II）金属組織に関する限定理由を以下に説明する。
前記（Ｉ）項に記載の成分を有し、本発明の目標とする耐二次加工脆化特性を得るために、好適な金属組織の要件を規定したものである。

本発明の目標とする深絞り加工後に熱処理が施されて顕在化する二次加工脆性を改善するには、Ｐを予め化合物として析出させて鋼中の固溶Ｐを低減しておくことがＰの粒界偏析を遅延させるために有効である。そのために、ＦｅＴｉＰ等のリン化合物となって抽出されるＰの残さ量は０．０１質量％以上であることが好ましい。より好ましくは、０．０１５％以上であり、上限は規定するものでないが、添加量もしくはリン化合物の析出に要する熱処理条件を考慮して０．０３％であることが好ましい。

Ｐの残さ量は、定電流電解法により測定することができる。例えば、電解液は２０％サリチル酸カルシウム−０．５％サリイル酸−１％塩化リチウム−メタノール溶液とし、電流密度２０ｍＡ／ｃｍ^２で電解を行い、フィルターでろ過した後、抽出されたＰの残さ量は、高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）を光源とする発光分光分析法により、定量的に求めることができる。

上述したＰの残さ量とともに、リン化合物のサイズは、長手方向の大きさ（以下、「長辺」という。）が１μｍ以下であることが好ましい。長辺１μｍ超となるリン化合物は、結晶粒界へ析出した場合、割れの起点として作用する。従って、リン化合物のサイズは小さいほど良いため、好ましくは０．５μｍ以下、より好ましいサイズは０．１μｍ以下である。このような微細なリン化合物は、鋼中の固溶Ｐを低減し、結晶粒界へ析出した場合でも割れの起点としての作用よりも、結晶粒界へのＰ偏析を遅延する作用効果が大きく、結晶粒界を起点とする割れの回避に有効である。

結晶粒界を起点とする割れを回避するために、鋼板を破断した際に露出した結晶粒界表面における全元素を１００質量％としたときの、前記露出した結晶粒界表面におけるＰ元素濃度を質量％に換算した濃度は３質量％以下とする。このようなＰの粒界偏析は、深絞り加工後に６００〜６５０℃へ加熱後、４００℃までの平均冷却速度が３℃／分以下とすることで顕在化しやすい。Ｐの粒界偏析は、深絞り加工度が大きいほど促進し、実用的な深絞り限界に近い総絞り比３．５〜４で飽和する傾向にある。絞り比とは、深絞り加工に供する円板の直径÷深絞り加工を行うパンチの直径であり、総絞り比とは多工程の深絞り加工において、円板の直径÷最終工程のパンチの直径を意味する。深絞り加工度は、総絞り比の上昇により大きくなる。従って、本発明の目標とする耐二次加工脆性は、前記した総絞り比３．５〜４の深絞り加工を行い、次いで６００〜６５０℃に加熱後、３℃／分以下で冷却して得た加工品を破断した際、破断面に露出した結晶粒界におけるＰの粒界偏析を３％以下に抑制するものとする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。

（III）製造方法に関する限定理由を以下に説明する。
前記（Ｉ）項に記載の成分を有し、前記（II）項に記載した好適な金属組織を得るために好ましい製造方法を規定したものである。

本発明では、前記（Ｉ）項に記載の成分を満足すれば通常のプロセス条件で製造しても本発明の目標とする耐二次加工脆性を確保することも可能であるが、好適な金属組織の要件を満たすために、８００℃より高温で仕上げ焼鈍した後、６５０℃未満まで降温すること無く６５０〜７５０℃にて５分超温度保持する、あるいは、一旦６５０℃未満まで温度を下げる場合には６５０〜７５０℃における温度保持が合計で５分超、３ｈ以下になるように前記温度保持を行うことが好ましい。

仕上げ焼鈍を８００℃より高温とするのは、冷間加工後の鋼を再結晶させて加工性を確保するためである。焼鈍温度の過度な上昇は、結晶粒径が粗大化し、加工による肌荒れなど表面品位の低下に繋がる。好ましくは、焼鈍温度の上限を１０００℃とする。

仕上げ焼鈍をした後、６５０〜７５０℃の温度域で温度保持時間を５分超とするために冷却速度を調整する、あるいは６５０〜７５０℃へ再加熱して５分超、３ｈ以下保持しても構わない。７５０℃を超えると、長辺１μｍを超える粗大なリン化合物が析出しやすい、あるいは固溶Ｐの増加により耐二次加工脆性の低下を招く場合があるため、上限は７５０℃とする。６５０℃未満では、低温化に伴い固溶Ｐが増加するとともに、Ｐの粒界偏析が進行する。そのため、製造した鋼板を深絞り成形後に熱処理する際に、Ｐの粒界偏析を助長して耐二次加工脆性の低下に繋がるため、下限は６５０℃とする。

６５０〜７５０℃での温度保持時間は、好適な金属組織の要件を得るためには、５分超とする。温度保持時間の上限は、Ｐの粒界偏析とリン化合物の粗大化を抑制するために、高温仕上げ焼鈍後に６５０℃未満まで一旦冷却すること無く温度保持する場合は１ｈ以下、高温仕上げ焼鈍後に６５０℃未満まで一旦冷却した後、再加熱で温度保持する場合は、高温仕上げ焼鈍後に行う全ての温度保持の合計時間は３ｈ以下とする。
本発明の目標とする深絞り成形した鋼板のＰの粒界偏析を抑制するためは、深絞り成形前の鋼板において微細なリン化物析出させることが重要であり、焼鈍後に温度保持する場合には６５０℃以上、７００℃以下で５分超から１ｈ以下の範囲で前記温度保持を行う。また、一旦６５０℃未満に降温した後再加熱する場合には、６５０℃以上、７００℃以下での温度保持が合計で５分超から３ｈ以下の範囲、とすることが好適である。６５０〜７５０℃の温度範囲において、低温側の６５０〜７００℃において５分超保持することで、深絞り成形した鋼板のＰの粒界偏析を最も低減可能な微細なリン化物の析出形態とすることができる。

以下、本発明の実施例を説明する。

表１の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を溶製し、加熱温度１１５０〜１２５０℃の熱間圧延を行い、板厚４ｍｍの熱延鋼板Ａ〜Ｒ*を製造した。熱延鋼板Ａ〜Ｒ*を表２に示す条件にて焼鈍し、酸洗後に板厚０．６ｍｍまで冷間圧延し、９００〜９８０℃の仕上げ焼鈍と酸洗を行い、耐二次加工脆性の評価に供した。鋼の成分は、本発明で規定する範囲とそれ以外でも実施した。仕上げ焼鈍後の６５０〜７５０℃での温度保持は、本発明で規定する条件とそれ以外でも実施した。

耐二次加工脆性の評価は、以下の手順で実施した。先ず、上記の鋼板Ａ〜Ｒ*からそれぞれ直径８０ｍｍの円板（ブランク）を作製し、パンチ径：４０ｍｍ→３５ｍｍ→３０ｍｍ→２５ｍｍ→２２ｍｍの４段円筒深絞り試験（総絞り比：８０÷２２＝３．６４）を行って、内径２２ｍｍのカップ状の４段円筒深絞り品を作製した。前記４段円筒深絞り品は各鋼板Ａ〜Ｒ*からそれぞれ８個ずつ作製された。次いで、各鋼板Ａ〜Ｒ*につき作製された前記４段円筒深絞り品のうち４個を６００℃にて３０分加熱後炉冷し、残りの４個を６５０℃にて３０分加熱後炉冷とし、いずれも４００℃まで０．５〜１℃／分の平均冷却速度にて冷却した。その後、耐二次加工脆性は落重試験により評価した。落重試験は、重さ１００ｇの荷重を１ｍの高さから４段円筒深絞り品の開口側の上縁へ落下することにより行った。鋼板Ａ〜Ｒ*毎に作製され、６００℃或いは６５０℃にて加熱されたＮ個（Ｎ＝４）の深絞り品において、深絞り方向と平行な縦割れが１個でも発生した場合を「不合格」、縦割れが全く発生しなかったものを「合格」と判定した。評価は、６００℃と６５０℃の両者とも全く割れなかった場合を「◎」、前記加熱温度のうちいずれかの加熱温度の場合に全く割れなかった場合を「○」、両者の加熱温度の場合において１個でも割れた場合を「×」とした。本発明例は、「◎」及び「○」とし、比較例は「×」とする。

Ｐの残さ量は、当該Ｐの残さ量測定用の供試材を円筒深絞り品と同条件の熱処理を施して作製した後、００４２項に記載した条件で２０％サリチル酸カルシウム−０．５％サリイル酸−１％塩化リチウム−メタノール溶液を用いて、電流密度２０ｍＡ／ｃｍ^２にて定電流電解法を行い、ＩＣＰ分析により求めた。リン化合物のサイズは、定電流電解法により得られた抽出残さをＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察に供し、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光装置）でＰが検出されることを確認して測定した。結晶粒界のＰ濃度は、カップ状の円筒深絞り品の開口側の前記カップから４ｍｍ×２０ｍｍのＶノッチ付き分析試料を採取し、ＡＥＳ（オージェ電子分光装置）内で液体窒素冷却下にて破壊して破面を露出し、破面に露出した結晶粒界の濃化元素を測定した。ここで、ＡＥＳ装置内の破面出しは、１０^−４Ｐａ以下の真空度を確保した上で、分析試料は液体窒素（７７Ｋ）で冷却した上で行い、次いで濃化元素を定量分析した。

表２に各試験結果をまとめて示す。
表２から、試験番号１，４，５，７，１４は、本発明で規定する好ましい成分（Ｎｉ＋Ｃｕ量もしくはＮｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｓｎ量）と製造方法を全て満足する高純度フェライト系ステンレス鋼板である。これら鋼板は、本発明で規定する好適な金属組織の要件を全て満たし、深絞り品の評価で一切割れを発生せず、評価「◎」の優れた耐二次加工脆性が得られたものである。

試験番号８，９は、本発明で規定する成分と製造方法を満たし、微量元素であるＶ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ添加により、耐二次加工脆性の向上が認められたものである。これら鋼板は、本発明で規定する好適な金属組織の要件を全て満たし、深絞り品の評価で一切割れを発生せず、評価「◎」の優れた耐二次加工脆性が得られたものである。

試験番号２，１１，１２，１５，１６は、本発明で規定する成分と製造方法を満足する高純度フェライト径ステンレス鋼板である。これら鋼板は、６００℃あるいは６５０℃加熱後の炉冷において、片方の加熱・炉冷条件においては深絞り品に一切割れを発生せず、評価「○」の良好な耐二次加工脆性が得られたものである。

試験番号６，１０は、本発明で規定する好ましい成分（Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｓｎ量）や耐二次加工脆性に効果のある微量元素（Ｚｒ、Ｃｏ）を添加した高純度フェライト系ステンレス鋼板であって、仕上げ焼鈍後の６５０〜７５０℃の温度域における温度保持処理を省略して製造されたものである。これら鋼板は、本発明で規定する好ましい製造方法を必ずしも満たさないまでも、好適な金属組織を得ることも可能であり、耐二次加工脆性の評価「○」が得られたものである。

試験番号１７〜２２は、本発明で規定する成分から外れるものである。これら鋼板は、本発明で規定する好ましい製造方法を実施しても、本発明の目標とした耐二次加工性は得られず評価「×」となった。試験番号３及び１３は、本発明で規定する成分を満たすものの、好ましい成分から外れるものであり、本発明で規定する好ましい製造方法を実施しない場合に目標の特性に到達しなかったものである。これら鋼板は、本発明の目標とした耐二次加工性は得られず評価「×」となった。

本結果から、本発明の目標とした耐二次加工性を得るためには、本発明で規定する好ましい成分である「Ｎｉ＋Ｃｕ」もしくは「Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｓｎ」量の調整が重要である。更に、微量元素であるＶ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏの添加や本発明で規定する好ましい製造方法は、本発明で規定する成分において耐二次加工脆性の向上に有効である。

本発明によれば、過度なＰの低下ならびに微量元素としてＢ、Ｍｇの添加や１％超となるＳｉ及びＭｏ等の高合金化によらず、深絞り加工後に熱処理が施されて顕在化する二次加工脆性を改善した省資源・経済性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。本鋼板は、深絞り成形後に熱処理が施される構造体、例えばろう付けなどがその熱処理に該当する構造体、特に電気ポット等の筺体に好適に用いることができるである。

Claims

質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：１３〜２３％、Ｎ：０．０３％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．１％以下を含み、更に、Ｎｉ：１％以下及び／又はＣｕ：１％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つＮｉ及びＣｕの含有量が下記の式（１）を満たし、
Ｐの抽出残さ量が０．０１質量％以上であり、析出しているリン化合物の長手方向の大きさが１μｍ以下であることを特徴とする耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。
０．３＜Ｎｉ＋Ｃｕ≦１・・・式（１）
さらに質量％にて、Ｍｏ：１％以下、Ｓｎ：０．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ及びＳｎの含有量が下記の式（２）を満たすことを特徴とする請求項１に記載の耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。
０．３＜Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｓｎ≦２・・・式（２）
さらに質量％にて、Ｓｂ：０．２％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｇａ：０．００５％以下、Ｌａ：０．１％以下、Ｙ：０．１％以下、Ｈｆ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１または２に記載の耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。
鋼板を破断した際に露出した結晶粒界表面において、全元素１００質量％換算に対してＰ濃度が３質量％以下であることを特徴とする請求項１〜３のうちいずれか１項に記載の耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。
総絞り比３．５〜４．０の円筒深絞り加工を行い、次いで６００〜６５０℃に加熱後、４００℃まで３℃／分以下の平均冷却速度で冷却して得た加工品を破断した際の、破断面に露出した結晶粒界表面におけるＰ元素濃度が３質量％以下であることを特徴とする請求項１〜３のうちいずれか１項に記載の耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板。
深絞り成形後に熱処理が加えられる構造体用途に用いられることを特徴とする請求項１〜５のうちいずれか１項に記載の高純度フェライト系ステンレス鋼板。
請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する高純度フェライト系ステンレス鋼を熱間鍛造あるいは熱間圧延により熱延鋼板とし、冷間圧延と焼鈍を繰り返す鋼板の製造方法において、８００℃より高温で仕上げ焼鈍し、その後、６５０〜７５０℃で５分超、３時間以下の温度保持を行うことを特徴とする請求項１〜３のうちいずれか１項に記載する耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。