JPH11315353A - 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPH11315353A JPH11315353A JP12146898A JP12146898A JPH11315353A JP H11315353 A JPH11315353 A JP H11315353A JP 12146898 A JP12146898 A JP 12146898A JP 12146898 A JP12146898 A JP 12146898A JP H11315353 A JPH11315353 A JP H11315353A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐食性および成形性に優れたフェライト系ス
テンレス冷延鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Cr：10〜20％、Ｎ：0.005 〜
0.03％、Al：0.01％以下を含み、さらに、Nb：0.02〜0.
1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1％、Zr：0.01
〜 0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計
で0.2 ％以下含有する鋼素材を、熱間圧延、熱延板焼
鈍、冷間圧延を順次施し冷延板としたのち、焼鈍温度：
750 〜1000℃で焼鈍を行い、該焼鈍温度から20℃/s以上
の冷却速度で冷却し、球体近似したときの直径が１μm
以下の低温変態生成相を1.0 ×103 〜1.0 ×106 個／mm
3 分散させる。
テンレス冷延鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Cr：10〜20％、Ｎ：0.005 〜
0.03％、Al：0.01％以下を含み、さらに、Nb：0.02〜0.
1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1％、Zr：0.01
〜 0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計
で0.2 ％以下含有する鋼素材を、熱間圧延、熱延板焼
鈍、冷間圧延を順次施し冷延板としたのち、焼鈍温度：
750 〜1000℃で焼鈍を行い、該焼鈍温度から20℃/s以上
の冷却速度で冷却し、球体近似したときの直径が１μm
以下の低温変態生成相を1.0 ×103 〜1.0 ×106 個／mm
3 分散させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、フェライト系ステ
ンレス鋼板に係り、とくにフェライト系ステンレス冷延
鋼板の成形性の改善に関する。
ンレス鋼板に係り、とくにフェライト系ステンレス冷延
鋼板の成形性の改善に関する。
【０００２】
【従来の技術】SUS 430 に代表されるフェライト系ステ
ンレス鋼板は、加工性および耐食性に優れ長時間美しい
表面光沢を保持し続けることができ、さらにオーステナ
イト系ステンレス鋼板に比べ耐応力腐食割れ性に優れて
おり、しかも高価なNiを多量に含まない安価な鋼材であ
ることから、家電機器、厨房機器や建築内装品などに広
汎に使用されている。
ンレス鋼板は、加工性および耐食性に優れ長時間美しい
表面光沢を保持し続けることができ、さらにオーステナ
イト系ステンレス鋼板に比べ耐応力腐食割れ性に優れて
おり、しかも高価なNiを多量に含まない安価な鋼材であ
ることから、家電機器、厨房機器や建築内装品などに広
汎に使用されている。
【０００３】しかしながら、最近では、材料に対し厳し
い加工が行われる傾向にあり、フェライト系ステンレス
鋼板にも優れた加工性を有することが要求されている。
フェライト系ステンレス鋼板には、プレス加工時にスト
レッチャーストレインと呼ばれる局所的なしわが発生し
やすいという問題があった。ストレッチャーストレイン
は、引張試験の際にリューダース帯として試験片に観察
されるものである。
い加工が行われる傾向にあり、フェライト系ステンレス
鋼板にも優れた加工性を有することが要求されている。
フェライト系ステンレス鋼板には、プレス加工時にスト
レッチャーストレインと呼ばれる局所的なしわが発生し
やすいという問題があった。ストレッチャーストレイン
は、引張試験の際にリューダース帯として試験片に観察
されるものである。
【０００４】このリューダース帯の発生を抑制するに
は、降伏点伸びの低減を図ることが重要となる。このよ
うな観点からフェライト系ステンレス鋼板の加工性を改
善する検討がいくつかなされている。例えば、特開昭51
-59716号公報には、焼鈍後のフェライト系ステンレス鋼
板にロールによる曲げ塑性歪を加えて鋼板の表面層に微
小変形核をつくり降伏点および降伏点伸びを低下させた
後にスキンパス圧延を行う加工性の良いフェライト系ス
テンレス鋼板の製造方法が開示されている。しかしなが
ら、この方法では、鋼板の表面層に歪を導入するためベ
ンディングロール等の装置を必要とし、設備費の増加を
伴い経済的に不利となる。
は、降伏点伸びの低減を図ることが重要となる。このよ
うな観点からフェライト系ステンレス鋼板の加工性を改
善する検討がいくつかなされている。例えば、特開昭51
-59716号公報には、焼鈍後のフェライト系ステンレス鋼
板にロールによる曲げ塑性歪を加えて鋼板の表面層に微
小変形核をつくり降伏点および降伏点伸びを低下させた
後にスキンパス圧延を行う加工性の良いフェライト系ス
テンレス鋼板の製造方法が開示されている。しかしなが
ら、この方法では、鋼板の表面層に歪を導入するためベ
ンディングロール等の装置を必要とし、設備費の増加を
伴い経済的に不利となる。
【０００５】また、特開昭59−80753 号公報には、Ｃ：
0.08％以下、Si：0.70％以下、Mn：1.00％以下、Cr：15
〜20％、Ｎ：0.04〜0.12％を含有し、残部Feおよび不可
避的不純物とし、鋼中Ｎ含有量を高めストレッチャース
トレインの発生を防止したフェライト系ステンレス鋼板
が開示されている。しかし、鋼中Ｎ含有量を高めるの
は、鋼板を硬質化し、焼鈍時の耐鋭敏化性を低下させる
危険がある。
0.08％以下、Si：0.70％以下、Mn：1.00％以下、Cr：15
〜20％、Ｎ：0.04〜0.12％を含有し、残部Feおよび不可
避的不純物とし、鋼中Ｎ含有量を高めストレッチャース
トレインの発生を防止したフェライト系ステンレス鋼板
が開示されている。しかし、鋼中Ｎ含有量を高めるの
は、鋼板を硬質化し、焼鈍時の耐鋭敏化性を低下させる
危険がある。
【０００６】また、特開昭61-84329号公報には、熱延鋼
板を焼鈍酸洗工程、中間圧延工程および中間焼鈍、酸洗
工程を経て最終圧延工程の仕上げパスにおいて粗面ロー
ルを用いて圧延し帯板表面の平均粗度Ｒa を２μm 以上
としたのちに、最終焼鈍、酸洗するにあたり、中間焼
鈍、酸洗工程の焼鈍温度をＡc1点以上（Ａc1＋150 ℃）
以下として、ストレチャーストレインあるいは腰折れを
防止する塗装用フェライト系ステンレス鋼帯板の製造方
法が開示されている。しかしながら、この方法は、中間
焼鈍時にＡc1点以上の焼鈍を加えるとマルテンサイト相
の硬化・脆化により最終圧延工程での破断トラブル等が
発生する危険がある。さらにこの方法は、塗装用鋼板に
適用して好適であり、プレス成形等の美麗かつ平坦な表
面が要求される用途には成形時の肌荒れ、型かじり等の
点で不適である。
板を焼鈍酸洗工程、中間圧延工程および中間焼鈍、酸洗
工程を経て最終圧延工程の仕上げパスにおいて粗面ロー
ルを用いて圧延し帯板表面の平均粗度Ｒa を２μm 以上
としたのちに、最終焼鈍、酸洗するにあたり、中間焼
鈍、酸洗工程の焼鈍温度をＡc1点以上（Ａc1＋150 ℃）
以下として、ストレチャーストレインあるいは腰折れを
防止する塗装用フェライト系ステンレス鋼帯板の製造方
法が開示されている。しかしながら、この方法は、中間
焼鈍時にＡc1点以上の焼鈍を加えるとマルテンサイト相
の硬化・脆化により最終圧延工程での破断トラブル等が
発生する危険がある。さらにこの方法は、塗装用鋼板に
適用して好適であり、プレス成形等の美麗かつ平坦な表
面が要求される用途には成形時の肌荒れ、型かじり等の
点で不適である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した従
来技術の問題点を有利に解決し、ストレチャーストレイ
ンの発生を防止した、成形性に優れたフェライト系ステ
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。
来技術の問題点を有利に解決し、ストレチャーストレイ
ンの発生を防止した、成形性に優れたフェライト系ステ
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。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、フェライ
ト系ステンレス冷延鋼板の成形性を改善するために鋭意
検討した結果、冷延板焼鈍時に低温変態生成相を適正に
分散させることにより、成形性が格段に改善されること
を知見した。まず、本発明の基礎となった実験結果を説
明する。
ト系ステンレス冷延鋼板の成形性を改善するために鋭意
検討した結果、冷延板焼鈍時に低温変態生成相を適正に
分散させることにより、成形性が格段に改善されること
を知見した。まず、本発明の基礎となった実験結果を説
明する。
【０００９】Ｃ：0.06wt％、Cr：16.4wt％としてAl：0.
0005〜0.05wt％、Nb：0.0005〜0.2wt ％、Ｎ：0.001 〜
0.03wt％とAl、Nb、Ｎを変化させた鋼を真空溶解炉で溶
製し、50kg小型鋼塊とした。これら小型鋼塊から120mm
厚の試験片を切出し、1200℃に加熱後、熱間圧延して3.
5mm 厚の熱延板とした。さらに、これら熱延板に860℃
×８hrの焼鈍後徐冷する焼鈍徐冷処理を行ったのち、冷
間圧延を施し0.5mm 厚の冷延板とした。ついで、これら
冷延板に、仕上げ焼鈍を施し冷延焼鈍板とした。仕上げ
焼鈍条件として、830 ℃×20s の焼鈍後、３〜100 ℃/s
の範囲の冷却速度で冷却した。
0005〜0.05wt％、Nb：0.0005〜0.2wt ％、Ｎ：0.001 〜
0.03wt％とAl、Nb、Ｎを変化させた鋼を真空溶解炉で溶
製し、50kg小型鋼塊とした。これら小型鋼塊から120mm
厚の試験片を切出し、1200℃に加熱後、熱間圧延して3.
5mm 厚の熱延板とした。さらに、これら熱延板に860℃
×８hrの焼鈍後徐冷する焼鈍徐冷処理を行ったのち、冷
間圧延を施し0.5mm 厚の冷延板とした。ついで、これら
冷延板に、仕上げ焼鈍を施し冷延焼鈍板とした。仕上げ
焼鈍条件として、830 ℃×20s の焼鈍後、３〜100 ℃/s
の範囲の冷却速度で冷却した。
【００１０】これら冷延焼鈍板からJIS 13B 号試験片を
採取して、引張試験を実施し、降伏点伸びを測定した。
仕上げ焼鈍後の冷却速度と降伏点伸びの関係を図１に示
す。図１から、降伏点伸びは、焼鈍後の冷却速度を20℃
/s以上とすることにより著しく低下することがわかる。
また、これら冷延焼鈍板について組織観察を行った。
採取して、引張試験を実施し、降伏点伸びを測定した。
仕上げ焼鈍後の冷却速度と降伏点伸びの関係を図１に示
す。図１から、降伏点伸びは、焼鈍後の冷却速度を20℃
/s以上とすることにより著しく低下することがわかる。
また、これら冷延焼鈍板について組織観察を行った。
【００１１】これら冷延焼鈍板の組織は、フェライトと
低温変態生成相との２相混合組織であり、低温変態生成
相は、冷却速度の変化にしたがい分散度合いが変化して
いた。低温変態生成相のうち１μm 以上の大きさ（同一
体積の球体に換算した場合の直径）を有する相の密度Ｄ
（個／mm3 ）を測定した。低温変態生成相の密度Ｄと降
伏点伸びとの関係を図２に示す。
低温変態生成相との２相混合組織であり、低温変態生成
相は、冷却速度の変化にしたがい分散度合いが変化して
いた。低温変態生成相のうち１μm 以上の大きさ（同一
体積の球体に換算した場合の直径）を有する相の密度Ｄ
（個／mm3 ）を測定した。低温変態生成相の密度Ｄと降
伏点伸びとの関係を図２に示す。
【００１２】図２から、１μm 以上の大きさの低温変態
生成相の密度Ｄが1.0 ×103 個／mm 3 以上で降伏点伸び
が低下することがわかる。さらに、これら冷延焼鈍板か
ら採取した試験片について、塩水噴霧試験（ＳＳＴ試
験）を実施した。塩水噴霧試験は、試験片に30℃の５％
NaCl水溶液を４hr間噴霧し、試験片に発生した発錆点の
数を測定し、耐食性を評価した。評価はＡ〜Ｅの５段階
とし、発錆点が、Ａは100 個／ｍ2 以下、Ｂは100 超え
150 個／ｍ2 以下、Ｃは150 超え250 個／ｍ2 以下、Ｄ
は250 超え300 個／ｍ2 以下、Ｅは、300 個／ｍ2 超と
した。
生成相の密度Ｄが1.0 ×103 個／mm 3 以上で降伏点伸び
が低下することがわかる。さらに、これら冷延焼鈍板か
ら採取した試験片について、塩水噴霧試験（ＳＳＴ試
験）を実施した。塩水噴霧試験は、試験片に30℃の５％
NaCl水溶液を４hr間噴霧し、試験片に発生した発錆点の
数を測定し、耐食性を評価した。評価はＡ〜Ｅの５段階
とし、発錆点が、Ａは100 個／ｍ2 以下、Ｂは100 超え
150 個／ｍ2 以下、Ｃは150 超え250 個／ｍ2 以下、Ｄ
は250 超え300 個／ｍ2 以下、Ｅは、300 個／ｍ2 超と
した。
【００１３】１μm 以上の大きさの低温変態生成相の密
度Ｄと耐食性の関係を図３に示す。図３から、耐食性
は、低温変態生成相の密度Ｄが1.0 ×106 個／mm3 以上
と多くなると著しく低下することがわかる。本発明は上
記した知見に基づいて構成されたものである。すなわ
ち、本発明は、重量％で、Cr：10〜20％、Ｎ：0.005 〜
0.03％、Al：0.01％以下を含み、さらに、Nb：0.02〜0.
1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1％、Zr：0.01
〜 0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計
で0.2 ％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からな
る組成を有し、かつ球体近似したときの直径が１μm 以
上の低温変態生成相を1.0 ×103 〜1.0 ×106 個／mm3
分散させてなる組織を有す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冷延鋼板である。
度Ｄと耐食性の関係を図３に示す。図３から、耐食性
は、低温変態生成相の密度Ｄが1.0 ×106 個／mm3 以上
と多くなると著しく低下することがわかる。本発明は上
記した知見に基づいて構成されたものである。すなわ
ち、本発明は、重量％で、Cr：10〜20％、Ｎ：0.005 〜
0.03％、Al：0.01％以下を含み、さらに、Nb：0.02〜0.
1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1％、Zr：0.01
〜 0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計
で0.2 ％以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からな
る組成を有し、かつ球体近似したときの直径が１μm 以
上の低温変態生成相を1.0 ×103 〜1.0 ×106 個／mm3
分散させてなる組織を有す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冷延鋼板である。
【００１４】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.08％以
下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下、Cr：10〜20％、
Ｎ：0.005 〜0.03％、Al：0.01％以下、を含み、さら
に、Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜
0.1％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を合計で0.2 ％以下含有し残部Feおよび不可
避的不純物からなる組成を有し、かつ球体近似したとき
の直径が１μm 以下の低温変態生成相を1.0 ×103 〜1.
0 ×106 個／mm3 分散させてなる組織を有することを特
徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼
板であり、また、本発明では、前記組成に加えて、さら
に重量％で、Ni：1.0 ％以下を含有してもよい。
下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下、Cr：10〜20％、
Ｎ：0.005 〜0.03％、Al：0.01％以下、を含み、さら
に、Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜
0.1％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を合計で0.2 ％以下含有し残部Feおよび不可
避的不純物からなる組成を有し、かつ球体近似したとき
の直径が１μm 以下の低温変態生成相を1.0 ×103 〜1.
0 ×106 個／mm3 分散させてなる組織を有することを特
徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼
板であり、また、本発明では、前記組成に加えて、さら
に重量％で、Ni：1.0 ％以下を含有してもよい。
【００１５】また、本発明は、重量％で、Cr：10〜20
％、Ｎ：0.005 〜0.03％、Al：0.01％以下を含み、さら
に、Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜
0.1％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を合計で0.2 ％以下含有する組成を有する鋼
素材に、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延を順次施し冷
延板としたのち、焼鈍温度：750 〜1000℃で焼鈍を行
い、該焼鈍温度から20℃/s以上の冷却速度で冷却するこ
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
冷延鋼板の製造方法である。
％、Ｎ：0.005 〜0.03％、Al：0.01％以下を含み、さら
に、Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜
0.1％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を合計で0.2 ％以下含有する組成を有する鋼
素材に、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延を順次施し冷
延板としたのち、焼鈍温度：750 〜1000℃で焼鈍を行
い、該焼鈍温度から20℃/s以上の冷却速度で冷却するこ
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
冷延鋼板の製造方法である。
【００１６】また、本発明では、前記組成が、重量％
で、Ｃ：0.08％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以
下、Cr：10〜20％、Ｎ：0.005 〜0.03％、Al：0.01％以
下、を含み、さらに、Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜
0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1％、Zr：0.01〜 0.1％のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を合計で0.2 ％以下含有
し、あるいはさらにNi：1.0 ％以下を含有し残部Feおよ
び不可避的不純物からなる組成としてもよい。
で、Ｃ：0.08％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以
下、Cr：10〜20％、Ｎ：0.005 〜0.03％、Al：0.01％以
下、を含み、さらに、Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜
0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1％、Zr：0.01〜 0.1％のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を合計で0.2 ％以下含有
し、あるいはさらにNi：1.0 ％以下を含有し残部Feおよ
び不可避的不純物からなる組成としてもよい。
【００１７】
【発明の実施の形態】まず、鋼組成の限定理由について
説明する。 Cr：10〜20％ Crは、ステンレス鋼として耐食性を確保するために不可
欠な元素であり、Cr含有量が10％未満では、耐食性が不
足する。一方、Cr含有量が20％を超えると、冷間加工性
の低下を招く。このため、Crは10〜20％の範囲に限定し
た。なお、好ましくは、11〜19％である。
説明する。 Cr：10〜20％ Crは、ステンレス鋼として耐食性を確保するために不可
欠な元素であり、Cr含有量が10％未満では、耐食性が不
足する。一方、Cr含有量が20％を超えると、冷間加工性
の低下を招く。このため、Crは10〜20％の範囲に限定し
た。なお、好ましくは、11〜19％である。
【００１８】Ｎ：0.005 〜0.03％ Ｎは、ｒ値および伸び特性を低下させる元素であり、0.
03％を超えるとその影響が顕著となる。また、Ｎ含有量
が0.005 ％未満となると結晶粒の粗大化を招き、肌荒れ
を起こしやすい。このため、Ｎは0.005 〜0.03％の限定
した。なお、好ましくは、0.008 〜0.025 ％である。
03％を超えるとその影響が顕著となる。また、Ｎ含有量
が0.005 ％未満となると結晶粒の粗大化を招き、肌荒れ
を起こしやすい。このため、Ｎは0.005 〜0.03％の限定
した。なお、好ましくは、0.008 〜0.025 ％である。
【００１９】Al：0.01％以下 Alは、脱酸剤として有効な元素であるが、添加量が0.01
％を超えると、アルミナ系介在物が増加し耐錆性が劣化
するとともに、面疵発生率が増加し、外観美麗性が低下
する。このため、Alは意図的な添加を避け、不可避的な
混入も0.01％以下に限定する。
％を超えると、アルミナ系介在物が増加し耐錆性が劣化
するとともに、面疵発生率が増加し、外観美麗性が低下
する。このため、Alは意図的な添加を避け、不可避的な
混入も0.01％以下に限定する。
【００２０】Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、
Ｖ：0.02〜 0.1％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれ
た１種または２種以上を合計で0.2 ％以下Nb、Ti、Ｖ、
Zrは、いずれもプレス成形性に有害なＣ、Ｎを固定し炭
化物、あるいは窒化物として析出し、鋼板の軟質化、加
工性向上に有効な元素である。しかし、これらの効果を
得るためには、それぞれNb：0.02％以上、Ti：0.02％以
上、Ｖ：0.02％以上、Zr：0.01％以上の添加を必要とす
る。一方、Nb、Ti、Ｖ、Zrいずれもそれぞれが0.1 ％を
超えると、あるいは合計で0.2 ％を超えると、製造性が
低下し、コストの増加を招く。このため、それぞれ、N
b：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1
％、Zr：0.01〜 0.1％の範囲か、合計で0.2 ％以下に限
定した。なお、好ましくは、Nb、Ti、Ｖ、Zrいずれもそ
れぞれが0.08％以下、あるいは合計で0.2 ％以下であ
る。
Ｖ：0.02〜 0.1％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれ
た１種または２種以上を合計で0.2 ％以下Nb、Ti、Ｖ、
Zrは、いずれもプレス成形性に有害なＣ、Ｎを固定し炭
化物、あるいは窒化物として析出し、鋼板の軟質化、加
工性向上に有効な元素である。しかし、これらの効果を
得るためには、それぞれNb：0.02％以上、Ti：0.02％以
上、Ｖ：0.02％以上、Zr：0.01％以上の添加を必要とす
る。一方、Nb、Ti、Ｖ、Zrいずれもそれぞれが0.1 ％を
超えると、あるいは合計で0.2 ％を超えると、製造性が
低下し、コストの増加を招く。このため、それぞれ、N
b：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1
％、Zr：0.01〜 0.1％の範囲か、合計で0.2 ％以下に限
定した。なお、好ましくは、Nb、Ti、Ｖ、Zrいずれもそ
れぞれが0.08％以下、あるいは合計で0.2 ％以下であ
る。
【００２１】Ｃ：0.08％以下 Ｃは、フェライト系ステンレス鋼の耐食性、伸び特性、
ｒ値に大きく影響する元素であり、その含有量が0.08％
を超えると耐食性、伸び特性、ｒ値が顕著に劣化すると
ともに材料が硬質化する。このため、Ｃは0.08％以下に
限定するのが好ましい。
ｒ値に大きく影響する元素であり、その含有量が0.08％
を超えると耐食性、伸び特性、ｒ値が顕著に劣化すると
ともに材料が硬質化する。このため、Ｃは0.08％以下に
限定するのが好ましい。
【００２２】Si：1.0 ％以下 Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼を硬質化し伸
び特性を劣化させる元素である。Si含有量が1.0 ％を超
えると、伸び特性の劣化が著しく、加工性が劣化する。
このため、Siは1.0 ％以下とするのが好ましい。 Mn：1.0 ％以下 Mnは、脱酸剤として作用するとともに、鋼を硬質化し伸
び特性を劣化させる。さらにＳと結合し、MnS を形成す
るため、耐食性を劣化させる。Mn含有量が1.0％を超え
ると、加工性および耐食性の劣化が著しくなる。このた
め、Mnは1.0 ％以下とするのが好ましい。
び特性を劣化させる元素である。Si含有量が1.0 ％を超
えると、伸び特性の劣化が著しく、加工性が劣化する。
このため、Siは1.0 ％以下とするのが好ましい。 Mn：1.0 ％以下 Mnは、脱酸剤として作用するとともに、鋼を硬質化し伸
び特性を劣化させる。さらにＳと結合し、MnS を形成す
るため、耐食性を劣化させる。Mn含有量が1.0％を超え
ると、加工性および耐食性の劣化が著しくなる。このた
め、Mnは1.0 ％以下とするのが好ましい。
【００２３】Ni：1.0 ％以下 Niは、本発明のフェライト系ステンレス鋼板においては
耐食性を向上させるために添加してもよい。しかし、1.
0 ％を超えると伸び特性が劣化するため、添加する場合
には1.0 ％を上限とした。その他、残部はFeおよび不可
避的不純物である。
耐食性を向上させるために添加してもよい。しかし、1.
0 ％を超えると伸び特性が劣化するため、添加する場合
には1.0 ％を上限とした。その他、残部はFeおよび不可
避的不純物である。
【００２４】なお、Ｐ、Ｓは、加工性および耐食性を劣
化させるため、できるだけ低減するのが望ましいが、Ｐ
は、0.1 ％、Ｓは0.05％まで許容できる。ついで、フェ
ライト系ステンレス冷延鋼板の組織について説明する。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の組織は、フ
ェライト＋低温変態生成相の２相混合組織とする。低温
変態生成相としては、マルテンサイト相、高転位密度の
フェライトであるマッシブフェライト相あるいはＣ、Ｎ
を過飽和に固溶したフェライト等が好適である。
化させるため、できるだけ低減するのが望ましいが、Ｐ
は、0.1 ％、Ｓは0.05％まで許容できる。ついで、フェ
ライト系ステンレス冷延鋼板の組織について説明する。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の組織は、フ
ェライト＋低温変態生成相の２相混合組織とする。低温
変態生成相としては、マルテンサイト相、高転位密度の
フェライトであるマッシブフェライト相あるいはＣ、Ｎ
を過飽和に固溶したフェライト等が好適である。
【００２５】本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板
の組織は、球体近似したときの直径が１μm 以上の大き
さの上記した低温変態生成相を1.0 ×103 〜1.0 ×106
個／mm3 分散させた組織とする。本発明においては低温
変態生成相の大きさは、低温変態生成相の体積と同一の
体積を有する球体に近似し、その直径で表すものとす
る。
の組織は、球体近似したときの直径が１μm 以上の大き
さの上記した低温変態生成相を1.0 ×103 〜1.0 ×106
個／mm3 分散させた組織とする。本発明においては低温
変態生成相の大きさは、低温変態生成相の体積と同一の
体積を有する球体に近似し、その直径で表すものとす
る。
【００２６】球体近似したときの直径が１μm 以上の大
きさの低温変態生成相の個数が、1.0 ×103 個／mm3 以
上で降伏点伸びが著しく低減する。また、上記した低温
変態生成相の個数が、1.0 ×106 個／mm3 を超えると耐
食性が劣化する。このため、球体近似したときの直径が
１μm 以上の大きさの低温変態生成相の個数を1.0 ×10
3 〜1.0 ×106 個／mm3 の範囲に限定した。
きさの低温変態生成相の個数が、1.0 ×103 個／mm3 以
上で降伏点伸びが著しく低減する。また、上記した低温
変態生成相の個数が、1.0 ×106 個／mm3 を超えると耐
食性が劣化する。このため、球体近似したときの直径が
１μm 以上の大きさの低温変態生成相の個数を1.0 ×10
3 〜1.0 ×106 個／mm3 の範囲に限定した。
【００２７】低温変態生成相の大きさが、球体近似した
ときの直径で１μm 未満では、結晶全体の転位密度が低
くなるため降伏点伸びの低下に寄与しない。このような
ことから、低温変態生成相の大きさが、球体近似したと
きの直径で１μm 以上に限定した。つぎに、本発明鋼板
の製造方法について説明する。
ときの直径で１μm 未満では、結晶全体の転位密度が低
くなるため降伏点伸びの低下に寄与しない。このような
ことから、低温変態生成相の大きさが、球体近似したと
きの直径で１μm 以上に限定した。つぎに、本発明鋼板
の製造方法について説明する。
【００２８】上記した組成の鋼を、転炉、電気炉等公知
の溶製炉で溶製し、造塊法あるいは連続鋳造法で凝固さ
せ、鋼素材とする。鋼素材は、加熱され熱間圧延により
所定の厚さの熱延板とされる。なお、本発明では、熱間
圧延条件については、とくに限定されない。熱延板は、
ついで熱延板焼鈍を施され、好ましくは酸洗される。
の溶製炉で溶製し、造塊法あるいは連続鋳造法で凝固さ
せ、鋼素材とする。鋼素材は、加熱され熱間圧延により
所定の厚さの熱延板とされる。なお、本発明では、熱間
圧延条件については、とくに限定されない。熱延板は、
ついで熱延板焼鈍を施され、好ましくは酸洗される。
【００２９】熱延板焼鈍は、750 〜900 ℃に加熱後、10
℃/s程度の冷却速度で徐冷するか、あるいは900 〜1000
℃の温度で連続焼鈍してもよい。熱延板焼鈍を施された
熱延板は、ついで冷間圧延を施され冷延板とされ、つい
で仕上げ焼鈍を施され、冷延焼鈍板とされる。冷間圧延
は、累積圧下率50％以上の圧延とするのが好ましい。累
積圧下率が50％未満では、焼鈍後の組織が加工性に優れ
た組織とならない。
℃/s程度の冷却速度で徐冷するか、あるいは900 〜1000
℃の温度で連続焼鈍してもよい。熱延板焼鈍を施された
熱延板は、ついで冷間圧延を施され冷延板とされ、つい
で仕上げ焼鈍を施され、冷延焼鈍板とされる。冷間圧延
は、累積圧下率50％以上の圧延とするのが好ましい。累
積圧下率が50％未満では、焼鈍後の組織が加工性に優れ
た組織とならない。
【００３０】仕上げ焼鈍は、750 〜1000℃の温度範囲で
行うのものする。仕上げ焼鈍温度が750 ℃未満では、低
温変態生成相の形成が少なく、加工性の改善が望めな
い。一方、1000℃を超えると、組織が粗大化し靱性の劣
化や、肌荒れの発生および粒界腐食等が懸念される。こ
のため、仕上げ焼鈍温度は、750 〜1000℃の温度範囲に
限定した。
行うのものする。仕上げ焼鈍温度が750 ℃未満では、低
温変態生成相の形成が少なく、加工性の改善が望めな
い。一方、1000℃を超えると、組織が粗大化し靱性の劣
化や、肌荒れの発生および粒界腐食等が懸念される。こ
のため、仕上げ焼鈍温度は、750 〜1000℃の温度範囲に
限定した。
【００３１】仕上げ焼鈍後、冷延焼鈍板は、20℃/s以上
の冷却速度で、好ましくは200 ℃以下まで冷却される。
冷却速度が20℃/s未満では、降伏点伸びを低減できない
ため、20℃/sを下限とした。なお、冷却速度の上限は、
冷却設備の冷却能力に依存して決定される。なお、好ま
しい冷却速度の範囲は25〜150 ℃/sである。また、200
℃より高い温度で冷却を打ち切ると、低温変態生成相の
個数が少なく降伏点伸びの低減度合いが少ない。
の冷却速度で、好ましくは200 ℃以下まで冷却される。
冷却速度が20℃/s未満では、降伏点伸びを低減できない
ため、20℃/sを下限とした。なお、冷却速度の上限は、
冷却設備の冷却能力に依存して決定される。なお、好ま
しい冷却速度の範囲は25〜150 ℃/sである。また、200
℃より高い温度で冷却を打ち切ると、低温変態生成相の
個数が少なく降伏点伸びの低減度合いが少ない。
【００３２】
【実施例】表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳
造法で200mm 厚のスラブとした。これらスラブを1170℃
に加熱し熱間圧延により3.6mm 厚の熱延板とした。この
熱延板に860 ℃×８hrの焼鈍を施しその後10℃/hの冷却
速度で徐冷し熱延焼鈍板とした。この熱延焼鈍板に酸洗
を施したのち、冷間圧延を行い0.5mm 厚の冷延板とし
た。ついで、これら冷延板に、表２に示す条件の仕上げ
焼鈍を施し冷延焼鈍板とした。
造法で200mm 厚のスラブとした。これらスラブを1170℃
に加熱し熱間圧延により3.6mm 厚の熱延板とした。この
熱延板に860 ℃×８hrの焼鈍を施しその後10℃/hの冷却
速度で徐冷し熱延焼鈍板とした。この熱延焼鈍板に酸洗
を施したのち、冷間圧延を行い0.5mm 厚の冷延板とし
た。ついで、これら冷延板に、表２に示す条件の仕上げ
焼鈍を施し冷延焼鈍板とした。
【００３３】
【表１】
【００３４】これら冷延焼鈍板からJIS 13B 号試験片を
採取し引張試験を実施し、降伏点伸びを測定した。その
結果を表２に示す。また、これら冷延焼鈍板について、
50mmφの円筒型ポンチを用いて３段階の多段絞りを実施
し、ストレッチャーストレインの発生状況を調査した。
ストレッチャーストレインの発生なしを○、発生ありを
×とした。その結果を表２に示す。
採取し引張試験を実施し、降伏点伸びを測定した。その
結果を表２に示す。また、これら冷延焼鈍板について、
50mmφの円筒型ポンチを用いて３段階の多段絞りを実施
し、ストレッチャーストレインの発生状況を調査した。
ストレッチャーストレインの発生なしを○、発生ありを
×とした。その結果を表２に示す。
【００３５】また、これら冷延焼鈍板の組織を走査型電
子顕微鏡を用いて観察し、低温変態生成相の大きさと個
数を測定した。測定は、5000倍で各200 視野行い、低温
変態生成相の大きさと個数の平均値を求めた。それらの
結果を表２に併記する。さらに、これら冷延焼鈍板から
採取した試験片について、塩水噴霧試験（ＳＳＴ試験）
を実施した。その結果を表２に併記する。
子顕微鏡を用いて観察し、低温変態生成相の大きさと個
数を測定した。測定は、5000倍で各200 視野行い、低温
変態生成相の大きさと個数の平均値を求めた。それらの
結果を表２に併記する。さらに、これら冷延焼鈍板から
採取した試験片について、塩水噴霧試験（ＳＳＴ試験）
を実施した。その結果を表２に併記する。
【００３６】塩水噴霧試験は、試験片に30℃の５％NaCl
水溶液を４hr間噴霧し、発錆点の数を測定し、耐食性を
評価した。評価はＡ〜Ｅの５段階とし、発錆点が、Ａは
100個／ｍ2 以下、Ｂは100 超え150 個／ｍ2 以下、Ｃ
は150 超え250 個／ｍ2 以下、Ｄは250 超え300 個／ｍ
2 以下、Ｅは、300 個／ｍ2 超とした。
水溶液を４hr間噴霧し、発錆点の数を測定し、耐食性を
評価した。評価はＡ〜Ｅの５段階とし、発錆点が、Ａは
100個／ｍ2 以下、Ｂは100 超え150 個／ｍ2 以下、Ｃ
は150 超え250 個／ｍ2 以下、Ｄは250 超え300 個／ｍ
2 以下、Ｅは、300 個／ｍ2 超とした。
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】本発明例では、降伏点伸びが少なく、絞り
加工でのストレッチャーストレインの発生もない。しか
も塩水噴霧試験による発錆点も少なく耐食性も良好であ
る。これに対し、低温変態生成相の密度が本発明の範囲
を低く外れる比較例（鋼板No.1-5、No.2-4、No.2-5〜N
o.3-4、No.3-5、No.4-5、No.5-4〜No.6-5）では、降伏
点伸びが多く、ストレッチャーストレインが発生する。
一方、低温変態生成相の密度が本発明の範囲を高く外れ
る比較例（鋼板No.1-4、No.2-3、No.4-4）では、耐食性
が劣化している。
加工でのストレッチャーストレインの発生もない。しか
も塩水噴霧試験による発錆点も少なく耐食性も良好であ
る。これに対し、低温変態生成相の密度が本発明の範囲
を低く外れる比較例（鋼板No.1-5、No.2-4、No.2-5〜N
o.3-4、No.3-5、No.4-5、No.5-4〜No.6-5）では、降伏
点伸びが多く、ストレッチャーストレインが発生する。
一方、低温変態生成相の密度が本発明の範囲を高く外れ
る比較例（鋼板No.1-4、No.2-3、No.4-4）では、耐食性
が劣化している。
【００４０】
【発明の効果】本発明によれば、フェライト系ステンレ
ス冷延鋼板の成形性が改善され、厳しい加工が施される
使途にも利用できるなど、フェライト系ステンレス冷延
鋼板の用途が拡大し、産業上格段の効果を奏する。
ス冷延鋼板の成形性が改善され、厳しい加工が施される
使途にも利用できるなど、フェライト系ステンレス冷延
鋼板の用途が拡大し、産業上格段の効果を奏する。
【図１】降伏点伸びにおよぼす仕上げ焼鈍後の冷却速度
の影響を示すグラフである。
の影響を示すグラフである。
【図２】降伏点伸びにおよぼす直径１μm 以上の大きさ
の低温変態生成相密度の影響を示すグラフである。
の低温変態生成相密度の影響を示すグラフである。
【図３】耐食性におよぼす直径１μm 以上の大きさの低
温変態生成相密度の影響を示すグラフである。
温変態生成相密度の影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 宇城 工 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 佐藤 進 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 古澤 英哉 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社千葉製鉄所内
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Cr：10〜20％、 Ｎ：0.005 〜0.03％、 Al：0.01％以下 を含み、さらに、 Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1
％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれた１種または２
種以上を合計で0.2 ％以下含有し、かつ球体近似したと
きの直径が１μm 以下の低温変態生成相を1.0 ×103 〜
1.0 ×106 個／mm3 分散させてなる組織を有することを
特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延
鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：0.08％以下、 Si：1.0 ％以下 、 Mn：1.0 ％以下、 Cr：10〜20％ 、 Ｎ：0.005 〜0.03％、 Al：0.01％以下 、 を含み、さらに、 Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1
％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれた１種または２
種以上を合計で0.2 ％以下含有し、かつ球体近似したと
きの直径が１μm 以下の低温変態生成相を1.0 ×103 〜
1.0 ×106 個／mm3 分散させてなる組織を有することを
特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延
鋼板。 - 【請求項３】 前記組成に加えて、さらに重量％で、N
i：1.0 ％以下を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冷延鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、 Cr：10〜20％、 Ｎ：0.005 〜0.03％、 Al：0.01％以下 を含み、さらに、 Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1
％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれた１種または２
種以上を合計で0.2 ％以下含有する組成を有する鋼素材
に、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延を順次施し冷延板
としたのち、焼鈍温度：750 〜1000℃で焼鈍を行い、該
焼鈍温度から20℃/s以上の冷却速度で冷却することを特
徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼
板の製造方法。 - 【請求項５】 前記組成が、重量％で、 Ｃ：0.08％以下、 Si：1.0 ％以下 、 Mn：1.0 ％以下、 Cr：10〜20％ 、 Ｎ：0.005 〜0.03％、 Al：0.01％以下 、 を含み、さらに、 Nb：0.02〜0.1 ％、Ti：0.02〜 0.1％、Ｖ：0.02〜 0.1
％、Zr：0.01〜 0.1％のうちから選ばれた１種または２
種以上を合計で0.2 ％以下含有し、あるいはさらにNi：
1.0 ％以下を含有する組成であることを特徴とする請求
項４に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12146898A JP3709709B2 (ja) | 1998-04-30 | 1998-04-30 | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12146898A JP3709709B2 (ja) | 1998-04-30 | 1998-04-30 | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11315353A true JPH11315353A (ja) | 1999-11-16 |
| JP3709709B2 JP3709709B2 (ja) | 2005-10-26 |
Family
ID=14811904
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12146898A Expired - Fee Related JP3709709B2 (ja) | 1998-04-30 | 1998-04-30 | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3709709B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100435457B1 (ko) * | 1999-12-09 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 성형성 및 리찡 저항성이 우수한 페라이트계스테인레스강의 제조방법 |
| JP2008291282A (ja) * | 2007-05-22 | 2008-12-04 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法 |
| JPWO2021205876A1 (ja) * | 2020-04-10 | 2021-10-14 | ||
| EP3851552A4 (en) * | 2018-10-23 | 2021-11-03 | Posco | HIGH STRENGTH FERRITIC STAINLESS STEEL FOR CLAMP AND ITS PRODUCTION PROCESS |
-
1998
- 1998-04-30 JP JP12146898A patent/JP3709709B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100435457B1 (ko) * | 1999-12-09 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 성형성 및 리찡 저항성이 우수한 페라이트계스테인레스강의 제조방법 |
| JP2008291282A (ja) * | 2007-05-22 | 2008-12-04 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法 |
| EP3851552A4 (en) * | 2018-10-23 | 2021-11-03 | Posco | HIGH STRENGTH FERRITIC STAINLESS STEEL FOR CLAMP AND ITS PRODUCTION PROCESS |
| JPWO2021205876A1 (ja) * | 2020-04-10 | 2021-10-14 | ||
| WO2021205876A1 (ja) * | 2020-04-10 | 2021-10-14 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
| CN115244207A (zh) * | 2020-04-10 | 2022-10-25 | 日铁不锈钢株式会社 | 铁素体类不锈钢及铁素体类不锈钢的制造方法 |
| CN115244207B (zh) * | 2020-04-10 | 2023-09-19 | 日铁不锈钢株式会社 | 铁素体类不锈钢及铁素体类不锈钢的制造方法 |
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|---|---|
| JP3709709B2 (ja) | 2005-10-26 |
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