JPWO2019065508A1 - フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

曲げ加工後の表面性状に優れるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．７０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０．０〜１８．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．０１〜０．４０％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、測定方法１で測定した平均結晶粒径の最大値と最小値の差が５０μｍ以下であり、測定方法２で測定した結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０以下であり、板厚が５．０ｍｍ以上であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板とする。

Description

本発明は、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に関する。特に、本発明は、曲げ加工後の表面性状に優れるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に関する。
フェライト系ステンレス鋼は、高価なＮｉを多く含むオーステナイト系ステンレス鋼より安価であることから、多くの用途に使用されている。例えば自動車部品のブラケットなどにステンレス鋼板が適用されている。ブラケット材には様々な部品がボルトおよび溶接などで取り付けられ、剛性確保の観点から板厚の厚いステンレス鋼が適用され、プレス加工により所定の形状の部材に成形されて使用される場合がある。しかしながら、プレス加工後の部材の表面に、筋状模様、しわ、肌荒れ、などが発生することがあるという外観上の問題がある。これまでも厚物ステンレス鋼板に関して、材質、曲げ加工性、および表面性状などについて種々の検討がなされている。
厚物に関する技術として、例えば特許文献１では、曲げ加工ではなく、せん断、打ち抜き加工される板厚５ｍｍ以上のフランジ用厚手フェライト系ステンレス鋼板の結晶方位を制御し、低温靱性を向上させる技術が開示されている。加工後の表面性状に関する技術として、例えば特許文献２では、鋼成分、析出物、結晶粒径を制御した冷延焼鈍板について、円筒深絞り加工後の加工肌荒れを低減する技術が開示されている。また特許文献３では、熱間圧延時のオーステナイト量を最適化することにより冷延焼鈍板について、均一に材料が変形する引張加工による２０％の歪付与後に優れたリジング性を確保する製造方法が開示されている。特許文献４では、フェライト相とマルテンサイト相の２相ないしマルテンサイト単相の高強度高靱性ステンレス鋼板の曲げ加工性に関する技術として、ＭｎＳ系介在物粒子の形態制御により曲げ頂点での割れ発生を抑制し、曲げ性を向上する技術が開示されている。曲げ加工後のしわ深さに関する技術として、特許文献５では、熱間圧延温度８００℃以下、後段３パスの摩擦係数を０．２以下、後段３パスの累積圧下率を５０％以上の、すなわち低温、低摩擦係数、後段強圧下で熱間圧延して得られる金属組織が未再結晶の加工歪が蓄積した圧延加工組織熱延鋼板（熱延板焼鈍工程なし）について板厚表層部の硬さと板厚中心部の硬さとの硬さの比を制御することにより、曲率半径２ｍｍとする９０°曲げ後、曲げ外側に発生するしわ深さを少なくする技術が開示されている。
特許第５９０８９３６号公報 特許第５３０７１７０号公報 特許第３２４１１１４号公報 特許第３５１０７８７号公報 特開２００１−１８１７９８号公報
従来のブラケットなどの厚物用途のフェライト系ステンレス鋼板では、プレス加工後において、良好な表面性状が得られない場合がある。上述のような用途においては、従来の特許文献１に開示の技術で対処することは難しく、曲げ加工後に優れた表面性状を確保できないことが懸念される。特許文献２に開示の技術、特許文献３または特許文献４に開示の技術でも対処することは難しく、曲げ加工後の表面性状の改善を検討していない。特許文献５に開示の技術でも、板厚の影響が大きい曲げ加工時、再結晶組織である厚物の熱延焼鈍板の曲げ加工後の表面性状向上に関する知見を得ることはできない。
本発明は、曲げ加工後の表面性状に優れるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法を提供しようとするものである。
本発明者らは、上記課題を解決するために、厚物用途のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の曲げ加工後の表面性状に関して、成分および製造過程における組織、板表面（圧延面）の詳細な検討を行った。その結果、例えば５．０ｍｍ以上の厚物のフェライト系ステンレス鋼板の熱延焼鈍板の曲げ加工後の表面性状向上に対しては、成分および製造方法を限定し、板厚方向の複数の観察位置で平均結晶粒径を測定したときの平均結晶粒径の最大値と最小値の差を低減し、かつ板厚方向の結晶粒の展伸度（＝結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さ）の最大値と最小値の差を低減し、均一な組織することが極めて有効であることを知見した。
本発明者らはさらに検討を重ね、本発明を完成した。本発明の要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．７０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０．０〜１８．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．０１〜０．４０％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、下記の測定方法１で測定した平均結晶粒径の最大値と最小値の差が５０μｍ以下であり、下記の測定方法２で測定した結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０以下であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
（測定方法１）
表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
そして、前記各観察位置において、観察範囲の面積／観察範囲に含まれる結晶粒の個数の平方根（（１８００×１０００／観察範囲に含まれる結晶粒の個数）１／２）を算出し、これを前記各観察位置における平均結晶粒径とし、その最大値と最小値の差を求める。
（測定方法２）
表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
そして、前記各観察位置において、結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さを算出し、これを前記各観察位置における展伸度とし、その最大値と最小値の差を求める。
ここで、前記結晶粒の圧延方向長さは、１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数であり、前記圧延方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で圧延方向に１８００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。前記結晶粒の板厚方向厚さは、１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数であり、前記板厚方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で板厚方向に１０００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。
［２］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種以上を含有する、［１］に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
［３］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｙ：０．０１〜０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１〜０．１０％、Ｓｎ：０．００１〜０．５００％およびＳｂ：０．００１〜０．５００％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］又は［２］に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法であって、圧延終了温度８００〜９５０℃で熱間圧延を行い熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、該熱間圧延工程後の熱延鋼板に対して、昇温速度５〜１００℃／時間で２００℃から７００〜９００℃の温度範囲の熱延板焼鈍温度まで加熱し、かつ、７００〜９００℃の温度範囲に１〜５０時間滞留する熱延板焼鈍を行う、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、曲げ加工後の表面性状に優れる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
まず、本発明においてフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の成分組成を上記した範囲に限定した理由について説明する。成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．００１〜０．０２５％
Ｃを過剰に含有すると、Ｃは、炭化物として不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出し、整粒な再結晶粒成長を阻害し展伸粒組織となる要因となり、曲げ加工後の表面性状を低下させる。Ｃ含有量は低いほど好ましく、本発明では、Ｃ含有量を０．０２５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。一方、過度のＣ含有量低減は製鋼コストが増加するため、Ｃ含有量の下限を０．００１％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
Ｓｉ：０．０５〜０．７０％
Ｓｉは鋼の脱酸に寄与するが、Ｓｉ含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない。よって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると鋼が硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。よってＳｉ含有量は０．７０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎは、組織微細化に寄与し、均一な組織を得る効果を有するが、Ｍｎ含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない。よって、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２５％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有するとＭｎＳが多量に形成し、耐食性に悪影響があるため、Ｍｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、粒界にＰが偏析したり、ＦｅＴｉＰなどとして不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出する。その結果、Ｐは、含有量が過剰になると、整粒な再結晶粒成長を阻害し展伸粒組織となる要因となり、曲げ加工後の表面性状を低下させる。このため、Ｐ含有量は低いほど好ましい。さらに、Ｐ含有量が過剰になると耐食性にも悪影響を及ぼすため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０４０％以下である。Ｐ含有量は低いほど好ましく、下限は特に規定しないが、過度のＰ含有量低減は製鋼コストが増加するため、Ｐ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＭｎＳ介在物を形成し、耐食性に悪影響を及ぼすため、Ｓの含有量は少ないほど好ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。Ｓ含有量は低いほど好ましく、下限は特に規定しないが、過度のＳ含有量低減は製鋼コストが増加するため、Ｓ含有量の下限を０．０００３％とすることが好ましい。
Ｃｒ：１０．０〜１８．０％
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。このような効果はＣｒ含有量１０．０％以上で得られるため、Ｃｒ含有量は１０．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１０．５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、伸びが顕著に低下する。よって、Ｃｒ含有量は１８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、１５．０％以下が好ましく、より好ましくは１３．０％以下である。
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
Ｎｉは、耐食性および靱性の向上に有用な元素である。この効果は、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることで得られる。一方で、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、曲げ性に悪影響を及ぼす。よって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として有用な元素である。この効果は、Ａｌ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌは、ＡｌＮなどＡｌ系介在物としてフェライト粒界に不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出する。その結果、Ａｌは、含有量が過剰な場合、整粒な再結晶粒成長を阻害し展伸粒組織となる要因となり、曲げ加工後の表面性状を低下させる。そこで、Ａｌ含有量の上限を０．１０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｎ：０．００１〜０．０２５％
ＮはＣｒ窒化物を形成し耐食性の低下の原因となるため、Ｎ含有量は低いほど好ましい。そこで、本発明では、Ｎ含有量を０．０２５％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。一方、Ｎ含有量の過度の低減は製鋼コストが増加するため、Ｎ含有量の下限を０．００１％とした。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。
Ｔｉ：０．０１〜０．４０％
Ｔｉは、炭窒化物形成元素であり、Ｃ、Ｎを固定し、鋭敏化に起因する耐食性の低下を抑制する。上記効果はＴｉを０．０１％以上含有すると発揮される。よって、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．４０％を超えると、Ｔｉは、炭化物として不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出し、整粒な再結晶粒成長を阻害し展伸粒組織となる要因となり、曲げ加工後の表面性状を低下させるため、Ｔｉ含有量の上限を０．４０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。
Ｃ、Ｐ、ＡｌおよびＴｉは析出物として鋼中に存在し、それぞれ過剰に含有すると、板厚方向の結晶粒の展伸度のばらつきに影響をおよぼす。展伸度のばらつきを生じる理由は以下のとおりと考えられる。板厚中心部より板厚表層部のほうが、熱延加熱時、熱延板焼鈍時に高温にさらされる時間が長く、板厚表層部では析出物が再溶解し、鋼板温度の低下にともない再析出する析出物が板厚中心部より多い。再析出した析出物は微細均一に存在するため、再結晶粒は整粒になりやすい。一方、板厚中心部では、板厚表層部より加熱昇温速度は遅いため低温の時間が長く、析出物の再溶解が少なく、未固溶の析出物が粗大に不均一に局所的に存在するため、再結晶粒は整粒になりにくい。したがって表層では、比較的、展伸度が小さくなるが、板厚中心部では整粒組織を得ることが困難となり、展伸度が大きくなり、結果として板厚方向の結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０より大きくなり、曲げ加工後の表面性状を低下させる。
以上が本発明の基本成分の組成であり、上記基本成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とすることができる。本発明ではさらに、任意成分として、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
Ｃｕは耐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＣｕを含有すると、鋼を硬質化して曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．０１〜１．００％とする。Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。また、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜１．００％
Ｍｏは耐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＭｏを含有すると、鋼を硬質化して曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を０．０１〜１．００％とする。Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。また、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
Ｃｏは耐隙間腐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＣｏを含有すると、鋼を硬質化して曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量を０．０１〜０．５０％とする。Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。また、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｙ：０．０１〜０．２０％およびＲＥＭ（希土類金属）：０．０１〜０．１０％、Ｓｎ：０．００１〜０．５００％およびＳｂ：０．００１〜０．５００％のうちから選んだ１種または２種以上を任意成分として含有することができる。
Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｖは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＶを含有すると、鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．０１〜０．１０％とする。Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。また、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％
Ｚｒは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＺｒを含有すると、鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量を０．０１〜０．１０％とする。Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。また、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＮｂを含有すると、鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量を０．０１〜０．１０％とする。Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。また、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素である。一方、過剰にＢを含有すると熱間加工性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．０００３〜０．００３０％とする。Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％
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。一方、過剰にＭｇを含有すると鋼の靱性が低下して製造性が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０００５〜０．００３０％とする。Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％
Ｃａは、熱間加工性を向上させる元素である。一方、過剰にＣａを含有すると鋼の靱性が低下して製造性が低下するとともに、さらに、ＣａＳの析出により耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０００３〜０．００３０％とする。Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｙ：０．０１〜０．２０％
Ｙは、溶鋼の粘度減少を減少させ、清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを含有するとその効果は飽和し、さらに、加工性が低下する。そのため、Ｙを含有する場合は、Ｙ含有量を０．０１〜０．２０％とする。Ｙを含有する場合、Ｙ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。また、Ｙを含有する場合、Ｙ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１〜０．１０％
ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの原子番号５７〜７１の元素）は、耐高温酸化性を向上させる元素である。一方、過剰にＲＥＭを含有するとその効果は飽和し、さらに、熱間圧延の際に表面欠陥が生じ、製造性が低下する。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．０１〜０．１０％とする。ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。また、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
Ｓｎ：０．００１〜０．５００％
Ｓｎは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｎを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量を０．００１〜０．５００％とする。Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。また、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．２００％以下である。
Ｓｂ：０．００１〜０．５００％
Ｓｂは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｂを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量を０．００１〜０．５００％とする。Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。また、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．２００％以下である。
また、上記任意成分の含有量が下限値未満の場合、その成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
曲げ加工では、曲げ中立軸から表層側に向かって引張歪は大きく、板厚の薄い材料より板厚の厚い材料のほうが板厚表層側で大きな引張歪が付与される。また板厚の薄い材料より板厚の厚い材料のほうが、表層から中心までの体積が大きく、曲げ加工時、板厚方向の組織の影響を強く受けるため、板厚５．０ｍｍ以上の厚物のフェライト系ステンレス鋼板の熱延焼鈍板の曲げ加工後の表面性状向上に対しては、組織の均一性を確保することが重要である。
フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の曲げ加工後の表面性状を向上するには、成分、かつ製造方法を限定し、板厚方向の平均結晶粒径の最大値と最小値の差を５０μｍ以下に低減し、板厚方向の結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差を５．０以下に低減し、板厚方向の結晶粒径のばらつき、かつ結晶粒径の形状のばらつきを低減し、板厚方向に均一な組織とすることが極めて有効であることを本発明者らは知見した。
平均結晶粒径の最大値と最小値の差
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、下記の測定方法１で測定した平均結晶粒径の最大値と最小値の差が５０μｍ以下である。上記差が５０μｍを超えると曲げ加工後に良好な表面性状が得られない。下限は特に限定されず上記差は０μｍでもよい。
（測定方法１）
表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
そして、前記各観察位置において、観察範囲の面積／観察範囲に含まれる結晶粒の個数の平方根（（１８００×１０００／観察範囲に含まれる結晶粒の個数）１／２）を算出し、これを前記各観察位置における平均結晶粒径とし、その最大値と最小値の差を求める。
結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、下記の測定方法２で測定した結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０以下である。上記差が５．０を超えると良好な表面性状が得られない。下限は特に限定されず上記差は０でもよい。
（測定方法２）
表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
そして、前記各観察位置において、結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さを算出し、これを前記各観察位置における展伸度（展伸度＝結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さ）とし、その最大値と最小値の差を求める。
ここで、前記結晶粒の圧延方向長さは、１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数（結晶粒の圧延方向長さ＝１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数）であり、前記圧延方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で圧延方向に１８００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。また、前記結晶粒の板厚方向厚さは、１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数（結晶粒の板厚方向厚さ＝１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数）であり、前記板厚方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で板厚方向に１０００μｍの長さの線を５本引き、前記５本の各線を横切る粒界の数の平均とする。
なお、測定方法１、測定方法２において、表面含む表層の観察位置における観察範囲（測定範囲）は、圧延方向１８００μｍ×表面から板厚方向（裏面方向）に１０００μｍの範囲であり、裏面含む表層の観察位置における観察範囲は、圧延方向１８００μｍ×裏面から板厚方向（表面方向）に１０００μｍの範囲であり、その他の観察位置における観察範囲は、圧延方向１８００μｍ×板厚各面の観察位置を中央とした板厚方向１０００μｍの範囲である。また、各観察位置における観察範囲の一部の領域が、他の観察位置の観察範囲に含まれてもよい。
また、測定方法１において、観察範囲に含まれる結晶粒の個数は、観察範囲に完全に含まれる結晶粒の個数（ｎ１）と、観察範囲に一部が含まれる結晶粒の個数（ｎ２）を手動で数え、ｎ１＋（１／２）×ｎ２として算出した。
また、測定方法２において、観察位置ごとに観察範囲内で圧延方向に１８００μｍの長さの線を５本引く際には、前記各線により観察範囲を板厚方向に６等分するように線を引き、また、観察位置ごとに観察範囲内で板厚方向に１０００μｍの長さの線を５本引く際には、前記各線により観察範囲を圧延方向に６等分するように線を引くようにする。
板厚：５．０ｍｍ以上
本発明は、厚物用途のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の曲げ加工後の表面性状を改善する発明である。「厚物」とは板厚が５．０ｍｍ以上であり、特に、板厚が７．０ｍｍ以上の場合に、効果が顕著である。板厚の上限は特に限定されないが、一例として２０．０ｍｍ以下である。
次に、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法について説明する。
まずは、上記した成分組成の鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、さらにＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法あるいはＡＯＤ法（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）等にて二次精錬を行う。その後連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材（スラブ）とする。このスラブを、１０５０〜１１５０℃で１〜２４時間加熱するか、あるいは高温のスラブを直接、熱間圧延工程に供する。熱間圧延工程において、圧延終了温度８００〜９５０℃の条件で、板厚５．０ｍｍ以上になるように熱間圧延する。こうして作製した熱延鋼板を、昇温速度５〜１００℃／時間で２００℃から７００〜９００℃の温度範囲の熱延板焼鈍温度まで加熱し、かつ、７００〜９００℃の温度範囲に１〜５０時間滞留する熱延板焼鈍を行う熱延板焼鈍工程に供する。熱延板焼鈍工程後には酸洗、表面研削を行い、スケールを除去する脱スケール処理を行ってもよい。スケールを除去した熱延焼鈍板にはスキンパス圧延を行ってもよい。
熱延板焼鈍後に所定のばらつきの少ない結晶粒径かつ結晶粒の展伸度を得るためには、圧延終了温度、熱延板焼鈍時の昇温速度、焼鈍温度および滞留時間を適切に制御することによって、圧延中に局所的に発生する不均一な回復、再結晶を極力抑制しつつ、圧延ひずみを効果的に鋼板全体に均一に付与し、鋼板全体均一に温度ムラなく加熱する必要がある。
圧延終了温度：８００〜９５０℃
熱延板焼鈍後に所定の結晶粒径かつ結晶粒の展伸度ばらつきの少ない組織を得るためには、圧延終了温度を適切に制御することによって、熱間圧延によって付与される圧延ひずみが回復によって解消されることを防ぎつつ、特に板厚表層部から板厚中心まで圧延ひずみを効果的に均一に付与し、十分な再結晶サイトを鋼板全体に均一に導入する必要がある。
圧延終了温度が９５０℃を超えると、圧延時の変形抵抗が低下することにともない、表層に圧延時のせん断変形によるせん断歪が導入されやすくなり板厚方向に均一に歪を付与することが困難となる。また、圧延によって付与したひずみの急速な回復や一部再結晶が生じて、板厚表層部から板厚中心まで圧延ひずみが効果的に均一に付与されず、次工程の熱延板焼鈍後における再結晶サイトが不足したり、または熱延板焼鈍でひずみの回復および再結晶のタイミングにばらつきが生じるため、熱延板焼鈍後に不均一な混粒組織となり、所定の結晶粒径かつ結晶粒の展伸度ばらつきの少ない組織を得ることができない。圧延終了温度は低いほうが好ましく、圧延終了温度を低くすることで、変形抵抗が高くなり、表層におけるせん断変形が起こりにくくなり、板厚方向に均一に歪が蓄積可能となり、次工程の熱延板焼鈍後に均一な再結晶組織が得られる。しかしながら、圧延終了温度を８００℃未満に過度に低温化すると、鋼板温度の低下に伴って圧延荷重が著しく上昇するため製造上好ましくなく、鋼板表面の肌荒れが発生して表面品質が低下する場合がある。そのため、板厚表層部から板厚中心まで全体の組織の均一性を確保するには、圧延終了温度は８００〜９５０℃の範囲とする。好ましくは、圧延終了温度は８２５〜９２５℃の範囲とする。より好ましくは、圧延終了温度は８５０〜９００℃の範囲とする。
昇温速度：５〜１００℃／時間
本発明では上記熱間圧延工程終了後、冷却された熱延鋼板に対して、熱延板焼鈍を行う。本発明では熱間圧延工程において板厚表層部から板厚中心まで効果的に均一に圧延ひずみを付与し、再結晶サイトを増加させることによって熱延板焼鈍における結晶粒径および結晶粒の展伸度においてばらつきの少ない均一組織化を促進させる。この効果を得るためには熱延板焼鈍工程において、加熱開始後、２００℃から７００〜９００℃の温度範囲の熱延板焼鈍温度（均熱温度）までの昇温速度を５〜１００℃／時間の範囲とする必要がある。前記熱延板焼鈍温度までの昇温速度が１００℃／時間を超えると、板厚表層部と板厚中心部での温度ムラが大きくなり、板厚方向で再結晶挙動が異なり、板厚表層では再結晶が十分進行し、微細整粒組織となるが、板厚中心部では入熱が不足し再結晶が不十分なため、部分的に回復または再結晶した粗大な展伸粒組織となり板厚方向に均一な所定の組織を得ることができない。一方、前記熱延板焼鈍温度までの昇温速度が５℃／時間より遅い場合、十分再結晶し、展伸粒はなくなり形状の均一化は可能となる。しかしながら、熱間圧延工程で析出した炭窒化物の一部が再固溶し、ピン止めサイトが消失したことにともない再結晶粒の一部が著しく粗大化し、熱延板焼鈍後に不均一な混粒組織となり、鋼板全体を均一微細な結晶粒径を有する組織とすることができない。また、生産性が低下するため前記昇温速度の下限は５℃／時間とする。好ましくは、前記昇温速度は１０〜５０℃／時間の範囲である。なお、本発明において、２００℃未満の領域での昇温速度は５〜１００℃／時間の範囲外であっても良い。これは２００℃未満の領域では組織におよぼす昇温速度の影響が小さいからである。
７００〜９００℃の温度範囲に１〜５０時間滞留
本発明では、熱延板焼鈍工程において、熱間圧延工程で形成させた圧延加工組織を再結晶させる。本発明では熱間圧延工程において板厚表層部から板厚中心まで効果的に均一に圧延ひずみを付与し、再結晶サイトを増加させることによって熱延板焼鈍における結晶粒径および結晶粒の展伸度においてばらつきの少ない均一組織化を促進させる。この効果を得るためには熱延鋼板を７００〜９００℃の温度範囲に滞留させる必要がある。滞留温度が７００℃未満では再結晶が不十分となり、板厚表層側では部分的に回復または再結晶した微細な整粒組織となるが、板厚中心部では再結晶が不十分な展伸粒組織となり結晶粒径および結晶粒の展伸度においてばらつきの少ない均一組織を得ることができない。一方、滞留温度が９００℃を超えると、十分再結晶し、展伸粒はなくなり形状の均一化は可能となる。一方で、熱間圧延工程で析出した炭窒化物の一部が再固溶し、ピン止めサイトが消失したことにともない再結晶粒の一部が著しく粗大化し、熱延板焼鈍後に不均一な混粒組織となり、鋼板全体を均一微細な結晶粒径を有する組織とすることができない。そのため、板厚表層部から板厚中心まで全体の組織の均一性を確保するには、熱延鋼板の滞留温度は７００〜９００℃の範囲とする。好ましくは、滞留温度は７５０〜８５０℃の範囲である。
また、板厚表層部から板厚中心まで全体の組織の均一性を確保するためには、熱延鋼板の滞留温度範囲に加えて、滞留する時間も重要であり、均一組織を得るためには熱延板焼鈍時の所定の滞留温度範囲での滞留時間を１〜５０時間とする必要がある。前記滞留時間が１時間より短いと、板厚表層部と板厚中心部での温度ムラが大きくなり、板厚方向で再結晶挙動が異なり、板厚表層では再結晶が十分進行し、微細整粒組織となるが、板厚中心部では入熱が不足し再結晶が不十分なため、部分的に回復または再結晶した粗大な展伸粒組織となり、板厚方向に均一な所定の組織を得ることができない。一方、前記滞留時間が５０時間を超えると十分再結晶し、展伸粒はなくなり形状の均一化は可能となる。一方、熱間圧延工程で析出した炭窒化物の一部が再固溶し、ピン止めサイトが消失したことにともない再結晶粒の一部が著しく粗大化、熱延板焼鈍後に不均一な混粒組織となり、鋼板全体が均一微細な結晶粒径を有する組織を得ることができない。好ましくは、前記滞留時間は５〜３０時間の範囲である。なお、均熱前の昇温中、均熱後の冷却中であっても、７００〜９００℃の温度範囲にある時間はこの滞留時間に含める。すなわち、熱延板焼鈍温度が７００〜９００℃の温度範囲の場合には、７００〜９００℃の温度範囲の滞留時間は、７００℃〜熱延板焼鈍温度までの昇温中の時間と、熱延板焼鈍温度での保持時間（均熱時間）と、熱延板焼鈍温度から７００℃までの降温中の時間を含む。また、熱延板焼鈍後の７００℃未満の冷却段階の冷却速度には制限を設けない。
熱間圧延および熱延板焼鈍時の温度は放射率０．８の放射温度計により非接触で測定した鋼板表面温度を用いている。
得られた熱延焼鈍鋼板には、必要に応じてショットブラストや酸洗による脱スケール処理を行ってもよい。さらに、表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施してもよい。また、本発明が提供する熱延焼鈍鋼板はその後、冷間圧延および冷延板焼鈍を行ってもよい。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、曲げ加工が施される使途に好適である。鋼板の板厚は５．０ｍｍ以上である。また、鋼板の板厚は、特に限定しないが、例えば２０．０ｍｍ以下とすることができ、１５．０ｍｍ以下とすることができる。
以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）になる鋼を、小型真空溶解炉で溶製し、５０ｋｇの鋼塊とした。これらの鋼塊に、表２に示す条件で熱間圧延を行った（熱間圧延工程）。熱間圧延時の鋼塊加熱温度は１１００℃、加熱保持時間は３０分とした。ついで、これらの熱延鋼板に対して表２に示す条件で熱延板焼鈍を施した（熱延板焼鈍工程）。
上記のようにして得られた各熱延焼鈍鋼板から試験片を採取し、組織および曲げ加工後の表面性状を評価した。
（１）組織評価
圧延方向が長手となるように板厚×１０ｍｍ×１５ｍｍの試験片を採取し、王水エッチングにより結晶粒界を現出させ、圧延方向に平行なＬ断面観察を実施した。板厚方向の観察位置は圧延面を含む表面表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、圧延面を含む裏面表層の９か所である。平均結晶粒径および結晶粒の展伸度を測定した観察範囲は圧延方向１８００μｍ、板厚方向１０００μｍの面積範囲である。平均結晶粒径は観察範囲の面積／観察範囲に含まれる結晶粒の個数の平方根、すなわち平均結晶粒径＝（１８００×１０００／観察範囲に含まれる結晶粒の個数）１／２として算出し、各観察位置の平均結晶粒径の最大値と最小値の差を求めている。結晶粒の展伸度は、観察範囲内で圧延方向に、１８００μｍの線を観察範囲を板厚方向に６等分するように５本引き、板厚方向に、１０００μｍの線を観察範囲を圧延方向に６等分するように５本引き、圧延方向に引いた前記５本の各線を横切る粒界の数の平均を圧延方向の平均粒界の数、板厚方向に引いた前記５本の各線を横切る粒界の数の平均を板厚方向の平均粒界の数とし、結晶粒の圧延方向長さ（１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数）と結晶粒の板厚方向厚さ（１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数）を求め、展伸度（結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さ）として算出し、各観察位置の展伸度の最大値と最小値の差を求めている。
（２）曲げ加工後の表面性状評価
曲げ試験はＪＩＳ２２４８：２００６金属材料曲げ試験方法に準拠し、押曲げ法にて行った。試験片寸法は板厚×４０ｍｍ×２００ｍｍ、圧延直角方向（Ｃ方向）が試験片長手である。曲げ半径は２０ｍｍ、曲げ角度は１２０°である。表面性状はＪＩＳ Ｂ ０６０１−２００１に準拠し、キーエンス製のワンショット３Ｄ測定マイクロスコープＶＲ−３１００を用い、曲げ稜線直角方向の粗度曲線を測定し、最大高さＲｚを求めた。測定長は２．０ｃｍ、測定場所は曲げ頂点を中心に±１．０ｃｍである。曲げ稜線直角方向の粗度曲線の最大高さＲｚが１００μｍ以下の場合を曲げ加工後の表面性状性良好「○」と判定した。最大高さＲｚが１００μｍ超えの場合を曲げ加工後の表面性状性不良「×」と判定した。結果を表２「曲げ加工後の表面性状」欄に示す。
表２に示すとおり、本発明鋼はいずれも優れた曲げ加工後の表面性状を有している。これに対し、本発明範囲外の比較鋼は曲げ加工後の表面性状が劣っていた。
Figure 2019065508
Figure 2019065508

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．００１〜０．０２５％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．７０％、
    Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｃｒ：１０．０〜１８．０％、
    Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
    Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
    Ｎ：０．００１〜０．０２５％、
    Ｔｉ：０．０１〜０．４０％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    下記の測定方法１で測定した平均結晶粒径の最大値と最小値の差が５０μｍ以下であり、
    下記の測定方法２で測定した結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０以下であり、板厚が５．０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
    （測定方法１）
    表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
    そして、前記各観察位置において、観察範囲の面積／観察範囲に含まれる結晶粒の個数の平方根（（１８００×１０００／観察範囲に含まれる結晶粒の個数）１／２）を算出し、これを前記各観察位置における平均結晶粒径とし、その最大値と最小値の差を求める。
    （測定方法２）
    表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
    そして、前記各観察位置において、結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さを算出し、これを前記各観察位置における展伸度とし、その最大値と最小値の差を求める。
    ここで、前記結晶粒の圧延方向長さは、１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数であり、前記圧延方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で圧延方向に１８００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。前記結晶粒の板厚方向厚さは、１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数であり、前記板厚方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で板厚方向に１０００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。
  2. 前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
    Ｃｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
  3. 前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．０１〜０．１０％、
    Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、
    Ｙ：０．０１〜０．２０％、
    ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１〜０．１０％、
    Ｓｎ：０．００１〜０．５００％
    およびＳｂ：０．００１〜０．５００％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
  4. 請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法であって、
    圧延終了温度８００〜９５０℃で熱間圧延を行い熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    該熱間圧延工程後の熱延鋼板に対して、昇温速度５〜１００℃／時間で２００℃から７００〜９００℃の温度範囲の熱延板焼鈍温度まで加熱し、かつ、７００〜９００℃の温度範囲に１〜５０時間滞留する熱延板焼鈍を行う熱延板焼鈍工程と、を有する、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
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