WO2005098067A1 - 成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Naoto Ono
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Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet excellent in formability and particularly suitable for use in an exhaust system member of an automobile requiring high-temperature strength and oxidation resistance, and a method for producing the same.
  • Cr needs to be added in an amount of 10% or more from the viewpoint of corrosion resistance. However, if it is added in an amount of more than 20%, the productivity deteriorates due to deterioration of toughness, and the material also deteriorates. Therefore, the range of Cr was set to 10 to 20%. Furthermore, from the viewpoint of ensuring oxidation resistance and high-temperature strength, 13 to 19% is desirable.
  • the content thereof is preferably as small as possible. Further, the addition of Si has an effect of promoting the formation of a green phase. Excessive addition increases the amount of rough grain formation, but leads to a decrease in r-value due to fine precipitation, so that an appropriate addition is effective.
  • the upper limit was set to 0.3% in consideration of the amount and size of Laffes grain precipitation in the manufacturing process.
  • the lower limit was set to 0.01% to ensure oxidation resistance. However, excessive reduction leads to an increase in precision cost, so the lower limit is preferably 0.05%. Furthermore, considering the material, the upper limit is preferably 0.25%.
  • the heat-resistant member which is a main use of the product of the present invention, is required to have excellent high-temperature characteristics
  • Cr, Nb, and Mo are added.
  • These sources The range of element is as described above, but the steel to which these elements are added is combined with the Nb-based precipitates (mainly) b carbonitride and the Lafes phase containing Nb, Mo, and Cr during the manufacturing process and use. A so-called intermetallic compound is precipitated. This precipitate precipitates at 950 ° C or lower, but in March of this year, the effect of this precipitate amount on the workability of the product sheet was carefully investigated.
  • the room-temperature elongation ′ in the rolling direction was measured by a tensile test (JI S13B). Furthermore, the high-temperature strength (proof stress) at 950 ° C was measured. For heat-resistant steel, if the normal growth is 35% or more and the high-temperature strength is 20MPa or more, strict press working and durability are satisfied.

Abstract

本発明は、成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供するもので、質量％で、Ｃ：0.001～0.010％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～1.0％、Ｐ：0.01～0.04％、Cr：10～20％、Ｎ：0.001～0.020％、Nb：0.3～1.0％、Mo：0.5～2.0％を含有する鋼において、総析出物が質量％にて0.05～0.60％以下である成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。製造過程における冷間圧延素材のNb系析出物が体積％にて0.15％以上0.6％以下、かつ直径が0.1μｍ以上１μｍ以下析出し、又は／かつ再結晶粒径が１μｍ以上40μｍ以下、かつ再結晶率が10～90％になるよう製造し、続いて冷間圧延、1010～1080℃で焼鈍することにより上記成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を製造する方法。

Description

明 細 書 成形性に優れるフェ ライ ト系ステンレス銅板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 特に高温強度や耐酸化性が必要な自動車の排気系部材 などの使用に最適な成形性に優れたフェライ ト系ステンレス鋼板お よびその製造方法に関するものである。 背景技術
自動車のェキゾース トマ-ホール ドゃマフラーなどの排気系部材 には、 高温強度や耐酸化性が要求され、 耐熱性に優れたフェライ ト 系ステンレス鋼が使用されている。 これらの部材は、 鋼板,からプレ ス加工によ り製造されるため、 素材鋼板のプレス成形性が求められ る。 一方、 使用環境温度も年々高温化しており、 Cr， Mo , Nbなどの 合金添加量を増加させて高温強度、 耐酸化性や熱疲労特性などを高 める必要が出てきた。 添加元素が増えると素材鋼板の加工性は単純 な製法では落ちてしまうため、 プレス成形できない場合があった。 加工性の指標は延性や深絞り性などの指標があるが、 上記の排気 部材の加工においては基本指標となる伸びと r値が重要となる。 r 値の向上には、 冷延圧下率を大きく とることが有効であるが、 上記 のような部材は比較的厚手材 （1. 5〜 2 mm程度） を素材と して用い るため、 冷延素材 ^さがある程度規制される現状の製造プロセスに おいては冷延圧下率を十分に確保できない。
この問題を解決するために、 高温特性を損なわず r値を向上させ るための成分や製造方法による工夫がなされてきた。
従来、 上記耐熱鋼と して使用されるフ ライ ト系ステンレス鋼板 の成形性向上には、 特開平 9—279312号公報のように成分調整によ るものが開示されているが、 これだ けでは冷延圧下率が比較的低い 厚手材においてプレス割れなどの問題があった。
特開 2002 - 30346号公報には、 熱延仕上開始温度、 終了温度およ び Nb含有量と熱延板焼鈍温度の関係 から最適な熱延板焼鈍温度を規 定しているが、 特に Nb系析出物に関与する他元素 （C， N, Cr， Mo など） の影響によっては、 これだけ では十分な加工性が得られない 場合があった。 また、 特開平 8— 199235号公報には、 熱延板を 650 〜 900°Cの範囲で 1〜 30時間時効処理をする方法が開示されている 。 これは、 Nb析出物を冷延前に析出 させることで再結晶を促進させ る技術思想であるが、 この方法でも 十分な加工性が得られない場合 があったり、 生産性が著しく落ちる 課題があった。 一般的に熱延鋼 板はコィル状に卷かれ、 次工程に供 されるが、 コィル状態.で時効処 理を施した場合にコイルの長手方向 （最外卷き部と最内卷き部） で 組織および製品化した際の加工性が著しく こ となり、 ばらつきが大 きくなることが判明した。 ' 発明の開示
本発明は、 既知技術の問題点を解決し、 成形性に優れたフ ライ ト系ステンレス鋼板を提供するこ と にある。
上記課題を解決するために、 本発 明者らはフェライ ト系ステンレ ス鋼板の成形性に関して、 成分およ び製造過程における組.織、 析出 物についての詳細 研究を行い、 以下に記載する発明を完成した。 上記課題を解決する本発明の要旨 は次のとおりである。
( 1 ) 質量0 /oで、 C ： 0.001〜0- 010%； Si ： 0.01〜0.3%、 Mn： 0 .01〜0.3%、 P ： 0.01-0.04%, N ： 0.001— 0.020%, Cr： 10〜20 %、 Nb : 0.3〜1.0%、 Mo ： 0.5〜2.0 %を含有し、 残部が Feおよび不 可避的不純物よ り成るフェライ ト系ステンレス銅板において、 総析 出物が質量％にて 0.05〜0·60%以下であることを特徴とする成形性 に優れたフェライ ト系ステンレス鋼板。
( 2 ) 質量0 /οで、 さ らに、 Ti ： 0.05〜Ο.20%、 A1 ： 0.005〜0.100 %、 B ： 0.0003〜0.0050%の 1種または 2種以上を含有することを 特徴とする （ 1 ) 記載の成形性に優れるフェライ ト系ステンレス鋼 板。
( 3 ) 質量0 /0で、 さ らに、 Cu : 0.2〜3- 0%、 W : 0.01〜： 1.0%、 S n： 0,01〜1.0%の 1種または 2種以上を 有することを特徴とする
( 1 ) または （ 2 ) 記載の成形性に優れるフヱライ ト系ステンレス 鋼板。
( 4 ) ( 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかの項 こ記載の成分組成を有する 冷間圧延素材を Nb系析出物が体積％にて O.15%以上 0.6%以下、 か つ直径が Ο.ΐμ ΐη以上 1 /z m以下となる う製造し、 続いて冷間圧 延、 1010〜1080°Cで焼鈍することを特徴とする成形性に優れたフェ ライ ト系ステンレス鋼板を製造する方法。
( 5 ) ( 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかの項に記載の成分組成を有する 冷間圧延素材を再結晶粒径が 1 μ m以上 40μ m以下、 かつ再結晶率 が 10〜90%になるように製造し、 続いて冷間圧延、 1010〜1080°Cで 焼鈍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 鋼板を製造する方法。
( 6 ) ( 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかの項 こ記載の成分組成を有する 冷間圧延素材を Nb系折出物が体積％にて O.15%以上 0.6%以下、 か つ直径が Ο.ΐμ πι以上 1 m以下、 かつ 結晶粒径が 1 m以上 40 μ πι以下、 かつ再結晶率が 10〜90%になるよ うに製造し、 続いて冷 間圧延、 1010〜1080°Cで焼鈍することを特徴とする成形性に優れた フェライ ト系ステンレス鋼板を製造する 法。 図面の簡単な説明
図 1 は、 製品板の析出量と伸びの 関係を示した図である。
図 2は、 700〜950°Cに加熱した際 に析出する Nb系析出物量と製品 板の r値の関係を示す図である。
図 3は、 冷延素材の Nb系析出物直径と製品板の r値の関係を示す 図である。
図 4は、 冷延素材の再結晶粒径、 再結晶率と r値、 Δ ι:値の関係 を示す図である。 発明を実施するための最良の実施形態
以下に本発明の限定理由について説明する。
Crは、 耐食性の観点から 10 %以上 の添加が必要であるが、 20 %超 の添加は靱性劣化により製造性が悪 く なる他、 材質も劣化する。 よ つて、 Crの範囲は 10〜20 %と した。 更に、 耐酸化性と高温強度の確 保という観点では 13〜： 19 %が望まし い。
Nbは、 固溶強化および析出強化の翻点から、 高温強度を向上のた めに必要な元素である。 また、 Cや Nを炭窒化物として固定し、 製 品板の耐食性や r値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役 害 ίもある。 その作用は、 0. 3 %以上で発現するため、 下限を 0. 3 %と した。 また、 本発明では冷延前の Nb系析出物 （Nb炭窒化物や Fe， Cr ， Nb , Moを主成分とする金属間化合物であるラーフェス相） を制御 して加工性を向上させるものであり 、 そのためには C， N .を固定す る以上の添加 Nb量が必要であるが、 その効果は 1. 0 %で飽和するた め上限を 1. 0 %と した。 更に、 製造コス トゃ製造性を考慮すると 0. 3 5〜0. 55 %が望ましい。 ·
Moは、 耐食性を向上させると とも に、 高温酸化を抑制するために 耐熱鋼と して必要な元素である。 ま た、 ラーフ ェス相生成元素でも あり、 これを制御して加工性を向上させるためには 0.5%以上が必 要である。 これは、 0.5%未満である と、 再結晶集合組織.を発達さ せるために必要なラーフェス相が析 せず、 製品板の再結晶集合組 織が発達しないためである。 また、 Moの固溶による高温強度確保を 考慮すると、 Moの下限を 0.5%と した。 但し、 過度な添加は靭性劣 化や伸びの低下をもたらすために、 _H限を 2.0%と した。 更に、 製 造コス トゃ製造性を考慮すると 1.0〜： 1.8%が望ましい。
Cは、 成形性と耐食性を劣化させるため、 その含有量は少ないほ ど良いため、 上限を 0.010%と した。 ィ旦し、 過度の低減は精鍊コス トの増加に繋がるため、 下限を 0.001 %と した。 更に、 製造コス ト と耐食性を考慮すると 0.002〜0.005½が望ましい。
Siは、 脱酸元素と して添加される湯合がある他、 耐酸化性の向上 をもたらすが、 固溶強化元素である め、 材質上その含有量は少な いほど良い。 また、 Siの添加はラーフ ヱス相生成を促進する作用が ある。 過度に添加するとラーフヱス ί目生成量が多くなるが、 微細析 出して r値の低下をもたらすため、 適度な添加が有効である。 本発 明では製造工程におけるラーフェス ί目析出量およびサイズを考慮し て、 上限を 0.3%とした。 一方、 耐酸化性確保のため、 下限を 0.01 %と した。 但'し、 過度の低減は精鍊コス ト の増加に繋がるため、 下 限は 0.05%が望ましい。 更に、 材質を考慮すると上限は 0.25%が望 ましい。
Μηは、 Si同様、 固溶強化元素であるため、 材質上その含有量は少 ないほど良いので、 .上限を 0.3%と し た。 一方、 スケール密着性確 保のため、 下限を 0.01%と した。 但し、 過度の低減は精鍊コス トの 増加に繋がるため、 下限は 0.10%が望ましい。 更に、 材質を考慮す ると上限は 0.25%が望ましい。
Pは、 Mnや Si同様に固溶強化元素であるため、 材質上その含有量 は少ないほど良いため、 上限は 0. 04%が望 ¾ しい。 但し、 過度の低 減は精鍊コス トの増加に繋がるため、 下限 0. 01 %が望ましい。 更 に、 製造コス トと耐食性を考盧すると 0. 015〜0. 025 %がさ らに望ま しい。
Nは、 Cと同様に成形性と耐食性を劣化さ せるため、 その含有量 は少ないほど良いため、 上限は 0. 020%とした。 但し、 過度の低下 は精鍊コス ト の増加に繋がるため、 下限を 0. 001 %と した。 更に、 製造コス ト と加工性及び耐食性を考慮する と 0. 004〜0. 010 %が望ま しい。
Tiは、 C， N， S と結合して耐食性、 耐 界腐食性、 深絞り性を 向上させるために必要に応じて添加する元秦である。 C， N固定作 用は 0. 05%から発現するため、 下限を 0. 05 %>と した。 また、 Nbと複 合添加することによ り、 長時間高温に曝さ た中での高温.強度を向 上させ、 耐酸化性ならびに耐熱疲労性の向 i ^にも寄与する。 但し、 過度な添加は、 製鋼過程の製造性ゃ冷延工程での疵の発生をもたら したり、 固溶 Tiの増加によ り材質が劣化する ため、 上限を 0. 20%と した。 更に、 製造コス トなどを考慮すると、 0. 07〜0. 15%が望まし レ、。
— A1は、 脱酸.元素と して添加される場合が り、 その作用は 0. 005 %から発現するため、 下限を 0. 005 %と した。 また、 0. 100%を超え る添加は、 伸びの低下、 溶接性および表面 ¾質の劣化、 耐酸化性の 劣化などをもたらすため、 上限'を 0. 10%と した。 更に、 精鍊コス ト を考慮する 0. 01〜 08%が望ましい。
Bは、 粒界に偏析することで製品の 2次カロェ性を向上させる元素 である。 この作用が発現するのは、 0. 0003 °/οからであるため、 下限 を 0. 0003 %と した。 但し、 過度な添加は加： C性、 耐食性の低下をも たらすため、 上限を 0. 0050 %と した。 更に、 コス トを考慮すると、 0.0005〜0.0010%が望ましい。
Cu, Wおよび Snは、 更に高温強度安定化の めに用途に応じて添 加すれば良く、 Cuは 0.2%以上、 W, Snは 0.01 以上添加すると高 温強度への寄与が発現する。 一方、 Cuは 3.0%超、 W, Snは 1.0%超 添加すると延性が著しく劣化する他、 表面疵 発生が生じる。 更に 、 製造コス トや製造性を考慮すると、 Cuは 0.5〜2.0%、 W, Snは 0. 1〜0.5%が望ましい。
本'発明の様に耐熱用途で使用される鋼は、 金添加量が比較的多 いため、 総析出物が一般鋼よ り も多く生成する 。 本発明では、 製品 板の総析出物含有量がプレス成形性に大きく景 響を与え、 質量％に て 0.60%以下とすることが有効であることを見出した。 図 1 に製品 板の析出量と伸びの関係を示す。 こ こで、 析 ¾量は 10%ァセチルァ セ トン + 1 %テ トラメチルアンモニゥムクロ テ ィ ド +メタノールを 用いて電解して総析出物を抽出し、 総析出物 質量％を求めた量で ある。 伸びは、 JISZ2241に従い、 圧延方向に弓 Γ張試験を行った時の 破断伸びである。 これより、 析出量が 0.5%以 の場合 35%以上 の伸びが得られており、 耐熱鋼板のプレス加： I において要求される 延性が得られる。 製品板の総析出量は、 成分と 製造過程の熱処理温 が影響する b 本発明の鋼成分範囲において 、 冷延板焼鈍温度を 1010°C以上とすれば良いが、 過度な高温焼鈍 結晶粒径の粗大化に 伴いプレス加工時に肌荒れや肌荒れ部からの疲断をもたらすため、
108Q°C以下が良い。 析出量の下限は低い程伸 が向上する.が、 過度 に低いと高温特性の劣化をもたらすため、 下 は 0.05%と した。 望 ましくは、 0.10〜 0.50%である。 - 次に製造工程における冷延素材組織について説明する。
本発明品の主な使用用途である耐熱部材の翻には高温特性に優れ ていることが要求されるため、 Cr, Nb, Moが添加される。 これら元 素の範囲については先述のとおり とするが、 これらが添加された鋼 は、 製造工程および使用中において Nb系析出物 （主に] b炭窒化物や Nb， Mo, Crを含有するラーフェス相と呼ばれる金属間ィ匕合物） が析 出する。 この析出物は 950°C以下で析出するが、 本発 3月においては この析出量が製品板の加工性に及ぼす影響を丹念に調查した。 図 3 に冷延素材を 700〜950°Cに加熱した際の Nb系析出物の析出量 （質量 %) と製品板の r値の関係を示す。 ここで、 析出量は抽出残渣分析 によ り析出している Nb量を求めた。 また、 平均 r値の評価は、 冷延 焼鈍板から JIS13号 B引張試験片を採取して圧延方向、 圧延方向と 4 5° 方向、 圧延方向と 90° 方向に 15%歪みを付与した後に （ 1 ) 式 および （ 2 ) 式を用いて平均 r値を算出した。
r =ln (W0/W) /In ( t。ノ t )' … （ 1 ) 式
ここで、 W。は引張前の板幅、 Wは引張後の板幅、 t 。は引張前の 板厚、 t は引張後の板厚である。
平均 1：値= ( r 0 + 2 r 45 + r 90) / 4 - ( 2 ) 式
こで、 r。は圧延方向の r値、 r 45は圧延方向と 45° 方向の r 値、. r 9。は圧延方向と直角方向の r値である。 図 2 よ り、 Nb系析出 物が 0.15%以上析出した場合に r値が 1.4以上となる。 該鋼の様な 耐熱鋼板に期待される r値は 1.4以上あれば良いため、 上記を発明 範囲とした。 また Nb析出物を 0.6%超にしても r値の劲果は飽和し 、 かつ材料の靭性を損なうので上限を 0.6%と した。 望ましい範囲 は 0.2から 0.6%である。
本発明では、 Nb系析出量のみならず、 析出物の大き さが r値に重 要であることを見出した。 即ち、 Nb析出量が多くても そ-れが微細に 析出した場合は、 冷延板焼鈍時の再結晶 · 粒成長過程 で母相の再結 晶 · 粒成長を阻害するため、 r値は向上しない。 図 3 に冷延素材に 存在する析出物直径と製品板の r値の関係を示す。 こ こで、 析出物 直径とは、 製品板の析出物について電子顕微鏡にて観察して形状を 測定した後、 円相当直径に換算したものである。 1O0個以上の析出 物の円相当直径を求め、 平均値を析出物径と した。 これよ り、 冷延 素材に存在する析出物直径が 0.1 μ m以上の場合に、 r値が 1.4以上 になっている。 しかし 1 μ mを超えると効果が飽禾口し、 かつ材料の 靭性を損なうため、 好ましい範囲は、 Ο.ΐμ πι以上 1 m以下であ る。 さ らに望ましい範囲は、 0.2μ πι以上、 0.6 μ in以下がよい。 上述した様に、 冷延素材は完全再結晶した素材力 用いられ、 その ために熱延および焼鈍条件が決定される。 しかし がら、 完全再結 晶組織を得ても再結晶粒径が粗大であれば、 期待 ~る r値は得られ にくい場合があることが判明した。 また、 該鋼が街用される耐熱部 材の加工においては、 r値のみならず r値の異方†生が小さいことが 要求される場合がある。 r値の異方性は△ rで定義ざれ、 この値が 大きいと加工品の形状が悪く なり、 歩留ま り低下等をもたらすため 、 該部品では△ rで 0.4以下が要求される特性であ る。 即ち、 該加 ェに対しては、 高 r値—低 Δ rが要汆され、 本発 0月では従来とは異 なる冷延素材組織が極めて有効であることを見出した。 図 4に冷延 素材の再結晶粒径、 再結晶率と製品板の r値、 Δ ιτ 値の関係を示す 。 'これよ り、 好ましい再結晶粒径範囲は 1 111以 40 111以下であ れば、 r値が 1.4以上となり、 更に再結晶率が 90%以下の場合に Δ r値が 0.4以下となることがわかる。 尚、 値は （ 3 ) 式を用い て求めた。 .
Δ r値 = ( r。十 r 9。） / 4— 2 r 45… ( 3 ) 式
これは、 冷延前組織を細粒化すると冷延中に粒界 ゝら 変形帯が導 入され易くなり、 冷延板焼鈍時に r値を向上させる再結晶集合組織 が形成され易くなると考えられる ώ また、 冷延前組織の再結晶率が 90%以下の場合、 熱延組織に起因した未再結晶組織部の方位が異方 性低減に優位に作用する。 再結晶率が過度に低いと製品の伸びの低 下をもたらすため、 望ましい再結晶率は 10〜90%とした。， 実施例
表 1、 表 3に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに铸 し、 スラブ を熱間圧延して 5 mm厚の熱延コイルと した。 その後、 一部の熱延コ ィルは熱延板焼鈍 '酸洗を施し、 一部の熱延コイルは酸洗処理のみ を施した後、 2 mm厚まで冷間圧延し、 連続焼鈍一酸洗を施して製品 板と した。 冷延板の焼鈍温度は、 1010〜1080°Cで 30〜120秒の保定 後空冷とした。 このよ うにして得られた製品板から、 試験片を採取 し、 先述した方法で r値と△ r値を測定した。 また、 引張試験 （JI S13号 B ) によ り圧延方向の常温伸び'を測定した。 更に、 950°Cにお ける高温強度 （耐力） を測定した。 耐熱鋼においては、 常渾伸びは 35%以上、 高温強度は 20MPa以上あれば、 厳しいプレス加工および 耐久性が満足される。
表 2、 表 4から明らかなよ うに、 本発明で規定する咸分組成を有 する鋼を本方法にて製造した場合、 比較例に比べて平均 r値、 常温 伸びが高く、 厶 rが低くなつており、 加工性に優れて 、るこ とがわ か'る。 また、 高温強度についても上記範囲を満足して ヽる。 ここで 、 冷延素材の Nb系析出物量、 大きさ、 再結晶粒径およひ'再結晶率に ついては、 鋼成分に応じて熱延板焼鈍条件を変化させて調整した。 鋼成分によっては、 熱延板焼鈍を施さなくても本発明載囲に入る場 合がある。 およびまた、 Cu, W， Snを添加すると高温弓虽度がよ り高 くなり、 耐熱部品の疲労寿命延長につながる。
なお、 スラブ厚さ、 熱延板厚などは適宜設計すれば哀く、 熱延板 焼鈍条件は冷延前の析出物および組織形態は本範囲に _ る条件を適 宜選択すれば良く、 成分によっては熱延板焼鈍を省略 しても構わな い。 また、 冷間圧延においては、 圧下率、 ロール粗度、 ロール径、 圧延油、 圧延パス回数、 圧延速度、 圧延温度などは適宜選択すれば 良い。 冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れる 2回冷延法を採用すれば 、 更に特性は向上する。 中間焼鈍と最終焼鈍は、 必要であれば水素 ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でも 大気中で焼鈍しても構わない。
Zl
Figure imgf000014_0001
0Zdf/X3d .90860/S00Z OAV 表 2
冷延板焼 熱延板焼鈍条件 冷延素材の 冷延素材の 冷延素材の 冷延素材の 製品板の 製品板の 製品板の 製品板の
鈍温度 Nb析出量 Nb系析出物 再結晶粒径 再結晶率 伸び 高温強度 温度。 C "直 Δ r値
No. °C 時間秒 (体積％) 直径 μ m μ m % % MPa
1 1050 950 60 0.32 0.20 16 16 1.5 0.1 35 21
2 1075 930 60 0.19 0.16 38 85 1.6 0.3 36 22
3 1050 900 50 0.23 0.15 32 89 1.6 0.3 37 21
4 1050 850 130 0.29 0.25 36 85 1.7 0.2 38 20
5 1030 無し 無し 0.38 0.16 23 30 1.6 0.2 38 22
6 1075 940 70 0.54 0.34 38 75 1.4 0.3 35 24
7 1075 850 3600 0.51 0.22 31 46 1.5 0.2 35 25
8 1010 830 36000 0.38 0.12 40 ' 79 1.6 0.2 39 25
9 . 1010 無し 無し 0.23 0.11 16 53 1.5 0.1 40 22
10 1030 800 9000 0.41 0.60 32 31 1.4 0.2 36 24
11 1070 900 120 0.46 0.25 28 56 1.6 0.2 38 25
12 1070 950 60 0.55 0.19 25 76 1.5 0.3 35 26
13 1070 750 36000 0.59 0.43 19 74 1.7 0.1 35 26
14 1070 950 60 0.43 0.34 37 85 1.5 0.4 35 . 27
15 1070 810 30 0.51 0.53 32 64 1.6 0.3 38 26
16 1070 750 3600 0.58 0.54 33 54 1.5 0.3 37 29
表 3
Figure imgf000016_0001
*本発明から外れているもの
表 4
Figure imgf000017_0001
*本発明から外れているもの
産業上の利用可能性
本発明によれば成形性に優れたフェライ ト 系ステンレス鋼板を新 規設備を必要とせず、 効率的に提供すること ができる。

Claims

1 . 貧量％で、 C ： 0.001〜0.010%、 Si : 0.01〜0.3%、 Mn： 0.0 1~0.3%, P : 0.01〜0.04%、 N ： 0.001—0.020%, Cr： 10〜20% 、 Nb： 0.3〜： 1.0%、 Mo ： 0.5〜2.0%を含有 し、 残部が Feおよび不可 避的不純物より成るフェ二ライ ト系ステンレス鋼板において、 総析出 物が質量％にて 0.05〜0.60%以下であるこ とを特徴とする成形性に 優れたフェライ ト系ステンレス鋼板。
の
2. 質量0 /0で、 さらに、 Ti ： 0.05〜0.200/o、 A1 ： 0.005〜0.100% 、 Β ： 0.0003〜0.0050%の 1種または 2種 上を含有することを特 困
徴とする請求項 1記載の成形性に優れるフ ェライ ト系ステンレス鋼 板。 -
3. 質量0 /0で、 さらに、 Cu : 0.2〜3.0%、 W : 0.01〜1.0%、 Sn
: 0.01〜： L0%の 1種または 2種以上を含有するこ とを特徼とする 請求項 1または 2記載の成形性に優れるフ エラィ ト系ステンレス鋼 板。
4. 請求項 1〜 3のいずれかの項に記載の成分組成を有する冷間 圧延素材を Nb系析出物が体積％にて 0.15% 上 0.6%以下、 かつ直 ίΐが O.l/z m以上 1 μ πι以下となるよ う製造し、 続いて冷間圧延、 1 010〜1080°Cで焼鈍することを特徴とする虎形性に優れたフェライ ト系ステンレス鋼板の製造方法。
5. 請求項 1〜 3のいずれかの項に記載の成分組成を有する冷間 圧延素材を再結晶粒径が 1 μ m以上 40/z m ^下、 かつ再結晶率が 10 〜90%になるように製造し、 続いて冷間圧诞、 1010〜1Q80°Cで焼鈍 するこ とを特徴とする成形性に優れたフエ ライ ト系ステンレス鋼板 の製造方法。
6. 請求項 1〜 3のいずれかの項に記載の成分組成を有する冷間 圧延素材を Nb系析出物が体積％にて 0.15%以 _b0.6%以下、 かつ直 径が 0.1 μ m以上 1 μ m以下、 かつ再結晶粒径が 1 μ m以,上 40 μ m 以下、 かつ再結晶率が 10〜90%になるように製造し、 続いて冷間圧 延、 1010〜1080°Cで焼鈍することを特徴とする成形性に優れたフェ ライ ト系ステンレス鋼板の製造方法。
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