(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：0.03％以下、                    Ｎ：0.05％以下、
Mn：1％以下、                       Cr：13〜20％、
Al：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ平均粒径0.6μm以上の大きさのCr炭窒化物がフェライト粒内にフェライト粒１個当たり20個以下分散したフェライト単一組織を有することを特徴とするプレス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】
前記組成を、mass％で、
Ｃ：0.03％以下、                     Ｎ：0.05％以下、
Mn：1％以下、                        Cr：13〜20％、
Al：0.01％以下
を含み、さらに、
Si：0.4％以下、                      Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.010％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することを特徴とする請求項1に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
【請求項３】
ステンレス鋼素材に、熱間圧延工程と、熱延板焼鈍および酸洗処理とからなる熱延板焼鈍工程と、冷間圧延工程と、冷延板焼鈍工程とを施しステンレス冷延鋼板とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法において、前記ステンレス鋼素材をmass％で、
Ｃ：0.03％以下、                     Ｎ：0.05％以下、
Mn：1％以下、                        Cr：13〜20％、
Al：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程を、1000℃以上に加熱し、900℃以上の温度で熱間圧延を終了し熱延板としたのち、該熱延板を巻取温度：650〜850℃で巻取る工程とし、前記熱延板焼鈍処理工程を焼鈍温度：800℃以上とする熱延板焼鈍処理を行う工程とし、前記冷延工程を冷間圧下率：90％以下の冷間圧延を施し冷延板とする工程とし、前記冷延板焼鈍工程を、該冷延板に焼鈍温度：800〜900℃とする連続焼鈍を施す工程とすることを特徴とするプレス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４】
前記組成を、mass％で、
Ｃ：0.03％以下、                     Ｎ：0.05％以下、
Mn：1％以下、                        Cr：13〜20％、
Al：0.01％以下
を含み、さらに、
Si：0.4％以下、                      Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.010％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することを特徴とする請求項３に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、フェライト系ステンレス冷延鋼板に係り、とくにプレス成形性に影響する伸び特性の向上に関する。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れ、かつ安価であることから、建築物外装材、厨房器具、化学プラント等、広い範囲の用途に用いられている。従来、これらの用途ではフェライト系ステンレス鋼板には耐食性に優れることのみが要求され、プレス成形性に優れることまでの要求はなかった。しかし、近年、これらの用途でも、薄鋼板から複雑な三次元形状にプレス成形される場合が多くなり、フェライト系ステンレス鋼板にもプレス成形性に優れることが強く要望されるようになってきた。
【０００３】
このような要望に対し、例えば特許文献１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％（但し、Ｃ＋Ｎ：0.08〜0.15％）を含有し、Feおよび不可避的不純物：残り、よりなるフェライト系ステンレス鋼板が提案され、このフェライト系ステンレス鋼板を用いればプレス成形時のストレツチヤストレインの発生が防止できるとしている。しかし、特許文献1に記載された技術では、ストレツチヤストレインの発生を防止でき、成形後の表面研磨を省略できるが、Ｃ、Ｎ含有量が多く伸び自体が低くなる。このため、プレス成形に適した鋼板であるとは言い難いという問題があった。
【０００４】
また、特許文献２には、Ｃ：0.02〜0.05％、Ｎ：0.02〜0.05％、Al：0.10〜0.30％を含むステンレス鋼組成の鋼片を加熱し熱間圧延してフェライトとマルテンサイトの複合組織を有する熱延板とし、ついで得られた熱延板に850〜980℃の温度範囲で高温短時間焼鈍を施し、AlNを生成させたのち、冷間圧延、仕上焼鈍を施す、耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法が提案されている。しかし、特許文献２に記載された技術により得られた鋼板は、熱延板中に生じたマルテンサイトに短時間焼鈍を施すため、圧延方向に展伸したマルテンサイトが等軸化されず、著しい異方性を有し、三次元へのプレス成形用としては適さない鋼板となっている。
【０００５】
また、特許文献３には、母溶鋼をCr：10〜23％を含み、γポテンシャルが23％以下のフェライト系ステンレス鋼とするとともに、連続鋳造中のモールド内中心未凝固部分にγポテンシャルを増加させる元素を含む粒子を投入し、投入した粒子を溶融固溶させ鋳片内層部のγポテンシャルを母溶鋼の値より５％以上増加させた鋼片として、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍を含む工程により延性とリジング性の優れたフェライト系ステンレス鋼板とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法が提案されている。しかし、特許文献３に記載された技術により得られた鋼板では、リジングの発生は低減するものの、スラブ中央のγポテンシャルが高い領域の範囲が一定しないため、安定した効果が得られないうえ、伸び、ｒ値の低下が著しくなり、プレス成形に適した鋼板であるとは言い難いという問題があった。
【０００６】
また、特許文献４には、Ｃ：0.01〜0.12％、Ｎ：0.01〜0.12％、Cr：11〜18％を含み、さらにＶ：0.03〜0.15％を含む鋼素材を熱間圧延して熱延板としたのち、熱延板に2〜15％の冷間または温間の予備圧延を施し、再結晶を促進させて短時間の熱延板焼鈍を可能とし、ついで冷間圧延および仕上焼鈍を施す、耐リジング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が提案されている。
【特許文献１】特開昭59−80753号公報
【特許文献２】特開平９−111354号公報
【特許文献３】特開平10−99952号公報
【特許文献４】特開2001−107149号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献4に記載された方法で製造された鋼板は、Ｖ炭窒化物が析出し結晶粒を微細化して材質を硬質化するため、降伏点が高くなり、十分なプレス成形性を有する鋼板であるとは言い難いという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、伸びが高く、プレス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案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、フェライト系ステンレス冷延鋼板のプレス成形性、とくに張り出し成形性に大きく影響する伸びと組織の関係について詳細な検討を行なった。その結果、本発明者らは、ステンレス冷延鋼板の伸びは、変形時の転位運動を活発化することにより増加することを突き止め、そのためには、AlNの微細析出を抑制して、微細AlNによる析出強化を低減するとともに、Cr炭窒化物量を少なくし、Cr炭窒化物を粗大化してフェライト粒内に存在するCr炭窒化物数を制限するとともにCr炭窒化物／フェライト界面から生じる転位同士の相互作用を抑制することがよいことを見出した。
【０００９】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）mass％で、Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.05％以下、Mn：1％以下、Cr：13〜20％、Al：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ平均粒径0.6μm以上の大きさのCr炭窒化物がフェライト粒内にフェライト粒１個当たり20個以下分散したフェライト単一組織を有することを特徴とするプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板。
【００１０】
（２）（１）において、前記組成を、mass％で、Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.05％以下、Mn：1％以下、Cr：13〜20％、Al：0.01％以下を含み、さらに、Si：0.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％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することを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。
（３）ステンレス鋼素材に、熱間圧延工程と、熱延板焼鈍および酸洗を施す熱延板焼鈍処理工程と、冷間圧延工程と、冷延板焼鈍工程とを施しステンレス冷延鋼板とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法において、前記ステンレス鋼素材をmass％で、Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.05％以下、Mn：1％以下、Cr：13〜20％、Al：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程を、1000℃以上に加熱し、900℃以上の温度で熱間圧延を終了し熱延板としたのち、該熱延板を巻取温度：650〜850℃で巻取る工程とし、前記熱延板焼鈍処理工程を焼鈍温度：800℃以上とする熱延板焼鈍処理を行う工程とし、前記冷延工程を冷間圧下率：90％以下の冷間圧延を施し冷延板とする工程とし、前記冷延板焼鈍工程を、該冷延板に焼鈍温度：800〜900℃とする連続焼鈍を施す工程とすることを特徴とするプレス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。
【００１１】
（４）（３）において、前記ステンレス鋼素材をmass％で、Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.05％以下、Mn：1％以下、Cr：13〜20％、Al：0.01％以下を含み、さらに、Si：0.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％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を有する鋼素材とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、伸びが高くなり、プレス成形性、とくに張り出し成形性が顕著に向上した、ステンレス冷延鋼板を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
まず、本発明のステンレス冷延鋼板の組成限定理由について説明する。以下、組成におけるmass％は単に％で記す。
Ｃ：0.03％以下
Ｃは、鋼中に固溶して熱間圧延中のオーステナイト相安定化に寄与するとともに、Crと結合してCr炭化物、あるいはCr炭窒化物として結晶粒内や結晶粒界等に析出する。0.03％を超える含有は、Cr炭化物量、あるいはCr炭窒化物量が増加しすぎて鋼板が硬質化し伸びが低下する。このため、Ｃは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.025％以下である。
【００１４】
Ｎ：0.05％以下
Ｎは、Ｃと同様に、鋼中に固溶して熱間圧延中のオーステナイト相安定化に寄与するとともに、Crと結合してCr窒化物、あるいはCr炭窒化物として結晶粒内や結晶粒界等に析出する。0.05％を超える含有は、Cr窒化物量、あるいはCr炭窒化物量が増加しすぎて鋼板が硬質化して伸びが著しく低下する。このため、Ｎは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下である。
【００１５】
Mn：1％以下、
Mnは、鋼中に固溶して鋼を強化する作用を有する元素であり、Cr炭窒化物の粗大化のために本発明では0.6％以上含有することが望ましいが、１％を超えて含有すると、鋼を硬質化し、プレス成形性が低下する。このため、Mnは１％以下に限定した。なお、好ましくは0.7〜0.9％、より好ましくは0.75〜0.85％である。また、脱酸生成物の形態制御の観点からは、Mn／Siを２以上とすることが好ましい。
【００１６】
Cr：13〜20％
Crは、鋼を固溶強化するとともに、耐食性向上に寄与する元素であり、ステンレス鋼板として必須の元素であるが、Cr含有量が13％未満ではステンレス鋼としての耐食性を維持することができない。一方、20％を超えて含有すると、鋼が硬質化しすぎて伸びが低下する。このため、Crは13〜20％の範囲に限定した。
【００１７】
Al：0.01％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中ではＮと結合しAlNとして析出し、鋼を硬質化する。AlNは、Cr炭窒化物より先に析出し、しかも微細に析出するため、鋼を硬質化し、伸びを低下させる。このため本発明では、Alは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
【００１８】
本発明では、上記した成分以外は、Si：0.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下に限定することが好ましい。
Si：0.4％以下
Siは、脱酸剤として作用する元素であり、Al含有量を低く限定する本発明では、脱酸はSiで行なう。また、Siは固溶強化元素であり、多量の含有は鋼を硬質化する。また、Siはフェライト形成元素であり、熱間圧延中にフェライト相分率を増加させる。このため、多量のSi含有はリジングの発生を顕著にする。リジング発生防止および鋼の硬質化防止の観点から、本発明ではSiは0.4％以下、好ましくは0.20％以下に限定することが好ましい。
【００１９】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、固溶して鋼を著しく強化する作用を有するが、フェライト結晶粒界に偏析し鋼を脆化させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。なお、高い伸び値を確保するためには、0.03％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.02％以下である。
【００２０】
Ｓ：0.010％以下
Ｓは、鋼中では硫化物を形成する。Mnを含有する場合にはMnと結合しMnSを形成する。MnSは熱間圧延等により展伸し、フェライト粒界等に析出物（介在物）として存在する。このような硫化物系析出物（介在物）は伸びを低下させ、とくに曲げ加工時の亀裂発生に大きく影響するため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.010％までは許容できる。なお、好ましくは0.005％以下である。
【００２１】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ni：0.5％以下、Cu：0.05％以下、Mo：0.05％以下、Ｖ：0.05％以下、Nb：0.01％以下、Ti：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下が許容できるが、不可避的不純物量は少ないほど好ましいことは言うまでもない。
次に、本発明の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。
【００２２】
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の組織は、フェライト単一組織とする。ここでいう、「フェライト単一組織」とは、フェライト相と、フェライト結晶粒内或いはフェライト結晶粒界に析出した析出物、主としてCr炭窒化物、からなる組織をいうものとする。フェライト相以外に、マルテンサイト相、ベイナイト相やオーステナイト相等の第二相が混入すると、鋼が硬質化し所望の伸びが得られない。
【００２３】
なお、フェライト粒内に分散析出する平均粒径0.6μm以上の大きさの粗大化したCr炭窒化物は、フェライト粒１個当たり20個以下に制限する。フェライト粒内に分散する粗大化したCr炭窒化物がフェライト粒１個当たり20個を超えると、Cr炭窒化物／フェライト界面から生じる転位同士の相互作用が生じ、転位がCr炭窒化物間を障害なく運動できなくなり、伸びが低下する。このため、フェライト粒１個当たりに分散析出する粗大化したCr炭窒化物の個数を20個以下に限定した。なお、ここでいう「Cr炭窒化物」とは、Cr炭化物、Cr窒化物の総称であり、これらが複合した場合には、複合体を１個として数えるものとする。ここでいう、Cr炭化物は主としてCr２３C６を、Cr窒化物は主としてCr２Nを指す。なお、Cr２３C６、Cr２Nの一部がFe、Mn等の他の元素で置換しても結晶構造が同等であれば、効果に差異はない。また、ここでいう「Cr炭窒化物の個数」にはフェライト粒内に分散するもののみを含み、粒界に析出したものは含まない。
【００２４】
なお、フェライト粒１個当たりに分散析出するCr炭窒化物の個数は、圧延方向に平行な板厚断面の組織写真から求めるものとする。Cr炭窒化物の個数は、断面組織で隣り合う少なくとも20個の粒について測定した値の算術平均値を求めるものとする。
つぎに、本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００２５】
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、上記した組成のステンレス鋼素材に、熱間圧延工程と、熱延板焼鈍および酸洗処理を施す熱延板焼鈍工程と、冷間圧延工程と、冷延板焼鈍工程とを施して、製造される。
上記した組成のステンレス溶鋼を公知の溶製方法で溶製したのち、公知の鋳造法、好ましくは連続鋳造法でスラブ等のステンレス鋼素材とする。本発明では、溶製方法、鋳造法についてとくに限定されるものではなく、公知の方法がいずれも適用できる。
【００２６】
得られたステンレス鋼素材に熱間圧延工程を施す。
熱間圧延工程では、ステンレス鋼素材を、好ましくは1000℃以上の温度に加熱する。加熱温度が1000℃未満の場合には、変形抵抗が高くなり熱間圧延時の圧延荷重が高くなるとともに、粗大フェライト中に、フェライト相とは硬さの異なるオーステナイト相が形成されるため、熱間圧延で割れが発生しやすくなる。このため、微細な割れ、へゲ、表面光沢劣化等の表面品質の劣化が起こる。このため、鋼素材の加熱温度は1000℃以上に限定することが好ましい。
【００２７】
加熱されたステンレス鋼素材には、900℃以上の温度で熱間圧延を終了し熱延板とする。なお、熱間圧延では、好ましくは巻取温度：650〜850℃で巻取ることがCr炭窒化物の粗大化の観点から好ましい。
熱間圧延の終了温度が900℃未満では圧延荷重が高くなるため圧延ロールが肌荒れし、それが鋼板に転写されるため、熱延板の表面粗さも増加し鋼板の表面品質劣化に繋がる。このため、熱間圧延の終了温度は900℃以上にすることが好ましい。
【００２８】
また、巻取温度が650℃未満では、Cr炭窒化物が微細となる。一方、850℃を超えると、Cr炭窒化物が熱延板の粒界に片状に析出する。この片状のCr炭窒化物は冷延工程で粉砕されて微細化する。このため、熱延板の巻取温度を650〜850℃に限定することが好ましい。なお、より好ましくは700〜800℃である。
ついで、熱延板には、熱延板焼鈍および酸洗処理を施す熱延板焼鈍工程が施される。本発明では、熱延板焼鈍および酸洗処理は、とくに限定する必要はなく、公知の熱延板焼鈍条件および酸洗処理条件とすることが好ましい。なお、通常の酸洗条件としては、混酸水溶液を用いることが、また、好ましい熱延板焼鈍としては、熱延板組織を均一化する観点から、箱焼鈍とすることができる。焼鈍温度としては、800℃以上とすることが好ましく、より好ましくは830℃以上である。焼鈍温度が800℃未満ではCr炭窒化物が凝集、粗大化しない。
【００２９】
熱延板焼鈍工程を施された熱延板には、ついで、冷間圧延工程が施され、冷延板とされる。冷間圧延の条件は、Cr炭窒化物が破壊し、微細化するのを防ぐため冷間圧下率：90％以下とすることが好ましい。より好ましくは80％以下である。
ついで、冷延板は、冷延板焼鈍工程を施される。本発明では、Cr炭窒化物の粗大化という観点から、冷延板焼鈍工程は、焼鈍温度：800℃以上、より好ましくは850〜900℃で、10ｓ以上保持する連続焼鈍を施す工程とすることが好ましい。焼鈍温度が、800℃未満では、Cr炭窒化物が十分成長しない。一方、焼鈍温度が900℃を超えて高くなると、フェライトの一部がオーステナイトに変態して冷却後マルテンサイトとなるため鋼が硬質化する。
【００３０】
なお、冷延板焼鈍工程後に、形状矯正を目的とした、伸び率：1.5％以下、好ましくは0.3％以上の調質圧延を施してもよい。
【実施例】
【００３１】
表１に示すステンレス鋼組成の溶鋼を溶製し、スラブとした。ついで、これらスラブに、表２に示す条件で、熱間圧延工程を施し、熱延板とした。得られた熱延板に、熱延板焼鈍として830℃で８時間均熱する箱焼鈍を施し、ついで酸洗処理する熱延板焼鈍工程を施した。ついで熱延板には、表２に示す条件の冷間圧延を行なう冷間圧延工程を施し表２に示す板厚の冷延板とした。ついで該冷延板には、表２に示す条件で冷延板焼鈍工程を施し、冷延焼鈍板とした。
【００３２】
【表１】
0004626484.tif 000002
【００３３】
【表２】
0004626484.tif 000003
【００３４】
得られた冷延焼鈍板について、組織試験、引張試験を実施し、組織および引張特性を調査した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織試験
冷延焼鈍板から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面で板厚中央部を研磨し、王水で腐食し、組織を現出した。得られた組織について、走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）を用いて観察し、組織を同定した。
（２）引張試験
得られた冷延焼鈍板から、圧延方向が引張方向となるようにJIS 13号Ｂ引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を求めた。
【００３５】
得られた結果を表３に示す。
【００３６】
【表３】
0004626484.tif 000004
【００３７】
本発明例はいずれも、フェライト単一組織を有し、Ｅｌが30％以上と延性に優れ、プレス成形性に優れていることが推察できる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、Ｅｌが30％未満と延性が劣化し、プレス成形性が劣化している。