(57)【要約】【目的】  Ｎｂ系析出物のピンニング作用を利用して再結晶組織を微細化し、深絞り性に優れたフェライト単相系ステンレス鋼を得る。【構成】  Ｃ：０.０１５％以下，Ｃｒ：１１〜２３％，Ｎ：０.０２％以下，Ｎｂ：０.１〜０.５％、必要に応じてＴｉ：０.３５％以下，Ｍｏ：３.０％以下，Ｂ：０.０１％以下の１種又は２種以上を含むフェライト系ステンレス鋼のスラブを熱間圧延した後、７００〜９００℃の温度域で均熱する連続焼鈍でＮｂ系析出物を析出させる。熱延焼鈍板は、中間圧延→中間焼鈍→仕上げ圧延→仕上げ焼鈍の２回冷延・２回焼鈍で製品鋼板に製造される。中間焼鈍では、(再結晶完了温度)〜(再結晶完了温度＋５０℃）の温度域にステンレス鋼帯を加熱することにより、平均結晶粒径３０μｍ以下，各結晶粒の平均アスペクト比１.５以下の再結晶組織に調質する。中間焼鈍時に残存した結晶粒及び析出物を圧下率５０％以上の仕上げ圧延で微細化した後、仕上げ焼鈍する。【選択図】        図１
2005307298.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０.０１５質量％以下，Ｃｒ：１１〜２３質量％，Ｎ：０.０２質量％以下，Ｎｂ：０.１〜０.５質量％を含むフェライト系ステンレス鋼のスラブを鍛造，熱間圧延した後、７００〜９００℃の温度域で均熱する連続焼鈍でＮｂ系析出物を析出させ、中間圧延を経て（再結晶完了温度）〜（再結晶完了温度＋５０℃）の中間焼鈍により平均結晶粒径３０μｍ以下，各結晶粒の平均アスペクト比１.５以下の再結晶組織とし、圧下率５０％以上の仕上げ圧延で中間焼鈍時に残存した結晶粒及び析出物を微細化し、次いで仕上げ焼鈍することを特徴とする深絞り性に優れたフェライト単相系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項２】
スラブが更にＴｉ：０.３５質量％以下，Ｍｏ：３.０質量％以下，Ｂ：０.０１質量％以下の１種又は２種以上を含むフェライト系ステンレス鋼である請求項１記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高度の深絞り加工を施しても加工割れの発生が少ないフェライト単相系ステンレス鋼を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
SUS430，SUS430LXに代表されるフェライト系ステンレス鋼は、耐食性に優れ、高価なＮｉを含まないので安価な耐食性材料として種々の用途に使用されている。しかし、体心立方格子の結晶構造をもち、面心立方格子のオーステナイト系ステンレス鋼に比較して加工性に劣る。厨房機器，家具調度品，各種内装材等の用途では、過酷な深絞り加工で製品形状に成形されることが多く、これらの用途にフェライト系ステンレス鋼を使用する上では延性，深絞り性の改善が必要である。
【０００３】
フェライト系ステンレス鋼板の深絞り性改善に関し、従来から種々の研究結果が報告されている。代表的な手法では、Ｔｉ，Ｎｂの複合添加で固溶Ｃ，Ｎを析出物として固定し、マトリックスのＣ，Ｎ濃度を低減している。たとえば、特許文献１では、Ｔｉ，Ｎｂの複合添加に熱延条件の制御を組み合わせて深絞り性の評価指標であるランクフォード値を向上させている。また、特許文献２では、熱延板をバッチ焼鈍した後、冷間圧延，焼鈍をそれぞれ２回施すことにより深絞り性を改善している。
【特許文献１】特公平8-26436号公報
【特許文献２】特開2002-275542号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
製品形状の複雑化に伴い、現行のＴｉ，Ｎｂを単独又は複合添加したフェライト単相系ステンレス鋼では深絞り性が不十分であり、更なる改善が求められている。
バッチ焼鈍した熱延板を２回冷延・２回焼鈍する方法では、Ｔｉ，Ｎｂ等の添加を要しないため鋼材コストの上昇を招くことなく深絞り性等の加工性が改善されるものの、高度の深絞り加工では依然として割れ，波打ち等の加工欠陥が散見される。しかも、冷間圧延に先立つ熱延板焼鈍に生産性の低いバッチ焼鈍を採用しているため、生産性に劣る。
【０００５】
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、Ｎｂ系析出物のピンニング作用を利用して再結晶粒の微細化を促進させ、熱延板焼鈍に生産性の高い連続焼鈍の適用を可能とし、しかも深絞り加工性の異方性を改善したフェライト単相系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の製造方法は、Ｃ：０.０１５質量％以下，Ｃｒ：１１〜２３質量％，Ｎ：０.０２質量％以下，Ｎｂ：０.１〜０.５質量％を含み、更に必要に応じてＴｉ：０.３５質量％以下，Ｍｏ：３.０質量％以下，Ｂ：０.０１質量％以下の１種又は２種以上を含むフェライト系ステンレス鋼のスラブを使用する。スラブを常法に従って鍛造，熱間圧延した後、７００〜９００℃の温度域で均熱する連続焼鈍でＮｂ系析出物を析出させる。
【０００７】
熱延焼鈍板は、中間圧延→中間焼鈍→仕上げ圧延→仕上げ焼鈍の２回冷延・２回焼鈍で製品鋼板に製造される。中間焼鈍では、(再結晶完了温度)〜(再結晶完了温度＋５０℃)の温度域にステンレス鋼帯を加熱することにより、平均結晶粒径３０μｍ以下，各結晶粒の平均アスペクト比１.５以下の再結晶組織に調質する。中間焼鈍時に残存した結晶粒及び析出物を圧下率５０％以上の仕上げ圧延で微細化した後、仕上げ焼鈍する。
【作用及び実施の形態】
【０００８】
本発明では、図１のヒートパターンに示すように連続焼鈍された熱延板を２回冷延・２回焼鈍している。
熱延板焼鈍では、Ｎｂ系析出物を生成させるため７００〜９００℃の温度域に熱延板を均熱するが、熱延板のＣ，Ｎ，Ｎｂ含有量それぞれをＣ：０.０１５質量％以下，Ｎ：０.０２質量％以下，Ｎｂ：０.１〜０.５質量％の範囲に調整しているので１分以内の短時間加熱でも後工程の中間焼鈍工程で必要なピンニング作用を呈するＮｂ系析出物が生成する。Ｎｂ系析出物は、ＮｂＣ，ＮｂＮ等であり、Ｎｂ，Ｔｉを複合添加した鋼種ではＮｂ，Ｔｉの複合した析出物も生成する。なお、熱延板焼鈍時に一部のＮｂ系析出物が再固溶する。Ｎｂ系析出物を十分生成させる上で７００℃以上の均熱温度が必要であるが、９００℃を超える均熱温度では結晶粒が粗大に成長する。
【０００９】
Ｎｂ系析出物が析出した熱延板に中間圧延，中間焼鈍を施すと、圧延時の歪み蓄積にＮｂ系析出物のピンニング作用が重畳し、中間焼鈍終了時点で平均粒径：３０μｍ以下，平均アスペクト比：１.５以下の微細な再結晶粒が生成する。圧延率が小さすぎると歪み蓄積が不足し、中間焼鈍によって微細な再結晶粒が得られないため、３０％以上の圧延率で中間圧延することが好ましい。中間焼鈍の温度域は、再結晶を進行させるため再結晶完了温度以上に設定されるが、高すぎる加熱温度では生成した再結晶粒の成長が加速されるため、中間焼鈍の均熱温度を(再結晶完了温度＋５０℃)以下に規制する。
【００１０】
中間焼鈍終了時点の再結晶粒が微細であると、再結晶粒の粒界三重点が仕上げ圧延時に不均一変形領域となって{１１１}面の再結晶サイトとなりやすく、後続する仕上げ圧延，仕上げ焼鈍を経て{１１１}面の占有率が高く深絞り性に優れた再結晶組織が得られる。中間焼鈍終了時点における再結晶粒の微細化は、予めＮｂ系析出物を析出させる熱延板焼鈍によって達成される。微細化による作用を効果的に発現させる上で、中間焼鈍終了時点における再結晶粒の平均結晶粒径を３０μｍ以下に規制している。また、中間焼鈍終了時点における再結晶粒のアスペクト比が大きすぎると耐リジング性や異方性が悪化するので、平均アスペクト比を１.５以下に規制している。
【００１１】
平均結晶粒径：３０μｍ以下，平均アスペクト比：１.５以下に調質されたステンレス鋼帯は、５０％以上の冷延率で製品板厚まで仕上げ圧延される。仕上げ圧延中に粒界三重点が不均一変形領域となる。熱延板焼鈍で析出したＮｂ系析出物も、中間焼鈍時に一部固溶するが、残存した析出物周囲が不均一変形領域になる。不均一変形領域は、仕上げ焼鈍時に{１１１}面の優先的な再結晶サイトになると推察される。仕上げ圧延は、{１１１}面の優先的な再結晶サイトとなる不均一変形領域を発達させるため５０％以上の圧延率が必要である。圧延率の上限は特に規制されるものではなく、圧延機の能力に応じて適宜定められる。
【００１２】
仕上げ圧延されたステンレス鋼帯は、次いで仕上げ焼鈍される。仕上げ圧延時に導入された歪みが仕上げ焼鈍で解放され、深絞り性に優れたステンレス鋼帯が得られる。常法に従った仕上げ焼鈍条件を採用できるが、歪みを十分に解放し軟質化を図る上で再結晶を十分に進行させ、また深絞り加工後の肌荒れを防ぐために結晶粒の粗大化を防止することが好ましい。
【００１３】
このように、熱延板焼鈍時にＮｂ系析出物をマトリックスに分散析出させ、中間圧延，中間焼鈍を施し、Ｎｂ系析出物のピンニング作用を利用して中間焼鈍終了時点で微細でアスペクト比の小さな金属組織に調整すると、仕上げ圧延時に粒界三重点やＮｂ系析出物の周辺に不均一変形領域が形成され、仕上げ焼鈍時に{１１１}面の占有率が高く深絞り性に優れた再結晶組織が得られる。加工性に及ぼすＮｂの影響は０.１質量％以上のＮｂ添加でみられるが、０.５質量％を超える過剰添加は過剰量のＮｂ系析出物を析出させ、材料の硬質化，再結晶温度の上昇をもたらすので好ましくない。
【００１４】
本発明で使用するフェライト系ステンレス鋼は、{１１１}面の高い再結晶組織を得る上でＮｂ：０.１〜０.５質量％を必須とするが、Ｎｂの外にもＣｒ，Ｃ，ＮをそれぞれＣｒ：１１〜２３質量％，Ｃ：０.０１５質量％以下，Ｎ：０.０２質量％以下に規制している。Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性に必要な合金成分であり、１１質量％以上の含有量で耐食性改善効果がみられるが、Ｃｒ含有量が多くなるに応じて加工性が低下するので上限を２３質量％に規制した。Ｃ，Ｎは、冷延板焼鈍後の強度を高める成分であり、過剰に含まれるとステンレス鋼帯の延性を低下させるので、上限をそれぞれＣ：０.０１５質量％，Ｎ：０.０２質量％に規制した。
【００１５】
他の合金成分として、Ｔｉ，Ｍｏ，Ｂを必要に応じて添加しても良い。Ｔｉは、Ｃ，Ｎを固定し加工性，耐食性を向上させる合金成分であるが、０.３５質量％を超える過剰量のＴｉを添加するとＴｉ系介在物起因の表面欠陥が発生しやすくなる。Ｍｏは、耐食性の改善に有効な合金成分であるが、３.０質量％以下を超える過剰添加は熱間加工性を低下させる。Ｂは、Ｎの固定，耐食性，加工性の改善に有効な成分であるが、０.０１質量％を超える過剰添加は熱間加工性，溶接性等に悪影響を及ぼす。
【００１６】
フェライト系ステンレス鋼に通常含まれる成分のうち、脱酸剤として添加されるＳｉは材質硬化，延性低下を来さないように０.８質量％（好ましくは０.５質量％）に上限を規制することが好ましい。Ｍｎは、ヒューム発生等の製造上の問題から１.５質量％以下に規制することが好ましい。偏析によって結晶粒界を脆化させる有害不純物であるＳは、上限を０.０１質量％に規制することで悪影響が抑えられる。
【実施例】
【００１７】
表１の組成をもつステンレス鋼を溶製し、連鋳，鍛造，熱延を経て板厚４.５ｍｍの熱延板を製造した。表中、Ａ１〜Ａ１０が０.１〜０.５質量％の範囲でＮｂを添加した基本系のステンレス鋼であり、Ｂ１〜５が更にＴｉ，Ｍｏ，Ｂ等を添加したステンレス鋼である。比較のため、Ｎｂ含有量が不足する鋼Ａ11，過剰量のＮｂを含む鋼Ａ12，SUS430に相当する鋼Ｃ１からも同様に板厚４.５ｍｍの熱延板を製造した。
【００１８】
2005307298.tif 000003
【００１９】
各熱延鋼帯を８００℃×均熱５０秒で連続焼鈍した後、室温まで冷却した熱延焼鈍板の金属組織を調査したところ、０.１〜０.５質量％の範囲でＮｂを含むＡ１〜Ａ４，Ｂ１〜Ｂ５では、Ｎｂラーベス相、ＮｂＮ等のＮｂ系析出物が検出された。Ｎｂ含有量が不足するＡ11ではＮｂ系析出物の生成が極僅かに留まり、過剰量のＮｂを含むＡ12では過剰量のＮｂ系析出物が分散していた。Ｎｂを含まないＣ１には、Ｎｂ系析出物に相当する析出物が検出されなかった。
【００２０】
熱延焼鈍板を圧下率４０％で板厚２.０ｍｍまで中間圧延し、次いで（各鋼種の再結晶完了温度＋１０℃）×均熱５０秒の中間焼鈍を施し、圧下率６５％で板厚０.９５ｍｍに仕上げ圧延し、仕上げ焼鈍として１１００℃に均熱５０秒加熱した。ただし、鋼種Ａ12は１０５０℃×均熱５０秒，鋼種Ｃ１は８００℃×均熱５０秒でそれぞれ加熱した。
この過程で、中間焼鈍が終了したステンレス鋼帯をサンプリングし、再結晶粒の平均結晶粒径及び平均アスペクト比を求めた。平均結晶粒径は圧延方向に平行な板厚断面について切断法で測定し、任意に選択した５０個の結晶粒の圧延方向長さと板厚方向の長さの比を算出することにより平均アスペクト比を求めた。
【００２１】
表２の調査結果にみられるように、Ｎｂ含有量を０.１〜０.５質量％の範囲に規制した鋼Ａ１〜Ａ４，Ｂ１〜Ｂ５，過剰量のＮｂを含むＡ12は、再結晶粒が平均結晶粒径：３０μｍ以下と細粒化しており、圧延集合組織が解消された平均アスペクト比：１.５以下の再結晶組織となっていた。Ｎｂが不足する鋼Ａ11では、平均結晶粒径が約６０μｍと大きく、混粒を呈しており、平均アスペクト比も２.０を超え圧延方向に伸びた再結晶粒が検出された。この対比から、０.１〜０.５質量％の範囲でＮｂ添加した鋼種では、Ｎｂ系析出物のピンニング作用により再結晶粒が細粒化されることが確認された。
【００２２】
2005307298.tif 000004
【００２３】
更に、仕上げ焼鈍後のステンレス鋼板についてランクフォード値を測定し、ｒ-〔=(ｒL＋２ｒD＋ｒT)／４〕及びΔｒ〔=(ｒL−２ｒD＋ｒT)／２〕を求めた。ただし、ｒL，ｒD，ｒTは、それぞれ圧延方向，圧延方向に対して４５度方向，圧延方向に直交する方向のｒ値を示す。ｒ値の測定結果を示す表３にみられるように、Ｎｂ含有量を０.１〜０.５質量%の範囲に規制した鋼Ａ１〜Ａ４，Ｂ１〜Ｂ５は、ｒ-が２.０以上でΔｒも０.５以下になっており、優れた深絞り性を有していた。一方、Ｎｂが不足する鋼Ａ11、過剰にＮｂを含む鋼Ａ12，SUS430に相当する鋼Ｃ１では、ｒ-が１.５以下の低い値であった。
【００２４】
2005307298.tif 000005
【００２５】
ｒ値は、中間焼鈍時の結晶粒径，平均アスペクト比の低下に応じて高くなっており、仕上げ圧延時の歪導入によって不均一変形した粒界三重点及びＮｂ系析出物が{１１１}面の再結晶サイトとして働き、{１１１}面の占有率が上がったため向上したと考えられる。
Ｎｂが不足する鋼Ａ11では、中間焼鈍時の結晶粒が粗大で圧延方向に伸びており、Ｎｂ系析出物のピンニング作用が発現しなかったと考えられる。逆に、過剰量のＮｂを含む鋼Ａ12では、中間焼鈍後に粒径が小さく平均アスペクト比も１に近い組織になっているが、仕上げ焼鈍の際に過剰量の析出物が生成するため再結晶が阻害され、{１１１}面の占有率が減少しており、結果としてｒ値の低下になっていると考えられる。
【００２６】
次に、鋼種Ａ１，Ｂ１の熱延板を用い、表４に示す製造条件で板厚：０.９５ｍｍのステンレス鋼板を製造した。この過程で、中問焼鈍が終了したステンレス鋼板をサンプリングし、同様に再結晶粒の平均結晶粒径，平均アスペクト比，ｒ-，Δｒを求めた。
表５の調査結果にみられるように、温度域：７００〜９００℃の熱延板焼鈍，温度域：(再結晶完了温度)〜(再結晶完了温度+５０℃)の中間焼鈍を経るとき、中間焼鈍後に平均結晶粒径：３０μｍ以下，平均アスペクト比：１.５以下の再結晶組織が得られた。この中間焼鈍されたステンレス鋼帯を圧延率：５０％以上で仕上げ圧延した後、仕上げ焼鈍することにより製造された仕上げ焼鈍板は、ｒ-が２を超えΔｒが０.５以下の優れた深絞り性を備えていた。
【００２７】
中間焼鈍，仕上げ焼鈍の一方でも特定した条件を外れると、中間焼鈍後の再結晶組織が平均結晶粒径：３０μｍ以下，平均アスペクト比：１.５以下の何れかを満足せず、続く仕上げ圧延，仕上げ焼鈍で十分な{１１１}集合組織の発達がなく、ランクフォード値が低い値を示した。また、特定条件下の熱延板焼鈍，中間焼鈍を施し、中間焼鈍後の再結晶組織を平均結晶粒径：３０μｍ以下，平均アスペクト比：１.５以下に調整しても、仕上げ圧延の圧延率が５０％未満では{１１１}集合組織が十分に発達せず、同様に低いランクフォード値であった。
【００２８】
2005307298.tif 000006
【００２９】
2005307298.tif 000007
【産業上の利用可能性】
【００３０】
以上に説明したように、Ｎｂ含有量を０.１〜０.５質量％の範囲に調整したフェライト系ステンレス鋼の熱延板を７００〜９００℃の温度域で連続焼鈍した後、中間圧延，中間焼鈍すると平均結晶粒径：３０μｍ以下，平均アスペクト比：１.５以下の微細な再結晶組織が発現する。このステンレス鋼帯は、仕上げ圧延，仕上げ焼鈍後にランクフォード値ｒが高く、Δｒが小さいため、高度の深絞り加工を施しても割れの発生がなく、肉厚が安定した深絞り製品となる。そのため、従来では加工性に難点があったことから複雑形状の厨房機器，，家具調度品，各種内装材等の用途に適用可能なフェライト単相系ステンレス鋼板として使用される。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】フェライト単相系ステンレス鋼板製造のヒートパターン
【図１】
2005307298.tif 000008