(57)【要約】      （修正有）【課題】高い耐食性、加工性、耐リジング性を有するＣｒ添加鋼板及びその鋼板の効率的な製造方法の提供。【解決手段】Ｃｒを３〜１３質量％未満含有する鋼材に、冷間圧延の後、ショットブラスト等で歪を付与した上でＣｒ皮膜を形成した後、α−γ変態点以上１３００℃以下の熱処理を施し、鋼板全体の平均Ｃｒ濃度をＸ質量％とした時、Ｃｒ濃度がＸ以上の領域をＡ層とし、Ｘ未満の領域をＢ層として、板厚方向にＡ層とＢ層がＡ−Ｂ−Ａの積層構成とし、Ａ層の平均組成がＣｒ：１０．５質量％以上を含有する組成であり、Ｂ層の平均組成がＣｒ：３〜１３質量％未満を含有し、常温でα相であるα−γ変態成分系の組成であり、Ａ層のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％未満であり、Ｂ層のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下であり、さらに、（Ｂ層の平均結晶粒径）／（Ａ層の平均結晶粒径）が１．５以上の鋼板。【選択図】図１
2017214624.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有する鋼板において、
鋼板全体の平均Ｃｒ濃度をＸ質量％とした時、
Ｃｒ濃度がＸ以上の領域をＡ層とし、Ｘ未満の領域をＢ層として、板厚方向にＡ層とＢ層がＡ−Ｂ−Ａの積層構成となっており、
Ａ層の平均組成がＣｒ：１０．５質量％以上を含有し、あるいは、Ｃｒ：１０．５質量％以上かつＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種以上のフェライト形成元素を含有する組成であり、
Ｂ層の平均組成がＣｒ：３質量％以上１３質量％未満を含有し、あるいは、Ｃｒ：３質量％以上１３質量％未満とＮｉ：０．１質量％以上１質量％未満とＭｎ：０．６質量％以上１質量％未満のいずれか一方または両方を含有し、常温でα相であるα−γ変態成分系の組成であり、
Ａ層のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％未満であり、
Ｂ層のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下であり、
さらに、（Ｂ層の平均結晶粒径）／（Ａ層の平均結晶粒径）が１．５以上
であることを特徴とする加工性、耐食性、耐リジング性に優れた鋼板。
【請求項２】
板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有する鋼板の製造において、
Ｃｒ：３質量％以上１３質量％未満を含有し、あるいは、Ｃｒ：３質量％以上１３質量％未満とＮｉ：０．１質量％以上１質量％未満、Ｍｎ：０．６質量％以上１質量％未満のいずれか一方または両方を含有し、常温でα相であるα−γ変態成分系の組成よりなる鋼板の片面あるいは両面の表層に歪を導入した鋼板をＢ１とし、
該鋼板Ｂ１の表面にＣｒからなる皮膜、あるいは、ＣｒとＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１元素以上のフェライト形成元素からなる皮膜を形成した鋼板をＢ２とし、
該鋼板Ｂ２を前記鋼板Ｂ１の組成のＡ３点以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理過程で少なくともＣｒを前記皮膜から前記鋼板Ｂ１内部に拡散させて該鋼板Ｂ１の表層領域のＣｒ濃度を高めるとともに、冷却時に鋼板表層側から鋼板内部に向けて変態に伴う粒成長をさせることを特徴とする請求項１に記載の加工性、耐食性、耐リジング性に優れた鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、深絞り成形やプレス成形などの加工性と耐食性に優れ、さらに耐リジング性にも優れたＣｒを含有する鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、フェライト系ステンレス鋼は、耐食性を付与させるために、鋼板中に１０．５％以上のＣｒを含有している。更に耐食性を上げるにはＣｒ含有量を増やす必要がある。
しかし、Ｃｒ含有量が増加するに従って、鋼板加工性の確保に必要となるαＦｅ層の｛１１１｝方位の結晶粒の集積が低下して加工性が劣化するという問題がある。また、レアメタルの価格高騰にともない、合金コスト上昇の問題も生じてきた。
【０００３】
従来から合金コストを抑制した上で耐食性を確保する技術として、鋼板表層部のみのＣｒ濃度を高める技術が、特許文献１、２などによって知られている。
これらの技術では、少ないＣｒ量で鋼板の耐食性をある程度は確保できるが、中心層の鋼材のCr含有量を減らして｛１１１｝方位粒の集積を高めると、鋼板全体での耐食性が低下してしまう。
【０００４】
これに対し、本発明者らは特許文献３で、Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼板に特定の熱処理を施すことにより、鋼板表面から深さ０．１〜５０μｍの範囲にわたって、Ｃｒ濃度が１０．５質量％以上のＣｒ濃化部が形成されており、さらに板厚のほぼ全域にわたりαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下にして、耐食性と加工性を高い次元で両立させたＣｒ添加高耐食性鋼板を提案している。
【０００５】
一方、フェライト系ステンレス鋼では、耐リジング性の確保という大きな課題がある。リジングはプレスなどの成形加工後に起こる表面の凹凸である。リジングが起こると、美観を損ねるだけでなく、加工後の表面研磨工程の負荷が増える問題が生じ、商品を作る際に大きな問題となる。特許文献３では、鋼板全体の｛２２２｝面集積度を向上して深絞りなどの加工性を上げることを可能にしているが、耐リジング性については全く考慮されていないため、集合組織制御を行なう過程で、類似結晶方位の集団（コロニー）が圧延方向に連続して形成され、そのコロニーが、加工の際に粗大結晶粒のように変形するために、加工の種類によってはリジングが発生することが問題になっていた。
【０００６】
また、特許文献４では、Ｓｉ含有鋼における集合組織制御として、表層にブラスト処理を行ない、鋼板全体の｛２００｝面集積度を高める技術が開示されている。これは磁束密度を上げるためであるが、この場合も、表面の｛１００｝方位粒は、表面に投影した粒径を維持したままで鋼板中央に柱状に成長するため、｛１００｝結晶方位の集団（コロニー）が比較的大きな粒径で圧延方向に連続して存在するようになる。特許文献４の技術は加工性や耐リジング性には全く関連するものでないため、これら特性の考慮は全く行われていないが、仮にこれらの特性について考えたとしても、特許文献４の鋼板では、加工した際の加工性や耐リジング性の向上は期待できるものではない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特公平６−２７３１８号公報
【特許文献２】特開平５−７０９２６号公報
【特許文献３】特開２０１４−０８８６６１号公報
【特許文献４】国際公開第２０１１／０５２６５４号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼板のようなＣｒを含有した鋼板において、加工性と耐食性をともに高めるとともに、さらに、リジングの発生を抑制した鋼板を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、先に、特許文献３で開示しているように、Ｃｒ含有量が１３％未満と比較的低い鋼板の表層部にＣｒを濃化させて、Ｃｒ含有量を抑えたうえで耐食性を確保すると同時に、加工性を向上させる｛１１１｝結晶方位の集積度を高める手段について検討し、（ｉ）鋼板の製造過程において冷間圧延の圧下率を最適化すれば、少なくとも鋼板の表層部に｛２２２｝集合組織が形成できること、（ii）表層部のＣｒ濃度を高めてα単相組織にすることによりその領域の｛２２２｝集合組織を保存し、Ａ３変態点を超える温度に加熱冷却する熱処理を施すことにより、鋼板全体にその集合組織を成長でき、加工性に優れた鋼板組織が得られることを見出した。
【００１０】
本発明では、さらに、鋼板表層の結晶粒の異方性によってリジングを抑制する点に着目し、（iii）表層の｛２２２｝集合組織中に｛１００｝方位粒を始めとした｛１１１｝方位粒以外の粒、つまり｛２２２｝面集積度を計算する時に用いる方位、｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝（以後｛２２２｝以外の方位群の粒と称する）を形成しておくと、表層の｛２２２｝以外の方位群は前記熱処理によっても大きく粒成長しないのに対し、鋼板中心層は表層の｛１１１｝方位粒から鋼板内部に向かって成長した大きな結晶粒を含む組織となり、鋼板表層と鋼板中心層との結晶粒の大きさを異ならせることができ、耐リジング性の課題を解決できることを見出した。
そのような検討の結果なされた本発明の要旨は、以下のとおりである。
【００１１】
（１）  板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有する鋼板において、
鋼板全体の平均Ｃｒ濃度をＸ質量％とした時、
Ｃｒ濃度がＸ以上の領域をＡ層とし、Ｘ未満の領域をＢ層として、板厚方向にＡ層とＢ層がＡ−Ｂ−Ａの積層構成となっており、
Ａ層の平均組成がＣｒ：１０．５質量％以上を含有し、あるいは、Ｃｒ：１０．５質量％以上かつＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種以上のフェライト形成元素を含有する組成であり、
Ｂ層の平均組成がＣｒ：３質量％以上１３質量％未満を含有し、あるいは、Ｃｒ：３質量％以上１３質量％未満とＮｉ：０．１質量％以上１質量％未満とＭｎ：０．６質量％以上１質量％未満のいずれか一方または両方を含有し、常温でα相であるα−γ変態成分系の組成であり、
Ａ層のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％未満であり、
Ｂ層のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下であり、
さらに、（Ｂ層の平均結晶粒径）／（Ａ層の平均結晶粒径）が１．５以上
であることを特徴とする加工性、耐食性、耐リジング性に優れた鋼板。
ここで、｛２２２｝面集積度は、鋼板表面に対して平行なαＦｅ層の面方位について、１１面｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値それぞれをランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、除した値の１１面の総和に対する｛２２２｝強度の比率を百分率で求めたものである。
【００１２】
（２）  板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有する鋼板の製造において、
Ｃｒ：３質量％以上１３質量％未満を含有し、あるいは、Ｃｒ：３質量％以上１３質量％未満とＮｉ：０．１質量％以上１質量％未満、Ｍｎ：０．６質量％以上１質量％未満のいずれか一方または両方を含有し、常温でα相であるα−γ変態成分系の組成よりなる鋼板の片面あるいは両面の表層に歪を導入した鋼板をＢ１とし、
該鋼板Ｂ１の表面にＣｒからなる皮膜、あるいは、ＣｒとＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１元素以上のフェライト形成元素からなる皮膜を形成した鋼板をＢ２とし、
該鋼板Ｂ２を前記鋼板Ｂ１の組成のＡ３点以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、該熱処理過程で少なくともＣｒを前記皮膜から前記鋼板Ｂ１内部に拡散させて該鋼板Ｂ１の表層領域のＣｒ濃度を高めるとともに、冷却時に鋼板表層側から鋼板内部に向けて変態に伴う粒成長をさせることを特徴とする上記（１）に記載の加工性、耐食性、耐リジング性に優れた鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明では、Ｃｒ濃度が相対的に高い層を表層とし低い層を内層とした鋼板の板厚方向でＣｒ濃度が異なる構成にした上で、鋼板内層に加工性に優れた｛１１１｝方位粒を形成して、優れた加工性と耐食性を備えた鋼板とするとともに、さらに、鋼板表層の粒径を鋼板内層の粒径より微細にすることにより、加工性と耐食性と耐リジング性に優れた鋼板を低コストで提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】加工性、耐食性、耐リジング性に優れた鋼板を得るための過程を説明するための図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下の説明において、元素含有量の％は質量％を意味するものとする。また、鋼板内の結晶方位や測定される面集積度は、鋼板表面に対して平行な結晶面方位で記述する。また、面集積度については、Ｆｅのα相である体心立方の結晶構造に起因した、結晶面についてのＸ線測定における消滅則を適用した表現としている。すなわち例えば、結晶方位については、｛１００｝、｛１１１｝を用い、測定により決定される集合組織や面集積度については、｛２００｝や｛２２２｝を用いているが、これらは同じ方位の結晶粒に関する情報を表すものである。
【００１６】
本発明は、表層を高いＣｒ濃度と低い｛２２２｝面集積度とし、鋼板中心層を高い｛２２２｝面集積度とするとともに、鋼板中心と鋼板表面の粒径の比を１．５以上とすることにより、耐食性と加工性に優れるとともに、さらに耐リジング性にも優れた鋼板とすることができるものである。
注意すべきは、板厚方向において、Ｃｒ濃度と面集積度および粒径はそれぞれ独立に変化しても構わないということである。つまり、板厚方向についての上記の特性値の変化挙動は必ずしも一致するものではないし、後述するようにＡ層とＢ層はＣｒ濃度で区別されるが、この境界で｛２２２｝面集積度が６０％未満から６０％以上に変化したり、粒径が明確に変化するものである必要はない。このように本発明では濃度の変化、集合組織の変化、結晶粒径の変化が同一の境界を境にして急激に起きるものでないことは、耐リジング性を従来以上に高める原因にもなっていると考えられる。
もちろん板厚方向で明確に区別される境界によって、Ｃｒ濃度と面集積度と粒径が同時に大きく変化し、境界間の領域内でも、これら特性が同じような挙動で変化していても発明の効果が失われるものではない。
【００１７】
また、本発明は、鋼板板厚方向の結晶方位分布において、特に｛１１１｝方位以外の方位群を表層領域に留め鋼板中心領域に分布させないことで、耐リジング性が高められることを見出してなされたものである。またこのような結晶方位分布を実現する手段として、表層領域に形成した｛１１１｝方位粒を成分による変態挙動の変化を利用して選択的に中心層領域に成長させる方法が、工業的に効率がよいことを見出してなされたものである。
【００１８】
以下では本発明の鋼板の構成及びその鋼板の製造方法について、個々の条件の限定理由及び好ましい条件について説明する。
本鋼板は、板厚方向のＣｒ濃度分布において、Ｃｒ濃度が相対的に高いＡ層と、Ｃｒ濃度が相対的に低いＢ層からなるが、まずこの境界の規定について説明する。
【００１９】
本発明で規定されるＡ層は、板厚方向のＣｒ濃度分布において、Ｃｒ濃度が鋼板平均以上である領域で有る。
また、板厚方向のＣｒ濃度分布において、Ｃｒ濃度が鋼板平均未満である領域をＢ層とする。つまり、Ａ層でない領域はＢ層であるということであり、本発明鋼板はＡ層とＢ層が層状に形成された鋼板である。
Ｃｒ濃度分布およびＣｒ濃度の鋼板平均は、鋼板の板厚方向の断面を、ＥＰＭＡを用いて線分析を行うことで決定できる。
【００２０】
次に、本発明の鋼板の積層構成について説明する。
本発明鋼板はＢ層の鋼板表面側にＡ層が存在する積層構成とする。最も単純な積層構成として、Ａ−Ｂ−Ａの積層構成が挙げられる。このような構成とすることで、加工性と耐食性および耐リジング性の両立が可能となる。
以下では、Ａ層、Ｂ層について、本発明で満足すべき条件を説明するが、鋼板内に複数のＡ層またはＢ層が存在する場合は、その全ての層が各条件を満足する必要がある。
【００２１】
（Ａ層の組成）
本発明鋼板のＡ層は、Ｃｒ濃度が単独で、あるいはＣｒとともにフェライト形成元素の濃度が鋼板内で相対的に高い領域である。フェライト形成元素とは、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの内の少なくとも１種以上の元素である。
【００２２】
本発明では、Ａ層のＣｒ濃度をＡ層の平均濃度で規定する。このようにするのは、本発明ではＡ層内でのＣｒ濃度変動を許容するものだからである。本発明ではこの濃度を１０．５％以上とする。言うまでもないが、Ａ層内の板厚方向の任意の位置でのＣｒ濃度は、鋼板全体の平均Ｃｒ濃度よりも高く、また、Ｂ層内の板厚方向の任意の位置でのＣｒ濃度よりも高い。よって、ここで規定するＡ層の平均Ｃｒ濃度は、鋼板全体の平均Ｃｒ濃度よりも高く、Ｂ層の平均濃度よりも高い。Ａ層の平均Ｃｒ濃度は、耐食性の観点から１３％以上とすることが好ましく、より高い耐食性を得るためには１８％以上、さらには２０％超にするのが好ましい。
また、Ａ層の平均Ｃｒ濃度は、後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、１０．５％以上であれば、最終的にＢ層の｛２２２｝面集積度を高めて良好な加工性を得やすくなる。
【００２３】
なお、本発明においては、含有元素について鋼板板厚方向の濃度分布は特に限定しないが、後述するような、鋼板表層から鋼板内部に向かってのＣｒ拡散（および鋼板内部から鋼板表面に向かってのＦｅ拡散）を利用するような製法においては、鋼板中心から鋼板表面に向かってＣｒ濃度が高くなることが考えられる。耐食性については特に鋼板最表面のＣｒ濃度の影響が大きいため、Ｃｒ濃化部全体でなく最表面のＣｒ濃度だけでも１３％以上、さらには１８％以上、さらには２０％超となるように制御することは合金コストと耐食性の両立の観点から有効な手段である。
【００２４】
また、Ａ層にＣｒと上記のフェライト形成元素を含有する場合、フェライト形成元素の含有量は、以下の範囲とすることが好ましい。
Ａｌ：０．６〜８％、Ｍｏ：０．５〜２．５％、Ｇａ：０．９〜３．５％、Ｎｂ：０．４〜１％、Ｓｉ：０．９〜４％、Ｓｎ：０．１〜１．８％、Ｔｉ：０．７〜２％、Ｖ：０．６〜２％、Ｗ：１．２〜６％、Ｚｎ：０．８〜４％。
各元素の添加量の下限は、後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、Ａ層のＣｒ濃度が１０．５％のときに熱処理中のＡ層のα単相組織を維持するのに有効な量である。また上限は加工性を劣化させない量である。Ａ層にこれらのフェライト形成元素を含有させると少ないＣｒ量でも、耐リジング性を向上できるとともに、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｎｂは耐食性を向上させる上でも有効である。
【００２５】
（Ｂ層の組成）
本発明では、Ｂ層のＣｒ濃度をＢ層の平均濃度で規定する。このようにするのは、本発明ではＢ層内でのＣｒ濃度変動を許容するものだからである。本発明ではこの濃度を３％以上１３％未満とする。言うまでもないが、Ｂ層内の板厚方向の任意の位置でのＣｒ濃度は、鋼板全体の平均Ｃｒ濃度よりも低く、また、Ａ層内の板厚方向の任意の位置でのＣｒ濃度よりも低い。よって、ここで規定するＢ層の平均Ｃｒ濃度は、鋼板全体の平均Ｃｒ濃度よりも低く、Ａ層の平均濃度よりも低い。Ｂ層の平均Ｃｒ濃度は、耐食性の観点から３％以上とする。
【００２６】
後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、Ｂ層の平均組成はＣｒを３％以上１３％未満とし、常温でα相であるα−γ変態成分系組成の鋼とすることが好ましい。あるいは、更に、ＮｉとＭｎのいずれか一方または両方を、Ｎｉ：０．１質量％以上１質量％未満、Ｍｎ：０．６質量％以上１質量％未満の範囲で含有させることが好ましい。
【００２７】
Ｃｒが３％未満では、Ｂ層の｛２２２｝面集積度を高めることが困難になる。また、１３％以上ではα単相成分になるため、熱処理において変態進行による集合組織形成が起きず、高い｛２２２｝面集積度を確保することが困難になる。
ＮｉとＭｎは、後述の変態により集合組織を制御する製法において、結晶方位の選択性と粒成長挙動に関して、特に本発明の効果を顕著にするうえで好ましい元素である。中心層の組成として、Ｃｒを３％以上１３％未満の範囲で含有し、更にＮｉやＭｎを含有する場合、Ｎｉ：０．１％以上、Ｍｎ：０．６％以上であれば、加工性、耐食性とも顕著に改善される。Ｎｉ、Ｍｎの含有量が１％以上になると加工性が劣化するので、１％未満が好ましい。
【００２８】
Ａ層、Ｂ層の組成に関しては、必須元素であるＣｒの含有量が上記の範囲にある限り、原料等からあるいは精錬過程で不可避的に混入する不純物元素や、公知の所定の特性を得るためにＣｒ以外の様々な元素を含有する公知のＣｒ鋼やステンレス鋼の組成を適用することができる。
【００２９】
（Ａ層の厚さ）
層の厚さは、０．０５μｍ以上とする。また、上限は１０００μｍとするのが好ましい。Ａ層の厚さが０．０５μｍ未満であると、後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、表層の｛１１１｝方位粒を起点にして、図１ｃのように内部に十分に発達させることができず、鋼板内部の｛２２２｝面集積度を６０％以上とすることが困難である。また、耐食性の確保の点からも０．０５μｍ以上必要である。
Ｃｒ濃化部の厚さの上限は１０００μｍとするのが好ましい。１０００μｍを超えると鋼板全体のＣｒ含有量が増加し合金コストが上昇するにもかかわらず、耐食性や加工性（集合組織制御性）の向上に及ぼす効果が飽和する。
【００３０】
（Ｂ層の厚さ）
Ｂ層の厚さは、１０μｍ以上、３ｍｍ以下とするのが好ましい。厚さが１０μｍ未満であると、後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、表層の｛１１１｝方位粒を鋼板内部に優先的に成長させることが非常に困難になる。また、厚さが３ｍｍ超では｛１１１｝方位粒を鋼板内部まで十分に成長させられず、加工性のよい鋼板を得ることが困難となる。
【００３１】
（集合組織）
本発明においては、Ａ層およびＢ層について、板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を規定する。この｛２２２｝面集積度は、鋼板の板厚方向の任意の位置において、鋼板表面に対して平行なＦｅのα結晶１１面｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、 ｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値それぞれをランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、除した値の１１面の総和に対する｛２２２｝強度の百分率で求めることができる。なお、ランダム方位を持つ試料の積分強度は、試料を用意して実測して求めてもよい。
【００３２】
つまり、｛２２２｝面集積度は以下の式（１）で表される。
｛２２２｝面集積度＝[｛ｉ(222)／Ｉ(222)｝／｛Σｉ(hkl)／Ｉ(hkl)｝]×100 ・・ (1)
ただし、記号は以下の通りである。
ｉ（ｈｋｌ）：測定した試料における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度
Ｉ（ｈｋｌ）：ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度
Σ：αＦｅ結晶１１面についての和
ここで、鋼板の板厚方向の任意の位置での各結晶面の積分強度は、板厚断面を研磨した板面に対して、一般的なＥＢＳＤ法を適用することにより得る。Ａ層、Ｂ層の結晶方位の面集積度は、各層の中心、つまり、それぞれの層の1/2厚さ位置で算出した。
【００３３】
（Ａ層の面集積度）
一般に加工性を向上させるため｛２２２｝面集積度を高めるには、｛１１１｝方位粒を粗大に成長させる必要がある。また｛２２２｝面集積度が高まると｛１１１｝方位粒のコロニーが形成されることにもなる。
本発明においてはＡ層の面集積度を、Ａ層の厚さ方向の中心位置において測定される｛２２２｝面集積度で規定し、これを６０％未満とする。製造法によっては、Ａ層内で板厚方向の位置により集合組織が大きく変化することも考えられるが、本発明においてはＡ層の厚さ方向の中心位置の集合組織で測定した面集積度が発明効果の大きさの指標となる。
【００３４】
このように｛２２２｝面集積度を低く抑えることで、Ａ層は｛２２２｝以外の方位群の粒が相対的に多く存在し平均結晶粒径が細かくなるとともに、｛１１１｝方位粒のコロニーが分解され、リジング発生を抑制することが可能となる。Ａ層の｛２２２｝面集積度が６０％以上であると、鋼板中心と鋼板表面での平均結晶粒径の比を１．５以上とすることが困難となり、耐リジング性の改善効果が小さくなる。
また下限は特に限定しない。後述の変態により集合組織を制御する製法においては、Ａ層の｛１１１｝方位粒はＢ層に向かって成長する｛１１１｝方位粒の起点ともなるため少なからず残存するが、その機能を発揮した後、消失してしまっても構わない。｛１１１｝方位粒が消失したとしても｛２２２｝以外の方位群の粒は比較的細粒でかつ様々な方位が共存するように形成されるため、耐リジング性が悪化することはない。
【００３５】
（Ｂ層の面集積度）
Ｂ層の｛２２２｝面集積度は６０％以上９９％以下とする。この面集積度は前記のＡ層と同様に、Ｂ層の厚さ方向の中心位置において測定される。
上記｛２２２｝面集積度が６０％未満の場合には、加工性が十分でなく、例えば、後述の実施例で示すように、絞り比２の円筒深絞り成形した後の耳高さが１．５ｍｍ以下となるような成形性が得られない。
また、この集積度を９９％超にするには、製造が困難でかつ加工性の向上が望めない。
【００３６】
（Ａ層とＢ層の粒径の比）
本発明鋼は、（Ｂ層の平均結晶粒径）／（Ａ層の平均結晶粒径）が、１．５以上になるようにする。上述の粒径比を３〜５まで高めれば、耐リジング性をより改善できる。
この粒径の比が、１．５未満では、耐リジング性を改善させることはできない。
各層の平均結晶粒径は、鋼板の板厚方向の断面で、ＥＰＭＡの線分析で決定されるＡ層とＢ層のそれぞれについて、同断面で組織観察を行うことで決定する。結晶粒径の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に基づいて行った。
【００３７】
（その他）
本発明鋼板の表面には必要に応じて、公知の目的で公知のめっき等の表面処理を施しても良い。これによって本発明効果が失われるものではない。
【００３８】
続いて、本発明の製造方法について図面を参照して説明する。なお、以下で説明するＣｒ濃度分布および結晶方位の制御は、本発明者が特許文献３、４で開示した技術と基本的には同じ現象を活用している。すなわち、熱処理における拡散と変態を活用して、元素濃度の方向に沿った結晶成長を基本原理とするものである。
以下では、本発明のような成分と結晶組織および集合組織が板厚方向に異なる材料の形成の方法の例を示す。特に変態により板厚方向の集合組織分布を制御する製法として、皮膜を形成した鋼板による製造方法について説明する。
【００３９】
（鋼板Ｂ１、Ｂ２の作成）
Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満、さらに必要に応じてＮｉとＭｎのいずれか一方または両方を、Ｎｉ：０．１質量％以上１質量％未満、Ｍｎ：０．６質量％以上１質量％未満含有する、常温でα相であるα−γ変態成分系のＣｒ含有鋼よりなる連続鋳造スラブやインゴットなどの鋳片を準備し、その鋳片をγ域で熱間圧延し、次いで冷間圧延することによって順次厚みを減少させて鋼板を得る工程において、 圧下率が５０％以上９５％以下の範囲で冷間圧延することにより、少なくとも表層部に｛１１１｝方位粒を形成した鋼板を得る。
【００４０】
次いで、前記鋼板の片面あるいは両面の表層に、ショットブラスト加工により歪を付与し、鋼板Ｂ１を得る（図１ａの状態参照）。この歪は、一般的な潤滑下での冷間圧延で付与される歪とは異なるという意味で「特徴的」なものである必要がある。ショットブラスト加工の他に、例えば、無潤滑での冷間圧延や異周速圧延などで、表層に強い剪断歪を付与することも効果的である。
変形応力の状態が複雑なものとなることで、転位密度が高くなり、鋼板表層に導入された転位密度が１×1015/ｍ２以上であると発明効果を顕著に得ることが可能となる。
【００４１】
ショットブラストの条件、潤滑や異周速などの圧延条件は、一般的に知られている因子について、適宜決定すれば良い。歪の状態が、一般的な潤滑下での冷間圧延で付与される歪、一般的には板厚方向と圧延方向の面内でのせん断成分が小さい平面歪、からのずれが大きくなるほど、発明の効果が顕著になる。
このような歪を付与することで、後述の熱処理において鋼板の表層部に｛２２２｝以外の方位群の粒を保持したまま、｛１１１｝方位粒を表層から鋼板中心層に向かって優先成長させることが可能となる。この特徴的な歪を付与しない場合は、後述の熱処理において表層内でも｛１１１｝方位粒が優先成長してしまい、全面が粗大な｛１１１｝方位粒で覆われることになるため、耐リジング性の向上が期待できない。
【００４２】
表層に特徴的な歪を付与された鋼板Ｂ１の表面に、Ｃｒ単独あるいはＣｒと、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種のフェライト形成元素を付着させることで、鋼板Ｂ２を得る（図１ｂの状態参照）。フェライト形成元素は、Ｃｒとの合金として付着させてもよいし、各元素をそれぞれ単独で付着させてもよい。本発明効果を得るための必須元素はＣｒであり、本発明では、Ｃｒと同時に鋼板Ｂ１の表面に付着させる上記フェライト形成元素も含めた金属層を「Ｃｒ層」と記述する。
このＣｒ層内の元素は、その後の熱処理において鋼板Ｂ１内部に拡散して合金化した領域の少なくとも一部をα単相系の組成とする。これにより、鋼板Ｂ１の表層に形成されていた｛１１１｝方位の結晶組織が鋼板内部に向けて成長し、鋼板中心領域の｛２２２｝面集積度を顕著に高めることが可能となる。
【００４３】
上記のＣｒ層を鋼板Ｂ１の表面に形成する方法としては、溶融めっきや電解めっきなどのめっき法、ＰＶＤやＣＶＤなどのドライプ ロセス、さらには粉末塗布など種々の方法を採用することができる。工業的に実施するための効率的に拡散元素を付着させる方法としては、めっき法が適している。
【００４４】
Ｃｒ層の厚みは、０．０５μｍ以上、１０００μｍ以下であることが望ましい。厚みが０．０５μｍ未満では熱処理後に鋼板中心層で十分な｛２２２｝面集積度を得ることができない。また、１０００μｍ超であると、鋼板Ｂ１と完全に合金化させるには時間を要し、Ｃｒ層が残留する場合にその厚みが必要以上に厚くなる。
【００４５】
なお、｛２２２｝面集積度を６０％以上とするためには、必ずしもＣｒ皮膜のすべてを合金化させる必要はなく、高い耐食性を付与することも可能である。このように、表面に皮膜の一部が残留する場合、残留したＣｒ皮膜もＡ層に含まれることとなるが、これは一般的な金属めっきのような層に相当するだけのものであり、加工性や耐リジング性といった本発明効果が失われるものではない。
【００４６】
（Ａ層とＢ層の形成）
Ｃｒ層を形成した鋼板Ｂ２を鋼板Ｂ１のＡ３点まで加熱して、Ｃｒを含めたＣｒ層中の元素を鋼板Ｂ１の内部に拡散させ、鋼板Ｂ１の表層部にＣｒ濃化部を形成させる。この昇温過程で鋼板Ｂ１の表層の特徴的な歪を付与された領域は再結晶するが、その際に、｛１１１｝方位をメインとする表層組織内に｛１１１｝以外の方位群の粒が形成される。
Ｃｒ層からのＣｒ等が合金化してＣｒ濃度が１３％を超えた領域ではα単相成分となりγ変態せず、鋼板の温度上昇にしたがって｛１１１｝方位粒は優先成長する。しかしこの時、表層の｛１１１｝以外の方位群の粒が消失するまではなく相当量残留し、表層領域の｛２２２｝面集積度は顕著には増加しないとともに、結晶粒径は比較的小さいままで維持される（図１ｃの状態参照）。最終的には、この表層領域に本発明のＡ層に相当する層が形成される。
【００４７】
鋼板をさらに鋼板Ｂ１のＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱、保持すると、α単相成分でない中心層領域はα相からγ相に変態する。
保持時間を長くすると、Ｃｒの拡散に伴い、α単相組成である領域が鋼板中心部へ向かって広がり、γ相であった領域が再びα相に変態していく。γ相からα相に変態する際には、隣接するα粒の結晶方位のうち｛１１１｝方位を優先的に引き継ぐかたちで変態する。これにより、保持時間が長くなるとともに内部領域の｛２２２｝面集積度は大きく増加する。（図１ｄの状態参照）
【００４８】
その後、鋼板を冷却すると、内部の領域のγ相はα相へ変態する。この時も、隣接するα粒の結晶方位のうち｛１１１｝方位を優先的に引き継ぐかたちで変態する。このため、Ｃｒ濃度がそれほど高くなっていない鋼板内部領域でも｛２２２｝面集積度が増加する。冷却は鋼板表面から行われ板厚方向に温度勾配を生じるため、変態は鋼板表面側から中心層に向かって起き、このため、｛１１１｝方位粒は鋼板中心層に向かって柱状の粗大な組織として発達する。結果的に、鋼板中心層で高い｛２２２｝面集積度が得られ（図１ｅの状態参照）、この表層領域に本発明のＢ層に相当する層が形成される。
【００４９】
上記の熱処理において、Ａ３点まで昇温する昇温速度は、０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。この範囲の昇温速度において、上記作用を引き起こすための｛１１１｝方位粒が効率的に形成される。
昇温後の保持温度は、Ａ３点以上１３００℃以下とする。Ａ３点以上でないと前述のように、冷却時のγ相からα相への変態を利用して｛２２２｝面集積度をさらに高める作用を利用することができない。１３００℃を超える温度で加熱しても効果は飽和するばかりでなく、冷却後の製品鋼板の形状が悪くなるので好ましくない。
保持時間は、保持温度に到達後直ちに冷却を開始してもよい（実質的には０．０１秒以上保持）。保持時間に特に上限はないが、６００秒を超えると熱処理コストが増加するだけでなく、特性への影響も飽和する。
また、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。この温度範囲で冷却すると、中心層の冷却中のγ相からα相への変態における｛１１１｝方位粒の優先成長が効果的に起こり、｛２２２｝面方位への配向がより進行する。
【００５０】
これにより、鋼板表層側にＣｒ濃度が相対的に高く、かつ｛２２２｝面集積度が低く、相対的に微細な結晶組織を有する領域が形成され、同時に、鋼板中心側にＣｒ濃度が相対的に低く、かつ｛２２２｝面集積度が高く、相対的に粗大な結晶組織を有する領域が形成される。
上記の挙動はここで説明した方法および原理により発現するものであり、Ｃｒ濃度、結晶組織や結晶方位について、当業者が通常有する、拡散や再結晶、粒成長の知識により、一般的な鋼材と同様に調整することは容易である。
そして、Ｃｒ濃度を含めた組成、結晶方位および結晶組織について、前記の条件を満たすことで加工性、耐食性、耐リジング性に優れた鋼板を得ることができる。
【００５１】
上記では、Ｃｒ層は、一方の表面について１層として説明したが、成分が異なる複層とすることで、最終的に鋼板表層に形成されるＡ層の濃度分布、結晶組織や結晶方位を自由に制御することが可能である。このような場合でも、Ａ層が本発明の規定を逸脱しない限り、本発明の効果を得ることが可能である。
【実施例】
【００５２】
以下、実施例により、本発明をさらに詳しく説明する。
真空溶解によって表１〜３の組成で残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含む厚さ２３０ｍｍのインゴットを溶製し、それを１０００℃に加熱して熱間圧延し、この熱延板から機械加工によって各種厚みの板材を切り出した後に、各種冷延率で冷間圧延を実施し、０．０３ｍｍから２．５ｍｍの冷延板を得た。得られた冷延板において、いずれの鋼板も常温での主相はα−Ｆｅ相であることを確認した。各鋼のＡ３点を表１〜３に示す。成分Ｅ、Ｆ、Ｋ、ＰはＡ３点がなく、常温から１３００℃の温度範囲ではα単相となる。
【００５３】
これら冷延板に、ショットブラスト法により表面ひずみを付与し、鋼板Ｂ１を得た。
ショットブラストは、直径100〜500μｍの鉄球を速度40〜60ｍ/秒で３分間投射した。投射した表面を電子顕微鏡観察して、歪量を転位密度として定量化した。転位密度は、転位の数を線分法で求めて計算した。
実施例では、転位密度が１×1015/ｍ2以上のものをショットブラスト有り（本方法で必要となる「特徴的な歪」を有する）とした。
【００５４】
次に、各鋼板Ｂ１の両面に、スパッタ法で異なる厚みのＣｒ皮膜を形成し、鋼板Ｂ２を得た。また、Ｃｒ皮膜の上に他元素の皮膜を形成する場合もスパッタ法で行った。各皮膜の厚さは、スパッタ前後の重量変化から算出した。Ｃｒ皮膜と他元素皮膜を合わせたものが本発明のＣｒ層に相当する。なお、Ｃｒ層は両表面で同じ厚さとし、表中の数値は両表面の合計の厚さである。すなわち、片面については、表中の数値の半分の厚さになる。
また、組成、結晶方位や結晶粒径も両表面側のＡ層のそれぞれについて測定し、その平均値で評価した。
その後、表４−１、２の昇温速度、保持時間、冷却速度で加熱冷却する熱処理を施した。
【００５５】
熱処理後の鋼板は、ＸＲＤ測定により、全ての条件でα単相であることが確認された。
これらの鋼板の板厚断面をＥＰＭＡにより板厚方向に線分析を行い、Ａ層に相当する領域とＢ層に相当する領域を確定した。鋼板の平均Ｃｒ濃度、このＣｒ濃度よりＣｒ濃度が高い領域であるＡ層、およびこのＣｒ濃度よりＣｒ濃度が低い領域であるＢ層について、厚さ平均組成、｛２２２｝面強度、それぞれの層の平均結晶粒径の比を表４−１、２に示す。言うまでもないが、各数値は、前記［発明を実施するための形態］で説明した本発明の規定に準じて測定された数値である。
【００５６】
成形性の評価は、絞り比２の円筒深絞り成形した後の耳高さで評価した。直径Ｄの円板から直径ｄの成型品の内径バンチで円筒絞りを行う時、Ｄ／ｄを絞り比という。耳高さが小さい場合、良好な成形時の面内異方性、耐肌荒れ性、耐リジング性が得ることができる。耳高さが１．５ｍｍ超であると、上記のいずれかの特 性が劣るため、これを合格の上限とした。円筒深絞り成形の条件は、次のようにした。すなわち、ポンチ径：φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ブランク径 φ１００ｍｍ、しわ押さえ力：１ｔｏｎ、摩擦係数：０．１１〜０．１３である。
【００５７】
耐食性は、塩乾式複合サイクル腐食試験ＣＣＴ（Cyclic Corrosion Test）で評価した。試験は、塩水噴霧（５％ＮａＣｌ水溶液噴霧状態、温度３５℃、３０分）→乾燥（６０℃、湿度３０％、６０分）→湿潤（４０℃、湿度 ９５％、１時間）を１００サイクル実施した条件である。評価は、１００サイクル後の鋼板表面を観察し、発錆の面積率を求め以下の基準で判定した。
発錆なし、即ち、皮膜残存率が１００％の場合を◎、５％未満の発錆率（９５％以上、１００％未満の皮膜残存率）の場合を○、５％以上、３０％未満の発錆率 （７０％以上、９５％未満の皮膜残存率）を△、３０％以上の発錆率（７０％未満の皮膜残存率）を×とした。ここでは、皮膜残存率が１００％の場合◎、５％ 未満の発錆率（９５％以上、１００％未満の皮膜残存率）の場合○を合格とした。
【００５８】
耐リジング性は圧延方向と平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取した後、引張試験機で１５％の引張歪を与えた。試験片平行部中央の板面の凸凹高さを接触式粗度計で圧延方向と垂直方向に走査測定して、耐リジング性を評価した。走査条件は、走査長さ10ｍｍ、走査速度0.2ｍｍ/秒、カットオフを0.8ｍｍにした。凸凹高さ6μｍ未満の場合を耐リジング性が合格（○）であると定義し、6μｍ以上を不合格（×）と定義した。
【００５９】
結果を表４−１、２に示す。
比較例１〜５は、ＣＣＴの結果が合格であったが、Ｂ層のα｛２２２｝面集積度が６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高かったため、十分な加工性が得られなかった。
比較例６〜８は、ＣＣＴの結果が不合格であり、Ｂ層のα｛２２２｝面集積度が６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高かったため、十分な加工性も得られなかった。
比較例９〜１１は、ＣＣＴが合格であり、Ｂ層のα{２２２}面集積度が60％以上で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高かったが、Ａ層の{222}面集積度が60％以上でＢ層とＡ層の粒径比が1.5未満であったため、リジング凸凹高さが6μｍ以上で不合格となった。
【００６０】
実施例１〜４４は、ＣＣＴの結果が合格であり、Ｂ層のα｛２２２｝面集積度が６０％以上で、Ａ層の{２２２}面集積度が60％未満であり、かつ粒径比が１．５以上あることにより、リジング凸凹高さがいずれも6μｍ未満となって、合格であった。また、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍ以下であったため、十分な加工性が得られた。実施例３４〜３６は、実施例３１〜３３よりもＡ層の厚さとＣｒ濃度は高いが、成形性の指標の耳高さ及び耐食性において、特性が飽和していた。
【００６１】
【表１】
2017214624.tif 000003
【００６２】
【表２】
2017214624.tif 000004
【００６３】
【表３】
2017214624.tif 000005
【００６４】
【表４−１】
2017214624.tif 000006
【００６５】
【表４−２】
2017214624.tif 000007
【産業上の利用可能性】
【００６６】
本発明は、より少ないＣｒの使用で耐食性に優れ、加工性や耐リジング性にも優れた鋼板を提供することができるので、産業上有効である。
【図１】
2017214624.tif 000008