JP5656432B2

JP5656432B2 - プレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5656432B2
Application number: JP2010074838A
Authority: JP
Inventors: 石丸　詠一朗; 詠一朗石丸; 高橋　明彦; 明彦高橋; 木村　謙; 謙木村; 秦野　正治; 正治秦野
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2010-02-12
Filing date: 2010-03-29
Publication date: 2015-01-21
Anticipated expiration: 2030-03-29
Also published as: JP2011184792A

Description

本発明は、プレス成形性に優れるステンレス鋼板及びその製造方法に関し、特に、高価かつ希少な元素であるＮｉを多量に含有しないプレス成形性に優れた２相ステンレス鋼板（フェライト・オーステナ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。

ステンレス鋼を大きく分類するとオーステナイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼、２相（フェライト・オーステナイト）系ステンレス鋼に分けられる。オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎｉを７％以上含有し、成形性に優れた鋼種が多い。フェライト系ステンレス鋼はＮｉをほとんど含有せず、一般的に成形性はオーステナイト系ステンレス鋼に比べてかなり低い。一方、２相（フェライト・オーステナイト）系ステンレス鋼は、これまで成形性、耐食性などにおいてオーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼の中間的な位置づけを持つ鋼種が多い。しかし近年、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼においても塑性加工時のオーステナイト相の加工誘起マルテンサイト変態を活用してオーステナイト系ステンレス鋼に近い成形性を有する技術が開発されている。特許文献１では主構成相がフェライト相であり、残留オーステナイト相を含有するステンレス鋼を用いて、ＴＲＩＰ現象によって引張破断伸びを高めた技術が記載されている。特許文献２ではオーステナイト相の安定性を規定し、引張伸びを高める方法が述べられている。特許文献３においてはオーステナイト相の分率ならびにオーステナイト相中のＣ、Ｎ量を規定し、引張試験における全伸びを高める技術が示されている。

さらに、特許文献４では張り出し成形性を向上させるためにＭｎ量を２％以下としてフェライト相の延性低下を抑制する方法が示されている。また、特許文献５ではフェライト・オーステナイト相として分布する際のオーステナイト相の結晶粒形状を限定することで製品の均一伸びを向上させ、成形性を向上させる方法が示されている。

しかし、特許文献１では、実施例に示されるように引張破断伸びが３４〜４２％と必ずしも破断伸びは高くない。また実際の成形加工においては鋼板が破断して「割れ」発生しなくとも板厚減少（ネッキング）が生じた時点で成形不可と判断することが多い。すなわち引張試験における「破断伸び」より、変形限界である「均一伸び」が成形性を決めるが、均一伸びは不明である。特許文献２においては引張破断伸びが最大４６％で、また特許文献３では実施例で最大７１％までの破断伸びが記載されているが、これらの文献においても実際の成形性を支配する均一伸びに関する記載は一切見あたらず、成形性との関係は不明確である。

成形性を示す記載としては、特許文献４に張り出し成形性を向上させる記載がある。Ｍｎ量の低下とγ相率の増加により張り出し成形性の指標となるエリクセン値を向上させる方法である。しかし、実際のプレス成形において張り出し成形のみを用いた成形方法はごく希であり、絞り成形と重なった複合成形が一般的である。

特許文献５で明記されている均一伸びは変形限界を示しているが、変形様式の異なる絞り成形では均一伸びよりも塑性異方性を示すｒ値の影響が顕著である。したがって、一般的なプレス成形性という視点では必ずしも変形限界と一対一の関係が成り立たない。

特開平１０−２１９４０７号公報特開平１１−７１６４３号公報特開２００６−１６９６２２号公報特開２００６−２０００３５号公報特開２００９−５２１１５号公報

従来技術では、引張試験における均一伸びが高くても実際のプレス加工では割れが生じることがあった。絞り成形と張り出し成形の複合する一般的なプレス成形に対する二相鋼の材料設計指針や材料特性を明確化することが課題である。本発明者らは、特に二相鋼のプレス成形時に求められる加工硬化挙動を明確化することが重要と考えた。
上記のような課題に鑑み、本発明ではプレス成形性が良好であるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することが目的である。

本発明者らは、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼のプレス成形性を大幅に向上させるため、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の成分組成に基づき、ミクロ組織、引張特性および表面性状の影響をラボ試験により鋭意検討を重ねた。その結果、プレス成形性が優れるミクロ組織、引張特性、表面粗さ、成分の組み合わせがあることを見出し、本発明を完成した。

本発明の要旨は、次の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：４．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１７〜２５％、
Ｎｉ：０．６０〜５．０％、
Ｎ：０．０１〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、歪０．０５〜０．１間のｎ値が０．２未満、歪０．１５以上０．３以下のｎ値が０．２５以上であり、かつ、フェライト相率が４０％以上８０％以下、最終製品における表面粗さＲｚが０．５以上３．０μｍ未満であることを特徴とするプレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。

（２）さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）記載のプレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。

（３）さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０３〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０３〜０．５０％、
の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載のプレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。

（４）さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載のプレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。

（５）上記（１）乃至（４）のいずれかに記載の成分の熱延鋼板に、６０％以上の冷間圧延を実施し、冷間圧延板の焼鈍温度を１１００〜１１５０℃で３０秒以下とし、９００℃までの冷却速度を１５℃／秒以下で焼鈍し、焼鈍後にＨＦ／ＨＮＯ _３溶液を用いて、ＨＦ／ＨＮＯ _３条件（ｇ／Ｌ）がＨＮＯ _３１００Ｌ換算で、（５ｇ／１００Ｌ）以上（５０ｇ／１００Ｌ）未満の範囲でデスケールをし、歪０．０５〜０．１間のｎ値が０．２未満、歪０．１５以上０．３以下のｎ値が０．２５以上であり、かつ、フェライト相率が４０％以上８０％以下、最終製品における表面粗さＲｚを０．５以上３．０μｍ未満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・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。

以下、上記（１）〜（５）の鋼板に係わる発明をそれぞれ本発明という。また、（１）〜（５）の発明を合わせて、本発明ということがある。

本発明によれば、高価かつ稀少な元素であるＮｉを多量に含有することなくプレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を製造できるため、資源保護ならびに環境保全に貢献しうるものと考えられる。

歪量とｎ値の関係で限界絞り比を明示した図である。表面粗さＲｚと均一伸びの異方性の関係に限界絞り比を重ねた図である。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、本発明の重要な要素である引張試験における歪とｎ値の関係およびフェライト相率について説明する。

歪０．０５〜０．１間のｎ値０．２未満、歪０．１５以上０．３以下のｎ値０．２５以上、フェライト相率４０％〜８０％：フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の引張特性はそのミクロ組織によって大きく影響を受ける。ミクロ組織は概ね組成によって決定されるため、これらを独立して制御することは不可能である。

図１は組成の異なる３種類のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の歪とｎ値の関係に限界絞り比を重ね合わせた図である。

ここで、ｎ値とは、引張試験で得られる応力−歪曲線の２点における荷重と伸びの関係から求められる指標であり、その数値が大きければ２点間の硬化が大きいことを意味している。具体的には、製品に引張試験を実施した際に製品の変形にともない成形荷重が上昇する。一般に加工硬化として知られる現象であり、この際の（変形量／初期の長さ）として無次元化した値を歪としている。したがって、ｎ値を求める場合には歪量が重要となる。歪量が小さい場合には、変形は軟質部へ集中し易く、歪量の増加に伴って変形は拡大し、破断近傍では硬質部の破壊が破断限界となり易い。例えば、Ｎのようにオーステナイト相の硬度を著しく上昇させる元素を低減し、オーステナイト相とフェライト相の硬度差を小さくできれば、変形がフェライト相への集中を回避できる。同様に、各相の分散形態として、どちらかの相の肥大化を避け、硬質となりがちなオーステナイト相の分散形態を製造工程で制御できれば、加工硬化係数であるｎ値の制御も可能となる。限界絞り比２．１５と優れる結果を示したのは、加工初期のｎ値が小さく、加工後期にｎ値が上昇する特性を有した鋼Ａ（０．０２５％Ｃ−０．６％Ｓｉ−３．１％Ｍｎ−０．０２５％Ｐ−０．００１％Ｓ−２０．６％Ｃｒ−１．０％Ｎｉ−０．０８％Ｎ）であった。この鋼の限界絞り比が優れる理由は以下のように考えられる。加工初期のｎ値が低いことは、鋼板の初期変形、すなわち、成形金型との馴染み易さを向上させる。ｎ値が低いことは加工硬化が少ないことを表しており、Ｐｕｎｃｈによって鋼板が変形を始めた直後にＰｕｎｃｈ形状に追従する変形が可能となる。

これに対して、限界絞り比が１．９５であった鋼Ｂ（０．０２０％Ｃ−０．８％Ｓｉ−３．５％Ｍｎ−０．０２５％Ｐ−０．００１％Ｓ−２１．５％Ｃｒ−０．８％Ｎｉ−０．２４％Ｎ）は、加工初期のｎ値が高く、金型へ馴染むことなく変形が継続されるため、変形部に過度の応力集中が発生する。その結果、ミクロ組織の軟質部にボイドが生成し始め、その後の変形で成長、連結し破断に至るため限界絞り値の向上は得られない。さらに、初期に変形する面積に対して、残りの面積が小さい場合にはそのまま変形が完了する場合があるが、残り面積が大きい場合には変形部の強度が未変形部強度よりも大きくなければ変形を継続できず、割れが発生する。

したがって、導入される歪量が大きくなる加工後期には、それに伴って加工硬化する。すなわちｎ値が高くなることが、絞り成形では重要である。鋼Ｂが鋼Ａ（０．０２５％Ｃ−０．６％Ｓｉ−３．１％Ｍｎ−０．０２５％Ｐ−０．００１％Ｓ−２０．６％Ｃｒ−１．０％Ｎｉ−０．０８％Ｎ）に比較して限界絞り比が高くなっているのは、この効果によるものと考えられる。鋼Ｃは、組成は鋼Ａと等しいものの、冷間圧延板の焼鈍条件が１１５０℃×３００ｓと長かったためにフェライト相率が８５％と非常に高くなったために延性が低下し、その結果、限界絞り比が１．９０と低下した。

したがって、歪０．０５〜０．１間のｎ値０．２未満、歪０．１以上０．３以下のｎ値０．２５以上とした。好ましくは、歪０．０５〜０．１間のｎ値０．１〜０．１５、歪０．１以上０．３以下のｎ値０．２５〜０．４である。

このような歪とｎ値の関係は、フェライト単相鋼やオーステナイト単相鋼の加工硬化特性で用いられるような成分や結晶粒径のみで得られる結果ではなく、各相の成分、相比率および分散形態を正確に制御することでのみ得られるものである。具体的には、フェライト相率が少ない場合には、当然のことながらオーステナイト相の比率が高くなる。その結果、歪とｎ値の関係はオーステナイト系ステンレス鋼に類似した特性になりやすく、低歪域から高いｎ値を示す。逆に、フェライト相の比率が高いとフェライト系ステンレス鋼の特性が反映され、高歪域でも低ｎ値を示す。フェライト相率が適正の範囲では、低歪ではフェライト相の変形が優先となるためｎ値は低く、歪量の増加にともないフェライト相の加工硬化とオーステナイト相の加工硬化が相乗されることにより、ｎ値が増加する。したがって、フェライト相率は４０％〜８０％とした。好ましくは、４５％〜６５％である。

次に、表面粗さＲｚ０．５以上３．０μｍ未満とした理由について説明する。ステンレス鋼板をプレス成形する際には、多くの場合潤滑油を用いる。これは、鋼板が金型へ焼き付き易い特性を有しているためであり、焼き付きによる製品歩留まりの低下や金型摩耗を抑制して、生産性を確保する狙いがある。したがって、潤滑油が成型過程で鋼板と金型の境界に存在していることが重要となる。

潤滑油が鋼板もしくは金型表面に存在していても、成形時に金型に鋼板表面が強く押し付けられ、鋼板表面を擦りながら移動していくため、同時に潤滑油の存在スペースが失われてしまう。ここで、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼では、二相が存在するため最終デスケール時に溶解量が異なるため、単相のフェライト系ステンレス鋼やオーステナイト系ステンレス鋼とは異なった各相に対応する表面の凹凸が発現する。また、この二相は硬さが異なるため、成形過程での変形量が異なる。すなわち、適度な表面粗さにより潤滑油が鋼板表面に存在し易い凹凸が形成され、成形過程でこの凹凸が維持されながら変形していくため、プレス過程で高い潤滑性能が発揮されプレス成形性が高くなることが明確になった。

図２は表面粗さＲｚと均一伸びの差の関係に限界絞り比を重ねた図である。Ｒｚが０．５未満では、潤滑油を捕捉する凹凸が充分ではなく、３．０μｍ以上では凹凸が大きすぎるため、凹部に潤滑油が存在するのみで凸部頂上には潤滑油ができない。限界絞り比が２．０超となるのは、０．５以上３．０μｍ未満である。好ましくは、１．０〜２．０μｍの範囲である。

次いで、均一伸びの異方性に関して説明する。

フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は二相組織を有しているが、圧延工程で展伸されるためミクロ組織は展伸粒が生じ易く、引張特性にも異方性が生じ易い。引張特性に異方性が存在すると、円筒絞りのような成形では延性の低い方向で割れが発生する。対して、後述のオーステナイト相を球状分断するような組織制御を実施し均一伸びの差が小さくなった条件では、破断起点がランダム化し、高い成形能に繋がることが分かった。均一伸びの差が３％以上では、絞り比が２．０５以上の成形で、特定の方向でのみ割れが発生したため、３％未満とした。好ましくは、２％未満である。

以下に成分の限定理由を述べる。なお、以下に示す「％」とは質量％を表す。

Ｃ：Ｃはオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼす元素である。０．１０％超の含有をするとオーステナイト相の硬度が著しく上昇する場合がある。またＣｒ炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらすため、０．１０％を上限とした。また耐食性の点からＣは低くするほうが好ましいが、低減するためには精錬時のコスト増加を招く。好ましくは、０．０１〜０．０４％の範囲であり、さらに好ましくは、０．０２５〜０．０４％の範囲である。

Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために含有されたりする場合がある。しかし、２．０％超の含有は材料の硬質化をもたらし、均一伸びが低下するため、これを上限とした。またＳｉを極低減するためには精錬時のコスト増加を招く。好ましくは、０．０５〜１．０％の範囲であり、さらに好ましくは、０．４〜１．０％の範囲である。

Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト相に濃化し、オーステナイト相の安定度を変化させるのに重要な役割を持つ。しかし多量の含有は耐食性や熱間加工性の低下をもたらすため、上限を４．０％とした。０．０５％未満とするには製錬工程におけるコスト増加を招くため、下限を０．０５％とすることが望ましい。耐食性の点からは低い方が好ましく上限は３．０％未満とすることが望ましい。

Ｐ：Ｐは不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料に含有されているため、低減することが困難であるが、多量に含有した場合には成形性を低下させるため、上限を０．０５０％未満とした。

Ｓ：ＳはＭｎと結合して介在物をつくり、発銹の基点となる場合があるため、上限を０．０１０％未満とした。低いほど耐食性からは好ましいため、０．００３％以下とすることが望ましい。

Ｃｒ：Ｃｒは耐食性を確保するために必要な元素であり、１７％以上の含有が必要である。しかし、多量の含有は熱間加工割れの原因となり、精錬工程のコスト増加につながるため、上限を２５％とした。好ましくは、２０〜２３％の範囲である。

Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相の安定度を調整するために重要な元素である。また熱間加工割れを抑制する効果を持つため、０．６％以上含有させる。５．０％を超える含有は、原料コストの増加をもたらし、またオーステナイト、フェライトの２相組織を得ることが困難になる場合があるため、これを上限とした。好ましくは、０．６０〜２．４％の範囲である。さらに好ましくは、０．６〜２．２％の範囲である。

Ｎ：ＮはＣ同様にオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼす元素である。また固溶して存在した場合に耐食性を向上させる効果を持つため、０．０１以上含有することとする。但し、０．１５％以上含有した場合は硬度の上昇が著しくなり、均一伸びが低下する場合が認められるほか、Ｃｒ窒化物が析出しやすくなって逆に耐食性の低下をもたらすため、これを上限とした。安定して効果を得るためには０．０６以上が好ましい。

Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸能力が非常に大きい元素であり、フェライト相の靱性向上の観点から必ず添加する必要がある。脱酸により酸化物系介在物を減少させ高い靱性を得るためには０．０１％以上の含有が必要である。一方過剰な添加は鋼の硬質化を招き、加工性を低下させる可能性があるので０．２％以下の含有量とする。好ましくは、０．０２〜０．１％の範囲である。

また、選択的に下記元素を含有することができる。

Ｃｕ：ＣｕもＮｉ同様、オーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相の安定度を調整するために重要な元素である。ただし、２．０％を超える含有は熱間加工時の割れを促進し、また強度を上昇させるため、これを上限とした。安定して効果を得るためには、０．１％以上が好ましい。

Ｍｏ：Ｍｏは耐食性を向上させる元素であるため、選択的に含有しても良い。０．１％以上の含有により、耐食性向上効果が発揮される。安定して効果を得るためには、０．５％以上が好ましい。ただし、２．０％を超えると均一伸びが低下し、原料コストが大きく増加するため、これを上限とした。

Ｎｂ：Ｎｂは溶接熱影響部の粗大化を防止する効果があるが、０．５０％超の含有は均一伸びを低下させるため、これを上限とした。安定して効果を得るためには、０．０３％以上が望ましい。

Ｔｉ：ＴｉもＮｂ同様、溶接熱影響部の粗大化を防止する効果を有する。さらには凝固組織を微細等軸晶化するため、０．０３％以上の含有が好ましい。ただし、０．５０％超の含有は均一伸びを低下させるため、これを上限とした。

Ｃａ：Ｃａは脱硫、脱酸のために若干含有されることがある。但し、０．００３％超の含有によって熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下するため、これを上限とした。安定して効果を得るためには、０．０００５％以上が望ましい。

Ｍｇ：Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を持つ。これらの効果を安定して発揮するためには、０．０００５％以上の含有が望ましい。また、０．００３％超の含有は製鋼工程でのコスト増加をもたらすため、これを上限とした。

Ｂ：Ｂは粒界強度を上昇させるのに有効な元素である。このような効果を安定して発揮するためには、０．０００５％以上の含有が望ましい。また、０．００３％超の含有は多量のホウ化物生成を招き、耐食性を著しく低下させる。

次ぎに、製造方法についての限定理由を述べる。

熱延鋼板に６０％以上の冷間圧延を実施し、冷間圧延板焼鈍温度を１１００〜１１５０℃で保持時間３０秒以下とし、９００℃までの冷却速度を１５℃／秒以下としたのは次の理由による。

フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の組織は、フェライト相とオーステナイト相の二相から成り立っているが、熱処理条件により二相の存在状態および各相の特性（例えば、硬度）は変化する。すなわち、各相の比率変化は成分変化を伴って生じることから、相比率のみを増減することでｎ値の制御は達成できないため、熱処理条件等製造条件の最適化が重要である。

この特長を活用すれば、成形に有利な組織形態を得ることができる点に着目し、熱処理条件を変更した試験を実施した。その結果、１１００℃以上の温度でフェライト相の粒成長によるオーステナイト相の分断球状化が得られることが明らかとなった。さらに、この球状化し分散するオーステナイト相によりフェライト相の粒成長が抑制効果を発揮する。しかし、１１５０℃を超える温度や保持時間が３０秒を超える熱処理条件では、オーステナイト相が部分的に消失するためフェライト相の粒成長が著しくなり、高歪域におけるｎ値の低下を招くことが明らかとなった。ここで、冷延板焼鈍に供する素材の冷間圧延率が低い場合には、フェライト相に冷間圧延の歪が集中して導入されるため、熱処理によるオーステナイト相の拡散効果が低減し、展伸粒が残存してしまう。好ましくは、５〜２０秒の範囲である．また、熱処理後の冷却速度が１５℃／秒を超えると冷却過程でのオーステナイト相の析出が不足し、高歪域でのｎ値が低下することも明らかとなった。好ましくは、１０〜１５℃／秒の範囲である。一方、上記の１１００℃以上１１５０℃の温度範囲の熱処理においては通常オーステナイト相の析出を伴うので、温度が低い場合にオーステナイト相の析出が促進され、組成によっては更に顕著となる場合がある。このような場合には、熱処理後の冷却速度によるγ析出の制御は期待できないため、冷却速度が１５℃／秒を超えるとフェライト相率が４０％未満となることがある。

以下実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。

表１に示す化学組成の鋼を真空高周波溶解炉により、厚さ５０ｍｍ、幅１６０ｍｍ幅の鋳塊とし、１２００℃に加熱した後に、熱間圧延により厚さの異なる熱延板を作製した。その後、１０５０℃で熱延板焼鈍の後、デスケール、冷間圧延の工程を経て、０．６〜１．５ｍｍ厚の冷延板を製造した。これら冷延板の最終焼鈍において、最終焼鈍の温度、保持時間および冷却速度を変化させた。得られた焼鈍板のデスケールは、アルカリソルト浴（４３０℃３０秒保定）によるスケール改質処理の後にＨＦ／ＨＮＯ_３溶液を用いたデスケールにより供試材とした。ここで、ＨＦ／ＨＮＯ_３の条件は、ＨＦ＝５〜５０ｇ／Ｌ、ＨＮＯ_３＝２０〜１００ｇ／Ｌで変化させ、溶液温度を５０℃、浸漬時間を２０秒で固定することで、表面粗さを変化させた。溶解量が少なければ、スケール残りや各相における溶解量の差が小さくなるため表面が平坦であり、溶解量が多すぎれば、各相の溶解量の差が大きくなるため、凹凸が顕在化し、表面粗さが著しく大きくなった。ＨＦ／ＨＮＯ_３条件（ｇ／Ｌ）がＨＮＯ_３１００Ｌ換算で、（５ｇ／１００Ｌ）以上（５０ｇ／１００Ｌ）未満の範囲では溶解量が適正であり、最終製品における表面粗さＲｚが０．５以上３．０μｍ未満となった。ＨＦ／ＨＮＯ_３条件が前記範囲を外れる場合、すなわち（５ｇ／１００Ｌ）未満では溶解量が少なく、（５０ｇ／１００Ｌ）以上では溶解量が過大となった。

供試材の表面粗さ測定は、ミツヨト製ＳＶ３０００ＣＮＣ３次元粗さ計（触針径：２μｍ）を用い、ＪＩＳＢ０６０１’０１に準拠した条件で高さ倍率２０００倍として圧延方向に対して９０°方向のＲｚを３回実施し平均を求めた。ｎ値測定のための引張試験は、圧延方向に対して０°と９０°方向から採取したＪＩＳ１３号Ｂ試験片により、ＪＩＳに準拠した条件で２回測定し平均値を求めた。この引張試験で応力−歪線図の測定を実施し、歪０．０１（伸び１％に相当）ステップで荷重を測定し、応力を求めて各歪間のｎ値を算出した。限界絞り比の測定はエリクセン社製１４２／４０型薄板成形試験機を用い、Ｐｕｎｃｈ径４０ｍｍ、Ｄｉｅ径４３ｍｍの金型を用い、試験片径を７６ｍｍ〜９０ｍｍまで２ｍｍ間隔とすることで絞り比（試験片径／Ｐｕｎｃｈ径）を変化させ、途中で破断することなく絞り抜けた上限の絞り比を限界絞り比とした。絞り試験の条件は、クッション圧１ｔｏｎ、潤滑剤は＃１２２ワックスとした。

熱間圧延材に施した冷間圧延以降の製造条件および得られた鋼板を用いて調査した表面粗さＲｚ、各歪間におけるｎ値、均一伸びおよび限界絞り比を表２に示す。

表１から明らかなように成分範囲、各歪間のｎ値およびフェライト相率が本発明範囲を満足する場合に、限界絞り比は２．０超となっている。Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．３４は、成分が範囲外であり、本願発明の製造条件を満たしていたとしても各歪間のｎ値もしくはフェライト相率および表面粗さが外れているため、限界絞り比が１．９５以下と低くなっている。Ｎｏ．１−１のように成分範囲は満足しているもののフェライト相率が低く外れていると少ないフェライト相に応力集中が起こり、深絞り試験において容易に破断が発生している。また、Ｎｏ．２−１ではフェライト相率は満足するものの各歪間のｎ値が本発明範囲から外れており、低歪域ではｎ値が高いため過度の成形荷重により不均一な応力分布が生じ、かつ、高歪では応力集中部の加工硬化が少ないため、容易に破断が生じるため限界絞り比が低くなっている。Ｎｏ．８−２は高歪側０．１５〜０．３間のｎ値が低くなっており、成形末期で破断が発生した。Ｎｏ．１０−４は、各間のｎ値は発明範囲を満足しているもののフェライト相率および表面粗さが低めに外れており、成形過程で潤滑油の存在箇所が少なく金型との接触抵抗が著しく高くなり、軟質なフェライト相が応力集中に耐えられずき裂が発生するため、限界絞り比の向上は認められなかった。

また、表２に示されるように成分範囲、各歪間のｎ値、フェライト相率および製造条件が本発明例を満足する場合（Ｎｏ．１−３、２−５、３−３、４−２、５、６、７、８−１、９、１０−３、１１〜２１）には、限界絞り比は２．０５以上と高くなっている。成分範囲、高歪域のｎ値、フェライト相率は本発明範囲を満足しているものの、Ｎｏ．１−２では最終焼鈍温度が下限を外れ、オーステナイト相の分断球状化が不十分なため、低歪側でのｎ値が本発明範囲を外れており、全ての条件が満足しているＮｏ．１−３に比較し、限界絞り比が低くなっている。同様に、Ｎｏ．２−４では表面粗さが本発明範囲を大きく超えて外れており、加工初期に潤滑油が表面の凹部に集中し凸部では製品と金型間の潤滑が不十分となるため限界絞り比は低くなっている。また、Ｎｏ．２−３では冷間圧延率が低く外れており、最終焼鈍でオーステナイト相の球状分断化に必要な歪の導入が不十分なため顕著な繊維状組織が存在し、フェライト相とオーステナイト相の界面から破断が生じている。Ｎｏ．４−３では保定時間が長く、オーステナイト相が安定化するとともに成長しフェライト相率の低下を招いている。その結果、変形過程でフェライト相に歪が集中するため限界絞り比が低くなっている。Ｎｏ．１０−１では冷却速度が発明範囲を外れている。最終焼鈍温度も低めであり、焼鈍時間が少ないことも重なってフェライト相率の低下につながり、かつ、フェライト相とオーステナイト相の不均一分布の影響により、高歪域でのｎ値の上昇が生じていない。

本発明により、プレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を得ることが可能となる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：４．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１７〜２５％、
Ｎｉ：０．６０〜５．０％、
Ｎ：０．０１〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、歪０．０５〜０．１間のｎ値が０．２未満、歪０．１５以上０．３以下のｎ値が０．２５以上であり、かつ、フェライト相率が４０％以上８０％以下、最終製品における表面粗さＲｚが０．５以上３．０μｍ未満であることを特徴とするプレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載のプレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０３〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０３〜０．５０％、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２記載のプレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載のプレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
請求項１乃至４のいずれかに記載の成分の熱延鋼板に、６０％以上の冷間圧延を実施し、冷間圧延板の焼鈍温度を１１００〜１１５０℃で３０秒以下とし、９００℃までの冷却速度を１５℃／秒以下で焼鈍し、焼鈍後にＨＦ／ＨＮＯ _３溶液を用いて、ＨＦ／ＨＮＯ _３条件（ｇ／Ｌ）がＨＮＯ _３１００Ｌ換算で、（５ｇ／１００Ｌ）以上（５０ｇ／１００Ｌ）未満の範囲でデスケールをし、歪０．０５〜０．１間のｎ値が０．２未満、歪０．１５以上０．３以下のｎ値が０．２５以上であり、かつ、フェライト相率が４０％以上８０％以下、最終製品における表面粗さＲｚを０．５以上３．０μｍ未満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・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。