WO1999007909A1 - Plaque d'acier inoxydable ferritique ayant une grande aptitude a l'emboutissage profond et une grande resistance au striage et procede de fabrication - Google Patents

Plaque d'acier inoxydable ferritique ayant une grande aptitude a l'emboutissage profond et une grande resistance au striage et procede de fabrication Download PDF

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Yasushi Kato
Takumi Ujiro
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    • C21D8/0426—Hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet having excellent deep drawability and ridging resistance among ferritic stainless steel sheets, and a method for producing the same. Background surgery
  • Ferritic stainless steel is widely used as a material with excellent corrosion resistance and heat resistance in various industrial fields such as household goods and automobile parts. This ferritic stainless steel is less expensive than austenitic stainless steel containing a large amount of Ni, but is generally inferior in workability.For example, when pressed, surface defects called ridging occur. This is not suitable for applications in which strong processing such as deep drawing is performed.
  • ferritic stainless steel has a large in-plane anisotropy ( ⁇ r) of the plastic strain ratio, and has a problem that uneven deformation is likely to occur during deep drawing.
  • ⁇ r in-plane anisotropy of the plastic strain ratio
  • proposals for improving ridging resistance include (a) JP-A-52-24913, (b) JP-A-56-123356, (c) JP-A-7-18385, and (d) JP-A-9-153155 and the like.
  • the above (a) is as follows: C: 0.03 to 0.08 wt%, N: 0.01 wt% or less, S: 0.008 wt% or less, P: 0.03 wt% or less, Si: 0.4 wt% or less, Mn: 0.5 wt% or less, Ni : 0.3wt% or less, Cr: 15 ⁇ 20wt%, A1: 2 XN ⁇ 0.2wt%,
  • (c) is for Cr: 3 to 6 ( ⁇ 1% to reduce S and ⁇ and N to 0.03 to 0.5 wt%.
  • C 0.03 wt% or less, Si: 1.0 wt% or less, ⁇ : 1.0 wt% or less, ⁇ : 0.05 wt% or less, S: 0.015 wt% or less, Al: 0.1 wt% or less, N: 0.02 wt% or less, Cr: 5 to 60 wt%, Ti: 4 X (C10N) to 0.5 wt%, Nb: 0.003 to 0.02 wt%, B: 0.0002 to 0.005 wt%, or further, one or more of Ca: 0.0005 to O.Olwt% and Mo: 0 to 5.0 wt% are disclosed. I have.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 8-260106 and ( g ) Japanese Patent Publication No. Hei 8-26436 are disclosed.
  • the conventional ferritic stainless steel does not have a sufficient level of deep drawability and ridging resistance, and ridging occurs, especially when severe deep drawing is performed. was there.
  • the present invention has been made in view of the above situation of the prior art, and proposes a ferritic stainless steel sheet having improved both deep drawability and ridging resistance during deep drawing, and a technique for manufacturing the same.
  • Another object of the present invention is to propose a ferritic stainless steel sheet having a deep drawability satisfying the characteristics of r value of 1.8 or more and ⁇ r 0.15 or less and excellent ridging resistance, and a manufacturing technique therefor.
  • Age of invention is to propose a ferritic stainless steel sheet having a deep drawability satisfying the characteristics of r value of 1.8 or more and ⁇ r 0.15 or less and excellent ridging resistance, and a manufacturing technique therefor.
  • the inventors have conducted intensive studies to produce a ferritic stainless steel sheet that can be subjected to severe deep drawing and hardly generates ridging even in such a case. It has been found that the problems can be solved by appropriately combining the composition of the components and the hot rolling conditions, and the present invention has been completed. That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
  • FIG. 1 is a graph showing the effect of TiZN on the ridging index.
  • FIG. 2 is a graph showing the influence of Nb + V on the r value and ⁇ r.
  • FIG. 3 is a graph showing the effect of Nb + V on glossiness.
  • FIG. 4 is a graph showing the effect of V / Nb on the ridging height of the ridging limit.
  • FIG. 5 is a graph showing the effect of VZNb on the r value and ⁇ r.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the immersion nozzle clogging degree and the amounts of B, Ca, and Mg added.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the occurrence of ridging and hot rolling conditions. Violent form to apply invention
  • a JIS No. 5 tensile test piece was sampled from the rolling direction of the obtained steel sheet, and the ridging resistance was evaluated based on the degree of ridging generated when a 25% tensile strain was applied. The lower the score, the lower the ridging.
  • Figure 1 shows the results.
  • TiZN was set to 12.6 to 13.9, steel with variously changed (Nb + V) was melted, and hot-rolled-annealed-cold-rolled and finish-annealed to a thickness of 0.7 mm steel plate was manufactured.
  • rL, rD, and rc represent r values in the L, D, and C directions, respectively.
  • Figure 2 shows the results obtained, organized by (Nb + V) amount. From Fig. 2, it can be seen that when the (Nb + V) amount becomes 0.05 wt% or more, the r-value force, which is an index of deep drawability, is improved to about 1.9, and at the same time, the ⁇ r force, which is an index of anisotropy, is increased to about .15. It can be seen that the moldability was significantly improved.
  • the above steel sheet is descaled by neutral salt electrolysis + mixed acid immersion, and the surface light Saw was measured in accordance with JIS Z-8741.
  • the results are shown in Fig. 3 organized by (Nb + V) amount. From Fig. 3, it can be seen that when the (Nb + V) content exceeds 0.1 wt%, the gloss (GS) after descaling is remarkably reduced. That is, from the viewpoint of surface gloss, it can be seen that the upper limit of the (Nb + V) amount is limited to 0.1 wt%.
  • Figure 4 summarizes the relationship between the critical aperture height and VZNb. From Fig. 4, it can be seen that when VZNb is in the range of 2 to 5, the limit drawing height is significantly increased, and the ridging resistance is improved.
  • Figure 5 summarizes the relationship between the r value of these samples, ⁇ r, and VZNb.From this, the r value increases when the value of VZNb is 2 or more, and the value of ⁇ It can be seen that the moldability is improved.
  • C is preferably low from the viewpoint of formability and toughness. If it exceeds 0.015 wt%, an adverse effect occurs, so the upper limit is made 0.015 wt%. On the other hand, if it is too small, there is no problem in characteristics, but if it is less than 0.001 wt%, the production cost at the time of melting increases, so the lower limit is made 0.001 wt% that can be industrially produced. Si: 1.0 wt% or less
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent and also has an effect of increasing the strength. However, if it exceeds 1.0 wt%, ductility decreases, so that the content is set to 1.0 wt% or less. In addition, it is preferable to add in the range of 0.05 to 0.5 wt% from the viewpoint of balance between strength and ductility.
  • Mn is an element that acts as a deoxidizing agent and also increases strength. However, if it exceeds 1.0 wt%, the ductility and the corrosion resistance decrease, so the upper limit is set to 1.0 wt%. From the viewpoint of strength, ductility, and corrosion resistance, a range of 0.05 to 0.5 wt% is preferable.
  • P is an element that deteriorates toughness, and its effect becomes remarkable especially when it exceeds 0.05 wt%, so the upper limit is made 0.05 wt%.
  • S is a harmful element that forms sulfides and degrades pitting resistance.
  • the adverse effect becomes significant when it exceeds 0.010 wt%, so the upper limit is set to 0.010 wt%.
  • Q is an element useful for improving the corrosion resistance and heat resistance of the alloy. The effect increases when the content is 8 wt% or more, but when it exceeds 30 wt%, the toughness decreases. . More preferably, 10 to 30% by weight is desirable.
  • A1 acts as a deoxidizing agent, but if it exceeds 0.08 wt%, the deoxidized product becomes large and causes deterioration of corrosion resistance and surface defects, so the upper limit is made 0.08 wt%.
  • the lower limit is not set, as there is no adverse effect if sufficient deoxidation is performed.
  • N 0.005 to 0.015 wt
  • N is preferably low from the viewpoints of elongation, formability, etc., but if it is 0.015 wt% or less, there is no significant problem, so the upper limit is set to 0.015 wt%. On the other hand, if N is too low, the ridging resistance is degraded, and becomes particularly noticeable at less than 0.005 wt%. ⁇ : 0.0080wt% or less
  • o is mainly present in the form of oxides in steel and promotes the generation of surface defects and deteriorates corrosion resistance.
  • the content exceeds 0.008 wt%, its adverse effect becomes significant, so the upper limit is limited to 0.008 wt%.
  • Ti is a main element of the present invention. As is clear from the above-described experimental results, Ti,
  • Addition of Ti satisfying N ⁇ 12 improves ridging resistance, so the lower limit of Ti is limited to Ti ⁇ 12XN.
  • the addition of a large amount of Ti causes surface defects (stringer-like defects) which are considered to be caused by aggregation and coarsening of TiN, and becomes significant when the content exceeds 0.25 wt%, so the upper limit is set to 0.25 wt%.
  • Nb and V are the main elements of the present invention.
  • the lower limit of (Nb + V) is set to 0.05 wt%.
  • the content exceeds 0.10 wt%, the surface gloss after descaling will decrease significantly, which will be a practical problem.
  • VZNb is set in the range of 2 to 5 where the characteristics are improved from the viewpoint of ridging resistance.
  • Mo, Cu, and Ni are effective elements for improving the corrosion resistance of stainless steel, and the corrosion resistance improves as the amount added increases.
  • the addition of a large amount of Mo leads to a decrease in toughness and ductility. If the content exceeds 2.0 ⁇ ⁇ %, the effect becomes significant, so the upper limit is set to 2.0 ⁇ %.
  • the addition of a large amount of Cu causes hot embrittlement, and if it exceeds 1.0 wt%, the effect becomes significant, so the upper limit is set to 1.0 wt%.
  • the addition of a large amount of Ni causes the formation of an austenite phase in a high temperature range, which tends to cause a decrease in ductility. In particular, if the content exceeds 1.0 wt%, the effect becomes remarkable, so the upper limit is set to 1.0 wt%. The same effect can be obtained even if these elements are added alone or in combination, and therefore their combination is not specified.
  • B 0.0005-0.0030wt%
  • Ca 0.0007-0.0030wt%
  • Mg 0.0005-0.0030wt% B
  • Ca, and Mg are effective elements to prevent clogging of the immersion nozzle due to crystallization of i-type inclusions, which are likely to occur during continuous production of Ti-containing steel, when added in small amounts.
  • Figure 6 shows 0.007 wt% C-0.2 wt% Si-0.3 wt% Mn-0.03 wt% P-0.0049 wt% S-0.013 wt% Al- 19 wt% Cr- 0.19 wt% Ti-0.008 wt% N ⁇ 0.02 wt
  • the relationship between the degree of clogging of the immersion nozzle and the amounts of B, Ca, and Mg when% Nb- 0.047 wt% V steel is inserted into a slab of about 200 mm thickness by 160 V by the VD method is shown. From Fig.
  • Slab heating temperature is U70 ° C or less
  • rough rolling end temperature is 950 ° C or more
  • the lower limit temperature of the slab heating temperature does not need to be particularly set as long as the rough rolling end temperature of 950 ° C or more is secured, since there is no problem.
  • a steel sheet having the composition shown in Table 1 was formed into a continuous slab with a thickness of 200 mm in the V-D ⁇ continuous process, and a heat consisting of a three-stand rough rolling mill and a seven-stand continuous finishing mill.
  • the plate was rolled into a hot rolled steel strip.
  • the obtained hot-rolled steel strip was continuously annealed at 880 to 1000, pickled, and then cold-rolled into a 0.8 mm-thick steel strip.
  • the cold-rolled steel strip is subjected to continuous finish annealing between 880 and 1000 ° C, pickled, and then subjected to skin pass for 2B finish (surface finish specified by JIS G 4307).
  • a sample was taken from the cold-rolled annealed sheet obtained by the above method, and various tests shown below were performed.
  • Tensile test pieces (JIS No. 13 B) are sampled from the L, D, and C directions of the steel sheet, and 15% tensile strain is applied. The plastic strain ratio in each direction is measured, and r and ⁇ r are calculated by the above-described equations. did.
  • JIS No. 5 tensile test specimens were sampled from the L direction of the steel sheet, and the degree of rigging after 25% tensile strain was evaluated.
  • the evaluation method was performed by visually indexing the result of comparison with the standard sample. A smaller value means that the degree of ridging is smaller.
  • the surface gloss was measured at a light source incident angle of 20 ° in accordance with JIS Z-8741.
  • the evaluation was performed in terms of gloss (GS), and the larger the value, the better the gloss.
  • the corrosion resistance was evaluated by measuring the pitting potential in an aqueous NaCl solution according to JIS G-0577. The higher the pitting potential, the better the corrosion resistance. Table 2 shows the measurement results in these tests.
  • the steel sheet having TiZN of 12 or more, Nb + V force of 0.05 to 0.1 wt%, and V / Nb of 2 to 5 corresponding to the invention example has a large r-value and ⁇ It can be seen that r is also small and the ridging resistance is remarkably improved. It is also clear that the surface gloss is excellent. It can be seen that the steel sheet to which Ni, Mo, and Cu are added to improve the corrosion resistance also improves the pitting corrosion resistance. Possible use of the invention

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Description

明 細 書
深絞り性と耐リジング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 抟術分野
本発明は、 フェライト系ステンレス鋼板のうち、 特に深絞り性と耐リジング 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。 背景抟術
フェライト系ステンレス鋼は、 耐食性や耐熱性に優れた材料として、 家庭用 品、 自動車部品を始めとして種々の産業分野において広く利用されている。 このフェライト系ステンレス鋼は、 Niを多量に含むオーステナイト系ステン レス鋼に比較して安価ではあるが、 一般に、 加工性に劣っており、 例えばプレ ス加工を施した場合に、 リジングと呼ばれる表面欠陥が生じやすくて、 深絞り 加工などの強加工が施される用途には不向きであった。
また、 フェライト系ステンレス鋼は、 塑性歪比の面内異方性 （Δ r) も大き く、 深絞り加工時に不均一な変形を起こしやすいという問題点もあった。 ところで、 上記問題点を解決するために、 これまでにも多くの試みがなされ てきた。 先ず、 耐リジング性を改善する提案として、 （a)特開昭 52— 24913号 公報、 （b)特開昭 56— 123356号公報、 （c)特開平 7—18385号公報、 （d)特開 平 9一 53155号公報などが挙げられる。
上記 (a)は、 C： 0.03〜0.08wt%、 N： 0.01wt%以下、 S ： 0.008 wt%以下、 P : 0.03wt%以下、 Si : 0.4wt%以下、 Mn : 0.5wt%以下、 Ni : 0.3wt%以下、 Cr: 15〜20wt%、 A1： 2 X N〜0.2 wt%を含むものであり、
(b)は、 C： 0.1wt%以下、 Si： 1.0wt%以下、 Μπ： 0.75wt%以下、 Cr： 10〜 30wt%、 Ni : 0.5wt%以下、 N： 0.025 wt%以下、 B : 2〜30ppm、 あるいはさ に A1： 0.005〜0.4wt%、 Ti： 0.005〜0.6wt%、 Nb： 0.005〜0.4 wt%、 V ： 0.005〜0.4wt%、 Zr： 0.005〜0.4wt%、 Cu： 0.02〜 0.5wt%、 Ca： 0.05wt %以下、 Ce： 0.05wt%以下の 1種又は 2種以上を含むものであり、
(c)は、 Cr : 3〜6(^1%で S, 〇を低減し、 Nを 0.03〜0.5wt%としたも のであり、
(d)は、 C ： 0.01wt%以下、 Si： 1.0wt%以下、 Mn： 1.0wt%以下、 S ： 0.01 wt%以下、 Cr： 9〜50wt%、 A1： 0.07wt%以下、 N： 0.02wt%以下、 〇： O.Olwt %以下で、 かつ、 C， Nを、 N (wt%) /C (wt%) ≥2、 0.006≤ 〔C (wt% ) +N (wt%) 〕 ≤0.025を満足する条件で、 さらに、 Tiを は i (wt%) - 2 X S (wt%) - 3 XO (wt ) } / 〔C (wt ) +N (wt ) 〕 ≥4、 [Ti (wt% ) 〕 X 〔N (wt%) 〕 ≤30XlO-4を満足する条件で含むものである。
しかしながら、 これらの技術では、 いずれも、 過酷な深絞り加工を行ったと きに、 リジングが発生し、 十分な技術とは言えなかった。 また、 これら技術だ けでは、 絞り加工時の不均一な変形が改善されないという問題点もあった。 一方、 塑性歪比の面内異方性の改善技術としては、 （e)特開平 8— 20843号 公報に、 C： 0.03wt%以下、 Si： 1.0wt%以下、 Μπ： 1.0wt%以下、 Ρ ： 0.05wt% 以下、 S ： 0.015 wt%以下、 Al : 0.1wt%以下、 N： 0.02wt%以下、 Cr： 5〜60 wt%、 Ti： 4 X (C十 N) 〜0.5wt%、 Nb： 0.003〜0.02wt%、 B： 0.0002—0. 005 wt%, あるいはさらに、 Ca： 0.0005〜 O.Olwt %、 Mo： 0. 〜 5.0 wt%の 1種 以上を添加したものが開示されている。
この技術によれば、 確かに、 Δ r≤0.15程度となり、 異方性が改善されるが、 耐リジング性については不十分であつた。
また、 深絞り性を改善する技術として、 （り特開平 8— 260106号公報、 （g)特 公平 8— 26436号公報が開示されている。
上記 (りは、 微量 Nbの添加により Δ rを小さくし、 さらに Vを添加することに より、 降伏比を低下させるものであり、 （g)は、 Ti,Nb, Bの添加量の適正化に より、 加工成形性と表面特性を改善するものである。
しかしながら、 両技術とも十分加工性を満足する技術とは言い難く、 さら に、 過酷な深絞り加工部では、 リジング発生の問題が十分に改善されていな 議 69
い。
上述したように、 従来技術によるフェライト系ステンレス鋼では、 深絞り性 と耐リジング性が十分なレベルには至っておらず、 特に過酷な深絞り加工が施 された場合に、 リジングが発生するという問題があった。
本発明は、 このような従来技術の実状に鑑み、 深絞り性と深絞り加工時の耐 リジングとを共に向上させたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造技術 を提案することにある。
また本発明は、 r値 1.8以上および Δ r 0.15以下の特性を満たす深絞り性と、 優れた耐リジングとを有するフェライ卜系ステンレス鋼板およびその製造技術 を提案することにある。 発明の闢
発明者らは、 上記課題に向けて、 過酷な深絞り加工が可能で、 なおかつ、 そ の場合でも、 ほとんどリジングが発生しないフェライト系ステンレス鋼板を製 造するために鋭意研究を重ね、 とくに成分組成や、 あるいは成分組成と熱延条 件を適正に組み合わせることによって、 その課題が解決できることを見い出し 本発明を完成するに至った。 すなわち、 本発明の要旨構成は次のとおりであ る。
(1) C ： 0.001—0.015 wt% , Si ： 1.0 wt% 下、 Mn ： 1.0 wt%以下、 P ： 0.05 wt%以下、 S ： 0.010 wt%以下、 Cr ： 8〜30wt%、 A1 ： 0.08wt%以下、 N ： 0.00 5—0.015 wt , O ： 0.0080wt%以下、 Ti ： 0.25wt%以下で、 Ti/N≥12を満足 して含み、 Nbおよび Vが、 （Nb+ V) ： 0.05〜0.10wt%かつ、 V/Nb ： 2〜5 を満足して含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする 深絞り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
(2)上記 （1 ) において、 さらに、 Mo : 2.0 wt%以下、 Ni ： 1.0 wt%以下および Cu ： 1.0wt%から選ばれる 1種又は 2種以上を含有し、 残部は Feおよび不可避的 不純物からなることを特徴とする深絞り性と耐リジング性に優れたフェライト 系ステンレス鋼板。 (3)上記 ( 1 ) において、 さらに、. B ： 0.0005〜0.0030wt%、 Ca： 0.0007- 0.0030wt%および IVtg： 0.0005〜0.0030wt%から選ばれる 1種又は 2種以上を含有 し、 残部は Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする深絞り性と耐リ ジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
(4)上記 （1 ) において、 さらに、 Mo : 2.0 wt%以下、 Ni： 1.0 wt%以下および Cu： 1.0wt%から選ばれる 1種又は 2種以上と B： 0.0005〜0.0030wt%、 Ca： 0.0007〜0.0030wt%および Mg： 0.0005〜0.0030wt%から選ばれる 1種又は 2種以 上とを含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする深絞 り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
(5)上記（1)〜（4)のいずれか 1つに記載のフェライ卜系ステンレス鋼板を製造 するにあたり、 それぞれに記載された成分組成からなる鋼スラブを、 1170°C以 下の温度範囲で加熱し、 950 °C以上の温度範囲で熱間粗圧延を終了し、 引き続 き、 熱間仕上げ圧延を行うことを特徴とする、 深絞り性と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。 冈面の簡単な説明
図 1は、 リジング指数に及ぼす TiZNの影響を示すグラフである。
図 2は、 r値および△ rに及ぼす Nb+ Vの影響を示すグラフである。
図 3は、 光沢度に及ぼす Nb + Vの影響を示すグラフである。
図 4は、 リジング発生限界絞り高さに及ぼす V /Nbの影響を示すグラフであ る。
図 5は、 r値および Δ rに及ぼす VZNbの影響を示すグラフである。
図 6は、 浸漬ノズル閉塞度と B , Ca, Mg添加量との関係を示すグラフである。 図 7は、 リジングの発生と熱間圧延条件との関係を示すグラフである。 発明を室施するための暴良の形能
以下に、 本発明の基礎となった実験について述べる。
(実験 1 ) (0.004〜議 8)wt% C一（0.12〜0.27) wt%Si-(0.27〜0.35) wt%Mn— (0.0
21〜0.037)wt% P一（0.001〜0.006)wt% S -(16.4〜16.8) wt%Cr—((X002〜0.
057)wt%Al— (0.006〜0.010)wt% N一（0.0027〜0.0056) wt% O— (Nb+ V =0. (^〜(？ フ；^^かっ ノ！^？ニ 斗〜2.8)で、 Ti量を変化させた鋼を実験室的に溶製 し、 熱延→焼鈍—冷延→仕上げ焼鈍することにより、 板厚 0.7 mmの鋼板を製造 した。
得られた鋼板の圧延方向から、 J I S 5号引張試験片を採取し、 25%の引張 歪を加えた時のリジング発生程度により耐リジング性を評価した。 この評点が 小さいほどリジングが小さいことを意味する。 その結果を図 1に示す。
図 1から、 リジング指数は Ti, Nが 12以上になると 1となり、 リジングがほと んど発生しなくなることがわかる。
(実験 2)
実験 1で用いた成分系で、 TiZNを 12.6〜13.9とし、 （Nb+V) を種々変化さ せた鋼を溶製し、 熱延—焼鈍—冷延—仕上げ焼鈍することにより、 板厚 0.7 m mの鋼板を製造した。
得られた鋼板の圧延方向 （L方向） 、 圧延方向と 45° の方向 （D方向） および 圧延方向と 90° の方向 （C方向） より試験片を採取し、 r値と Δ Γを次式によ り求めた。
r = (TL + 2 rD + rc) /4
Δ r = (rL+ rc) /2 - TD
ここに、 rL、 rD、 rcは、 それぞれ L方向、 D方向、 C方向の r値を表す。 得られた結果を （Nb+V) 量で整理して図 2に示す。 図 2より、 （Nb+V) 量が 0.05wt%以上になると深絞り成形性の指標である r値力 1.9程度まで向上 し、 同時に、 異方性の指標である Δ r力 .15程度まで小さくなり、 成形加工性が 著しく向上することがわかる。
一方、 上記鋼板を、 中性塩電解 +混酸浸漬によって脱スケールし、 表面の光 沢度を JIS Z-8741に準拠して測定した。 その結果を （Nb+ V) 量で整理して、 図 3に示す。 図 3より、 （Nb+ V) 量が 0.1 wt%を超えると脱スケール後の光沢度 (GS) が著しく低下することがわかる。 即ち、 表面光沢の点からは、 （Nb+ V) 量の上限は 0.1 wt%に限定されることがわかる。
(実験 3 )
実験 2に用いた成分系で、 （Nb+ V) =0.056〜0.079 wt%とし、 Nb,Vを種 々変化させた鋼を溶製し、 熱延→焼鈍→冷延→仕上げ焼鈍—酸洗→0.5 %スキン パスを行い、 ポンチ肩！ " Pとボンチ径 Dとの比 r p /D =0.15で種々な高さに円 筒絞りを行って、 加工部でリジングが発生する限界絞り高さを求めた。
図 4は、 限界絞り高さと V ZNbとの関係を整理したものである。 図 4から、 V ZNbが 2〜 5の範囲で、 限界絞り高さが著しく大きくなり、 耐リジング性が改 善されることがわかる。
図 5は、 これらの試料の r値、 △ rと VZNbとの関係を整理したものであ り、 これから、 VZNbの値が 2以上の範囲で r値が上昇し、 Δ ι·の値が小さく なり、 成形加工性が改善されることがわかる。
以上の各実験結果から、 成形加工性 （特に深絞り性） と、 過酷な深絞り加工 が施される場合の耐リジング性の改善には、 TiZN≥12かつ、 （Nb+ V) ≥ 0.05wt%かつ、 2≤V /Nb≤ 5の条件が必要不可欠であり、 さらに脱スケール 後の表面光沢の点から （Nb+ V) ≤0.10wt%であることが必要不可欠であるこ とがわかった。 以下、 本発明の限定理由について説明する。
C ： 0.001〜0.015 wt%
Cは、 成形加工性ゃ靱性の点から低い方が好ましく、 0.015 wt%を超えると悪 影響が生じるので上限を 0.015 wt%とする。 一方、 少なすぎても特性的には何ら 問題ないが、 0.001 wt%未満では溶製時の製鍊コストが大きくなるので、 下限を 工業生産可能な 0.001 wt%とする。 Si : 1.0 wt%以下
Siは、 脱酸剤として作用し、 また強度を増加させる作用を有する元素であるが 、 1.0 wt%を超えると延性が低下するため 1.0 wt%以下とする。 なお、 強度と延 性のバランスの点から 0.05〜0.5 wt%の範囲で添加するのが好ましい。
Mn： 1.0 wt%以下
Mnも、 脱酸剤として作用するとともに、 また強度を増加させる元素である。 しかし、 1.0 wt%を超えると延性の低下と耐食性の低下を招くため上限は 1.0 wt %とする。 なお、 強度と延性および耐食性の点から、 0.05~0.5 wt%の範囲が好 ましい。
P ： 0.05wt%以下
Pは、 靱性を劣化させる元素であり、 その影響は特に 0.05wt%を超えると顕著 になるので、 上限を 0.05wt%とする。
S ： 0.010 wt%以下
Sは、 硫化物を生成して、 耐孔食性を劣化させる有害な元素である。 その悪 影響は、 0.010 wt%を超えると顕著となるので、 上限を 0.010 wt%とする。
Cr： 8~30wt%
Q:は、 合金の耐食性および、 耐熱性の向上に有用な元素であり、 8wt%以上で その効果が大きくなるが、 30wt%を超えると靱性が低下するので、 8〜30wt%の 範囲とする。 さらに好適には、 10〜30wt%が望ましい。
A1： 0.08wt%以下
A1は、 脱酸剤として作用するが、 0.08wt%を超えると、 脱酸生成物が大型化し 、 耐食性の劣化や表面欠陥の原因となるので、 上限を 0.08wt%とする。 下限につ いては、 脱酸が十分に行えれば、 何ら悪影響が生じないので、 設定しない。 N： 0.005〜0.015 wt
Nは、 伸び、 成形加工性などの点から低い方が好ましいが、 0.015 wt%以下で あれば、 さほど問題とならないので上限を 0.015 wt%とする。 一方、 Nを低くし 過ぎると、 耐リジング性が劣化し、 とくに 0.005 wt%未満で顕著になるので、 下 限を 0.005 wt%とする。 〇： 0.0080wt%以下
oは、 主に、 鋼中に酸化物の形態で存在し、 表面欠陥の生成を促進させた り、 耐食性を劣化させる。 特に、 0.008 wt%を超えるとその悪影響が顕著となる ので、 上限は 0.008 wt%に限定される。
Ti： 0.25wt%以下、 かつ TiZN≥12
Tiは、 本発明の主要元素であり、 前述した実験結果より明らかなように、 Ti,
N≥12を満足する Tiの添加により、 耐リジング性が改善されるので、 Tiの下限は Ti≥12X Nに限定される。 一方、 Tiの多量の添加は、 TiNの凝集 '粗大化による と考えられる表面欠陥 （ストリンガー状欠陥） を招き、 0.25wt%を超えると顕著 となるので上限を 0.25wt%とする。
(Nb+ V) ： 0.05〜0.10wt%、 V /Nb : 2〜5
Nb， Vは、 本発明の主要元素であり、 前述した実験結果より明らかなように、 (Nb+ V) が 0.05wt%を超えると r値が向上するとともに Δ rも小さくなり、 成形加工性が著しく改善されるので （Nb+ V ) の下限は 0.05wt%とした。 一 方、 0.10wt%を超えると脱スケール後の表面光沢の著しい低下が生じ、 実用上の 問題となるので、
Figure imgf000010_0001
とする。 一方、 V ZNbについては、 耐リジン グ性の点から、 その特性が向上する 2〜 5の範囲とする。
Mo： 2.0 wt% ¾T> Cu： 1.0 wt%以下、 Ni： 1.0 wt%以下
Mo，Cu, Niは、 ステンレス鋼の耐食性向上に有効な元素であり、 添加量が増す ほど耐食性は向上する。 しかしその反面、 Moの多量添加は靱性、 延性の低下を 招き、 2.0 \^%を超えるとその影響が著しくなるので上限を 2.0 ^^%とする。 ま た、 Cuの多量添加は熱間脆性をもたらし、 1.0 wt%を超えるとその影響が顕著と なるので、 上限を 1.0 wt%とする。 さらに、 Niの多量添加は、 高温域でのオース テナイト相の生成を招き、 延性の低下を生じ易くする。 とくに 1.0 wt%を超える とその影響が顕著になるので、 上限を 1.0 wt%とする。 なお、 これら元素は単独 又は複合添加しても同様な効果が得られるので、 それらの組合せについては規 定しない。
B ： 0.0005〜0.0030wt%、 Ca： 0.0007〜0.0030wt%、 Mg： 0.0005〜0.0030wt% B， Ca, Mgは、 微量添加により、 Ti含有鋼の連続铸造の際に発生しやすい i系介在物の晶析付着によるイマ一ジョンノズルの閉塞を防止するのに有効な元 素である。
図 6に、 0.007 wt% C - 0.2 wt % Si - 0.3 wt % Mn - 0.03wt % P -0.0049wt% S - 0.013 wt%Al- 19wt %Cr- 0.19wt%Ti - 0.008 wt% N ~ 0.02wt %Nb- 0.047 wt % V鋼を、 V〇D法一連铸法により、 約 200mm厚のスラブを 160ton铸込んだ時 の浸漬ノズル閉塞度と B , Ca，Mg添加量の関係を示す。 図 6から、 Bは 0.0005wt %以上、 Caは 0.0007wt%以上、 Mgは 0.0005wt%以上添加することにより、 ノズ ル閉塞度が著しく低下することがわかる。 このため、 各々の添加量の下限を B /0.0005wt% , Mg/0.0005wt%、 Ca/0.0007wt%とした。 また、 各元素の添加は 単独でも複合でも効果が認められるので、 それらについては規定しない。 しか し、 過剰な添加は耐食性の劣化を招くので、 いずれもその上限を 0.0030wt%とす る。
•スラブ加熱温度が U70°C以下、 粗圧延終了温度が 950 °C以上
本発明鋼板は、 成分の調整だけで十分な成形加工性と耐リジング性は得られ るので、 製造条件の上で特別の配慮を行う必要はない。 ただし、 さらなる耐リ ジング性の向上を必要とする場合には、 熱間圧延で以下のような条件を採用す るのが望ましい。
すなわち、 熱間圧延における、 スラブ加熱温度を 1170°C以下、 熱間粗圧延終 了温度を 950 °C以上とすることにより、 より一層の耐リジング性の向上が得られ る。 図 7は、 実験 3に用いた実験方法で、 r p /D =0.15で h ZDを 0.75とした 時の、 リジング発生程度をスラブ加熱温度 （S R T) と粗圧延終了温度 （R D T) で整理した結果である。 図 7より、 S R T≤1170° (：、 かつ R D T≥950 °Cの 条件で熱延を行った場合には、 特に過酷な絞り加工後でも全くリジングが発生 しないことがわかる。
なお、 スラブ加熱温度の下限温度は、 粗圧延終了温度の 950 °C以上が確保され れば何ら問題がないので特に定める必要はない。 ま施
以下に実施例に基づき本発明の効果を説明する。
表 1に示す組成を有する鋼を V〇D→連铸工程にて厚さ 200mmの連铸スラブ とし、 3スタンドより成る粗圧延機と 7スタンドより成る連続式の仕上圧延機 より構成される熱間圧延機にて、 スラブ加熱温度 （S R T) ： 1150〜1180°C、 粗圧延終了温度 （R D T) : 940〜1090°C、 仕上げ圧延終了温度 （F D T) ： 800 〜950でで板厚4 11皿の熱延鋼帯に圧延した。 得られた熱延鋼帯を、 880〜1000 での間で連続焼鈍し、 酸洗の後、 冷間圧延により板厚 0.8mmの鋼帯とした。 こ の冷延鋼帯を、 脱脂後、 880〜： 1000°Cの間で連続仕上げ焼鈍し、 酸洗後、 スキン パスを行って 2 B仕上げ （JIS G 4307で規定された表面仕上け〕のステンレス鋼板 とした。 以上の方法で得られた冷延焼鈍板より試料を採取し、 以下に示す各種 の試験を行った。
•成形加工性
鋼板の L , D , C方向より引張試験片 （JIS 13号 B)を採取して 15 %引張歪を与 え、 各方向の塑性歪比を測定し、 前述した式により rと Δ rと算出した。
• リジング指数
鋼板の L方向より JIS 5号引張試験片を採取し、 25%の引張歪を加えた後のリ ジング発生程度を評価した。 評価方法は目視により標準サンプルと比較した結 果を指数化して行い、 この数字が小さければリジング発生程度は小さいことを 意味している。
•鋼板の表面光沢
表面光沢を JIS Z-8741に準拠し、 光源入射角 20° で測定した。 評価は光沢度 (GS)で行い、 その値が大きい程、 光沢がよいことを意味している。
•耐食性
耐食性の評価は、 JIS G-0577に準拠した NaCl水溶液中での孔食発生電位の測定 により行った。 孔食発生電位が大きい程、 耐食性がよいことを意味している。 表 2に、 これら試験における測定結果を示す。 発明例に相当する TiZ Nが 12以 上、 Nb+ V力 .05〜0.1 wt%、 かつ V /Nbが 2〜5の鋼板は、 r値も大きく、 Δ rも小さく、 さらに耐リジング性が著しく改善されていることがわかる。 ま た、 表面光沢も優れていることも明らかである。 耐食性向上のために、 さら に、 Ni, Mo, Cuを添加した鋼板では、 耐孔食性も向上することがわかる。 発明の禾 H用可能件
以上説明したように、 本発明によれば、 フェライト系ステンレス鋼中におけ る添加元素、 特に Ti, N，Nb， Vの添加量を最適化することにより、 成形加工性 と、 過酷な加工における耐リジング性とが共に優れるフェライト系ステンレス 鋼板を提供することが可能になる。 （請求項第 1項、 第 2項）
さらに、 Mo, Ni, Cuの添加量を最適化することにより、 さらに耐食性が優れ、 靭 性と延性の良好なフェライ卜系ステンレス鋼板を提供することが可能になる。
(請求項第 3項、 第 5項）
さらに、 B, Ca, Mgの微量添加により、 Ti含有鋼の連続铸造の際に発生しやすい Ti系介在物の晶析付着によるイマージョンノズルの閉塞を防止することができ る。 （請求項第 4項、 第 5項）
また、 上記のフェライト系ステンレス鋼板を製造するにあたり、 熱延条件の 最適化をはかることによって、 耐リジング性が一層優れたフェライト系ステン レス鋼板の製造が可能となる。 （請求項第 9項）
表 1 鋼畨 C Si Mn P S Cr Al N 0 Ti Nb V Ti /N Nb+V V/Nb その他 摘要 号
1 0.005 0.15 0.33 0.029 0.004 16.4 0.025 0.007 0.0051 0.14 0.019 0.047 20 0.066 2.4737 発明例
2 0.006 0.18 0.34 0.031 0.005 16.3 0.034 0.008 0.0027 0.07 0.021 0.051 8.75 0.072 2.4286 — 比較例
3 0.005 0.14 0.36 0.032 0.003 16.3 0.004 0.007 0.0038 0.13 0.007 0.015 18.5714 0.022 2.1429 一 比較例
4 0.006 0.13 0.29 0.022 0.006 16.2 0.029 0.007 0.0045 0.14 0.055 0.034 20 0.089 0.6182 一 比較例
5 0.007 0.14 0.33 0.027 0.002 16.1 0.055 0.008 0.0033 0.15 0.059 0.122 18.75 0.181 2.0678 一 比較例
6 0.019 0.16 0.31 0.024 0.002 16.3 0.017 0.009 0.0055 0.16 0.022 0.07 17.7778 0.092 3.1818 一 比較例
7 0.009 0.31 0.46 0.021 0.001 17.5 0.023 0.01 0.0022 0.20 0.021 0.059 20 0.08 2.8095 一 発明例
8 0.009 0.24 0.49 0.022 0.002 17.6 0.022 0.009 0.0041 0.19 0.008 0.052 12.1111 0.06 6^5 一 比較例
ΙΝ3
9 0.004 0.34 0.51 0.019 0.005 16.5 0.049 0.011 0.0056 0.16 0.018 0.039 14.5455 0.057 2.1667 Mo:0.88 発明例
10 0.005 0.32 0.49 0.021 0.004 16.4 0.047 0.011 0.0031 0.15 0.061 0.012 13.6364 0.073 0.1967 Mo:0.84 比較例
11 0.009 0.08 0.11 0.028 0.003 17.7 0.017 0.007 0.0032 0.11 0.022 0.049 15.7143 0.071 2.2273 Cu:0.39 発明例
12 0.008 0.09 0.09 0.027 0.002 17.6 0.011 0.016 0.0020 0.12 0.024 0.053 7.5 0.077 2.2083 Cu:0.41 比較例
13 0.009 0.44 0.21 0.024 0.003 13.2 0.029 0.007 0.0015 0.14 0.018 0.039 20 0.057 2.1667 B:0.0008 発明例
14 0.009 0.45 0.19 0.022 0.004 13.4 0.031 0.006 0.0061 0.21 0.008 0.009 35 0.017 1.125 B:0.0007 比較例
15 0.012 0.22 0.38 0.029 0.005 16.5 0.045 0.008 0.0064 0.21 0.022 0.048 26.25 0.07 2.1818 Ca:0.0009 発明例
16 0.012 0.21 0.36 0.024 0.002 16.4 0.037 0.009 0.0025 0.22 0.055 0.023 24.4444 0.078 0.4182 Ca:0.0011 比較例
17 0.008 0.34 0.31 0.028 0.005 8.2 0.008 0.009 0.0052 0.24 0.022 0.062 26.7 0.084 2.82 発明例
表 2 mm SRT RDT
r値 Δ Γ リジング指数 GS(20° ) 孔食電位
(°C) (。c) (mv vs SCE)
1 1160 965 1.92 0.11 1 884 128
2 1170 940 1.81 0.13 2 90丄 112
3 1160 950 1.74 0.41 1.5 879 122
4 1180 970 1.9 0.17 2 894 124
5 1160 980 1.93 0.14 1 622 127
6 1170 1000 1.62 0.28 1 867 110
7 1150 980 1.84 0.13 1 903 152
CO 8 1180 960 1.83 0.12 2 879 154
9 1150 1010 1.88 0.14 1 887 201
10 1160 955 1.85 0.13 2 869 206
11 1180 1030 1.81 0.15 1 877 203
12 1150 1000 1.66 0.24 1 859 207
13 1150 1040 1.98 0.11 1 906 58
14 1170 940 1.79 0.41 L5 912 61
15 1160 980 1.92 0.15 1 875 122
16 1170 950 1.93 0.13 2 867 118
17 1140 970 1.89 0.11 1 887 22

Claims

.請求の範囲
1 . C ： 0.001〜0.015 wt%、 Si : 1.0 wt%以下、 Mn ： 1.0 wt%以下、 P : 0.05wt%以下、 S ： 0.010 wt%以下、 Cr ： 8〜30wt%、 Al ： 0.08wt%以下、 N ： 0.005〜0.015 wt%、 O ： 0.0080wt%以下、 Ti ： 0.25wt%以下で、 TiZN≥ 12を満足して含み、 Nbおよび Vが、 （Nb+ V) ： 0.05〜0.10 1%かつ、 V /Nb ： 2〜 5を満足して含有することを特徴とする深絞り性と耐リジング性 に優れたフェライ卜系ステンレス鋼板。
2. 請求の範囲第 1項において、
残部は Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする深絞り性と耐リ グ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
3.請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 さらに
Mo ： 2.0 wt%以下、 Ni ： 1.0 wt%以下および Cu ： 1.0 wt%から選ばれる 1種又 は 2種以上を含有することを特徴とする深絞り性と耐リジング性に優れたフエ ライ卜系ステンレス鋼板。
4. 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 さらに
B ： 0.0005〜0.0030wt%、 Ca ： 0.0007〜0.0030wt%およ！¾lg ： 0.0005〜0.0030 wt%から選ばれる 1種又は 2種以上を含有することを特徴とする深絞り性と耐 リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
5. 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 さらに
Mo ： 2.0 wt%以下、 Ni ： 1.0 wt%以下および Cu ： 1.0 wt%から選ばれる 1種又 は 2種以上と B ： 0.0005〜0.0030wt%、 Ca ： 0.0007〜0.0030wt%および Mg ： 0.00 05〜0.0030wt%から選ばれる 1種又は 2種以上とを含有することを特徴とする深 絞り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
6. 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 Crが、 10〜30wt%であることを 特徴とする深絞り性と耐リジング性に優れたフェライ卜系ステンレス鋼板。
7. 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 Siが、 0.05〜0.5wt%であること を特徴とする深絞り性と耐リジング性に優れたフェライ卜系ステンレス鋼板。
8. 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 Mnが、 0.05〜0.5wt%であること を特徴とする深絞り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
9. 請求の範囲第 1項〜第 8項のいずれか 1項に記載のフェライ卜系ステンレス 鋼板を製造するにあたり、 それぞれの項に記載された成分からなる鋼スラブ を、 1170°C以下の温度範囲で加熱し、 950 °C以上の温度範囲で熱間粗圧延を終了 し、 引き続き、 熱間仕上げ圧延を行うことを特徴とする、 深絞り性と耐リジン グ性に優れたフヱライト系ステンレス鋼板の製造方法。
補正書の請求の範囲
[1 998年 10月 23日 （23. 1 0. 98 ) 国際事務局受理：出願当初の請求の範囲 3及び 5 は補正された；他の請求の範囲は変更なし。 （2頁） ]
1. C： 0.001〜0.015wt%、 Si : 1.0wt%以下、 Mn : 1.0wt%以下、 P : 0.05wt%以下、 S ： 0.010wt%_¾下、 Cr： 8〜30wt%、 A1： 0.08wt%以下、
N： 0.005〜0.015 wt%、 〇： 0.0080wt%以下、 Ti： 0.25wt%以下で、 Ti/N≥ 12を満足して含み、 Nbおよび Vが、 （Nb+V) ： 0.05〜0.10wt%かつ、
V/Nb： 2〜 5を満足して含有することを特徴とする深絞り性と耐リジング性 に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
2. 請求の範囲第 1項において、
残部は Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする深絞り性と耐リジン グ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
3. (補正後） 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 さらに
Mo： 2.0wt%以下、 Ni： 1.0wt%以下および Cu： 1.0 ^%以下から選ばれる 1種 又は 2種以上を含有することを特徴とする深絞り性と耐リジング性に優れたフ ェライト系ステンレス鋼板。
4. 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 さらに
B： 0.0005〜0.0030wt%、 Ca： 0.0007〜0.0030wt%および Mg： 0.0005〜0·0030 wt%から選ばれる 1種又は 2種以上を含有することを特徴とする深絞り性と耐 リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
5. (補正後） 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 さらに
Mo： 2.0wt%以下、 Ni： 1.0wt%以下および Cu： 1.0 wt%以下から選ばれる 1種 又は 2種以上と B ： 0.0005〜0.0030wt%、 Ca： 0.0007〜0.0030wt%および Mg：
0.0005〜0.0030wt%から選ばれる 1種又は 2種以上とを含有することを特徴とす る深絞り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
16
捕正された用紙 （条約第 19条）
6. 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 Crが、 10〜30wt%であることを 特徴とする深絞り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
7. 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 Siが、 0.05〜0.5wt%であること を特徴とする深絞り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
8. 請求の範囲第 1項または、 第 2項において、 Mnが、 0.05〜0.5wt%であること を特徴とする深絞り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
9. 請求の範囲第 1項〜第 8項のいずれか 1項に記載のフェライ卜系ステンレス 鋼板を製造するにあたり、 それぞれの項に記載された成分からなる鋼スラブ を、 1170°C以下の温度範囲で加熱し、 950 °C以上の温度範囲で熱間粗圧延を終了 し、 引き続き、 熱間仕上げ圧延を行うことを特徴とする、 深絞り性と耐リジン グ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
17 補正された用紙 （条約第 19条） 条約 1 9条に基づく説明書 ' 請求の範囲第 3項は、 第 2行目 「Cu: 1.0wt¾」 を 「Cu: 1.0wt%以下」 に 訂正し、 明細書第 8頁第 18〜23行の内容に合わせた。 請求の範囲第 5項は、 第 2行目 「Cu: 1.0wt¾」 を 「Cu: l.Owt?。以下」 に 訂正し、 明細書第 8頁第 18〜23行の内容に合わせた。
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