JP2002275596A - Fe-Cr BASED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT RIDGING RESISTANCE AND PRODUCTION METHOD THEREFOR - Google Patents
Fe-Cr BASED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT RIDGING RESISTANCE AND PRODUCTION METHOD THEREFORInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、深絞りなどの加工
用途に適した、耐リジング性に優れたFe−Cr系鋼板およ
びその製造法に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a Fe-Cr steel sheet excellent in ridging resistance and suitable for processing such as deep drawing.
【０００２】[0002]
【従来の技術】SUS430などの従来のフェライト系ステン
レス鋼板に深絞りなどの加工を施すと、リジングと呼ば
れる縞模様状の表面起伏が現れる。このリジングの発生
は成形品の美観を損ね、程度が著しい場合は加工中にプ
レス割れを生じることもある。また、リジングを除去す
るために成形加工後に研磨工程を入れる必要も生じ、生
産性，経済性を著しく低下させる。2. Description of the Related Art When a conventional ferritic stainless steel sheet such as SUS430 is subjected to deep drawing or the like, a striped surface undulation called ridging appears. The occurrence of the ridging impairs the aesthetic appearance of the molded product, and if the degree is remarkable, press cracking may occur during processing. In addition, it is necessary to insert a polishing step after forming to remove the ridging, which significantly lowers productivity and economic efficiency.
【０００３】一般にリジングの発生は、冷延焼鈍板内に
存在する結晶方位の近い結晶粒の集団（コロニー）に起
因すると考えられている。コロニーの起源は、凝固柱状
晶が熱延焼鈍後に残存することにより形成される粗大な
未再結晶フェライト粒であるとされる。この未再結晶フ
ェライト粒は冷延後の焼鈍時においても再結晶による結
晶方位の分散が小さいため、結果的に冷延焼鈍板内にコ
ロニーが形成されるものと考えられる。It is generally considered that ridging is caused by a group (colonies) of crystal grains having a close crystal orientation existing in a cold-rolled annealed sheet. The origin of the colonies is considered to be coarse unrecrystallized ferrite grains formed by solidification columnar crystals remaining after hot rolling annealing. It is considered that colonies are formed in the cold-rolled annealed sheet as a result of the non-recrystallized ferrite grains having small crystal orientation dispersion due to recrystallization even during annealing after cold rolling.
【０００４】この未再結晶フェライト粒の生成を抑制す
る手段の１つとして、鋳造時に凝固組織中の柱状晶率を
低下させ等軸晶率を増大させる方法がある。具体的に
は、連続鋳造時に低温鋳造や電磁攪拌を行う方法がよく
知られているが、それ以外にも鋼が凝固する際の核とな
る介在物を多量に生成させることにより等軸晶率を増大
させる方法などが提案されている。例えば、特開平11−
279712号公報では鋼中のAl量，Ca量を調整することで、
特開平11−172338号公報では鋼中のＯ2量に応じてTi
量，Mg量を調整することでそれぞれ等軸晶率の高い連鋳
スラブを得て鋼板の耐リジング性を改善している。As one of the means for suppressing the formation of the non-recrystallized ferrite grains, there is a method of reducing the columnar crystal ratio in the solidified structure during casting and increasing the equiaxed crystal ratio. Specifically, low-temperature casting and electromagnetic stirring during continuous casting are well known, but other than that, a large amount of inclusions serving as nuclei when the steel is solidified is generated, so that the equiaxed crystal ratio is increased. And the like have been proposed. For example, JP-A-11-
In Japanese Patent No. 279712, by adjusting the amount of Al and Ca in steel,
Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-172338 discloses that Ti depends on the amount of O 2 in steel.
By adjusting the amount of Mg and the amount of Mg, a continuous cast slab with a high equiaxed crystal ratio was obtained, and the ridging resistance of the steel sheet was improved.
【０００５】また、熱間圧延により鋳造組織を分断する
手法や、冷延後の焼鈍で微細再結晶粒を生成させる手法
も研究されている。例えば特開昭62−199721号公報で
は、熱延温度でフェライト単相組織を呈する鋼のスラブ
を熱延する際、粗圧延工程を多パスで行い、かつその途
中で30秒以上のディレイをおくことにより熱延板の粗大
フェライトバンドの分断および微細化を促進し、耐リジ
ング性を改善している。特開平7−118754号公報では、
γポテンシャルを高めた鋼をオーステナイト相が十分生
成する温度に加熱したのち熱延することで、熱延中にオ
ーステナイト相によって鋳造組織を破壊し、かつ低温巻
取と70％以上の冷間圧延で歪を蓄積させたのち焼鈍する
ことで微細再結晶粒を生成させ、これらによって耐リジ
ング性を改善している。[0005] Further, a method of dividing a cast structure by hot rolling and a method of generating fine recrystallized grains by annealing after cold rolling have been studied. For example, in JP-A-62-199721, when hot rolling a steel slab exhibiting a ferrite single phase structure at a hot rolling temperature, a rough rolling process is performed in multiple passes, and a delay of 30 seconds or more is provided in the middle of the process. This promotes the cutting and miniaturization of the coarse ferrite band of the hot-rolled sheet, and improves the ridging resistance. In JP-A-7-118754,
The steel with increased γ potential is heated to a temperature at which the austenite phase is sufficiently formed and then hot-rolled, so that the cast structure is destroyed by the austenite phase during hot-rolling, and low-temperature winding and 70% or more cold rolling are performed. By annealing after accumulating strain, fine recrystallized grains are generated, thereby improving ridging resistance.
【０００６】さらに、冷延板に生じる集合組織の発達を
抑制する手法も提案されている。例えば、特開平8−490
17号公報では、γポテンシャルを適性化した鋼を熱延で
低温巻取してマルテンサイト相を含む熱延板を製造し、
これを冷間圧延することによってマルテンサイト相にフ
ェライト相の結晶回転を乱す作用を起こさせ、通常の圧
延集合組織である＜011＞//RD繊維組織の発達を防止し
ている。特開平11−209826号公報では、この手法で耐リ
ジング性を改善するとともに、さらに熱延板のエッジ部
を加熱してその部分のマルテンサイト相を消失させる工
程を加え、冷延での耳割れを防止している。[0006] Further, there has been proposed a technique for suppressing the development of texture in a cold-rolled sheet. For example, JP-A-8-490
In the 17th publication, a steel having a suitable γ potential is hot-rolled at a low temperature to produce a hot-rolled sheet containing a martensite phase,
By cold rolling this, the martensite phase causes the crystal rotation of the ferrite phase to be disturbed, thereby preventing the development of the <011> // RD fiber structure, which is a normal rolling texture. In Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-209826, the ridging resistance is improved by this method, and a step of heating the edge portion of the hot-rolled sheet to eliminate the martensitic phase in that portion is added. Has been prevented.
【０００７】[0007]
【発明が解決しようとする課題】上述した例以外にも、
フェライト系ステンレス鋼の耐リジング性を改善する手
段は種々提案されている。それらは特殊な鋳造条件を採
用するか、特殊な熱延条件を採用するか、あるいは成分
限定式で鋼組成を厳密にコントロールするかのいずれか
の手段を利用するものがほとんどである。しかし、これ
らの手段は通常のフェライト系ステンレス鋼の製造プロ
セスに比べ、製造現場に大きな制約を与えるものであ
り、製造コストの上昇を招くことになる。In addition to the above-mentioned example,
Various means for improving the ridging resistance of ferritic stainless steel have been proposed. Most of them use either special casting conditions, special hot rolling conditions, or strict control of the steel composition by a limited composition method. However, these means impose great restrictions on the production site as compared with the ordinary production process of ferritic stainless steel, and increase the production cost.
【０００８】また、これら従来の手段では多くの場合、
リジングの発生を完全に防止できるとは限らないのが現
状である。前述のように、リジングの発生には冷延焼鈍
鋼板中の集合組織が大きく影響を及ぼすことが知られて
おり、また、フェライト結晶粒を微細化して粗大なフェ
ライトバンドをなくすことも耐リジング性向上に有利で
あることが判っている。しかし、リジングの発生を安定
的に防止し得る金属組織は未だ見出されていない。[0008] In addition, these conventional means often require
At present, it is not always possible to completely prevent the occurrence of ridging. As described above, it is known that the texture of cold-rolled annealed steel sheets has a significant effect on the occurrence of ridging, and it is also important to reduce the size of ferrite grains to eliminate coarse ferrite bands. It has been found to be advantageous for improvement. However, a metal structure capable of stably preventing the occurrence of ridging has not been found yet.
【０００９】本発明は、このような現状に鑑み、従来の
ような製造現場に負担増を強いる手段を用いることな
く、安定してリジングの発生が防止されるFe−Cr系合金
を提供することを目的とする。The present invention has been made in view of the above circumstances, and provides an Fe-Cr-based alloy in which ridging is stably prevented without using a conventional means for increasing a load on a manufacturing site. With the goal.
【００１０】[0010]
【課題を解決するための手段】発明者らは、Fe−Cr系鋼
板において、リジングが生じる場合と生じない場合の金
属組織にどのような違いがあるのか、詳細に検討を進め
てきた。その結果、リジングが起きるか否かを金属組織
的観点から見極めるには、単に特定の結晶方位が板の特
定方向にどの程度配向しているかといった、いわゆる集
合組織的に見た結晶配向のランダムさに着目するだけで
は十分でないことがわかってきた。そして発明者らは、
鋼板中において、隣接するフェライト結晶粒どうしの結
晶方位差にまで着目した、よりミクロ的な結晶配向のラ
ンダムさが、リジング発生の有無を大きく左右する因子
になることを突き止めた。また、そのような個々の結晶
粒レベルで結晶方位が高度にランダム化された金属組織
を得るためには、マルテンサイト相から微細なフェライ
ト再結晶粒が生成する過程をうまく利用することが非常
に有効であることを見出した。本発明はこのような知見
に基づいて完成したものである。Means for Solving the Problems The present inventors have studied in detail what difference is present in the metal structure between the case where ridging occurs and the case where ridging does not occur in the Fe-Cr based steel sheet. As a result, in order to determine whether or not ridging occurs from a metallographic point of view, it is necessary to simply determine the degree of randomness of the crystallographic orientation in terms of so-called texture, such as how much a specific crystal orientation is oriented in a specific direction of the plate. It turned out that it was not enough just to focus on. And the inventors
In the steel sheet, it was found that the microscopic randomness of the crystal orientation, which focused on the crystal orientation difference between adjacent ferrite crystal grains, was a factor largely affecting the occurrence of ridging. Also, in order to obtain such a metal structure in which the crystal orientation is highly randomized at the individual crystal grain level, it is very important to make good use of the process of generating fine ferrite recrystallized grains from the martensite phase. Found to be effective. The present invention has been completed based on such findings.
【００１１】すなわち、前記目的は、質量％で、Ｃ：0.
03％以下，Si：2.0％以下，Ｐ：0.04％以下，Ｓ：0.01
％以下，Cr：8.0〜20.0％，Ｎ：0.05％以下，Al：0.5％
以下，Ti：0（無添加）〜0.3％，Ｂ：0（無添加）〜0.0
5％好ましくは0.001〜0.05％，Ni：0.01〜5％，Mn：1.0
超え〜5％，Cu：0.01〜5％，残部がFeおよび不可避的不
純物の化学組成を有し、実質的にフェライト単相組織を
呈し、鋼板表面に平行な断面の金属組織観察において、
隣接する結晶粒の結晶方位差が15°以上である大角粒界
が結晶粒界長さの50％以上を占める耐リジング性に優れ
たFe−Cr系鋼板によって達成される。ここで、Ti含有
量，Ｂ含有量の下限の0％は、その元素が無添加である
場合を意味する。[0011] That is, the above-mentioned object is, in mass%, C: 0.
03% or less, Si: 2.0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.01
%, Cr: 8.0 to 20.0%, N: 0.05% or less, Al: 0.5%
Hereinafter, Ti: 0 (no addition) to 0.3%, B: 0 (no addition) to 0.0
5%, preferably 0.001 to 0.05%, Ni: 0.01 to 5%, Mn: 1.0
Exceeds ~ 5%, Cu: 0.01-5%, the balance has the chemical composition of Fe and unavoidable impurities, and exhibits a substantially ferrite single phase structure, and when observing the metal structure of a cross section parallel to the steel sheet surface,
This is achieved by a Fe-Cr-based steel sheet having excellent ridging resistance in which a large-angle grain boundary in which the crystal orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more accounts for 50% or more of the length of the crystal grain boundary. Here, the lower limit of 0% of the Ti content and the B content means that the element is not added.
【００１２】また、上記Fe−Cr系鋼板の製造法として、
熱延鋼板を、Ａc1点以上の温度から冷却速度0.01℃/sec
以上でＭf点以下まで冷却して80体積％以上のマルテン
サイト相を含む金属組織とし、冷間圧延し、次いでＡc1
点以下の温度域に加熱することにより前記マルテンサイ
ト相から再結晶フェライト相を生成させて実質的にフェ
ライト単相組織とする製造法を提供する。また別の製造
法として、熱延鋼板を、Ａc1点以上の温度から冷却速度
0.01℃/sec以上でＭf点以下まで冷却して80体積％以上
のマルテンサイト相を含む金属組織とし、次いでＡc1点
以下の温度域に加熱することにより前記マルテンサイト
相から再結晶フェライト相を生成させて実質的にフェラ
イト単相組織とし、冷間圧延し、その後Ａc1点以下の温
度域に加熱して焼きなましする製造法を提供する。Further, as a method for producing the above Fe-Cr steel sheet,
A hot rolled steel sheet is cooled at a temperature of more than one point Ac at a cooling rate of 0.01 ° C / sec
The metal structure containing a martensitic phase of 80% by volume or more is cooled by cooling to the Mf point or less, cold-rolled, and then Ac 1
The present invention provides a method for producing a recrystallized ferrite phase from the martensite phase by heating to a temperature range not higher than the point to substantially form a ferrite single phase structure. As another manufacturing method, a hot-rolled steel sheet is cooled at a temperature of at least one point Ac.
By cooling to 0.01 ° C./sec or more to the Mf point or less to form a metal structure containing a martensite phase of 80% by volume or more, and then heating to a temperature range of 1 point or less of Ac, the recrystallized ferrite phase from the martensite phase The present invention provides a method for producing a substantially ferrite single phase structure by cold rolling, and then annealing to a temperature range of less than or equal to one point of Ac.
【００１３】また、本発明では、上記化学組成を有する
鋼板について、(i)Ａc1点以上の温度からＭf点以下まで
冷却することによりマルテンサイト変態を起こす処理、
およびその後に、必要に応じて冷間圧延を施した後、(i
i)Ａc1点以下の温度域に加熱することにより前記マルテ
ンサイト相から再結晶フェライト相を生成させる処理を
施し、(i)の処理で起きるオーステナイト→マルテンサ
イト変態および(ii)の処理で起きるマルテンサイトの再
結晶の組み合わせによって再結晶フェライト相の結晶方
位をランダム化し、隣接する結晶粒の結晶方位差が15°
以上である大角粒界が、鋼板表面に平行な断面における
結晶粒界長さの50％以上を占めるような実質的にフェラ
イト単相の組織を得る、耐リジング性に優れたFe−Cr系
鋼板の製造法を提供する。ここで、(i)はいわゆる焼入
れ処理である。Further, in the present invention, the steel sheet having the above chemical composition is subjected to (i) a process of causing a martensitic transformation by cooling from a temperature of 1 or more Ac to a temperature of Mf or less;
And after that, if necessary, after performing cold rolling, (i
i) A process of generating a recrystallized ferrite phase from the martensite phase by heating to a temperature range of 1 Ac or less is performed, and the austenite → martensite transformation that occurs in the process of (i) and the process of (ii) occur. The crystal orientation of the recrystallized ferrite phase is randomized by a combination of martensite recrystallization, and the crystal orientation difference between adjacent crystal grains is 15 °.
Fe-Cr steel sheet excellent in ridging resistance, obtaining a substantially ferrite single-phase structure in which the large-angle grain boundaries described above occupy at least 50% of the length of the crystal grain boundary in a cross section parallel to the steel sheet surface. And a method for producing the same. Here, (i) is a so-called quenching process.
【００１４】[0014]
【発明の実施の形態】発明者らは、マルテンサイトの再
結晶現象に着目した。Fe−Cr系鋼を焼入れ処理し、マル
テンサイト相を得た後、Ａc1点以下の温度で加熱保持
し、再結晶フェライトを得ることで耐リジング性の改善
を試みた。Fe−Cr系鋼を焼入れ処理することによって生
じるマルテンサイト相の再結晶現象に着目して、耐リジ
ング性の改善を試みてきた。その結果、金属組織の大部
分を占めるラス・マルテンサイトをフェライト相として
再結晶化させることができた場合に、成形加工時にリジ
ングの発生が起こらないFe−Cr系鋼板が得られることを
知見した。ただし、一般にラス・マルテンサイトはＡc1
点直下まで加熱しても再結晶化し難い性質を有してい
る。その原因として、炭化物による転位のピンニング効
果があると考えられる。このため、Fe−Cr系鋼板におい
てマルテンサイト相起源の再結晶フェライト相が大部分
を占めるような金属組織を得ることは必ずしも容易では
ない。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The inventors paid attention to the martensite recrystallization phenomenon. After quenching the Fe-Cr-based steel to obtain a martensite phase, it was heated and held at a temperature of 1 point or less of Ac to obtain recrystallized ferrite, and an attempt was made to improve ridging resistance. Attempts have been made to improve ridging resistance by focusing on the recrystallization phenomenon of the martensite phase caused by quenching Fe-Cr steel. As a result, they found that when lath martensite occupying most of the metallographic structure could be recrystallized as a ferrite phase, a Fe-Cr-based steel sheet free from ridging during forming could be obtained. . However, Ras martensite is generally Ac 1
It has the property of being difficult to recrystallize even when heated to just below the point. The cause is considered to be a dislocation pinning effect by carbide. Therefore, it is not always easy to obtain a metal structure in which the recrystallized ferrite phase originating from the martensite phase occupies most of the Fe-Cr steel sheet.
【００１５】種々検討の結果、Ｃを極力低減したFe−Cr
系鋼においては、Ａc1点以下の加熱によってラス・マル
テンサイトをほぼ完全に再結晶化させることができ、そ
の際、生じた再結晶フェライト相の結晶方位はランダム
化することがわかった。そのランダム化の形態は、隣り
合った大部分の結晶粒どうしが、結晶方位を15°以上異
にするというものであり、極めてミクロ的な結晶配向の
ランダム化が達成されるのである。そして、このような
特徴的な結晶配向のランダムさが得られたとき、リジン
グの発生は安定的に解消するのである。As a result of various studies, it was found that Fe-Cr in which C was reduced as much as possible.
In systems steel, can be substantially completely recrystallized Las martensite by: heating one point Ac, this time, crystal orientation of the resulting recrystallized ferrite phase was found to be randomized. The form of the randomization is such that most of the adjacent crystal grains have a crystal orientation different by 15 ° or more, so that a very micro randomized crystal orientation is achieved. Then, when such a characteristic random crystal orientation is obtained, the occurrence of ridging is stably eliminated.
【００１６】図１に、本発明で規定する範囲内の化学組
成を有するFe−12％Cr−1％Ni鋼冷延焼鈍板の、表面を
研摩エッチングした面について、ＥＢＳＰ（Electron B
ackscattering Pattern）により結晶方位の分析を行っ
た結果の一例を示す。試料は、熱延板を1000℃で30分保
持したのち水冷する焼入れ処理によって、ラス・マルテ
ンサイトがほぼ100体積％の金属組織とした後、約73％
の冷間圧延を施し、次いでＡc1点より低い750℃で1分保
持する熱処理を施すことによって再結晶フェライト相を
生成させ、実質的にフェライト単相組織としたものであ
る。この試料は後述する表１の供試鋼Ａ２であり、より
詳しい製造工程は後述の実施例に示すとおりである。Ｅ
ＢＳＰ装置では、試料面に電子ビームを走査させること
によって採取した結晶方位のデータに基づいて結晶方位
のマッピングを行うことができる。例えば、採取データ
を画像処理することにより、試料表面に現れている結晶
粒の結晶方位を結晶粒ごとに無段階に色分けして表示す
ることができる。図１は、そのような色分け表示した画
像をモノクロに複写した例である。FIG. 1 shows an EBSP (Electron B) of a cold-rolled annealed sheet of Fe-12% Cr-1% Ni steel having a chemical composition within the range specified in the present invention.
An example of a result obtained by analyzing a crystal orientation using an ackscattering pattern is shown. The sample was quenched by holding the hot-rolled sheet at 1000 ° C for 30 minutes and then water-cooling to make the metal structure of lath martensite almost 100% by volume.
Is cold-rolled, and then heat-treated at 750 ° C., which is lower than the Ac 1 point, for 1 minute to generate a recrystallized ferrite phase, thereby substantially forming a ferrite single phase structure. This sample is test steel A2 in Table 1 described later, and the more detailed manufacturing process is as shown in Examples described later. E
In the BSP device, the crystal orientation can be mapped based on the crystal orientation data collected by scanning the sample surface with an electron beam. For example, by performing image processing on the collected data, the crystal orientation of the crystal grains appearing on the sample surface can be displayed in a stepless color-coded manner for each crystal grain. FIG. 1 shows an example in which such an image displayed in different colors is copied in monochrome.
【００１７】図１の複写元であるカラー画像によると、
定性的ではあるが、個々の結晶粒の結晶方位はランダム
にばらついている傾向が読み取れた。According to the color image as the copy source in FIG. 1,
Although qualitative, the crystal orientation of individual crystal grains was found to vary randomly.
【００１８】また、別の画像処理により、隣接する結晶
粒の境界（すなわち結晶粒界）を、境界両側の結晶方位
の差に応じて色分けして表示することもできる。例え
ば、両側で15°以上の結晶方位差を有する結晶粒界とそ
うでない結晶粒界を色分けして表示することができる。
図２は、図１に示される領域について結晶粒界を上記の
ように色分け表示した画像に基づき、その結晶粒界をト
レースしたものである。図２中、太線で示した部分は両
側で15°以上の結晶方位差を有する結晶粒界、細線で示
した部分は同15°未満の結晶粒界である。本明細書で
は、隣接する結晶粒の結晶方位差（結晶方位のずれ）が
15°以上になる結晶粒界を「大角粒界」と呼んでいる。Further, by another image processing, a boundary between adjacent crystal grains (that is, a crystal grain boundary) can be displayed in different colors according to a difference in crystal orientation on both sides of the boundary. For example, a crystal grain boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more on both sides and a crystal grain boundary that does not have such a difference can be displayed in different colors.
FIG. 2 is a trace of the crystal grain boundaries based on an image in which the crystal grain boundaries in the region shown in FIG. 1 are color-coded as described above. In FIG. 2, a portion indicated by a thick line is a crystal grain boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more on both sides, and a portion indicated by a thin line is a crystal grain boundary of less than 15 °. In this specification, the difference in crystal orientation between adjacent crystal grains (shift in crystal orientation)
Grain boundaries that are 15 ° or more are called “large-angle grain boundaries”.
【００１９】図２から、このFe−Cr系鋼の冷延焼鈍板に
おいては、結晶粒界の大部分が大角粒界になっているこ
とがわかる。後述のように、この材料はリジングの発生
が認められなかった本発明例のものである。FIG. 2 shows that in the cold-rolled annealed sheet of this Fe-Cr steel, most of the crystal grain boundaries are large angle grain boundaries. As described below, this material is an example of the present invention in which no ridging was observed.
【００２０】ここで、マルテンサイトの再結晶が耐リジ
ング性の改善に有効である理由を簡単に述べる。マルテ
ンサイト変態がＫ−Ｓの関係を満足して起こる場合、変
態のバリアントは結晶学的に24通り存在することにな
る。マルテンサイト組織において、１つのオーステナイ
ト結晶粒に由来する領域の中（すなわち旧オーステナイ
ト粒内）には、パケットあるいはブロックと呼ばれる領
域が存在する。隣り合うパケットあるいはブロックは通
常異なるバリアントに属するため、その境界は大角粒界
になると考えられる。つまり、「オーステナイト→マル
テンサイト変態」によって、パケットあるいはブロック
を単位とした結晶方位のランダム化が起きる。Here, the reason why the recrystallization of martensite is effective for improving the ridging resistance will be briefly described. If the martensitic transformation occurs satisfies the KS relationship, there will be 24 crystallographic variants. In the martensite structure, a region called a packet or a block exists in a region derived from one austenite crystal grain (that is, in an old austenite grain). Since adjacent packets or blocks usually belong to different variants, their boundaries are considered to be large-angle grain boundaries. In other words, the “austenite → martensite transformation” causes randomization of the crystal orientation in units of packets or blocks.
【００２１】マルテンサイト相から再結晶フェライト相
が生成するとき、すなわち「マルテンサイトの再結晶」
が起きるときには、パケット境界あるいはブロック境界
が再結晶フェライト相における粒界の起源となって、再
結晶が進行するものと考えられる。つまり、再結晶の進
行に伴って、通常、パケット境界あるいはブロック境界
を起源とする粒界は移動するが、生じた個々の再結晶フ
ェライト粒は、24通りのバリアントのいずれかをとるよ
うに結晶方位がランダム化された異なるパケットあるい
はブロックに由来するものであると考えられる。このた
め、個々の再結晶フェライト粒の結晶方位もランダム化
され、結果的にフェライト結晶粒界の大部分は大角粒界
になるものと考えられる。なお、マルテンサイト相から
再結晶フェライト相を生成させることによってフェライ
ト相の結晶方位をランダム化するためには、オーステナ
イト相に逆変態しない温度域に鋼材を加熱する必要があ
る。本明細書では、以下、この加熱を「フェライト化熱
処理」と呼ぶ。When a recrystallized ferrite phase is formed from a martensite phase, that is, "recrystallization of martensite"
When recrystallization occurs, it is considered that the packet boundary or the block boundary is the origin of the grain boundary in the recrystallized ferrite phase, and the recrystallization proceeds. In other words, as recrystallization progresses, grain boundaries originating from packet boundaries or block boundaries usually move, but the individual recrystallized ferrite grains that are formed are crystallized to take one of 24 variants. The azimuth may be derived from different randomized packets or blocks. Therefore, it is considered that the crystal orientation of each recrystallized ferrite grain is also randomized, and as a result, most of the ferrite crystal grain boundaries become large-angle grain boundaries. In order to randomize the crystal orientation of the ferrite phase by generating a recrystallized ferrite phase from the martensite phase, it is necessary to heat the steel to a temperature range that does not reversely transform into the austenite phase. In the present specification, this heating is hereinafter referred to as “ferrite heat treatment”.
【００２２】このように、本発明においては、焼入れ処
理での「オーステナイト→マルテンサイト変態」とフェ
ライト化熱処理での「マルテンサイトの再結晶」とを組
み合わせる上記のメカニズムによって、再結晶フェライ
ト組織の結晶配向を顕著にランダム化しているのであ
る。As described above, in the present invention, the recrystallization ferrite microstructure is formed by the above-described mechanism combining the “austenite → martensite transformation” in the quenching treatment and the “recrystallization of martensite” in the ferrite heat treatment. The orientation is remarkably randomized.
【００２３】なお、「焼入れ処理→冷間圧延→フェライ
ト化熱処理」の工程（例えば図１，図２の場合）と、
「焼入れ処理→フェライト化熱処理」の工程を比較する
と、前者では集合組織の生じる傾向が若干見られる。し
かし前者の場合でも、図２に示したとおり、現実に大角
粒界が大部分を占める再結晶フェライト組織が得られて
いることから、焼入れ処理とフェライト化熱処理の間で
冷間圧延を行った場合でも基本的に上記ランダム化のメ
カニズムは有効に機能しているものと考えられる。The steps of “quenching treatment → cold rolling → heat treatment for ferrite formation” (for example, in the case of FIGS. 1 and 2)
Comparing the steps of "quenching treatment → heat treatment for ferrite formation", the former tends to have a slight tendency to form a texture. However, even in the former case, as shown in FIG. 2, since a recrystallized ferrite structure in which large-angle grain boundaries occupy a large part was actually obtained, cold rolling was performed between the quenching treatment and the ferrite-forming heat treatment. Even in such a case, it is considered that the above-mentioned randomizing mechanism basically functions effectively.
【００２４】以下、本発明を特定する事項について説明
する。Ｃは、オーステナイト生成元素であり、Ａc1点以
上の温度から冷却する「焼入れ処理」時のマルテンサイ
ト生成に寄与する。しかし、侵入型固溶元素であるた
め、過剰の含有はラス・マルテンサイトの硬度を著しく
増大させ、冷間圧延を困難にする。また、本発明ではフ
ェライト化熱処理においてマルテンサイト相からフェラ
イト相を再結晶させなくてはならないが、Ｃは炭化物を
形成してこの再結晶を抑制するように作用する。種々検
討の結果、Ｃ含有量は0.03質量％以下に抑える必要があ
ることがわかった。Ｃ含有量の特に好ましい範囲は0.00
1〜0.02質量％である。Hereinafter, matters specifying the present invention will be described. C is an austenite forming element and contributes to the formation of martensite at the time of "quenching treatment" in which cooling is performed from a temperature of one or more Ac. However, since it is an interstitial solid solution element, its excessive content significantly increases the hardness of lath martensite and makes cold rolling difficult. In the present invention, the ferrite phase must be recrystallized from the martensite phase in the heat treatment for ferrite formation. C acts to form carbide and suppress the recrystallization. As a result of various studies, it was found that the C content had to be suppressed to 0.03% by mass or less. A particularly preferred range of the C content is 0.00
1 to 0.02% by mass.
【００２５】Siは、鋼の脱酸のために必要な元素であ
る。しかし、過剰のSi含有は、硬度を著しく増大させ、
冷間圧延を困難にするとともに、加工時の延性を低下さ
せる。そこで、Si含有量は2.0質量％以下に規定した。S
i含有量の特に好ましい範囲は0.1〜0.7質量％である。Si is an element necessary for deoxidizing steel. However, excessive Si content significantly increases the hardness,
This makes cold rolling difficult and reduces ductility during processing. Therefore, the Si content is specified to be 2.0% by mass or less. S
A particularly preferred range of the i content is 0.1 to 0.7% by mass.
【００２６】Ｐ，Ｓは不純物であり、これらは加工性を
著しし低下させる元素であるため低く抑える必要があ
る。本発明の鋼板においておいて、Ｐは0.04質量％以下
に、Ｓは0.01質量％以下に制限する必要がある。P and S are impurities, and these are elements which significantly lower and lower the workability, and therefore need to be kept low. In the steel sheet of the present invention, it is necessary to limit P to 0.04% by mass or less and S to 0.01% by mass or less.
【００２７】Crは、鋼板の耐食性を確保するために必須
の元素であり、8.0質量％以上添加する必要がある。し
かし、Crはフェライト生成元素であるため、過剰に添加
すると本発明において必要な焼入れ後のマルテンサイト
組織が得られない。このため、Crの上限は20.0質量％に
制限される。Cr is an essential element for ensuring the corrosion resistance of the steel sheet, and must be added in an amount of 8.0% by mass or more. However, since Cr is a ferrite-forming element, if added in excess, the martensite structure after quenching required in the present invention cannot be obtained. For this reason, the upper limit of Cr is limited to 20.0% by mass.
【００２８】Ｎは、Ｃと同様オーステナイト生成元素で
あり、マルテンサイト生成に寄与する反面、侵入型固溶
元素であるため過剰の含有はマルテンサイトを硬化さ
せ、冷間圧延を困難にする。このため、Ｎ含有量の上限
は0.05質量％とした。Ｎ含有量の特に好ましい範囲は0.
001〜0.02％である。N, like C, is an austenite forming element and contributes to the formation of martensite, but is an interstitial solid solution element, so that excessive N hardens martensite and makes cold rolling difficult. For this reason, the upper limit of the N content is set to 0.05% by mass. A particularly preferred range of the N content is 0.1.
It is 001 to 0.02%.
【００２９】Alは、鋼の脱酸目的で添加することができ
る。しかし、過剰な含有は鋼板の加工性を低下させる。
このため、Al含有量の上限は0.5％とした。Al can be added for the purpose of deoxidizing steel. However, an excessive content lowers the workability of the steel sheet.
For this reason, the upper limit of the Al content is set to 0.5%.
【００３０】Tiも、Si，Alと同様、鋼の脱酸目的で添加
することができる。しかし、Tiは安定な炭化物を形成
し、マルテンサイトの再結晶を抑制するように作用す
る。このため、Tiを添加する場合には0.5質量％以下の
範囲で行う必要がある。Like Ti and Al, Ti can be added for the purpose of deoxidizing steel. However, Ti forms a stable carbide and acts to suppress recrystallization of martensite. For this reason, when adding Ti, it is necessary to perform it in the range of 0.5% by mass or less.
【００３１】Ni，Mn，Cuは、いずれもオーステナイト生
成元素である。本発明では焼入れ処理後にマルテンサイ
ト組織を得るためにこれらの元素を含有させる必要があ
る。しかし、これらの元素の過剰な含有はオーステナイ
トを安定化しＭf点を低下させるため、焼入れ処理後に
十分な量のマルテンサイト相を得ることが困難となる。
これらの点を考慮して、本発明ではNi：0.01〜5％，M
n：1.0超え〜5％，Cu：0.01〜5％を含有させる。なお、
Mnは、Ni，Cuに比べオーステナイト生成能が低いため、
マルテンサイト相を得る目的のために添加する本発明の
場合には1％を超える量の含有を必要とする。Ni, Mn, and Cu are all austenite forming elements. In the present invention, these elements must be contained in order to obtain a martensite structure after the quenching treatment. However, an excessive content of these elements stabilizes austenite and lowers the Mf point, so that it becomes difficult to obtain a sufficient amount of martensite phase after quenching.
In consideration of these points, in the present invention, Ni: 0.01 to 5%, M
n: more than 1.0 to 5%, Cu: 0.01 to 5%. In addition,
Since Mn has lower austenite generation ability than Ni and Cu,
In the case of the present invention which is added for the purpose of obtaining a martensite phase, the content needs to be more than 1%.
【００３２】Ｂは、Fe−Cr系鋼の焼入れ性を向上させる
元素であり、焼入れ後にマルテンサイト主体の組織を得
るのに寄与する。この作用を十分に発揮させるには0.00
1質量％以上のＢを添加することが望ましい。しかし、
0.05質量％以上添加してもその効果は飽和する。したが
って、Ｂを添加する場合は0.05質量％以下の範囲とし、
特に0.001〜0.05質量％の範囲とすることが望ましい。B is an element for improving the hardenability of the Fe-Cr steel, and contributes to obtaining a martensite-based structure after quenching. 0.00 to fully demonstrate this effect
It is desirable to add 1% by mass or more of B. But,
Even if 0.05% by mass or more is added, the effect is saturated. Therefore, when B is added, the content should be 0.05% by mass or less,
In particular, it is desirable to be in the range of 0.001 to 0.05% by mass.
【００３３】本発明のFe−Cr系鋼板は、実質的にフェラ
イト単相組織を呈するものである。実質的にフェライト
単相組織とは、マトリクスがフェライト相で、その中
に、炭化物等の析出物や介在物、あるいはオーステナイ
ト相やマルテンサイト相が最大で合計約5体積％まで含
まれてもよいことを意味する。The Fe—Cr steel sheet of the present invention substantially exhibits a ferrite single phase structure. Substantially ferrite single-phase structure means that the matrix is a ferrite phase, in which precipitates and inclusions such as carbides, or austenitic and martensitic phases may be contained up to a total of about 5% by volume. Means that.
【００３４】また、その実質的にフェライト単相組織で
ある金属組織は、以下のような状態で結晶配向がランダ
ム化していることを特徴とする。すなわち、鋼板表面に
平行な断面の金属組織観察において、隣接する結晶粒の
結晶方位差が15°以上である大角粒界が結晶粒界長さの
50％以上を占めること。前述のように、リジングの主た
る発生要因は、結晶方位の近いフェライト結晶粒の集団
（コロニー）が鋼板内に存在する点にあると考えられ
る。隣接する２つの結晶粒の結晶方位差が15°以上ある
とき、少なくともこれらの結晶粒は同一のコロニーを形
成するものではない。また、そのような大角粒界が、鋼
板表面に平行な断面の金属組織観察において全結晶粒界
長さの50％以上を占めるような状態の金属組織では、粗
大なコロニーの存在は極めて考えにくい。したがって、
このようなフェライト組織を呈するFe−Cr系鋼板は、加
工時にリジングの発生が顕著に抑止されるのである。The metal structure which is substantially a ferrite single phase structure is characterized in that the crystal orientation is randomized in the following state. In other words, in observing the metallographic structure of a cross section parallel to the steel sheet surface, a large-angle grain boundary in which the crystal orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more has a grain boundary length.
Occupy 50% or more. As described above, it is considered that the main cause of ridging is that a group (colonies) of ferrite crystal grains having a close crystal orientation exists in the steel sheet. When the crystal orientation difference between two adjacent crystal grains is 15 ° or more, at least these crystal grains do not form the same colony. Further, in such a metal structure in which such large-angle grain boundaries occupy 50% or more of the length of the entire grain boundary in a metal structure observation of a cross section parallel to the steel sheet surface, the existence of a coarse colony is extremely unlikely. . Therefore,
In the Fe-Cr-based steel sheet having such a ferrite structure, generation of ridging during processing is remarkably suppressed.
【００３５】Fe−Cr系鋼板がこのような金属組織を呈す
るか否かは、先に例示したＥＢＳＰ分析によって同定す
ることが可能である。Whether or not the Fe—Cr steel sheet has such a metal structure can be identified by the EBSP analysis exemplified above.
【００３６】フェライト結晶粒はあまり粗大化すること
なく、微細な状態であることが望ましい。例えば、JIS
G 0552に規定されるフェライト結晶粒度で、粒度番号5
〜10の範囲とすることが望ましい。It is desirable that the ferrite crystal grains be in a fine state without being excessively coarsened. For example, JIS
Ferrite grain size specified in G 0552, grain size number 5
It is desirably in the range of 10 to 10.
【００３７】このような金属組織は、前述のように、焼
入れ処理での「オーステナイト→マルテンサイト変態」
およびフェライト化熱処理での「マルテンサイトの再結
晶」の組み合わせによって得られるものである。したが
って、フェライト化熱処理に供する鋼板には一定量以上
のマルテンサイト相が存在していなくてはならない。発
明者らの検討の結果、少なくとも80体積％以上のマルテ
ンサイト相の存在が必要であることがわかった。フェラ
イト化熱処理の前に冷間圧延する場合であっても同様で
ある。ここで、マルテンサイト相の残部は主としてフェ
ライト相であが、マルテンサイト相が実質的に100％
（マルテンサイト単相）の組織であっても構わない。As described above, such a metal structure is obtained by the “austenite-to-martensite transformation” during quenching.
And "recrystallization of martensite" by ferrite heat treatment. Therefore, the steel sheet subjected to the heat treatment for ferrite formation must contain a certain amount or more of the martensite phase. As a result of the study by the inventors, it was found that the presence of at least 80% by volume or more of the martensite phase was necessary. The same applies to the case where cold rolling is performed before the heat treatment for ferrite formation. Here, the remainder of the martensite phase is mainly a ferrite phase, but the martensite phase is substantially 100%
The structure may be (martensite single phase).
【００３８】焼入れ処理は、基本的に焼入れ処理後に80
体積％以上のマルテンサイト相を有する組織が得られれ
ば種々の条件が採用できる。本発明で規定する成分組成
の鋼では、Ａc1点以上での保持温度は概ね800〜1150
℃、保持時間は20〜60分程度が好ましい。冷却速度は0.
01℃/sec以上とすべきであり、0.02℃/sec以上とするこ
とが好ましい。また、このような冷却速度でＭf点以下
まで冷却することが好ましい。The quenching process is basically performed after the quenching process.
Various conditions can be adopted as long as a structure having a martensite phase of not less than% by volume can be obtained. In the steel having the component composition specified in the present invention, the holding temperature at one point or more of Ac is generally 800 to 1150.
C. and the holding time are preferably about 20 to 60 minutes. Cooling rate is 0.
The temperature should be at least 01 ° C / sec, preferably at least 0.02 ° C / sec. Further, it is preferable to cool to the Mf point or lower at such a cooling rate.
【００３９】焼入れ処理とフェライト化熱処理の間で冷
間圧延を行う場合、その冷間圧延率を高くすると、フェ
ライト化熱処理において集合組織が生じる傾向が認めら
れるようになる。しかし、集合組織の傾向が認められて
も、隣接結晶粒どうしの結晶方位差が15°以上である大
角粒界の割合が50％以上確保される限り、非常に優れた
耐リジング性は維持される。したがって、フェライト化
熱処理の前に行う冷間圧延の圧延率は、結果的に大角粒
界の割合が50％以上となる範囲内で許容される。推奨さ
れる冷間圧延率の上限は約80％である。When cold rolling is performed between the quenching treatment and the ferrite-forming heat treatment, when the cold-rolling rate is increased, a tendency to form a texture during the ferrite-forming heat treatment is recognized. However, even if the tendency of the texture is observed, as long as the ratio of the large-angle grain boundaries in which the crystal orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more is secured to 50% or more, extremely excellent ridging resistance is maintained. You. Therefore, the reduction ratio of the cold rolling performed before the heat treatment for ferrite formation is allowed as long as the ratio of the large-angle grain boundaries eventually becomes 50% or more. The recommended upper limit of cold rolling reduction is about 80%.
【００４０】フェライト化熱処理は、Ａc1点以下の温度
で行う必要がある。それより高温にするとマルテンサイ
トがオーステナイトに逆変態してしまう。この熱処理で
は、鋼板中に存在するマルテンサイト相をほぼ全量再結
晶させ、フェライト相を生成させる。再結晶過程では炭
化物の析出も伴うが、基本的には「マルテンサイトの再
結晶」を完了させフェライト組織を得ることが目的であ
る。したがって、この熱処理の条件は、「マルテンサイ
トの再結晶」を完了させることのできる条件であって、
工業的に実施可能であれば、種々の温度・時間の組み合
わせを採用することができる。例えば、焼入れままの熱
延鋼板であれば650〜800℃×0.3〜24時間の条件が採用
でき、焼入れ後に冷間圧延した鋼板であれば再結晶しや
すいため600〜800℃×0.2〜720分の条件が採用できる。The heat treatment for ferrite formation needs to be performed at a temperature of 1 point or less of Ac. At higher temperatures, martensite reversely transforms to austenite. In this heat treatment, almost all of the martensite phase present in the steel sheet is recrystallized to produce a ferrite phase. The recrystallization process involves the precipitation of carbides, but basically the purpose is to complete "recrystallization of martensite" and obtain a ferrite structure. Therefore, the condition of this heat treatment is a condition capable of completing “recrystallization of martensite”,
Various industrial combinations of temperature and time can be adopted as long as they can be implemented industrially. For example, the condition of 650 to 800 ° C. × 0.3 to 24 hours can be adopted for a hot-rolled steel sheet as-quenched, and 600 to 800 ° C. × 0.2 to 720 minutes for a steel sheet cold-rolled after quenching because it is easy to recrystallize. The following conditions can be adopted.
【００４１】本発明の耐リジング性に優れたFe−Cr系鋼
板の製造プロセスとしては、大きく次の２通りが考えら
れる。 溶製→(熱間鍛造)→熱間圧延→焼入れ処理→冷間圧延
→フェライト化熱処理 溶製→(熱間鍛造)→熱間圧延→焼入れ処理→フェライ
ト化熱処理→冷間圧延→焼きなまし処理 このうち、溶製および(熱間鍛造)・熱間圧延について
は、一般的な公知の手法が採用でき、本発明で特に規定
されるものではない。焼入れ処理，フェライト化熱処理
およびのプロセスにおける冷間圧延ついては、上で説
明したとおりである。The production process of the Fe-Cr steel sheet having excellent ridging resistance of the present invention can be roughly classified into the following two processes. Melting → (Hot forging) → Hot rolling → Quenching → Cold rolling → Heat treatment for ferrite Melting → (Hot forging) → Hot rolling → Quenching → Heat treatment for ferrite → Cold rolling → Annealing Among them, for smelting and (hot forging) / hot rolling, a general well-known method can be adopted and is not particularly limited in the present invention. The cold rolling in the quenching process, the ferrite heat treatment process, and the process are as described above.
【００４２】上記のプロセスでは、フェライト化熱処
理の後に冷間圧延と焼きなましを行うものである。上工
程の「焼入れ処理→フェライト化熱処理」によって得ら
れた再結晶フェライト組織は十分にランダム化されてい
るため、その後に冷間圧延および焼きなまし処理を施し
た鋼板においても、大角粒界の割合が50％以上となるラ
ンダム化された再結晶フェライト組織を得ることがで
き、非常に優れた耐リジング性が付与される。この場合
の冷間圧延率は20〜80％程度が好ましい。また、焼きな
ましは700〜800℃×0.5〜10分の範囲で行うことが好ま
しい。In the above process, cold rolling and annealing are performed after the heat treatment for ferrite formation. Since the recrystallized ferrite structure obtained by the above-mentioned `` quenching treatment → ferritizing heat treatment '' is sufficiently randomized, the ratio of large-angle grain boundaries in steel sheets that have been subsequently cold-rolled and annealed has been reduced. A randomized recrystallized ferrite structure of 50% or more can be obtained, and very excellent ridging resistance is provided. In this case, the cold rolling reduction is preferably about 20 to 80%. The annealing is preferably performed at 700 to 800 ° C. for 0.5 to 10 minutes.
【００４３】[0043]
【実施例】表１に、供試鋼の化学成分値（質量％）を示
す。Ａ１〜Ａ６は本発明で規定する範囲の化学組成を有
する発明対象鋼、Ｂ１は比較鋼、Ｂ２はSUS430に相当す
る従来鋼である。いずれの鋼も真空溶解炉にて溶製して
約30kgの鋳塊とし、これらを鍛造し、さらに通常の方法
で熱間圧延して板厚3.0mmの熱延板とした。EXAMPLES Table 1 shows the chemical component values (% by mass) of the test steels. A1 to A6 are steels of the invention having a chemical composition within the range specified in the present invention, B1 is a comparative steel, and B2 is a conventional steel corresponding to SUS430. Each steel was melted in a vacuum melting furnace to form an ingot of about 30 kg, forged, and hot-rolled by a usual method to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 3.0 mm.
【００４４】[0044]
【表１】 [Table 1]
【００４５】図３には(a)(b)の２通りの試料作製工程を
示してある。工程(a)は、表１のすべての鋼について実
施した。この工程は「焼入れ処理→冷間圧延→フェライ
ト化熱処理」の順序で再結晶フェライト組織を得るもの
である。焼入れ処理での冷却は「水冷」とし、冷却速度
は約30℃/secである。表１のいずれの供試鋼もＡc1点は
950℃以下にあるため、焼入れ処理の1000℃はＡc1点以
上の温度である。また、フェライト化熱処理の700℃は
Ａc1点以下の温度である。工程(b)は、供試鋼Ａ２につ
いて実施した。この工程は「焼入れ処理→フェライト化
熱処理」の順序で再結晶フェライト組織を得て、その
後、冷間圧延および焼きなまし処理を行うこのである。
焼入れ処理の条件は工程(a)と同じである。FIG. 3 shows two sample preparation steps (a) and (b). Step (a) was performed for all steels in Table 1. In this step, a recrystallized ferrite structure is obtained in the order of “quenching treatment → cold rolling → ferritizing heat treatment”. The cooling in the quenching process is “water cooling”, and the cooling rate is about 30 ° C./sec. Any of test steels also Ac 1 point Table 1
Since the temperature is 950 ° C. or less, 1000 ° C. in the quenching treatment is a temperature of one point or more of Ac. The temperature of 700 ° C. for the heat treatment for ferrite formation is equal to or lower than the Ac 1 point. Step (b) was performed on test steel A2. In this step, a recrystallized ferrite structure is obtained in the order of “quenching treatment → ferritizing heat treatment”, and then cold rolling and annealing are performed.
The conditions for the quenching treatment are the same as in step (a).
【００４６】なお、工程(a)(b)でも鋼組成によってはマ
ルテンサイト主体の組織が得られないことがある。マル
テンサイト主体の組織が得られない熱処理は厳密には
「焼入れ処理」とは言えず、また、その場合はフェライ
ト相主体の組織になっているので、その後の熱処理を
「フェライト化熱処理」と呼ぶのも厳密には適切でな
い。しかし、ここでは発明例の場合との対比という意味
で、便宜上工程(a)(b)のそれぞれで「焼入れ処理」，
「フェライト化熱処理」という用語を使っている。Incidentally, even in the steps (a) and (b), a structure mainly composed of martensite may not be obtained depending on the steel composition. Heat treatment that does not provide a martensite-based structure is not strictly a "quenching treatment", and in that case, since the structure is mainly composed of a ferrite phase, the subsequent heat treatment is called "ferritizing heat treatment". Is also not strictly appropriate. However, here, in the sense of comparison with the case of the invention example, for each of the steps (a) and (b), "quenching treatment"
The term "ferritizing heat treatment" is used.
【００４７】各供試鋼とも、焼入れ処理後の鋼板（熱延
板）について、マルテンサイト量の測定を行った。ま
た、フェライト化熱処理後（工程(a)）または焼きなま
し処理後（工程(b)）の鋼板について、結晶粒界に占め
る大角粒界割合の測定および耐リジング性試験を実施し
た。For each of the test steels, the amount of martensite was measured for the steel sheet (hot-rolled sheet) after the quenching treatment. Further, with respect to the steel sheet after the heat treatment for ferritization (step (a)) or the annealing treatment (step (b)), the ratio of the large-angle grain boundaries to the crystal grain boundaries and the ridging resistance test were performed.
【００４８】焼入れ処理後の鋼板についてのマルテンサ
イト量の測定は、Ｌ断面を研摩し、フッ硝酸でエッチン
グしたのち光学顕微鏡による金属組織観察によってポイ
ントカウント法で行った。結晶粒界に占める大角粒界の
割合の測定は、硝酸水溶液で電解酸洗した板厚0.8mmの
鋼板について、表面を電解研摩したのち、その表面に現
れている結晶粒の結晶方位をＥＢＳＰ装置を用いて分析
し、前記図１・図２の例で説明したように、両側で15°
以上の結晶方位差を有する結晶粒界（大角粒界）を識別
して、その存在割合を画像処理を用いて算出する方法に
よって行った。耐リジング性試験は、硝酸水溶液で電解
酸洗した板厚0.8mmの鋼板から冷間圧延方向が引張方向
になるように図６に示す形状の引張試験片を切り出し、
この試験片を用いて20％の引張歪みを付与する引張試験
を行い、20％引張後の試験片の表面性状を目視にて観察
する方法で行った。引張方向に縞模様（リジング）が認
められたものを×、認められなかったものを○と評価し
た。表２に結果を示す。The amount of martensite in the steel sheet after the quenching treatment was measured by a point counting method by polishing the L section and etching with hydrofluoric nitric acid, and then observing the metal structure with an optical microscope. The ratio of the large-angle grain boundaries in the crystal grain boundaries was measured by using an EBSP apparatus to measure the crystal orientation of the crystal grains appearing on the surface of a 0.8 mm-thick steel sheet electrolytically pickled with a nitric acid aqueous solution. And analyzed by 15 ° on both sides as described in the examples of FIGS.
A crystal grain boundary (large-angle grain boundary) having the above crystal orientation difference was identified, and the existence ratio was calculated using image processing. In the ridging resistance test, a tensile test piece having a shape shown in FIG. 6 was cut out from a 0.8 mm-thick steel sheet electrolytically pickled with a nitric acid aqueous solution so that the cold rolling direction was the tensile direction.
Using this test piece, a tensile test for imparting a tensile strain of 20% was performed, and the surface properties of the test piece after the 20% tensile test were visually observed. When a stripe pattern (ridging) was observed in the tensile direction, it was evaluated as x, and when it was not observed, it was evaluated as ○. Table 2 shows the results.
【００４９】[0049]
【表２】 [Table 2]
【００５０】表２からわかるように、本発明で規定する
化学組成を有し、両側で15°以上の結晶方位差を有する
大角粒界の割合が50％以上であるようにランダム化され
たフェライト組織を呈する実験No.(1)〜(7)の発明例の
鋼板は、いずれもリジングの発生は全く認められなかっ
た。また、これらの耐リジング性に優れた鋼板は、焼入
れ処理により80体積％以上のマルテンサイト相を含む金
属組織とし、その後にＡc1点以下の温度に加熱して前記
マルテンサイト相からフェライト相を生成させるフェラ
イト化熱処理を施すことによって安定して得られること
が確認された。As can be seen from Table 2, ferrite having the chemical composition specified in the present invention and randomized so that the proportion of large-angle grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more on both sides is 50% or more. No ridging was observed in any of the steel sheets of the invention examples of Experiment Nos. (1) to (7) exhibiting a structure. Further, these steel sheets having excellent ridging resistance have a metal structure containing a martensite phase of 80% by volume or more by quenching treatment, and then heated to a temperature of 1 point or less of Ac to convert the ferrite phase from the martensite phase. It has been confirmed that the ferrite can be stably obtained by performing a heat treatment for ferrite formation.
【００５１】一方、実験No.(8)(9)の比較例は化学組成
が本発明規定範囲にないために、いずれも焼入れ処理で
マルテンサイト主体の金属組織を得ることができなかっ
たものである。これらは、フェライト化熱処理を施して
も結晶粒界における大角粒界の割合が50％以上になら
ず、リジングが発生した。On the other hand, in the comparative examples of Experiment Nos. (8) and (9), since the chemical composition was not in the range specified in the present invention, the metal structure mainly composed of martensite could not be obtained by the quenching treatment. is there. In these, the proportion of the large-angle grain boundaries in the crystal grain boundaries did not become 50% or more even after the heat treatment for ferrite formation, and ridging occurred.
【００５２】図４，図５には、参考のために耐リジング
性試験後の引張試験片の表面外観写真を示しておく。図
４は本発明例である供試鋼Ａ２の実験No.(2)の例、図５
は比較例である供試鋼Ｂ２（SUS430）の実験No.(9)の例
である。前者ではリジングの発生は全く認められないの
に対し、後者では引張方向に平行に著しい縞模様（リジ
ング）が見られる。FIGS. 4 and 5 show photographs of the surface appearance of the tensile test piece after the ridging resistance test for reference. FIG. 4 shows an example of test No. (2) of test steel A2 according to the present invention, and FIG.
Is an example of Experiment No. (9) of test steel B2 (SUS430) as a comparative example. In the former, no ridging is observed at all, whereas in the latter, a remarkable stripe pattern (ridging) is seen parallel to the tensile direction.
【００５３】[0053]
【発明の効果】本発明によれば、安定して優れた耐リジ
ング性を呈するFe−Cr系鋼板を新たな金属組織的観点か
ら特定することができた。また、その金属組織状態は、
「オーステナイト→マルテンサイト変態」および「マル
テンサイトの再結晶」の２つの現象を組み合わせること
によって作り出せることが明らかになった。このような
現象の組み合わせを実現するには、特殊な鋳造方法や熱
間圧延方法を採用する必要はなく、通常の鋼板製造設備
において実施が可能である。したがって本発明は、耐リ
ジング性を付与するための製造コスト増が低く抑えられ
る点、および、安定して非常に優れた耐リジング性を呈
する鋼板が提供できる点において、従来の耐リジング性
改善手段よりも有利な特長を有するものである。According to the present invention, a Fe--Cr steel sheet stably exhibiting excellent ridging resistance can be specified from the viewpoint of a new metallographic structure. The metallographic state is
It has become clear that it can be created by combining two phenomena, "austenite-> martensite transformation" and "recrystallization of martensite". In order to realize such a combination of phenomena, it is not necessary to employ a special casting method or a hot rolling method, and the combination can be performed in ordinary steel plate manufacturing equipment. Therefore, the present invention provides a conventional means for improving ridging resistance in that the increase in manufacturing cost for imparting ridging resistance is suppressed, and a steel sheet exhibiting extremely excellent ridging resistance can be provided stably. It has more advantageous features.
【図１】Fe−12％Cr−1％Ni鋼冷延焼鈍板の表面を研摩
エッチングした面に現れている結晶粒の結晶方位をＥＢ
ＳＰ（Electron Backscattering Pattern）分析により
結晶粒ごとに無段階に色分けして表示させたカラー画像
を、モノクロに複写した図である。FIG. 1 shows the crystal orientation of the crystal grains appearing on the surface of a cold-rolled annealed Fe-12% Cr-1% Ni steel, which has been polished and etched.
FIG. 5 is a diagram in which a color image displayed in a stepless color-coded manner for each crystal grain by SP (Electron Backscattering Pattern) analysis is copied in monochrome.
【図２】図１に示される結晶粒界について、両側の結晶
方位差が15°以上である結晶粒界（大角粒界）の部分を
太線で表示した図である。FIG. 2 is a diagram in which, with respect to the crystal grain boundary shown in FIG. 1, a portion of a crystal grain boundary (large-angle grain boundary) in which a difference in crystal orientation on both sides is 15 ° or more is indicated by a thick line.
【図３】試料製造工程を表す図である。FIG. 3 is a diagram illustrating a sample manufacturing process.
【図４】耐リジング性試験後の本発明例の引張試験片平
行部付近の表面外観を示す図面代用写真である。FIG. 4 is a drawing substitute photograph showing a surface appearance near a parallel portion of a tensile test piece of an example of the present invention after a ridging resistance test.
【図５】耐リジング性試験後の比較例の引張試験片平行
部付近の表面外観を示す図面代用写真である。FIG. 5 is a drawing substitute photograph showing the surface appearance near a parallel portion of a tensile test piece of a comparative example after a ridging resistance test.
【図６】引張試験片の形状を示す図である。FIG. 6 is a view showing the shape of a tensile test piece.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高木 節雄 福岡県福岡市東区箱崎６−10−１ 九州大 学大学院工学研究科内 (72)発明者 土山 聡宏 福岡県福岡市東区箱崎６−10−１ 九州大 学大学院工学研究科内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA12 EA13 EA15 EA16 EA18 EA21 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EB05 EB07 EB08 EB09 FD01 FD02 FD03 FD04 FF02 FJ05 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuing from the front page (72) Inventor Setsuo Takagi 6-10-1 Hakozaki, Higashi-ku, Fukuoka City, Fukuoka Prefecture Within the Graduate School of Engineering, Kyushu University (72) Inventor Toshihiro Tsuchiyama 6-10 Hakozaki, Higashi-ku, Fukuoka City, Fukuoka Prefecture -1 F term in Kyushu University Graduate School of Engineering 4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA12 EA13 EA15 EA16 EA18 EA21 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EB05 EB07 EB08 EB09 FD01 FD02 FD03 FD04 FF02 F
Claims (7)
以下，Ｐ：0.04％以下，Ｓ：0.01％以下，Cr：8.0〜20.
0％，Ｎ：0.05％以下，Al：0.5％以下，Ti：0（無添
加）〜0.3％，Ｂ：0（無添加）〜0.05％，Ni：0.01〜5
％，Mn：1.0超え〜5％，Cu：0.01〜5％，残部がFeおよ
び不可避的不純物の化学組成を有し、実質的にフェライ
ト単相組織を呈し、鋼板表面に平行な断面の金属組織観
察において、隣接する結晶粒の結晶方位差が15°以上で
ある大角粒界が結晶粒界長さの50％以上を占める耐リジ
ング性に優れたFe−Cr系鋼板。1. In mass%, C: 0.03% or less, Si: 2.0%
Below, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cr: 8.0 to 20.
0%, N: 0.05% or less, Al: 0.5% or less, Ti: 0 (no addition) to 0.3%, B: 0 (no addition) to 0.05%, Ni: 0.01 to 5
%, Mn: more than 1.0 to 5%, Cu: 0.01 to 5%, the balance has a chemical composition of Fe and unavoidable impurities, has a substantially ferrite single phase structure, and has a metal structure of a cross section parallel to the steel sheet surface. Observed is a Fe-Cr-based steel sheet with excellent ridging resistance in which large-angle grain boundaries in which the crystal orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more account for 50% or more of the length of the crystal grain boundaries.
１に記載の鋼板。2. The steel sheet according to claim 1, wherein the B content is 0.001 to 0.05%.
速度0.01℃/sec以上でＭf点以下まで冷却して80体積％
以上のマルテンサイト相を含む金属組織とし、冷間圧延
し、次いでＡc1点以下の温度域に加熱することにより前
記マルテンサイト相から再結晶フェライト相を生成させ
て実質的にフェライト単相組織とする、請求項１または
２に記載の耐リジング性に優れたFe−Cr系鋼板の製造
法。The 3. A hot-rolled steel sheet, and cooled from a temperature above Ac 1 point to below the Mf point at a cooling rate 0.01 ° C. / sec or more and 80 vol%
A metal structure including the above martensite phase, cold-rolled, and then heated to a temperature range of one point or less of Ac to form a recrystallized ferrite phase from the martensite phase, thereby substantially forming a ferrite single phase structure. The method for producing a Fe-Cr-based steel sheet having excellent ridging resistance according to claim 1 or 2.
速度0.01℃/sec以上でＭf点以下まで冷却して80体積％
以上のマルテンサイト相を含む金属組織とし、次いでＡ
c1点以下の温度域に加熱することにより前記マルテンサ
イト相から再結晶フェライト相を生成させて実質的にフ
ェライト単相組織とし、冷間圧延し、その後Ａc1点以下
の温度域に加熱して焼きなましする、請求項１または２
に記載の耐リジング性に優れたFe−Cr系鋼板の製造法。4. A hot-rolled steel sheet is cooled from a temperature of at least one point Ac to a temperature of not more than Mf point at a cooling rate of at least 0.01 ° C./sec to 80% by volume.
The metal structure containing the martensite phase described above is used.
c By heating to a temperature range of 1 point or lower, a recrystallized ferrite phase is generated from the martensite phase to substantially form a ferrite single phase structure, cold-rolled, and then heated to a temperature range of 1 point or lower. 3. The method of claim 1 or 2, wherein the annealing is performed.
3. A method for producing a Fe-Cr-based steel sheet having excellent ridging resistance according to item 1.
以下，Ｐ：0.04％以下，Ｓ：0.01％以下，Cr：8.0〜20.
0％，Ｎ：0.05％以下，Al：0.5％以下，Ti：0（無添
加）〜0.3％，Ｂ：0（無添加）〜0.05％，Ni：0.01〜5
％，Mn：1.0超え〜5％，Cu：0.01〜5％，残部がFeおよ
び不可避的不純物の化学組成を有する鋼板について、
(i)Ａc1点以上の温度からＭf点以下まで冷却することに
よりマルテンサイト変態を起こす処理、およびその後
に、(ii)Ａc1点以下の温度域に加熱することにより前記
マルテンサイト相から再結晶フェライト相を生成させる
処理を施し、(i)の処理で起きるオーステナイト→マル
テンサイト変態および(ii)の処理で起きるマルテンサイ
トの再結晶の組み合わせによって再結晶フェライト相の
結晶方位をランダム化し、隣接する結晶粒の結晶方位差
が15°以上である大角粒界が、鋼板表面に平行な断面に
おける結晶粒界長さの50％以上を占めるような実質的に
フェライト単相の組織を得る、耐リジング性に優れたFe
−Cr系鋼板の製造法。5. C: 0.05% or less, Si: 2.0% by mass%
Below, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cr: 8.0 to 20.
0%, N: 0.05% or less, Al: 0.5% or less, Ti: 0 (no addition) to 0.3%, B: 0 (no addition) to 0.05%, Ni: 0.01 to 5
%, Mn: more than 1.0 to 5%, Cu: 0.01 to 5%, the balance being Fe and the chemical composition of unavoidable impurities,
(i) a process of causing a martensitic transformation by cooling from a temperature of 1 point or more to a point of Mf or less, and (ii) reheating from the martensite phase by heating to a temperature range of 1 point or less of Ac The crystal orientation of the recrystallized ferrite phase is randomized by a combination of the austenite → martensite transformation occurring in the treatment (i) and the recrystallization of martensite occurring in the treatment (ii). A large ferrite grain boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more to obtain a substantially ferrite single phase structure in which the grain boundary occupies 50% or more of the length of the grain boundary in a cross section parallel to the steel sheet surface. Fe with excellent ridging properties
-Manufacturing method of Cr steel sheet.
を施す、請求項５に記載の製造法。6. The method according to claim 5, wherein cold rolling is performed between the processing (i) and the processing (ii).
請求項５または６に記載の製造法。7. The method according to claim 5, wherein the B content of the steel sheet is 0.001 to 0.05%.
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Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008138270A (en) * | 2006-12-05 | 2008-06-19 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | High strength stainless steel sheet having excellent workability, and its production method |
| CN103857812A (en) * | 2011-12-09 | 2014-06-11 | 新日铁住金不锈钢株式会社 | Hot-rolled ferritic stainless steel sheet with excellent cold cracking resistance and manufacturing process therefor |
| US9885099B2 (en) | 2012-03-09 | 2018-02-06 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet |
| JP2018127685A (en) * | 2017-02-09 | 2018-08-16 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | Ferrite austenite two-phase stainless steel sheet and manufacturing method therefor |
| WO2018198835A1 (en) * | 2017-04-25 | 2018-11-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Material for cold-rolled stainless steel sheet, and production method therefor |
| JP2018184661A (en) * | 2017-04-25 | 2018-11-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Stainless cold-rolled steel plate material and method for producing the same |
| US10385429B2 (en) | 2013-03-27 | 2019-08-20 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002275595A (en) * | 2001-03-21 | 2002-09-25 | Nisshin Steel Co Ltd | Ferritic stainless steel sheet having excellent ridging resistance and deep drawability and method of manufacturing for the same |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54114422A (en) * | 1978-02-27 | 1979-09-06 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel having good pressing property free of ridging generation |
| JPH07100822B2 (en) * | 1986-12-30 | 1995-11-01 | 日新製鋼株式会社 | Manufacturing method of high ductility and high strength dual phase structure chromium stainless steel strip with small in-plane anisotropy. |
| JPH0790383A (en) * | 1993-09-28 | 1995-04-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of ferritic stainless steel sheet excellent in ridging resistance |
| JPH08311557A (en) * | 1995-05-16 | 1996-11-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of ferritic stainless steel sheet free from ridging |
-
2001
- 2001-03-21 JP JP2001079899A patent/JP4545335B2/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002275595A (en) * | 2001-03-21 | 2002-09-25 | Nisshin Steel Co Ltd | Ferritic stainless steel sheet having excellent ridging resistance and deep drawability and method of manufacturing for the same |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008138270A (en) * | 2006-12-05 | 2008-06-19 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | High strength stainless steel sheet having excellent workability, and its production method |
| CN103857812A (en) * | 2011-12-09 | 2014-06-11 | 新日铁住金不锈钢株式会社 | Hot-rolled ferritic stainless steel sheet with excellent cold cracking resistance and manufacturing process therefor |
| CN103857812B (en) * | 2011-12-09 | 2017-05-31 | 新日铁住金不锈钢株式会社 | The excellent ferrite-group stainless steel hot rolled steel plate of cold crack and its manufacture method |
| US9885099B2 (en) | 2012-03-09 | 2018-02-06 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet |
| US10385429B2 (en) | 2013-03-27 | 2019-08-20 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip |
| JP2018127685A (en) * | 2017-02-09 | 2018-08-16 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | Ferrite austenite two-phase stainless steel sheet and manufacturing method therefor |
| WO2018198835A1 (en) * | 2017-04-25 | 2018-11-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Material for cold-rolled stainless steel sheet, and production method therefor |
| JP2018184661A (en) * | 2017-04-25 | 2018-11-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Stainless cold-rolled steel plate material and method for producing the same |
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