JP3245356B2 - Austenitic stainless cold-rolled steel sheet excellent in stretch formability and method for producing the same - Google Patents
Austenitic stainless cold-rolled steel sheet excellent in stretch formability and method for producing the sameInfo
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Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】この発明は、張り出し成形性
に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造
方法に関し、特にその集合組織を制御することによって
張り出し成形性の改善を図ったものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to an austenitic stainless steel having excellent overhang formability and a method for producing the same, and more particularly to improving overhang formability by controlling the texture of the austenitic stainless steel.
【０００２】[0002]
【従来の技術】オーステナイト系ステンレス鋼板は、耐
食性と加工性に優れることから、浴槽、鍋、食器、流し
等の用途に広く使用されている。特に、SUS304に代表さ
れる準安定オーステナイト系ステンレス鋼板は、曲げ、
張り出し成形性に優れ、複雑な形状でもプレス成形が可
能なために、広範に用いられている。2. Description of the Related Art Austenitic stainless steel sheets are widely used for bathtubs, pots, dishes, sinks, etc. because of their excellent corrosion resistance and workability. In particular, a metastable austenitic stainless steel sheet represented by SUS304 is bent,
It is widely used because it has excellent stretch forming properties and can be press-formed even in complicated shapes.
【０００３】オーステナイト系ステンレス鋼板が、曲
げ、張り出し成形性に優れる理由は、成形中における加
工誘起マルテンサイトの発生と関連していると考えら
れ、またかかる加工誘起マルテンサイトの発生には、合
金元素量が影響することから、オーステナイト系ステン
レス鋼板の曲げ、張り出し成形性を向上させるために
は、NiやCr等の合金元素量の調整が行われている。しか
しながら、この方法では、NiやCrの量が、耐食性や耐置
き割れ性、コストの面から制約されるため、必ずしも十
分な効果が得られる成分系とすることができないという
問題があった。また、加工誘起マルテンサイトの発生に
は温度依存性があるため、成形中の発熱や作業環境温度
によっては満足のいく効果が得られないところにも問題
を残していた。It is considered that the reason why the austenitic stainless steel sheet is excellent in bending and overhanging formability is related to the generation of work-induced martensite during forming. Because of the influence of the amount, the amount of alloying elements such as Ni and Cr is adjusted in order to improve the bending and overhang formability of the austenitic stainless steel sheet. However, this method has a problem that the amount of Ni or Cr is restricted in terms of corrosion resistance, anti-cracking resistance, and cost, so that it is not always possible to obtain a component system capable of obtaining a sufficient effect. Further, since the generation of the work-induced martensite has a temperature dependency, a problem remains even in a place where a satisfactory effect cannot be obtained depending on the heat generation during molding and the working environment temperature.
【０００４】ところで、フェライト系ステンレス鋼や普
通鋼の冷延板では、加工性を向上させるために、集合組
織の制御が行われているが、オーステナイト系ステンレ
ス鋼では、元々伸び特性が良好なことに加え、集合組織
の制御が困難なことから、加工性に及ぼす集合組織の影
響についてはほとんど検討されていないのが現状であ
る。わずかに、オーステナイト系ステンレス鋼板につい
ては、その絞り加工時における耳の発生に関して、住友
他：鉄と鋼 78 (1992) 2, P.304 や、平松他：日新製鋼
技報 58 (1988) 2, P.1 に、塑性異方性に及ぼす熱延条
件、冷延条件および冷延前組織の影響が検討されてい
て、かような条件を制御することによって冷延鋼板の集
合組織を制御することが試みられているが、上記した従
来技術では、張り出し成形性を向上させ得る集合組織に
ついては何ら検討されていない。[0004] By the way, in cold-rolled sheets of ferritic stainless steel or ordinary steel, the texture is controlled in order to improve workability. However, austenitic stainless steel originally has good elongation characteristics. In addition, since it is difficult to control the texture, the effect of the texture on the workability is hardly studied at present. In the case of austenitic stainless steel sheets, the occurrence of ears during the drawing process was slightly affected by Sumitomo et al .: Iron and Steel 78 (1992) 2, p.304 and Hiramatsu et al .: Nisshin Steel Engineering Reports 58 (1988) 2 The effects of hot rolling conditions, cold rolling conditions and microstructure before cold rolling on plastic anisotropy are studied in P.1, and the texture of cold rolled steel sheet is controlled by controlling such conditions. However, in the above-described prior art, no consideration has been given to a texture that can improve the stretch formability.
【０００５】[0005]
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、従来ほとんど試みられなか
った集合組織の制御によって、オーステナイト系ステン
レス冷延鋼板の張り出し成形性の改善を図ることを目的
とする。SUMMARY OF THE INVENTION The present invention advantageously solves the above-mentioned problems, and improves the stretch formability of an austenitic stainless cold-rolled steel sheet by controlling texture, which has been rarely attempted in the past. The purpose is to:
【０００６】[0006]
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、以前
に、オーステナイト系ステンレス鋼の｛１１１｝集合組
織の集積度を向上させる方法について検討したが、その
結果、熱延の最終パスを、高温、高圧下率、高歪み速度
条件下に行い、かつＰ量を低減することにより、従来よ
り大幅に｛１１１｝集合組織の発達した熱延鋼板が得ら
れることを見出した。Means for Solving the Problems The inventors of the present invention have previously studied a method for improving the degree of integration of the {111} texture of austenitic stainless steel. As a result, the final pass of hot rolling was determined. It has been found that a hot-rolled steel sheet having a significantly improved {111} texture can be obtained by performing the test under high-temperature, high-pressure rate, high strain rate conditions and reducing the amount of P.
【０００７】そこで、発明者らは次に、このような｛１
１１｝集合組織の発達したオーステナイト系ステンレス
熱延鋼板を、さらに冷延、焼鈍すると、集合組織はどの
ように変化するか、またそのときの成形加工性はどうな
るか、について調査した。その結果、熱延板の｛１１
１｝集合組織は、冷延−焼鈍によって｛２００｝集合組
織に変化し易いこと、しかもこの｛２００｝集合組織が
発達するほど冷延板の成形加工性は向上することの知見
を得た。この発明は、上記の知見に立脚するものであ
る。[0007] Then, the present inventors next describe such a ｛1
It was investigated how the texture changes when the austenitic stainless steel hot-rolled steel sheet with the developed 11｝ texture is further cold-rolled and annealed, and how the formability at that time changes. As a result, # 11 of the hot rolled sheet
It has been found that the 1} texture easily changes to the {200} texture by cold rolling and annealing, and that the formability of the cold rolled sheet improves as the {200} texture develops. The present invention is based on the above findings.
【０００８】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 １．オーステナイト系のステンレス鋼板であって、圧延
面に平行な面における｛２００｝集合組織の集積度が
1.2以上であることを特徴とする張り出し成形性に優れ
たオーステナイト系ステンレス冷延鋼板。なお、この発
明において｛ｈｋｌ｝集合組織の集積度とは、ランダム
試料の｛ｈｋｌ｝面からの回折Ｘ性強度ＩO に対する被
検体の｛ｈｋｌ｝面からの回折Ｘ性強度Ｉの相対強度比
Ｉ／ＩO で表される値である。That is, the gist configuration of the present invention is as follows. 1. Austenitic stainless steel sheet with a {200} texture accumulation degree in a plane parallel to the rolling plane
An austenitic stainless cold-rolled steel sheet excellent in stretch formability characterized by being 1.2 or more. In the present invention, the degree of accumulation of the {hkl} texture means the relative intensity ratio of the diffracted X-ray intensity I from the {hkl} plane of the subject to the diffracted X-ray intensity I O from the {hkl} plane of the random sample. It is a value represented by I / IO .
【０００９】２．上記１において、オーステナイト系ス
テンレス鋼板の成分組成が、 Ｃ：0.005 〜0.1 mass％、 Si：0.05〜3.0 mass％、 Mn：0.05〜2.0 mass％、 Ｐ：0.03mass％以下、 Ｓ：0.03mass％以下、 Al：0.005 mass％以下、 Cr：15〜25mass％、 Ni：５〜15mass％、 Ｎ：0.005 〜0.3 mass％、 Ｏ：0.007 mass％以下 を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする張り出し成形性に優れたオーステナイト系ス
テンレス冷延鋼板。[0009] 2. In the above item 1, the component composition of the austenitic stainless steel sheet is as follows: C: 0.005 to 0.1 mass%, Si: 0.05 to 3.0 mass%, Mn: 0.05 to 2.0 mass%, P: 0.03 mass% or less, S: 0.03 mass% or less , Al: 0.005 mass% or less, Cr: 15 to 25 mass%, Ni: 5 to 15 mass%, N: 0.005 to 0.3 mass%, O: 0.007 mass% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities. Austenitic stainless cold-rolled steel sheet with excellent stretch formability.
【００１０】３．上記２において、オーステナイト系ス
テンレス鋼板の成分組成が、さらに Cu：0.05〜5.0 mass％、 Co：0.05〜5.0 mass％ のうちから選んだ一種または二種を含有するものである
張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷
延鋼板。 ４．上記２または３において、オーステナイト系ステン
レス鋼板の成分組成が、さらに Mo：0.05〜5.0 mass％、 Ｗ：0.05〜5.0 mass％ のうちから選んだ一種または二種を含有するものである
張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷
延鋼板。 ５．上記２，３または４において、オーステナイト系ス
テンレス鋼板の成分組成が、さらに Ti：0.01〜0.5 mass％、 Nb：0.01〜0.5 mass％、 Ｖ：0.01〜0.5 mass％、 Zr：0.01〜0.5 mass％ のうちから選んだ一種または二種以上を含有するもので
ある張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレ
ス冷延鋼板。 ６．上記２〜５のいずれかにおいて、オーステナイト系
ステンレス鋼板の成分組成が、さらに Ｂ：0.0003〜0.01mass％ を含有するものである張り出し成形性に優れたオーステ
ナイト系ステンレス冷延鋼板。 ７．上記２〜６のいずれかにおいて、オーステナイト系
ステンレス鋼板の成分組成が、さらに Ca：0.0003〜0.01mass％ を含有するものである張り出し成形性に優れたオーステ
ナイト系ステンレス冷延鋼板。 ８．上記２〜７のいずれかにおいて、オーステナイト系
ステンレス鋼板の成分組成が、さらに REM：0.001 〜0.1 mass％、 Ｙ：0.001 〜0.5 mass
％ のうちから選んだ一種または二種を含有するものである
張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷
延鋼板。[0010] 3. 2. In the above 2, the austenitic stainless steel sheet has a component composition further comprising one or two selected from Cu: 0.05 to 5.0 mass% and Co: 0.05 to 5.0 mass%, and has excellent stretch formability. Austenitic stainless cold rolled steel sheet. 4. In the above item 2 or 3, the component composition of the austenitic stainless steel sheet further includes one or two selected from Mo: 0.05 to 5.0 mass% and W: 0.05 to 5.0 mass%. Excellent austenitic stainless cold rolled steel sheet. 5. In the above 2, 3 or 4, the austenitic stainless steel sheet further has a composition of Ti: 0.01 to 0.5 mass%, Nb: 0.01 to 0.5 mass%, V: 0.01 to 0.5 mass%, and Zr: 0.01 to 0.5 mass%. An austenitic stainless cold-rolled steel sheet that is excellent in stretch formability and contains one or more selected from them. 6. In any one of the above items 2 to 5, an austenitic stainless steel cold-rolled steel sheet excellent in stretch formability, wherein the component composition of the austenitic stainless steel sheet further contains B: 0.0003 to 0.01 mass%. 7. The austenitic stainless steel cold-rolled steel sheet excellent in stretch formability according to any one of the above items 2 to 6, wherein the component composition of the austenitic stainless steel sheet further contains 0.0003 to 0.01 mass% of Ca. 8. In any one of the above items 2 to 7, the component composition of the austenitic stainless steel sheet further includes REM: 0.001 to 0.1 mass%, and Y: 0.001 to 0.5 mass.
An austenitic stainless cold-rolled steel sheet that is excellent in stretch formability and contains one or two selected from%.
【００１１】９．上記２〜８のいずれかに記載の組成範
囲に成分調整したオーステナイト系ステンレス鋼スラブ
を、最終パスにおける圧延温度：1050℃以上、歪み速
度：150ｓ-1以上、圧下率：15％以上の条件で熱間圧延
したのち、圧下率：30％以上で冷間圧延し、しかるのち
950〜1250℃の温度範囲で仕上げ焼鈍を施すことを特徴
とする張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステン
レス冷延鋼板の製造方法。 10．上記２〜８のいずれかに記載の組成範囲に成分調整
したオーステナイト系ステンレス鋼スラブを、最終パス
における圧延温度：1050℃以上、歪み速度：150ｓ-1以
上、圧下率：15％以上の条件で熱間圧延し、ついで 950
〜1250℃の温度範囲で熱延板焼鈍を施したのち、圧下
率：30％以上で冷間圧延し、しかるのち 950〜1250℃の
温度範囲で仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする張り出し
成形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板の
製造方法。9. The austenitic stainless steel slab adjusted to the composition range described in any one of the above items 2 to 8 is rolled at a rolling temperature of 1050 ° C. or more, a strain rate of 150 s −1 or more, and a rolling reduction of 15% or more in the final pass. After hot rolling, cold rolling at a draft of 30% or more, and then
A method for producing an austenitic stainless cold-rolled steel sheet excellent in stretch formability, which comprises performing finish annealing in a temperature range of 950 to 1250 ° C. Ten. The austenitic stainless steel slab adjusted to the composition range described in any one of the above items 2 to 8 is rolled at a rolling temperature of 1050 ° C. or more, a strain rate of 150 s −1 or more, and a rolling reduction of 15% or more in the final pass. Hot rolled, then 950
Stretch formability characterized by hot-rolled sheet annealing at a temperature range of ~ 1250 ° C, cold rolling at a rolling reduction of 30% or more, and then finish annealing at a temperature range of 950-1250 ° C Method for manufacturing austenitic stainless steel cold-rolled steel sheet excellent in quality.
【００１２】以下、この発明を具体的に説明する。図１
に、Ｐ量が0.01〜0.04mass％のSUS304の冷延前の｛１１
１｝集合組織の集積度と冷延−焼鈍後の｛２００｝集合
組織の集積度との関係について調査した結果を示す。同
図に示したとおり、Ｐ量が0.03mass％以下では、冷延前
の｛１１１｝集合組織の集積度が高いほど冷延−焼鈍後
の｛２００｝集合組織の集積度が高くなる。しかしなが
ら、Ｐ量が 0.035mass％以上になるとその効果は小さく
なり、冷延−焼鈍後の｛２００｝集合組織の集積度は、
冷延前の｛１１１｝集合組織の集積度によらず小さくな
る。Hereinafter, the present invention will be described specifically. FIG.
In addition, SUS304 with a P content of 0.01 to 0.04 mass%
The result of investigating the relationship between the degree of accumulation of 1} texture and the degree of accumulation of {200} texture after cold rolling and annealing is shown. As shown in the figure, when the P content is 0.03 mass% or less, the higher the degree of accumulation of the {111} texture before cold rolling, the higher the degree of accumulation of the {200} texture after cold rolling and annealing. However, when the P content is 0.035 mass% or more, the effect is reduced, and the degree of accumulation of {200} texture after cold rolling and annealing is as follows.
It becomes smaller regardless of the degree of accumulation of the {111} texture before cold rolling.
【００１３】従って、冷延板の｛２００｝集合組織の集
積度を高くするには、Ｐ量を 0.03mass％以下とし、熱
延板段階で｛１１１｝集合組織の集積度をできるだけ高
くしておくことが重要である。なお、良好な張り出し成
形性を得るためには、後述するように冷延板の｛２０
０｝集合組織の集積度を 1.2以上とする必要があるが、
そのためには熱延板段階での｛１１１｝集合組織の集積
度は、Ｐ量が0.03mass％の場合、1.2 以上とする必要が
ある。ここに、熱延板の｛１１１｝集合組織の集積度
は、熱延の最終パス条件に特に強い影響を受け、熱延の
最終パスを、高温、高圧下率、高歪み速度で行うこと、
さらにはＰ量を極力低減することが肝要である。Therefore, in order to increase the degree of accumulation of the {200} texture of the cold rolled sheet, the P content is set to 0.03 mass% or less, and the degree of accumulation of the {111} texture is made as high as possible in the hot rolling step. It is important to keep. In order to obtain good stretch formability, as described later, a cold rolled
0｝ It is necessary that the degree of accumulation of the texture is 1.2 or more,
For this purpose, the degree of accumulation of the {111} texture in the hot-rolled sheet stage needs to be 1.2 or more when the P content is 0.03 mass%. Here, the degree of integration of the {111} texture of the hot-rolled sheet is particularly strongly affected by the final pass conditions of the hot rolling, and the final pass of the hot rolling is performed at a high temperature, a high pressure reduction rate, and a high strain rate,
Furthermore, it is important to reduce the P content as much as possible.
【００１４】図２に、熱延仕上げ圧下率：15％、歪み速
度：150 ｓ-1で、Ｐ量が0.03mass％のSUS304の熱延板の
｛１１１｝集合組織の集積度に及ぼす熱延仕上げ温度の
影響を示すが、同図に示したとおり、熱延仕上げ温度が
1050℃以上で、特に｛１１１｝集合組織の発達が認めら
れた。なお、通常の仕上げ圧延の最終パス温度は、950
℃程度である。FIG. 2 shows the effect of hot rolling on the degree of integration of {111} texture of a SUS304 hot rolled sheet having a hot rolling finish draft of 15%, a strain rate of 150 s -1 and a P content of 0.03 mass%. The effect of the finishing temperature is shown in the figure.
At 1050 ° C. or more, development of {111} texture was particularly observed. The final pass temperature for normal finish rolling is 950
It is about ° C.
【００１５】また、図３に、熱延仕上げ温度：1050℃、
歪み速度： 150ｓ-1で、Ｐ量が0.03mass％のSUS304の熱
延板の｛１１１｝集合組織の集積度に及ぼす熱延仕上げ
圧下率の影響を示すが、同図に示したとおり、熱延仕上
げ圧下率が15％以上で｛１１１｝集合組織の集積度が著
しく大きくなった。なお、通常の仕上げ圧延の最終パス
圧下率は、12％程度である。FIG. 3 shows that the hot rolling finishing temperature is 1050 ° C.
Strain rate: 150 s -1 , P content 0.03 mass% The effect of the hot rolling finish reduction rate on the degree of accumulation of {111} texture of the hot rolled sheet of SUS304 is shown in FIG. At a rolling reduction of 15% or more, the degree of accumulation of {111} texture became remarkably large. In addition, the final pass rolling reduction of the normal finish rolling is about 12%.
【００１６】さらに、図４に、熱延仕上げ温度：1050
℃、圧下率：15％で、Ｐ量が0.03mass％のSUS304の熱延
板の｛１１１｝集合組織の集積度に及ぼす歪み速度の影
響を示すが、同図に示したとおり、歪み速度が 150ｓ-1
以上で｛１１１｝集合組織の集積度が著しく大きくなっ
た。なお、通常の仕上げ圧延の最終パスの歪み速度は、
圧下率が20％と大きい場合でも高々 100ｓ-1程度であ
る。Further, FIG. 4 shows that the hot rolling finishing temperature is 1050.
The effect of the strain rate on the degree of integration of the {111} texture of the hot-rolled SUS304 sheet having a P ratio of 0.03 mass% at 15 ° C and a reduction rate of 15% is shown in FIG. 150s -1
As described above, the degree of accumulation of the {111} texture was significantly increased. The strain rate of the final pass of the normal finish rolling is
Even when the rolling reduction is as large as 20%, it is at most about 100 s -1 .
【００１７】またさらに、図５に、熱延仕上げ温度：10
50℃、仕上げ圧下率：15％、歪み速度： 150ｓ-1で熱間
圧延を施したSUS304の熱延板の｛１１１｝集合組織の集
積度に及ぼすＰ量の影響を示すが、同図に示したとお
り、Ｐ量が0.03mass％以下で｛１１１｝集合組織の集積
度が著しく大きくなっている。なお、通常のSUS304のＰ
量は0.03〜0.04mass％程度である。Further, FIG. 5 shows that the hot-rolling finishing temperature: 10
The effect of the amount of P on the degree of accumulation of {111} texture of the hot rolled SUS304 sheet subjected to hot rolling at 50 ° C., a finish draft of 15%, and a strain rate of 150 s −1 is shown in FIG. As shown, when the amount of P is 0.03 mass% or less, the degree of accumulation of {111} texture is remarkably large. In addition, P of normal SUS304
The amount is about 0.03 to 0.04 mass%.
【００１８】上述したとおり、熱延条件とＰ量を適宜組
み合わせることによって、冷延焼鈍板の圧延面に平行な
面の｛２００｝集合組織の集積度を高めることができ
る。そこで、次に、｛２００｝集合組織の集積度と張り
出し成形性との関係について調査し、その結果を図６に
示す。なお、張り出し成形性の指標としてはエリクセン
値を採用した。同図に示したとおり、圧延面に平行な面
の｛２００｝集合組織の集積度が1.2以上になると、エ
リクセン値が著しく向上することが確認された。そこ
で、この発明では、圧延面に平行な面の｛２００｝集合
組織の集積度につき、1.2 以上の範囲に限定したのであ
る。As described above, the degree of accumulation of the {200} texture on the plane parallel to the rolling plane of the cold-rolled annealed sheet can be increased by appropriately combining the hot rolling conditions and the P amount. Then, next, the relationship between the degree of accumulation of {200} texture and the stretch formability was investigated, and the results are shown in FIG. The Erichsen value was used as an index of the overhang formability. As shown in the figure, it was confirmed that when the degree of accumulation of the {200} texture of the plane parallel to the rolling plane was 1.2 or more, the Erichsen value was significantly improved. Therefore, in the present invention, the degree of accumulation of {200} texture on a plane parallel to the rolling plane is limited to a range of 1.2 or more.
【００１９】以上、SUS304の熱延板を用いた場合につい
て主に説明したが、この発明の製造方法によれば、熱延
のままでほぼ再結晶、回復が完了しているので、さらに
焼鈍を行っても集合組織に大きな変化は生じない。従っ
て、冷延前にさらに軟質化するための熱延板焼鈍を行う
ことをも可能である。Although the case where a hot rolled SUS304 sheet is used has been mainly described above, according to the manufacturing method of the present invention, since the recrystallization and recovery are almost completed with the hot rolled state, further annealing is required. There is no significant change in the texture even if it is performed. Therefore, it is possible to perform hot rolled sheet annealing for further softening before cold rolling.
【００２０】[0020]
【作用】この発明に従い、熱延仕上げ温度を高くするほ
ど、また仕上げ圧下率を大きくするほど、さらに歪み速
度を大きくするほど、またさらにはＰ量を少なくするほ
ど、熱延板において｛１１１｝集合組織の集積度が大き
くなる理由は、必ずしも明確に解明されたわけではない
が、次のとおりと考えられる。すなわち、熱延温度が高
く、圧下率が大きく、歪み速度が大きく、さらにＰ量が
少ない場合は、いずれの方位の集合組織でも熱延中また
は熱延直後に回復、再結晶が生じ、特定方位の結晶が優
先的に再結晶して他の方位の結晶を蚕食することがない
ため、圧延により結晶粒が回転して生じる｛１１１｝集
合組織が発達するものと考えられる。According to the present invention, as the hot rolling finish temperature is increased, the finishing draft is increased, the strain rate is further increased, and the amount of P is further reduced, the {111} The reason why the degree of accumulation of textures is large has not been clearly elucidated, but it is considered as follows. That is, when the hot rolling temperature is high, the rolling reduction is large, the strain rate is high, and the P content is small, the texture in any orientation recovers during or immediately after hot rolling, recrystallization occurs, and the specific orientation is increased. It is considered that the {111} texture generated by the rotation of the crystal grains by the rolling develops because the crystal of does not preferentially recrystallize and erode the crystals of other orientations.
【００２１】また、冷延前の｛１１１｝集合組織の集積
度が高いほど、冷延−焼鈍後の｛２００｝集合組織の集
積度が高くなる理由は、まだ明確に解明されたわけでは
ないが、発明者らは次のように考えている。まず、冷延
前の｛１１１｝集合組織の集積度が高いほど、冷延−焼
鈍後の｛２００｝集合組織の集積度が高くなる機構につ
いては、｛１１１｝面が圧延面に平行な結晶粒は圧延し
ても｛１１１｝面を板面に平行に保ち易いため、冷延前
に｛１１１｝集合組織が発達していると冷延後にも｛１
１１｝集合組織が発達すること、および｛１１１｝面が
圧延面に平行な変形結晶粒からは｛２００｝面が圧延面
に平行な再結晶粒が生じ易いことと関係していると考え
ている。また、Ｐ量が少ないほど、冷延−焼鈍後の｛２
００｝集合組織の集積度が高くなる機構は、｛１１１｝
面が圧延面に平行な変形結晶粒の再結晶は比較的遅いた
め、Ｐ量が高い場合は、比較的早く再結晶した別の方位
の結晶がこの変形結晶粒を蚕食してしまうのに対し、Ｐ
量が低い場合は、｛１１１｝面が圧延面に平行な変形結
晶粒も早くに｛２００｝に再結晶できて、別の方位の結
晶に蚕食されないためと考えている。The reason why the higher the degree of accumulation of the {111} texture before the cold rolling is, the higher the degree of accumulation of the {200} texture after the cold rolling-annealing has not yet been clearly elucidated. The inventors consider as follows. First, as to the mechanism in which the higher the degree of accumulation of the {111} texture before cold rolling, the higher the degree of accumulation of the {200} texture after cold rolling and annealing, a crystal in which the {111} plane is parallel to the rolling plane is described. The grain is easy to keep the {111} plane parallel to the sheet surface even when rolled. Therefore, if the {111} texture has developed before cold rolling, the {1} face will remain even after cold rolling.
It is considered that this is related to the development of the {11} texture and the fact that the {200} plane is likely to produce recrystallized grains parallel to the rolling plane from deformed crystal grains whose {111} plane is parallel to the rolling plane. I have. In addition, the smaller the P content, the more the # 2 after cold rolling and annealing.
The mechanism that increases the degree of accumulation of the 00 texture is {111}
Recrystallization of deformed grains whose plane is parallel to the rolling surface is relatively slow, so when the amount of P is high, crystals of another orientation recrystallized relatively quickly eat these deformed grains. , P
It is thought that when the amount is low, the deformed crystal grains whose {111} plane is parallel to the rolling plane can be recrystallized to {200} quickly, and are not succumbed to crystals of another orientation.
【００２２】次に、この発明鋼の好適成分組成について
説明する。 Ｃ：0.005 〜0.1 mass％ Ｃは、強力なオーステナイト化元素なので 0.005mass％
以上添加されるが、0.1 mass％を超えると溶接時にブロ
ーホールが発生し易くなるので、 0.005〜0.1mass％程
度とするのが好ましい。Next, the preferred composition of the steel of the present invention will be described. C: 0.005 to 0.1 mass% Since C is a strong austenitizing element, 0.005 mass%
The addition is made as described above, but if it exceeds 0.1 mass%, blowholes are liable to be generated at the time of welding. Therefore, the content is preferably set to about 0.005 to 0.1 mass%.
【００２３】Si：0.05〜3.0 mass％、 Siは、溶製時に脱酸剤として有効に寄与するが、添加量
が 3.0mass％を超えると熱延時のデスケーリングが極め
て困難になるので、0.05〜3.0 mass％程度含有させるこ
とが好ましい。Si: 0.05 to 3.0 mass%, Si effectively contributes as a deoxidizing agent during melting, but if the added amount exceeds 3.0 mass%, descaling during hot rolling becomes extremely difficult. It is preferable to contain about 3.0 mass%.
【００２４】Mn：0.05〜2.0 mass％ Mnは、オーステナイトを安定化すると共に、Ｓを固定し
て熱間加工性を向上させるために添加される。しかしな
がら、含有量が0.05mass％に満たないとその添加効果に
乏しく、一方 2.0mass％を超えると熱延時のデスケーリ
ングが極めて困難になるので、0.05〜2.0 mass％の範囲
で含有させることが好ましい。Mn: 0.05-2.0 mass% Mn is added to stabilize austenite, fix S, and improve hot workability. However, if the content is less than 0.05 mass%, the effect of the addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 2.0 mass%, descaling at the time of hot rolling becomes extremely difficult. Therefore, it is preferable that the content is contained in the range of 0.05 to 2.0 mass%. .
【００２５】Ｐ：0.03mass％以下 Ｐは、熱延板の｛１１１｝集合組織を発達させ、かつ冷
延−焼鈍後の｛２００｝集合組織を発達させるために
は、極力低減することが望ましい。しかしながら、この
発明の熱延条件下では、Ｐ量が0.03mass％以下であれ
ば、前掲図５に示したように、熱延板の｛１１１｝集合
組織が発達し、ひいては前掲図１に示したように、冷延
−焼鈍後の｛２００｝集合組織が発達し、その結果前掲
図６に示したように張り出し成形性が著しく向上するの
で、この発明では0.03mass％以下程度とした。P: 0.03 mass% or less P is preferably reduced as much as possible in order to develop {111} texture of the hot-rolled sheet and {200} texture after cold rolling and annealing. . However, under the hot rolling conditions of the present invention, if the P content is 0.03 mass% or less, {111} texture of the hot rolled sheet develops as shown in FIG. As described above, the {200} texture after cold rolling and annealing develops, and as a result, as shown in FIG. 6, the stretch formability is significantly improved. Therefore, in the present invention, it is set to about 0.03 mass% or less.
【００２６】Ｓ：0.03mass％以下 Ｓは、熱間加工性を低下させるだけでなく、耐食性を低
下させる元素であり、少ないことが望ましいので、0.03
mass％以下とすることが好ましい。S: not more than 0.03 mass% S is an element that not only reduces the hot workability but also lowers the corrosion resistance.
It is preferable that the content be not more than mass%.
【００２７】Al：0.005 mass％以下 Alは、溶製時に必要に応じて脱酸剤として添加される。
しかしながら、含有量が 0.005mass％を超えると熱延時
のデスケーリングが困難となるので、0.005 mass％以下
程度で含有させることが好ましい。Al: 0.005% by mass or less Al is added as a deoxidizing agent as needed at the time of melting.
However, if the content exceeds 0.005 mass%, descaling at the time of hot rolling becomes difficult, so it is preferable to contain the content at about 0.005 mass% or less.
【００２８】Cr：15〜25mass％ Crは、耐食性および耐酸化性を向上させる元素で、ステ
ンレス鋼では、通常、15mass％以上添加される。しかし
ながら、添加量が25mass％を超えると鋼が脆化し易くな
るので、15〜25mass％の範囲とすることが好ましい。Cr: 15 to 25 mass% Cr is an element for improving corrosion resistance and oxidation resistance. In stainless steel, it is usually added in an amount of 15 mass% or more. However, if the addition amount exceeds 25 mass%, the steel is easily embrittled, so that the content is preferably in the range of 15 to 25 mass%.
【００２９】Ni：５〜15mass％ Niは、オーステナイトを安定化すると共に、靱性、耐食
性を向上させる元素であり、５mass％以上添加される。
しかしながら、15mass％を超えて添加してもこれらの効
果は飽和に達するので、５〜15mass％の範囲とすること
が好ましい。Ni: 5 to 15 mass% Ni is an element that stabilizes austenite and improves toughness and corrosion resistance, and is added in an amount of 5 mass% or more.
However, since these effects reach saturation even if added in excess of 15 mass%, it is preferable to be in the range of 5 to 15 mass%.
【００３０】Ｎ：0.005 〜0.3 mass％ Ｎは、オーステナイトを安定化すると共に、耐食性を向
上させる元素であり、0.005 mass％以上添加される。し
かしながら、含有量が 0.3mass％を超えると溶接時にブ
ローホールが発生し易くなるので、 0.005〜0.3 mass％
の範囲で含有させることが好ましい。N: 0.005 to 0.3 mass% N is an element that stabilizes austenite and improves corrosion resistance, and is added in an amount of 0.005 mass% or more. However, if the content exceeds 0.3 mass%, blowholes are likely to occur during welding, so 0.005 to 0.3 mass%
It is preferable to make it contain in the range of.
【００３１】Ｏ：0.007 mass％以下 Ｏは、鋼の加工性を低下させる元素であるので、できる
だけ低減することが好ましいが、 0.007mass％以下の範
囲で許容できる。O: 0.007 mass% or less O is an element which lowers the workability of steel, so it is preferable to reduce it as much as possible, but O is acceptable in the range of 0.007 mass% or less.
【００３２】以上、基本組成について説明したが、この
発明鋼では、その他必要に応じて、以下に述べるような
元素を適宜添加することができる。 Cu：0.05〜5.0 mass％および／またはCo：0.05〜5.0 ma
ss％ CuおよびCoはいずれも、オーステナイトを安定化すると
共に、耐食性を向上させる元素あり、0.05mass％以上添
加される。しかしながら、 5.0mass％を超えて添加して
もその効果は飽和に達するので、0.05〜0.5 mass％の範
囲で含有させることが好ましい。Although the basic composition has been described above, the steels of the present invention may optionally include the following elements as needed. Cu: 0.05-5.0 mass% and / or Co: 0.05-5.0 ma
ss% Both Cu and Co are elements that stabilize austenite and improve corrosion resistance, and are added in an amount of 0.05 mass% or more. However, the effect reaches saturation even if it is added in excess of 5.0 mass%, so that it is preferable to contain it in the range of 0.05 to 0.5 mass%.
【００３３】Mo：0.05〜5.0 mass％および／またはＷ：
0.05〜5.0 mass％ Mo, Ｗはいずれも、耐食性を向上させる元素であり、そ
れぞれ0.05mass％以上添加される。しかしながら、含有
量がそれぞれ 5.0mass％を超えると鋼が脆化し易くなる
ので、0.05〜5.0 mass％の範囲で含有させることが好ま
しい。Mo: 0.05-5.0 mass% and / or W:
Each of 0.05 to 5.0 mass% Mo and W is an element for improving corrosion resistance, and is added in an amount of 0.05 mass% or more. However, if the content exceeds 5.0 mass%, the steel is liable to be embrittled. Therefore, the content is preferably in the range of 0.05 to 5.0 mass%.
【００３４】Ti：0.01〜0.5 mass％、Nb：0.01〜0.5 ma
ss％、Ｖ：0.01〜0.5 mass％およびZr：0.01〜0.5 mass
％ のうちから選んだいずれか一種または二種以上 Ti, Nb, Ｖ, Zrはいずれも、溶接時のCr炭窒化物の生成
を抑制して鋭敏化を抑制する有用元素であるが、含有量
が0.01mass％以上に満たないとその添加効果に乏しく、
一方 0.5mass％を超えると大型介在物が生成して靱性の
著しい劣化を招くので、0.01〜0.5 mass％の範囲とする
ことが好ましい。Ti: 0.01 to 0.5 mass%, Nb: 0.01 to 0.5 ma
ss%, V: 0.01-0.5 mass% and Zr: 0.01-0.5 mass
%, Any one or more of Ti, Nb, V, and Zr are useful elements that suppress the formation of Cr carbonitride during welding to suppress sensitization. Is less than 0.01 mass%, the effect of the addition is poor.
On the other hand, when the content exceeds 0.5 mass%, large inclusions are formed and remarkable deterioration of toughness is caused. Therefore, the content is preferably in the range of 0.01 to 0.5 mass%.
【００３５】Ｂ：0.0003〜0.01mass％ Ｂは、二次加工脆性の改善に有効に寄与するが、含有量
が0.0003mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一
方0.01mass％を超えると加工性の低下を招くので、0.00
03〜0.01mass％の範囲とすることが好ましい。B: 0.0003-0.01 mass% B effectively contributes to the improvement of the brittleness in secondary working, but if the content is less than 0.0003 mass%, the effect of its addition is poor. 0.00
It is preferable to be in the range of 03 to 0.01 mass%.
【００３６】Ca：0.0003〜0.01mass％ Caは、Al2O3 と化合して介在物の強度を低下し、加工性
を向上させる働きがあるが、含有量が0.0003mass％に満
たないとその添加効果に乏しく、一方0.01mass％を超え
ると耐食性が低下するので、0.0003〜0.01mass％の範囲
とすることが好ましい。Ca: 0.0003-0.01 mass% Ca combines with Al 2 O 3 to reduce the strength of inclusions and improve workability. However, if the content is less than 0.0003 mass%, Ca The effect of addition is poor, while if it exceeds 0.01 mass%, the corrosion resistance is reduced. Therefore, the content is preferably in the range of 0.0003 to 0.01 mass%.
【００３７】REM：0.001 〜0.1 mass％および／または
Ｙ：0.001 〜0.5 mass％ REM, Ｙはいずれも、鋼中のＳを固定して熱間加工性を
向上させる有用元素であるが、含有量がそれぞれ 0.001
mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方REM で
0.1mass％を超えると、またＹで 0.5mass％を超えると
靱性の低下を招くので、それぞれ REM：0.001 〜0.1 ma
ss％、Ｙ：0.001 〜0.5 mass％の範囲で含有させること
が好ましい。REM: 0.001 to 0.1 mass% and / or Y: 0.001 to 0.5 mass% REM and Y are useful elements that fix S in steel and improve hot workability. Is 0.001 each
If it is less than mass%, the effect of the addition is poor.
If it exceeds 0.1 mass%, and if it exceeds 0.5 mass% in Y, the toughness is reduced. Therefore, REM: 0.001 to 0.1 ma, respectively.
ss%, Y: preferably in the range of 0.001 to 0.5 mass%.
【００３８】次に、この発明法における、製造条件の限
定理由について説明する。 熱間圧延の最終パスにおける圧延温度：1050℃以上 熱延の最終パスの温度は、冷延前の鋼板の｛１１１｝集
合組織を発達させ、引き続く冷延−焼鈍後の鋼板の｛２
００｝集合組織を発達させるためには、高いことが必要
である。そして、熱延最終パス条件が、熱延−焼鈍後に
鋼板の｛２００｝集合組織が最も発達しにくい、圧下率
が15％、歪み速度が 150ｓ-1の場合（ただしＰ量：0.03
mass％）でも、熱延の最終パス温度が1050℃以上になる
と、前掲図２に示したように、冷延前の鋼板の｛１１
１｝集合組織が発達し、ひいては前掲図１に示したよう
に、冷延−焼鈍後の鋼板の｛２００｝集合組織が発達
し、その結果前掲図６に示したように、張り出し成形性
が著しく向上する。そこで、この発明では、熱間圧延の
最終パスにおける圧延温度につき、1050℃以上に限定し
たのである。Next, the reasons for limiting the manufacturing conditions in the method of the present invention will be described. Rolling temperature in the final pass of hot rolling: 1050 ° C. or higher The temperature of the final pass of hot rolling develops {111} texture of the steel sheet before cold rolling, and {2} of the steel sheet after subsequent cold rolling and annealing.
In order to develop the 00｝ texture, it is necessary to be high. When the final pass condition of the hot rolling is that the {200} texture of the steel sheet hardly develops after hot rolling and annealing, the rolling reduction is 15%, and the strain rate is 150 s -1 (however, P amount: 0.03
mass%), when the final pass temperature of hot rolling becomes 1050 ° C. or more, as shown in FIG.
1} The texture develops, and as a result, as shown in FIG. 1 above, the {200} texture of the steel sheet after cold rolling and annealing develops, and as a result, as shown in FIG. Significantly improved. Therefore, in the present invention, the rolling temperature in the final pass of hot rolling is limited to 1050 ° C. or higher.
【００３９】 熱間圧延の最終パスにおける圧下率：15％以上 熱延の最終パスの圧下率は、冷延前の鋼板の｛１１１｝
集合組織を発達させ、引き続く冷延−焼鈍後の鋼板の
｛２００｝集合組織を発達させるためには、高いことが
必要である。そして、熱延最終パス条件が、熱延−焼鈍
後に鋼板の｛２００｝集合組織が最も発達しにくい、最
終パス温度が1050℃、歪み速度が 150ｓ-1の場合（ただ
しＰ量：0.03mass％）でも、熱延の最終パスの圧下率が
15％以上になると、前掲図３に示したように、冷延前の
鋼板の｛１１１｝集合組織が発達し、ひいては前掲図１
に示したように、冷延−焼鈍後の鋼板の｛２００｝集合
組織が発達し、その結果、前掲図６に示したように、張
り出し成形性が著しく向上する。そこで、この発明で
は、熱間圧延の最終パスにおける圧下率につき、15％以
上に限定したのである。Reduction rate in final pass of hot rolling: 15% or more The reduction rate in the final pass of hot rolling is {111} of the steel sheet before cold rolling.
In order to develop the texture and to develop the {200} texture of the steel sheet after the subsequent cold rolling and annealing, it is necessary to be high. When the final pass condition of the hot rolling is such that the {200} texture of the steel sheet hardly develops after hot rolling and annealing, the final pass temperature is 1050 ° C., and the strain rate is 150 s −1 (P content: 0.03 mass%) ) But the reduction rate of the final pass of hot rolling is
At 15% or more, the {111} texture of the steel sheet before cold rolling develops, as shown in FIG.
As shown in FIG. 6, the {200} texture of the steel sheet after cold rolling and annealing is developed, and as a result, as shown in FIG. Therefore, in the present invention, the rolling reduction in the final pass of the hot rolling is limited to 15% or more.
【００４０】熱間圧延の最終パスにおける歪み速度：15
0 ｓ-1以上 熱延の最終パスの歪み速度は、冷延前の鋼板の｛１１
１｝集合組織を発達させ、引き続く冷延−焼鈍後の鋼板
の｛２００｝集合組織を発達させるためには、高いこと
が必要である。そして、熱延最終パス条件が、熱延−焼
鈍後に鋼板の｛２００｝集合組織が最も発達しにくい、
最終パス温度が1050℃、圧下率が15％の場合（ただしＰ
量：0.03mass％）でも、熱延の最終パスの歪み速度が 1
50ｓ-1以上になると、前掲図４に示したように、冷延前
の鋼板の｛１１１｝集合組織が発達し、ひいては前掲図
１に示したように、冷延−焼鈍後の鋼板の｛２００｝集
合組織が発達し、その結果、前掲図６に示したように、
張り出し成形性が著しく向上する。そこで、この発明で
は、熱間圧延の最終パスにおける歪み速度につき、 150
ｓ -1以上に限定したのである。Strain rate in final pass of hot rolling: 15
0 s-1The strain rate in the final pass of hot rolling is as follows:
1) Steel plate after development of texture and subsequent cold rolling and annealing
To develop {200} texture
is necessary. Then, the final pass condition of the hot rolling is
{200} texture of steel sheet is most difficult to develop after dulling,
When the final pass temperature is 1050 ° C and the rolling reduction is 15% (P
Amount: 0.03mass%) Even if the strain rate of the final pass of hot rolling is 1
50s-1As described above, as shown in FIG.
Of {111} texture of steel plate
As shown in Fig. 1, {200} collection of steel sheet after cold rolling and annealing
As a result, as shown in FIG.
Stretch formability is significantly improved. So, in this invention
Is the strain rate in the last pass of hot rolling,
s -1This is the limitation.
【００４１】なお、上記した熱間仕上げ圧延は、連続圧
延とすることが好ましい。というのは、熱延の最終パス
の圧下率を大きくすると、コイル先端が圧延機に噛み込
まずに圧延できなくなるおそれが大きくなるが、仕上げ
圧延機に噛み込んでいるシートバーの後端に、続くシー
トバーの前端を接合して連続的に圧延を行えば、熱延の
最終パスの圧下率を大きくしても、コイル先端の圧延機
に対する噛み込み不良を効果的に回避できるからであ
る。かくして、コイル全長にわたり、均一に大圧下熱延
をおこなうことができ、熱延板の全長に均一に｛１１
１｝集合組織を発達させることができる。It is preferable that the above-mentioned hot finish rolling be continuous rolling. That is, if the rolling reduction of the final pass of hot rolling is increased, the possibility that the coil tip cannot be rolled without biting into the rolling mill increases, but at the rear end of the sheet bar biting into the finishing rolling mill, This is because if the front end of the subsequent sheet bar is joined and rolling is continuously performed, poor engagement of the coil tip with the rolling mill can be effectively avoided even if the rolling reduction in the final pass of hot rolling is increased. Thus, hot rolling under large pressure can be performed uniformly over the entire length of the coil, and the entire length of the hot rolled sheet can be uniformly reduced by 11%.
1｝ The texture can be developed.
【００４２】また、かかる熱間仕上げ圧延は、潤滑圧延
とすることが好ましい。というのは、熱延の最終パスの
圧下率を大きくしたり、歪み速度を大きくすると、圧延
荷重が大きくなりすぎて圧延できなくなったり、鋼板の
形状が不良になる危険性が高まるが、低融点のガラス系
の潤滑剤を鋼板およびロールに吹き付けると、鋼板とロ
ールの間の摩擦係数が低下して圧延荷重が小さくなり、
圧延荷重の増大に伴う圧延の中断や鋼板の形状不良の発
生が効果的に防止できるからである。しかも、潤滑圧延
により圧延の歪みが板厚方向で均一になるので、｛１１
１｝集合組織の発達も板厚方向に均一となる利点もあ
る。It is preferable that the hot finish rolling be lubricated rolling. The reason is that if the rolling reduction of the final pass of hot rolling is increased or the strain rate is increased, the rolling load becomes too large to be able to be rolled, and the risk that the shape of the steel sheet becomes defective increases. When a glass-based lubricant is sprayed on steel sheets and rolls, the coefficient of friction between the steel sheets and rolls decreases, reducing the rolling load,
This is because it is possible to effectively prevent the interruption of the rolling and the occurrence of the defective shape of the steel sheet due to the increase of the rolling load. In addition, since the rolling distortion becomes uniform in the thickness direction by the lubricating rolling, it is possible to reduce
1｝ There is also an advantage that the development of texture is uniform in the thickness direction.
【００４３】ついで、冷間圧延を施すわけであるが、こ
の発明ではかかる冷間圧延に先立ち熱延板焼鈍（母板焼
鈍）を施すことは有利である。この発明に従う製造方法
では、熱延ままで、再結晶、回復がほぼ完了しているた
めに、母板焼鈍を省略しても、冷延を行える程度には十
分に軟質である。しかし、母板焼鈍を行えば、さらに軟
質化して、冷延時における負荷を小さくすることができ
る。ここに、母板焼鈍を行う場合の焼鈍温度は、比較的
速く結晶粒が成長して軟質化する 950℃以上とすること
が好ましく、一方焼鈍時の酸化や結晶粒の粗大化による
製品の表面性状の劣化を防止するためには、1250℃以下
とすることが好ましい。Next, cold rolling is performed. In the present invention, it is advantageous to perform hot rolled sheet annealing (base sheet annealing) prior to such cold rolling. In the manufacturing method according to the present invention, since recrystallization and recovery are almost completed in the hot-rolled state, even if the base plate annealing is omitted, it is sufficiently soft to perform cold rolling. However, if the base plate is annealed, it becomes softer and the load during cold rolling can be reduced. Here, the annealing temperature when performing base plate annealing is preferably at least 950 ° C., at which crystal grains grow and soften relatively quickly, while the surface of the product due to oxidation during annealing and coarsening of crystal grains is preferred. In order to prevent property deterioration, the temperature is preferably set to 1250 ° C. or lower.
【００４４】冷延圧下率：30％以上 冷延−焼鈍後に｛２００｝集合組織を発達させるために
は、冷延圧下率は30％以上とする必要がある。というの
は、30％未満では、冷延−焼鈍後に、再結晶ではなく回
復が主に生じるため、｛２００｝集合組織が発達しない
からである。Cold rolling reduction: 30% or more In order to develop {200} texture after cold rolling and annealing, the cold rolling reduction must be 30% or more. The reason is that if it is less than 30%, after the cold rolling-annealing, the recovery mainly occurs instead of the recrystallization, so that the {200} texture does not develop.
【００４５】仕上げ焼鈍温度：950 〜1250℃ 仕上げ焼鈍温度は、 950〜1250℃の範囲とする必要があ
る。というのは、焼鈍温度が 950℃未満では、再結晶に
必要な時間が長すぎ、一方1250℃を超えると、焼鈍時の
酸化が進んで表面が荒れたり、結晶粒が大きくなり過ぎ
て、加工時にオレンジピールと呼ばれる表面欠陥が発生
し易くなるからである。Finish annealing temperature: 950-1250 ° C. Finish annealing temperature must be in the range of 950-1250 ° C. The reason is that if the annealing temperature is lower than 950 ° C, the time required for recrystallization is too long, while if it exceeds 1250 ° C, the oxidation during annealing proceeds and the surface becomes rough, and the crystal grains become too large. This is because a surface defect sometimes called orange peel is likely to occur.
【００４６】[0046]
【実施例】表１に示す成分組成になるオーステナイト系
ステンレス鋼を、通常の転炉法で溶製し、連続鋳造によ
って厚さ 200mmのスラブとした。このスラブを、1150〜
1250℃で１〜２h 均熱した後、1100〜1150℃で合計90％
の圧下率で粗圧延を行い、ついで最終パスにおける圧延
温度、歪み速度および圧下率が表２に示す条件下で熱間
仕上げ圧延を行い、種々の板厚の熱延板に仕上げた。こ
れらの熱延板について、熱延まま、または連続焼鈍炉で
1150℃, 30ｓの焼鈍後、ロール径が 250mmのタンデム圧
延機を用いて冷延圧延を施し、表３に示す種々の板厚の
冷延板とした後、脱脂し、しかるのち連続焼鈍炉で1100
℃×30ｓの焼鈍を行った。かくして得られた冷延−焼鈍
板の圧延面に平行な｛２００｝集合組織の集積度とエリ
クセン値について調べた結果を、表３に併記する。EXAMPLE An austenitic stainless steel having the composition shown in Table 1 was smelted by a conventional converter method and was continuously cast into a 200 mm thick slab. This slab is 1150-
After soaking at 1250 ℃ for 1-2h, 90% total at 1100-1150 ℃
Rough rolling was performed at a reduction ratio of, and then hot finish rolling was performed under the conditions shown in Table 2 for the rolling temperature, strain rate, and reduction ratio in the final pass to finish hot-rolled sheets of various thicknesses. About these hot rolled sheets, hot rolled or in a continuous annealing furnace
After annealing at 1150 ° C for 30 s, cold rolling was performed using a tandem rolling mill with a roll diameter of 250 mm to obtain cold-rolled sheets having various thicknesses shown in Table 3, then degreased, and then in a continuous annealing furnace. 1100
Annealing at 30 ° C. × 30 s was performed. The results obtained by examining the degree of accumulation of {200} texture parallel to the rolled surface of the cold-rolled and annealed sheet and the Erichsen value are also shown in Table 3.
【００４７】[0047]
【表１】 [Table 1]
【００４８】[0048]
【表２】 [Table 2]
【００４９】[0049]
【表３】 [Table 3]
【００５０】なお、｛２００｝面の集積度は、板厚1/4
まで研削した圧延面に平行な面を＃1000のエメリー紙で
研磨し、王水でエッチングして加工組織を除去した後、
「カリティ新版Ｘ線回接要論」(1986) P.290〜293 に記
載されたレンバース法で、ランダム試料との強度比とし
て測定した。また、エリクセン試験は、JIS Z 2247のエ
リクセン試験Ｂ法に準拠して、鋼板にグラファイトグリ
ースを塗布して行った。The degree of integration of the {200} plane is 1/4
After grinding the surface parallel to the rolled surface to # 1000 emery paper and etching with aqua regia to remove the processed structure,
The intensity ratio with a random sample was measured by the reversal method described in "Carity New Version X-Ray Conclusion" (1986) P.290-293. The Erichsen test was performed by applying graphite grease to a steel sheet in accordance with the Erichsen test B method of JIS Z 2247.
【００５１】表３から明らかなように、この発明に従い
得られたNo.1〜４、６〜15、18および21はいずれも、冷
延−焼鈍板の｛２００｝面の集積度は 1.4以上であり、
またエリクセン値も14.5以上と良好であった。これに対
し、熱延の仕上げ温度が1050℃に満たないNo.5, 19およ
び20、圧下率が15％未満である No.16、歪み速度が 150
ｓ-1未満である No.17、ならびにＰ量が0.03mass％を超
えている No.22〜24は、冷延−焼鈍板の｛２００｝の集
積度が1.2 に満たず、またエリクセン値も11.5以下と低
い。なお、発明例の中でも、連続圧延としたNo.2、潤滑
圧延としたNo.3、連続圧延かつ潤滑圧延としたNo.4は、
連続圧延も潤滑圧延も行わなかったNo.1と比べて冷延−
焼鈍板の｛２００｝の集積度が高く、またエリクセン値
も良好であった。As is clear from Table 3, all of Nos. 1 to 4, 6 to 15, 18 and 21 obtained according to the present invention have a degree of integration of {200} plane of the cold-rolled and annealed plate of 1.4 or more. And
The Erichsen value was as good as 14.5 or more. On the other hand, No. 5, 19 and 20 with hot rolling finishing temperature below 1050 ° C, No. 16 with rolling reduction less than 15%, and strain rate of 150
In No. 17 in which the s -1 was less than s -1 and in Nos. 22 to 24 in which the P content exceeded 0.03 mass%, the {200} accumulation degree of the cold-rolled and annealed sheet was less than 1.2, and the Erichsen value was also lower. Low, 11.5 or less. Incidentally, among the invention examples, No. 2 as continuous rolling, No. 3 as lubricating rolling, No. 4 as continuous rolling and lubricating rolling,
Cold rolling compared to No. 1, which did not perform continuous rolling or lubrication rolling
The degree of {200} accumulation of the annealed plate was high, and the Erichsen value was also good.
【００５２】[0052]
【発明の効果】かくして、この発明によれば、オーステ
ナイト系ステンレス鋼板の張り出し成形性が格段に向上
するので、複雑な形状の浴槽、鍋、食器、流し等も容易
にプレス成形することができ、また成形に必要な荷重も
小さくできる。さらに、この発明によれば、張り出し成
形性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の工業的
規模での製造も実施可能である。As described above, according to the present invention, since the overhang formability of the austenitic stainless steel sheet is remarkably improved, a bathtub, a pot, a tableware, a sink, and the like having a complicated shape can be easily press-formed. Also, the load required for molding can be reduced. Further, according to the present invention, an austenitic stainless steel sheet excellent in stretch formability can be manufactured on an industrial scale.
【図１】SUS304の冷延前の圧延面に平行な｛１１１｝集
合組織の集積度と冷延−焼鈍後の｛２００｝集合組織の
集積度の関係を示したグラフである。FIG. 1 is a graph showing the relationship between the degree of accumulation of {111} texture parallel to the rolled surface of SUS304 before cold rolling and the degree of accumulation of {200} texture after cold rolling and annealing.
【図２】SUS304の熱延板の｛１１１｝集合組織の集積度
に及ぼす熱延仕上げ温度の影響（熱延仕上げ圧下率：15
％、歪み速度：150 ｓ-1）を示したグラフである。FIG. 2 Influence of hot rolling finishing temperature on the degree of {111} texture of SUS304 hot rolled sheet (hot rolling finish reduction: 15
%, Strain rate: 150 s -1 ).
【図３】SUS304の熱延板の｛１１１｝集合組織の集積度
に及ぼす熱延仕上げ圧下率の影響（熱延仕上げ温度：10
50℃、歪み速度：150 ｓ-1）を示したグラフである。FIG. 3 Effect of hot rolling finish draft on the degree of integration of {111} texture of hot rolled SUS304 sheet (hot rolling finishing temperature: 10
5 is a graph showing 50 ° C. and a strain rate of 150 s −1 ).
【図４】SUS304の熱延板の｛１１１｝集合組織の集積度
に及ぼす歪み速度の影響（熱延仕上げ温度：1050℃、圧
下率：15％）を示したグラフである。FIG. 4 is a graph showing the influence of the strain rate on the degree of {111} texture accumulation of a hot-rolled SUS304 sheet (hot-rolling finishing temperature: 1050 ° C., rolling reduction: 15%).
【図５】熱延仕上げ温度：1050℃、仕上げ圧下率：15
％、歪み速度： 150ｓ-1で熱間圧延を施したSUS304の熱
延板の｛１１１｝集合組織の集積度に及ぼすＰ量の影響
を示したグラフである。[Figure 5] Hot rolling finishing temperature: 1050 ° C, finishing draft: 15
5 is a graph showing the effect of the amount of P on the degree of accumulation of {111} texture in a hot-rolled SUS304 sheet subjected to hot rolling at a strain rate of 150 s -1 .
【図６】冷延−焼鈍板の｛２００｝集合組織の集積度と
張り出し成形性との関係を示したグラフである。FIG. 6 is a graph showing the relationship between the degree of accumulation of {200} texture of a cold-rolled and annealed sheet and the stretch formability.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平６−179948（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−98355（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−246324（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−67722（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−185722（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−220544（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−104949（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/00 - 8/04 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuation of the front page (56) References JP-A-6-179948 (JP, A) JP-A-5-98355 (JP, A) JP-A-61-246324 (JP, A) JP-A-61-246324 67722 (JP, A) JP-A-58-185722 (JP, A) JP-A-6-220544 (JP, A) JP-A 8-104949 (JP, A) (58) Fields investigated (Int. Cl. 7 , DB name) C22C 38/00-38/60 C21D 9/46-9/48 C21D 8/00-8/04
Claims (10)
って、圧延面に平行な面における｛２００｝集合組織の
集積度が 1.2以上であることを特徴とする張り出し成形
性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板。An austenitic stainless steel sheet excellent in stretch formability, characterized in that the degree of accumulation of {200} texture in a plane parallel to the rolled surface is 1.2 or more. steel sheet.
テンレス鋼板の成分組成が、 Ｃ：0.005 〜0.1 mass％、 Si：0.05〜3.0 mass％、 Mn：0.05〜2.0 mass％、 Ｐ：0.03mass％以下、 Ｓ：0.03mass％以下、 Al：0.005 mass％以下、 Cr：15〜25mass％、 Ni：５〜15mass％、 Ｎ：0.005 〜0.3 mass％、 Ｏ：0.007 mass％以下 を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする張り出し成形性に優れたオーステナイト系ス
テンレス冷延鋼板。2. The austenitic stainless steel sheet according to claim 1, wherein the component composition of the austenitic stainless steel sheet is: C: 0.005 to 0.1 mass%, Si: 0.05 to 3.0 mass%, Mn: 0.05 to 2.0 mass%, P: 0.03 mass% or less, S: 0.03 mass% or less, Al: 0.005 mass% or less, Cr: 15 to 25 mass%, Ni: 5 to 15 mass%, N: 0.005 to 0.3 mass%, O: 0.007 mass% or less, the balance being Fe and inevitable Austenitic stainless steel cold rolled steel sheet with excellent stretch formability, characterized by being composed of chemical impurities.
テンレス鋼板の成分組成が、さらに Cu：0.05〜5.0 mass％、 Co：0.05〜5.0 mass％ のうちから選んだ一種または二種を含有するものである
張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷
延鋼板。3. The austenitic stainless steel sheet according to claim 2, wherein the component composition of the austenitic stainless steel sheet further includes one or two selected from Cu: 0.05 to 5.0 mass% and Co: 0.05 to 5.0 mass%. Austenitic stainless steel cold rolled steel sheet with excellent stretch formability.
イト系ステンレス鋼板の成分組成が、さらに Mo：0.05〜5.0 mass％、 Ｗ：0.05〜5.0 mass％ のうちから選んだ一種または二種を含有するものである
張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷
延鋼板。4. The austenitic stainless steel sheet according to claim 2 or 3, wherein the component composition of the austenitic stainless steel sheet further contains one or two selected from Mo: 0.05 to 5.0 mass% and W: 0.05 to 5.0 mass%. Austenitic stainless cold-rolled steel sheet with excellent stretch formability.
テナイト系ステンレス鋼板の成分組成が、さらに Ti：0.01〜0.5 mass％、 Nb：0.01〜0.5 mass％、 Ｖ：0.01〜0.5 mass％、 Zr：0.01〜0.5 mass％ のうちから選んだ一種または二種以上を含有するもので
ある張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレ
ス冷延鋼板。5. The austenitic stainless steel sheet according to claim 2, 3 or 4, further comprising: Ti: 0.01 to 0.5 mass%, Nb: 0.01 to 0.5 mass%, V: 0.01 to 0.5 mass%, Zr: An austenitic stainless cold-rolled steel sheet that is excellent in stretch formability and contains one or more selected from 0.01 to 0.5 mass%.
ステナイト系ステンレス鋼板の成分組成が、さらに Ｂ：0.0003〜0.01mass％ を含有するものである張り出し成形性に優れたオーステ
ナイト系ステンレス冷延鋼板。6. The austenitic stainless cold-rolled steel sheet according to claim 2, wherein the component composition of the austenitic stainless steel sheet further contains B: 0.0003 to 0.01 mass%. .
ステナイト系ステンレス鋼板の成分組成が、さらに Ca：0.0003〜0.01mass％ を含有するものである張り出し成形性に優れたオーステ
ナイト系ステンレス冷延鋼板。7. The austenitic stainless steel cold-rolled steel sheet according to any one of claims 2 to 6, wherein the component composition of the austenitic stainless steel sheet further includes Ca: 0.0003 to 0.01 mass%. .
ステナイト系ステンレス鋼板の成分組成が、さらに REM：0.001 〜0.1 mass％、 Ｙ：0.001 〜0.5 mass
％ のうちから選んだ一種または二種を含有するものである
張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷
延鋼板。8. The austenitic stainless steel sheet according to any one of claims 2 to 7, further comprising: REM: 0.001 to 0.1 mass%, Y: 0.001 to 0.5 mass.
An austenitic stainless steel cold-rolled steel sheet that is excellent in stretch formability and contains one or two selected from%.
囲に成分調整したオーステナイト系ステンレス鋼スラブ
を、最終パスにおける圧延温度：1050℃以上、歪み速
度：150 ｓ-1以上、圧下率：15％以上の条件で熱間圧延
したのち、圧下率：30％以上で冷間圧延し、しかるのち
950〜1250℃の温度範囲で仕上げ焼鈍を施すことを特徴
とする張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステン
レス冷延鋼板の製造方法。9. An austenitic stainless steel slab whose composition has been adjusted to the composition range according to any one of claims 2 to 8, wherein a rolling temperature in the final pass is 1050 ° C. or more, a strain rate is 150 s −1 or more, and a rolling reduction. ： After hot rolling under the condition of 15% or more, cold rolling at the rolling reduction of 30% or more, then
A method for producing an austenitic stainless cold-rolled steel sheet excellent in stretch formability, which comprises performing finish annealing in a temperature range of 950 to 1250 ° C.
範囲に成分調整したオーステナイト系ステンレス鋼スラ
ブを、最終パスにおける圧延温度：1050℃以上、歪み速
度：150 ｓ-1以上、圧下率：15％以上の条件で熱間圧延
し、ついで 950〜1250℃の温度範囲で熱延板焼鈍を施し
たのち、圧下率：30％以上で冷間圧延し、しかるのち 9
50〜1250℃の温度範囲で仕上げ焼鈍を施すことを特徴と
する張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレ
ス冷延鋼板の製造方法。10. An austenitic stainless steel slab whose composition has been adjusted to the composition range according to any one of claims 2 to 8, wherein a rolling temperature in the final pass is 1050 ° C. or more, a strain rate is 150 s −1 or more, and a rolling reduction. ： Hot rolling under the condition of 15% or more, then hot-rolled sheet annealing in the temperature range of 950 to 1250 ° C, then cold rolling at the rolling reduction: 30% or more, and then 9
A method for producing an austenitic stainless steel cold-rolled steel sheet having excellent stretch formability, which comprises performing finish annealing in a temperature range of 50 to 1250 ° C.
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