JP7422218B2 - フェライト系ステンレス冷延鋼板およびフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
フェライト系ステンレス冷延鋼板およびフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7422218B2 JP7422218B2 JP2022514387A JP2022514387A JP7422218B2 JP 7422218 B2 JP7422218 B2 JP 7422218B2 JP 2022514387 A JP2022514387 A JP 2022514387A JP 2022514387 A JP2022514387 A JP 2022514387A JP 7422218 B2 JP7422218 B2 JP 7422218B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- cold
- stainless steel
- ferritic stainless
- steel sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims description 115
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 21
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims description 20
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 88
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 61
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 29
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 29
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 28
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 25
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 24
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 20
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 16
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 15
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 12
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000002791 soaking Methods 0.000 claims description 9
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 claims description 7
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 claims description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims 1
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 56
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 16
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 15
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 11
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 11
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 11
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 6
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 6
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 4
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 4
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 4
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 4
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 2
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 2
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- CUZMQPZYCDIHQL-VCTVXEGHSA-L calcium;(2s)-1-[(2s)-3-[(2r)-2-(cyclohexanecarbonylamino)propanoyl]sulfanyl-2-methylpropanoyl]pyrrolidine-2-carboxylate Chemical compound [Ca+2].N([C@H](C)C(=O)SC[C@@H](C)C(=O)N1[C@@H](CCC1)C([O-])=O)C(=O)C1CCCCC1.N([C@H](C)C(=O)SC[C@@H](C)C(=O)N1[C@@H](CCC1)C([O-])=O)C(=O)C1CCCCC1 CUZMQPZYCDIHQL-VCTVXEGHSA-L 0.000 description 1
- 238000010411 cooking Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010309 melting process Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 201000009240 nasopharyngitis Diseases 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 230000037303 wrinkles Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明はフェライト系ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
フェライト系ステンレス鋼が家電製品および調理器具などに適用される場合、フェライト系ステンレス鋼には、高い加工性と清浄な外観が求められる。しかし、ＳＵＳ４３０を含むフェライト系ステンレス鋼は、プレス成形時に、数％の降伏伸びにより、ストレッチャーストレインと称される微小な凹凸が発生し、表面性状が劣化する。そこで特許文献１には、ストレッチャーストレインを低減するための調質圧延が施されたステンレス鋼板が開示されている。
しかしながら、上述のような従来技術では、調質圧延のために工程数が増加するため、ステンレス鋼板の生産性が低下し、ステンレス鋼板の製造コストが増加するという問題がある。本発明の一態様は、調質圧延を行わなくてもストレッチャーストレインを低減でき、かつプレス成形性の高いフェライト系ステンレス鋼等を実現することを目的とする。
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１２．０～１８．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５０％以下で残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、圧延方向に平行かつ圧延幅方向に垂直な平面で切断した断面におけるマルテンサイト相の面積比率が１．０％以上かつ１５．０％未満であり、前記フェライト系ステンレス鋼からマルテンサイト相を除いた残部は、主にフェライト相で構成され、降伏伸びが２．０％以下であり、かつ破断伸びが２２．０％以上である。
本発明の一態様によれば、調質圧延を行わなくてもストレッチャーストレインを低減でき、かつプレス成形性の高いフェライト系ステンレス鋼等を実現することができる。
以下、本発明の一実施形態について、詳細に説明する。なお、本明細書において、フェライト系ステンレス鋼（以下、ステンレス鋼）に対する各合金元素の含有率を、単に含有率と称する。また、含有率に関する「％」の表示については、特に断らない限り、「質量％」を意味するものとする。また、数値Ｘ１および数値Ｘ２（ただし、Ｘ１＜Ｘ２）について、「Ｘ１～Ｘ２」は、「Ｘ１以上かつＸ２以下」を意味するものとする。
また、本明細書において、ステンレス鋼の圧延方向に平行かつ圧延幅方向に垂直な平面で切断した断面におけるマルテンサイト相の面積比率を「マルテンサイト面積比率」と称する。換言すれば、マルテンサイト面積比率とは、ステンレス鋼の圧延方向に平行かつ圧延幅方向に垂直な平面で切断した断面の面積に対するマルテンサイト相の面積比率を意味する。
本発明者らは、鋭意検討により、降伏伸びを低減し、ストレッチャーストレインを低減するためには、マルテンサイト相の分散が有効であることを見出した。マルテンサイト相は高強度であるものの降伏応力が低い性質を有するとともに、降伏伸びの要因となる固溶炭素・窒素を相内に格納しておく効果があるため、降伏伸び低減に有効となる。一方、過度なマルテンサイト相の分散は、強度上昇にともなう延性低下または耐食性低下等の特性劣化を招く。以上のことから、本発明者らは、適度な量のマルテンサイト相を分散させることにより、調質圧延を行わなくてもストレッチャーストレインを低減でき、かつプレス成形性の高いフェライト系ステンレス鋼を実現できることを見出した。
〔指標値〕
下記式（１）で表される指標値（以下、指標値と称する）は、焼鈍によるオーステナイト相の最大生成量を表す指標である。
下記式（１）で表される指標値（以下、指標値と称する）は、焼鈍によるオーステナイト相の最大生成量を表す指標である。
（指標値）＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９ ・・・（１）
前記式（１）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している。ここで、焼鈍時に生成するオーステナイト相は、冷却過程でマルテンサイト相に変態し得る。指標値を１５以上かつ５０以下にすることにより、焼鈍によるオーステナイト相の最大生成量を制御して、冷却過程で生成するマルテンサイト相の量を適切に管理することが容易となる。そのため、指標値を１５以上かつ５０以下に設定することにより、後述するマルテンサイト面積比率を１．０％以上かつ１５．０％未満に管理することが容易となる。
前記式（１）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している。ここで、焼鈍時に生成するオーステナイト相は、冷却過程でマルテンサイト相に変態し得る。指標値を１５以上かつ５０以下にすることにより、焼鈍によるオーステナイト相の最大生成量を制御して、冷却過程で生成するマルテンサイト相の量を適切に管理することが容易となる。そのため、指標値を１５以上かつ５０以下に設定することにより、後述するマルテンサイト面積比率を１．０％以上かつ１５．０％未満に管理することが容易となる。
〔合金成分〕
本発明は、例えば以下に掲げる成分を含むステンレス鋼に適用されるが、本発明はこれに限定されない。本発明の一実施形態に係るステンレス鋼は、以下の成分の他に、各種の成分を含むことができる。
本発明は、例えば以下に掲げる成分を含むステンレス鋼に適用されるが、本発明はこれに限定されない。本発明の一実施形態に係るステンレス鋼は、以下の成分の他に、各種の成分を含むことができる。
＜Ｃ：０．１２％以下＞
Ｃは、Ｃｒと炭化物を形成することにより、ステンレス鋼が変形するときに転位の発生源となる界面を生成させる重要な元素である。しかし、Ｃが過剰に添加されると、過剰のマルテンサイト相が生じやすくなり、延性が低下する。そのため、Ｃの含有率は、０．１２％以下に設定される。また、マルテンサイト相を生成させるために、Ｃの含有率は、０．０３０％以上であることが好ましい。
Ｃは、Ｃｒと炭化物を形成することにより、ステンレス鋼が変形するときに転位の発生源となる界面を生成させる重要な元素である。しかし、Ｃが過剰に添加されると、過剰のマルテンサイト相が生じやすくなり、延性が低下する。そのため、Ｃの含有率は、０．１２％以下に設定される。また、マルテンサイト相を生成させるために、Ｃの含有率は、０．０３０％以上であることが好ましい。
＜Ｓｉ：１．０％以下＞
Ｓｉは、溶製段階で脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｓｉが過剰に添加されると、ステンレス鋼が硬質化し、延性が低下する。したがって、Ｓｉの含有率は１．０％以下に設定される。
Ｓｉは、溶製段階で脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｓｉが過剰に添加されると、ステンレス鋼が硬質化し、延性が低下する。したがって、Ｓｉの含有率は１．０％以下に設定される。
＜Ｍｎ：１．０％以下＞
Ｍｎは、脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｍｎが過剰に添加されると、ＭｎＳの生成量が増加してステンレス鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｍｎの含有率は１．０％以下に設定される。
Ｍｎは、脱酸剤としての効果を有する。しかし、Ｍｎが過剰に添加されると、ＭｎＳの生成量が増加してステンレス鋼の耐食性が低下する。したがって、Ｍｎの含有率は１．０％以下に設定される。
＜Ｎｉ：１．０％以下＞
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、焼鈍後のマルテンサイト面積比率および強度を制御するために有効な元素である。しかしＮｉが過剰に添加されると、オーステナイト相が必要以上に安定化され、ステンレス鋼の延性が低下するとともに、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｎｉの含有率は１．０％以下に設定される。
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、焼鈍後のマルテンサイト面積比率および強度を制御するために有効な元素である。しかしＮｉが過剰に添加されると、オーステナイト相が必要以上に安定化され、ステンレス鋼の延性が低下するとともに、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｎｉの含有率は１．０％以下に設定される。
＜Ｃｒ：１２．０～１８．０％＞
Ｃｒは、冷延鋼板の表面に不動態皮膜を形成して、耐食性を高めるために必要である。しかし、Ｃｒが過剰に添加されると、ステンレス鋼の延性が低下する。したがって、Ｃｒの含有率は１２．０～１８．０％に設定される。
Ｃｒは、冷延鋼板の表面に不動態皮膜を形成して、耐食性を高めるために必要である。しかし、Ｃｒが過剰に添加されると、ステンレス鋼の延性が低下する。したがって、Ｃｒの含有率は１２．０～１８．０％に設定される。
＜Ｎ：０．１０％以下＞
Ｎは、Ｃｒと窒化物を形成することにより、ステンレス鋼が変形するときに転位の発生源となる界面を生成させる重要な元素である。しかし、Ｎが過剰に添加されると、過剰のマルテンサイト相が生じやすくなり、延性が低下する。そのため、Ｎの含有率は、０．１０％以下に設定される。
Ｎは、Ｃｒと窒化物を形成することにより、ステンレス鋼が変形するときに転位の発生源となる界面を生成させる重要な元素である。しかし、Ｎが過剰に添加されると、過剰のマルテンサイト相が生じやすくなり、延性が低下する。そのため、Ｎの含有率は、０．１０％以下に設定される。
＜Ａｌ：０．５０％以下＞
Ａｌは、脱酸に有効な元素であるとともに、プレス加工性に悪影響を及ぼすＡ２系介在物を低減することができる。しかし、Ａｌが過剰に添加されると、表面欠陥が増加する。そのため、Ａｌの含有率は０．５０％以下に設定される。
Ａｌは、脱酸に有効な元素であるとともに、プレス加工性に悪影響を及ぼすＡ２系介在物を低減することができる。しかし、Ａｌが過剰に添加されると、表面欠陥が増加する。そのため、Ａｌの含有率は０．５０％以下に設定される。
＜Ｍｏ：好ましくは０．５％以下＞
Ｍｏは、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｍｏが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｍｏの含有率は０．５０％以下に設定されることが好ましい。
Ｍｏは、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｍｏが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｍｏの含有率は０．５０％以下に設定されることが好ましい。
＜Ｃｕ：好ましくは１．０％以下＞
Ｃｕは、耐食性の向上に有効な元素である。Ｃｕの含有率は１．０％以下に設定されることが好ましい。
Ｃｕは、耐食性の向上に有効な元素である。Ｃｕの含有率は１．０％以下に設定されることが好ましい。
＜Ｏ：好ましくは０．０１％以下＞
Ｏは、非金属介在物を生成し、衝撃値および疲れ寿命を低下させる。そのため、Ｏの含有率は０．０１％以下に設定されることが好ましい。
Ｏは、非金属介在物を生成し、衝撃値および疲れ寿命を低下させる。そのため、Ｏの含有率は０．０１％以下に設定されることが好ましい。
＜Ｖ：好ましくは０．１５％以下＞
Ｖは、硬度および強度の向上に有効な元素である。しかし、Ｖが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｖの含有率は０．１５％以下に設定されることが好ましい。
Ｖは、硬度および強度の向上に有効な元素である。しかし、Ｖが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｖの含有率は０．１５％以下に設定されることが好ましい。
＜Ｂ：好ましくは０．１０％以下＞
Ｂは、靭性改善に有効な元素である。しかし、この効果は、０．１０％を超えると飽和する。したがって、Ｂの含有率は０．１０％以下に設定されることが好ましい。
Ｂは、靭性改善に有効な元素である。しかし、この効果は、０．１０％を超えると飽和する。したがって、Ｂの含有率は０．１０％以下に設定されることが好ましい。
＜Ｔｉ：好ましくは０．５０％以下＞
Ｔｉは、ストレッチャーストレインの原因となる固溶Ｃまたは固溶Ｎと炭化物または窒化物を形成することにより、ＣおよびＮを固定化して、ストレッチャーストレインを低減することができる。しかし、Ｔｉは高価な元素であるので、Ｔｉが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｔｉの含有率は、０．５０％以下に設定されることが好ましい。
Ｔｉは、ストレッチャーストレインの原因となる固溶Ｃまたは固溶Ｎと炭化物または窒化物を形成することにより、ＣおよびＮを固定化して、ストレッチャーストレインを低減することができる。しかし、Ｔｉは高価な元素であるので、Ｔｉが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｔｉの含有率は、０．５０％以下に設定されることが好ましい。
＜Ｃｏ：好ましくは０．０１～０．５０％＞
Ｃｏは、耐食性および耐熱性の向上に有効な元素である。しかし、Ｃｏが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｃｏの含有率は０．０１～０．５０％に設定されることが好ましい。
Ｃｏは、耐食性および耐熱性の向上に有効な元素である。しかし、Ｃｏが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｃｏの含有率は０．０１～０．５０％に設定されることが好ましい。
＜Ｚｒ：好ましくは０．０１～０．１０％＞
Ｚｒは、脱窒、脱酸および脱硫に有効な元素である。しかし、Ｚｒが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｚｒの含有率は０．０１～０．１０％に設定されることが好ましい。
Ｚｒは、脱窒、脱酸および脱硫に有効な元素である。しかし、Ｚｒが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｚｒの含有率は０．０１～０．１０％に設定されることが好ましい。
＜Ｎｂ：好ましくは０．０１～０．１０％＞
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、ストレッチャーストレインの原因となる固溶Ｃまたは固溶Ｎと炭化物または窒化物を形成することにより、ＣおよびＮを固定化して、ストレッチャーストレインを低減することができる。しかし、Ｎｂは高価な元素であるので、Ｎｂが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｎｂの含有率は、０．０１～０．１０％に設定されることが好ましい。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、ストレッチャーストレインの原因となる固溶Ｃまたは固溶Ｎと炭化物または窒化物を形成することにより、ＣおよびＮを固定化して、ストレッチャーストレインを低減することができる。しかし、Ｎｂは高価な元素であるので、Ｎｂが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｎｂの含有率は、０．０１～０．１０％に設定されることが好ましい。
＜Ｍｇ：好ましくは０．０００５～０．００３０％＞
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有するとステンレス鋼の靱性が低下して製造性が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇの含有率は０．０００５～０．００３０％に設定されることが好ましく、０．００２０％以下に設定されることがより好ましい。
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有するとステンレス鋼の靱性が低下して製造性が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇの含有率は０．０００５～０．００３０％に設定されることが好ましく、０．００２０％以下に設定されることがより好ましい。
＜Ｃａ：好ましくは０．０００３～０．００３０％＞
Ｃａは、脱ガスに有効な元素である。Ｃａの含有率は０．０００３～０．００３０％に設定されることが好ましい。
Ｃａは、脱ガスに有効な元素である。Ｃａの含有率は０．０００３～０．００３０％に設定されることが好ましい。
＜Ｙ：好ましくは０．０１～０．２０％＞
Ｙは、熱間加工性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかし、これらの効果は、０．２０％を超えると飽和する。したがって、Ｙの含有率は、０．０１～０．２０％に設定されることが好ましい。
Ｙは、熱間加工性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかし、これらの効果は、０．２０％を超えると飽和する。したがって、Ｙの含有率は、０．０１～０．２０％に設定されることが好ましい。
＜Ｙを除く希土類金属：好ましくは合計で０．０１～０．１０％＞
Ｙを除く希土類金属（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：ＲＥＭ）、例えばＳｃおよびＬａも、Ｙと同様に、熱間加工性および耐酸化性の向上に有効である。しかし、これらの効果は、０．１０％を超えると飽和する。したがって、Ｙを除くＲＥＭの含有率の合計は、０．０１～０．１０％に設定されることが好ましい。
Ｙを除く希土類金属（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：ＲＥＭ）、例えばＳｃおよびＬａも、Ｙと同様に、熱間加工性および耐酸化性の向上に有効である。しかし、これらの効果は、０．１０％を超えると飽和する。したがって、Ｙを除くＲＥＭの含有率の合計は、０．０１～０．１０％に設定されることが好ましい。
＜Ｓｎ：好ましくは０．００１～０．５００％＞
Ｓｎは、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｓｎが過剰に添加されると、熱間加工性および粘り強さが低下する。したがって、Ｓｎの含有率は０．００１～０．５００％に設定されることが好ましい。
Ｓｎは、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｓｎが過剰に添加されると、熱間加工性および粘り強さが低下する。したがって、Ｓｎの含有率は０．００１～０．５００％に設定されることが好ましい。
＜Ｓｂ：好ましくは０．００１～０．５００％＞
Ｓｂは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｂを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂの含有率は０．００１～０．５００％に設定されることが好ましく、０．２００％以下に設定されることがより好ましい。
Ｓｂは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｂを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂの含有率は０．００１～０．５００％に設定されることが好ましく、０．２００％以下に設定されることがより好ましい。
＜Ｐｂ：好ましくは０．０１～０．１０％＞
Ｐｂは、快削性の向上に有効な元素である。Ｐｂの含有率は０．０１～０．１０％に設定されることが好ましい。
Ｐｂは、快削性の向上に有効な元素である。Ｐｂの含有率は０．０１～０．１０％に設定されることが好ましい。
＜Ｗ：好ましくは０．０１～０．５０％＞
Ｗは、高温強さの向上に有効な元素である。しかし、Ｗが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｗの含有率は０．０１～０．５０％に設定されることが好ましい。
Ｗは、高温強さの向上に有効な元素である。しかし、Ｗが過剰に添加されると、ステンレス鋼の原料コストが上昇する。したがって、Ｗの含有率は０．０１～０．５０％に設定されることが好ましい。
＜その他＞
上述した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物とは、本明細書において、製造上不可避的に混入してくる不純物を意味する。不可避的不純物の含有率は、可能な限り低いことが好ましい。
上述した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物とは、本明細書において、製造上不可避的に混入してくる不純物を意味する。不可避的不純物の含有率は、可能な限り低いことが好ましい。
〔ステンレス鋼の製造方法〕
図１は、本発明の一実施形態に係るステンレス鋼の製造方法の一例を示すフローチャートである。ステンレス鋼を製造するためには、まず、溶製工程Ｓ１で、上記の成分を含有するステンレス鋼を溶製して鋼スラブを作製する。溶製工程Ｓ１では、ステンレス鋼の一般的な溶製装置および溶製条件を使用することができる。
図１は、本発明の一実施形態に係るステンレス鋼の製造方法の一例を示すフローチャートである。ステンレス鋼を製造するためには、まず、溶製工程Ｓ１で、上記の成分を含有するステンレス鋼を溶製して鋼スラブを作製する。溶製工程Ｓ１では、ステンレス鋼の一般的な溶製装置および溶製条件を使用することができる。
熱間圧延工程Ｓ２では、鋼スラブを熱間圧延し、熱延鋼板を作製する。熱間圧延工程Ｓ２では、ステンレス鋼の一般的な熱間圧延装置および熱間圧延条件を使用することができる。軟質化工程Ｓ３では、熱延鋼板を５００～１１００℃で熱処理して軟質化する。軟質化工程Ｓ３は、例えばステンレス鋼の組成または熱間圧延もしくは冷間圧延の条件に応じて、省略してもよい。
冷間圧延工程Ｓ４では、軟質化工程Ｓ３後の熱延鋼板、または軟質化工程Ｓ３が省略可能な場合には、熱間圧延工程Ｓ２後の熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板を作製する。冷間圧延工程Ｓ４では、ステンレス鋼の一般的な冷間圧延装置および冷間圧延条件を使用することができる。
焼鈍工程Ｓ５では、冷延鋼板を焼鈍する。焼鈍工程Ｓ５での最高温度である最高焼鈍温度（℃）は、次のように設定される。まず、鋼スラブの組成について、下記式（２）で表されるＴＡを算出する。当該ＴＡは、予め算出されていればよい。
ＴＡ＝３５×（Ｃｒ＋１．７２Ｍｏ＋２．０９Ｓｉ＋４．８６Ｎｂ＋８．２９Ｖ＋１．７７Ｔｉ＋２１．４Ａｌ＋４０Ｂ－７．１４Ｃ－８．０Ｎ－３．２４Ｎｉ－１．８９Ｍｎ－０．５１Ｃｕ）＋３１０ ・・・（２）
ただし、前記式（２）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している。
ＴＡ＝３５×（Ｃｒ＋１．７２Ｍｏ＋２．０９Ｓｉ＋４．８６Ｎｂ＋８．２９Ｖ＋１．７７Ｔｉ＋２１．４Ａｌ＋４０Ｂ－７．１４Ｃ－８．０Ｎ－３．２４Ｎｉ－１．８９Ｍｎ－０．５１Ｃｕ）＋３１０ ・・・（２）
ただし、前記式（２）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している。
そして、ＴＡが９２１未満の場合には、最高焼鈍温度（℃）を０．６５×ＴＡ＋２９１以上かつ１．１０×ＴＡ－４８以下とする。また、ＴＡが９２１以上の場合には、最高焼鈍温度（℃）を、０．６５×ＴＡ＋２９１以上かつ１０５０℃以下とする。
ここで、ＴＡは、オーステナイト相の生成開始温度の目安である。焼鈍工程Ｓ５における温度がＴＡを超えると、オーステナイト量が増加し、更に温度が上昇していくと、オーステナイト量がピーク量となった後、減少に転じる。オーステナイト相は、冷却過程でマルテンサイト相に変態し得るので、後述するマルテンサイト面積比率を１．０％以上かつ１５．０％未満にするためには、最高焼鈍温度をＴＡ以上かつオーステナイト量が増加し過ぎない温度以下に設定する必要がある。
しかし、ＴＡは回帰式上の目安であって、実際にオーステナイト相が生成し始める温度とは乖離がある。そこで、本発明者らが鋭意検討した結果、ＴＡが９２１未満の場合には、最高焼鈍温度（℃）を０．６５×ＴＡ＋２９１以上かつ１．１０×ＴＡ－４８以下とすることにより、マルテンサイト面積比率を１．０％以上かつ１５．０％未満にできることが見出された。
また、ＴＡが９２１以上の場合には、オーステナイト相のピーク量そのものが少ないので、ピーク量の全量がオーステナイト相からマルテンサイト相へと変態しても、マルテンサイト面積比率を１．０％以上かつ１５．０％未満にすることができた。したがって、ＴＡが９２１以上の場合には、最高焼鈍温度（℃）の上限を１．１０×ＴＡ－４８に制限する必要がない。この場合、過度な高温での焼鈍は、結晶粒の粗大化を招き、加工時の肌荒れなど特性劣化を招くため、最高焼鈍温度の上限を１０５０℃に設定する。
焼鈍工程Ｓ５での昇温速度は、１０℃／ｓ以上に設定されることが好ましい。昇温速度が１０℃／ｓ以上である場合、焼鈍工程Ｓ５における昇温時間を短縮できるので、フェライト系ステンレス鋼の製造に要する時間を短縮することができる。したがって、フェライト系ステンレス鋼の生産性を向上することができる。また、焼鈍工程Ｓ５における最高焼鈍温度での均熱時間は、５秒以上に設定されることが好ましい。均熱時間が５秒以上である場合、均熱中にオーステナイト相を確実に生成することができる。オーステナイト相は、冷却中にマルテンサイト相へと変態する。そのため、均熱時間を５秒以上に設定することにより、後述するマルテンサイト面積比率を１．０％以上かつ１５．０％未満に管理することがより容易となる。
焼鈍工程Ｓ５での冷却速度は、５．０℃／ｓ以上に設定される。後述するように、冷却速度が５．０℃／ｓ未満であると、最高焼鈍温度からの冷却に時間が掛かることにより、オーステナイト相が、安定状態のフェライト相へと変態するので、マルテンサイト面積比率が低下し、降伏伸びが増加する。したがって、降伏伸びを減少させるために、焼鈍工程Ｓ５での冷却速度は、５．０℃／ｓ以上に設定される。
〔マルテンサイト面積比率〕
本発明の一実施形態において、ステンレス鋼からマルテンサイト相を除いた残部は、主にフェライト相で構成される。マルテンサイト面積比率が高い程、降伏伸びが減少し、ストレッチャーストレインが低減する。しかし、マルテンサイト面積比率が過剰に高いと、ステンレス鋼の延性が低下し、プレス成形が難しくなる。したがって、本実施形態におけるステンレス鋼のマルテンサイト面積比率は、１．０％以上かつ１５．０％未満である。
本発明の一実施形態において、ステンレス鋼からマルテンサイト相を除いた残部は、主にフェライト相で構成される。マルテンサイト面積比率が高い程、降伏伸びが減少し、ストレッチャーストレインが低減する。しかし、マルテンサイト面積比率が過剰に高いと、ステンレス鋼の延性が低下し、プレス成形が難しくなる。したがって、本実施形態におけるステンレス鋼のマルテンサイト面積比率は、１．０％以上かつ１５．０％未満である。
マルテンサイト面積比率は、例えばＥＢＳＤ（electron back scattering diffraction）結晶方位解析を用いて測定することができる。具体的には、まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に搭載したＥＢＳＤ検出器を使用して、ステンレス鋼の断面のＥＢＳＤパターンを取得する。ＥＢＳＤパターン取得条件は、例えば以下の通りである。
・測定面：Ｌ断面（熱間圧延および冷間圧延の圧延方向に平行かつ圧延幅方向に垂直な平面で切断した断面）
・測定倍率：２５０～８００倍
・測定面積：１００μｍ～３００μｍ角
・測定ピッチ（ｓｔｅｐ ｓｉｚｅ）：０．３μｍ～０．８μｍ
そして、取得したＥＢＳＤパターンを、ＯＩＭ解析ソフトによりＩＱ（Image Quality）画像化する。ここで、ＩＱ画像は鮮明度を表す画像解析である。マルテンサイト相はフェライト相に比べて内部組織が複雑であり、鮮明度が低いので、ＩＱ画像では暗く映る。一方、フェライト相は、マルテンサイト相に比べて内部組織が単純であり、鮮明度が高いので、ＩＱ画像では明るく映る。ＩＱ画像を二値化し、マルテンサイト相の面積をステンレス鋼全体の面積で除することにより、マルテンサイト面積比率を算出することができる。
・測定面：Ｌ断面（熱間圧延および冷間圧延の圧延方向に平行かつ圧延幅方向に垂直な平面で切断した断面）
・測定倍率：２５０～８００倍
・測定面積：１００μｍ～３００μｍ角
・測定ピッチ（ｓｔｅｐ ｓｉｚｅ）：０．３μｍ～０．８μｍ
そして、取得したＥＢＳＤパターンを、ＯＩＭ解析ソフトによりＩＱ（Image Quality）画像化する。ここで、ＩＱ画像は鮮明度を表す画像解析である。マルテンサイト相はフェライト相に比べて内部組織が複雑であり、鮮明度が低いので、ＩＱ画像では暗く映る。一方、フェライト相は、マルテンサイト相に比べて内部組織が単純であり、鮮明度が高いので、ＩＱ画像では明るく映る。ＩＱ画像を二値化し、マルテンサイト相の面積をステンレス鋼全体の面積で除することにより、マルテンサイト面積比率を算出することができる。
〔降伏伸びおよび破断伸び〕
ステンレス鋼の降伏伸びおよび破断伸びは、例えばＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される引張試験により、測定することができる。このとき、引張試験片は、例えばＪＩＳＺ２２０１においてＪＩＳ１３Ｂとして規定される形状のものを使用することができる。本実施形態におけるステンレス鋼の降伏伸びは２．０％以下であり、かつ破断伸びは２２．０％以上である。
ステンレス鋼の降伏伸びおよび破断伸びは、例えばＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される引張試験により、測定することができる。このとき、引張試験片は、例えばＪＩＳＺ２２０１においてＪＩＳ１３Ｂとして規定される形状のものを使用することができる。本実施形態におけるステンレス鋼の降伏伸びは２．０％以下であり、かつ破断伸びは２２．０％以上である。
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
〔まとめ〕
本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１２．０～１８．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５０％以下で残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、圧延方向に平行かつ圧延幅方向に垂直な平面で切断した断面におけるマルテンサイト相の面積比率が１．０％以上かつ１５．０％未満であり、前記フェライト系ステンレス鋼からマルテンサイト相を除いた残部は、主にフェライト相で構成され、降伏伸びが２．０％以下であり、かつ破断伸びが２２．０％以上である。
本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１２．０～１８．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５０％以下で残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、圧延方向に平行かつ圧延幅方向に垂直な平面で切断した断面におけるマルテンサイト相の面積比率が１．０％以上かつ１５．０％未満であり、前記フェライト系ステンレス鋼からマルテンサイト相を除いた残部は、主にフェライト相で構成され、降伏伸びが２．０％以下であり、かつ破断伸びが２２．０％以上である。
上記の構成によれば、フェライト系ステンレス鋼の大きな破断伸びを維持したまま、降伏伸びを減少させることができる。破断伸びが大きい程、プレス成形性が良好である。また、降伏伸びが小さい程、ストレッチャーストレインが低減される。したがって、調質圧延を行わなくてもストレッチャーストレインを低減でき、かつプレス成形性の高いフェライト系ステンレス鋼を実現することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼は、下記式（１）で表され、焼鈍によるオーステナイト相の最大生成量を表す下記指標値が１５以上かつ５０以下であり、
（指標値）＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９ ・・・（１）
前記式（１）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している。
（指標値）＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９ ・・・（１）
前記式（１）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している。
上記の構成によれば、指標値が１５以上かつ５０以下である。ここで、焼鈍時に生成するオーステナイト相は、冷却過程でマルテンサイト相に変態し得る。前記指標値を１５以上かつ５０以下に設定することにより、焼鈍によるオーステナイト相の最大生成量を制御して、冷却過程で生成するマルテンサイト相の量を適切に管理することが容易となる。したがって、調質圧延を行わなくてもストレッチャーストレインを低減でき、かつプレス成形性の高いフェライト系ステンレス鋼をより容易に実現することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下のうちから選択される１種または２種以上を更に含有してもよい。
上記の構成によれば、Ｍｏを０．５％以下で含有する場合、フェライト系ステンレス鋼の耐食性を向上できるとともに、原料コストの上昇を抑えることができる。また、Ｃｕを１．０％以下で含有する場合、フェライト系ステンレス鋼の耐食性を向上することができる。また、Ｏの含有率が０．０１％以下の場合、衝撃値および疲れ寿命を改善することができる。また、Ｖを０．１５％以下で含有する場合、フェライト系ステンレス鋼の硬度および強度を効果的に向上することができる。また、Ｂを０．１０％以下で含有する場合、フェライト系ステンレス鋼の靭性を効果的に改善することができる。また、Ｔｉを０．５０％以下で含有する場合、ストレッチャーストレインを低減できるとともに、原料コストの上昇を抑えることができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、Ｙを除く希土類金属：合計で０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．５００％、Ｓｂ：０．００１～０．５００％、Ｐｂ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選択される１種または２種以上を更に含有してもよい。
上記の構成によれば、Ｃｏを０．０１～０．５０％で含有する場合、耐食性および耐熱性を向上することができる。また、Ｚｒを０．０１～０．１０％で含有する場合、脱窒、脱酸および脱硫を効果的に行うことができる。また、Ｎｂを０．０１～０．１０％で含有する場合、ストレッチャーストレインを低減できるとともに、原料コストの上昇を抑えることができる。また、Ｃａを０．０００３～０．００３０％で含有する場合、脱ガス性を向上させることができる。また、Ｙを０．０１～０．２０％で含有する場合、熱間加工性および耐酸化性を効果的に向上することができる。また、Ｙを除く希土類金属を合計で０．０１～０．１０％の範囲で含有する場合、熱間加工性および耐酸化性を効果的に向上することができる。また、Ｓｎを０．００１～０．５００％で含有する場合、耐食性を向上させることができる。また、Ｐｂを０．０１～０．１０％で含有する場合、快削性を向上させることができる。また、Ｗを０．０１～０．５０％で含有する場合、高温強さを向上させることができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１２．０～１８．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５０％以下で残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブであって、下記式（２）で表される指標値が１５以上かつ５０以下であり、
（指標値）＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９ ・・・（２）
前記式（２）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している、鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を作製する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程の後の前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を作製する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程の後の前記冷延鋼板を焼鈍する焼鈍工程とを含み、前記焼鈍工程において、前記鋼スラブの下記式（３）で表されるＴＡについて、
ＴＡ＝３５×（Ｃｒ＋１．７２Ｍｏ＋２．０９Ｓｉ＋４．８６Ｎｂ＋８．２９Ｖ＋１．７７Ｔｉ＋２１．４Ａｌ＋４０Ｂ－７．１４Ｃ－８．０Ｎ－３．２４Ｎｉ－１．８９Ｍｎ－０．５１Ｃｕ）＋３１０ ・・・（３）
前記式（３）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表しており、前記鋼スラブの前記ＴＡが９２１未満の場合には、最高焼鈍温度（℃）を０．６５×ＴＡ＋２９１以上かつ１．１０×ＴＡ－４８以下とし、前記鋼スラブの前記ＴＡが９２１以上の場合には、最高焼鈍温度（℃）を、０．６５×ＴＡ＋２９１以上かつ１０５０℃以下とし、冷却速度を５．０℃／ｓ以上として焼鈍する。
（指標値）＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９ ・・・（２）
前記式（２）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している、鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を作製する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程の後の前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を作製する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程の後の前記冷延鋼板を焼鈍する焼鈍工程とを含み、前記焼鈍工程において、前記鋼スラブの下記式（３）で表されるＴＡについて、
ＴＡ＝３５×（Ｃｒ＋１．７２Ｍｏ＋２．０９Ｓｉ＋４．８６Ｎｂ＋８．２９Ｖ＋１．７７Ｔｉ＋２１．４Ａｌ＋４０Ｂ－７．１４Ｃ－８．０Ｎ－３．２４Ｎｉ－１．８９Ｍｎ－０．５１Ｃｕ）＋３１０ ・・・（３）
前記式（３）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表しており、前記鋼スラブの前記ＴＡが９２１未満の場合には、最高焼鈍温度（℃）を０．６５×ＴＡ＋２９１以上かつ１．１０×ＴＡ－４８以下とし、前記鋼スラブの前記ＴＡが９２１以上の場合には、最高焼鈍温度（℃）を、０．６５×ＴＡ＋２９１以上かつ１０５０℃以下とし、冷却速度を５．０℃／ｓ以上として焼鈍する。
上記の方法によれば、焼鈍工程における最高焼鈍温度が、フェライト系ステンレス鋼の組成に応じて適切に設定されるとともに、冷却速度が適切に管理される。そのため、より確実に、マルテンサイト相の面積比率を１．０％以上かつ１５．０％未満の範囲に制御することができる。したがって、調質圧延を行わなくてもストレッチャーストレインを低減でき、かつプレス成形性の高いフェライト系ステンレス鋼をより確実に製造することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、前記熱間圧延工程の後かつ前記冷間圧延工程の前の熱延鋼板を５００℃以上かつ１１００℃以下で熱処理して軟質化させる軟質化工程を更に含んでもよい。上記の方法によれば、軟質化工程を更に含むので、フェライト系ステンレス鋼をプレス加工または引張り加工するときに、圧延方向と平行に発生する皺（ストレッチャーストレイン）を低減することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、前記焼鈍工程における昇温速度が１０℃／ｓ以上であってもよい。上記の方法によれば、焼鈍工程における昇温時間を短縮できるので、フェライト系ステンレス鋼の製造に要する時間を短縮することができる。したがって、フェライト系ステンレス鋼の生産性を向上することができる。また、焼鈍工程における昇温速度が適切に管理されるので、更に確実に、マルテンサイト相の面積比率を１．０％以上かつ１５．０％未満の範囲に制御することができる。したがって、調質圧延を行わなくてもストレッチャーストレインを低減でき、かつプレス成形性の高いフェライト系ステンレス鋼を更に確実に製造することができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、前記焼鈍工程における最高焼鈍温度での均熱時間が５秒以上であってもよい。上記の方法によれば、焼鈍工程における均熱時間が適切に管理されるので、更に確実に、マルテンサイト相の面積比率を１．０％以上かつ１５．０％未満の範囲に制御することができる。したがって、調質圧延を行わなくてもストレッチャーストレインを低減でき、かつプレス成形性の高いフェライト系ステンレス鋼を更に確実に製造することができる。
本発明の実施例について以下に説明する。表１に示す１３種類の組成Ｅｘ１～Ｅｘ１０およびＣＥ１～ＣＥ３を有する鋼スラブを、実操業ラインで溶製することにより作製した。なお、表１には、Ｅｘ１～Ｅｘ１０およびＣＥ１～ＣＥ３の各組成から算出した指標値も示す。
一方、ＣＥ１はＣの含有率が０．１２％を超えており、指標値も５０を超えていた。ＣＥ２はＣｒの含有率が１８．０％を超えており、指標値は１５未満であった。ＣＥ３は、指標値が５０を超えていた。
次に、各組成の鋼スラブを熱間圧延することにより、板厚３ｍｍ、板幅１５０ｍｍの熱延鋼板を作製した。そして、熱延鋼板を９８０℃で３０秒間熱処理して軟質化した後、冷間圧延することにより、板厚１ｍｍ、板幅１５０ｍｍの冷延鋼板を作製した。
次に、表２に示す実際の焼鈍条件で、各組成の冷延鋼板を焼鈍することにより、ステンレス鋼を製造した。また、表２には、表１の組成から算出した推奨焼鈍温度も示す。具体的には、まず、鋼スラブの組成について、ＴＡ＝３５×（Ｃｒ＋１．７２Ｍｏ＋２．０９Ｓｉ＋４．８６Ｎｂ＋８．２９Ｖ＋１．７７Ｔｉ＋２１．４Ａｌ＋４０Ｂ－７．１４Ｃ－８．０Ｎ－３．２４Ｎｉ－１．８９Ｍｎ－０．５１Ｃｕ）＋３１０とする。そして、ＴＡが９２１未満の場合には、推奨焼鈍温度（℃）の下限を０．６５×ＴＡ＋２９１とし、上限を１．１０×ＴＡ－４８とした。また、ＴＡが９２１以上の場合には、推奨焼鈍温度（℃）の下限を０．６５×ＴＡ＋２９１とし、上限を１０５０℃とした。例えば、Ｅｘ４およびＣＥ２については、ＴＡが９２１以上であるので、推奨焼鈍温度の上限を１０５０℃とした。
以下の説明では、各ステンレス鋼について、組成と実際の焼鈍条件の番号を「－」でつなぐことにより、各組成の冷延鋼板を各焼鈍条件で焼鈍したステンレス鋼を表すこととする。例えば、「ステンレス鋼Ｅｘ１－２」は、組成Ｅｘ１の冷延鋼板を、焼鈍条件２（最高焼鈍温度：８３２℃、均熱時間：５秒、冷却速度：３０℃／ｓ）で焼鈍したステンレス鋼を表す。
また、表２には、各ステンレス鋼の物性測定結果も示す。具体的には、各ステンレス鋼について、ＥＢＳＤ結晶方位解析により、マルテンサイト面積比率を測定した。また、各ステンレス鋼から、ＪＩＳＺ２２０１に規定されるＪＩＳ１３Ｂ号試験片を圧延方向に切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される引張試験を行うことにより、各ステンレス鋼の降伏伸びおよび破断伸びを測定した。降伏伸びが小さい程、プレス成形時のストレッチャーストレインが低減される。また、破断伸びが大きい程、ステンレス鋼の延性が高く、プレス成形性が良好である。
ステンレス鋼Ｅｘ１－５、Ｅｘ２－１２、Ｅｘ３－３、Ｅｘ８－１、Ｅｘ９－１およびＥｘ１０－１では、実際の焼鈍条件における最高焼鈍温度が、推奨焼鈍温度の上限よりも高かった。これらのステンレス鋼では、マルテンサイト面積比率が１５．０％以上と高く、破断伸びが２２．０％未満と小さかった。したがって、これらのステンレス鋼では、プレス成形性が低いことが示唆される。これらのステンレス鋼でマルテンサイト面積比率が高かった理由は、最高焼鈍温度が高かったことにより、最高焼鈍温度で生成するオーステナイト量が多く、冷却時にマルテンサイト相が必要以上に生成したためと推測される。
ステンレス鋼Ｅｘ１－４、Ｅｘ２－９およびＥｘ４－７では、実際の焼鈍条件における冷却速度が、５．０℃／ｓ未満であった。これらのステンレス鋼では、マルテンサイト面積比率が１．０％未満と低く、降伏伸びが２．０％を超えていた。したがって、これらのステンレス鋼では、ストレッチャーストレインが生じやすいことが示唆される。これらのステンレス鋼でマルテンサイト面積比率が低かった理由は、最高焼鈍温度からの冷却に時間が掛かったことにより、オーステナイト相が、安定状態のフェライト相へと変態したためと推測される。
一方、ステンレス鋼Ｅｘ１－２～３、Ｅｘ２－２～８、１０、１１、Ｅｘ３－２、Ｅｘ４－２～６、８、Ｅｘ５－２、Ｅｘ６－２、Ｅｘ７－２、Ｅｘ８－２、Ｅｘ９－２およびＥｘ１０－２（以下、まとめてステンレス鋼ＥｘＧと称する）では、最高焼鈍温度は推奨焼鈍温度の範囲内であった。また、均熱時間は５秒以上であり、冷却速度は５℃／ｓ以上であった。
前述のように、Ｅｘ１～Ｅｘ１０はいずれも、質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１２．０～１８．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５０％以下で残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、指標値が１５以上かつ５０以下であった。このような組成のＥｘ１～Ｅｘ１０について、焼鈍条件を好ましい範囲で管理することにより、ステンレス鋼ＥｘＧのマルテンサイト面積比率は、１．０％以上かつ１５．０％未満となった。そして、ステンレス鋼ＥｘＧのマルテンサイト面積比率が所定の範囲に設定されることにより、ステンレス鋼ＥｘＧでは、降伏伸びが２．０％以下であり、かつ破断伸びが２２．０％以上であった。
降伏伸びが２．０％以下であることから、ステンレス鋼ＥｘＧでは、ストレッチャーストレインを低減することができる。また、破断伸びが２２．０％以上であることから、ステンレス鋼ＥｘＧでは、プレス成形性が良好であることが示唆される。
次に、表１に示す指標値が１５～５０の範囲外であったＣＥ１～ＣＥ３について検討する。表２に示すように、ＣＥ１では、最高焼鈍温度を推奨焼鈍温度の範囲内にある８５０℃として焼鈍しても、マルテンサイト面積比率が６９．３％と高く、破断伸びが１２．７％と小さかった。この理由は、Ｃの含有率が０．１２％を超えており、指標値も５０を超えていたことにより、最高焼鈍温度で生成するオーステナイト量が多く、冷却時にマルテンサイト相が必要以上に生成したためと推測される。
ＣＥ２では、最高焼鈍温度を推奨焼鈍温度の範囲内にある９７０℃として焼鈍しても、マルテンサイト面積比率が０．０１％と低く、降伏伸びが３．８％と大きかった。この理由は、Ｃｒの含有率が１８．０％を超えており、指標値が１５未満であったことにより、フェライト相が必要以上に安定化され、焼鈍時にオーステナイト相が生成し難かったためと推測される。
ＣＥ３では、推奨焼鈍温度の下限（７４６℃）が上限（７２３℃）を上回っており、厳密には推奨焼鈍温度の範囲を規定することができなかった。そこで、２つの値の間にある７３０℃を最高焼鈍温度として焼鈍したが、マルテンサイト面積比率は８０．２％と高く、破断伸びは９．７％と小さかった。この理由は、指標値が５０を超えていたことにより、最高焼鈍温度で生成するオーステナイト量が多く、冷却時にマルテンサイト相が必要以上に生成したためと推測される。
本発明は、フェライト系ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の製造方法に利用することができる。
Ｓ１ 溶製工程
Ｓ２ 熱間圧延工程
Ｓ３ 軟質化工程
Ｓ４ 冷間圧延工程
Ｓ５ 焼鈍工程
Ｓ２ 熱間圧延工程
Ｓ３ 軟質化工程
Ｓ４ 冷間圧延工程
Ｓ５ 焼鈍工程
Claims (9)
- フェライト系ステンレス冷延鋼板であって、
質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１２．０～１８．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．００３～０．１０％で残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
圧延方向に平行かつ圧延幅方向に垂直な平面で切断した断面におけるマルテンサイト相の面積比率が１．０％以上かつ１５．０％未満であり、前記フェライト系ステンレス冷延鋼板からマルテンサイト相を除いた残部は、フェライト相、ならびに、炭化物、窒化物、および前記不可避的不純物により生じる、析出物または介在物で構成され、
降伏伸びが２．０％以下であり、かつ破断伸びが２２．０％以上である、フェライト系ステンレス冷延鋼板。 - 下記式（１）で表され、焼鈍によるオーステナイト相の最大生成量を表す下記指標値が１５以上かつ５０以下であり、
（指標値）＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９ ・・・（１）
前記式（１）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している、請求項１に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。 - 質量％で、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、Ｙを除く希土類金属：合計で０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．５００％、Ｓｂ：０．００１～０．５００％、Ｐｂ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選択される１種または２種以上を更に含有する、請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
- Ｃの含有率は、０．０３０％以上である、請求項１から３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１２．０～１８．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５０％以下で残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブであって、
下記式（２）で表される指標値が１５以上かつ５０以下であり、
（指標値）＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９ ・・・（２）
前記式（２）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表している、鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を作製する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程の後の前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を作製する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程の後の前記冷延鋼板を焼鈍する焼鈍工程とを含み、
前記焼鈍工程において、
前記鋼スラブの下記式（３）で表されるＴＡについて、
ＴＡ＝３５×（Ｃｒ＋１．７２Ｍｏ＋２．０９Ｓｉ＋４．８６Ｎｂ＋８．２９Ｖ＋１．７７Ｔｉ＋２１．４Ａｌ＋４０Ｂ－７．１４Ｃ－８．０Ｎ－３．２４Ｎｉ－１．８９Ｍｎ－０．５１Ｃｕ）＋３１０ ・・・（３）
前記式（３）において、各元素記号は、当該元素の質量％濃度を表しており、
前記鋼スラブの前記ＴＡが９２１未満の場合には、最高焼鈍温度（℃）を０．６５×ＴＡ＋２９１以上かつ１．１０×ＴＡ－４８以下とし、
前記鋼スラブの前記ＴＡが９２１以上の場合には、最高焼鈍温度（℃）を、０．６５×ＴＡ＋２９１以上かつ１０５０℃以下とし、
冷却速度を５．０℃／ｓ以上として焼鈍する、
圧延方向に平行かつ圧延幅方向に垂直な平面で切断した断面におけるマルテンサイト相の面積比率が１．０％以上かつ１５．０％未満であり、降伏伸びが２．０％以下であり、かつ破断伸びが２２．０％以上である、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。 - 前記熱間圧延工程の後かつ前記冷間圧延工程の前の熱延鋼板を５００℃以上かつ１１００℃以下で熱処理して軟質化させる軟質化工程を更に含む、請求項５に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程における昇温速度が１０℃／ｓ以上である、請求項５または６に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程における最高焼鈍温度での均熱時間が５秒以上である、請求項５から７のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程の後に調質圧延を行うことなく製造されている、請求項５から８のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020071069 | 2020-04-10 | ||
| JP2020071069 | 2020-04-10 | ||
| PCT/JP2021/012196 WO2021205876A1 (ja) | 2020-04-10 | 2021-03-24 | フェライト系ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2021205876A1 JPWO2021205876A1 (ja) | 2021-10-14 |
| JP7422218B2 true JP7422218B2 (ja) | 2024-01-25 |
Family
ID=78024098
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2022514387A Active JP7422218B2 (ja) | 2020-04-10 | 2021-03-24 | フェライト系ステンレス冷延鋼板およびフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP4134461A1 (ja) |
| JP (1) | JP7422218B2 (ja) |
| KR (1) | KR20220134780A (ja) |
| CN (1) | CN115244207B (ja) |
| WO (1) | WO2021205876A1 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20240019488A (ko) * | 2022-08-04 | 2024-02-14 | 주식회사 포스코 | 고내식 고강도 스테인리스강 및 이의 제조방법 |
| KR20240098331A (ko) * | 2022-12-21 | 2024-06-28 | 주식회사 포스코 | 구조용 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006118018A (ja) | 2004-10-25 | 2006-05-11 | Jfe Steel Kk | 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2016092713A1 (ja) | 2014-12-11 | 2016-06-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス鋼およびその製造方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS592840B2 (ja) | 1977-01-18 | 1984-01-20 | ガデリウス株式会社 | 回転再生式熱交換器用自動水洗装置 |
| JPS6184329A (ja) * | 1984-10-01 | 1986-04-28 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 塗装用フエライト系ステンレス鋼帯板の製造方法 |
| JPH09111354A (ja) * | 1995-10-13 | 1997-04-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JP3709709B2 (ja) * | 1998-04-30 | 2005-10-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| KR20040110644A (ko) * | 2003-06-20 | 2004-12-31 | 주식회사 포스코 | 연신율이 우수한 페라이트계 스테인레스강 및 그 제조방법 |
| CN102199728A (zh) * | 2010-03-22 | 2011-09-28 | 内蒙古华业特钢股份有限公司 | 建筑用复相强化稀土铁素体不锈钢及制备工艺 |
-
2021
- 2021-03-24 WO PCT/JP2021/012196 patent/WO2021205876A1/ja unknown
- 2021-03-24 EP EP21783137.9A patent/EP4134461A1/en active Pending
- 2021-03-24 KR KR1020227031042A patent/KR20220134780A/ko not_active Application Discontinuation
- 2021-03-24 CN CN202180020073.5A patent/CN115244207B/zh active Active
- 2021-03-24 JP JP2022514387A patent/JP7422218B2/ja active Active
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006118018A (ja) | 2004-10-25 | 2006-05-11 | Jfe Steel Kk | 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2016092713A1 (ja) | 2014-12-11 | 2016-06-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス鋼およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20220134780A (ko) | 2022-10-05 |
| TW202138586A (zh) | 2021-10-16 |
| CN115244207A (zh) | 2022-10-25 |
| JPWO2021205876A1 (ja) | 2021-10-14 |
| WO2021205876A1 (ja) | 2021-10-14 |
| EP4134461A1 (en) | 2023-02-15 |
| CN115244207B (zh) | 2023-09-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5869922B2 (ja) | 面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP5920555B1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP6017341B2 (ja) | 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| WO2013035848A1 (ja) | 中炭素鋼板、焼き入れ部材およびそれらの製造方法 | |
| JP7422218B2 (ja) | フェライト系ステンレス冷延鋼板およびフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 | |
| KR101606946B1 (ko) | 고강도 스테인리스 강재 및 그 제조 방법 | |
| JP2016191150A (ja) | 靭性に優れたステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP3460659B2 (ja) | 軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法 | |
| JP2009215572A (ja) | 降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP6140856B1 (ja) | 成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法 | |
| JP5977609B2 (ja) | 省Ｎｉ型オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JP2002275595A (ja) | 耐リジング性および深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP6093063B1 (ja) | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼材とその製造方法 | |
| JP2009144239A (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP4471486B2 (ja) | 深絞り性に優れた中・高炭素鋼板 | |
| JP6279118B1 (ja) | 耐食性及び曲げ加工性に優れた高強度の複相ステンレス鋼材 | |
| KR101279051B1 (ko) | 페라이트계 스테인레스강 및 그 제조방법 | |
| JP2001271143A (ja) | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| TWI845830B (zh) | 鐵素體系不銹鋼的製造方法 | |
| KR102463485B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| JP2018159119A (ja) | ２相ステンレス鋼形鋼およびその製造方法 | |
| JP7374338B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP2007270168A (ja) | Ｃｒ含有フェライト系鋼板の製造方法 | |
| KR101668533B1 (ko) | 표면 품질이 우수한 듀플렉스 스테인리스강 | |
| JPH08246051A (ja) | 加工性に優れた中炭素鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220404 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230523 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230724 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20231024 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20231207 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20231219 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240115 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7422218 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |