JP3296723B2

JP3296723B2 - 深絞り性に優れるオーステナイト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP3296723B2
Application number: JP19349696A
Authority: JP
Inventors: 良和河端; 佐藤　　進
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1996-07-23
Filing date: 1996-07-23
Publication date: 2002-07-02
Anticipated expiration: 2016-07-23
Also published as: JPH1036947A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、熱間圧延のままで
も、深絞り性に優れるオーステナイト系ステンレス熱延
鋼板およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】オーステナイト系ステンレス鋼板は、耐
食性に優れるので、浴槽、鍋、食器、流し等の使途に広
く使用されている。このような用途においては、曲げ
性、張り出し性、深絞り性等のプレス成形性が良好であ
ることが必要であるが、オーステナイト系ステンレス鋼
は、曲げ性、張り出し性には優れているものの、深絞り
性には必ずしも優れているとはいえないという問題があ
った。それにもかかわらず、オーステナイト系ステンレ
ス鋼の深絞り性そのものを向上させる技術は知られてい
ないのが現状である。すなわち、従来のオーステナイト
系ステンレス鋼のプレス成形性の向上に関する技術は、
特開昭54-72713号公報のように曲げ性、張り出し性の改
善に主眼がおかれたものや、特開昭58-224113号公報に
開示されているように成形後の耳の発生を抑制すること
に着目しているものだけであった。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】ところで、金属板の深
絞り性には集合組織が影響することは知られており、例
えば、金属学会誌 32(1968)9,742〜745 には、Al板の絞
り加工性に及ぼす集合組織の影響について報告されてい
る。この報告内容から推定すれば、オーステナイト系ス
テンレス鋼板においても、板面に平行な｛１１１｝集合
組織が深絞り性の向上に有効であると考えられる。しか
しながら、オーステナイト系ステンレス鋼板において、
｛１１１｝集合組織を発達させるための工業的に実施可
能な方法は、これまでに知られておらず、また、そのよ
うなオーステナイト系ステンレス鋼板を製造し、深絞り
加工性を調査した報告も見当たらない。最近、発明者ら
は、オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の集合組織に
ついて研究した結果、Ｐ量を0.015 wt％以下に低減した
うえ、熱間圧延の最終パスの温度、圧下率および歪み速
度を制御することによって、｛１１１｝集積度の高い鋼
板を製造できることを見いだした。しかし、この方法
は、Ｐ量を0.015 wt％以下に低減しなければならないた
め、工業的に実施する場合に、原料や精錬コストが大き
くなるという問題がある。

【０００４】そこで、本発明の目的は、上記既知技術が
抱えている問題点に鑑み、深絞り性に優れるオーステナ
イト系ステンレス熱延鋼板を提供することにある。ま
た、本発明の他の目的は、限界絞り比２．５以上の特性
を有するオーステナイト系ステンレス熱延鋼板を提供す
ることにある。さらに、本発明の他の目的は、深絞り性
に優れるオーステナイト系ステンレス熱延鋼板を経済的
に生産するための製造方法を提供することにある。

【０００５】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上掲
の目的の実現に向けて、上述したように、オーステナイ
ト系ステンレス鋼板でも、｛１１１｝集合組織が深絞り
性の向上に有効であると考え、｛１１１｝集合組織を発
達させる方法について種々の検討を行った。その結果、
熱間圧延前の連続鋳造スラブの性状調整と熱間圧延条件
の制御、特に、スラブの等軸晶率を従来のレベル（等軸
晶率≒０％）よりも格段に高くするとともに、熱間圧延
における最終パスの温度（熱延終了温度）を、従来の温
度（900 〜1000℃程度）より一層高くした場合に、熱延
鋼板の板面に平行な面における｛１１１｝の集積度が著
しく高い集合組織を形成しうることを知見した。

【０００６】図１は、Ｐ含有量が0.01〜0.06wt％のSUS3
04について、熱間仕上げ圧延の最終パスを、温度1050
℃、圧下率15％、歪み速度150/sec で圧延した熱延板の
板面に平行な面における｛１１１｝集合組織の集積度に
及ぼす連続鋳造スラブの鋳造組織における等軸晶率の影
響を調査した結果である。図１から、Ｐ量が比較的高い
場合でも、この等軸晶率を通常のレベルよりも格段に高
めることにより、板面における｛１１１｝集合組織の発
達を促進でき、特にＰ量が0.04wt％以下、等軸晶率が30
％以上の場合に、｛１１１｝の集積度を2.2 以上に増大
できることがわかる。

【０００７】発明者らは、SUS304の熱延板の｛１１１｝
集合組織の集積度を大きくするための方法について、さ
らに検討を続けた。図２は、Ｐ量が0.04wt％で、等軸晶
率が３０％のSUS304について、熱延板の板面に平行な面
における｛１１１｝集合組織の集積度に及ぼす熱間仕上
げ圧延最終パスの温度と圧下率の影響を調査した結果で
ある。図２から、熱間仕上げ圧延最終パスの温度を1050
℃、最終パスの圧下率を１５％以上にすることにより、
｛１１１｝集合組織の集積度を2.2 以上にまで高め得る
ことがわかる。

【０００８】上述したように、Ｐ量が比較的高くても、
連続鋳造スラブの等軸晶率を高め、仕上げ熱延最終パス
の温度を高く、かつ圧下率を大きくすることにより、板
面に平行な面における｛１１１｝集合組織の集積度を高
めることができることがわかった。このように、板面に
平行な面の｛１１１｝集合組織が発達する機構について
は必ずしも明らかではないが、上記条件でスラブを熱間
圧延した場合には、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、再結晶が生じて、冷間圧延のよ
うに、歪みが蓄積しやすい特定の方位に優先的に再結晶
が生じ、歪の蓄積しにくい｛１１１｝集合組織を侵食す
るといった現象が起こらないために、圧延により結晶粒
が回転して生じた｛１１１｝集合組織が発達すると考え
られる。

【０００９】図３は、Ｐ量が0.04wt％のSUS304の熱延鋼
板について、板面に平行な面における｛１１１｝集合組
織の集積度と限界絞り比（ＬＤＲ）との関係を示すもの
である。図３から、板面に平行な面における｛１１１｝
集合組織の集積度を2.2 以上に制御すれば、ＬＤＲが2.
5 以上となり極めて良好な深絞り特性が得られることを
確認した。なお、以上の実験結果は、SUS304を熱間圧延
したままの鋼板を用いて得られた結果であるが、本発明
方法にしたがって製造すれば、熱延のままでも、ほぼ回
復、再結晶が完了していることを確認した。したがっ
て、熱間圧延後さらに焼鈍を行っても、集合組織が大き
く変化しないので、熱延後の焼鈍は必ずしも必要ではな
い。ただし、一層の軟質化を図るために、熱延後さらに
焼鈍することは可能である。

【００１０】本発明は、以上述べた各知見に基づいて完
成されたものであり、その要旨構成は次のとおりであ
る。

【００１１】１）Ｃ：0.005〜0.1wt％、Si：0.05〜3.0w
t％、Mn：0.05〜2.0wt％、Ｐ：0.04wt％以下、Ｓ：0.03
wt％以下、Al：0.5wt％以下、Cr：15〜25wt％、Ni：5〜
15wt％、Ｎ：0.005〜0.3 wt％、Ｏ：0.007wt％以下を含
有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板面に
平行な面における｛１１１｝集合組織の集積度が2.2以
上であることを特徴とする深絞り性に優れるオーステナ
イト系ステンレス熱延鋼板。

【００１２】２）Ｃ：0.005 〜0.1wt％、Si：0.05〜3.0
wt％、Mn：0.05〜2.0wt％、Ｐ：0.04wt％以下、Ｓ：0.0
3wt％以下、Al：0.5wt％以下、Cr：15〜25wt％、Ni：5
〜15wt％、Ｎ：0.005 〜0.3wt％、Ｏ：0.007wt％以下を
含み、かつCu：0.05〜5.0wt％、Co：0.05〜5.0wt％、M
o：0.05〜5.0wt％、Ｗ：0.05〜5.0wt％、Ti：0.01〜0.5
wt％、Nb：0.01〜0.5wt％、Ｖ：0.01〜0.5wt％、Zr：0.
01〜0.5wt％、Ｂ：0.0003〜0.01wt％、Ca：0.0003〜0.0
1wt％、REM：0.001〜0.1wt％およびＹ：0.001〜0.5wt％
のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板面に平
行な面における｛１１１｝集合組織の集積度が2.2以上
であることを特徴とする深絞り性に優れるオーステナイ
ト系ステンレス熱延鋼板。

【００１３】３）等軸晶率を30％以上になした連続鋳造
による鋼スラブを、加熱後、粗圧延し、次いで仕上げ圧
延の最終パスを、1050℃以上の温度かつ15％以上の圧下
率にて圧延することを特徴とする上記１)または２)に記
載のオーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。

【００１４】４）仕上げ圧延の最終パスに潤滑剤を用い
る上記３)に記載のオーステナイト系ステンレス熱延鋼
板の製造方法。

【００１５】５）粗圧延で得られたシートバーを先行す
るシートバーと接合し、連続的に仕上げ圧延する上記
３)または４)に記載のオーステナイト系ステンレス熱延
鋼板の製造方法。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。本発明によるオーステナイト系ステンレス熱延鋼
板における板面に平行な面における｛１１１｝の集積度
を2.2 以上とする。というのは、図３に示したように、
この｛１１１｝集合組織の集積度を2.2 以上に高めれ
ば、限界絞り比：2.5 以上の良好な特性が得られるから
である。よって、本発明では、板面に平行な面における
｛１１１｝の集積度を2.2 以上、好ましくは 2.5以上と
する。

【００１７】Ｃ：0.005 〜0.1 wt％Ｃは、強力なオーステナイト化元素で0.005 wt％以上添
加されるが、0.1 wt％を超えて添加すると溶接時にブロ
ーホールが発生しやすくなる。よって、Ｃの添加量は0.
005 〜0.1 wt％の範囲とする。

【００１８】Si：0.05〜3.0 wt％ Siは、溶製時に脱酸剤として0.05wt％以上添加される。
しかし、その添加量が3.0wtwt ％を超えると熱延時のデ
スケーリングや焼鈍後の脱スケールが困難になる。よっ
て、Siの添加量は0.05〜3.0 wt％の範囲とする。

【００１９】Mn：0.05〜2.0 wt％ Mnは、オーステナイトを安定化するとともに、Ｓを固定
して熱間加工性を向上させるために、0.05wtwt％以上の
添加量が必要である。しかし、Mnの量が2.0 wt％を超え
ると熱延時のデスケーリングや焼鈍後の脱スケールが困
難になる。よって、Mnの添加量は0.05〜2.0 wt％の範囲
とする。

【００２０】Ｐ：0.04wt％以下Ｐは、板面に平行な面における｛１１１｝集合組織を発
達させるために低くするのが望ましい。連続鋳造スラブ
の等軸晶率および熱間圧延が本発明にある場合に、Ｐ量
が0.04wt％までは、図１に示すように｛１１１｝集合組
織の発達が顕著となり、限界絞り比が向上する。よっ
て、Ｐの添加量は0.04wt％以下とする。

【００２１】Ｓ：0.03wt％以下Ｓは、熱間加工性を低下させ、耐食性を低下させる元素
であり、少なくすることが望ましい。Ｓの含有量は、0.
03wt％までは許容しうるので、0.03wt％以下とする。

【００２２】Al：0.5 wt％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、その添加量が0.5 wt％を超えると熱延時のデス
ケーリングを困難にする。よって、その上限を0.5 wt％
とする。

【００２３】Cr：15〜25wt％ Crは、耐食性および耐酸化性を向上させる元素であり、
15wt％以上添加する必要がある。しかし、その添加量が
25wt％を超えると、鋼が脆化しやすくなる。よって、Cr
の添加量は15〜25wt％の範囲とする。

【００２４】Ni：5 〜15wt％ Niは、オーステナイトを安定化するとともに、靭性およ
び耐食性を向上させる元素であり、5 wt％以上添加する
必要がある。しかし、その添加量が15wt％を超えても、
これらの効果が飽和する。よって、Niの添加量は5 〜15
wt％の範囲とする。

【００２５】Ｎ：0.005 〜0.3 wt％Ｎは、オーステナイトを安定化するとともに、耐食性を
向上させる元素であり、0.005 wt％以上添加する必要が
ある。しかし、その添加量が0.3 wt％を超えると、溶接
時にブローホールが発生しやすくなる。よって、0.005
〜0.3 wt％の範囲とする。

【００２６】Ｏ：0.007 wt％Ｏは、鋼の加工性を低下させる元素であり、少なくする
ことが望ましいが、その含有量は0.007 wt％まで許容さ
れる。

【００２７】以上の基本元素のほか、必要に応じて、
Cu、Co、Mo、ＷTi、Nb、Ｖ、Zr、Ｂ、Ca、RE
M 、Ｙの各群から選ばれるいずれか１種または２種以上
の元素を添加することができる。 Cu：0.05〜5.0 wt％、Co：0.05〜5.0 wt％ Cu、Coは、オーステナイトを安定化するとともに、耐食
性を向上させる元素であり、いずれも0.05wt％以上添加
される。しかし、これらの添加量が5.0 wt％を超えても
その効果が飽和する。よって、いずれの元素とも0.05〜
5.0 wt％の範囲とする。

【００２８】Mo：0.05〜5.0 wt％、Ｗ：0.05〜5.0 wt％ Mo、Ｗは、いずれも耐食性を向上させる元素であり、0.
05wt％以上添加される。しかし、これらの添加量が、5.
0 wt％を超えると脆化しやすくなる。よって、いずれの
元素とも0.05〜5.0 wt％の範囲とする。

【００２９】Ti：0.01〜0.5 wt％、Nb：0.01〜0.5 wt
％、Ｖ：0.01〜0.5 wt％、Zr：0.01〜0.5 wt％ 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、鋭敏化を抑制するために有用な元素であ
り、0.01wt％以上添加される。しかし、これらの添加量
が0.5 wt％を超えると大型介在物が生成して靭性が劣化
する。よって、いずれの元素とも0.01〜0.5 wt％の範囲
とする。

【００３０】Ｂ：0.0003〜0.01wt％Ｂは、二次加工脆性を防止するために0.0003wt％以上添
加される。しかし、その量が0.01wt％を超えると加工性
が低下する。このため、Ｂの添加量は0.0003〜0.01wt％
の範囲とする。

【００３１】Ca：0.0003〜0.01wt％ Caは、Al₂O₃と化合して介在物の強度を低下させ、延性
を増して加工性を向上させるのに有用な元素である。そ
の効果は0.0003wt％以上の添加で効果が発揮されるが、
0.01wt％を超えて添加すると耐食性が低下する。よっ
て、Caの添加量は0.0003〜0.01wt％の範囲とする。

【００３２】REM ：0.001 〜0.1 wt％、Ｙ：0.001 〜0.
5 wt％ REM 、Ｙは、Ｓを固定して熱間加工性を向上させる元素
である。その効果は、. ずれも0.001 wt％以上の添加で
得られるが、REM で0.1 wt％、Ｙで0.5 wt％を超えて添
加すると鋼の靱性が低下する。よって、REM は0.001 〜
0.1 wt％、Ｙは0.001 〜0.5 wt％の範囲で添加する。

【００３３】連続鋳造スラブの等軸晶率連続鋳造スラブの鋳造組織における等軸晶率は、熱延板
の板面に平行な面における｛１１１｝集合組織を高める
ために、高くすることが有効である。図１で示したよう
に、｛１１１｝集合組織の形成に悪影響を及ぼすＰの含
有量が0.04wt％であっても、30％以上の等軸晶率のスラ
ブを所定の条件で熱間圧延すれば、｛１１１｝集合組織
の集積度が2.2 以上となり、高い限界絞り比を達成する
ことができる。したがって、連続鋳造スラブの等軸晶率
は30％以上とする。等軸晶率30％以上といった、従来の
技術では製造困難であった高い等軸晶率の連続鋳造スラ
ブを製造するための方法としては、連続鋳造時の鋳込み
開始温度を低下したり、鋳込み開始後に電磁力によって
攪拌を行うことが有効である。

【００３４】次に、熱間圧延の具体的方法について説明
する。熱間圧延前のスラブ加熱の温度は、1150〜1250℃
の範囲がよい。加熱に続いて、粗圧延と４〜８パスの多
パス圧延による仕上げ圧延とからなる熱間圧延を行う。
このときの仕上げ圧延の最終パスを次のように配慮する
必要がある。・熱延の最終パスの温度：図２に示すように、板面に平
行な面における｛１１１｝集合組織は、最終パスの温度
を高くすれば形成されやすくなる。そして集積度2.2 以
上の｛１１１｝集合組織を形成させ、高い限界絞り比を
達成するには、最終パスの温度を1050℃以上にする必要
がある。よって、熱間仕上げ圧延最終パスの温度は1050
℃以上とする。なお、その上限はとくに定めないが、通
常スラブの再加熱温度が高々1250℃であることを考慮し
て1250℃までとするのが望ましく、また、熱延中に特に
加熱する必要はない。

【００３５】・熱延の最終パスの圧下率：図２に示すよ
うに、熱間仕上げ圧延における最終パスの圧下率を１５
％以上にすることにより、板面に平行な面における｛１
１１｝集合組織の集積度を大きくし、限界絞り比を向上
させることができる。よって、熱間仕上げ圧延最終パス
の圧下率は１５％以上の範囲とする。その上限は特に定
めないが、鋼板の形状や鋼板の蛇行の点を考慮すれば、
通常は４０％程度までである。なお、熱延の最終パスの
歪み速度については特に定めないが、150 /sec以上の範
囲で行うことが集合組織形成のうえから望ましい。

【００３６】・熱延の最終パスにおける潤滑剤の使用と
連続圧延：粗圧延で得られるシートバーを接合して、熱
間仕上げ圧延を連続的に行うと、最終パスにおける圧下
率あるいはさらに歪み速度を、コイルの長さ方向にわた
って、一様に大きくすることができ、コイル全長にわた
って、均一かつ優れた集合組織引いては深絞り性を確保
できるので有効である。また、潤滑剤の使用は厚み方向
における歪み量の均一化をもたらし、｛１１１｝集合組
織の均一な発達に寄与する。なお、潤滑剤および連続圧
延の採用は、いずれか一方でも得られるが、両者の手段
を併用すれば更なる効果が得られるので、両者を併用す
ることが望ましい。ここに連続圧延は、粗圧延で得られ
たシートバーを先行するシートバーと接合し、連続的に
仕上げ圧延するものである。また、潤滑圧延の方法は、
低融点のガラス系の潤滑剤を圧延前の鋼板に吹きつける
ことなどによって行えばよい。

【００３７】以上の方法によって製造した熱延鋼板（焼
鈍したものも含む）は、脱スケールを行うことなくその
ままでも使用しうるが、一般には、さらに脱スケールを
行い最終製品として使用される。脱スケールの方法は、
ショットブラスト、ベンディング等の機械的な予備脱ス
ケールを行ったのち、７５〜９０℃、１５〜３０％の硫
酸に２０〜１２０秒浸漬し、さらに５０〜７０℃の、１
〜５％のフッ酸と５〜２０％の硝酸の混合酸に２０〜１
２０秒浸漬するなどの方法で行えばよい。

【００３８】

【実施例】表１に示す成分組成の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、連続鋳造工程によ
り厚さ200mm のスラブとした。鋳造にあたっては、電磁
攪拌の程度を変化させることによって、等軸晶率を変化
させた。このスラブを、スラブ加熱炉で、1150〜1250℃
で１〜２ｈｒ均熱した後、1080〜1150℃の温度で合計９
０％の圧下率の粗圧延を行い、次いで、７パスからなる
仕上げ圧延の最終パスの圧延を、表２および表３に示す
条件で行い、種々の板厚の熱延板とした。これらの熱延
板を分割し、一方はそのまま、他方はさらに、連続焼鈍
炉で1150℃×30sec の焼鈍を行った。以上の方法で製造
した熱延まま材および熱延焼鈍材を、ショットブラスト
による機械的な予備脱スケールした後、８０℃、２４％
の硫酸に３０秒浸漬し、さらに６０℃の、３％のフッ酸
と１２％の硝酸の混合酸に３０秒間浸漬して脱スケール
を行い供試材とした。

【００３９】上記スラブ加熱前の連続鋳造スラブについ
て、鋳造方向に垂直な断面（横断面）を、研磨後、王水
でエッチングし、鋳造組織における等軸晶率を測定し
た。ここに、等軸晶率は、鋳造組織の長軸と短軸の比
（長軸／短軸）が１〜２の範囲にあるものを等軸晶と
し、この等軸晶の合計面積が横断面の面積に占める面積
百分率で表した。また、脱スケールした供試材について
は、板面に平行な｛１１１｝集合組織の集積度と限界絞
り比を調査した。ここに、板面に平行な面における｛１
１１｝集合組織の集積度は、板表面から板厚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
た後、王水でエッチングして加工組織を除去した試料に
ついて、インバース法（松村源太郎訳：カリティ新版Ｘ
線回折要論（１９８６）２９０〜２９３ページ参照）に
より測定した｛１１１｝の強度と、ランダム試料のそれ
との強度比（Ｉ／ＩＯ）として表した。限界絞り比（Ｌ
ＤＲ）は、鋼板にワセリンを塗布し、しわ抑え力を１to
n とした時に、33mmφの円筒ポンチで絞り加工が可能な
限界の鋼板の直径とポンチの直径の比で求めた。

【００４０】

【表１】

【００４１】

【表２】

【００４２】

【表３】

【００４３】得られた試験結果を表２および表３に併せ
て示す。本発明例に相当するNo. 4,6,12〜15,17,21,23,
27,29,31,33,35,37,39,41,43,45,47,49は、熱延まま
材、熱延焼鈍材とも板面に平行な面における｛１１１｝
の集積度が2.2 以上で、限界絞り比が2.5 以上であっ
て、深絞り性は良好であった。これに対し、スラブの等
軸晶率が３０％未満であるNo. 1,2,7 〜10,18,19,24,2
5, 34,38,40,44,46、熱延の仕上げ温度が1050℃未満で
あるNo.1,3,5,7,9,11,16,18,20,22,24,26,28,32,34,40,
42,48 、熱延の圧下率が１５％未満である30,36は、熱
延まま材、熱延焼鈍材とも板面に平行な｛１１１｝の集
積度が2.2 未満で、限界絞り比も2.5 未満であり、絞り
成形性が不十分である。また、本発明例のうち、熱間仕
上げ圧延工程を連続圧延にて行ったNo. 14、潤滑を施し
たNo. 12、連続圧延と潤滑を行ったNo. 15は、連続圧
延、潤滑のいずれも行わなかったNo. 11と比べて、板面
に平行な面の｛１１１｝の集積度、限界絞り比ともより
良好な値を示している。なお、本発明例のうち、Ｐ量が
0.04wt％以下のものは、Ｐ量が0.05wt％であるNo. 27,2
9 と比べて、板面に平行な｛１１１｝の集積度が高く、
限界絞り比もより良好な値を示している。

【００４４】

【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、板
面に平行な面における｛１１１｝集積度が高い集合組織
が得られ、深絞り性に優れるオーステナイト系ステンレ
ス熱延鋼板を製造することが可能になる。本発明法によ
れば、冷間圧延を行うことを必要とせず、工業的にも容
易に実施可能であるので、深絞り成形用のオーステナイ
ト系ステンレス熱延鋼板を経済的に製造することが可能
になる。したがって、浴槽、鍋、パイプ、食器、流し等
の成形品を容易かつ安価に製造することが可能になる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＳＵＳ３０４熱延鋼板の板面に平行な面におけ
る｛１１１｝集合組織の集積度に及ぼすスラブ等軸晶率
の影響を示す図である。

【図２】ＳＵＳ３０４熱延鋼板の板面に平行な面におけ
る｛１１１｝集合組織の集積度に及ぼす熱間仕上げ圧延
最終パスの温度と圧下率の影響を示す図である。

【図３】ＳＵＳ３０４熱延鋼板の限界絞り比（ＬＤＲ）
と板面に平行な面における｛１１１｝集合組織の集積度
との関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 - 8/10

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.005 〜0.1wt％、Si：0.05〜3.0wt
％、Mn：0.05〜2.0wt％、Ｐ：0.04wt％以下、Ｓ：0.03w
t％以下、Al：0.5wt％以下、Cr：15〜25wt％、Ni：5〜1
5wt％、Ｎ：0.005〜0.3wt％、Ｏ：0.007wt％以下を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板面に平
行な面における｛１１１｝集合組織の集積度が2.2以上
であることを特徴とする深絞り性に優れるオーステナイ
ト系ステンレス熱延鋼板。
【請求項２】Ｃ：0.005 〜0.1wt％、Si：0.05〜3.0wt
％、Mn：0.05〜2.0wt％、Ｐ：0.04wt％以下、Ｓ：0.03w
t％以下、Al：0.5wt％以下、Cr：15〜25wt％、Ni：5〜1
5wt％、Ｎ：0.005〜0.3wt％、Ｏ：0.007wt％以下を含
み、かつCu：0.05〜5.0wt％、Co：0.05〜5.0wt％、Mo：
0.05〜5.0wt％、Ｗ：0.05〜5.0wt％、Ti：0.01〜0.5wt
％、Nb：0.01〜0.5wt％、Ｖ：0.01〜0.5wt％、Zr：0.01
〜0.5wt％、Ｂ：0.0003〜0.01wt％、Ca：0.0003〜0.01w
t％、REM：0.001〜0.1wt％およびＹ：0.001〜0.5wt％の
うちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板面に平
行な面における｛１１１｝集合組織の集積度が2.2以上
であることを特徴とする深絞り性に優れるオーステナイ
ト系ステンレス熱延鋼板。
【請求項３】等軸晶率を30％以上になした連続鋳造によ
る鋼スラブを、加熱後、粗圧延し、次いで仕上げ圧延の
最終パスを、1050℃以上の温度かつ15％以上の圧下率に
て圧延することを特徴とする請求項１または２に記載の
オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】仕上げ圧延の最終パスに潤滑剤を用いる請
求項３に記載のオーステナイト系ステンレス熱延鋼板の
製造方法。
【請求項５】粗圧延で得られたシートバーを先行するシ
ートバーと接合し、連続的に仕上げ圧延する請求項３ま
たは４に記載のオーステナイト系ステンレス熱延鋼板の
製造方法。