JP2000256750A - 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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Abstract
術の下では得られなかった耐リジング性に優れたフェラ
イト系ステンレス鋼板を製造する技術を確立すること。 【解決手段】C:0.02〜10wt%のフェライト系ステンレ
ス鋼のスラブを、フェライト単相域の温度に加熱し、次
いで、そのスラブを再結晶温度域において、少なくとも
2パス以上で合計圧下率が50%以上、そして再結晶しな
い温度域において、圧下率が20%以上のパスが総パスの
1/2 以上である熱間粗圧延を行い、次に、再結晶しな
い低温度において、少なくとも2パス以上で合計圧下率
が50%以上になる低温熱間仕上圧延を行い、その後、回
復しない温度域まで冷却することにより、リジングの発
生が極めて少ない耐リジング性に優れたフェライト系ス
テンレス鋼板を製造する。
Description
極めて少ない耐リジング性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法、とくにスラブをα相単相域に加熱
抽出することにより、深絞り性や加工による肌荒れ性に
優れる他、耐リジング性の良好な前記鋼板を安価に製造
する方法に関するものである。
ェライト系ステンレス鋼の薄鋼板を引張り加工や深絞り
加工した場合に、その鋼板表面の圧延方向に沿って発生
した畝状の起伏 (細長いすじ状の凹凸) のことであり、
フェライト系ステンレス鋼の鋼板に特有の現象である。
(JIS-SUS430など) は耐食性に優れ、長期間にわたって
美しい表面光沢を保持すると共に、良好な加工性を有
し、しかも、オーステナイト系ステンレス鋼等に比べる
と安価であることから、厨房器具、家電用電気機器、自
動車部品等の広い分野で使用されている。このように、
フェライト系ステンレス鋼は、主として装飾性を必要と
する用途に供されることが多いため、耐食性やプレス加
工性はもとより、加工後の表面性状の美麗さも大切な要
件となる。ことに、フェライト系ステンレス鋼は、円筒
や角筒などの絞り加工用材料として使用されるが、製造
方法に起因する材料特性が悪いと、成形加工時に上述し
たリジングが現れ、表面の美観を損ねるばかりでなく、
ひどい場合にはこれが原因となって、成形中に割れが発
生するという問題があった。
生を軽減しあるいは消滅させ得るようなフェライト系ス
テンレス鋼を製造することが大きな研究課題となってい
る。そうしたリジングの発生防止技術については、従来
より多くの研究があり、なかでもリジングの発生防止の
ために均一な再結晶組織をもつ熱延板を製造する方法が
注目されている。例えば、 特公昭45−34016 号公報には、低温で熱間圧延を施
し、ついで 800〜830 ℃の箱型焼鈍を施し、その後冷間
圧延、仕上げ焼鈍を行うことにより、耐リジング性を向
上させるという方法が開示されている。 特公昭57−61096 号公報には、異形ロール圧延機に
より圧下率20%以上の熱間圧延を施した後、熱延板焼
鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍を施す方法が開示されてい
る。 特開平 1−111816号公報では、 850℃以上で熱間圧
延し、ただちに10℃/秒以上の速度で冷却し、そして 5
50℃以下の温度で巻き取ることによりフェライトとマル
テンサイトの2相組織とし、その後累積圧下率50%以上
の冷間圧延を施す方法が提案されている。 特開平 7−84617 号公報では、粒径:0.9 mm以下の
等軸晶が板厚の70%以上を占める連鋳スラブを鋳造し、
このスラブを1100〜1000℃において圧下率40%以上の熱
間圧延を施した後、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍
を施す方法が提案されている。 特開平 7−118754号公報では、フェライト系ステン
レス鋼の成分設計に当たって、ガンマポテンシャル (γ
p) を高め、そして加熱を1100〜1220℃の温度で行い、
950〜1050℃の温度で熱間仕上圧延を行い、そして 450
〜800 ℃の温度で巻き取りを行ってから脱スケール処理
を行い、その後70%以上のトータル圧下率で冷間圧延を
行うという方法を提案している。
全製造工程中、局部的な対策, 即ち、鋳造工程や熱間圧
延工程あるいは焼鈍工程等のいずれかの処理を対象とし
て改善提案しており、十分な対策になっていない。しか
も、これらの各処理の内容についても、耐リジング性を
直接的な解決課題とする技術ではなく、それ故にリジン
グの低減対策として十分とは言えないのが実情である。
ス鋼の薄鋼板に発生するリジング発生原因については、
主として、板に存在している不均一組織 (コロニー組
織) に起因するという共通した認識がある。たとえば、
連続鋳造スラブの柱状晶は普通の熱間粗圧延や熱間仕上
圧延の工程だけでは十分に壊わすことができない。従っ
て、このような熱延鋼板に対し、熱延板焼鈍や冷間圧延
を施したとしても、コロニー組織が残存する限りリジン
グの発生を確実に阻止できるような鋼板を得るのは難し
いのが実情である。そこで、本発明の目的は、リジング
の発生原因を突き止めることにより、従来のSUS 430 製
造技術の下では得られなかった耐リジング性に優れたフ
ェライト系ステンレス鋼板を製造する技術を確立するこ
とにある。
の実現に向け鋭意研究を重ねた結果、フェライト系ステ
ンレス鋼のスラブの等軸晶率を向上させたり、熱間圧延
時に連続鋳造スラブの柱状晶を確実に分断 (破壊) させ
ると、上記リジングの発生を軽減ないし阻止できること
を知見した。そこで本発明では、主として、熱間圧延に
おいてオーステナイト相を析出させかつ再結晶しないよ
うにコントロールし、一方で、析出したそのオーステナ
イト相の量を制御することにより、リジングの発生原因
となる帯状組織を分断させ、このことによりリジングを
大幅に軽減するようにした。
ために本発明では、以下に述べる点についてさらに検討
した。すなわち、リジングの発生をさらに抑制するため
に必要な成分組成、鋳造組織、加熱条件、熱延条件 (粗
熱延条件、仕上熱延条件) 、冷延条件について検討した
ところ、 成分組成としては、C≧0.02wt%のフェライト系ス
テンレス鋼に対するγ相の最大析出量を表わす指標であ
るガンマポテンシャル (γp ) を高めること、 鋳造組織については、連続鋳造スラブの等軸晶率を
アップさせること、 加熱条件としては、高温のフェライトα単相域加熱
を行うこと、 熱延条件としては、α相単相の高温域にて加熱する
ことにより、γ相析出量の少ない高温域で粗圧延を行っ
てα相の再結晶を促進することで、鋳造組織 (柱状晶)
を破壊し、よりランダムな組織とし、その後、低温仕上
圧延により熱間圧延板に所定の歪みを蓄積させ、次工程
の熱延板焼鈍に際してさらに再結晶させることによっ
て、熱延板の組織をより以上ランダムな組織とするこ
と、などを採用することが、耐リジング性に優れるフェ
ライト系ステンレス鋼板の製造に効果的であることを見
出し、本発明を完成した。
てトータルの圧下率を大きくすることによって、歪みの
蓄積をさらに高め、最後の製品の焼鈍過程において再結
晶させることによって、製品板の結晶方位のランダム化
と結晶粒の微細化を実現しその後、必要に応じて調質圧
延を施すことによって、耐リジング性のさらなる向上を
はかることができる。
は、C:0.02〜0.10wt%、Si:0.1 〜1.0 wt%、Mn:0.
1 〜1.0 wt%、P:0.040wt%以下、S:0.020 wt%以
下、Cr:15.0〜18.0wt%、N:0.02〜0.06wt%、Ni:0.
1 〜0.6 wt%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物
からなり、かつγpが下記(1) 式を満足する成分組成の
フェライト系ステンレス鋼の連続鋳造スラブを、モール
ドからの抽出時に、鋳片厚の15%以上 (好ましくは20%
以上、より好ましくは25%以上) が等軸晶である凝固組
織を有する連続鋳造スラブを調整し、そして、このスラ
ブを熱間粗圧延および熱間仕上圧延して熱延板とし、次
いで通常の焼鈍および冷間圧延することによりフェライ
ト系ステンレス鋼板とする方法において、上記フェライ
ト系ステンレス鋼のスラブを、フェライト単相 (α) 域
の温度に加熱し、次いで、そのスラブを再結晶温度域に
おいて、少なくとも2パス以上で合計圧下率が50%以
上、そして再結晶しない温度域において圧下率が20%以
上のパスが総パスの 1/2 以上である熱間粗圧延を行
い、次に、再結晶しない温度域において、少なくとも2
パス以上で合計圧下率が50%以上になる熱間仕上圧延を
行い、その後、回復しない温度域まで冷却することを特
徴とする耐リジングに優れたフェライト系ステンレス鋼
板の製造方法である。 50.0≦γp =288C-54Si+7.5Mn+22Ni-18.75Cr+350N+338.5 ≦70.0 ……(1)
50℃のα相単相域の温度で加熱し、圧延開始温度を1150
℃以上、圧延終了温度を1000℃以上とし、かつ各パスの
間隔が10秒以下である多パス熱間粗圧延を行い、その熱
間粗圧延後、次工程の熱間仕上圧延を開始するまでの間
を 1.2℃/min 以上の速度で冷却し、圧延温度が 900℃
を超えない温度にて、しかも各パスの間隔を5秒以下と
して復熱による再結晶が起こらないように熱間仕上圧延
を行い、その後、回復しない温度である700 ℃以下の温
度で巻取るようにして、耐リジングに優れたフェライト
系ステンレス鋼を製造することが好ましい方法である。
後、熱延板焼鈍を含む1回または中間焼鈍を挟む2回以
上の冷間圧延において、合計で60%以上の圧下率で冷間
圧延を行い、そして最終焼鈍と脱スケール処理、または
光輝焼鈍を行い、さらに必要に応じ調質圧延を行うよう
にして、耐リジングに優れたフェライト系ステンレス鋼
板を製造することが好ましい方法である。
タンドの入・出側にファーネスコイラーを具えるステッ
ケルミル, 即ち、通常の方法では1パスごとにコイラー
に巻込まれたコイルが再結晶温度以上に復熱して、自然
に加工歪みが除かれ、再結晶するようなステッケルミル
による熱間仕上圧延方法に適用することが好適である。
また、タンデムミルにも応用することができる。
て、適用される鋼種、すなわち出発材料 (スラブ) は下
記の成分組成のものを連続鋳造して用いる。 C:0.04〜0.10wt% Cは、γp に及ぼす影響が大きく、上記(1) 式を満足す
るように成分設計するには、0.04wt%未満では、他のオ
ーステナイト生成元素を多く添加しなければならず、コ
ストアップ、強度低下あるいは製造性と成形性の劣化を
招く。一方、0.1 wt%以上の含有量は、Cr炭化物をより
多く析出することによって、耐食性が劣化すると共に加
工性も悪くなる。従って、適正バランスにするためのC
の含有量は、0.04〜0.10wt%である。好ましくは、0.05
〜0.07wt%である。
ト系ステンレス鋼に含有されている程度の0.1 〜1.0 wt
%とした。好ましくは 0.1〜0.4 wt%である。
性と強度を確保するため 0.1〜1.0 wt%とした。好まし
くは0.2 〜0.7 wt%の範囲である。
で、0.040 wt%以下にすることが望ましい。
で、0.020 wt%以下、より好ましくは 0.010wt%以下に
する。
のため必要不可欠な成分であり、最低限15wt%の添加が
必要である。しかし、その含有量が18wt%を超えるとγ
p が小さくなり、コストが高くなる。
は、Cr窒化物を生成し粒界腐食の原因となる。また、γ
p に及ぼす影響も大きく、上記(1) 式を満足するために
は0.02〜0.06wt%とすることが必要である。好ましく
は、0.03〜0.05wt%である。
で、その添加範囲を0.1〜0.6 wt%とした。好ましく
は、0.02〜0.05wt%である。
レス鋼のスラブは、上述した成分組成にするだけでは十
分でなく、さらに鋳造組織である柱状晶を分断するのに
必要な量のγ相を析出させるために、γpの制御が有効
である。このγpは、下記(1) 式で表される数値が50〜
70となるように制御する。50.0≦γp =288C-54Si+7.5M
n+22Ni-18.75Cr+350N+338.5 ≦70.0 …(1)
未満ではγの析出量が少なく、γ相の析出による熱延板
組織のランダム化効果が小さく、一方、γp が70超では
ガンマ相の析出量が多すぎて製造性が劣化する。従っ
て、要求品質を満たすレベルの耐リジング性を得るには
γp は50〜70の範囲にすることが必要である。なお、図
中のリジングレベルAとはWCM<25μm、Bとは25μ
m≦WCM<35μm、Cとは35μm≦WCM<45μm、
DとはWCM≧45μmである。 (測定長さ:20mm)
ら抽出するとき、該スラブの少なくとも中心部に等軸晶
凝固組織を有し、特にその等軸晶の部分が板厚の15%以
上を占める連続鋳造スラブを用いることが必要である。
一般に、リジングは、連続鋳造スラブに形成される柱状
晶凝固組織に起因し、この組織が冷却の過程で相変態す
ることなく鋳造組織のまま存在し、これが熱延、冷延を
経た後も完全には破壊されずに残存して集合組織を形成
するためと考えられる。そこで本発明では、リジングの
軽減対策として、リジング発生の根本原因である連鋳ス
ラブの柱状晶組織を低減し、等軸晶凝固組織の割合を上
げることにした。とくに、このスラブの等軸晶率が板厚
の15%以下ではリジング軽減の効果が小さいため、15%
以上とした。好ましくは20%以上、より好ましくは25%
以上にする。
1250℃以下の温度に加熱することが有効である。上記成
分組成にかかるフェライト系ステンレス鋼というのは、
図2のFe−Cr状態図に示すように、C:0.02〜0.10wt
%、例えばC:0.05wt%, N:0.03wt%, Cr:16wt%の
ものにおいて、γ相の温度領域は 850〜1200℃に存在す
る。それを1200〜1250℃の温度域に加熱するということ
はフェライト (α) 単相域の温度に加熱することにな
る。このような領域で加熱する理由は、熱間粗圧延の段
階でフェライト相の再結晶を促進することにより柱状晶
を破壊分断し、リジングの発生を阻止しやすくするため
である。なお、1250℃以上に加熱すると、スラブ表面が
異常酸化を起こし熱延板表面品質が劣化し、一方、1200
℃以下に加熱すると、熱間粗圧延中多量γ相の析出によ
りα相の再結晶が困難になる。
晶) を破壊分断するために、熱間粗圧延中高温域におい
て、少なくとも2パス以上 (好ましくは5〜7パス程
度) で合計圧下率が50%以上, 好ましくは65%, より好
ましくは75%以上、そして圧下率が20%以上のパスが総
パスの 1/2 以上 (好ましくは25%以上のパスが、総パ
ス数の1/2 以上、より好ましくは30%以上のパスが総パ
ス数の1/2 以上) である熱間粗圧延を行う。この理由
は、高温域において必要な塑性変形量を確保し柱状晶を
より効果的に分断するためである。
始温度を1150℃以上、圧延終了温度を1000℃以上, 好ま
しくは1050℃以上, より好ましくは1100℃以上とし、か
つ各パスの間隔, とくに板厚が初期スラブ厚の1/4 以下
になるまでのパス時間が10秒以下である多パスにおい
て、圧下率が20%以上 (好ましくは25%以上、より好ま
しくは30%以上) のパスを総パスの1/2 以上とする熱間
粗圧延を行い、その熱間粗圧延後、次工程の熱間仕上圧
延を開始するまでの間を 1.2℃/min 以上の速度で冷却
する多パスの圧延を行う。このような多パスの熱間粗圧
延を行う理由は、圧延開始の温度が1150℃以下になる
と、多量のγ相を析出するため、α相の再結晶が困難に
なるからである。また、上記パス間の時間を10秒以下に
する理由は、10秒以上では温度の低下が大きく、圧延終
了温度1000℃以上を確保することが難しくなると共にγ
相の含有量が減少し、リジングの低減効果が減少するか
らである。そして、この熱間粗圧延の最終パス前または
最終パス後、1.2 ℃/min 以上の速度で 850℃以下の温
度に冷却して熱間仕上圧延する理由は、低温で熱間仕上
圧延を行うためである。即ち、850 ℃以下に冷却しない
と、この熱間仕上圧延中に熱延板の最高温度が復熱によ
って900 ℃超になり、熱延板組織の一部分が回復し、耐
リジング性が劣化するからである。
行う。この理由は、熱延板焼鈍時に再結晶に必要な変形
歪みを蓄積することにある。即ち、熱間仕上圧延中の熱
延板の最高温度は 900℃以下 (好ましくは 850〜700
℃) の温度で2以上のパス (好ましくは5〜7パス) で
合計50%以上 (好ましくは65%以上、より好ましくは75
%以上) の累計圧下率の多パス熱間仕上圧延を行うため
である。また、このときの合計圧下率が50%未満では、
熱延板における変形歪みの蓄積量が少なく、次の熱延板
焼鈍にて均一な再結晶が得られないため、耐リジング性
が劣化する。
得られる熱延板の歪み解放を最小限に止めるには、巻取
り温度を 700℃以下 (好ましくは 650℃以下、より好ま
しくは 600℃以下) にして巻き取ることが必要である。
して熱間圧延を終了した後は、熱延板焼鈍を経て1回の
冷間圧延または中間焼鈍を挟む2回以上の累計圧下率が
60%以上の冷間圧延を行い、最終焼鈍と脱スケール、ま
たは光輝焼鈍を行い、その後必要に応じて調質圧延を行
うことにより、耐リジング性に優れた、即ちリジングが
発生しないフェライト系ステンレス鋼板を製造する。
ェライト系ステンレス鋼を製造する実施例について説明
する。表1に示す化学成分を有するフェライト系ステン
レス鋼を、転炉 (AOD)で溶解し、これを連続鋳造し
て中心部は板厚の30%以上が等軸晶である200 mm厚さの
連続鋳造スラブとした。次に、表2に示す条件で熱間圧
延を行い熱延コイルとした。なお、この熱間圧延の粗圧
延は、5、7パスで 200mm〜25mmまで圧延し、仕上圧延
は5パスで25mmから6mmまでの圧延を行った。得られた
熱延板を 820℃の温度でベル焼鈍し、中間焼鈍を挟む2
回冷延で 0.6mm厚の冷延板を製造した。熱延板の断面組
織ならびに冷延板のリジング評点を表2に併記した。リ
ジング評点は前述した基準による。
に、本発明例についてはいずれも、うねり (WCM)が
25μm以下でリジングの発生は極めて少なかったが、比
較例については加熱温度が本発明の範囲を外れる例:N
o. 5,9,11、仕上圧延温度が900℃を超えて高い例:
6,9,11、粗圧延のパス時間間隔が長く、粗圧延の終
了温度が低い例:No. 7、巻取り温度が高い例:No. 8
は、WCMがいずれも25μmを超え、大小のリジングの
発生が認められた。
絞り性や加工による耐肌荒れ性に優れると共に、リジン
グの発生が極めて少ないフェライト系ステンレス鋼を安
価にかつ確実に製造することができる。
フである。
の状態図である。
Claims (5)
- 【請求項1】Cの含有量が0.02〜0.10wt%であるフェラ
イト系ステンレス鋼のスラブを、フェライト単相 (α
相) 域の温度に加熱し、 次いで、そのスラブを再結晶温度域において、少なくと
も2パス以上で合計圧下率が50%以上、そして再結晶し
ない温度域において、圧下率が20%以上のパスが総パス
の 1/2 以上である熱間粗圧延を行い、 次に、再結晶しない低温度において、少なくとも2パス
以上で合計圧下率が50%以上になる低温熱間仕上圧延を
行い、その後、回復しない温度域まで冷却すること、を
特徴とする耐リジング性に優れたフェライト系ステンレ
ス鋼板の製造方法。 - 【請求項2】請求項1に記載の方法において、フェライ
ト系ステンレス鋼のスラブとして、中心部に等軸晶凝固
組織を有し、かつその等軸晶の部分が板厚の15%以上を
占める連続鋳造スラブを用いることを特徴とする耐リジ
ング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方
法。 - 【請求項3】上記スラブのα相単相域加熱は、1200〜12
50℃の温度で行い、 熱間粗圧延は、圧延開始温度を1150℃以上、圧延終了温
度を1000℃以上とし、かつ各パスの間隔が10秒以下であ
る多パス圧延を行い、 その熱間粗圧延後、次の熱間仕上圧延を開始するまでの
間を 1.2℃/min 以上の速度で冷却してから、 900℃を超えない温度にて、しかも各パスの間隔を5秒
以下として復熱による再結晶が起こらないように熱間仕
上圧延を行い、 そして、回復しない温度である700 ℃以下の温度で巻取
ること、を特徴とする請求項1または2に記載の製造方
法。 - 【請求項4】請求項1〜3のいずれか1項に記載した熱
間圧延の後、熱延板焼鈍を含む1回の冷間圧延、または
中間焼鈍を挟む2回以上の、合計圧下率で60%以上にな
る冷間圧延を行い、その後最終焼鈍または光輝焼鈍を行
い、さらにその後、必要に応じて調質圧延を行うことを
特徴とする耐リジング性に優れたフェライト系ステンレ
ス鋼板の製造方法。 - 【請求項5】フェライト系ステンレス鋼スラブの成分組
成が、C:0.02〜0.10wt%、Si:0.1 〜1.0 wt%、Mn:
0.1 〜1.0 wt%、P:0.040 wt%以下、S:0.020 wt%
以下、Cr:15.0〜18.0wt%、N:0.02〜0.06wt%、Ni:
0.1 〜0.6 wt%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなり、かつ下記(1) 式で表されるガンマポテンシ
ャル (γp) を満足するものであることを特徴とする請
求項1〜4項のいずれか1項に記載の製造方法。 50.0≦γp =288C-54Si+7.5Mn+22Ni-18.75Cr+350N+338.5 ≦70.0 ……(1)
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---|---|---|---|
JP05942799A JP4003821B2 (ja) | 1999-03-05 | 1999-03-05 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
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JP05942799A JP4003821B2 (ja) | 1999-03-05 | 1999-03-05 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
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