JP2003073741A - 加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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Abstract
招くことなく、プレス加工で必要とされる深絞り性およ
び耐リジング性を有するフェライト系ステンレス鋼板の
製造方法を提供する。 【構成】 式(1)によって定義されるγmaxが20以
上70未満であるフェライト系ステンレス鋼のスラブに
熱間圧延を施した後急冷し、得られた熱延板を600℃
未満で巻き取り、フェライト相と炭素固溶量の多いマル
テンサイト相の2相組織とした後、熱延板焼鈍を施すこ
となく、2相組織のまま圧延率10〜80%の中間冷間
圧延を行ってフェライト相に歪を蓄積し、その後、箱型
炉による焼鈍を施し、歪が蓄積されたフェライト相を再
結晶させると同時に炭素固溶量の多いマルテンサイト相
をフェライト相へ再結晶させて集合組織をランダム化し
た後、さらに仕上げ冷間圧延と再結晶焼鈍を行う。 γmax=420C−11.5Si+7Mn+23Ni−11.5Cr−12Mo+9Cu
−49Ti−50Nb−52Al+470N+189・・・・・・(1)
Description
および耐リジング生に優れたフェライト系ステンレス鋼
板の製造方法に関する。
ステンレス鋼は、良好な耐食性を有し、また高価なNi
を含有せず、オーステナイト系ステンレス鋼に比べると
経済的な利点を併せ持つことなどから、耐久消費財を中
心に広く使用されている。しかしながら、近年、ステン
レス鋼板のプレス成形加工においては、より厳しい加工
が行われる場合が多くなり、さらに優れた加工性を有す
るフェライト系ステンレス鋼板が要望されている。
一般にオーステナイト系ステンレス鋼板に比べて劣り、
また、プレス成形時にリジングと呼ばれる独特のシワ状
の表面凹凸を生じる。したがって、フェライト系ステン
レス鋼板において、そのプレス加工性および耐リジング
性が改善されれば,加工性が厳しくオーステナイト系ス
テンレス鋼板が使用されていた箇所に、従来適用困難で
あったフェライト系ステンレス鋼板が使用できるように
なる。
系ステンレス鋼板のプレス成形性はr値に依存すること
が知られている。このr値を表す指標として、r値を示
すrが用いられている。r値を向上させる技術は、いま
までにも数多くの試みがなされている。例えば、特開昭
53−48018号公報には、C,N含有量を極力低減
させ、TiやNbを添加することによりr値を向上させ
る技術が提案されている。しかしながら、この技術は、
C,N含有量を低くするために精錬に時間がかかり、ま
た高価なTiやNbの添加を必要とするため、原材料費
が高価になり、全体として、コスト高になってしまう。
て、従来から、熱間圧延での仕上圧延温度の低温化によ
り熱延板に蓄積される歪の増大をはかり、熱延板焼鈍で
再結晶を促進する方法や、例えば特開昭62−1997
21号公報に提案されている圧延中に材料を一時的に待
機させてパス時間を大きくするいわゆるディレイ圧延を
用いる方法などが知られているが、上記の技術は、低温
領域で大きな歪を与える方法であるので、形状不良や噛
み込み不良を招き、また圧延時間の増大を招き、生産性
の低下をもたらす。
の生産性低下を招くことなく、プレス加工で必要とされ
る十分な深絞り性を持ち、かつ、十分な耐リジング性を
有するフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は確立さ
れていない。本発明は、このような問題を解消すべく案
出されたものであり、優れた加工性を有するフェライト
系ステンレス鋼板を、低コストで生産性良く製造できる
方法を提供することを目的とする。
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、その目的を
達成するため、式(1)によって定義されるγmaxが2
0以上70未満であるフェライト系ステンレス鋼のスラ
ブに熱間圧延を施した後急冷し、得られた熱延板を60
0℃未満で巻き取り、フェライト相と炭素固溶量の多い
マルテンサイト相の2相組織とした後、熱延板焼鈍を施
すことなく、2相組織のまま圧延率10〜80%の中間
冷間圧延を行ってフェライト相に歪を蓄積し、その後、
箱型炉による焼鈍を施し、歪が蓄積されたフェライト相
を再結晶させると同時に炭素固溶量の多いマルテンサイ
ト相をフェライト相へ再結晶させて集合組織をランダム
化した後、さらに仕上げ冷間圧延と再結晶焼鈍を行うこ
とを特徴とする。 γmax=420C−11.5Si+7Mn+23Ni−11.5Cr−12Mo +9Cu−49Ti−50Nb−52Al+470N+189・・・・・・(1) 箱型炉による焼鈍は、再結晶温度以上Ac1点以下の温
度範囲で均熱1時間以上の長時間焼鈍を行うことが好ま
しく、冷延後の焼鈍は、再結晶温度以上Ac1点以下の
温度範囲で連続焼鈍炉を用いて行うことが好ましい。
生産性低下および冷延時の耳割れ発生を招くことなく、
フェライト系ステンレス鋼板の深絞り性および耐リジン
グ性を向上させるための熱延条件および加工熱処理に関
し種々調査検討した。その結果、本請求項に記載したよ
うな条件で熱延後の巻き取り、中間冷間圧延と中間焼
鈍、および仕上げの冷間圧延と仕上げ焼鈍の条件を細か
く設定し組み合わせることで初期の目的を達成すること
ができた。
向上の関係について説明する。熱延ステンレス鋼板を熱
延巻き取り温度から室温まで冷却する過程で、鋼板が6
00〜800℃の温度域にあるとき、Cr系炭化物が析
出しやすくなる。熱延温度域が(フェライト+オーステ
ナイト)であるSUS430のような鋼板では、冷却中
にオーステナイトがマルテンサイト変態する。熱延後の
巻き取り温度が高く600℃以上であると、熱延後の冷
却中にオーステナイト中から炭化物が析出し、その後マ
ルテンサイト変態をする。
ーステナイト中に炭素が固溶した状態でマルテンサイト
変態するため、硬いマルテンサイトが形成され、しかも
炭素が固溶された状態のオーステナイト相は、マルテン
サイト変態する開始温度Ms点が低くなり、生成したマ
ルテンサイト変態による変態転位の回復(自己焼戻し)
が起こりにくくなる。したがって、600℃未満で巻き
取ったものは、600℃以上で巻き取ったものと比べ
て、炭素固溶量が多く、かつ転位が多く内蔵された硬い
マルテンサイトを有する鋼板となる。
の組織は、炭素固溶量が多く硬質なマルテンサイト相と
フェライト相の2相組織からなることに特徴がある。フ
ェライト相はマルテンサイト相に比べ非常に軟質である
ので、中間圧延により加工を加えると、軟らかいフェラ
イト相に歪が蓄積される。これを箱型炉で長時間焼鈍を
施すことにより、歪が蓄積されたフェライト相の再結晶
が促進され、また、箱型炉の長時間焼鈍により、マルテ
ンサイト相は炭化物を十分に析出し、フェライト相に再
結晶する。ここで、不均一に多量の歪が蓄積されたフェ
ライト相が再結晶するため、その集合組織はランダム化
する。
内に存在する結晶方位の近い結晶粒の集合(コロニー)
に起因すると考えられている。コロニーの起源は、凝固
柱状晶が熱延焼鈍後に残存することにより形成される圧
延方向に伸びた粗大な未再結晶であるとされている。こ
の未再結晶フェライト粒は冷延後の焼鈍時においても再
結晶による結晶方位の分散が小さいため、鋼板にコロニ
ーが形成されると考えられている。したがって、箱型炉
による焼鈍後の集合組織のランダム化により、コロニー
が残存しなくなり耐リジング性が改善されたと考えられ
る。
ンダム化することによって、通常工程では残存しやすい
r値を下げる{100}のコロニーもランダム化されて
おり、{100}のコロニーの悪影響なしで、仕上冷間
圧延、再結晶焼鈍により、r値に有効な{111}集合
組織が発達する。また、箱型炉による焼鈍後に集合組織
がランダム化しているために、コロニーをもつ通常工程
材に対して結晶粒界の大角粒界の占める割合が大きく、
大角粒界の三重点など再結晶核となり易いサイトも多い
と考えられるため、r値に有効な{111}集合組織が
発達し易くなったと考えられる。
いて詳述する。γmax:20以上70未満 本発明は、熱延板をフェライト相とマルテンサイト相の
2相組織からなるものとし、中間冷間圧延工程でフェラ
イト相に十分な歪を蓄積させ、フェライトバンドの再結
晶を促進させ、かつ所定量存在させたマルテンサイト相
中固溶炭素の炭化物としての析出によるフェライト相へ
の微細再結晶化と相俟って、再結晶後の集合組織の発達
をコントロールしようとするものである。このためには
少なくとも、20体積%程度のマルテンサイト相が必要
で、この程度のマルテンサイト相を出現させるために
は、γmaxを20以上にする必要がある。20に満たな
いとマルテンサイト量が少なく、その結果再結晶組織の
発達が不十分でr値および耐リジング性の改善は得られ
ない。一方、γmaxを高くするためには、C,N,Mn
あるいはNiなどのオーステナイト形成元素の含有量を
多くすればよいが、これらの元素含有量を多くすると鋼
材の硬質化やコストの上昇を招き、また、γmaxが高い
熱延板を熱延板焼鈍なしに冷間圧延すると耳切れを生じ
るため、γmaxは70未満に規定する。
相とマルテンサイト相の2相組織からなるものとし、そ
の組織を有効に利用することに特徴がある。熱間圧延の
際の加熱時および熱延工程中に生成したγ相を適切にマ
ルテンサイト変態させるためには、巻取り温度を600
℃未満にする必要がある。巻取り温度が600℃以上で
あると、生成したγ相が熱延巻き取り後の冷却中にオー
ステナイト中で炭化物の析出が起こり、その後マルテン
サイト変態するものの自己焼戻しにより軟化するため加
工性の改善の効果は得られない。また、熱間圧延は、8
00℃以上の高温で仕上げ圧延を完了し、直ちに水冷す
ることにより5℃/sec以上の冷却速度で急冷し、6
00℃未満の低温で巻き取りを実施することが好まし
い。高温で熱延を仕上げ、急冷することにより、r値の
向上および耐リジング性の改善により好ましい硬質なマ
ルテンサイト相が得られる。
ライト相に歪を蓄積させる。10%より小さい圧延率で
は、その効果が得られない。また80%を越える中間冷
延を施すと、仕上げ圧延の圧延率が小さくなり、r値に
有効な集合組織の発達が得られない。また、冷間圧延時
の耳切れ発生の虞も生じる。したがって、中間冷間圧延
の圧延率は10%以上80%以下に規定する。
1点以下,均熱1時間以上 中間焼鈍は、マルテンサイトを炭化物とフェライトに再
結晶させるためであるから、長時間が必要となる。連続
焼鈍炉でこの焼鈍を実施しようとすると、ライン速度を
極端に遅くする必要があり、非常に効率が悪く経済的で
ない。そのため箱型焼鈍炉による長時間焼鈍とする。中
間焼鈍条件は、再結晶温度以上Ac1点以下の温度で行
うものとし、少なくとも均熱1時間以上の長時間焼鈍が
望ましい。
間焼鈍により得られたランダムな結晶方位をもつ組織か
ら、r値に有効な{111}集合組織を発達させるため
に必要である。仕上げ冷間圧延および再結晶焼鈍の条件
は、従来のフェライト系ステンレス鋼の製造条件と同じ
でよい。
る。表1に、本発明方法を試みたフェライト系ステンレ
ス鋼の組成を示す。実施例1および比較例1 表1の鋼種Aの組成を有するスラブを1200℃に加熱
した後、熱間圧延にて仕上げ熱延後直ちに水冷をするこ
とにより575℃で巻き取った熱延板、および仕上げ熱
延後空冷にて750℃で巻き取った熱延板を供試材とし
た。それらの熱延板を実験的に熱延板(板厚4.0m
m)→中間冷延(4.0/2.0mm)→中間焼鈍(8
30℃×9hr)→仕上げ冷延(2.0/0.8mm)
→再結晶焼鈍(850℃×0s)を行った。また、比較
のために、前期750℃で巻き取った熱延板を従来の方
法、すなわち、熱延板(板厚4.0mm)→熱延板焼鈍
(830℃×9hr)→仕上げ冷延(4.0/0.8m
m)→再結晶焼鈍(850℃×0s)(1回冷延焼鈍)
および熱延板(板厚4.0mm)→熱延板焼鈍(830
℃×9hr)→中間冷延(4.0/2.0mm)→中間
焼鈍(850℃×0s)→仕上げ冷延(2.0/0.8
mm)→再結晶焼鈍(850℃×0s)(2回冷延焼
鈍)を行った。
を採取し、r値の測定、リジング判定を行った。なお、
rおよびΔrはそれぞれ、r=(rL+2rD+rT)/
4、Δr=(rL−2rD+rT)/2である。ただし、
rL,rDおよびrTは、それぞれ圧延方向,圧延方向に
対して45度方向および圧延方向に対して90度方向の
r値を示す。また、耐リジング性の判定は、Aが最も耐
リジング性がよいもの、Dが最も耐リジング性が悪いも
のとし、A,B,C,Dの4段階評価を行った。表2
に、耐リジング性の判定基準を示す。
グ性判定結果を示す。この結果から、巻き取り温度57
5℃の熱延板は、熱延板焼鈍なしに冷延しても、r、Δ
rおよび耐リジング性が向上している。一方、巻取り温
度750℃の熱延板を熱延焼鈍なしに冷延した鋼板は、
rおよびΔrは良好なものの、耐リジング性の改善は見
られなかった。また、従来工程の2回冷延焼鈍板は、r
は良好なものの、Δrが大きく耐リジング性も改善され
ていなかった。
ンレス鋼スラブを熱間圧延にて仕上げ熱延完了後に水冷
もしくは空冷を施すことにより巻取り温度を変え、板厚
4mmの熱延板を作製し、供試材とした。この熱延板
を、熱延板→中間冷延→中間焼鈍(830℃×9hr)
→仕上げ冷延→再結晶焼鈍を行い、板厚0.8mmの焼
鈍板とした(熱延板焼鈍なしで冷延する製造方法)。ま
た、比較のために、前述の熱延板を従来の製造方法、す
なわち、熱延板→熱延板焼鈍(830℃×9hr)→仕
上げ冷延→再結晶焼鈍(1回冷延焼鈍の製造方法)およ
び熱延板→熱延板焼鈍(830℃×9hr)→中間冷延
→中間焼鈍(850℃×0s)→仕上げ冷延→再結晶焼
鈍(850℃×0s)(2回冷延焼鈍の製造方法)で供
試材を作製した。
して、下記の方法でr、Δrおよび耐リジング性の評価
を行った。r値: JIS13B号試験片を用い、15%に引張り歪
を与えた後、rL,rDおよびrTを求めた。rL,rDお
よびrTは、それぞれ圧延方向,圧延方向に対して45
度方向および圧延方向に対して90度方向のr値を示
す。上記方法で求めたr値から、rおよびΔrはそれぞ
れ、r=(rL+2rD+rT)/4、Δr=(rL−2r
D+rT)/2で算出した。
S5号試験片に20%の引張り歪を与えた後、耐リジン
グ性の判定を行った。耐リジング性の判定は、Aが最も
耐リジング性がよいもの、Dが最も耐リジング性が悪い
ものとし、A,B,C,Dの4段階評価を行った。前記
表2に示した判定基準と同じである。各鋼種、各製造方
法で得られた鋼板の特性値を表4に示す。
0未満で、かつ熱間圧延巻取り温度が600℃未満の熱
延板は、熱延板焼鈍を施すことなしに圧延率10%以上
80%以下の中間冷間圧延を施したものは、耳切れも生
じずに、優れたr、Δrおよび耐リジング性を有してい
ることがわかる。しかし、中間圧延率が5%と低い場
合、r値および耐リジング性が不良であり、中間圧延率
が85%と高い場合は、耳切れが生じている。また、従
来の製造方法である2回冷延焼鈍の製造方法では、rは
良好なものの、Δrが大きく耐リジング性も不良であっ
た。さらに、γmaxが11と低い鋼Dでは、熱間圧延巻
き取り温度が550℃未満の熱延板を、熱延板焼鈍を施
すことなしに圧延率38%の中間冷間圧延を行う製造方
法で作製しても、耐リジング性は不良であり、γmaxが
77と高い鋼Eでは、熱延板焼鈍を施すことなしに圧延
率50%の中間冷延を行うと耳切れが発生していた。
れば、製鋼コストの増大や熱延鋼板の生産性低下を招く
ことなく、プレス加工で必要とされる十分なr、Δrを
有し、かつ、耐リジング性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板を得ることができた。
Claims (2)
- 【請求項1】 式(1)によって定義されるγmaxが2
0以上70未満であるフェライト系ステンレス鋼のスラ
ブに熱間圧延を施した後急冷し、得られた熱延板を60
0℃未満で巻き取り、フェライト相と炭素固溶量の多い
マルテンサイト相の2相組織とした後、熱延板焼鈍を施
すことなく、2相組織のまま圧延率10〜80%の中間
冷間圧延を行ってフェライト相に歪を蓄積し、その後、
箱型炉による焼鈍を施し、歪が蓄積されたフェライト相
を再結晶させると同時に炭素固溶量の多いマルテンサイ
ト相をフェライト相へ再結晶させて集合組織をランダム
化した後、さらに仕上げ冷間圧延と再結晶焼鈍を行うこ
とを特徴とする加工性に優れるフェライト系ステンレス
鋼板の製造方法。 γmax=420C−11.5Si+7Mn+23Ni−11.5Cr−12Mo +9Cu−49Ti−50Nb−52Al+470N+189・・・・・・(1) - 【請求項2】 箱型炉による焼鈍が、再結晶温度以上A
c1点以下の温度範囲で均熱1時間以上の焼鈍であり、
冷延後の焼鈍が、再結晶温度以上Ac1点以下の温度範
囲での連続焼鈍炉を用いた焼鈍である請求項1に記載の
加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方
法。
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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- 2001-08-31 JP JP2001262934A patent/JP4744033B2/ja not_active Expired - Lifetime
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