JP3026540B2

JP3026540B2 - ステンレス鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3026540B2
Application number: JP25459294A
Authority: JP
Inventors: 剛志増田; 保孝菅原; 義浩小関
Original assignee: Nippon Mining and Metals Co Ltd
Current assignee: Nippon Mining Holdings Inc
Priority date: 1994-09-22
Filing date: 1994-09-22
Publication date: 2000-03-27
Anticipated expiration: 2015-03-27
Also published as: JPH0892652A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、高い表面硬さと優れ
たプレス加工性，耐食性を備えていて、例えば磁気記録
媒体であるフロッピ−ディスクのセンタ−コア用等とし
て好適な強磁性ステンレス鋼板の製造方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来技術とその課題】近年、磁気記録媒体として用い
られるフロッピ−ディスクにはセンタ−コアを備えた形
態のものが急増しているが、このフロッピ−ディスクセ
ンタ−コア用の材料には次のような特性が必要とされて
いる。 (A) 耐食性に優れる，(B) 強磁性を有する，(C) 表面硬
度が高い（Ｈv ２３０以上），(D) プレス加工性に優れ
る， a) 伸び値が高い， b) 張り出し性が良い（エリクセン値が高い）， c) 深絞り性が良い（ＬＤＲ，ｒ値が高い）， d) ストレッチャ−ストレインが生じない（降伏伸びが
無い）， e) 塑性異方性が小さい（Δｒが小さい）。

【０００３】そこで、一般には、この用途に対してはフ
ェライト系ステンレス鋼（例えばＳＵＳ４３０ステンレ
ス鋼等）の焼鈍板（再結晶焼鈍板）が使用されてきた。
なぜなら、フェライト系ステンレス鋼の焼鈍板は強磁性
材料であると共に高いｒ値を有していて深絞り性に優れ
ており、また伸び，ｎ値（加工硬化係数），エリクセン
値等も、オ−ステナイト系ステンレス鋼には劣るものの
フロッピ−ディスクセンタ−コアへのプレス加工を行う
のに十分な値を示したからである。

【０００４】ただ、このフェライト系ステンレス鋼冷延
板をフロッピ−ディスクセンタ−コア材として用いる場
合には次のような問題が指摘された。即ち、フェライト
系ステンレス鋼冷延板は、焼鈍材のままプレス加工に供
するとストレッチャ−ストレインを生じるものの、加工
度１％程度の軽い調質圧延を施した後に加工すればスト
レッチャ−ストレインを生じることはなく、その際に伸
び，ｎ値，エリクセン値もプレス加工を損なうほど著し
く劣化することはないが、その状態での表面硬さはＨv
１５０程度と不満足なものである。従って、フロッピ−
ディスクセンタ−コア材として要求されるＨv ２３０を
実現するためには、最終焼鈍後の調質圧延で加工度を少
なくとも１５％以上に高める必要があった。ところが、
調質圧延の加工度を上記範囲にまで高めると伸び，ｎ
値，エリクセン値が著しく劣化し、プレス加工性が悪く
なるのを如何ともし難かった。

【０００５】このため、“表面硬さを犠牲にして伸びを
高くした材料”をフロッピ−ディスクのセンタ−コアに
加工し、その後でクロムめっきを施して高い表面硬さを
得る方法も考えられるが、この方法では製造コストが高
く付くという欠点があるため実用的であるとは言えなか
った。

【０００６】そこで、上述のような問題に対処すべく、
特開昭６４−１９５７０号公報及び特開平１−２５９１
４４号公報等では、材料の化学組成を“ＳＵＳ４３０系
の組成にSi，Niを適量添加したもの”とすることが提唱
されている。これは、Siを添加することにより素材の硬
度を高めると共に、Siの添加によって失われた靱性をNi
の添加によって改善しようとしたものである。しかし、
この方法では、Niの添加によって通常のＳＵＳ４３０系
の素材に比べてコスト高となることが免れ得ないばかり
か、硬度の改善も十分ではなく、必要な硬度を確保する
ためには最終焼鈍の後にやはり加工度１５％程度の冷間
圧延を必要とするので、それによりプレス成形性に必要
な延性を失うことにもなった。

【０００７】一方、特開昭６３−１４３８７号公報並び
に特開昭６３−１６９３３０号ないし１６９３３５号公
報等には、冷間圧延後の最終焼鈍を比較的高温で行うこ
とによってＳＵＳ４３０鋼板材に延性に富んだフェライ
ト相と硬度の高いマルテンサイト相の複合組織を得る方
法が提唱されている。しかし、この方法はその後の冷間
圧延（調質圧延）が不必要であるばかりではなく十分な
硬度と延性が得られるものであるが、ＳＵＳ４３０系で
はフェライト相とオ−ステナイト相が混在する温度領域
が狭いために焼鈍条件の管理が非常に難しく、そのため
安定した品質が得られにくいという問題があった。もっ
とも、この場合、鋼材成分としてNiを添加するとフェラ
イト相とオ−ステナイト相が混在する温度領域は広くな
るので条件管理は容易となるが、やはりNiを添加した分
だけＳＵＳ４３０系に比べてコスト高となるのを無視で
きなかった。

【０００８】逆に、特開平４−３７１５１８号公報を見
ると、ＳＵＳ４３０系の材料をそのまま利用し冷間圧延
後は低温で焼鈍する方法が提唱されている。この方法に
よれば、冷間圧延後に再結晶させることがないので硬度
の低下は少なくて済み、延性はプレス成形性に十分なほ
ど回復する。しかしながら、この方法には、低い焼鈍温
度であるが故に材料が鋭敏化してしまい、耐食性が劣化
するという問題を孕んでいた。そこで、十分な耐食性を
得るためには硝酸水溶液中で電解するといった不働態化
処理を必要とし、コスト高となるのを免れ得なかった。

【０００９】このようなことから、本発明が目的とした
のは、フロッピ−ディスクセンタ−コア用等として好適
な優れた耐食性と加工性とを示し、かつ高い表面硬さを
も兼備した強磁性ステンレス鋼板を安定かつ安価に提供
できる手段を確立することであった。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記目的
を達成すべく鋭意研究を行った結果、「強磁性を有する
フェライト系ステンレス鋼に必然的に含まれがちな特定
の微量元素（不純物元素）の含有量を十分に制御した鋼
を素材とし、更に薄板材に加工する際の冷間圧延並びに
焼鈍を特定の条件で実施して仕上げた冷延板は、高い表
面硬度と優れた加工性を併せ持つばかりか、その後に硝
酸電解等の不働態化処理を施さなくても優れた耐食性を
有するようになり、フロッピ−ディスクセンタ−コア材
として非常に優れた材料となり得る」との新しい知見を
得ることができた。

【００１１】本発明は、上記知見事項を基に完成された
ものであり、「Ｃ：0.01〜0.10％（以降、重量割合を表す％は重量％とする), Ｎ：0.01〜0.10％， Mn：0.1 〜2.0 ％， Cr：13.0〜20.0％を含有するか、あるいは更にＶ，Ti，Nb，Ta及びＲＥＭ（希土類元素及びＹ）の１種以上：合計量で 0.1％以下をも含有すると共に、残部がFe及び不純物より成り、か
つ不純物であるＰ，Ｓ，Si，Al及びNiの含有量がそれぞ
れＰ：0.03％以下，Ｓ：0.01％以下， Si：0.40％以下， Al：0.01％以下， Ni：0.2 ％以下に規制された化学組成のフェライト系ステンレス鋼を素
材とし、これを冷間圧延して冷延鋼板を製造する（通常
は焼鈍と圧延を交互に繰り返す）に当って、好ましくは
最終冷間圧延の前の焼鈍を再結晶焼鈍として結晶粒度を
５０μｍ以下に調整した上で、最終の冷間圧延はダルロ
−ル（表面を粗面化仕上げしたロ−ル）を用い加工度：
１０〜９０％で実施して圧延材の表面粗さをＲａで 0.1
μｍ以上に調整した後、仕上げの最終焼鈍として加熱温度：７５０〜９００℃，加熱保持時間：１０〜６０秒，加熱保持後４００℃に至るまでの冷却速度：１００〜１
０００℃/secなる条件の調質焼鈍を回復領域で行うこと
により、また更に好適にはこれらの焼鈍を露点が−３０
℃以上に制御された還元性雰囲気で実施することによっ
て、プレス加工性に優れた表面硬さの高いフェライト系
ステンレス鋼板を安定かつ安価に製造できるようにした
点」に大きな特徴を有している。

【００１２】なお、本発明で言う「調質焼鈍」とは、雰
囲気，加熱時間，保持時間，冷却速度を調整することに
よって軟化や鋭敏化を避けて靱性の回復を図り、これに
よりその後の冷間圧延（調質圧延）や硝酸水溶液中電解
等の不働態化処理を施さなくても十分な強度及び耐食性
を実現するための熱処理を意味している。

【００１３】

【作用】次に、本発明において素材鋼の化学組成や鋼板
の製造条件を前記の如くに限定した理由をより詳細に説
明する。 A) 素材鋼の化学組成〔Ｃ〕Ｃは、鋼板中に存在する転位の固着を図って鋼板
の強度，表面硬度を確保するのに必要な成分であるが、
その含有量が0.01％未満では転位を固着し切れないため
に十分な強度が得られず、加工硬化能も低下する。一
方、 0.1％を超えてＣを含有させるとCrの炭化物が析出
して鋼板が脆化し、かつその析出物の周りでCrの欠乏領
域が生じるために耐食性も劣化する。従って、Ｃ含有量
は0.01〜0.10％と定めた。

【００１４】〔Ｎ〕Ｎも鋼板に存在する転位の固着を図
って鋼板の強度，表面硬度を確保するのに必要な成分で
あるが、その含有量が0.01％未満では転位を固着し切れ
ないために十分な強度が得られず、加工硬化能も低下す
る。一方、 0.1％を超えてＮを含有させるとCrの窒化物
が析出して鋼板が脆化し、かつその析出物の周りでやは
りCrの欠乏領域が生じるために耐食性も劣化する。従っ
て、Ｎ含有量は0.01〜0.10％と定めた。

【００１５】〔Mn〕MnにはＣやＮが転位を固着する効果
を高める働きがあり、最大限の効果を得るための望まし
い含有量はＣやＮの含有量によって決まってくる。そし
て、実験の結果、Mn含有量が 0.1％未満であるとＣやＮ
が転位を固着する効果を十分に高めることができず、逆
に 2.0％を超えて含有させても前記効果は飽和してしま
って意味がないことが判明した。従って、Mn含有量は0.
1 〜2.0 ％と定めた。

【００１６】〔Cr〕Crは、鋼板に所望の耐食性を確保す
るために必要な成分であると共に、代表的なフェライト
形成元素でもある。そして、フロッピ−ディスクセンタ
−コア材等に要求される耐食性を達成するには12％以上
のCr含有量を確保すれば十分であるが、安定したフェラ
イト組織を得るためにはCr含有量を13.0％以上に調整す
る必要がある。即ち、Cr含有量が13.0％未満であるとオ
−ステナイト相が出現する温度領域が非常に広く、その
ため場合によっては最終焼鈍終了後の冷却過程で鋼板が
マルテンサイト組織となり伸びが著しく低下する。一
方、20.0％を超えてCrを含有させても原料代が高価とな
るだけで実際上の便益につながらない。従って、Cr含有
量は13.0〜20.0％と定めた。

【００１７】〔Ｐ〕Ｐは、熱間加工性を害するばかりで
なく、耐食性も劣化させる。また、Ｐは自らも偏析し易
いだけではなく他の元素の偏析をも助長する。更に、炭
化物の析出を助長して強度を向上させるが、靱性は劣化
させる。つまり、Ｐの含有量が0.03％を超えるとこのよ
うな障害が顕著化するので、Ｐの含有量の上限を0.03％
と定めた。

【００１８】〔Ｓ〕Ｓは、粒界に低融点の共晶膜を形成
して熱間加工性を害する元素であり、また硫化系介在物
を形成し易いので、切削性は向上させるが耐食性は著し
く劣化させる。そして、Ｓの含有量が0.01％を超えると
上記不都合が顕著化するため、Ｓ含有量の上限を0.01％
以下と定めた。

【００１９】〔Si〕Siは有効な脱酸剤であると共に、引
張強さ及び耐力を向上させる作用をも有しており、また
１％以上含有させた場合には耐食性は向上するが靱性が
損なわれて良好な成形性が得られなくなる。勿論、１％
を下回る含有量であっても脱酸には有効で相応の強度向
上効果を確保することはできるが、「0.40％＜Si＜ 1.0
％」の範囲では耐食性が著しく劣化し、特に本発明のよ
うに冷間加工後に歪の回復領域で焼鈍を施す場合には如
何なる条件で焼鈍を行っても鋭敏化が避けられなくな
る。従って、Si含有量の上限を 0.4％と定めた。

【００２０】〔Al〕Alは、通常、脱酸剤及び結晶粒微細
化元素として添加され、酸化系介在物の低減及び熱間加
工性の向上に効果があるが、その一方で窒化物を析出し
易く、そのため靱性が損なわれるという弊害ももたら
す。そして、Al含有量が0.01％を超えると靱性劣化が顕
著化してプレス成形性を損ねることとなるので、Al含有
量の上限を0.01％と定めた。

【００２１】〔Ni〕Niは補助原料のスクラップ等を介し
て鋼中へ侵入しやすい元素であり、靱性を高める働きを
する一方で、Ｃの活量係数を上げるのでCrの欠乏を助長
するようにも作用する。そして、Niの含有量が0.2 ％を
超えるとその作用が著しくなり、後述するように最終焼
鈍を歪の回復領域で行うと必要な耐食性が得られなくな
るので、Ni含有量の上限を0.2 ％と定めた。

【００２２】〔Ｖ，Ti，Nb，Ta，ＲＥＭ（希土類元素及
びＹ）〕Ｖ，Ti，NbあるいはTaは、CrよりＣに対する親
和力が強いため、Cr炭化物の析出を抑制する効果があ
り、それによって後述する最終焼鈍の際の鋭敏化が妨げ
られ、耐食性が向上する。また、これらの元素は粒界に
微細かつ安定な炭化物を析出させ、結晶粒を微細化する
効果があるため、後述する最終の冷間圧延の前の焼鈍に
おいて結晶粒を微細化する際に有効に作用する。一方、
ＲＥＭ（希土類元素及びＹ）は鋼の清浄度及び熱間加工
性を改善すると共に、安定な炭化物の析出によって耐食
性を向上させる。従って、上記効果を得るためにこれら
の１種又は２種以上が必要に応じて含有せしめられる
が、それらの合計含有量が0.1 ％を超えると固溶成分が
表面に不均一に濃化してロ−ル転写性が悪化し、良好な
表面粗さを有する素材が得られなくなる。このため、
Ｖ，Ti，Nb，TaあるいはＲＥＭの合計含有量の上限を0.
1 ％と定めた。

【００２３】B) 最終冷間圧延の前に実施する焼鈍の条
件本発明法では、冷延鋼板の製造工程における最終焼鈍は
再結晶焼鈍ではなくて“回復領域での焼鈍”であるの
で、製品鋼板（フロッピ−ディスクセンタ−コア材等）
の表面硬さは最終冷間圧延の前の焼鈍で得られる材料の
結晶粒径にも影響される。従って、製品鋼板の表面硬さ
を高くするためには、最終冷間圧延の前の焼鈍の段階か
ら結晶粒径ができるだけ小さくなるように制御しておく
ことが必要となる。また、この時の結晶粒径が大きいと
プレス加工を行った際に肌荒れを生じ、製品の外観を損
ねることになる。しかし、最終冷間圧延の前に実施する
焼鈍（一般には歪取り焼鈍が行われる）時に材料の結晶
粒径が５０μｍ以下に調整されれば、製品鋼板に十分な
表面硬さが確保され、かつプレス加工時に肌荒れを生じ
るおそれもなくなって一層良好なプレス成形性が得られ
る。従って、最終冷間圧延の前の焼鈍は、材料の結晶粒
径が５０μｍ以下となる条件の再結晶焼鈍とするのが望
ましい。なお、結晶粒径の調整は焼鈍温度や焼鈍条件等
を調節することによって行われることは言うまでもな
い。

【００２４】C) 最終冷間圧延の加工度本発明では、最終冷間圧延は加工度１０〜９０％で実施
する必要がある。ここで、最終冷間圧延の加工度の下限
値を１０％としたのは材料中の転位密度を適度に調整す
るためである。即ち、化学組成が規制された本発明に係
る素材ステンレス鋼は非常に安定なフェライト相（ｂｃ
ｃ構造）であるため、侵入型固溶元素であるＣやＮは転
位を固着する働きをする。そして、次工程である回復領
域での焼鈍で“より高い強度”を得るには“より多くの
転位”がそれらの元素によって固着されるべきであり、
次工程に進む前に適度に材料中の転位を増やしておく必
要がある。この効果を十分に得るには、最終の冷間圧延
を１０％以上の加工度で実施しなければならない。

【００２５】また、焼鈍前の冷間加工は、鋭敏化温度を
低温側にシフトさせるという効果をも併せ持つ。即ち、
十分な冷間加工を加えて加工歪を増せば通常の鋭敏化温
度領域の高温側で鋭敏化が起こらなくなり、耐食性の劣
化を免れることができる。そして、この観点からすれ
ば、最終冷間圧延の加工度は４０％以上にする必要があ
る。しかし、ダルロ−ルを用いて圧延を行うと、ロ−ル
と材料間の摩擦が大きくなって低加工度であっても材料
表面に強い加工が加わることになるので、４０％よりも
小さい加工度でも前記効果を十分に確保できるようにな
る。そして、ダルロ−ルの表面粗度を高くするほど材料
表面に加わる加工歪は大きくなり、この効果はより顕著
となる。本発明者等の試験結果より、圧延によって得ら
れる鋼板の表面粗さがＲａ 0.1μｍ以上になると加工度
が１０％であったとしても前記効果が現れ出し、表面粗
さがＲａ 0.3μｍ以上になると十分な効果を確保できる
ことが確認された。

【００２６】一方、最終冷間圧延の加工度が高すぎる
と、圧延集合組織が強くなり塑性異方性が大きくなって
しまうのでプレス成形性が悪化する。この兆候は前記加
工度が７０％を超えると現れるようになり、特に該加工
度が９０％を超えると問題が顕著化して、例えばフロッ
ピ−ディスクセンタ−コア等のプレス成形に当って不具
合を生じさせるようになる。従って、最終の冷間圧延で
は、得られる圧延材の表面粗さがＲａ 0.1μｍ以上（好
ましくはＲａ 0.3μｍ以上）となるダルロ−ルを使用す
ることとし、また加工度：１０〜９０％（好ましくは４
０〜７０％）で圧延することと定めた。

【００２７】D) 最終焼鈍の条件最終冷間圧延後に実施する最終焼鈍を“再結晶焼鈍”で
はなく“回復領域（歪の回復領域）での焼鈍”としたの
は、特に a) 必要な強度，表面硬さを得る， b) ストレッチャ−ストレインを生じさせない， c) 塑性異方性（Δｒ）を小さくするという３つの効果を製品鋼板に確保するためである。即
ち、再結晶させてしまうと製品鋼板の強度，表面硬さが
低下するばかりでなく、材質がフェライト系ステンレス
鋼があるがためにストレッチャ−ストレインを生じやす
くなってしまう。また、再結晶集合組織は圧延集合組織
より塑性異方性が大きいという欠点もある。しかし、適
当な条件の調質焼鈍を行った場合には「最終冷間圧延に
よって得られた可動転位を侵入型固溶元素であるＣやＮ
が固着することによる強化」が期待できるはかりか、塑
性異方性も極力小さく、かつストレッチャ−ストレイン
を生じさせることもなくなる。

【００２８】但し、前述したように、焼鈍前に十分な冷
間加工を行うと高温側で鋭敏化は起こりにくくなるもの
の、低温側では逆に鋭敏化が起こりやすくなる。更に、
低温で長時間の焼鈍では脆化する危険性がある上、高温
短時間の焼鈍に比べて生産性も落ちるので、効率良く所
期の効果を確保するためには加熱温度：７５０〜９００℃（好ましくは８００〜８５
０℃），加熱保持時間：１０〜６０秒（好ましくは１５〜２０
秒），加熱保持後４００℃に至るまでの冷却速度：１００〜１
０００℃/secなる条件の高温短時間の調質焼鈍を行うの
が良い。

【００２９】ここで、加熱温度が９００℃を超えると再
結晶しやすくて安定した品質の確保が難しくなり、一
方、７５０℃より低い温度であると既知の如く耐食性が
劣化する。そして、上記温度域の加熱にて焼鈍を行うに
は６０秒間均熱帯に保持すれば十分であり、それ以上に
長い時間保持すると再結晶してしまう危険性が出る上
に、Crの炭化物や窒化物の析出量が多くなって脆化する
おそれもある。一方、加熱保持時間が１０秒未満である
と十分な延性の回復が行われなかったり、耐食性の劣化
を招く危険性がある。これは、上記温度域の加熱ではCr
の炭化物や窒化物が析出しやすく、析出した直後にはそ
の析出物の周囲に一時的にCrの欠乏領域が生じて耐食性
が著しく損なわれるという、所謂“鋭敏化現象”が起き
がちだからである。勿論、Crの拡散速度に見合った十分
な時間が経過すれば、Crの欠乏領域に対して周囲からの
Crの供給が行われ耐食性の劣化は免れるが、上記温度域
では１０秒未満の時間内に周囲からのCrの供給を期待す
ることは難しい。

【００３０】また、加熱保持後の冷却速度が遅い場合に
は、冷却の途中においてCrの炭化物もしくは窒化物が析
出するおそれがある。特に、８００℃以上から冷却した
時にはCrの炭化物の析出は極めて鋭敏化されやすい。も
っとも、Crの欠乏領域に対して周囲からのCrの供給が十
分に行われるほどゆっくりした速度で冷却すれば耐食性
の劣化は免れるが、それを狙った場合の冷却速度は 0.1
℃/sec以下に制御しなければならず、生産性が著しく落
ちることとなるので、この方法は実操業上望ましくな
い。なお、Crの炭化物や窒化物が析出しやすいのは４０
０℃までで、これより低い温度領域では徐冷しても差し
支えはない。このように、７５０〜９００℃の温度域に
加熱保持した後、４００℃に至るまでの冷却速度が１０
０℃/secよりも遅い場合には鋭敏化現象が生じてしまう
危険性が高まる。しかし、１０００℃/secを超える冷却
速度を実現することは実操業上不可能であり、これらの
点からすれば６００℃/sec前後の冷却速度で冷却するの
が実際的であると言える。

【００３１】なお、上述した焼鈍処理は“露点が−３０
℃以上に制御された還元性の雰囲気（例えばＡＸガス雰
囲気）”中で行うのが好ましく、これにより材料表面に
安定な酸化膜が形成されて耐食性が更に向上する。

【００３２】上述のように、本発明法に従って製造され
たステンレス鋼板は、フェライト相のみの組織であるた
め強磁性を有し、その成分として13.0〜20.0％のCrを含
有するため優れた耐食性を発揮する。更に、表面硬さが
高いにもかかわらず伸び，ｎ値，ｒ値，エリクセン値が
高く、しかもストレッチャ−ストレインが生じないので
優れたプレス加工性を示す。従って、このステンレス鋼
板はフロッピ−ディスクセンタ−コア用材料に要求され
る諸特性等を十分に満足しており、フロッピ−ディスク
センタ−コア用として使用した場合にはその更なる性能
向上を達成することができる。

【００３３】次いで、実施例によって本発明の効果をよ
り具体的に説明する。

【実施例】まず、転炉で溶湯の成分調整を行った後、真
空脱ガス，連続鋳造を経て表１及び表２に示される化学
成分組成の各Fe−Cr系合金（フェライト系ステンレス
鋼）鋳片を得た。

【００３４】

【表１】

【００３５】

【表２】

【００３６】次に、これら鋳片を熱間圧延した後、酸洗
等の表面手入れを行ってから冷間圧延と焼鈍を繰り返し
て板厚：0.3mm の冷延板とし、最終冷間圧延後に更に還
元性雰囲気中で最終焼鈍を施した。ここで、最終冷延圧
延ではワ−クロ−ルとして表面をダル加工したダルロ−
ルを使用した。なお、この際における“最終冷間圧延前
の焼鈍時における結晶粒径", "最終冷間圧延の加工度",
"表面粗さＲａ”及び“最終焼鈍の条件”は表３及び表
４に示す通りであった。

【００３７】

【表３】

【００３８】

【表４】

【００３９】ここで、表３及び表４に示した表面粗さＲ
ａは中心線平均粗さと呼ばれ、ＪＩＳ等に定められた定
義及び測定法に従うものである。即ち、粗さ曲線からそ
の中心線の方向に測定長さL の部分を抜き取り、この抜
き取り部分の中心線をＸ軸、縦倍率の方向をＹ軸とし、
粗さ曲線をｙ＝ｆ(x) で表したとき、次の (1)式によっ
て表される値をマイクロメ−トル（μｍ）で表したもの
である。

【００４０】

【数１】

【００４１】そして、上述のようにして得られた各ステ
ンレス鋼冷延鋼板につき、その「表面硬さ」, 「プレス加
工性」並びに「耐食性」を調査し、その結果を前記表３
及び表４に併せて示した。ここで、「表面硬さ」につい
ては荷重が１kgのビッカ−ス硬さで評価した。また、
「プレス加工性」に関しては、伸びと張り出し性を評価
するためのエリクセン値と、塑性異方性を評価するため
の“Δｒ”と“カップ耳高さ”を測定することによって
調査した。なお、ｒ値については、伸びが５％の時の値
を求め、カップ耳高さはポンチ径：３３mm，ブランク
径：６３mmの深絞り試験を行って求めた。更に、プレス
加工した際にストレッチャ−ストレインが発生したかど
うかについても調査したが、これは引張試験を行った時
に降伏現象が現れるかどうかで判断できるので、ストレ
ッチャ−ストレインに関しては“降伏点現象の有無”で
評価した。一方、「耐食性」に関しては、５％塩化ナト
リウム水溶液で塩水噴霧試験を行って評価し、表３及び
表４にはその評価結果を ◎…極めて良好， ○…良好， ×…不良の３段階で表示した。

【００４２】表３及び表４に示される結果からは、次の
事項が明らかである。即ち、本発明例１〜13に係わる製
品鋼板は、表面硬さが何れも“Ｈv ２３０以上”を満足
している上、プレス成形性に優れ、耐食性も良好であ
る。特に、本発明例６〜13に係わる鋼板は、Ｖ等の微量
元素を適量含有していて最終圧延前の焼鈍で調整すべき
結晶粒度も好ましい大きさに制御され、最終焼鈍での露
点も好ましい温度に制御されているので、一段と好まし
い結果が得られている。また、上記本発明例に係わる鋼
板の組織はフェライトのみであるので強磁性を有してい
る。このように、本発明例に係わる鋼板は何れも先に述
べたフロッピ−ディスクセンタ−コア用材料として要求
される全ての特性を満足するものあったのに対し、比較
例に係わる鋼板には次のような不都合が指摘された。

【００４３】比較例18に係わる鋼板は、Ｃの含有量が
0.1％を超えているためにCrの炭化物が多量に析出して
脆化し、耐食性も劣化している。比較例19に係わる鋼板
は、ＮとMnの含有量が本発明の規定値より少ないために
十分な表面硬さが得られていない。比較例20に係わる鋼
板は、Crの含有量が13％より少ないために耐食性に劣っ
ている。比較例21に係わる鋼板は、Ｐの含有量が0.02％
を超えているために十分な延性が得られず、耐食性も劣
化している。比較例22に係わる鋼板は、Ｓの含有量が0.
01％を超えているために耐食性が劣化している。比較例
23に係わる鋼板は、Siの含有量が 0.4％を超えているた
めに延性が低下し、耐食性も劣化している。比較例24に
係わる鋼板は、Alの含有量が 0.1％を超えているために
延性が低下している。比較例25に係わる鋼板は、Niの含
有量が 0.2％を超えているために耐食性が劣化してい
る。

【００４４】一方、比較例14に係わる鋼板は、最終圧延
の加工度が１０％を下回っているために十分な表面硬さ
が得られておらず、更に表面粗さＲａも 0.1μｍを下回
っているので鋭敏化が起こり耐食性も劣化している。逆
に、比較例16に係わる鋼板は、最終圧延の加工度が９０
％を超えているため表面硬さは満足な値が得られている
ものの、塑性異方性が大きくなっている。この鋼板を高
い成形制度が要求されるフロッピ−ディスクセンタ−コ
アにプレス加工すると、成形不良が生じる。

【００４５】比較例17に係わる鋼板は、最終焼鈍の温度
を９００℃以上に設定したため、再結晶してしまって必
要な硬さが得られず、降伏点現象も生じている。また、
再結晶集合組織であるために塑性異方性が大きく、比較
例16と同様の障害が起きる。比較例15に係わる鋼板は、
最終焼鈍において加熱時間が１０秒を下回っているため
に鋭敏化が起こっている。

【００４６】

【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、強磁性を有し、硬質クロムめっき等を施さなくても
高い表面硬さを示すと共にプレス加工性及び耐食性にも
優れるフロッピ−ディスクセンタ−コア材を安定かつ安
価に提供することが可能となるなど、産業上極めて有用
な効果がもたらされる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開昭63−14387（ＪＰ，Ａ) 特開平７−150244（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量割合にてＣ：0.01〜0.10％，Ｎ：0.01〜0.10％， Mn：0.1 〜2.0 ％， Cr：13.0〜20.0％を含有すると共に残部がFe及び不純物より成り、かつ不
純物であるＰ，Ｓ，Si，Al及びNiの含有量がそれぞれＰ：0.03％以下，Ｓ：0.01％以下， Si：0.40％以下， Al：0.01％以下， Ni：0.2 ％以下に規制された化学組成のフェライト系ステンレス鋼を素
材とし、これを冷間圧延して冷延鋼板を製造するに当っ
て、最終の冷間圧延はダルロ−ルを用い加工度：１０〜
９０％で実施して圧延材の表面粗さをＲａで 0.1μｍ以
上に調整した後、仕上げの最終焼鈍として加熱温度：７５０〜９００℃，加熱保持時間：１０〜６０秒，加熱保持後４００℃に至るまでの冷却速度：１００〜１
０００℃/secなる条件の調質焼鈍を回復領域で行うこと
を特徴とする、プレス加工性に優れた表面硬さの高いフ
ェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項２】フェライト系ステンレス鋼素材として、
更にＶ，Ti，Nb，Ta及びＲＥＭのうちの１種又は２種以
上を合計量が 0.1％を超えない範囲で含有するものを使
用する、請求項１に記載のプレス加工性に優れた表面硬
さの高いフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項３】最終冷間圧延の前の焼鈍を再結晶焼鈍と
し、これによって結晶粒度を５０μｍ以下に調整してか
ら最終の冷間圧延を実施することを特徴とする、請求項
１又は２に記載のプレス加工性に優れた表面硬さの高い
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項４】仕上げの最終焼鈍を、露点が−３０℃以
上に制御された還元性の雰囲気で行うことを特徴とす
る、請求項１乃至３の何れかに記載のプレス加工性に優
れた表面硬さの高いフェライト系ステンレス鋼板の製造
方法。