JP3779784B2 - 表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼製造プロセスにおいて冷延時に発生する微小うねり（ローピング）が小さく表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼はオーステナイト系ステンレス鋼に比べてＮｉ含有量が少なく低価格であるため、厨房器具等をはじめ広く使用されている。特に、このような用途の場合、表面の美麗さが要求され、表面性状が重要な製品特性となる。しかし、フェライト系ステンレス鋼は、成形加工時にリジングと言われる表面凹凸が発生しやすく、リジングを低減することが必要であった。このリジングは、加工時に発生する５〜５０μｍ高さの表面凹凸であって、フェライト系ステンレス鋼のリジングを改善する方法については従来より種々検討されており、例えば、鉄と鋼（７６（１９９０）Ｐ．１５２０）に述べられているように、発生メカニズムについても検討されている。
【０００３】
このように表面特性の改善の観点からは、これまではリジングの低減が重要視されてきた。ところが、最近では表面品位に対する要求がさらに厳しくなるにつれて、フェライト系ステンレス鋼の熱延板を冷延したときに、冷延板の表面に発生する微小なうねりの低減が必要とされるようになった。この微小なうねりは、冷延板の表面に高さ０．２μｍ〜０．５μｍ程度で圧延方向に伸びたうねりであり、リジングに比べると著しく小さいうねりであるが製品の表面特性を決定する重要な要因となっている。この微小うねりは、製品の成形加工時に発生するリジングと区別してローピングと呼ばれている。
【０００４】
また、フェライト系ステンレス鋼の代表的な鋼種であるＳＵＳ４３０鋼は、熱延後に数十時間を必要とする箱焼鈍を実施するなどオーステナイト系ステンレス鋼の代表鋼種であるＳＵＳ３０４より製造性が劣っているのが実情である。このような観点からＳＵＳ４３０の製造プロセスを簡略化するために、熱延板焼鈍の連続焼鈍化技術や熱延板焼鈍省略プロセスについても多く検討されているが、いずれも上記のローピングを改善することを目的としたものはない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
これまではローピングはリジングと同一現象として考えられていたけれども、成形加工時のリジング発生と冷間圧延時のローピングの発生には必ずしも良い対応があるとも言えず、特にリジングは加工率が高くなるとその高さは大きくなるのに対し、ローピング高さは冷延圧下率が高くなるほど小さくなり、リジングと発生挙動が異なるなどローピングの発生メカニズムも明らかになっていないため、ローピングを低減できる製造方法を確立することが必要となった。
【０００６】
しかしながら、ローピング低減のために従来工程に新工程を付加することは、安価なフェライト系ステンレス鋼のメリットを失う可能性が大きい。そこで、最も省工程が進んだ熱延板焼鈍省略プロセスにおいてローピング発生を低減できれば、表面特性が優れたフェライト系ステンレス鋼をさらに安価に提供できることとなる。
【０００７】
従って、本発明の目的は、新たに工程を増加させることなく、熱延板焼鈍プロセスにおいて、耐ローピング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、フェライト系ステンレス鋼の熱延板焼鈍を省略した製造プロセスにおいて、ローピングを低減する方法を種々検討した。その結果、成分、加熱条件、熱延条件、捲取条件の一連のプロセス条件を一貫して制御することによって、熱延板焼鈍を省略したプロセスにおいてもローピングを低減できることを知見した。
【０００９】
すなわち、本発明は、重量％で、
Ｃ：０．０２５〜０．０８０％、Ｎ ：０．００１０〜０．０３５％、
Ｃｒ：１１．０〜２０．０％、 Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．２％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、 Ｂ ：０．００５％超〜０．０５％。
【００１０】
Ｖ：０．００１〜０．５％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下式で示されるγp が２０〜６０％であるフェライト系ステンレス鋼を、熱間圧延に際し加熱温度を１１５０℃以上１３００℃以下にし、粗圧延において１１００℃以上での累積圧下率を４０％以上とし、引き続き仕上げ圧延を実施して捲取温度を６００℃以下とし、以後熱延板焼鈍を実施することなく酸洗し冷延、最終焼鈍を実施することを特徴とする表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法である。
【００１１】
上記方法において、必要に応じて、さらに、重量％でＡｌ：０．００５〜０．０３％およびＴｉ：０．００５〜０．０５％の１種以上の添加、またこれに加えてＭｇ：０．０００５〜０．０２％との複合添加を行うことが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明者等は、フェライト系ステンレス鋼の冷延時に発生する微小うねり（ローピング）の低減を目的として実験室にて詳細に検討を行った。
本発明者等は、実験室の真空溶解にて１７％Ｃｒを代表成分とするフェライト系ステンレス網の成分を種々変えて５０kg鋼塊を溶製した。この鋼塊を実験室で熱延実験をおこなって３mmの熱延板を製造する際に、加熱条件、粗圧延条件、仕上熱延条件及び捲取条件を変えて、冷延時のローピング発生挙動との関係を調査した。ローピングは、上記熱延板を焼鈍することなく酸洗し、０．４mmまで冷延を行い、冷延方向に対して直角方向に１０mm長さについて粗度計で測定し、うねり高さの最大値を持ってローピング高さとした。この測定を３箇所実施し、その平均値でローピングを評価した。
【００１３】
評価は３箇所のローピング最大高さの平均が０．１５μｍ未満がＡランク、０．１５μｍ以上０．２５μｍ未満がＢランク、０．２５μｍ以上〜０．３５μｍ未満がＣランク、０．３５μｍ以上をＤランクとして評価した。表面品位の点からはＡ，Ｂランクであれば問題となることはない。
【００１４】
この実験結果から、熱延板焼鈍を省略したプロセスでローピングを改善するための検討を行い、下記の事項を知見して本発明を完成させた。
（１）粗圧延時の圧延条件によりγ相の形態及び分布状態が大きく変わり、粗圧延が１１００℃以上で４０％以上の累積圧下を施すことによりγ相は微細分散化する。γ相が微細分散化するほどローピング高さは低減する。
（２）仕上げ圧延後の捲取温度を７５０℃に高温化してフェライト相の再結晶を進行させてもローピングは改善されない。
（３）ローピングの改善には、γp の増加が有効であるが、γp が高すぎると冷延時の耳割れや荷重増が生じるが、捲取を６００℃以下にすることとＢ添加により改善できる。
（４）上記のＢ添加に加え、Ａｌ、Ｔｉの１種以上の添加、さらにはこれとＭｇとの複合添加によりローピングはより一層改善できる。
【００１５】
そして、ローピングを改善するには、粗圧延時に１５％以上のγ相の分散化を促進させることが重要であることが判明した。特に加熱時にはγ相量が少なく粗圧延時にγ相が析出するようにするとローピングが改善できる。
【００１６】
粗圧延時にγ相を１５％以上とするには、本発明の対象とする鋼成分の範囲内において、下式で示されるγp が２０％以上あれば、粗圧延中に必要なγ量が確保できることも明らかとなった。
粗圧延を行う前の鋼片の加熱条件としては、粗圧延中にγ相が析出または増加するように加熱温度を設定することが粗圧延時のγ相の分散化の観点から重要である。加熱時にγ相量が最大となるように加熱温度を設定すると粗圧延時にγ相の分散化ができずにローピング特性は改善できない。これは低温加熱ほど顕著であり、１１００℃未満の加熱では粗圧延時のγ分散化は困難である。また１１００℃以上で４０％以上の累積圧下を取ることを考慮すると加熱温度として１１５０℃以上が望ましい。しかし、１３００℃を超えて加熱すると表層部が脱炭により異常粒成長を起こし疵の原因となるため、加熱温度の上限は１３００℃とした。
【００１７】
上記のように成分、加熱条件を満足した上で、さらに粗圧延条件として１１００℃以上での累積圧下率を４０％以上とすることにより、粗圧延時のγ相の分散化が達成できる。１１００℃以上での圧下率を４０％以上としたのは、γ相を粗圧延時または粗圧延後〜仕上げ圧延までの間に微細に分散させるために必要なためであり、これ未満では粒界へのγ析出が主体となるためである。また累積圧下率が４０％を確保できても、γp が２０％未満であったり、１１００℃未満で圧延されるとγ相は分散せず、ローピングを不良とする。１１００℃以上の圧延に関しては、１パスあたりの圧下率が高いほど好ましいが、数パスに分けて実施しても効果がある。また粗圧延中にγ相が１５％未満に減少するような成分系では、熱延中に再結晶が生じやすくなるが、再結晶が生じることによってローピング高さが著しく減少することは認められないことも判明した。
【００１８】
またγp に関しては、γp が高いほどローピングは改善されるが、γp が高すぎると冷延時に耳割れが生じたり、また冷延時の荷重が大きくなり冷延のパス数が多くなったり、薄手化のために中間焼鈍を必要とするなどの工程増加の問題が生じる。この点に関しては、γ相を若干軟質化をさせることが耳割れの防止や冷延時の荷重低減や薄手化を可能とすることを明らかにした。このためにγ相の安定度を低減するために種々検討した結果、Ｂを０．００５％より多量に添加し、かつ捲取時に６００℃以下で捲取を行うことでγ相の軟質化が達成できることが明らかとなった。
【００１９】
捲取温度が６００℃より高くなるとγ相が軟質になりすぎたり、フェライト相と炭化物に分解してしまいローピング性は逆に劣化する。この結果、本発明では冷延前のγ相の軟質化を可能とするために多量のＢを添加し、６００℃以下の捲取によってγp が従来より高くても冷延性が改善でき、かつ耐ローピング特性が優れる鋼鈑が製造可能となった。
【００２０】
しかし、本発明においてもγp が６０％を超えるように成分を規定すると、本発明の熱延板焼鈍省略プロセスでは、冷延時の耳割れやまた冷延時の荷重増大や製品板厚の薄手化が困難となるためγp は６０％以下とする。
【００２１】
本発明では、さらに、熱延段階でγ相を微細に分散させる方法を検討した。特に熱延段階でのγ相を均一微細に分散させる方法として、鋳片〜加熱までの組織変化を詳細に検討した結果、ＡｌまたはＴｉの１種以上の添加、またはそれにＭｇを複合添加することにより鋳片組織が柱状晶主体から等軸晶主体へ変化すると同時に、粒径の微細化が達成され、粗圧延時のγ相の分散化をより一層進めることができ、熱延後の６００℃以下の捲取との組み合わせによってローピングを低減できることが判明した。この場合、Ａｌ及びＴｉ量としてはそれぞれ０．００５％以上で単独でもまた複合でもよく、Ｍｇとしては０．０００５％以上含有されれば効果がある。
【００２２】
上記の関係について成分範囲を広げて検討した結果、上記のローピング低減方法は下記の成分系で成り立つことが判明した。すなわち、本発明を構成するフェライト系ステンレス鋼の成分は、重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０８０％、Ｎ：０．００１０〜０．０３５％、Ｃｒ：１１．０〜２０．０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｂ：０．００５％超〜０．０５％、Ｖ：０．００１〜０．５％、さらに必要に応じて選択元素としてＡｌ：０．００５〜０．０３％およびＴｉ：０．００５〜０．０５％の１種以上、またはこれにさらにＭｇ：０．０００５〜０．０２％を複合含有させる。
【００２３】
以下に上記成分の限定理由について詳しく述べる。
Ｃ：Ｃは耐食性の点では有害であり、特に溶接部の耐食性に悪影響を与えるが、強度およびγ相量を適正に確保するためにはある程度は必要である。γ相の観点からは０．０２５％未満ではγ量が不足し、０．０８０％を超えて添加すると加工性、延性が劣化するためにＣは０．０２５〜０．０８０％とした。
【００２４】
Ｎ：ＮはＣと同様に含有量が少ないほど耐食性、加工性に好ましいが、０．００１０％未満にすることは工業的には困難であり、また本発明鋼においても０．０３５％を超えて添加すると高強度となり加工性が劣化するために、Ｎは０．００１０〜０．０３５％の範囲とする。
【００２５】
Ｃｒ：Ｃｒは本発明のフェライト系ステンレス鋼の主要元素であり、耐食性を確保するためには１１．０％以上添加する必要がある。しかし、２０．０％を超えて添加しても耐食性は向上するが、γ量を確保するためのＣ、Ｎ、Ｍｎ量が増加し加工性や靭性が劣化するのでＣｒの上限は２０．０％とした。
【００２６】
Ｓ：Ｓは延性、靭性等を劣化させ、また耐食性の観点からも有害であるため、０．０１０％以下とする。Ｓは不可避的に含まれる範囲内で少ないほど好ましい。
Ｐ：Ｐは加工性や靭性また耐食性の点でも有害であり、その含有量は少ないほど望ましく０．０４０％以下とする。Ｐは不可避的に含まれる範囲内で少ないほど好ましい。
【００２７】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸元素として添加するが、０．０１％未満では効果が十分ではなく、１．０％を超えて添加してもその効果が飽和するため０．０１〜１．０％の範囲で添加する。
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸剤として使用されるが、０．０１％未満では十分な効果がなく、また１．０％を超えて添加すると脆化を著しく促進させ延性、靭性を劣化させるので０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００２８】
Ｎｉ：Ｎｉはγ相安定化元素として効果があるが、多量に添加するとγ相が著しく安定化し強度が高くなりすぎたり、加工性が劣化するため、０．５％以下（０％は含まず）で添加する。
Ｃｕ：Ｃｕはγ相安定化元素として効果があるが、多量に添加するとＣｕによって強度が著しく上昇するため、０．５％以下（０％は含まず）で添加する。
Ｍｏ：Ｍｏはフェライト相安定化元素として働くが、多量に添加すると強度が上昇し、加工性が劣化するため、０．２％以下（０％は含まず）で添加する。
Ｏ：Ｏは熱延板の靭性を劣化させたり鋳造時のノズル詰まりやキズ発生また熱延板の靭性を劣化の原因となるため、本発明においては０．０１０％以下とした。Ｏは、製鋼技術上許される範囲内で少ないほど好ましい。
【００２９】
Ｂ：Ｂはγ相の軟質化を図るために必須の元素であり、その効果は０．００５％以下では効果がなくγp が高いほど多く添加することが必要である。しかし、０．０５％を超えて添加するとＢ化合物が多量に析出し、加工性や靭性を劣化させるため０．０５％以下で添加する。
Ｖ：Ｖは捲取時にＣやＮを固定し、加工性を改善できるためＣ，Ｎ量に合わせて０．００１〜０．５％の範囲で添加する。
【００３０】
本発明では、必要に応じてＡｌ，Ｔｉの１種以上、またはこれにＭｇを複合添加することができる。
Ａｌ：Ａｌは脱酸剤やＮの固定のために単独添加するほか、ＴｉまたはＭｇと共存して複合添加して、鋳片組織の微細化の作用効果のため０．００５％以上で添加できる。０．００５％未満では上記の効果はみられず、また０．０３％を超えて添加すると溶接性が劣化したり、Ａｌ自身が強力なフェライト形成元素であるためγ安定化元素を多量に添加する必要性が生じるなどのため、０．０３％以下とする。
【００３１】
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸剤やＣ、Ｎの固定のために単独で添加するほか、ＡｌやＭｇと共存して複合添加することにより、鋳片組織の微細化の作用効果を得るため０．００５％以上で添加できる。０．００５％未満では上記の効果はみられず、過剰に添加するとＮの固定効果は向上するもの価格が高くなることや、Ｔｉ自身が強力なフェライト形成元素であるためγ安定化元素を多量に添加する必要性が生じるなどのため上限は０．０５％である。ローピングの観点からは０．０３％以下とすることが望ましい。
【００３２】
Ｍｇ：本発明において鋳片組織及び熱延組織の微細化に寄与し、γ相の微細分散化を促進するために必要に応じて添加する。添加する場合は、ＡｌまたはＴｉの１種以上との複合添加が必要である。また、０．０００５％以上の添加で鋳片組織の微細化効果が得られるが、０．０２％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０００５〜０．０５％の範囲で添加する。
【００３３】
【実施例】
表１に示す各成分のフェライト系ステンレス鋼をラボの真空溶解にて溶製し、厚み１００mmの５０kg鋼塊を製造した。この後、表２に示す条件で加熱後、粗圧延を５パスで２０mmまで実施し、仕上熱延を２０mmから５〜３mmまで６パスで実施し、そのまま熱延板を８５０〜３５０℃の炉に挿入し１時間保定後炉冷して捲取をシミュレートした。表中の捲取温度は、このシミュレートの保定温度である。この後、硫酸にて酸洗後厚み２．０〜０．４mmまで冷間圧延率を変えて冷延し、その後のローピング高さを評価した。ローピングの評価方法は前述の方法と同様である。その結果を同じく表２に示すが、本発明の製造方法によれば、冷延時のローピング高さが小さく優れた表面特性を得ることができた。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【発明の効果】
本発明の製造方法によれば、鋼成分、熱延時の加熱条件、粗圧延条件（温度、累積圧下率）および捲取温度を組み合わせることにより、熱延板焼鈍省略プロセスにおいても、冷延時のローピングを低減でき、低コストで表面特性を改善したフェライト系ステンレス鋼が提供できる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼製造プロセスにおいて冷延時に発生する微小うねり（ローピング）が小さく表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼はオーステナイト系ステンレス鋼に比べてＮｉ含有量が少なく低価格であるため、厨房器具等をはじめ広く使用されている。特に、このような用途の場合、表面の美麗さが要求され、表面性状が重要な製品特性となる。しかし、フェライト系ステンレス鋼は、成形加工時にリジングと言われる表面凹凸が発生しやすく、リジングを低減することが必要であった。このリジングは、加工時に発生する５〜５０μｍ高さの表面凹凸であって、フェライト系ステンレス鋼のリジングを改善する方法については従来より種々検討されており、例えば、鉄と鋼（７６（１９９０）Ｐ．１５２０）に述べられているように、発生メカニズムについても検討されている。
【０００３】
このように表面特性の改善の観点からは、これまではリジングの低減が重要視されてきた。ところが、最近では表面品位に対する要求がさらに厳しくなるにつれて、フェライト系ステンレス鋼の熱延板を冷延したときに、冷延板の表面に発生する微小なうねりの低減が必要とされるようになった。この微小なうねりは、冷延板の表面に高さ０．２μｍ〜０．５μｍ程度で圧延方向に伸びたうねりであり、リジングに比べると著しく小さいうねりであるが製品の表面特性を決定する重要な要因となっている。この微小うねりは、製品の成形加工時に発生するリジングと区別してローピングと呼ばれている。
【０００４】
また、フェライト系ステンレス鋼の代表的な鋼種であるＳＵＳ４３０鋼は、熱延後に数十時間を必要とする箱焼鈍を実施するなどオーステナイト系ステンレス鋼の代表鋼種であるＳＵＳ３０４より製造性が劣っているのが実情である。このような観点からＳＵＳ４３０の製造プロセスを簡略化するために、熱延板焼鈍の連続焼鈍化技術や熱延板焼鈍省略プロセスについても多く検討されているが、いずれも上記のローピングを改善することを目的としたものはない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
これまではローピングはリジングと同一現象として考えられていたけれども、成形加工時のリジング発生と冷間圧延時のローピングの発生には必ずしも良い対応があるとも言えず、特にリジングは加工率が高くなるとその高さは大きくなるのに対し、ローピング高さは冷延圧下率が高くなるほど小さくなり、リジングと発生挙動が異なるなどローピングの発生メカニズムも明らかになっていないため、ローピングを低減できる製造方法を確立することが必要となった。
【０００６】
しかしながら、ローピング低減のために従来工程に新工程を付加することは、安価なフェライト系ステンレス鋼のメリットを失う可能性が大きい。そこで、最も省工程が進んだ熱延板焼鈍省略プロセスにおいてローピング発生を低減できれば、表面特性が優れたフェライト系ステンレス鋼をさらに安価に提供できることとなる。
【０００７】
従って、本発明の目的は、新たに工程を増加させることなく、熱延板焼鈍プロセスにおいて、耐ローピング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、フェライト系ステンレス鋼の熱延板焼鈍を省略した製造プロセスにおいて、ローピングを低減する方法を種々検討した。その結果、成分、加熱条件、熱延条件、捲取条件の一連のプロセス条件を一貫して制御することによって、熱延板焼鈍を省略したプロセスにおいてもローピングを低減できることを知見した。
【０００９】
すなわち、本発明は、重量％で、
Ｃ：０．０２５〜０．０８０％、Ｎ ：０．００１０〜０．０３５％、
Ｃｒ：１１．０〜２０．０％、 Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．２％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、 Ｂ ：０．００５％超〜０．０５％。
【００１０】
Ｖ：０．００１〜０．５％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下式で示されるγp が２０〜６０％であるフェライト系ステンレス鋼を、熱間圧延に際し加熱温度を１１５０℃以上１３００℃以下にし、粗圧延において１１００℃以上での累積圧下率を４０％以上とし、引き続き仕上げ圧延を実施して捲取温度を６００℃以下とし、以後熱延板焼鈍を実施することなく酸洗し冷延、最終焼鈍を実施することを特徴とする表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法である。
【００１１】
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明者等は、フェライト系ステンレス鋼の冷延時に発生する微小うねり（ローピング）の低減を目的として実験室にて詳細に検討を行った。
本発明者等は、実験室の真空溶解にて１７％Ｃｒを代表成分とするフェライト系ステンレス網の成分を種々変えて５０kg鋼塊を溶製した。この鋼塊を実験室で熱延実験をおこなって３mmの熱延板を製造する際に、加熱条件、粗圧延条件、仕上熱延条件及び捲取条件を変えて、冷延時のローピング発生挙動との関係を調査した。ローピングは、上記熱延板を焼鈍することなく酸洗し、０．４mmまで冷延を行い、冷延方向に対して直角方向に１０mm長さについて粗度計で測定し、うねり高さの最大値を持ってローピング高さとした。この測定を３箇所実施し、その平均値でローピングを評価した。
【００１３】
評価は３箇所のローピング最大高さの平均が０．１５μｍ未満がＡランク、０．１５μｍ以上０．２５μｍ未満がＢランク、０．２５μｍ以上〜０．３５μｍ未満がＣランク、０．３５μｍ以上をＤランクとして評価した。表面品位の点からはＡ，Ｂランクであれば問題となることはない。
【００１４】
この実験結果から、熱延板焼鈍を省略したプロセスでローピングを改善するための検討を行い、下記の事項を知見して本発明を完成させた。
（１）粗圧延時の圧延条件によりγ相の形態及び分布状態が大きく変わり、粗圧延が１１００℃以上で４０％以上の累積圧下を施すことによりγ相は微細分散化する。γ相が微細分散化するほどローピング高さは低減する。
（２）仕上げ圧延後の捲取温度を７５０℃に高温化してフェライト相の再結晶を進行させてもローピングは改善されない。
（３）ローピングの改善には、γp の増加が有効であるが、γp が高すぎると冷延時の耳割れや荷重増が生じるが、捲取を６００℃以下にすることとＢ添加により改善できる。
（４）上記のＢ添加に加え、Ａｌ、Ｔｉの１種以上の添加、さらにはこれとＭｇとの複合添加によりローピングはより一層改善できる。
【００１５】
そして、ローピングを改善するには、粗圧延時に１５％以上のγ相の分散化を促進させることが重要であることが判明した。特に加熱時にはγ相量が少なく粗圧延時にγ相が析出するようにするとローピングが改善できる。
【００１６】
粗圧延時にγ相を１５％以上とするには、本発明の対象とする鋼成分の範囲内において、下式で示されるγp が２０％以上あれば、粗圧延中に必要なγ量が確保できることも明らかとなった。
【００１７】
上記のように成分、加熱条件を満足した上で、さらに粗圧延条件として１１００℃以上での累積圧下率を４０％以上とすることにより、粗圧延時のγ相の分散化が達成できる。１１００℃以上での圧下率を４０％以上としたのは、γ相を粗圧延時または粗圧延後〜仕上げ圧延までの間に微細に分散させるために必要なためであり、これ未満では粒界へのγ析出が主体となるためである。また累積圧下率が４０％を確保できても、γp が２０％未満であったり、１１００℃未満で圧延されるとγ相は分散せず、ローピングを不良とする。１１００℃以上の圧延に関しては、１パスあたりの圧下率が高いほど好ましいが、数パスに分けて実施しても効果がある。また粗圧延中にγ相が１５％未満に減少するような成分系では、熱延中に再結晶が生じやすくなるが、再結晶が生じることによってローピング高さが著しく減少することは認められないことも判明した。
【００１８】
またγp に関しては、γp が高いほどローピングは改善されるが、γp が高すぎると冷延時に耳割れが生じたり、また冷延時の荷重が大きくなり冷延のパス数が多くなったり、薄手化のために中間焼鈍を必要とするなどの工程増加の問題が生じる。この点に関しては、γ相を若干軟質化をさせることが耳割れの防止や冷延時の荷重低減や薄手化を可能とすることを明らかにした。このためにγ相の安定度を低減するために種々検討した結果、Ｂを０．００５％より多量に添加し、かつ捲取時に６００℃以下で捲取を行うことでγ相の軟質化が達成できることが明らかとなった。
【００１９】
捲取温度が６００℃より高くなるとγ相が軟質になりすぎたり、フェライト相と炭化物に分解してしまいローピング性は逆に劣化する。この結果、本発明では冷延前のγ相の軟質化を可能とするために多量のＢを添加し、６００℃以下の捲取によってγp が従来より高くても冷延性が改善でき、かつ耐ローピング特性が優れる鋼鈑が製造可能となった。
【００２０】
しかし、本発明においてもγp が６０％を超えるように成分を規定すると、本発明の熱延板焼鈍省略プロセスでは、冷延時の耳割れやまた冷延時の荷重増大や製品板厚の薄手化が困難となるためγp は６０％以下とする。
【００２１】
本発明では、さらに、熱延段階でγ相を微細に分散させる方法を検討した。特に熱延段階でのγ相を均一微細に分散させる方法として、鋳片〜加熱までの組織変化を詳細に検討した結果、ＡｌまたはＴｉの１種以上の添加、またはそれにＭｇを複合添加することにより鋳片組織が柱状晶主体から等軸晶主体へ変化すると同時に、粒径の微細化が達成され、粗圧延時のγ相の分散化をより一層進めることができ、熱延後の６００℃以下の捲取との組み合わせによってローピングを低減できることが判明した。この場合、Ａｌ及びＴｉ量としてはそれぞれ０．００５％以上で単独でもまた複合でもよく、Ｍｇとしては０．０００５％以上含有されれば効果がある。
【００２２】
上記の関係について成分範囲を広げて検討した結果、上記のローピング低減方法は下記の成分系で成り立つことが判明した。すなわち、本発明を構成するフェライト系ステンレス鋼の成分は、重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０８０％、Ｎ：０．００１０〜０．０３５％、Ｃｒ：１１．０〜２０．０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｂ：０．００５％超〜０．０５％、Ｖ：０．００１〜０．５％、さらに必要に応じて選択元素としてＡｌ：０．００５〜０．０３％およびＴｉ：０．００５〜０．０５％の１種以上、またはこれにさらにＭｇ：０．０００５〜０．０２％を複合含有させる。
【００２３】
以下に上記成分の限定理由について詳しく述べる。
Ｃ：Ｃは耐食性の点では有害であり、特に溶接部の耐食性に悪影響を与えるが、強度およびγ相量を適正に確保するためにはある程度は必要である。γ相の観点からは０．０２５％未満ではγ量が不足し、０．０８０％を超えて添加すると加工性、延性が劣化するためにＣは０．０２５〜０．０８０％とした。
【００２４】
Ｎ：ＮはＣと同様に含有量が少ないほど耐食性、加工性に好ましいが、０．００１０％未満にすることは工業的には困難であり、また本発明鋼においても０．０３５％を超えて添加すると高強度となり加工性が劣化するために、Ｎは０．００１０〜０．０３５％の範囲とする。
【００２５】
Ｃｒ：Ｃｒは本発明のフェライト系ステンレス鋼の主要元素であり、耐食性を確保するためには１１．０％以上添加する必要がある。しかし、２０．０％を超えて添加しても耐食性は向上するが、γ量を確保するためのＣ、Ｎ、Ｍｎ量が増加し加工性や靭性が劣化するのでＣｒの上限は２０．０％とした。
【００２６】
Ｓ：Ｓは延性、靭性等を劣化させ、また耐食性の観点からも有害であるため、０．０１０％以下とする。Ｓは不可避的に含まれる範囲内で少ないほど好ましい。
Ｐ：Ｐは加工性や靭性また耐食性の点でも有害であり、その含有量は少ないほど望ましく０．０４０％以下とする。Ｐは不可避的に含まれる範囲内で少ないほど好ましい。
【００２７】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸元素として添加するが、０．０１％未満では効果が十分ではなく、１．０％を超えて添加してもその効果が飽和するため０．０１〜１．０％の範囲で添加する。
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸剤として使用されるが、０．０１％未満では十分な効果がなく、また１．０％を超えて添加すると脆化を著しく促進させ延性、靭性を劣化させるので０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００２８】
Ｎｉ：Ｎｉはγ相安定化元素として効果があるが、多量に添加するとγ相が著しく安定化し強度が高くなりすぎたり、加工性が劣化するため、０．５％以下（０％は含まず）で添加する。
Ｃｕ：Ｃｕはγ相安定化元素として効果があるが、多量に添加するとＣｕによって強度が著しく上昇するため、０．５％以下（０％は含まず）で添加する。
Ｍｏ：Ｍｏはフェライト相安定化元素として働くが、多量に添加すると強度が上昇し、加工性が劣化するため、０．２％以下（０％は含まず）で添加する。
Ｏ：Ｏは熱延板の靭性を劣化させたり鋳造時のノズル詰まりやキズ発生また熱延板の靭性を劣化の原因となるため、本発明においては０．０１０％以下とした。Ｏは、製鋼技術上許される範囲内で少ないほど好ましい。
【００２９】
Ｂ：Ｂはγ相の軟質化を図るために必須の元素であり、その効果は０．００５％以下では効果がなくγp が高いほど多く添加することが必要である。しかし、０．０５％を超えて添加するとＢ化合物が多量に析出し、加工性や靭性を劣化させるため０．０５％以下で添加する。
Ｖ：Ｖは捲取時にＣやＮを固定し、加工性を改善できるためＣ，Ｎ量に合わせて０．００１〜０．５％の範囲で添加する。
【００３０】
本発明では、必要に応じてＡｌ，Ｔｉの１種以上、またはこれにＭｇを複合添加することができる。
Ａｌ：Ａｌは脱酸剤やＮの固定のために単独添加するほか、ＴｉまたはＭｇと共存して複合添加して、鋳片組織の微細化の作用効果のため０．００５％以上で添加できる。０．００５％未満では上記の効果はみられず、また０．０３％を超えて添加すると溶接性が劣化したり、Ａｌ自身が強力なフェライト形成元素であるためγ安定化元素を多量に添加する必要性が生じるなどのため、０．０３％以下とする。
【００３１】
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸剤やＣ、Ｎの固定のために単独で添加するほか、ＡｌやＭｇと共存して複合添加することにより、鋳片組織の微細化の作用効果を得るため０．００５％以上で添加できる。０．００５％未満では上記の効果はみられず、過剰に添加するとＮの固定効果は向上するもの価格が高くなることや、Ｔｉ自身が強力なフェライト形成元素であるためγ安定化元素を多量に添加する必要性が生じるなどのため上限は０．０５％である。ローピングの観点からは０．０３％以下とすることが望ましい。
【００３２】
Ｍｇ：本発明において鋳片組織及び熱延組織の微細化に寄与し、γ相の微細分散化を促進するために必要に応じて添加する。添加する場合は、ＡｌまたはＴｉの１種以上との複合添加が必要である。また、０．０００５％以上の添加で鋳片組織の微細化効果が得られるが、０．０２％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０００５〜０．０５％の範囲で添加する。
【００３３】
【実施例】
表１に示す各成分のフェライト系ステンレス鋼をラボの真空溶解にて溶製し、厚み１００mmの５０kg鋼塊を製造した。この後、表２に示す条件で加熱後、粗圧延を５パスで２０mmまで実施し、仕上熱延を２０mmから５〜３mmまで６パスで実施し、そのまま熱延板を８５０〜３５０℃の炉に挿入し１時間保定後炉冷して捲取をシミュレートした。表中の捲取温度は、このシミュレートの保定温度である。この後、硫酸にて酸洗後厚み２．０〜０．４mmまで冷間圧延率を変えて冷延し、その後のローピング高さを評価した。ローピングの評価方法は前述の方法と同様である。その結果を同じく表２に示すが、本発明の製造方法によれば、冷延時のローピング高さが小さく優れた表面特性を得ることができた。
【００３４】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明の製造方法によれば、鋼成分、熱延時の加熱条件、粗圧延条件（温度、累積圧下率）および捲取温度を組み合わせることにより、熱延板焼鈍省略プロセスにおいても、冷延時のローピングを低減でき、低コストで表面特性を改善したフェライト系ステンレス鋼が提供できる。
Claims (3)
- 重量％で、
Ｃ：０．０２５〜０．０８０％、
Ｎ：０．００１０〜０．０３５％、
Ｃｒ：１１．０〜２０．０％、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．２％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｂ：０．００５％超〜０．０５％、
Ｖ：０．００１〜０．５％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下式で示されるγp が２０〜６０％であるフェライト系ステンレス鋼を、熱間圧延に際し加熱温度を１１５０℃以上１３００℃以下にし、粗圧延において１１００℃以上での累積圧下率を４０％以上とし、引き続き仕上げ圧延を実施して捲取温度を６００℃以下とし、以後熱延板焼鈍を実施することなく酸洗し冷延、最終焼鈍を実施することを特徴とする表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
- 重量％で、さらにＡｌ：０．００５〜０．０３％およびＴｉ：０．００５〜０．０５％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
- 重量％で、さらにＭｇ：０．０００５〜０．０２％を含有することを特徴とする請求項２記載の表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
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-
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