JP6772085B2 - マルテンサイト系ステンレス鋼熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、特定の金属組織および硬さに調整されたプレス打抜き性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼熱延鋼板に関する。また、その熱延鋼板の製造方法に関する。ここで、「熱延鋼板」とは、熱間圧延を終えて巻き取られたのちに焼鈍を受けていない状態（いわゆる、ａｓ ｈｏｔ）の鋼板を言う。熱延鋼板に対して施す焼鈍を「熱延板焼鈍」と言う。

ＳＵＳ４１０に代表されるマルテンサイト系ステンレス鋼の熱延鋼板は、バッチ式焼鈍炉などで長時間の焼鈍を施した後、冷間圧延工程や部品加工工程に供されるのが一般的である。通常、マルテンサイト系のステンレス鋼種では、熱延鋼板はマルテンサイト組織あるいはマルテンサイト相＋高ひずみフェライト相の組織を呈する。マルテンサイト相は硬質であり、高ひずみフェライト相も再結晶フェライト相と比べ硬質である。長時間の熱延板焼鈍を施してマルテンサイト相をフェライト相＋炭化物に分解して軟質化しなければ、その後の工程に進めることが困難である。

近年、二輪車や自動車のブレーキディスク材としてマルテンサイト系ステンレス鋼板が多く使用されている。ブレーキディスクの製造過程では、板厚が例えば３.０〜６.５ｍｍといった比較的厚い鋼板素材にプレス打抜き加工を施すことが一般的である。熱延鋼板のままでは硬すぎてプレス打抜きが難しい。そのため、長時間の熱延板焼鈍を施して軟質化した状態でブレーキディスクに加工し、その後、焼入れ処理を施す工程が採用されている（特許文献１、２、３）。一方、フェライト系ステンレス鋼を用いてブレーキディスクを製造する技術も知られている（特許文献４）。この場合、熱延鋼板のままでプレス打抜き等の加工を施すことが可能である。ただし、マルテンサイト系ステンレス鋼種と比較して素材が軟質であるため、小型オートバイや作業用車など、制動負荷の小さい用途に適用が制限される。

特開２０１１−２６６３９号公報 特開２０１１−２３６５０４号公報 特開２００３−７３７４３号公報 特開２０１１−２２５９４８号公報

ブレーキディスク部材を作製する際のプレス打抜き加工は、板厚が比較的厚い鋼板に対して行われるため、金型への負荷が大きい。そこで、熱延板焼鈍の条件を工夫してマルテンサイト系ステンレス鋼板からブレーキディスクへの加工性を改善する手法が提案されている（特許文献１、３）。この場合、熱延板焼鈍を施すことにより軟質化した組織が得られる。しかし反面、プレス打抜き端面にはダレが生じやすい。ダレ生成量ができるだけ低減されるように熱延板焼鈍後の組織状態を調整しても、プレス金型の損耗に伴ってダレ生成量が次第に大きくなりやすい。したがって、プレス金型の寿命向上につながる技術の構築が望まれる。また、長時間の熱延板焼鈍は、リードタイムの長期化による生産性の低下や、熱エネルギーの消費量増加によるコストアップを招く要因となっている。

本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼において、熱延板焼鈍を行なくても、プレス打抜き時のダレ生成量が小さく、かつプレス打抜き金型の寿命を向上させることができる熱延鋼板を提供しようというものである。

発明者らの研究によれば、所定の組成範囲にあるマルテンサイト系ステンレス鋼を熱間圧延する際に、オーステナイト単相温度域より低温の、フェライト相が出現する温度域において、圧延による圧下（熱間加工）を付与するとともに、その圧延パス間で十分な保持時間を確保することによって、熱間圧延終了までの間にオーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応を積極的に進行させることができることがわかった。このようにして得られる熱延鋼板は、マルテンサイト系ステンレス鋼の一般的な熱延鋼板と比べ、フェライト相＋炭化物（主としてＭ₂₃Ｃ₆タイプ）の存在比率が高く、熱延板焼鈍を施すことなくブレーキディスク等への加工が十分に可能な程度に軟質である。また、フェライト相は熱延ひずみを蓄えているので、焼鈍後に得られる再結晶フェライト相よりも硬い。この熱延鋼板は、長時間の熱延板焼鈍を経た従来一般的なマルテンサイト系ステンレス鋼板よりも、プレス打抜き時のダレが少なく、かつプレス打抜き金型の寿命延伸にも有効であることが確認された。

上記のような組織状態の熱延鋼板は、仕上熱延において複数パスの圧下を７５０〜８５０℃の範囲で行い、かつ仕上熱延時に材料温度を上記の温度域に調整し続けるという、精度の高い熱延温度管理を行うことによって工業的に製造することが可能である。なお、マルテンサイト系ステンレス鋼の一般的な熱延鋼板に、長時間の熱延板焼鈍を施し、その後、調質圧延を施すことによっても、硬さを所望範囲に調整した鋼板を得ることは可能である。しかしこの場合、鋼板表層の硬さが高くなり、金型寿命の改善は難しい。また、工程追加によるコストアップやリードタイムの長期化といった欠点もある。
本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。

すなわち本発明では、質量％で、Ｃ：０.０３０〜０.１２０％、Ｓｉ：０.１０〜１.００％、Ｍｎ：０.１０〜１.００％、Ｎｉ：０.０１〜０.６０％、Ｃｒ：１１.５０〜１３.５０％、Ｎ：０.００５〜０.０２０％、Ｍｏ：０〜０.３０％、Ｃｕ：０〜１.００％、Ｂ：０〜０.００７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、マルテンサイト相：０〜２５体積％、残部がフェライト相および炭化物である金属組織を有し、板厚方向に平行な断面の平均硬さが１８０〜２５０ＨＶであるステンレス鋼熱延鋼板が提供される。この熱延鋼板の板厚は例えば３.０〜６.５ｍｍとすることができる。この熱延鋼板は、プレス打抜き用として好適である。上記成分元素のうち、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂは任意添加元素である。

上記鋼板の製造方法として、前記の化学組成を有する鋼のスラブを加熱炉にて１１００〜１２４０℃に加熱する工程（スラブ加熱工程）、
前記加熱後のスラブを加熱炉から出して粗圧延機により圧延し、中間スラブとする工程（粗圧延工程）、
前記中間スラブに、７５０〜８５０℃の圧延温度で複数パスの圧延を施すとともに、その初パス圧延開始から最終パス圧延終了までに材料温度が７５０〜８５０℃の範囲にある時間を８分以上とし、最終パス終了後に巻き取ることにより、マルテンサイト相の量が０〜２５体積％であり、板厚方向に平行な断面の平均硬さが１８０〜２５０ＨＶである熱延鋼板を得る工程（仕上熱延工程）、
を有するステンレス鋼熱延鋼板の製造方法が提供される。

前記仕上熱延工程において、総パス数は例えば７〜９パスとすることができ、総圧延率は例えば８２〜９０％とすることができる。
圧延率Ｒ（％）は下記（１）式によって表される。
Ｒ（％）＝（ｈ₀−ｈ₁）／ｈ₀×１００ …（１）
ここで、ｈ₀は圧延前の板厚（ｍｍ）、ｈ₁は圧延後の板厚（ｍｍ）である。例えば仕上熱延工程での総圧延率を求める場合は、ｈ₀には仕上熱延工程の初パス開始前の板厚（ｍｍ）、ｈ₁には仕上熱延工程の最終パス終了後の板厚（ｍｍ）がそれぞれ代入される。

前記仕上熱延工程においては、各圧延パス間で材料を７５０〜８５０℃の炉内に収容する操作を行うことが望ましい。

本発明によれば、プレス打抜き性に優れ、かつプレス打抜き金型の寿命延伸にも有効なマルテンサイト系ステンレス鋼の熱延鋼板が実現可能となった。この鋼板は二輪車等のブレーキディスク材として好適である。熱延板焼鈍を省略できるので、製造工程簡略化の面でのコスト低減効果も大きい。

本発明に従う熱延鋼板についてＬ断面の金属組織を例示する光学顕微鏡写真。 図１の視野について画像処理を行い、マルテンサイト相の部分を白で表した２値化画像。

〔化学組成〕
本明細書において、鋼の化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。

Ｃは、オーステナイト生成元素であり、熱延後のマルテンサイト相率および硬さを左右する重要な元素である。Ｃ含有量が少なすぎると、後述の熱間圧延条件によって所定の硬さの熱延鋼板を安定して得ることが難しくなる。また、部品加工後に焼入れ処理を施して作製したマルテンサイト組織主体の鋼材において強度が不十分となる。検討の結果、Ｃ含有量は０.０３０％以上とする必要があり、０.０５０％を超えるＣ含有量を確保することがより好ましい。一方、Ｃ含有量が多すぎると、熱間圧延中にオーステナイト相の分解が遅くなり、熱延鋼板中のマルテンサイト量を安定して２５体積％以下に抑えることが難しくなる。その場合、プレス打抜き金型への負荷が増大する要因となる。検討の結果、Ｃ含有量は０.１２０％以下に制限される。

Ｓｉは、脱酸作用を有する元素であるが、多量に含有すると加工性、靱性が低下する。一方、過度の低Ｓｉ化は精錬コストの増大に繋がる。Ｓｉ含有量は０.１０〜１.００％とすることが望ましく、０.２０〜０.５０％の範囲がより好ましい。

Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、熱延鋼板のマルテンサイト量を０〜２７体積％にコントロールするためには、Ｍｎ含有量を０.１０〜１.００％とすることが望ましく、０.５０〜１.００％の範囲がより好ましい。

Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、熱間圧延中のフェライト結晶粒粗大化防止のために有効である。また、靱性や耐食性の向上にも有効である。これらの作用を発揮させるためには０.０１％以上のＮｉ含有量を確保することが望ましく、０.０５％以上とすることがより好ましい。ただし、過剰なＮｉ含有は原料コストの増大に繋がるので、Ｎｉ含有量は０.６０％以下とする。０.３０％以下の範囲に管理してもよい。

Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を確保するために必要な元素である。ここでは、マルテンサイト変態を利用した部品の強度確保に好適なＣｒ含有量範囲で、耐食性およびコストを考慮し、Ｃｒ含有量が１１.５０〜１３.５０％である鋼を対象とする。

Ｎは、オーステナイト生成元素であり、過剰に含有すると熱延鋼板のマルテンサイト量を安定して２７体積％以下にコントロールすることが難しくなる。検討の結果、Ｎ含有量は０.００５〜０.０２０％の範囲に制限される。

Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性改善に有効であり、マルテンサイト変態を利用する鋼種では焼入れ性の向上にも有効である。そのため必要に応じてＭｏを添加することができる。上記の作用を十分に発揮させるためには０.０１％以上のＭｏ含有量を確保することがより効果的である。過剰のＭｏ含有は加工性低下、原料コスト増大を招く。Ｍｏを添加する場合は０.３０％以下の範囲で行う。

Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、熱延鋼板のマルテンサイト量を制御するために必要に応じて添加することができる。ただし、過剰のＣｕ含有は耐食性や加工性の低下を招く要因となる。Ｃｕを添加する場合は０.０１％以上の添加量とすることがより効果的であるが、１.００％以下の含有量に制限される。

Ｂは、熱間加工性および焼入れ性の改善に有効であることから、必要に応じて添加することができる。その場合、Ｂ含有量は０.０００５％以上とすることがより効果的である。過剰のＢ含有は加工性および溶接性を低下する要因となる場合がある。Ｂを添加する場合は０.００７％以下の含有量範囲とする。

その他、不純物であるＰは０.０４０％以下、Ｓは０.００５％以下の含有量であることが好ましい。

〔金属組織および硬さ〕
マルテンサイト系ステンレス鋼板は、一般的には、部品加工前には十分に焼鈍された軟質な再結晶フェライト相が主体の組織であることが望まれる場合が多い。マルテンサイト相が存在する組織は硬質であり、加工性が悪いからである。しかしながら、二輪車や自動車のブレーキディスク材など、加工度の大きい曲げ加工や張り出し加工をあまり伴わず、プレス打抜き加工が中心の工程で製造する部品の用途では、加工ひずみを有する比較的硬質なフェライト相主体の組織や、ある程度のマルテンサイト相が存在する組織であっても加工は可能である。むしろ、プレス打抜き加工においては、適度に硬い鋼板である方が、軟質な再結晶フェライト相組織の鋼板よりも「ダレ」の生成量が少なく打抜き端面の形状が良好であることがわかった。本明細書では、プレス打抜きに供したときに、ダレの生成が少なく良好な端面形状が得られる鋼板素材の性能を「プレス打抜き性」と呼んでいる。適正なクリアランスで打抜き加工を施したとき、ダレの生成量が小さい鋼板素材ほどプレス打抜き性は良好であると評価できる。プレス打抜き性が悪い鋼板を素材に使用すると、用途によってはプレス打抜き端面を研磨等により入念に手入れする必要が生じ、また部品の寸法精度も一般に悪くなる。

プレス打抜き性の向上には鋼板が硬質であることが有利となる。一方、過剰に硬質であると打抜き金型への負荷が増大し、金型寿命の短縮を招く。発明者らの研究によれば、マトリックス（炭化物や介在物を除いた金属素地）がフェライト単相組織、あるいはフェライト相＋マルテンサイト相の混合組織であるステンレス鋼の熱延鋼板において、プレス打抜き性とプレス金型寿命の両方を同時に改善するためには、板厚方向に平行な断面の平均硬さが１８０〜２５０ＨＶに調整されていることが極めて有効である。

熱延鋼板の硬さを調整する手法として、ここでは熱延ひずみの蓄積による加工硬化を利用する。また、マルテンサイト相を適度に存在させることも硬さの調整に有効である。同じ化学組成のマルテンサイト系ステンレス鋼であっても、熱履歴や加工履歴によって、熱延鋼板のマルテンサイト量は変動する。例えば、熱間圧延中にオーステナイト相からフェライト相＋炭化物への分解反応が完了するような条件で熱間圧延を行った場合には、マルテンサイト相の存在が確認できない熱延鋼板（マルテンサイト量：０％）を得ることもできる。マルテンサイト量が０％である熱延鋼板の場合は、もっぱら熱延ひずみが蓄積されている未再結晶フェライト相の存在が硬さの確保を担う。マルテンサイト相が存在する場合は、熱延ひずみの蓄積に加え、フェライト相よりも硬質なマルテンサイト相の存在自体も硬さの確保に寄与する。ただし、マルテンサイト量が多くなりすぎると、プレス打抜き金型の寿命延伸に悪影響を及ぼすようになる。種々検討の結果、マルテンサイト相の体積割合が０〜２５％である組織とし、かつ断面の平均硬さを１８０〜２５０ＨＶに調整することによって、プレス打抜き性と、金型寿命の同時改善が可能となる。

マトリックスは、フェライト相、またはフェライト相とマルテンサイト相からなる。マルテンサイト量は、化学エッチングしたＬ断面の金属組織を光学顕微鏡で観察することによって定めることができる。硬さの測定はＪＩＳ Ｚ２２４４：２００９に従う方法にて、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）内の板厚中央付近に無作為に選択した位置について合計５箇所以上の測定を行い、その測定値の加算平均によって定めることができる。

〔製造方法〕
上記の金属組織および断面硬さを有する熱延鋼板は、オーステナイト単相温度域より低温の、フェライト相が出現する温度域において、特に材料温度が７５０℃以上８５０℃以下の範囲にある時間を十分に長く維持しながら熱間圧延を行うことによって製造することができる。具体的な製造方法を以下に開示する。

（溶製工程）
上述の化学組成を有する鋼のスラブを一般的な手法で溶製する。スラブは連続鋳造スラブの他、造塊法によって作製したものを適用してもよい。スラブ厚さは例えば１８０〜２６０ｍｍとすればよい。

（スラブ加熱工程）
上記のスラブを加熱炉にて１１００〜１２４０℃に加熱する。このスラブ加熱においては、オーステナイト単相温度域より高温で保持することにより、フェライト相＋オーステナイト相の２相共存状態とすることが望ましい。後述の粗圧延温度域はオーステナイト単相温度域に掛かるが、スラブ加熱時にフェライト相が共存する状態としておけば粗圧延時にもフェライト相の共存状態が維持され、その後の仕上熱延ではフェライト相の存在量がさらに多い状態となり、オーステナイト相からフェライト相＋炭化物（Ｍ₂₃Ｃ₆）への分解反応が一層進行しやすくなる。スラブ加熱温度が１１００℃を下回るとオーステナイト相と共存するフェライト相の量が減少し、仕上熱延においてオーステナイト相の分解反応を十分に進行させることが難しくなる。スラブ加熱温度が高いとフェライト相の量が増大し分解反応は促進されるが、過剰な高温保持は不経済である。ここでは１２４０℃以下とする。１１００〜１２４０℃での保持時間（スラブ表面温度が前記範囲にある時間）は例えば１.０〜５.０時間の範囲で設定すればよい。保持時間が１.０時間未満ではスラブに十分な熱量を付与することが難しい場合があり、その場合は熱延不良となる。保持時間が５.０時間を超えると脱炭が進むことによって、場合によってはマルテンサイト系ステンレス鋼としての特性が得られない恐れがある。上記温度での保持時間は２.０〜３.５時間の範囲とすることがより好ましい。

（粗圧延工程）
前記加熱後のスラブを加熱炉から出して粗圧延機により１パス以上の圧延を行い、仕上熱延工程へ進めるための中間スラブを得る。本明細書では、この中間スラブを得るための熱間圧延を粗圧延と呼んでいる。中間スラブの板厚は、例えば１５〜３５ｍｍの範囲で設定することができ、２０〜３１ｍｍの範囲とすることがより好ましい。粗圧延温度は８００℃以上とすることが好ましく、８５０℃以上がより好ましい。粗圧延終了時の中間スラブの温度が低下しすぎると、後述の仕上熱延の初パスを７５０℃以上の温度で行うことが難しくなる場合がある。粗圧延率（粗圧延工程の初パスから最終パスまでの総圧延率）は例えば８２〜９５％の範囲とすればよい。また、粗圧延の各圧延パスにおける圧下率（その１パスでの圧延率）は例えば２０〜３５％とすることが効率的である。

（仕上熱延工程）
前記中間スラブに、可逆式の熱間圧延機を用いて初パスから最終パスまで７５０〜８５０℃の圧延温度で複数パスの圧延を施して、熱延鋼板を得る。本明細書では、この中間スラブから熱延鋼板を得るための熱間圧延を仕上熱延と呼んでいる。この仕上熱延工程では、仕上熱延の初パス圧延開始から最終パス圧延終了までに材料温度が７５０〜８５０℃の範囲にある時間を８分以上確保することが重要である。

７５０〜８５０℃の温度域は、上述の化学組成を有する鋼の場合、温度が低下するに伴ってオーステナイト相よりもフェライト相の安定度が増してくる温度域である。熱力学的には、この温度域で長時間保持するとオーステナイト相の一部がフェライト相とＭ₂₃Ｃ₆タイプ（ＭはＣｒなどの金属元素）の炭化物に分解する。一般的な仕上圧延では、そのようなオーステナイト相の分解が進行する時間的余裕がないため、通常は多くのオーステナイト相が存在するままＭｓ点以下の温度に冷却され、熱延鋼板は硬質なマルテンサイト相が多量に存在する組織となる。ところが、発明者らの研究によれば、スラブ加熱時に高温で生じたフェライト相が共存する状態で７５０〜８５０℃の温度域まで降温して、当該温度域で熱間圧延による複数パスの圧下を施し、かつそれらのパス間で加熱保持を行う手法で仕上熱延を行うと、オーステナイト相からフェライト相＋炭化物への分解が短時間で進行する。そして、表層部よりもむしろ板厚中央部に多くのひずみが蓄積され、しかもその温度域で残存するオーステナイト相よりもフェライト相の方にひずみが集中するという特異なひずみ分布を有する熱延鋼板が得られることがわかった。これは、上記の化学組成を満たす鋼に、本明細書で開示する条件での仕上熱延を施すことによって生じる特異な現象であると考えられる。この現象を利用すると、微細に分散した固溶Ｃ量の少ない軟質化されたマルテンサイト相と、熱延ひずみにより加工硬化したフェライト相の混合組織からなるマトリックス（金属素地）を有する熱延鋼板を得ることができるのである。

種々検討の結果、仕上熱延の初パス圧延開始から最終パス圧延終了までに材料温度が７５０〜８５０℃の範囲にある時間ｔ_750-850を８分以上確保すればよいことがわかった。１２分以上確保することがより好ましい。ただし、生産性の観点から、上記時間ｔ_750-850は通常３０分以内の範囲でコントロールすればよい。仕上熱延の初パス圧延開始から最終パス圧延終了までに材料温度が８５０℃を超えるとマルテンサイト量２５体積％以下の熱延鋼板を安定して得ることが難しくなる。また、仕上熱延の初パスから最終パスまでのいずれかの圧延パス温度が７５０℃を下回ると、仕上熱延中の動的回復による軟質化が起こりにくくなり、断面硬さ２５０ＨＶ以下の熱延鋼板を安定して得ることが難しくなる。

仕上熱延工程での各パスの圧延温度は、ワークロールに噛み込まれる直前の鋼板表面温度によって表される。仕上熱延工程での圧延の総パス数は例えば７〜９パスとすることができ、総圧延率は例えば８２〜９０％とすることがより好ましい。最終パス終了後は通常の手法でコイル状に巻き取ればよい。熱延鋼板の板厚は例えば３.０〜６.５ｍｍとすることができる。

以上の仕上熱延工程によって、マルテンサイト相：０〜２５体積％、残部が熱延ひずみを有するフェライト相およびＭ₂₃Ｃ₆を主体とする炭化物である金属組織を有し、板厚方向に平行な断面の平均硬さが１８０〜２５０ＨＶであるステンレス鋼熱延鋼板を得ることが可能である。

得られた熱延鋼板は、熱延板焼鈍を施すことなく、プレス打ち抜き等の部品加工に供することができる。所定形状に加工された部品は、強靱なマルテンサイト組織とするための焼入れ処理を経て、ブレーキディスク等の各種用途に適用される。

《実施例１》
表１に示す鋼を溶製し、厚さ約２００ｍｍの連続鋳造スラブを得た。スラブを加熱炉に入れて１１７０℃×３.０時間のスラブ加熱を施した後、炉から出して、粗圧延機により９パスの粗圧延を施し、板厚３０ｍｍの中間スラブとした。粗圧延の最終パス圧延温度は７５０〜８５０℃の範囲であった。得られた中間スラブを直ちに仕上熱間圧延設備に搬送して、仕上熱間圧延を施した。使用した熱間圧延機は、コイラーファーネスを有する可逆式熱間圧延機であり、仕上熱延の総パス数は９パスとし、各圧延パスの間で８００℃に設定したコイラーファーネスによる加熱を行った。初パス圧延開始から最終パス圧延終了までの所要時間はいずれの例も１０分とした。初パス圧延開始から最終パス圧延終了までに材料温度が７５０〜８５０℃の範囲にある時間は、いずれの例も、鋼帯長手方向の全ての部位で「８分以上」の条件を満たしている。最終パスを終えた鋼板は巻き取って、コイル状の熱延鋼板を得た。熱延鋼板の板厚は５ｍｍとした。スラブ加熱、粗圧延、および仕上圧延の条件は、いずれも上述の本発明規定を満たす適正条件に相当する。

上記の方法で得られた熱延鋼板に酸洗を施した板厚５ｍｍの材料（熱延板焼鈍は施していない。）を供試材として、以下の方法で硬さ測定、組織観察、打抜き試験を行った。

〔硬さ測定〕
ＪＩＳ Ｚ２２４４：２００９に従う方法にて、圧延方向と板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）内の板厚中央付近に無作為に選択した位置について、ＨＶ３０（試験力２９４.２Ｎ）で合計５箇所以上の硬さ測定を行い、その測定値の平均値を当該供試材のＬ断面硬さとした。

〔組織観察〕
研磨したＬ断面について、フッ酸、硝酸、グリセリンの混合比を１：１：５としたエッチング液にて化学エッチングを施し、光学顕微鏡観察を行った。上記エッチングにより、細かい結晶が密集したマルテンサイト組織の部分は比較的黒く現れ、フェライト相は比較的白く現れ、炭化物は黒く現れるので、各相の判別が可能である。光学顕微鏡写真を画像処理することにより、マルテンサイト相の面積割合を求めた。Ｌ断面内に無作為に選択した重複しない複数の視野にて合計０.２ｍｍ²以上の領域を観察し、観察した視野の総面積に占めるマルテンサイト相の合計面積の割合を算出し、これをマルテンサイト相の体積率とした。

図１に、後述の例Ｎｏ.５で得られた熱延鋼板についてＬ断面の光学顕微鏡写真を例示する。図２に、図１の視野について画像処理を行い、マルテンサイト相の部分とそれ以外の部分を２値化して区別した画像を例示する。この例では、マルテンサイト相の部分を白で表示してある。

〔打抜き試験〕
表２に示す条件でプレス打抜き試験を行って、直径１８ｍｍの円板を打ち抜いた。

メンテナンスした新品の金型（以下「初期状態の金型」という）を用いて打ち抜いたサンプルについて、ダレ生成量（ダレの板厚方向最大長さ）を測定し、当該供試材のプレス打抜き性を評価した。この試験条件においてダレ生成量が０.３ｍｍ以下であれば、ブレーキディスク等への部品加工において、プレス打抜き後の研磨工程への負荷が小さく、良好なプレス打抜き性を有していると判断できる。したがって、打抜き性評価として、ダレ生成量が０.３ｍｍ以下のものを○（プレス打抜き性；良好）、０.３ｍｍを超えるものを×（プレス打抜き性；不良）と判定した。また、打抜き性が悪かった一部の供試材を除いた各供試材について、表２の条件で初期状態の金型を用いて連続１万回のプレス打抜きを開始し、１万回目の打抜きを行って得られたサンプルについて上記と同様のダレ生成量を測定した。この１万回目のダレ生成量が０.３ｍｍ以下である供試材は、金型の寿命延伸に有効な材質を有していると判断できる。したがって、金型寿命として、１万回目のダレ生成量が０.３ｍｍ以下であるものを○（金型寿命の延伸効果；十分）、１万回目のダレ生成量が０.３ｍｍを超えるものを×（金型寿命の延伸効果；不十分）と判定した。
これらの結果を表３に示す。

いずれの例も、マトリックス（炭化物を除いた金属素地）は、フェライト相、またはフェライト相とマルテンサイト相からなる（後述表４、表５において同じ）。
本発明例では、仕上熱延工程でオーステナイト相の分解反応を十分に進行させることができ、マルテンサイト量が２５体積％以下に抑えられ、かつ断面硬さが１８０〜２５０ＨＶである熱延鋼板が実現できた。これらの熱延鋼板は、プレス打抜き性が良好であり、かつ金型寿命の延伸効果も認められた。

これに対し、比較例であるＮｏ.２１は鋼のＣ含有量が少なすぎたので、マルテンサイト量が不足し、軟質な再結晶フェライト相主体の熱延鋼板が得られた。そのため、初期状態の金型を用いたプレス打抜きでダレ生成量が０.８ｍｍと非常に大きく、プレス打抜き性に劣った。Ｎｏ.２２は鋼のＣ含有量が多すぎたので、マルテンサイト量が過剰となり、硬質の熱延鋼板が得られた。そのため、初期状態の金型を用いたプレス打抜きでのダレ生成量は０.１ｍｍと良好であったものの、打抜き金型への負荷が大きく、打抜き金型寿命の延伸効果に劣った。

《実施例２》
表１に示した発明対象鋼ＡおよびＣのスラブを用いて、スラブ加熱温度を表４中に記載の温度としたことを除き、実施例１と同様の方法で板厚５ｍｍの熱延鋼板を得た。これらについて、実施例１と同様の方法で硬さ測定、組織観察、打抜き試験を行った。
結果を表４に示す。

本発明例のものは実施例１と同様に、プレス打抜き性が良好であり、かつ金型寿命の延伸効果が認められた。Ｎｏ.３１、３２の例でマルテンサイト相が０％であるにもかかわらずＨＶ１８０以上の硬さレベルが実現できているのは、マトリックスのフェライト相が熱延ひずみにより加工硬化しているからである。

一方、比較例であるＮｏ.３４、３８は、スラブ加熱温度が低すぎたのでスラブ加熱直後のオーステナイト相の量が多くなり、仕上熱延でのオーステナイト相の分解が困難となった。その結果、マルテンサイト量の存在量が多くなりすぎ、硬質化によって金型寿命の延伸効果に劣った。

《実施例３》
表１に示した発明対象鋼ＡおよびＣのスラブを用いて、仕上熱延条件を表５中に記載の条件としたことを除き、実施例１と同様の方法で板厚５ｍｍの熱延鋼板を得た。表５中の「パス間加熱時間」はコイラーファーネスの設定温度、「トータル所要時間」は仕上熱延の初パス圧延開始から最終パス圧延終了までの時間である。また、表１の鋼Ａと同様の化学組成を有する鋼について、６スタンドのミルを有する従来一般的な連続熱間圧延ラインにて、常法により熱延鋼板を作製し、その熱延鋼板、およびそれに７５０℃×２４時間の熱延板焼鈍を施した焼鈍鋼板のサンプルを用意した（例Ｎｏ.６３、６４）。これらについて、実施例１と同様の方法で硬さ測定、組織観察、打抜き試験を行った。
結果を表５に示す。

本発明例のものは実施例１と同様に、プレス打抜き性が良好であり、かつ金型寿命の延伸効果が認められた。
これに対し、比較例であるＮｏ.５４、６０は仕上熱延工程において初パス圧延開始から最終パス圧延終了までに材料温度が７５０〜８５０℃の範囲にある時間が短すぎたので、仕上熱延においてオーステナイト相の分解反応が不完全のまま冷却された。その結果、マルテンサイト量の存在量が多くなりすぎ、硬質化によって金型寿命の延伸効果に劣った。Ｎｏ.５６、６２は仕上熱延でのパス間加熱温度が低かったので、仕上熱延中の温度低下による熱量不足により動的回復が不十分となり、板が硬質化した。そのため、コイラーファーネスへの巻取負荷が過大となり、コイラーファーネスを用いた仕上熱延の継続が困難であると判断されたので、仕上熱延を途中で中止した。Ｎｏ.６３は従来一般的なマルテンサイト系ステンレス鋼熱延鋼板（ａｓ ｈｏｔ材）である。熱間圧延中にはオーステナイト相の分解反応が進行する時間的余裕がないため、Ｎｏ.５４、６０と同様にマルテンサイト量の存在量が多くなりすぎ、硬質化によって金型寿命の延伸効果に劣った。Ｎｏ.６４は、Ｎｏ.６３の熱延鋼板にベル型焼鈍炉で長時間の熱延板焼鈍を施した、従来一般的なマルテンサイト系ステンレス鋼の焼鈍鋼板である。長時間の熱延板焼鈍により、熱間圧延時に生じたマルテンサイト相は熱延板焼鈍により全てフェライト＋炭化物に分解し、熱延ひずみも完全に除去されて、マトリックスは再結晶フェライト単相組織となった。非常に軟質であるため、プレス打抜き性が悪かった。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０.０３０〜０.１２０％、Ｓｉ：０.１０〜１.００％、Ｍｎ：０.１０〜１.００％、Ｎｉ：０.０１〜０.６０％、Ｃｒ：１１.５０〜１３.５０％、Ｎ：０.００５〜０.０２０％、Ｍｏ：０〜０.３０％、Ｃｕ：０.０３〜０.８０％、Ｂ：０〜０.００７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、マルテンサイト相：０〜２５体積％、残部がフェライト相および炭化物である金属組織を有し、板厚方向に平行な断面の平均硬さが１８０〜２５０ＨＶであるステンレス鋼熱延鋼板。
2. 板厚が３.０〜６.５ｍｍである請求項１に記載の鋼板。
3. プレス打抜き加工用である請求項１または２に記載の鋼板。
4. 質量％で、Ｃ：０.０３０〜０.１２０％、Ｓｉ：０.１０〜１.００％、Ｍｎ：０.１０〜１.００％、Ｎｉ：０.０１〜０.６０％、Ｃｒ：１１.５０〜１３.５０％、Ｎ：０.００５〜０.０２０％、Ｍｏ：０〜０.３０％、Ｃｕ：０.０３〜０.８０％、Ｂ：０〜０.００７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼のスラブを加熱炉にて１１００〜１２４０℃に加熱する工程（スラブ加熱工程）、
   前記加熱後のスラブを加熱炉から出して粗圧延機により圧延し、中間スラブとする工程（粗圧延工程）、
   前記中間スラブに、７５０〜８５０℃の圧延温度で複数パスの圧延を施すとともに、その初パス圧延開始から最終パス圧延終了までに材料温度が７５０〜８５０℃の範囲にある時間を８分以上とし、最終パス終了後に巻き取ることにより、マルテンサイト相の量が０〜２５体積％、残部がフェライト相および炭化物である金属組織を有し、板厚方向に平行な断面の平均硬さが１８０〜２５０ＨＶである熱延鋼板を得る工程（仕上熱延工程）、
   を有するステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
5. 前記仕上熱延工程において、総パス数を７〜９パスとし、総圧延率を８２〜９０％とする、請求項４に記載のステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
6. 前記仕上熱延工程において、可逆式の熱間圧延機を用い、各圧延パス間で材料を７５０〜８５０℃の炉内に収容する操作を行う、請求項４または５に記載のステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。