JPH01172524A - 耐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野］ 本発明は、耐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロ
ムステンレス鋼帯の新規な工業的製造方法に関し、高強
度とともに優れた耐食性が必要とされ、且つプレス成形
などの加工が施される成形用素材としての高延性高強度
ステンレス鋼帯の製造法を提供するものである。

〔この分野の背景〕

クロムを主合金成分として含有するクロムステンレス鋼
にはマルテンサイト系ステンレス鋼とフェライト系ステ
ンレス鋼とがある。いずれも、クロムおよびニッケルを
主合金成分として含有するオーステナイト系ステンレス
鋼に比べて安価であり、そして強磁性を有し熱膨張係数
が小さいなどの物性面でオーステナイト系ステンレス鋼
には見られない特徴を有するので、単に経済的な理由の
みならず特性面からクロムステンレス鋼に限定される用
途も多い。特に近年の電子機器や精密機械部品などの分
野では、その需要拡大にともなってクロムステンレス鋼
板を使用する用途において加工成品の高機能化、小型化
、一体化、高精度化並びに加工工程の簡略化に対する要
求が益々厳しくなってきていることは周知のとおりであ
る。このために、ステンレス鋼本来の耐食性や上述のク
ロムステンレス鋼の特質に加えて、クロムステンレス鋼
板の素材面では、−層の強度、加工性および精度が必要
とされる。したがって、高強度と高延性という相反する
特性を兼備した鋼板素材であって素材鋼板時点で形状や
板厚精度に優れたもの。

そして加工後の形状精度に優れるといった緒特性を合わ
せもつクロムステンレス鋼板素材の出現が強く待たれて
いる。

〔従来の技術］ 従来のクロムステンレス鋼板素材について３強度の観点
から見ると、先ずマルテンサイト系ステンレス鋼が高強
度を有するクロムステンレス鋼板として良く知られてい
る。例えばＪＩＳ　Ｇ　４３０５の冷間圧延ステンレス
鋼板にはマルテンサイト系ステンレス鋼として７種の鋼
が規定されている。これらのマルテンサイト系ステンレ
ス鋼板は、Ｃが０．０８％以下（５０５４１０５）から
０．６０〜０．７５％（Ｓ［ｌ５４４０Ａ）であり、フ
ェライト系ステンレス鋼に比べて同一〇ｒｌレベルで見
ると、高いＣを含有し、焼入れ処理または焼入れ焼もど
し処理により高強度を付与することができる０例えば、
このＪＩＳ　Ｇ　４３０５において、　０．２６〜０．
４０％のＣおよび１２．００〜１４．００％のＣｒを含
有する５ＵＳ４２０Ｊ２では、　９８０〜１０４０℃が
らの急冷による焼入れ後、１５０〜４００℃空冷の焼も
どしにより　ＨＲＣ４０以上の硬さが得られることが、
そして、　０．６０〜０．７５％のＣおよび１６．００
〜１８．００％のＣｒを含有する５ＵＳ４４０八では、
　１０１０〜１０７０℃がらの急冷による焼入れ後、１
５０〜４００℃空冷の焼もどしにより、同じ＜ｌ１ｌｌ
Ｃ４０以上の硬さが得られることが示されている。

一方、クロムステンレス鋼であるフェライト系ステンレ
ス鋼板では熱処理による硬化があまり期待できないので
２強度を上昇させる方法としては焼なまし後、さらに冷
間で調質圧延を行って加工硬化による強度上昇を図るこ
とが行われている。

しかし、フェライト系ステンレス鋼は元来が高強度を必
要とする用途にはあまり供されてはいないのが実状であ
る。

〔発明が解決しようとする問題点〕

マルテンサイト系ステンレス鋼板では、焼入れまたは焼
入れ一焼もどし処理後の組織はその名称のごとく基本的
にはマルテンサイト組織であり。

非常に高い強度および硬さが得られる反面、伸びは非常
に低い。そのため、焼入れまたは焼入れ焼もどし処理を
施したのではその後の加工が困難となる。特にプレス成
形などの加工は焼入れまたは焼入れ焼もどし後では不可
能である。したがって加工が施される場合には焼入れま
たは焼入れ焼もどし前に施される。すなわち、素材メー
カーからは焼なましだ状態、つまり、　ＪＩＳ　Ｇ　４
３０５の表１６にも示されるように強度および硬さの低
い軟質な状態で出荷され、加工メーカーにおいて所望の
最終成品にほぼ近い形状に加工された後、焼入れまたは
焼入れ焼もどし処理を施すのが通常である。この焼入れ
または焼入れ焼もどし処理を施すことにより生成する表
面の酸化皮膜（スケール）は表面の美麗さが重要視され
るステンレス鋼では好ましくない場合が多く、その対策
として真空もしくは不活性ガス雰囲気による熱処理を施
したり、熱処理後に研磨などによりスケールを除去する
などの工程が必要となる。いずれにしても、マルテンサ
イト系ステンレス鋼板では高強度を得るためには加工メ
ーカーでの熱処理工程が不可欠であるという加工メーカ
ー側での負担増があり５またこのために最終製品のコス
トアンプは避けられないという問題があった。

一方、フェライト系ステンレス鋼板を調質圧延により強
度を上昇させた場合には、伸びの低下が著しくなって強
度−延性バランスが悪くなる結果。

加工性に劣ることになる。そして、Ｉｆｆ圧延による強
度上昇の程度は引張強さよりも耐力の方が著しく高い。

このために高圧延率になると耐力と引張強さの差が小さ
くなり、降伏比（＝耐力／引張強さ）が１に近くなって
材料の塑性加工域が非常に狭くなると共に１耐力が高い
とスプリングバックが大きくなってプレス加工などの後
の形状性が悪くなる。さらに調質圧延材は強度および伸
びの面内異方性が非常に大きく、軽度のプレス加工など
でも加工後の形状が悪くなる。また、圧延による加工歪
みは板の表面に近いほど大きいという特徴があるため、
調質圧延材では板厚方向のひずみ分布が不均一になるこ
とが避けられない。これは残留応力の板厚方向の不均一
分布をもたらし、特に極薄鋼板では打抜き加工やフォト
エツチング処理による穴あけ加工後に板の反りなどの形
状変化を生ずる場合があり、電子部品などの高ネｈ度が
必要とされる用途では大きな問題となる。

以上の材質特性面での問題のみならず、３ＪｉＩ質圧延
材はその製造性においても多（の問題を抱えている。先
ず強度の制御について見ると、調質圧延は冷間圧延によ
る加工硬化を利用しているため圧延率が強度を決定する
最も重要な因子である。したがって、成品として板厚精
度に優れ且つ目標の強度レベルを精度よく安定して得る
ためには、圧延率の厳密な制御、具体的には調質圧延前
の初期板厚の厳密な管理が非常に重要であることに加え
て、調質圧延前の素材の強度レベルの管理が必要となる
。また形状制御の面では、いわゆるスキンパス圧延やテ
ンパーローリングと呼ばれる形状修正を目的とした高々
２〜３％の軽圧延率の調質圧延とは異なり、高強度化を
目的とする１１質圧延では圧延率が数十パーセントにも
およぶ実質的な冷間圧延であるため、冷延ままで形状性
に優れた調帯を得ることは困難である。このため、形状
修正を目的として材料の回復・再結晶温度域よりも低く
軟化しない温度域に加熱し、応力除去処理を必要とする
場合がある。このように調質圧延材は製造性においても
数々の問題がある。

以上の調質圧延に起因する問題のみならず、フェライト
系ステンレス鋼板では本質的な欠点とも言えるリジング
の問題がある。リジングは通常。

フェライト系ステンレス鋼の冷延焼鈍板にプレス成形な
どの加工を施した際に生ずる表面欠陥の一種であるが、
冷間圧延後においても一般に冷延リジングと呼ばれるリ
ジングを発生する場合があり。

表面の粗度が重視される用途ではやはり大きな問題とな
る。

〔問題点を解決する手段〕

前述のような問題は、適度な高強度を有し且つ所望の形
状に加工し得る良好な延性および加工性を具備し、異方
性が小さくリジング発生のないクロムステンレス鋼材料
が素材メーカー側で鋼板または鋼帯の形で提供できれば
解決し得る。そこで本発明者らはこの解決を目的として
化学成分並びに製造条件の両面からクロムステンレス鋼
について広範な研究を続けて来た。その結果、鋼成分を
適正に制御し、さらに製造条件として、熱間圧延のあと
、更に必要に応じての熱延板焼鈍を行ったあと、中間焼
鈍を施さない１回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挾む２
回以上の冷間圧延を行って製品板厚の冷延鋼帯を製造し
、この冷延鋼帯を、従来のフェライト単相域温度での仕
上焼鈍つまり鋼板または鋼帯成品に施す焼なまし処理で
はなく。

適正なフェライト＋オーステナイトニ相域への加熱とそ
の後の２．冷処理からなる特定条件下での連続仕上熱処
理を施すならば、実質的に軟質なフェライト相と硬質な
マルテンサイト相が均一に混在した複相組織とすること
ができ、前記・の問題点の実質上すべてが解決できると
いう素晴らしい成果を得ることができた。かくして本発
明は。

重量％において。

ｃ：ｏ、ｔｓ％以下。

Ｓ　ｉ　：　２．０％以下。

Ｍｎ：４．０％以下。

Ｐ　：　０．０４０％以下。

Ｓ　：　０．０１０％以下。

Ｎ　ｉ　：　４．０％以下。

Ｃｒ　：　１０．０以上２０．０％以下。

Ｎ：０．１２％以下。

０　：　０．０２０％以下。

Ｃｕ：４．０％以下 Ｍｏ：１．０％超え２．５％以下。

を含有し、場合によっては、さらに０．２０％以下のＡ
ｌ　０．００５０％以下のＢ、　０．１０％以下のＲＥ
Ｍ。

０．２０％以下のＹの一種または二種以上を含有し５残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼であって、且
つ ０．０１％≦Ｃ十Ｎ≦０．２０％、およびＮｉ＋（Ｍｎ
＋　Ｃｕ）／３　５５．０％の関係を満足する鋼のスラ
ブを製造し、これを熱間圧延して熱延鋼帯を製造する工
程。

中間焼鈍を施さない１回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を
挟む２回以上の冷間圧延によって製品板厚の冷延鋼帯を
製造する工程、そして。

得られた冷延鋼帯を連続熱処理炉に通板して。

Ａ　ｃ　１点以上１１００℃以下のフェライト＋オース
テナイトの二相域温度に１０分以内の保持のあと、最高
加熱温度から１００”Ｃまでを平均冷却速度１℃／ｓｅ
ｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下で冷却する仕上熱処理を施
す連続仕上熱処理工程。

からなる、　ＨＶ　２００以上の硬さを有する耐食性に
優れた高延性高強度の複相組織（実質上フェライトとマ
ルテンサイトからなる組織）のクロムステンレス鋼帯の
製造法を提供するものである。

本発明法によれば前述の問題点の実質上すべてが解決さ
れるのみならず、鋼組成または仕上熱処理時の加熱温度
並びに冷却速度を前記範囲で制御することにより強度を
自在に且つ簡単に調整できるという点でクロムステンレ
ス鋼板または調帯素材の工業的製造にあたっての有利且
つ新しい製造技術を提供するものであり、従来より市場
に出荷されているマルテンサイト系ステンレス鋼板また
は鋼帯やフェライト系ステンレス鋼板または調帯では有
しない延性と強度の両特性を兼備し且つ延性と強度の面
内異方性の少ない新規クロムステンレス鋼材料を市場に
提供するものである。なお。

本発明法によれば、最終の連続仕上熱処理工程を経た成
品は鋼帯の形態で工業的に製造されるものであり、これ
が市場に出荷される場合には調帯のまま（コイル）か或
いは鋼板に整形された状態となる。

従来より９例えばフェライト系ステンレス鋼の代表鋼種
である５ＵＳ４３０においても二相域温度に加熱すれば
オーステナイトが生成し、このオーステナイトは急冷に
よってマルテンサイトに変態してフェライト＋マルテン
サイトの二相ＩＪＩｔｓになること自体は知られていた
。しかしながら、高温でオーステナイトを生成するフェ
ライト系ステンレス鋼帯の製造においては、冷延後の熱
処理はあくまでもフェライト単相域温度での焼なまし処
理であり、マルテンサイトを生成するような高温の熱処
理は延性の低下などの材質上の劣下をもたらすものとし
て回避することが常識であり、工業的な銅帯の実際の製
造面では全く顧みられなかった。

したがって、クロムステンレス鋼の冷延工程後の鋼帯に
本発明のような連続熱処理を想定し且つフェライト＋オ
ーステナイトニ相域に加熱する仕上熱処理を施した場合
の加熱温度と強度および延性の関係や延性および強度の
異方性などについて詳細に研究がなされた例もない。本
発明は、高強度クロムステンレス鋼帯の工業的製造法と
して従来顧みられることのなかった全く新しい製造方法
を提供するものであり、その結果として従来のクロムス
テンレス鋼板または銅帯では有しなかった優れた特性を
もつ新規なりロムステンレス鋼帯材料を提供するもので
ある。

〔発明の詳述〕

以下に１本発明で規制する鋼の化学成分値の範囲限定の
理由並びに本発明法で採用する各製造工程の内容を具体
的に詳述する。

まず２本発明法を適用するクロムステンレス鋼の成分の
含有量範囲（重量％）の限定理由は次のとおりである。

ＣおよびＮは、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕなどに比べて強力且つ
安価なオーステナイト生成元素であると共にマルテンサ
イト強化能の大きい元素であるから。

連続仕上熱処理後の強度の制御並びに高強度化に有効な
元素である。したがって、連続仕上熱処理工程後に２０
％以上のマルテンサイトを含む複相組織としＨｖ２００
以上の十分な強度を得るには、　　Ｎｉ＋Ｍｎ、Ｃｕな
どのオーステナイト生成元素が添加されていても、（Ｃ
＋Ｎ）ｆｉとして少なくとも０．０１％以上を必要とす
る。しかし、ＣとＮｌがあまり高いと連続仕上熱処理工
程後に生成するマルテンサイト量が多くなり、場合によ
っては１００％マルテンサイトとなると共にマルテンサ
イト相そのものの硬さも非常に高くなるので高強度は得
られるものの延性は低下する。したがって、（Ｃ＋Ｎ）
量として０．２０％以下とし、　０．０１％≦Ｃ＋Ｎ≦
０．２０％の関係を満足させることが必要である。

またＣを多量に添加すると連続仕上熱処理での冷却時に
Ｃｒ炭化物が結晶粒界に析出し、耐食性が劣下する場合
がある。したがって、Ｃ量としては０．１５％以下とす
る。

また、Ｎは溶解度の関係から多量に添加することは困難
であると共に、多量の添加は表面欠陥の増加を招くため
０．１２％以下とする。

Ｓｉはフェライト生成元素であると共にフェライトおよ
びマルテンサイトの両相に対し強力な固溶強化能を有す
る。したがってマルテンサイト量の制御および強度レベ
ルの制御に有効な元素である。しかしながら多量の添加
は熱間加工性や冷間加工性の低下を招くために２．０％
を上限とする。

Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕはオーステナイト生成元素であり。

連続仕上熱処理後のマルテンサイト量並びに強度の制御
に有効な元素である。またＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加によ
りＣの含有量を低減することができ、軟質なマルテンサ
イトとして延性を向上させたり粒界へのＣｒ炭化物の析
出を抑制して耐食性の劣下を防止することができる。更
にＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの重要な効果は、後記の試験結果（
例えば第１図の関係）に示すが１本発明に従う連続仕上
熱処理工程において、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加によって
より低温側から且つ広い温度範囲にねた。って硬さ変動
の小さい安定領域が得られることであり、連続仕上熱処
理のために必要な高温強度の点でもまた省エネルギーの
点でも実操業において多大のメリットがもたらされるこ
とである。したがってＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加は、安定
した強度特性を存する複相組織鋼帯の製造に寄与するの
みならず、高温強度のより高い低温での熱処理が可能に
なることによって連続仕上熱処理による炉内のコイル破
断などの高温強度低下にもとづくトラブルの発生を回避
できるとともに、省エネルギーの観点からも多大の効果
をもたらす。しかしながら、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕを多量に
添加すると、場合によっては仕上熱処理後にマルテンサ
イト相が１００％の＆［ｌ織となって製品の延性を損な
うばかりでなく製品が高価となって経済性に影響を与え
る。一方、連続仕上熱処理後の複相組織材の硬さ上昇に
対しては、Ｎｉの影響が最も大きくＭｎとＣｕはおおむ
ねＮｉの３分の工程度である。したがって、Ｍｎ、Ｎｉ
、Ｃｕの添加量の上限を定めるにあたっては、Ｎｉ＋（
Ｍｎ＋Ｃｕ）／３の関係式を用いて規制し、Ｎｉ＋（Ｍ
ｎ＋Ｃｕ）／３　として５．０％以下としまたＭｎ、Ｎ
ｉ、Ｃｕの各々単独では。

それぞれ４．０％以下とする。

Ｓは、高すぎると耐食性や熱間加工性に悪影響をおよぼ
すので低いほうが好ましく　、　０．０１０％を上限と
する。

Ｐは、固溶強化能の大きい元素であるが、多量の添加は
靭性の低下を招くことがあるため５通常許容されている
程度の０゜０４０％以下とする。

Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性に対して最も重要に作用
する元素であり、ステンレス鋼としての耐食性を得るに
は１０．０％以上含有させるべきであるが、あまりＣｒ
量が高いと、マルテンサイト相を生成させて高強度を得
るに必要なオーステナイト生成元素の量が多くなると共
に製品が高価となるので２０．０％を上限とする。

○は、酸化物系の非金属介在物を形成し、綱の清浄度を
低下させるので低い方が望ましく　、０．０２％以下と
する。

ＡＮは、脱酸に有効な元素であると共にプレス加工性に
悪影響を及ぼすＡ２系介在物を著滅せしめる効果がある
。しかし、　０．２０％を超えて含有させてもその効果
が飽和するばかりでなく表面欠陥の増加を招くなどの悪
影響をもたらすのでその上限を０．２０％とする。

Ｂは、靭性改善に有効な成分であるが、極く微量でその
効果はもたらされ、　ｏ、ｏｏｓｏ％を超えるとその効
果が飽和するのでその上限を０．００５０％とする。

Ｍｏは、耐食性の向上に有効な元素であり、十分な耐食
性を得るには１．０％を超えて含有させるべきである。

しかしながら、多量に添加すると製品が高価となるため
２．５％を上限とする。

ＲＥＭおよびＹは、熱間加工性の向上に有効な元素であ
る。また、耐酸化性の向上にも有効な元素である。高温
での連続仕上熱処理を施す本発明法においては酸化スケ
ールの発生を抑制してデスケール後に良好な表面肌を得
るのに有効に作用する。しかし、これらの効果は、ＲＥ
Ｍでは０．１０％を超えると、またＹでは０．２０％を
超えると飽和するので、上限をＲＥＭは０．工０％、Ｙ
は０．２０％とする。

次に本発明による複相組織鋼帯の各製造工程の内容につ
いて説明する。

本発明法においては、前記のように成分範囲をＢＪＦＪ
　ｍしたクロムステンレス鋼のスラブを通常の製Ｍｕｄ
　ＳＲ造技術によって製造し、このスラブを熱間圧延し
て熱延鋼帯を製造する。熱間圧延後は熱延板焼鈍とデス
ケールを行なうのがよい。熱延板焼鈍は必ずしも実施す
る必要はないが、この焼鈍によって熱延鋼帯を軟質化さ
せて冷延性の向上を図ったり、熱延鋼帯に残存する変態
相（高温でオーステナイト相であった部分）をフェライ
ト＋炭化物に変態・分解させることができるので、冷間
圧延・連続仕上熱処理後に均一な複相組織をもつ鋼帯と
するうえで望ましい。この熱延板焼鈍は連続焼鈍または
箱焼鈍のいずれでもよい。またデスケール工程は通常の
酸洗を行なえばよい。ここまでのスラブ製造工程、熱間
圧延工程、熱延板焼鈍工程および脱スケール工程は従来
のクロムステンレス鋼帯の製造技術をそのまま本発明法
に通用することができる。

次いで冷間圧延工程と連続仕上熱処理工程を経て複相組
織綱帯を製造するのであるが、これらの工程は本発明法
において特徴的な工程であるので詳しく説明する。

「冷間圧延工程」 冷間圧延工程は、デスケール後の熱延鋼帯（熱延板焼鈍
後の熱延鋼帯）を冷間圧延によって製品板厚にまで圧延
する工程である。この冷間圧延は中間焼鈍を施さない１
回の冷延圧延により製品板厚とするか、もしくは中間焼
鈍を挟む２回以上の冷間圧延により製品板厚とするかの
いずれでも良い。ここで、冷間圧延「１回」とは、１回
の通板チャンスで行う冷間圧延を意味し、必ずしも初期
板厚から仕上目標板厚までを１パスのみの圧下で圧延す
るものではない。したがって、リバース式の冷間圧延機
で複数バスの圧延を行ったり、複数のロール・スタンド
を有するタンデム式の冷間圧延機で圧延する場合を含み
、圧延ロールへの通板回数は問わず、中間焼鈍無しに板
厚減少を行なうことである。なお、この１回の冷間圧延
での総圧上量は３０％以上９５％以下とすることが望ま
しい。

冷延圧延は、熱延のままの銅帯が存するフェライト相お
よび変態相がそれぞれ圧延方向に展伸した層状ｕｉ織や
、これを箱焼鈍した後に得られる粗大フェライト＋炭化
物の組織に１　冷間での加工ひずみを蓄積させ、その後
に施される連続仕上熱処理工程との組合わせにより、仕
上熱処理後に実質的にフェライト相とマルテンサイト相
の微細混合組織を得て１強度および延性の面内異方性を
小さくする点で重要な意義をもつ。これを代表的な試験
結果に基づいて説明する。

第１表に示す化学成分を有する鋼ＡおよびＢを溶製し５
通常の条件の熱間圧延にて板厚３．６ｍｍの熱延板とし
、７８０℃Ｘ６時間加熱、炉冷の焼鈍を施したあと酸洗
を行った。この熱延板を用いて冷間圧延条件と仕上熱処
理条件を変えて試験を行った（第１図のデータもこの試
験結果を示したものであるが、その内容については後に
説明する）。

下記の第２表は、第１表の鋼Ａについて。

（ａ）前記熱延板を冷間圧延により板厚１．８ｍｍとし
。

７５０℃ＸＩ分加熱、空冷の中間焼鈍を行った後。

さらに冷間圧延により板厚０．７ｍｍとした後、９８０
℃Ｘ１分均熱したあと、その温度から１００℃までを平
均冷却速度２０℃／ｓｅｅで冷却する仕上熱処理を施し
た複相組織材（以後２ＣＲ材と呼ぶ）。

（ｂ）前記熱延板を中間焼鈍を行なうことなく１回の冷
間圧延により板厚０．７ｍｍとし、前項（ａ）と同条件
の仕上熱処理を施した複相ｌＪ１ｍ材（以後ＩＣＲ材と
呼ぶ）。

（ｃ）ＩＣＲ材および２ＣＲ材と同等の強度が板厚０．
７１の状態で得られるように前記熱延板を１．０ｍｍに
冷間圧延後、７５０℃Ｘ１分加熱、空冷の焼鈍を行い、
さらに板厚０．７ｍｍまで冷間圧延した（圧延率３０％
）調質圧延材。

の３種の方法により製造した各鋼板の引張強さおよび伸
びを、圧延方向の値（Ｌ）、圧延方向に対し４５°方向
の値（Ｄ）および圧延方向に対し９００方向の値（Ｔ）
についてそれぞれ示したものである。

第２表から明らかなように、２ＣＲ材およびＩＣＲ材と
もに複相組織材の伸びは、同等の硬さおよび強度レベル
の調質圧延材に比べて著しく優れており９強度−伸びバ
ランスに優れていることがわかる。また１面内異方性に
ついて見ると、引張強さでは２ＣＲ材およびＩＣＲ材と
もに複相組織材は方向による引張強さの差、つまり面内
異方性が小さいのに対し、調質圧延材は引張強さの最も
低いし方向と最も高いし方向の引張強さの差は１０ｋｇ
ｆ／ｍｍ”以上もあり面内異方性が大きい。また。

伸びについても複相組織材は、調質圧延材にくらべ比率
的に面内異方性が小さく、特に２ＣＲ材はＩＣＲ材より
も面内異方性が更に小さいことがわかる。したがって、
第２表の結果から、熱間圧延熱延板焼鈍を経て冷間圧延
、もしくは中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を行った後
、複相組織とする仕上熱処理を施した場合には、延性に
優れ且つ強度および延性の異方性の小さい高強度クロム
ステンレス鋼板が得られることが明らかである。

「連続仕上熱処理工程」 冷間圧延工程で得られた製品板厚の冷延鋼帯を次に連続
熱処理炉に通板して、Ａｃ＋点以上で１１００℃以下の
フェライト十オーステナイトの二相域温度に１０分以内
の保持のあと、最高加熱温度から１００℃までを平均冷
却速度１°（／ｓｅｃ以上、５００°（：　／ｓｅｃ以
下で冷却する連続仕上熱処理を施すのであるが。

この連続仕上熱処理工程は本発明法の最も特徴とする工
程であり５　この連続仕上熱処理条件は後記の実施例で
も示すとおり本発明において重要な意義を有している。

この連続仕上熱処理工程での加熱条件と冷却条件を規制
した理由の概要を説明すると次のとおりである。

連続仕上熱処理時の加熱温度はフェライト＋オーステナ
イトニ相域温度であることが絶対条件である。本発明法
の実施において、連続熱処理炉で低温から加熱した場合
にオーステナイトが生成し始める温度（つまりＡｃ＋点
の温度）の近傍では温度変化に対するオーステナイト量
の変動が大きく。

栄、冷後に安定した硬さが得られない場合がある。

しかし１本発明が対象とする鋼成分範囲においては、　
Ａｃ＋点より１００℃以上の高温域に加熱した場合には
このような硬さの変動が実質上注しないことがわかった
。したがって、連続仕上熱処理時の加熱温度はＡｃ＋点
＋１００”Ｃ以上とするのがよい。

より具体的には８５０℃以上、さらに好ましくは９００
℃以上とするのがよい、一方、加熱温度の上限について
は、あまり高温では強度上昇が飽和するのみならず、場
合によっては低下することもあり。

また製造コストの面でも不利となるので１１００℃を上
限とするのがよい。

本発明法における連続仕上熱処理時のフェライト＋オー
ステナイトニ相域加熱の冶金的意義として、■ＣｒＣｒ
炭化物化窒化物溶、■オーステナイト相の生成、■生成
したオーステナイト中へのＣおよびＮのａｌｌの３点を
挙げることができる。

本発明法で対象とするクロムステンレス鋼帯の場合には
１　これらの現象はいずれも短時間のうちにほぼ平衡状
態に達するので１本発明における連続仕上熱処理時の上
記二相温度域での加熱時間は短時間５おおむね１０分間
以内の加熱でよい。この短時間加熱でよいことは本発明
法の実際操業の点でも生産効率、製造コストの面から非
常に有利である。以上の加熱条件および保持時間によっ
て以後の冷却によって生成するマルテンサイト量が２０
容量％以上となるに必要なオーステナイトを生成させる
ことができる。

仕上熱処理時の冷却速度についてはマルテンサイト相と
軟質なフェライト相との複相組織を得るうえから１℃／
ｓｅｃ以上の冷却速度とする必要があるが、５００℃／
ｓｅｃを超える冷却速度を得るのは実質上困難である。

したがって２本発明において二相温度域加熱からの冷却
は１〜５００℃／ｓｅｅの範囲の冷却速度で実施する。

この冷却速度は最高加熱温度から１００″Ｃまでの平均
冷却速度とするが、オーステナイトがマルテンサイトに
変態してしまった後の冷却過程では必ずしもこの冷却速
度を採用する必要はない。この冷却速度と冷却終点温度
は前述の加熱条件によって高温で生成したオーステナイ
トがマルテンサイトに変態するに十分なものである。冷
却の方法としては気体および／または液体の冷却媒体を
銅帯に吹き付ける強制冷却方式または水冷ロールによる
ロール冷却方式などを適用できる。このような条件での
連続加熱と冷却はコイル巻戻し機から巻取り機に至る間
に加熱均熱帯域と急冷帯域を有する連続熱処理炉を用い
て実施することができる。

第１図は、前記第１表の名調について、既に説明した方
法で製造した熱延板（熱延板焼鈍および酸洗後の熱延板
）を、冷間圧延により板厚１ｍｍとし、７５０℃×１分
加熱、空冷の中間焼鈍を行った後、さらに冷間圧延によ
り板厚０．３ｍｍの冷間圧延板とし、そして、この冷間
圧延板を８００〜１１００℃の間の各温度で１分間均熱
したあと、その温度から１００℃までを平均冷却速度２
０℃／ｓｅｃで冷却する仕上熱処理を施した場合に得ら
れた仕上熱処理材のマルテンサイト量（容量％）と硬さ
（ＨＶ）を、仕上熱処理時の各加熱温度の関係で示した
ものである（図中のＡおよびＢは第１表の名調を表す）
。

第１図から明らかなように、加熱温度がフェライト＋オ
ーステナイトニ相域になると、仕上熱処理後にマルテン
サイトが出現し、加熱温度の上昇とともにマルテンサイ
ト量は増加するが、鋼Ａについては９００℃を超えると
その増加の程度は小さくなって次第に飽和もしくは若干
低下する傾向を示す。硬さの挙動もマルテンサイト量の
変化に対応して同様の傾向を示す。これに対し、　　Ｍ
ｎ、Ｎｉ。

Ｃｕｌが低い鋼Ｂはマルテンサイト量および硬さの飽和
する温度域が高温側にあるとともにその範囲が狭い。こ
の第１図の結果は仕上熱処理を連続熱処理ラインで行な
う上での重要な意義を有している。すなわち連続熱処理
ラインでは成る程度の温度変動はやむを得ず、特に銅帯
の長さ方向での変動、および目標温度は同じであっても
通板チャンスの違いによる熱処理温度の違いは、実ライ
ンでの操業では目標温度に対して±２０℃程度の変動を
見込む必要がある。第１図は、冷却速度をほぼ一定にし
且つ硬さ変動の小さい熱処理温度域を採用するならば、
連続熱処理ラインにおいて多少の温度変動があったとし
ても、硬さすなわち強度の変動の小さい鋼帯が製造でき
ることを示している。

そして、特にＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを適正量添加することに
より、硬さ変動の小さい仕上熱処理温度域が低温側で且
つ広範囲に得られることになるので一層有利となる。そ
して強度レベルの制御は前記のような成分制御によって
行なうことによって目標とする強度は安定して得ること
ができ、銅帯の全長にわたって強度変動の小さい、また
鋼帯間での強度差の小さい高強度素材が既存の連続熱処
理ラインを用いて容易に且つ安価に製造できる。

また、このようにして製造した銅帯の仕上熱処理後の金
属組織は微細なフェライトおよびマルテンサイトが均一
に混在した組織を呈している。

以上に説明したように１強度並びに延性の異方性の小さ
い高延性高強度の銅帯材料が得られたのは、熱間圧延、
熱延板焼鈍、１回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延のあとにフェライト＋オーステナイト
の二相域に加熱し急冷する仕上熱処理によって、微細な
フェライトと急冷によってオーステナイトから変態して
生成したマルテンサイトとが均一に混在した複相組織と
したことで達成し得たものである。すなわち、硬質なマ
ルテンサイトにより強度（硬さ）を得、軟質なフェライ
トにより延性を得たものであり、そして両相を微細且つ
均一に混在させたことにより強度と延性の面内異方性を
小さくし得たものである。なお、仕上熱処理後の組織は
Ｘ線的な調査では微量の残留オーステナイトが検出され
る場合がある。

以下に１本発明法を実施した実施例を挙げて。

本発明法で得られた複相組織鋼帯の特性を比較例と対比
しながら具体的に示す。

実施例 第３表に示す化学成分を有する鋼を溶製してスラブを製
造した。そしていずれも板厚３．６に熱間圧延後、７８
０℃×６時間・炉冷の熱延板焼鈍を行い、酸性のあと１
回冷延（ＩＣＲ）もしくは板厚１．８１Ｉ１ｍの段階で
の７３０℃ＸＩ分、空冷の中間焼鈍を挟む２回冷延（，
２ＣＲ）により板厚０．７ｍｍの冷延鋼帯とし、第４表
に示した仕上熱処理条件のもとで連続熱処理炉にて連続
仕上熱処理を施した。

但し、比較例Ｎｏ、　５は箱型炉のパンチ焼鈍を行った
ものであり、比較例ＮＯ，６は熱延綱帯を冷間圧延し板
厚１．ＯＩで上記中間焼鈍と同条件の焼鈍を施した後、
仮ｒ￥０，７Ｉに冷間圧延した調質圧延材である。これ
らの銅帯の材料特性も第４表に併記した。

第４表から明らかなように２本発明法によればいずれも
高い引張強さと硬さおよび良好な伸びを有した複相組織
鋼帯が得られたことがわかる。また１本発明法による鋼
帯は、０．２％耐力、引張強さおよび伸びの異方性が小
さいことが明らかであり、破断後の引張試験片にもリジ
ングの発生は見られない。

これに対し比較例Ｎα１はＣｒが２２．０５％と本発明
の範囲を超える鋼Ｎα８であり、連続仕上熱処理にマル
テンサイトを生成しておらず、伸びは高いものの硬さ（
強度）が低い。

比較例Ｎα２は、第４表の特性面では本発明例と同様、
優れた特性を有するが、Ｍｏが０．０１％と低いｔＪＡ
　Ｎｏ、　９であるため、後述するように耐食性が劣る
。

比較例Ｎｏ、　３は、Ｃが０．２１２％と本発明の範囲
を超える鋼Ｎｏ、　１０であるため、連続仕上熱処理後
にマルテンサイトが１００％となり１強度は高いものの
伸びが劣る。

比較例Ｎα４では連続仕上熱処理での加熱温度が７５０
℃と低く、この加熱温度ではｔＦｉｌＮα７の鋼はフェ
ライト＋オーステナイトニ相域にならず、したがって仕
上熱処理後の金属組織はマルテンサイトの存在しないフ
ェライト単相＆ＩＩＩａであり、伸びは高いものの強度
および硬さが低い。

比較例Ｎα５は、仕上熱処理を箱型炉で行ない。

その冷却も炉冷によるため冷却速度が０１０３℃／ｓｅ
ｃと非常に低いので熱処理後にマルテンサイトが生成し
ておらず、比較例Ｎα４と同様に伸びは高いものの１強
度および硬さが低い。

比較例Ｎα６は、調質圧延材であり１本発明のものに比
較して伸びが著しく低い。また引張強さに対する０、２
％耐力の比、すなわち降伏比が高いと共に、０．２％耐
力、引張強さの異方性が大きい、したがって本発明法に
よって得られた銅帯に比べて加工性並びに加工後の形状
性に劣ることが明らかである。

また、比較例Ｎ［ｌ　ｌ　、　４　、５および６ではい
ずれもリジング発生が認められた。

下記・の第５表は、第３表の鋼のうち、Ｍｏｌが異なり
他の成分値が比較的近いＮα６　＋　Ｎｏ、　５および
Ｎ。

９の３種の鋼について耐食性の指標の１つである孔食電
位を示したものである。第５表かられかるように、　ｉ
、ｏ％を超えるＭｏを含有する本発明例のＥＮα６およ
び５は、特にＭｏを添加していない比較例のｗ４Ｎα９
にくらべ高い孔食電位を有しており、耐食性に優れてい
ることがわかる。

第５表 ＊ｌ）測定条件　４０“Ｃ、ｌｏｏｏｐｐｍ　Ｃ１−溶
液中以上のように２本発明法によれば、耐食性に優れ高
延性と高強度を兼備し２強度と延性の面内異方性が小さ
く且つ低耐力、低降伏比の複相組織鋼帯が提供される。

クロムステンレス鋼板の分野において、従来かような良
好な加工性を兼備した高強度素材が鋼板または鋼帯の形
で市場に提供された例は見ない。したがって１本発明は
従来のクロムステンレス鋼板分野に新規素材鋼板または
鋼帯を提供するものである。本発明に従う材料は電子部
品、精密機械部品などへの加工性が要求される高強度材
として特に有用であり、この分野において多大の成果が
発揮され得る。

【図面の簡単な説明】

第１図は２本発明に従う仕上熱処理の加熱温度とマルテ
ンサイト量および硬さとの関係を示した図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）重量％において、 Ｃ：０．１５％以下、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：４．０％以下、 Ｐ：０．０４０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：４．０％以下、 Ｃｒ：１０．０以上２０．０％以下、 Ｎ：０．１２％以下、 Ｏ：０．０２０％以下、 Ｃｕ：４．０％以下、 Ｍｏ：１．０％超え２．５％以下、 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
   であって、且つ ０．０１０％≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％、 Ｎｉ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ）／３≦５．０％ の関係を満足する鋼のスラブを製造し、これを熱間圧延
   して熱延鋼帯を製造する工程、 製品板厚まで冷間圧延して冷延鋼帯を製造する工程、そ
   して、 得られた冷延鋼帯を連続熱処理炉に通板して、Ａｃ＿１
   点以上１１００℃以下のフェライト＋オーステナイトの
   二相域温度に１０分以内の保持のあと、最高加熱温度か
   ら１００℃までを平均冷却速度１℃／ｓｅｃ以上５００
   ℃／ｓｅｃ以下で冷却する仕上熱処理を施す連続仕上熱
   処理工程、 からなる、ＨＶ２００以上の硬さを有する耐食性に優れ
   た高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造
   法。 （２）連続仕上熱処理工程における加熱温度はＡｃ＿１
   点＋１００℃以上で、１１００℃以下である特許請求の
   範囲第１項記載の製造法。 （３）連続仕上熱処理工程における加熱温度は８５０℃
   以上１１００℃以下である特許請求の範囲第１項記載の
   製造法。 （４）重量％において、 Ｃ：０．１５％以下、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：４．０％以下、 Ｐ：０．０４０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：４．０％以下、 Ｃｒ：１０．０以上２０．０％以下、 Ｎ：０．１２％以下、 Ｏ：０．０２０％以下、 Ｃｕ：４．０％以下、 Ｍｏ：１．０％超え２．５％以下、 および、０．２０％以下のＡｌ、０．００５０％以下の
   Ｂ、０．１０％以下のＲＥＭ、０．２０％以下のＹの一
   種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
   不純物からなる鋼であって、且つ ０．０１０％≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％、 Ｎｉ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ）／３≦５．０％ の関係を満足する鋼のスラブを製造し、これを熱間圧延
   して熱延鋼帯を製造する工程、 製品板厚まで冷間圧延して冷延鋼帯を製造する工程、そ
   して、 得られた冷延鋼帯を連続熱処理炉に通板して、Ａｃ＿１
   点以上１１００℃以下のフェライト＋オーステナイトの
   二相域温度に１０分以内の保持のあと、最高加熱温度か
   ら１００℃までを平均冷却速度１℃／ｓｅｃ以上５００
   ℃／ｓｅｃ以下で冷却する仕上熱処理を施す連続仕上熱
   処理工程、 からなる、ＨＶ２００以上の硬さを有する耐食性に優れ
   た高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造
   法。 （５）連続仕上熱処理工程における加熱温度はＡｃ＿１
   点＋１００℃以上で、１１００℃以下である特許請求の
   範囲第４項記載の製造法。 （６）連続仕上熱処理工程における加熱温度は８５０℃
   以上１１００℃以下である特許請求の範囲第４項記載の
   製造法。