JPH0132291B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明はフエライト系ステンレス薄鋼板の製造
法、特に製造工程を簡略化しうる加工性のすぐれ
たフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法に関す
るものである。 （従来の技術） 従来、フエライト系ステンレス薄鋼板
（SUS430）は、熱間圧延鋼帯を800〜850℃の温
度範囲で２時間以上の箱焼鈍を行うか、900℃〜
1100℃の温度範囲で短時間の連続焼鈍を行つたの
ち、冷延圧延する方法によつて製造されている。
熱延板焼鈍を行う冶金的意味の一つは、再結晶に
よる結晶粒の微細化にあり、この再結晶を効果的
に行うには、スラブ加熱温度を低温にするとか、
仕上圧延温度を低温にする等の低温熱延が必要で
ある。しかしながら、このような低温熱延を行う
と、いわゆるスケール疵と呼ばれる表面疵が発生
し易くなる。 （発明が解決しようとする課題） 本発明はこのような低温熱延を行わずに熱延板
焼鈍工程を省略したプロセスで表面疵がなく、加
工性の良いフエライト系ステンレス薄鋼板を製造
する方法を提供するものである。 （課題を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは重量で、Ｃ：0.03
〜0.07％、Al：0.08〜0.5％、Cr：15〜19％、残
部：Feおよび不可避的不純物からなる溶鋼を連
続鋳造して得られたフエライト系ステンレス鋼鋳
片に、1000〜1200℃の温度域で少なくとも全圧下
率20％以上の圧延を施した後、1180℃以上1300℃
以下の温度に再加熱し粗圧延機と連続仕上圧延機
からなる熱間圧延機列で850℃以上1100℃以下の
終了温度で圧延し、次いで急冷して650℃以下450
℃以上の温度域で捲き取つた後、熱延板焼鈍する
ことなく圧延すべき圧下量の60％以上を直径150
mm以上600mm以下のワークロールを有する圧延機
で冷間圧延し、875〜900℃の温度域で10〜60秒間
の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする表面疵がな
く加工性の良いフエライト系ステンレス薄鋼板の
製造方法にある。 本発明の骨子となる一貫プロセス条件について
説明する。鋳片を熱間圧延した後高温で再加熱を
行うのは、この工程で静的再結晶を促進させ、鋳
造組織を微細化させるものであり、高温再加熱を
したあと、高温熱延を行い、次いで650℃以下450
℃以上の低温捲取をするのは、出来るだけγ相
の存在する領域で熱延圧延を行い、熱延板中にγ
相を微細分散させ、熱延ままの状態で出来るだけ
多量の硬い相（α′相）を熱延板中に微細に分散さ
せること、高温スラブ加熱および高温仕上熱延
することにより、熱延中にスケール疵が発生する
のを防止すること、仕上圧延終了温度を高温と
することでｒ値の低下を防ぐためである。 鋳片を熱間圧延後高温再加熱して鋳造組織を微
細化させる目的は、熱延板焼鈍での組織微細化の
代替を行うものであり、高温熱延後、低温捲取し
て出来るだけ多量の硬い相（α′相）を熱延板中に
微細に分散させるのは、冷延焼鈍後の集合組織を
ランダム化させることにより、リジングを少なく
させることを目的としたものである。 本発明に従つて冷間圧延するにあたり冷間圧延
工程の前段において好ましくは冷間圧延すべき圧
下量の少なくとも60％を150mm以上600mm以下の大
径ワークロールで冷間圧延を行う。かくして全圧
下量を150mm以上の大径ロールで圧延した場合と
ほぼ同程度の加工性、特にｒ値を向上させること
が出来、引続き小径ロールで残余の圧下量を圧延
することにより、鋼板表面を全工程大径ロールで
圧延した場合に比較して美麗に、更により薄手の
鋼板が出来る。また本発明に従い最終焼鈍を行う
にあたり、875℃以上、900℃以下で10〜60秒の高
温短時間で行う。かくして加工性特にｒ値、リジ
ング特性を一そう向上させることができる。 次に、本発明における出発鋼成分の限定理由に
ついて述べる。Al添加の理由は、低降伏点化、
キラキラ疵発生防止及びｒ値向上を目的としたも
のであり、Ｃ量に範囲をもうけたのは、ｒ値およ
びリジング特性のバランスを考慮して決定したも
のである。Cr含有量に範囲をもうけたのは、
SUS430系ステンレス鋼としての耐食性を考慮し
たものである。 以下、各条件の限定理由について説明する。 C0.07％以下としたのは、これを超えるＣ含有
量では熱延ままの状態で、熱延板が硬く、そのま
まの状態では冷延しにくいことと、成品のｒ値が
低下し、深絞り性が劣化するためである。C0.03
％以上としたのは、これ未満のＣ含有量ではリジ
ング特性が劣化するためである。 Al0.08以上としたのは、これ未満のAl含有量
では熱延ままの状態で硬いので、熱延板焼鈍な
しでは冷延性が劣化すること、熱延板焼鈍なし
の場合には、粒界腐食感受性が大きく、いわゆる
キラキラ疵が発生すること、熱延板焼鈍なしの
場合には成品の降伏点が高く、伸びが少ないこ
と、熱延板焼鈍なしの場合には成品のｒ値が低
いこと等の理由による。Al添加量を0.5以下とし
たのは、これを超える添加でも上述の効果は期待
出来るが、Al添加量が増すことは経済的ではな
いので上限を設けたものである。 Crを15％以上としたのは、これ未満のCr量で
は熱延ままの状態でマルテンサイトの量が多く、
冷延性が劣化することと、SUS430薄板としての
耐食性が劣化するという理由からであり、19％
Crを上限としたのは、これを超えて添加しても
加工性の向上は認められず、経済的でないので上
限を設けたものである。 次に、圧延工程についてその限定理由を説明す
る。 通常の熱間圧延工程の前に行う鋳片の熱間圧延
温度を1000℃以上、1200℃以下の温度と限定した
のは次の理由による。1000℃未満の温度の圧延で
も結晶粒微細化効果はあるが、1000℃未満の温度
の圧延では圧延変形のための変型抵抗が大きくこ
の圧延工程で表面疵が発生し易くなり好ましくな
い。また、1200℃を超える温度では、熱延中の歪
蓄積の効果が少なく、再加熱時の静的再結晶によ
る鋳造組織の微細化が不充分なことによる。圧下
率20％以上としたのは、これ未満の圧下では、再
加熱時の静的再結晶が不十分であり、鋳造組織の
微細化が不十分なことによる。圧下量は20％以上
多い程好ましいが、圧下量を大きくすることは、
次工程で通常の熱間圧延機で圧延する場合、鋳片
長さは一定となつているから、圧下量が増す程鋳
片単重を小さくする必要があり、熱間圧延の生産
性が低下することになるので、これらを考慮して
最適圧下量を決定する必要がある。通常の熱間圧
延を行うに際して、圧延済鋳片を1180℃以上1300
℃以下の高温で再加熱を行う理由は、圧延済鋳
片を、高温再加熱によつて静的に再結晶させるこ
と、仕上熱延前段までα＋γの２相域で熱間圧
延すること等のためである。再加熱温度を1180℃
以上としたのは、これ未満の温度では再加熱工
程での静的再結晶の進行が不十分で、且つ鋳造組
織の破壊が不十分であり、該温度を1180℃以上
にすることにより、粗圧延工程及び少くとも仕上
熱延工程の前段でγ相が出来るだけ多い状態で熱
延可能となり、熱延ままの状態で硬い相が多くな
り、リジング軽減効果が増し、これ未満の温度
では圧延荷重が増し、表面疵が出易くなるからで
ある。再加熱温度を1300℃以下としたのは、これ
を超える加熱では加熱時に結晶粒が異常成長して
粗大化し、かえつてリジング特性が劣化するため
である。 熱延終了温度を850℃以上とした理由は、熱
延での変形抵抗を少なくして表面疵を少なくする
こと、高温仕上熱延をすることでｒ値向上を目
標としたこと等による。本発明者等の研究では熱
延板焼鈍する工程では仕上熱延終了温度が低い
程、ｒ値が向上するが、熱延板焼鈍省略工程では
仕上熱延終了温度が低い程ｒ値が低下するため、
熱延終了温度は850℃以上高い程望ましいことが
判つた。 熱間圧延終了温度は高い方が良いが、以下の理
由によつてその上限は1100℃となる。即ち、通
常、仕上圧延機列における圧延においては、材料
の温度低下が約100℃見込まれる。一方、本発明
においては、粗圧延機と仕上圧延機列（連続圧延
機）からなる熱間圧延機列による圧延における材
料の再加熱温度は1180〜1300℃であり、例えば
1300℃で圧延を開始した場合、粗圧延過程の後段
では材料温度は1200℃程度まで降下しており、仕
上圧延開始温度は1200℃以下となる。このため熱
延終了温度の上限を1100℃とした。 次に仕上圧延終了後急冷して450℃以上650℃以
下で捲取る理由について説明する。 本発明の方法で通常の熱間圧延前に加熱圧延
後、高温で再加熱する場合、このような加熱圧延
を行わないで再加熱した場合と比べて、熱延終了
温度のγ相の分散状況が異なり、微細に分散化さ
れることが判つた。その理由については明瞭では
ないが、通常の熱間圧延前の圧延により、歪が蓄
積され、それを再加熱することにより、これらの
歪蓄積部分に新たにγ相が析出し、鋳造ままのγ
相分布がより分散化されるためであると考えてい
る。このように再分散されたγ相は高温の再加熱
により、再び一部又は全量が固溶し、熱延中に再
び析出するが、このような前履歴を経た場合に
は、鋳造ままのスラブを直接高温に加熱して熱延
した場合に析出するγ相の析出と比べると、より
微細分散されていることが判つた。このように微
細分散されたγ相は熱延後直ちに急冷して650℃
以下の温度で捲取つた場合は相当量のγ相はα′相
＋炭化物に分解しないで、硬い相（α′相）に変態
するが、このような微細分散した硬い相は、冷延
工程で変形モードを変え、最終焼鈍後の集合組織
をランダム化することにより、リジングを著しく
軽減する効果があることが判つた。捲取温度は低
い程硬い相の生成を助長してリジング低減効果は
大きいが、450℃未満の低温としても、リジング
低減効果は変化しなくなることと、450℃未満の
温度で生産性を下げずに捲取ることは困難なこと
と、450℃未満の温度で捲取つた場合には、冷延
中に耳割れ等の欠陥が生じ易くなるので、捲取温
度は450℃以上とする。 熱間圧延前に加熱圧延のない通常の熱延を行つ
たものも、650℃以下の低温で捲取ることにより、
リジング軽減効果はみられるが、この場合は、本
発明法の如く、熱間圧延前に圧延した場合と比べ
て、リジング軽減効果が少ない。この理由は、前
述の説明で明らかな如く低温捲取によつて生じる
硬い相の分散が細かくないために、冷延工程で生
成する変形帯の分散が粗くなり、集合組織が均一
にはランダム化しないので結果として、リジング
低減効果が減少するものである。Alを含有しな
い通常の430鋼においても、低温捲取することで、
リジングは軽減するが、本発明の如きAl添加量
がない場合は、冷延性が著しく劣化し、冷延
又は最終焼鈍工程で、キラキラ疵と呼ばれる表面
欠陥が生じ、成品の降伏点が著しく高く、伸び
が少なく、ｒ値も著しく低下し、浅い絞り加工
や、ロールフオーミング、密着曲げ等の加工には
適した薄板とはならないのは言うまでもない。 本発明の好ましい実施態様では冷間圧延の前段
で大径ロールを採用するが、かかる圧延法により
集合組織特にｒ値を向上させる（222）極密度が
増し、ｒ値を劣化させる（200）極密度が減少す
るので加工性、特にｒ値が向上する。このように
集合組織を変化させてｒ値が向上する効果は、ロ
ール径が大きい程効果的であるが、本発明におい
て好ましいワークロールの径の下限を150mmとし
た理由は、150mm未満でもロール径が大きい程ｒ
値の向上効果はあるが、150mm以上で圧延した場
合と比べて効果が少ないことと、150mm未満のロ
ール径では生産性向上の点から好ましくないので
150mm以上とした。ワークロール直径は、150mm以
上であればｒ値、リジング共に向上せしめる効果
があり、この観点からはワークロール直径に上限
はないけれども、ワークロール直径を600mm超と
した場合、圧延機のパワーにもよるが、圧延材の
変形抵抗が高くなり、0.3mm以下の薄手までの圧
延が困難となるからワークロール直径は、600mm
以下がよい。又大径ロールで圧延すべき圧延量を
全圧延量の60％以上としたのは、大径ロールでの
圧延比率を増せばそれだけｒ値は向上するが、圧
延比率を60％以上とすれば、100％大径ロールで
圧延した場合とほぼ同レベルの高いｒ値を得るこ
とが出来ることによる。 なお、大径ロールによる圧延を100％行つた場
合は良好な鋼板の表面性状が得られないので、表
面の光沢を得るために、本発明では小径ロールと
の組合せを必要とし、その圧下量は１％程度で良
い結果が得られる。 次に最終焼鈍条件の好ましい範囲について述べ
る。 Alの含有量が0.08％以下の通常の430鋼におい
ては、熱延板は800〜850℃程度の温度で２時間以
上の箱焼鈍後、冷間圧延され、仕上焼鈍を行うと
いうプロセスで製造されているのが一般的であ
る。熱延板の状態で存在していた硬い相は、フエ
ライト相＋炭化物に変化するので、熱延板焼鈍後
の状態ではフエライト相と炭化物相となる。この
ような素材を冷間圧延後加熱すれば回復、再結晶
がおこり、再結晶後のミクロ組織は等軸粒とな
り、結晶粒径は均熱温度、時間に殆んど影響を受
けず一定となる。再結晶が完了する温度は、成
分、熱延条件、冷間圧下率によつて若干異なる
が、材料温度が800℃以上に達すれば均熱時間に
関係なく、再結晶し、再結晶すれば均熱温度、時
間に関係なくほぼ一定のｒ値、リジング特性が得
られる。 しかしながらAlを多量に含有した本発明の出
発鋼を熱延板焼鈍なしで冷延して再結晶焼鈍した
場合は、再結晶温度は、熱延板焼鈍後冷延した場
合と比べて高温となり結晶粒も混粒となる。完全
に再結晶した場合、結晶粒の大きさは、均熱温
度、時間に殆んど影響を受けず一定となるが、ｒ
値、リジング特性は、均熱温度、時間により大幅
に変化する。即ちｒ値は、均熱温度875℃未満の
範囲では、高温長時間程向上し、875℃以上、900
℃までは、ほぼ同じレベルかあるいはゆるやかに
劣化するが、850℃以下の温度の場合と比べて高
いレベルにある。均熱時間は長い程ｒ値向上効果
は顕著であるが、それは、均熱温度約875℃未満
の場合であり、均熱温度が875℃以上となると、
10秒以上の均熱時間をとれば、それ以上均熱時間
を長くしてもｒ値の向上代はわずかである。 リジング特性に及ぼす最終焼鈍サイクルの影響
は複雑であるが、均熱温度を一定として種々の温
度で焼鈍する場合には、ある均熱温度の場合に最
小のリジングを示し、その温度より低い場合も、
高い場合もリジングが増加し、その最適温度は、
均熱時間が短い程高温側に移行し、且つ最適温度
範囲が狭く、リジングの減少傾向が大きい傾向が
ある。例えば均熱時間が60秒超と長い場合には、
リジングの相対値は比較的大きく、825〜875℃の
広い範囲でほぼ一定の値を示し、これ以上の温度
又はこれ以下の温度では逆にリジング特性は劣化
する傾向を示すし、均熱時間が10秒と短い場合
は、均熱温度が875〜900℃の比較的高温で狭い温
度範囲で、リジングは低い値を示し、且つこの絶
対値は均熱時間が60秒超と長い場合の最適温度で
焼鈍して得られるリジングの値と比べて良好であ
る。 熱延ままの状態で数10％程度存在する硬い相は
引続く冷間圧延工程で、圧延方向に延ばされ、仕
上焼鈍工程で、分解し、フエライト相と炭化物と
なり、再結晶温度以上の温度で、このフエライト
相も再結晶する。高温焼鈍することにより、この
ような硬い相から分離した炭化物や、すでに存在
していた微細な炭化物は、凝集粗大化してマトリ
ツクスは清浄化し、加工変形に際して活動する転
位の活動を妨げるような働きがなくなり、塑性変
形し易くなり更に、焼鈍中にAlNが析出するこ
とにより、ｒ値を向上させるものである。熱延板
焼鈍した場合には、熱延板焼鈍工程で、炭化物の
サイズ、分散状況が決まつてしまい、更に固溶Ｎ
も窒化クロムや、微量に含まれているAl等によ
り固定され、仕上焼鈍工程では、これらの析出物
の分散状況は、焼鈍方法によつては変化しないの
で、再結晶が完了すれば、ｒ値は焼鈍条件にかか
わらず変化しないものである。本発明鋼で熱延板
焼鈍温度が875℃を超えるとｒ値がゆるやかに劣
化するのは、AlNが再固溶をはじめることと、
炭化物が再固溶し、再び微細化し、マトリツクス
の固溶ＣやＮ量が高くなるためである。 次にリジング特性であるが、焼鈍温度が低い場
合に劣化するのは、本発明の出発鋼では焼鈍中に
AlNが析出するため、再結晶完了温度が高温に
なりその結果、完全な再結晶が起こらず、集合組
織のランダム化が不十分となるからである。更に
焼鈍温度が高くなるとリジング特性が逆に劣化す
る傾向があるのは、微細炭化物が再固溶すること
により、旧フエライト相の粒界に存在した微細結
晶粒が消滅し、隣接する伸長フエライト相は小傾
角粒界からなつている場合が多いので、実質的に
粒結晶が粗大化したのと同じように働き、その結
果リジング特性が劣化するからである。 以上本発明を、430鋼にAlを添加した場合につ
いて説明したが、更に１％までのCu、0.1％まで
のTi又はNb、100ppmまでのＢを単独又は複合
添加した鋼も本発明の対象鋼に包含されることは
言うまでもない。 以下本発明を実施例に従つて具体的に説明す
る。 実施例 １ 表１に示した成分組成で厚さ250mmの鋳片を
1150℃の温度に加熱後、３パスで180mmの鋳片と
した（全圧下率28％）。次いで1000℃、1100℃、
1200℃、1250℃の４種類の温度で加熱後、厚さ
3.0mmの熱延板とした。熱延終了温度は、スラブ
加熱1000℃材は770℃、1100℃材は820℃、1200℃
材は870℃、1250℃材は910℃であつた。捲取温度
は各スラブ加熱温度とも550℃とし、スラブ加熱
温度1200℃及び1250℃の場合は750℃で捲取つた
熱延板も作成した。 こうして製造した熱延板は、熱延板焼鈍するこ
となくワークロール径450mmの冷間圧延機で圧延
して厚さ0.7mmの薄板とした。ついで875℃×10秒
の焼鈍を行い、焼鈍材のリジングを測定した。表
２に測定結果を示したが、本発明の如く、再加熱
温度が高く、低温捲取したものは、良好なリジン
グ特性を示した。又、再加熱温度1000℃及び1100
℃の低温にしたものは熱延中に疵の発生がみられ
たが、本発明の如く、高温熱延した場合は、熱延
中の疵の発生はなく、良好な表面が得られた。

【表】

【表】 実施例 ２ 表３に示した成分組成で厚さ250mmの鋳片を
1100℃の温度で１時間加熱後、全圧下率30％の圧
延を行つた後、1250℃の温度に再加熱して直ちに
圧延を行い、2.5mmの熱延板とした。圧延終了温
度は900℃、捲取温度は590℃であつた。次いで熱
延板焼鈍することなく冷間圧延を行い、表４に示
した条件で焼鈍を行い、ｒ値、リジングを測定し
た。表４から明らかな如く、本発明に従つて焼鈍
を高温短時間で行つたものは、ｒ値、リジングと
もに良好であつた。比較のため、Alを含有しな
い通常の430鋼の熱延板を箱焼鈍後、冷延焼鈍し
た場合の結果も示したが、ｒ値、リジングは本発
明鋼と異なり、仕上焼鈍法でほとんど変化しない
ことがわかる。

【表】

【表】 （発明の効果） 以上実施例で説明した如く、本発明の方法に従
えば、従来不可欠とされた熱延板焼鈍を省略した
簡潔プロセスで、表面疵がなく加工性のすぐれた
フエライト系ステンレス薄鋼板の製造が可能とな
り、本発明がもたらす経済的効果はきわめて大き
なものである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 重量で、Ｃ：0.03〜0.07％、Al：0.08〜0.5
   ％、Cr：15〜19％、残部：Feおよび不可避的不
   純物からなる溶鋼を連続鋳造して得られたフエラ
   イト系ステンレス鋼鋳片に、1000〜1200℃の温度
   域で少なくとも全圧下率20％以上の圧延を施した
   後、1180℃以上1300℃以下の温度に再加熱し粗圧
   延機と連続仕上圧延機からなる熱間圧延機列で
   850℃以上1100℃以下の終了温度で圧延し、次い
   で急冷して650℃以下450℃以上の温度域で捲き取
   つた後、熱延板焼鈍することなく圧延すべき圧下
   量の60％以上を直径150mm以上600mm以下のワーク
   ロールを有する圧延機で冷間圧延し、875〜900℃
   の温度域で10〜60秒間の再結晶焼鈍を施すことを
   特徴とする表面疵がなく加工性の良いフエライト
   系ステンレス薄鋼板の製造方法。