JPH021211B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は表面性状及び加工性の優れたフエライ
ト系ステンレス薄鋼板を経済的に製造する方法に
関するものである。 （従来の技術） Alを添加したフエライト系ステンレス鋼板を
熱延板焼鈍を省略して製造する技術については、
すでに特開昭57―35634号公報、特開昭57―70234
号公報などで紹介されているがこれらの技術で
は、フエライト系ステンレス鋼板に要求される機
械的性質，値，リジング特性が必ずしも満足さ
れているとは言えない。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は、表面疵がなく、加工性の優れたAl
含有フエライト系ステンレス鋼板を熱延板焼鈍工
程及び酸洗後の表面研磨工程を省略して経済的に
製造する方法を提供するものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明の目的はAl0.08〜0.5％を含有するフエ
ライト系ステンレス鋼鋳片を1100℃以上1180℃以
下の温度域で30％以上の累積圧下率で圧延し、引
続き1100℃以上1180℃以下の温度範囲に少なくと
も30秒以上保持し、次いで1150℃以上1300℃以下
の温度範囲で加熱を行なつた後、粗圧延機及び複
数の連続圧延機からなる圧延機で850℃以上の温
度で熱延板となし、次いで該熱延板を捲取り、脱
スケール後冷間圧延し、最終焼鈍する方法によつ
て達成される。更に本発明を効果あらしめるた
め、上記方法によつて熱延板を製造したのち、該
熱延板を600〜800℃の温度範囲で捲取り、次いで
硝弗酸以外の酸を主体とした酸洗で主たる脱スケ
ールを行なつた後、ワークロール径300mmφ以上
の複数の冷間圧延機からなるタンデム冷間圧延機
により、冷間圧延すべき全冷間圧延量の少なくと
も60％以上を圧延し、ワークロール径100mmφ以
下の冷間圧延機で残りの圧延を行ない、次いで
850〜1000℃の温度範囲で、60秒以内の最終焼鈍
を行う方法を提供するものである。 本発明では、Al0.08〜0.5重量％を含有したフ
エライト系ステンレス鋼スラブを通常の熱間圧延
前にまず1100℃以上1180℃以下の温度域で複数の
圧延回数で累積圧下率30％以上の圧延を行なつた
後、1100℃以下の温度に低下させることなく1100
℃以上1180℃以下の温度で少なくとも30秒以上の
保定を行なうが、その理由は、再結晶により鋳造
組織を破壊し、最終成品のリジング特性を向上さ
せることにある。本発明者は、α＋γ2相域で、
累積圧下率30％以上の圧延を行なうことにより、
静的再結晶が進行し、鋳造組織が破壊されること
を見い出したが、静的再結晶が進行する時、すで
に存在しているγ相がα相に変態開始する温度域
に材料温度が低すると、累積圧下により蓄積され
た歪エネルギーは、静的再結晶の駆動力として使
われず、γ→α変態を促進させるために消費され
るので、静的再結晶が進行しなくなることを見い
出した。本発明で1100℃から1180℃の温度域と限
定したのは、α＋γ2相域で圧延するためであり、
累積圧下率を30％以上としたのは、これ未満の圧
下量では、静的再結晶が不充分なためである。こ
のような圧延後、材料温度が1100℃をきらないで
1100〜1180℃の温度域で30秒以上の保定を行なう
理由は、γ＋α変態させないで、静的再結晶を促
進させるためであり、1100℃未満の温度ではγ→
α変態が生じるので、1100℃以上としたものであ
る。又1180℃を超える温度ではγ→α変態が生じ
て静的再結晶が阻止されるので上限を1180℃とし
た。保定時間を30秒以上としたのは、これより短
い時間では、静的再結晶の進行が不充分なことに
よる。 次いで、かくして予備圧延されかつ1100〜1180
℃に30秒以上保定されたステンレス鋼スラブを加
熱するが、その加熱温度は1150℃以上1300℃以下
とする。その理由は、これ未満の温度のスラブ加
熱の場合には熱間圧延中に材料の温度が低下し、
圧延負荷が大きくなり、結果として、熱間圧延中
に疵が発生し、熱間圧延後これらの疵を除去する
研削工程が不可欠になるからである。熱間圧延中
の疵の発生を防ぐには、スラブ加熱温度は、高温
程好ましいが、1300℃を超える過剰な温度では結
晶粒が異常成長し、最終薄板のリジング特性が劣
化する上に加熱に要するエネルギーが必要であつ
て不経済であるため、その上限を1300℃とした。 仕上圧延終了温度を850℃以上に限定した理由
は、これ未満の仕上温度では、値が低下するか
らである。仕上圧延終了温度は、高温程好ましい
が、本発明のスラブ加熱温度の上限の温度を考慮
して、約1000℃以下が好ましい。仕上圧延終了温
度が850℃未満の低温になる程値が劣化する理
由は、鋼板内部に剪断変形帯が生じ、最終焼鈍に
おいて深絞り性に有利な｛111｝系の集合組織が
発達しにくくなるからである。 このような条件で熱間圧延工程を終了し熱延板
を捲取るが、この捲取温度を600℃とする。即ち、
これ未満の温度で捲取つた場合は、冷間圧延時に
耳割れが発生し易くなり、場合によつては冷間圧
延中に破断が生じ、冷延性が著しく劣化すると共
に、値が低くなり、深絞り加工等に適さないか
らである。低温捲取により、冷延性が劣化し、最
終成品の値が低下する理由は、熱延ままの状態
でα′相が残留するからである。すなわちα′相は硬
くてもろいので、冷延性が低下し、又このような
硬い相があると、最終焼鈍時に深絞り性に有利な
｛111｝集合組織の発達が抑えられる。捲取温度を
800℃以下としたのは、これ以上の捲取温度とす
ると、最終成品のリジングが劣化するからであ
る。800℃を超える高温捲取りによりリジング特
性が劣化するのは、このような高温捲取の場合
は、α′相がα＋炭化物に変態するので、冷延，焼
鈍工程で、結晶方位がランダム化せず｛100｝と
｛111｝の集合組織が優先的に発達するからであ
る。 次に好ましい脱スケールの条件について述べ
る。本発明のフエライト系ステンレス熱延板は、
熱延ままの状態で脱スケールするので、熱延板焼
鈍後脱スケールする通常の熱延板脱スケールと比
べ、スケールの性状が異なり、脱スケールし易い
が、更に、脱スケールを好果的に行なうには、10
％以下の軽圧下圧延や、シヨツトブラスト処理又
は高圧水と共に砂鉄紛を吹付ける処理のメカニカ
ルな脱スケールと酸液による脱スケールを併用し
て行なうことが効果的である。熱延板焼鈍を行な
つた場合は、熱延ままの状態と比べて、スケール
そのものは酸洗しにくくなつているが、マトリツ
クスは長時間加熱により、フエライト相＋炭化物
相に完全に分散されており、マトリツクスのフエ
ライト相のCr濃度は均一であり、どのような酸
洗に対しても均一に溶解するので、使用すべき酸
洗液を特に限定する必要はない。 しかしながら、熱延ままの状態では、マトリツ
クスは、フエライト相＋α′相＋炭化物となつてお
り、特にα′相とフエライト相の境界部分には、ク
ロム欠乏層が存在している。一般にα′相と言われ
ているγ相が熱間圧延中に変態して生成したと考
えられている相も仔細に観察すると鋼板表面部に
おいては粒径約1μｍ程度の微細なフエライト粒
の集合体となつており、これらの微細フエライト
粒の特定の粒界を囲むように更に微細な炭化物が
点列状に析出した状態になつている。これらの炭
化物の境界部分にはクロム欠乏層が存在してい
る。これらの微細フエライト粒の集合体のマトリ
ツクスのCr濃度は、熱間圧延中にフエライト相
であつた粒径100μｍ程度の粗大フエライト粒相
と比べて１〜２％程度低い値となつている。この
ようにクロム濃度が局部的に著しく変動している
マトリツクスは、硝・弗酸を主体とする酸洗、例
えば60ｇ／lHNO₃＋20ｇ／lHF，50℃，40秒等
の通常条件で酸洗された場合には、このような部
分が優先的に溶解するので、酸洗後顕著な粒界腐
食が生じ表面の凹凸が他の酸洗液（硫酸や塩酸を
主体とした酸）を使用した場合と比べて大きくな
る。このような凹凸の大きな表面をもつた板をそ
のまま冷間圧延すると、凸部分のメタルが凹部分
のメタルに倒れこみ、一部は重なり合つたり、ま
た倒れこんだ部分がちぎれたりする等の欠陥が生
じる。このような重なり合つた部分やちぎれた部
分が最終焼鈍後も残存して、表面欠陥とみなされ
る。このような表面欠陥を防ぐには、酸洗後冷間
圧延する前に凹凸を細かい目のベルト研磨紙で研
磨して平滑にすればよいが、経済的ではない。し
かしながら熱延まま材の脱スケールを硝・弗酸以
外の酸、例えば硫酸又は塩酸を主体とした酸液で
酸洗した場合には、酸洗後に粒界腐食が発生せ
ず、凹凸の程度が少なく、酸洗後研磨しなくても
表面欠陥が発生しにくくなるので、本発明におい
ては、脱スケールに使用する酸洗を限定したもの
である。 次に好ましい冷間圧延の条件について述べる。
冷間圧延を前段を大径ロール，後段を小径ロール
で冷間圧延するのは値を向上させ、リジングを
小さくし、且つ表面欠陥を発生させないことにあ
る。値は最終焼鈍工程で｛111｝集合組織を発
達させればよいが、発明者の研究によれば｛111｝
集合組織の発達は、冷間圧延工程での塑性変形
は、出来るだけ剪断変形による変形が少ない場合
に発達することを見い出した。ステンレス鋼の冷
間圧延は、ロール径50mmφ程度のゼンジミア圧延
機で圧延されているが一般的であり、ロール径
300mmφ以上のタンデム冷間圧延機で圧延される
普通鋼の圧延と比べて、生産性が著しく低い欠点
がある。従つて普通鋼を圧延しているタンデム冷
間圧延機でステンレス鋼の圧延が出来れば、生産
量が増加するので、経済効果が大きい。ところで
このような大径ロールで圧延すると、小径ロール
で圧延する場合と比較して剪断変形が少なくなる
ので、最終焼鈍工程で｛111｝集合組織がより発
達する。通常の430鋼にAl約0.12％を含み、本発
明の方法により熱間圧延した素材の場合には、径
300mmφのロールで圧延することで径50mmφのロ
ールで圧延する場合に比べ、値で約10％〜30％
程度の向上がみられる。発明者の研究によると、
このような値向上効果は、冷間圧延すべき全圧
延量の60％以上を大径ロールで圧延しておけば、
残りの部分の圧延は小径ロールで圧延しても効果
が変らないので、大径ロール冷延率を60％以上と
したものである。その理由は、60％加工以後の加
工においてはすべり歪は大径ロール圧延により、
ほぼ決まり変形中の蓄積の仕方もロール径のわず
かの変化には影響されないからである。 次にリジングについて考察する。熱延材を小径
ロールで圧延する場合は、大径ロール圧延と比較
して板厚中心領域での変形が相対的に少なくなる
から熱延ままの状態で存在している｛100｝系の
集合組織が冷間圧延・焼鈍後にも、再結晶しない
でそのままの形で残存する割合が多くなり、結果
として、リジング特性が劣化することになる。か
かる｛100｝系の集合組織は冷間圧延、再結晶の
最終安定方位であり、ロール径がより大径で且つ
冷延率がより高くなると逆に小径ロールで冷間圧
延した場合よりも早く安定方位に到達することに
なり、逆に｛100｝系集合組織の集積度が小径ロ
ール圧延より高くなり、リジング特性が劣化する
ことになる。即ち、リジング特性を劣化させる
｛100｝系の集合組織の集積度は冷延率とロール径
との間に相関関係があり、冷延率，ロール径の
夫々が大になるに従つて先ず減少し、そして再び
増加する現象を示す。結局｛100｝系の集合組織
集積度の最小値になる冷延率，ロール径が存在す
る。一方｛100｝系の集合組織の集積度が最小値
になる冷延率、ロール径は圧延される材料の状態
によつても異なる。本発明の如く、熱延板焼鈍さ
れていない材料はかかる焼鈍がされている材料に
比し、｛100｝系の集合組織の集積度が高いので仕
上焼鈍後の｛100｝系集合組織集積度が最低値を
示す冷延率，ロール径はより大きい側に移行す
る。また本発明の如く、素材にいわゆるα′相と呼
ばれる硬い相が存在する場合は、これらの相の周
辺で様々な滑り変形が生じるため、｛100｝系集合
組織の集積度が増加しにくい状態になる。 このように本発明ではロール径を大径側に移し
てもリング特性が劣化しない範囲を確認してロー
ル径を定めたものであるが、最大700mmφ程度の
ロールを使用し、90％程度の高圧下率で圧延して
も、リジング特性の劣化は生じないのである。本
発明で冷間圧延の前段を300mmφ以上のロール径
の圧延機により冷延率60％以上で圧延することを
規定したのは、以上の理由に基づくものである
が、加工性（値，リジング特性）及び生産能率
の観点からは、全圧延量をタンデム冷間圧延機で
１回冷間圧延すればよいことになる。しかしなが
ら表面性状を考慮すると、前段を大径ロールによ
る冷間圧延とし、後段を小径ロールによる冷間圧
延とすることがよい。その理由は次の通りであ
る。まず前段を300mmφ以上の大径ロールで冷間
圧延すると、前述の如く酸洗工程で鋼板表面に凹
凸が出来ても、著しく大きな凹凸でない場合に
は、小径ロールによる冷間圧延の場合と比べて表
面層部分の塑断変形が少なくなるので、凸部が凹
部部分に倒れこみ、重なり部分が発生することに
基づく表面欠陥が発生しなくなり、冷延前に凹凸
部分を平滑化するための研磨工程が不必要となる
ことによる。このような凹凸にもとずく表面欠陥
を防止する目的のみであれば、全冷延工程を大径
ロールを有したタンデム冷間圧延機で圧延すれば
よいが、普通鋼の圧延に使用されているタンデム
冷間圧延機で全工程を圧延する場合は、ステンレ
ス鋼板に必要な表面光沢が得られない欠点があ
る。この理由は、大径ロールで高速冷間圧延する
場合においては、潤滑油の程度にもよるがロール
バイトにおける潤滑油膜厚さが厚くなり、鋼板表
面の凹部に存在する油により、いわゆるオイルピ
ツトと呼ばれるくぼみが出来、表面光沢が劣化す
る傾向があるからである。更に通常、普通鋼圧延
に使用しているタンダム冷間圧延機をそのままス
テンレス鋼の冷間圧延に使用する場合、圧延油，
ロールの表面粗度，クラウン等は普通鋼の圧延に
適したように調整されており、これらをステンレ
ス鋼圧延に適した状態に変更することで、ステン
レス鋼としての形状，表面性状もほぼ得られる
が、ステンレス鋼圧延を行なうごとに条件を変え
るのは、経済的でないので、全工程をタンダム冷
間圧延機で圧延することは経済的観点からも好ま
しくない。従つて冷間圧延の後段最終ゲージまで
を100mmφ以下の小径ロールによりステンレス鋼
に適した潤滑油とロール粗度を整えて追加冷間圧
延を行えば、普通鋼圧延の条件をそのまま利用で
きると共にオイルピツトは、修復され、表面粗度
が小さくなり、光沢のすぐれたステンレス鋼板と
することができる。全冷延量の60％以上を冷間圧
延の前段で大径ロールにより圧延することによ
り、酸洗時の凹凸は浅くなり、更に、表面層の加
工硬化が進行するので、その後小径ロールによる
圧延を行なつても前述の如き重なりが生じなくな
り、重なりに基づく表面欠陥の発生はみられな
い。又小径ロールとすることで、ロールと圧延材
との接触面積が小さくなるため、油膜切れや、オ
イルピツト等の発生が防止出来るので、ロールの
表面粗度を細かくしておけば、表面光沢のよい薄
鋼板とすることができる。この場合のロール径は
小さい程良いが、100mmφ以下であれば効果が発
揮できるので、大径ロール径による冷間圧延に引
続いて行なわれる小径ロールによる冷間圧延にお
ける小径ロール径を100mmφ以下と限定したもの
である。100mmφ以下のロールで冷間圧延すべき
量は多い程、大径ロール圧延によつて生じたオイ
ルピツト、表面粗さ（大径ロール圧延の場合のロ
ール粗度が大きい場合）等の改善が可能となる
が、小径ロールによる圧下量は冷間圧延前の板厚
の少なくとも１％以上の圧延を行なうことにより
改善可能である。 本発明の好ましい方法に従つた冷間圧延は普通
鋼薄板とステンレス薄鋼板をともに生産している
工場、即ち普通鋼圧延をタンデムミルで行ない、
ステンレス薄鋼板を専用のゼンジミア圧延機で行
なつている工場において、普通鋼圧延に使用して
いるタンデム冷間圧延機でそのままステンレス鋼
を圧延し、引続きゼンジミア圧延機で圧延するこ
とにより、従来のプロセスの如く全冷延工程をゼ
ンジミア圧延機で圧延する場合と比べ、冷間圧延
工程の生産性が著しく向上するのみでなく、加工
性（値，リジング特性）が向上し、酸洗後、板
表面の凹凸を減少させるための特別の研磨工程も
不必要となる等、品質，コストの両面できわめて
優れた冷延技術と言えるものである。本発明の目
的を達成させる冷間圧延機としては、前記した通
り、既存のタンデム冷間圧延機とゼンジミア冷間
圧延機を組合わせて冷間圧延してもよいし、タン
デム冷間圧延機の後段のスタンドのロール径を小
径ロールとした冷間圧延機で圧延しても良いこと
は言うまでもない。 次に本発明をより効果あらしめる最終焼鈍の条
件を述べるが、この条件を850〜1000℃の温度範
囲で60秒以内で焼鈍するとしたのは、特に降伏点
を低くして加工性を向上することを目的としたも
のである。本発明の対象鋼の場合、熱延疵発生防
止の観点からスラブ加熱温度は1150℃以上1300℃
まで高温程好ましいが、このような高温スラブ加
熱を行なうと本発明鋼の如くAl添加鋼の場合も、
熱延工程でのAlNの析出による固溶Ｎの低減効
果が期待出来ない。しかも通常のフエライト系ス
テンレス鋼板の焼鈍条件800〜820℃で約20秒以内
の焼鈍では、この焼鈍工程でも、AlNの析出が
殆んど期待出来ないので低降伏点化がはかれな
い。しかしながら本発明に従つて最終焼鈍を850
℃以上1000℃以下の温度とし、焼鈍温度が低温程
長時間となるように加熱することでAlNが析出
し、降伏点を高めている固溶Ｎを低減することが
可能になるので、高温スラブ加熱を行ない、且つ
熱延板焼鈍を省略しても低降伏点化することが可
能である。 尚本発明の対象鋼の基本成分としてAlを0.08％
〜0.5％の範囲含有させる理由は、Al0.08％以下
では、(i)冷延性が低下し冷間圧延工程で耳割れ、
破断等が生じ、安定した冷間圧延が不可能であ
る、(ii)酸洗時の表面の凹凸が大きくなり、この凹
凸部分が冷間圧延中にかさなつたり、かさなつて
薄くなつた部分がちぎれたりし、最終成品の表面
疵となる、(iii)値が低下する、(iv)降伏点が著しく
高くなり、伸びも少なくなる等々の欠陥が生ずる
からであり、Alを0.08％以上、好ましくは0.1％
以上添加することにより、これらの欠陥が防止出
来る。Al添加量は多い程よいが0.5％を超えて添
加しても、その効果はあるがわずかであり、ほぼ
飽和してくるので、添加量の上限は0.5％とした
ものである。 （実施例） 以下本発明を実施例に従つて詳細に説明する。 実施例 表１に示した成分組成の厚さ300mmのフエライ
ト系ステンレス鋼スラブを1150℃で加熱後、３パ
スで厚さ200mmのスラブとした（累積圧下率33.3
％）。３パス圧延後の材料表面温度は1130℃であ
つた。このスラブを1100℃の温度に保たれた加熱
炉に直ちに入れて、５分間保持後1200℃の温度に
再加熱して７パスで厚さ20mmの粗圧延片とし、引
続き６パスの圧延で厚さ3.0mmの熱延板とした。
熱延終了温度は870℃であり、650℃の温度で捲取
つた。こうして製造した熱延板はシヨツトブラス
ト処理した後、90℃の温度で300ｇ／のH₂SO₄
濃度で40秒、引続き150ｇ／のHNO₃濃度で50
℃の温度で40秒かけて脱スケールを行なつた。つ
いでワークロール径500mmφの５スタンドのタン
デム冷間圧延機で１mm厚まで冷間圧延した後、55
mmφのロール径を有したゼンジミア冷間圧延機で
４パスで厚さ0.4mmまで冷間圧延を行なつた。つ
いで875℃の温度で30秒間の焼鈍を行なつた。比
較のため、Alを含有していない430鋼を本発明と
同一の処理を行なつて、薄鋼板としたもの及び、
本発明と同一の処理であるが、840℃×4hrの熱延
板焼鈍を行なつて薄鋼板としたものを比較品とし
た。このようにして製造した薄鋼板の，リジン
グ特性，降伏点，表面性状、冷延性等をまとめて
表２に示した。表２から明らかな如く、本発明品
は、熱延板焼鈍工程が省略されているにもかかわ
らず、表面品質，ｒ値，リジング特性，降伏点い
ずれも従来材と同等以上の品質であることがわか
る。

【表】

【表】 （効 果） 以上詳述したように、本発明によれば、成分，
熱延条件，酸洗条件，冷延条件，焼鈍条件をすべ
て組合わせることにより、従来のフエライト系ス
テンレス薄鋼板の製造においては不可欠であつた
熱延板焼鈍工程及び酸洗後の表面研磨工程を省略
しうると共に生産性の高いタンデム冷間圧延機に
より主たる冷間圧延を行なう、極めて経済的な製
造方法により表面欠陥のない、加工性のすぐれた
フエライト系ステンレス薄鋼板を提供しうるもの
であり、従つてその工業的効果は極めて大であ
る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Al0.08〜0.5％を含有するフエライト系ステ
   ンレス鋼鋳片を1100℃以上1180℃以下の温度域で
   30％以上の累積圧下率で圧延し、引続き1100℃以
   上1180℃以下の温度範囲に少なくとも30秒以上保
   持し、次いで1150℃以上1300℃以下の温度範囲で
   加熱を行なつた後、粗圧延機及び複数の連続圧延
   機からなる圧延機で850℃以上の温度で熱延板と
   なし、次いで該熱延板を捲取り、脱スケール後冷
   間圧延し、最終焼鈍することを特徴とする表面性
   状及び加工性の優れたフエライト系ステンレス薄
   鋼板の製造法。 ２ Al0.08〜0.5％を含有するフエライト系ステ
   ンレス鋼鋳片を1100℃以上1180℃以下の温度域で
   30％以上の累積圧下率で圧延し、引続き1100℃以
   上1180℃以下の温度範囲に少なくとも30秒以上保
   持し、次いで1150℃以上1300℃以下の温度範囲で
   加熱を行なつた後、粗圧延機及び複数の連続圧延
   機からなる圧延機で850℃以上の温度で熱延板と
   なし、600〜800℃の温度範囲で捲取り、次いで硝
   弗酸以外の酸を主体とした酸洗で主たる脱スケー
   ルを行なつた後、ワークロール径300mmφ以上の
   複数の冷間圧延機からなるタンデム冷間圧延機に
   より、冷間圧延すべき全冷間圧延量の少なくとも
   60％以上を圧延し、ワークロール径100mmφ以下
   の冷間圧延機で残りの圧延を行ない、次いで850
   〜1000℃の温度範囲で、60秒以内の最終焼鈍を行
   なうことを特徴とする表面性状及び加工性の優れ
   たフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法。