JPH022940B2

JPH022940B2 -

Info

Publication number: JPH022940B2
Application number: JP19559781A
Authority: JP
Inventors: Kazuo Hoshino; Yoshihiro Uematsu
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1981-12-07
Filing date: 1981-12-07
Publication date: 1990-01-19
Also published as: JPS5896851A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明はリヂング発生の著しく軽減された成形
加工鋼板用フエライト系ステンレス鋼に関するも
のである。 SUS430に代表されるフエライト系ステンレス
鋼（以下単に430鋼という）の圧延鋼板は流し台
などの厨房機器その他種々実用的製品に汎用され
ている。しかし、この種の鋼の鋼板はプレス成形
加工時にしばしばリヂングと呼ばれる凹凸状の表
面うねりを生じる。このリヂングは成形品の美観
を損ね商品価値を低くするので成形後にはその程
度に応じて研磨を施さねばならず工程の煩雑化な
らびにコスト上昇につながり大きな問題となつて
いることは周知の通りである。このようなリヂン
グを軽減するために多大の努力が払われてきたに
もかかわらず、いまだ工業的に有効な防止策が見
い出されるまでには到つていない。近年、連続鋳造技術の進歩によつて430鋼の製
造は相当量が従来の造塊法から連鋳法に移行して
いる。連鋳法で製造されたスラブには粗大な柱状
晶が発達しやすく、分塊圧延を経て製造されたイ
ンゴツトスラブに比べてリヂング発生の点では劣
つている。それを克服するために、溶湯の電磁撹
拌や低温鋳造技術が導入された連鋳スラブの組織
はかなり改善されてはきたが、リヂングが十分に
軽減されるまでには到つていない。 430鋼のリヂングは、凝固時に形成された粗大
な鋳造組織が熱延鋼帯に帯状組織として引き継が
れ、以後の冷延・焼鈍工程でも崩壊することなく
残存することに帰因していると考えられている。
この帯状組織では、各バンドがそれぞれ結晶学的
に異なつた方位を有し、それにもとづくバンド間
の塑性異方性によつてリヂング現象が発生する。
したがつて、これまでに提案されている430鋼の
リヂング改善策はこの熱延鋼帯の帯状組織の微細
化に関するものが多い。通常の430鋼はＣなどのオーステナイト形成不
純物元素を含むため高温ではフエライト相（α
相）の他に一部オーステナイト相（γ相）を含む
２相組織となる。このγ相を利用して組織のラン
ダム化を図る方法が過去に提案されている。一例
をあげると、熱延鋼帯の当該鋼のA₁変態点以上
に再加熱し析出するγ相の分散およびその後の冷
却過程でのγ相の変態によつて組織をランダム化
するという方法がある。米国特許2851384号によ
れば、鋼組成において次式で示されるオーステナ
イト・ポテンシヤルＡＡ＝288〔％Ｃ〕＋350〔％Ｎ〕＋22〔％Ni〕＋7.5〔
％
Mn〕−18.75〔％Cr〕−54〔％Si〕＋338.5％の値を35％以上にするとリヂングの改善効果が大
きいとしている。しかし、再加熱によつて析出するγ相は熱延鋼
帯中の変態相（旧γ相から変態によつて生成した
相）の位置に再析出する傾向があり、したがつて
この方法では帯状組織を破壊することは難しく、
また、工程が煩雑化する。熱延鋼帯に上記のような特別は熱処理を施さず
とも、オーステナイトポテンシヤルを利用する方
法もある。すなわち、オーステナイトポテンシヤ
ルと熱間圧延条件およびリヂングの関係をみる
と、同一の熱延条件の場合、オーステナイトポテ
ンシヤルが高いほどリヂングの発生は抑制される
ことが示されている。これはオーステナイトポテ
ンシヤルが高い鋼ほど高温でのγ相の量が増すの
で、このγ相の増加につれて（α＋γ）相の帯状
構造が細かくなることに帰因している。しかし、単にオーステナイトポテンシヤルを高
めるという方法ではリヂングを軽減するまでには
到つていない。その理由はオーステナイトポテン
シヤルなる概念（数値）はγ相の析出量の指標と
して考案されたものにすぎず、γ相の性質とし
て、 (1) γ相の析出量が合金元素組成のみならず温度
にも大きく依存する； (2) 特にγ相の析出曲線のノーズ温度は合金元素
組成によつて著しく異なる、といつた点が全く考慮されていないことである。このように、従来のγ相を利用したリヂング改
善策は、γ相の出現をオーステナイトポテンシヤ
ルのみの関数として認識し、その析出量の多少の
みを利用しようとしている点に大きな問題があ
る。本発明者らは、430鋼のリヂング発生に関連し
てγ相の性質およびそれに及ぼす合金成分の影
響、ならびに熱間加工中のγ相の役割によいて治
金学的に詳細に検討した結果、鋼成分中のＮが熱
間圧延中に存在するγ相の性質に大きく影響を及
ぼしていることを知見して本発明に到達した。本発明によればCr：15.5％〜17.5％、Ｃ：0.01
％〜0.04％、Ｎ：0.04％〜0.08％を含み、残分は
Feおよび不可避的に混入する不純物からなるフ
エライト系ステンレス鋼が提供される。本発明の鋼において、Ｎは鋼の熱間圧延工程に
おける金属組織の改善に有効である。即ち、熱間
圧延温度においてγ相の析出を容易にし（γ相析
出曲線のノーブ温度を下げる）、それによつて２
相状態で圧延を遂行し、組織を微細化することが
できる。この効果を現わすためにＮは0.04％は必
要である。0.08％を越えると、製品鋼板の成形加
工性を損なう。Ｃはγ相析出曲線のノーズ温度を上げる作用を
有するので、前記のようなＮの効果を達成するた
めには、Ｃは0.04％以下に限定する必要がある。
しかしながらＣを0.01％未満に低下させることは
製鋼上多大のコスト上昇を来たすのでＣ量は0.01
〜0.04％を限定される。後記実施例の試料B3とD2の比較からＮ下限量
の臨界値は0.04％前後と判断される。また試料
B3とD1からＣ上限量の臨界値も0.04％前後と判
断される。本発明の鋼はSUS430としJISに規定される組
成において許容される不純物を含むことができ
る。本発明の鋼の製造においてＮ量の調整は、１ ArとN₂ガス交互にブローする方法、２窒化Fe―Crおよび窒化Mnを添加する方法、３ N₂ガスおよび２）項の方法を併用する方法
のいずれかによつて容易に実施することができ
る。次に本発明を実施例によつて具体的に説明す
る。

【表】上記表１に示す組成の鋼、即ちＮを積極的に添
加し、Ｃを制限した本発明鋼と、それらを考慮し
ない従来の430鋼を40トン電気アーク炉で溶製し、
転炉―真空脱ガス法で精練し、150mm厚の連続鋳
造スラブを製造した。30mm×30mmの試験片に切断
し、熱処理（水冷）し、γ相の量を測定した。こ
の際、高温でのγ相は冷却によつてマルテンサイ
相に変態するので、このマルテンサイト相の量を
γ相の量とみなした。測定は光学顕微鏡によるポ
イントカウント法によつて実施した。これらの試験片を900゜〜1300℃の温度に２時間
加熱し水冷した試料について析出したγ相の量を
測定し結果を添付図面に示す。この図から、従来
鋼と本発明鋼の組織上の差として、 (1) 従来鋼D1ではγ相の析出曲線のノーズ温度
が1100℃であるのに対し、本発明鋼B1では
950゜〜1000℃にある、 (2) ノーズ温度から当該鋼のA₁変態点までの領
域で従来鋼のγ相量は温度の低下とともに急激
に減少するのに対し、本発明鋼では、ノーズ温
度以以下の領域でγ相の減少率が小さく、この
結果、当該鋼のA₁変態点の値上まで相当量の
γ相が残存している、といつた点を挙げることができる。本発明鋼と従来鋼の間にはγ相の析出に関して
大きな差異がある。本発明者らは、Ｎが熱間圧延
工程での金属組織の改善に有効であると結論し
た。 430鋼の通常の熱延方法は次の通りである。

【表】以上に例示した熱間圧延条件と図面に示したγ
相の析出曲線のノーズ位置を対比すると本発明鋼
と従来鋼では熱間圧延中の金属組織の点で大きな
差異のあることがわかる。本発明鋼では、図面に
示したγ相析出曲線の形状からわかるように、粗
圧延および仕上げ圧延段階で実質的に（α＋γ）
の２相域で圧延を施すことができる。特に、
1050゜〜900℃の熱延段階では最大量またはそれに
近い量のγ相を含む２相域圧延となつていること
がわかる。これに対し従来鋼では、ノーズ温度
（約1100℃）以下の温度域でγ相の消失量が多い
ために、粗圧延の後半および仕上げ圧延段階で残
存するγ相はきわめて少なく、低温側では（α＋
γ）の２相域圧延はほとんど達成されることなく
熱延鋼帯が製造されていることがわかる。本発明鋼で実現された２相域圧延の低温側への
拡大によつて得られたおもな効果は次のようであ
る。第１に、（α＋γ）の２相域圧延では熱間強
度の著しく高いγ相の存在によつて強度の低いα
相に加工歪が集中しα相の再結晶の有効な駆動力
になること、および第２に、γ相の大部分が仕上
げ圧延段階に低温で変態するために、変態による
結晶粒のランダム化がなされることである。このような知見から通常の熱間圧延において、
このような（α＋γ）の２相域圧延を実現するた
めにはＮを含有することが必須であることがわか
るが、Ｎによるリヂング改善の効果はそのような
２相域圧延の効果に帰因している。以上に記したようなγ相の利用は、従来のγ相
の量のみを考慮したオーステナイトポテンシヤル
を高めるという方法では実質的に達成され得ない
ことは明らかである。本発明の鋼のリヂング特性を示すために表２に
示す成分のフエライト系ステンレス鋼（430鋼）
の試料を、前記と同様に電気アーク炉で溶製し、
転炉―真空脱ガス法で精練し、155mm厚の連鋳ス
ラブとし、1140゜〜1160℃に加熱保持した後、７
パスの粗圧延で360mmの中間板厚にし、さらに、
６連のタンデムミル圧延機にて仕上げ圧延し3.6
mm厚の熱延鋼帯とし、熱延鋼帯を810℃×６時間
の拡散焼鈍を施した後、通常の冷延工程に従つて
最終的に0.7mmの冷延・焼鈍板を作製した。リヂ
ングの発生状況は、圧延方向と平行に採取した小
型引張試験片を用い、20％の引張変形を付与した
後、触針粗さ計によつて測定した中心線平均粗さ
によつて評価した。また、目視に

【表】よるリヂングの判定も行つた。以上のようにして
製造された鋼のリヂング特性および機械的性質、
模型成形性を表３，４にそれぞれ示す。表３から、本発明鋼のB2およびB3は比較鋼D2
およびD3に比べ著しく優れたリヂング特性を有
することがわかる。また、表４から本発明鋼の機
械的性質および成形性は従来鋼と同等であること
がわかる。

【表】

【表】以上記載の通り、本発明は430鋼の組成上のわ
ずかな調製によつて、耐リヂング性を大きく改善
することができるもので、その産業上の貢献は甚
だ大である。

【図面の簡単な説明】

添付図面は本発明鋼と従来鋼のγ相析出曲線を
比較して示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】１ Cr：15.5％〜17.5％、Ｃ：0.01％〜0.04％、
Ｎ：0.04％〜0.08％を含み、残分はFeおよび不可避的に混入する不
純物からなるフエライト系ステンレス鋼。