JPH07100821B2 - 面内異方性の小さい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

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は，延性に優れ強度および延性の面内異方性の小
さい高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の新規な工業
的製造法に関し，高強度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強度高延性ス
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エライト系ステ
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脹係数
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，一層の
強度，加工性や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もの，素材鋼
板時点での形状や板厚精度に優れたもの，加工後の形状
精度に優れるといった諸特性を合わせもつクロムステン
レス鋼板素材の出現が待たれている。

〔従来の技術〕

従来のクロムステンレス鋼板素材について，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は,Cが
0.08％以下（SUS410S）から0.60〜0.75％（SUS440A）で
あり，フェライト系ステンレス鋼に比べて同一Ｃr量レ
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。
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SUS420J2では,980
〜1040℃か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SUS440Aでは,1010〜1070℃からの急冷による焼入
れ後,150〜400℃空冷の焼もどしにより，同じくHRC40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，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−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た
状態，つまり,JIS G 4305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，またこのために
最終製品のコストアッ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，調質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，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オトエッチング処理による
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，電子部品などの高精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，調質圧延材はその製造性においても多くの問題を抱
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調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鋼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に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，場合によっては更に熱延板焼鈍を行ったあと，フェ
ライト単相域での中間焼鈍を挟む二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，
従来のフエ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，適正なフエ
ライト＋オーステナイト二相域への加熱とその後の急冷
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:0.15％以下， Ｓi:2.0％以下， Ｍn:1.0％以下， P:0.040％以下， S:0.030％以下， Ｎi:0.60％以下， Ｃr:14.0％超え20.0％以下， N:0.12％以下， O:0.02％以下， を含有し，場合によっては，さらに0.20％以下のAl,0.0
050％以下のB,1.0％以下のＭo,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 0.03％≦Ｃ＋Ｎ≦0.20％ 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， フェライト単相域温度加熱の中間焼鈍を挟む２回以上の
冷間圧延によって製品板厚の冷延鋼板を製造する工程，
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，且つHV200以上の硬さを有する面内異方性の
小さい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
は鋼帯素材の工業的構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鋼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鋼帯のま
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，例えばフェライト系ステンレス鋼の代表鋼種
であるSUS430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エライト＋マルテンサイト
の二相組織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
でもフエ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化をもたらすものとして回避するこ
とが常識であり，工業的な鋼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
ナイト二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
レス鋼板または鋼帯では有しなかった優れた特性をもつ
新規なクロムステンレス鋼板材料を提供するものであ
る。

〔発明の詳述〕

以下に，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，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，強力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10％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（Ｃ＋Ｎ）量として少なくとも0.03
％以上を必要とする。しかし,CとＮ量があまり高いと連
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,0.03％≦Ｃ＋
Ｎ≦0.20％の関係を満足させることが必要であり，また
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とＮi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。しかし多量に添加すると製品が高価とな
り，本発明鋼帯の特徴の一つである経済性に影響を与え
る。したがって，通常許容されている限度のＭn;1.0％,
Ni;0.6％をそれぞれ上限とする。

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,0.030％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
靭性の低下を招く場合があるため，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，十分な耐食性を得るためには14.0％を
超えて含有させるべきであるが,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。

Ｏは，酸化物系の非金属介在物を形成し，鋼の清浄度を
低下させるので低い方が望ましく,0.02％以下とする。

Al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系介在物を著減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,0.0050％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るが，多量に添
加すると製品が高価となるために1.0％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,REM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0.10％,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，以上の鋼成分範囲に調整したクロ
ムステンレス鋼のスラブを通常の製鋼鋳造技術によって
製造し，このスラブを通常の熱間圧延によって熱延鋼帯
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適用する
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
織鋼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」 冷間圧延工程では，熱延鋼帯（熱延板焼鈍後の熱延鋼
帯）をフェライト単相域温度加熱の中間焼鈍を挟む２回
以上の冷間圧延によって製品板厚にまで圧延する工程で
ある。この中間焼鈍は連続仕上熱処理工程後の複相組織
鋼帯の延性の面内異方性を少なくする上で重要な役割を
果たす。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,BおよびＣの鋼を溶
製し，通常の条件の熱間圧延にて板厚3.6mmの熱延板と
し,780℃×６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図および第２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
いては後述する）。

下記の第２表は，第１表の鋼Ｂについて， （ａ）．冷間圧延のさいに中間焼鈍を挟む２回冷間圧延
を行なって仕上熱処理を施した複相組織材（以後,2CR材
と呼ぶ）， （ｂ）．中間焼鈍を行なうことなく１回のみの冷間圧延
を行なって仕上熱処理を施した複相組織材（以後,1CR材
と呼ぶ）， （ｃ）,1CR材および2CR材と同等の強度を冷間圧延によ
って付与した調質圧延材， の３種の方法により製造した各鋼板の引張強さ（kgf/mm
²）および伸び（％）を圧延方向の値（Ｌ），圧延方向
に対して45゜方向の値（Ｄ）および圧延方向に対し90゜
方向の値（Ｔ）を示したものである。

なお，（ａ）の2CR材は前記の熱延板を冷間圧延により
板厚1mmとし,800℃×１時間加熱，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，この冷間圧延板を970℃の温度で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20℃/secで
冷却する仕上熱処理を施した。

また（ｂ）の1CR材は前記の熱延板を中間焼鈍を施すこ
となく冷間圧延にて板厚0.3mmとし，この冷間圧延板を9
70℃の温度で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20℃/secで冷却する仕上熱処理を施し
た。

（ｃ）の調質圧延材については,1CR材および2CR材と同
等の強度が板厚0.3mmの状態で得られるように，焼鈍後
の熱延板を所定の板厚まで冷間圧延し，焼鈍した後，所
定の圧延率で調質圧延した。すなわち，前記鋼Ｂの熱延
板（焼鈍，酸洗後のもの,3.6mm厚さ）を1.07mmに冷延
し,800℃×１分の焼鈍後0.3mmに調質圧延した（調質圧
延率72％）。

第２表から明らかなように,2CR材および1CR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，強度−伸びバランス
に優れていることがわかる。また，内面異方性について
見ると，引張強さでは2CR材および1CR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Ｌ方向と
最も高いＴ方向の引張強さの差は17kgf/mm²以上もあり
面内異方性が大きい。また伸びについては，伸びが高い
複相組織材は伸びが低い調質圧延材よりも面内異方性も
比較的小さく，特に2CR材は1CR材よりも面内異方性が更
に小さいことがわかる。すなわち，中間焼鈍は複相組織
材の伸びの面内異方性を小さくする上で非常に重要であ
ると言える。したがって，第２表の結果から，熱間圧
延，熱延板焼鈍，中間焼鈍を挟んだ冷間圧延を経て，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面内異方性の小さい複相組織の高
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。

この試験結果に見られるように，また後記の実施例でも
示すように，本発明に従う連続仕上熱処理を行ったあと
でもなお残存する複相組織材の伸びの面内異方性は，冷
間圧延工程を中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を実施
することによって小さくすることができる。したがっ
て，延性の面内異方性の小さい複相組織鋼帯を製造する
うえで，製品板厚までの板厚減少の２回以上の冷間圧延
で行い，その間に中間焼鈍を実施することが本発明法に
おいて重要である。この中間焼鈍の加熱温度はフェライ
ト単相域温度，すなわちＡc_１点以下の温度である。ま
た中間焼鈍の前後の冷間圧延の冷間圧延率は各々少なく
とも30％以上とするのがよい。

「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_１点以上で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，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エライト＋オーステナ
イト二相域温度であることが絶対条件である。本発明法
の実施にあたっ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_１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，急冷後に安定した硬さが得られない場
合がある。しかし，本発明が対象とする鋼成分範囲にお
いては,Ac_１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生じないことがわかっ
た。したがって，連続仕上熱処理時の加熱温度はＡc_１
点＋100℃以上とするのがよい。より具体的には900℃以
上，さらに好ましくは950℃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エライト＋オー
ステナイト二相域加熱の治金的意義として，Ｃr炭化
物，窒化物の固溶，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の濃縮の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，これらの対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，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，
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10容量％以上となる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
軟質なフエライト相との複相組織を得るうえから１℃/s
ec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，
本発明において二相温度域加熱からの冷却は１〜500℃/
sec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℃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鋼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表の各鋼について，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,800℃×１分加熱
・空冷の中間焼鈍を行ったあと，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800〜1150℃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20℃/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
時の加熱温度の関係で示したものである（図中のA,B,C
は第１表の各鋼を表す）。

第１図から明らかなように，加熱温度が800℃を超えて
フェライト＋オーステナイト二相域になると，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急激に増加するが900〜950℃を超
えるとその増加の程度は小さくなって次第に飽和する傾
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し，またマルテンサイト量が多いほ
ど硬さは高い。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或る程度の温度変動はや
むを得ず，特に鋼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，強度レ
ベルの制御は前記のような成分制御によって行えば目標
とする強度は安定して得ることができ，鋼帯の全長にわ
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且
つ安価に製造できる。

第２図は，本発明で規制する範囲の鋼成分と製造条件内
でマルテンサイト量の異なる複相組織材を幾つか作りそ
の硬さと伸び（３方向の重みつき平均値）の相関を調
べ，これを調質圧延材の相関と比較して示したものであ
る。なお複相組織材の構造は第１図で説明したのと同じ
であり仕上熱処理の加熱温度は900℃以上である。また
調質圧延材は冷延後に焼鈍を行ったあと図中の添字で示
す調質圧延率を変えることによって硬さを変えたもので
ある。

第２図から明らかなように，調質圧延材は調質圧延率の
上昇に伴う硬さの上昇につれて伸びは急激に低下する。
これに対して複相組織材は硬さが上昇しても伸びの低下
は緩やかである。特に，複相組織材の伸びが調質圧延材
に比べて優るのは硬さの高い領域，具体的にはHv200以
上の領域において顕著となる。すなわち複相組織材とす
ることによる高延性化はHv200以上の領域で一段と顕著
に発揮されるのであり，そのためには前述の第１図から
もわかるように，約10容量％以上のマルテンサイト量の
ところである。このように硬さがHv200以上での高延性
が図れる点に調質圧延材では達成できない本発明法によ
る複相組織材の特徴があり，この強度−伸びバランスが
良好なことから本発明法によって得られた複相組織鋼帯
はプレス成形性などの加工性についても調質圧延では得
られない特質をもつことになる。

第３図は，第１表の鋼Ａを第２表の（ａ）の方法で製造
した場合の金属組織写真である。写真中の白っぽく見え
る領域がフエライト，より色の濃い灰色に見える領域が
マルテンサイトである。この写真からわかるように，こ
の材料は微細なフエライトおよびマルテンサイトが均一
に混在した複相組織を有している。

以上に説明したように，強度並びに延性の異方性の小さ
い高延性高強度の鋼帯材料が得られたのは，熱間圧延，
熱延板焼鈍，中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延のあと
にフエライト＋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，微細なフエ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る強度
（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，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から
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3.6mmに熱間圧延後,780℃
×６時間加熱・炉冷の熱延板焼鈍を行い，酸洗のあと，
第４表に示す冷延条件で冷間圧延して板厚0.3mm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。なお冷間圧延工
程での中間焼鈍の均熱時間はいずれも１分であり，また
連続仕上熱処理工程での均熱時間もいずれも１分であ
る。仕上熱処理後の鋼帯の材料特性を第４表に併記し
た。

第４表から明らかなように，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，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，また破断後の引張試験片にもリジ
ングの発生が見られない。

これに対し比較例No.1では製造条件は本発明で規定する
範囲であるが，鋼のC,N量が本発明鋼の条件である（Ｃ
＋Ｎ）≧0.03％より低い，（Ｃ＋Ｎ）＝0.021％の鋼
（第３表のNo.8の鋼）の18Cr鋼であるため，高温でもオ
ーステナイトが生成しないので連続仕上熱処理後もフェ
ライト単相鋼である。このため，強度および硬さが低
い。

比較例No.2では，やはり製造条件は本発明の範囲内にあ
るが，鋼のＣ量が本発明で規定するＣ量（Ｃ≦0.15％）
よりも高いＣ＝0.155％の鋼（第３表のNo.9の鋼）であ
り，また（Ｃ＋Ｎ）量も本発明で規定する0.20％を超え
ているので，連続仕上熱処理後のマルテンサイト量が10
0％となり，強度は高いものの，伸びが非常に低い。

比較例No.3では連続仕上熱処理での加熱温度が低く，こ
の加熱温度では鋼No.2の鋼はフエライト＋オーステナイ
ト二相域にならず，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エライト単相組織であ
り，伸びは高いものの強度および硬さが低い。

比較例No.4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0.03℃/sec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
No.3と同様に伸びは高いものの，強度および硬さが低
い。

比較例No.5は，調質圧延材であり，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，伸びの異方性が大きい。したがって本発明法によ
って得られた鋼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。

比較例No.6は，連続仕上熱処理前の冷間圧延において中
間焼鈍を行っていないので，強度が高く伸びも優れてい
るものの，伸びの面内異方性が中間焼鈍を施した本発明
例のものに比べると大きくなっている。

なお，比較例No.1,3,4および５の鋼帯については，破断
後の引張試験片でいずれもリジングの発生が見られたの
対し，本発明例の複相組織鋼帯はリジングの発生が見ら
れず，プレス成形などの加工が良好に行えることがわか
る。

以上のように，本発明法によれば，高延性と高強度を兼
備し，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Hv200以上の高強度素材が鋼板または鋼帯の形で市
場に出荷された例は見ない。したがって，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，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， 第２図は本発明に従う仕上熱処理材と調質圧延材につい
て硬さ−伸びの相関関係を示した図， 第３図は本発明に従う連続仕上熱処理を施したクロムス
テンレス鋼帯の金属組織を示した顕微鏡写真である。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％において， C:0.15％以下， Ｓi:2.0％以下， Ｍn:1.0％以下， P:0.040％以下， S:0.030％以下， Ｎi:0.60％以下， Ｃr:14.0％超え20.0％以下， N:0.12％以下， O:0.02％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 0.03％≦Ｃ＋Ｎ≦0.20％ 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， フェライト単相域温度加熱の中間焼鈍を挟む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,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面内異方性の小さい
   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. 【請求項２】連続仕上熱処理工程における加熱温度はＡ
   c_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. 【請求項３】連続仕上熱処理工程における加熱温度は90
   0℃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. 【請求項４】重量％において， C:0.15％以下， Ｓi:2.0％以下， Ｍn:1.0％以下， P:0.040％以下， S:0.030％以下， Ｎi:0.60％以下， Ｃr:14.0超え20.0％以下， N:0.12％以下， O:0.02％以下， および,0.20％以下のAl,0.0050％以下のB,1.0％以下の
   Ｍo,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0.03％≦Ｃ＋Ｎ≦0.20％ 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， フェライト単相域温度加熱の中間焼鈍を挟む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,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面内異方性の小さい
   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. 【請求項５】連続仕上熱処理工程における加熱温度はＡ
   c_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. 【請求項６】連続仕上熱処理工程における加熱温度は90
   0℃以上1100℃以下である特許請求の範囲第４項記載の
   製造法。