JPS5896851A - 耐リヂング特性を改善した成形加工鋼板用フエライト系ステンレス鋼 - 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】 不発明１−ＸＩ）ヂング発生の着しく軽減され九成形加
工鋼板用フェライト系ステンレス鋼に関するものでるる
。

８ＵＳ４５０に代衆きｎるフェライト系ステンレス鋼（
以下率に４３０鋼という）の圧蝙鋼板は流し台などの１
ｓｔ房機器その他種々実川的製品に汎用されている。し
かし、この種の銅の鋼板はプレス成形加工時にしはしは
リヂングと呼［ｆ’Ｌ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一品価値を低くする
ので成形後ににその程度に応じ１研磨を施さねはならず
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
となっていることは周知の通りでるる。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本か
かわらず、いまだ工業的に有効な防止策が見い出される
までには到っていない。

近年、連続鋳造技術の進歩によって４３０鋼の製造は相
当量か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遅しやすく９
分塊圧延を経１製造されたインゴットスラブに比べてリ
ヂング発生の点では劣っている。それを克服するために
、溶湯の１１ｉａ攪拌や低温鋳造技術が導入され連鋳ス
ラブの組織はかなり改善されてはきたが、リヂングか十
分に軽減されるまでには到っていない。

４３０鋼のリヂングは、凝固時に形成さ扛た粗大な鋳造
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工いる。

この帯状組織では、各バンドがぞｔぞれ結晶字的に異な
った方位を鳴し、そｎにもとづくバンド間の塑性異方性
ＶＣよってリチング現象が発生する。

したがって、こｊＬまでに提案さｎている４５０鋼のリ
ヂング改魯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４５０鋼はＣＺ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ェライト相（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ｎている。−例をろけると、熱延鋼帯を当該鋼のＡ
、変態点以上に再加熱し析出するγ相の分散および七の
後の冷却過程でのγ相の変態によって組織をランダム化
するという方法がるる。米国特許２，８５１，３８４号
によれば、鋼組成において次式で示されるす−ステナイ
ト・ポテンシャルＡ Ａ＝２８８（−Ｃ）＋３５０（チＮ）＋２２（チＮＩ〕
十７．５　［％Ｍａ　］−１８，７５（％Ｃｒ）−５４
Ｃ％Ｓｔ）＋３３８．１ の値を６５１ｉ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、再加熱によって析出するγ相は熱延鋼帯中の変
態相（旧γ相から変態によって生成した相）の位置に再
析出する傾向がるり、したがってこの方法では帯状組織
を破壊することＦＸ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な熱処理を施さずとも、オ
ーステナイトポテンシャルを利用する方法４１０る。す
ｌわち、オーステナイトポテンシャ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ャルが
高いほどリヂングの発生は抑制はれることが示きれてい
る。これにオーステナイトポテンシャルが高い鋼はど高
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ャルを高めるとい
う方法でＨリヂングを軽減するまでには到っていない。

七の理由はオーステナイトポテンシャルなる概念（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。

（１１γ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）灸にγ相の析出曲線のノーズＩｊＡｍｈ合金元素
組成によって著しく異なる。

といった点か全く考鳳されていないことでるる。

このように、従来のγ相を利用したリヂング改’＃ｊｌ
ＲＢ、ｒ相の出現をオーステナイトポテンシャルのみの
関数として認識し、七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かめる。

本発明者らは、４５０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相の役割について冶金学的に詳細に検討し
た結果、鋼成分中ＯＮが熱関圧観中に存在する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
刺違した。

本発明によｎはＣｒ二１５．５％　〜１７．５’ｌＧ、
　Ｃ：０．０１　Ｓ　〜０．０４　慢、　Ｎ　：　０．
０４　Ｓ　〜Ｏ，Ｏ’８　慢を含み、残分にＦ・および
不可避的に混入する不純物からなるフェライト糸ステン
レス鋼が提供さｎる。

本発明の鋼において、Ｎは銅の熱間圧延工程における金
属組織の改善に有効でるる。即ち、熱関圧砥温度におい
１γ相の析出を容易にしくγ相析出曲線のノーズ温度を
下ける）、それによって２相状態で圧延を遂行し９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ｏ、　０４　％は必要でるるか、α０８チを越えると
、製品鋼板の成形加工性を損なう。

Ｃはγ相析出曲縁のノーズ温度を上ける作用を有するの
で、前記のようなＮの効果を達成するためには、Ｃは０
０４チ以下に限定する必要がるる。

しかしｌがらＣｔ−０，０１チ未満に低下させること扛
製鋼上多大のコスト上昇を来たすのでｃｌｈＯ１０１〜
００４カと限定される。

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α０４チ前後と判断さｎる。また試料Ｂ５とＤｌか
らＣ上限量の臨界値もα０４−ｉ！１１後と判断される
。

本発明の鋼は８ＵＳ４５０としてＪＩ８に規定される組
成において杵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量の調整線１）　　Ａｒと
Ｎ、ガス交互にブローする方法。

２）′ｆＪ化Ｆｓ　−Ｃｒおよび奮化Ｍｎを絵加する方
法。

６）Ｎ、ガス２よび２１１Ａの方法を併用する方法のい
すｎかによって容易に実施することかできる。

次に本発明をＶｉｌ、１例によって具体的に説明する。

土紀衆１に示す組成の銅、即ちＮを積極的に添加し、Ｃ
を制限した不発明鋼と、七扛らを考瀘しない従来の４３
０鋼を４．０トン電気アーク炉で浴製し、転炉−真空脱
ガス法で精練し、１５５Ｍ厚の連続鋳造スラブを製造し
た。３０ｍＸ５０ｍの試験片に切断し、熱処理（水冷）
し、γ相の量を＠足した。この際、高温でＯｒ＠は冷却
によっ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。測定扛光字顕黴−
によるポイントカウント法によって実施した。

こｎらのスラブを９００°〜１５００℃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ｈｒ相の析出曲線のノーズ温度が１
１００℃でろるのに対し１不発明鋼Ｂ１では９５０°〜
１０００℃にるる。

（２）　　ノーズ温度から当該蛎のＡ１変固点までの領
域で従来鋼のγ相量な温度の低下とともに急激に減少す
るのに対し１本発明鋼では、ノーズ温度以下の領域でγ
相の減少率が小姑〈、七の結果、当骸銅のＡ、変態点の
直上まで相当量のγ相が残存しτいる。

といった点を挙けることができる。

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
異がめる。本発明者らは、Ｎが熱間圧延工程での金属組
織の改善に有効でるると結論した。

４３０鋼の通常の熱地方法は次の通りでるる。

２）　粗圧延終了　　　９８０℃　　　　３０ｍ５）仕
上げ圧蝿入口　９５０℃ ４）　　　　ｚ　　　出口　８００℃　　　　五６■５
）　巻取＃）　　　　　７００〜５５０℃　　１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めることかわかる。本
発明鋼でに１図（２）に示したγ相析出曲線の形状から
れかるように、粗圧延および仕上は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０％に、
１０ｓＯ’〜９００℃の熱地段階では巌大蓋またはそれ
に近い量のγ相を含む２相域圧砥と１つていることがわ
かる。これに対し従来鋼でに、ノーズ温［（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ｌ〈、低温側では（α＋γ）の２相域圧＃、はほとん
ど達成ζｎることなく熱地鋼帯か製造されていることが
わかる。

本発明−で実現された２相域圧嬌の低温側への拡大によ
って得ら扛たおもｌ効果に次のようである。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
存在によって強度の低いα相に加工歪が樋中し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
大部分が仕上は圧延段階の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ｎることでめる。

このような知見から通常の熱間圧延において。

このよう７２（α＋γ）の２相域圧延を実現するために
ＨＮを含有することが必須であることがわがるか、Ｎに
よるリヂング改善の効果に七のよう１２相域圧延の効果
に崗因しくいる。

以上に記したよりｌγ相の利用に、従来Ｏｒ相の量のみ
を考慮し九オーステナイトホテンシャルを高めるとめ５
方法では実質的に達成さｎ＊ｖいととは明らかである。

本発明の鋼のリチング特性を示すために表２に示す成分
のフェライト系ステンレス鋼（４５０鋼）の試料を、前
記と同様に電気アーク炉で浴製し。

転炉−真空脱ガス法で精練し、１５５ｍ厚の連鋳スラブ
とし、１１４０°〜１１６０℃に加熱保持し九後、７パ
スの粗圧延で５０ｗ１の中間板厚にし。

さらに、６連のタンデムンル圧砥機にて仕よけ圧延し５
．６　ｗｘ淳の熱地銅帯とし、熱延鋼帯を８１０’ＣＸ
６時間の拡散焼鈍を施した後１通常の冷延工程に従って
最終的に０．７ｍ１Ｉ＋庫の冷延・焼鈍板を作製した。

リチングの発生状況は、圧延方向と平行に株数した小型
引張試験片を用い、２０１１の引張変形を付与した後、
触針粗さ計によってｔｊ＃足した中心線平均粗さによっ
てＦＦ価した。また、目視によるリヂングの判定も行っ
た。以−ヒのようにして製造された鋼のりヂング特性お
よび機械的性質。

模型成形性を表３．４にそれぞれ示す。

表５から１本発明鋼のＢ２およびＢ５は比較鋼Ｄ２およ
びＢ３に比べ著しく優れたリヂング特性を有することか
わかる。また１表４から本発明鋼の機械的性質および成
形性に従来鋼と同等であることがわかる。

＊ＩＲａ：中心線平均粗さく触針粗さ計）Ｃｕｔ　ｏｆ
ｆ　（（ｉ　　４　ｗｍ 本２　リヂングの相対評ｔｆｌｉ（目視判定）ｔ　最良
　２．良　３．普通 ４、　劣る　５．　着しく劣る 以上記載の通り２本発明ｒＬ４５０ｍの組成上のわずか
な調製によって、耐すヂング性を大きく改善することか
できるもので、その産業上の貢＃は甚だ大でるる。

【図面の簡単な説明】

添付図面ａ本発明鋼と従来機のＴ相析出曲線を比較して
示す図でるる。 特許出願人　　日新製鋼株式会社 代１人弁理士　松　井　政　広　（外２名）１粍　　（
〃２ 手続補正書 昭和５７年４月１９日 特許庁長官　島田春樹　殿 １、事件の表示 昭和５６　　年特　許　願第１９５５９７号３、　補正
をする者 事件との関係　特許出願人 ４、代理人 ５、補正命令の日付　自発 ６、補正により増加する発明の数なし ７６　　補正の対象明細書の発明の詳細な説明の欄明細
書の発明の詳細な説明の欄を次のように補正する。 Ｉｌｌ　　ＱＩＪＩｉｌ書第９ｊｊｊｌｌＩＳ行ノｒ　
４０　トンＪｉ　ｒ４０トン」と訂正する。 （２）明細書第９員第１１行の「スラブ」ｔ、「試験片
ｊと訂正する。 （３）明細書第１５１ｉの表４を下記のとおシに訂正す
る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃｒ：　１５．５饅〜ｔ　７．５　Ｓ、　Ｃ：　０．０
   １−〜０．０４１Ｇ。 Ｎ　：　０．０４慢〜０．０８　％ を含み、残分１）Ｆｓおよび不可避的に混入する不純物
   からなるフェライト系ステンレス鋼。