JPS63169335A - 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

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】 〔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調帯の新規な工業
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ェライト系ステ
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張係数
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とは周知のとおりであ
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、加工性および精度が必要
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ｗ４仮素材であって素材鋼板時点で形状
や板厚精度に優れたもの。

そして加工後の形状精度に優れるといった緒特性を合わ
せもつクロムステンレス鋼板素材の出現が強く待たれて
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２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板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種の綱
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Ｅ＋反は、Ｃが０．０８％以下（ＳＵＳ４１０Ｓ）か
ら０．６０〜０．７５％（Ｓｔ１５４４０Ａ）であり、
フェライト系ステンレス鋼に比べて同−Ｃｒ量しヘルで
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５ＵＳ４２０Ｊ２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　１ＩＲｃ４０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５１１５４４０＾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＜ＨＲＣ
４０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
９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ｌｉｉ賞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
入れ一焼もどし処理後のＭｉ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５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、　ＪＴＳ　Ｇ　４
３０５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所望の
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、２８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ｉＪｌ質圧延圧延材度および
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
、１！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２特に極薄鋼板では打抜き加工やフ
ォトエツ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ヘ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ＩＵ
ｆ４質圧延前圧延前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
れた銅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１ｍｍ正圧延材製造性においても数
々の問題がある。

以上の！ＩＩ！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鏡板にプレス成形な
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調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の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
、更に必要に応じての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皿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、この冷延綱帯を、従
来のフェ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、適正なフェラ
イト十オーステナイトニ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Ｍｉ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９ 重量％において。

ｃ：ｏ、ｔｏ％以下。

Ｓ　ｉ　：　２．０％以下。

Ｍｎ　：　４．０％以下。

Ｐ　：　０．０４０％以下。

Ｓ　：　０．０３０％以下。

Ｎ　ｉ　：　４．０％以下。

Ｃｒ　：　１４．０超え２０．０％以下。

Ｎ：０．１２％以下。

０　：　０．０２％以下。

Ｃｕ；４．０％以下 を含有し、場合によっては、さらに０．２０％以下（７
）Ａ　Ｉ　、　０．００５０％以下のＢ、１．０％以下
（７）Ｍｏ、　０．１０％以下のＲＥ　Ｍ、　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 ０．０１％≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％　および０．５％≦Ｎ
ｉ＋　（Ｍｎ＋Ｃｕ）／３≦５．０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綱帯を製造
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綱帯を製造する工程、
そして。

得られた冷延鋼帯を連続熱処理炉に通板して。

Ａｃ１点以上１１００℃以下のフェライト十オーステナ
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　’Ｃ／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ＨＶ　２００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組紐ｍ（実質上フェライ
トとマルテンサイトからなる＆Ｉｌ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
並びに冷却速度を前記範囲で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
ス鋼板または銅帯素材の工業的製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銅帯では有
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調帯のまま（コイル）か或
いは鋼板に整形された状態となる。

従来より１例えばフェライト系ステンレス鋼の代表鋼種
である５ＩＩＳ４３０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ェライト＋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
はあくまでもフェ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下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
ナイトニ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０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
ス鋼板または調帯では存しなかった優れた特性をもつ新
規なり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１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１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、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕなどに比べて強力且つ
安価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存効な
元素である。したがって、連続仕上熱処理工程後に２０
％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、Ｎｉ。

Ｍｎ、Ｃｕなどのオーステナイト生成元素が添加されて
いても、（Ｃ＋Ｎ）Ｉとして少なくとも０．０１％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、　ｏ、ｏｉ％
≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％の関係を満足させることが必要で
ある。

またＣを多量に添加すると連続仕上熱処理での冷却時に
Ｃｒ炭化物が結晶粒界に析出し、　Ｉ！ｉｔ食性が劣下
する場合がある。したがって、Ｃ９としては０．１０％
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。

Ｓｔ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、Ｎｉ、Ｃｕ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ａ並びに強度の制御
に有効な元素である。またＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加によ
りＣの添加量を低減することができ、軟質なマルテンサ
イトとして延性を向上させたり粒界へのＣｒ炭化物の析
出を抑制して耐食性の劣下を防止することができる。更
にＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの重要な効果は、後記の試験結果（
例えば第１図の関係）や実施例にも示すが１本発明に従
う連続仕上熱処理工程において＋　　Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ
の添加によってより低温側から且つ広い温度範囲にわた
って硬さ変動の小さい安定領域が得られることであり。

連続仕上熱処理のために必要な高温強度の点でもまた省
エネルギーの点でも実操業において多大のメリットがも
たらされることである。したがってＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの
添加は、安定した強度特性を有する複相組織鋼帯の製造
に寄与するのみならず、高温強度のより高い低温での熱
処理が可能になることによって連続仕上熱処理による炉
内のコイル破断などの高温強度低下にもとづくトラブル
の発生を回避できるとともに、省エネルギーの観点から
も多大の効果をもたらす。このような効果を得るにはＭ
ｎ、Ｎｉ、Ｃｕはその総量で少なくとも０．５％以上を
必要とするが、連続仕上熱処理後の複相組織材の硬さ上
昇に対してはＮｉの影響が最も大きく、ＭｎとＣｕはお
おむねＮｉの３分の工程度である。したがって、Ｍｎ、
Ｎｉ、Ｃｕの添加量を定めるにあたっては、Ｎｉ＋　　
（Ｍｎ　＋Ｃｕ）／３の関係式を用いて規制し、Ｎｉ＋
　　（Ｍｎ　−←Ｃｕ）／３として少なくとも０．５％
以上添加する。しかし、多量に添加すると製品が高価と
なり１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Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの各々単独ではそれ
ぞれ４．０％以下とし、Ｎｉ＋（Ｍｎ　　＋Ｃｕ）／３
として５．０％以下とする。

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
靭性の低下を招くことがあるため１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には１４．０％を
超えて含有させるべきであるが、あまりＣｒ１ｌが高い
と１　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、酸化物基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。

ＡＩ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系介在物を著滅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加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、　ｏ、ｏｏｓｏ％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、ＲＥ
Ｍ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ＲＥＶ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、前記ように成分範囲を調整したク
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、このスラブを熱間圧延し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
図ったリ、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Ｍ
ｉ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。この冷間圧延の間に挟む中間焼鈍は連続仕上熱処理
工程後の複相ｉｆｆ織調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ＩＩＡ、ＢおよびＣの鋼
を溶製し９通常の条件の熱間圧延にて板厚３．６ｖａ＋
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。なお、ｆｉＢおよびＣは本発明
で規制する鋼成分を有する鋼であるが、ｍＡはＭｎ、Ｎ
ｉ、Ｃｕｉが低く本発明で規定するＮｌ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ
）／３≧０．５％を満足しない点で本発明の対象外の鋼
である。

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に説明する）。

下記の第２表は、第１表の綱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ｍ織材（以後、ＺＣ
Ｒ材と呼ぶ）。

Ｑ）１．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Ｍｉ織材（以後、Ｉ
ＣＲ材と呼ぶ）。

（Ｃ１，ＩＣＲ材およびＺＣＲ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くｋｇｆ
／ｍｍ”）および伸び（χ）を圧延方向の値（Ｌ）、圧
延方向に対して４５０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２ＲＣ材は、前記の熱延板を冷間圧延に
より板厚ｌｌｌ１ｍとし、７５０℃Ｘ１分加熱、空冷の
中間焼鈍を行った後、さらに冷間圧延により板厚０．３
ｍｍの冷間圧延板とした。そしてこの冷間圧延板を１０
００℃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（ｂｌのＩＲＣ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Ｉｙ、０　、３　ｍ　ｍとし
、この冷間圧延板を１０００℃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℃／ｓｅ
ｅで冷却する仕上熱処理を施した。

ｔｃ＋の調質圧延材については、ＩＣＲ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。

第１表 第２表 第２表から明らかなように、２ＣＲ材およびＩＣＲ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２強度−伸びバ
ランスに優れていることがわかる。また１面内異方性に
ついて見ると、引張強さでは２ＣＲ材およびＩＣＲ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、ｌ！質正圧延材引張強さの最
も低いし方向と最も高いＴ方向の引張強さの差は１２ｋ
ｇｆ／ｎｎ＋”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ＺＣＲ材はＩＣＲ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。従って、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、？ｊ［組紐織とす
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、？！［組紐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ｍ織鋼帯を製造するう
えで、製品板厚までの板厚減少を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＋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、点用上で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存している。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ェライト＋オーステナ
イトニ相域温度であることが絶対条件である。本発明法
の実施において、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＋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１本発明が対象とする鋼成分範囲においては、　
Ａｃ、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止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＋点
＋１００℃以上とするのがよい。

より具体的には８５０℃以上、さらに好ましくは９００
℃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ェライト＋オー
ステナイトニ相域加熱の冶金的意義として、■ＣｒＣｒ
炭化物化窒化物溶、■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調帯の場合には
、これらの現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１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０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２０容
量％以上となるに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
軟質なフェライト相との複相組織を得るうえから１℃／
ｓｅｃ以上の冷却速度とする必要があるが、５００℃ハ
ｅｃ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１本発明において二相温度域加熱からの冷却は
１〜ｂ 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℃まて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銅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１■とし、７５０℃×１分加
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、そして、この冷間圧
延板を８００〜１１００℃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％）と硬さく
ＨＶ）を、仕上熱処理時の各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、加熱温度がフェライト＋オ
ーステナイトニ相域になると、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
ト量は増加するが、鋼ＢおよびＣについては８５０〜９
００℃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。これに対し、　　Ｍｎ、Ｎｉ
、Ｃｕ量が本発明の規定以下である！ＩｉＡはマルテン
サイト量および硬さの飽和する温度域が高温側にあると
ともにその範囲が狭い、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成る程度の温度変
動はやむを得ず、特に調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
の小さい銅帯が製造できることを示している。そして、
特にＭ　ｎ　１　Ｎ　＋　＋　Ｃｕを適正量添加するこ
とにより、硬さ変動の小さい仕上熱処理温度域が低温側
で且つ広範囲に得られることになるので一層有利となる
。そして強度レヘルの制御は前記のような成分制御によ
って行なうことによって目標とする強度は安定して得る
ことができ、銅帯の全長にわたって強度変動の小さい。

また調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に且つ安価に製造できる。

第２図は１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ｌｉｔ圧延材の相関と比較して示したものであ
る。なお複相Ｍｉ織材の製造は第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ｖＪ質正圧延材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、！ｌｉｔ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ｆｆ
ｌ’ｆｆ圧延材に比べて優るのは硬さの高い領域、具体
的にはＨν２００以上の領域において顕著となる。すな
わち複相Ｍｉ織材とすることによる高延性化はＨν２０
０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ｌｉｌ質
圧延圧延材達成できない本発明法による複相Ｍｉ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！ｌＩ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Ｂを第２表のｆａ）の方法で製造
した場合の金属組織写真である。写真中の白く見える領
域がフェライト、黒もしくは灰色に見える領域がマルテ
ンサイトである。この写真かられかるように、この材料
は微細なフェ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２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
にフェライト十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、微細なフェ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り強度
（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ＸｖＩ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２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
しながら具体的に示す。

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・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Ｔ￥０．３
ｍ＋ｎの冷延鋼帯とし、第４表に示した仕上熱処理条件
のもとて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。仕上熱処理後の調帯の材料特性を第４表
に併記した。

第４表から明らかなように１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１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リ
ジングの発生が見られなかった。

これに対し比較何階１では製造条件は本発明で規定する
範囲であるが、鋼のＭｎ＋Ｎｉ、Ｃｕ量が本発明で規定
するＮｉ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ）／３≧０．５％の要件から外
れる０、２４％と低い第３表の患８の鋼であるため、連
続仕上熱処理後にマルテンサイトが生成しておらず、硬
さが低い。

比較何階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量およびＮｉ１ｉがそれぞれ本発明で規定
する０、１０％以下および４．０％以下よりも高い０．
４０５％および５．０７％のＣおよびＮｉを含有する鋼
患９であるため、連続仕上熱処理後のマルテンサイト量
が１００％となり９強度は高いものの、伸びが低い。

比較何階３では連続仕上熱処理での加熱温度が７５０℃
と低く、この加熱温度では１１１ｍ１の鋼はフェライト
＋オーステナイトニ相域にならず、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ェライ
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。

比較何階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℃ハｅｃ
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−３と同様に伸びは高いものの９強度お
よび硬さが低い。

比較例患５は　１１質圧延材であり９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調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Ｎ１６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９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５比較例１１ｋＬ１，３．４および５の調帯につい
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２本発明例の複相組織鋼帯はりジングの
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３本発明法によれば、高延性と高強度を兼
備し９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Ｈｖ　２００以上の高強度素材が鋼板または調帯の
形で市場に出荷された例は見ない。したがって１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
は調帯を提供するものである。本発明に従う材料は電子
部品、情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２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 (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）重量％において、 Ｃ：０．１０％以下、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：４．０％以下、 Ｐ：０．０４０％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｉ：４．０％以下、 Ｃｒ：１４．０超え２０．０％以下、 Ｎ：０．１２％以下、 Ｏ：０．０２％以下、 Ｃｕ：４．０％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 ０．０１％≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％および ０．５％≦Ｎｉ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ）／３≦５．０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）連続仕上熱処理工程における加熱温度はＡｃ＿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）連続仕上熱処理工程における加熱温度は８５０℃
   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）重量％において、 Ｃ：０．１０％以下、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：４．０％以下、 Ｐ：０．０４０％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｉ：４．０％以下、 Ｃｒ：１４．０超え２０．０％以下、 Ｎ：０．１２％以下、 Ｏ：０．０２％以下、 Ｃｕ：４．０％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
   ０．０１％≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％および ０．５％≦Ｎｉ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ）／３≦５．０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）連続仕上熱処理工程における加熱温度はＡｃ＿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）連続仕上熱処理工程における加熱温度は８５０℃
   以上１１００℃以下である特許請求の範囲第４項記載の
   製造法。