JPH02412B2

JPH02412B2 -

Info

Publication number: JPH02412B2
Application number: JP60003882A
Authority: JP
Inventors: Jiro Harase; Tetsuo Takeshita; Kuniteru Oota; Seisaburo Abe; Masanori Ueda; Masamitsu Tsuchinaga; Michio Wakamatsu
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-01-12
Filing date: 1985-01-12
Publication date: 1990-01-08
Also published as: JPS61163216A

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、特に深絞り性
のすぐれたフエライト系ステンレス鋼板を経済的
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、特公昭49−17932
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、表面性状が必ずしも満
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特に深絞り性の
すぐれたフエライト系ステンレス鋼板を安価に製
造する技術を提供するものである。即ち本発明の骨子は通常のフエライト系ステン
レス鋼に0.08〜0.5％の範囲のAlを添加し、1150
〜1250℃の温度で加熱後、粗圧延の後段において
15秒以上のパス間時間を有する圧延を少なくとも
２回以上行う粗圧延後850℃以上好ましくは900℃
以上の温度で仕上熱間圧延を施した後、700〜850
℃の温度範囲で捲取つた後、脱スケールを行な
い、ワークロール径300mmφ以上のタンデム冷間
圧延機で冷間圧延を行ない薄鋼板とした後、800
〜1000℃の温度範囲で１秒以上60秒以内の焼鈍を
行なうことにある。また、更に表面性状の良好なフエライト系ステ
ンレス薄鋼板を得るためには、上記と同じフエラ
イト系ステンレス鋼のスラブに上記と同じ熱間圧
延を施こし、脱スケールを行なつた後に、ワーク
ロール径300mmφ以上のタンデム冷間圧延機で全
冷延量の60％以上を圧延後、引続きワークロール
径100mmφ以下の冷間圧延機で圧延して薄鋼板と
した後、800〜1000℃の温度範囲で１秒以上60秒
以内の焼鈍を行なえばよい。以下に本発明を詳細に説明する。（問題点を解決するための手段）本発明においてAl0.08〜0.5％（重量）を含有
するフエライト系ステンレス鋼のスラブの加熱温
度を1150℃以上とした理由は、この温度未満の加
熱では、熱間圧延中の被圧延材の温度が低下し、
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た
めの研削工程が不可欠になるからである。特に本
発明においては、熱間圧延捲取温度が700℃以上
850℃以下という高温捲取を施すために、1180℃
以上の加熱温度が望ましい。一方、熱間圧延中の
疵の発生を防止するには、スラブ加熱温度は高温
である程好ましいが、1250℃を超える過剰な温度
では、以下の理由により最終製品の加工特性を劣
化させる上に、加熱に要するエネルギーが必要で
あり不経済でもあるため、その上限を1250℃とし
た。1250℃以上の温度でスラブを加熱した際に加
工特性が劣化する理由は、まず1250℃以上のスラ
ブ加熱を実施するとAlN析出の優先核生成サイ
トとなるMnS等の析出物が溶解し熱間圧延時の
AlN析出が遅れ、成品の深絞り特性が劣化しか
つ降伏応力も高くなる。また、1250℃以上のスラ
ブ加熱では、凝固時に生じたγ相が完全に固溶し
てしまい、粗圧延時のα→γ変態が遅れ、粗圧延
後段における再結晶核生成サイトが少なくなり再
結晶の進行が遅れ、成品のリジング特性が劣化す
る。次に粗圧延条件について述べる。粗圧延の後段
において、15秒以上のパス間時間を有する圧延を
少なくとも２回以上行う粗圧延を実施するのは、
最終成品板のリジングを小さくし値を向上させ
降伏応力を低くし且つ表面欠陥を発生させないこ
とにある。リジングは成品板における、優先集合
組織（特に｛111｝と｛100｝）を有するコロニー
のサイズを小さくすればよいが、本発明者らの研
究によれば粗圧延時に再結晶を起こさせ仕上熱間
圧延開始直前の結晶粒をできるだけ微細化しかつ
結晶方位をできるだけランダム化すれば製品のリ
ジングが小さくなることを見い出した。この粗圧
延時の再結晶について本発明者らは詳細に調査を
行い、上述の様にスラブ加熱温度を1250℃以下好
ましくは1200℃以下として凝固時に生成したγ相
を完全に固溶させずに粗圧延を開始して、粗圧延
の後段において15秒以上のパス間時間を有する圧
延を少なくとも２回以上行うことによつて、粗圧
延時の再結晶が進行して仕上熱間圧延開始直前の
結晶粒が微細化及びランダム化され、熱間圧延後
700℃以上850℃以下の高温捲取した場合でさえ
も、最終製品のリジング特性が極めて良好である
ことを見い出した。次に値と降伏応力について述べる。値は最
終焼鈍工程｛111｝集合組織を発達させればよく、
本発明者らの研究によれば、冷間圧延前にα′相
を少なくして冷間圧延時の局所的剪断変形量を少
なくする、冷間圧延工程での塑性変形としてマ
クロ的な剪断変形を少なくする、冷間圧延前に
窒化物を析出させて残留固溶Ｎ量を低減させる、
場合によく発達する。粗圧延工程が値に寄与す
るのはの場合であり、ここではについて説明
し、については後述する。このの効果は、普通鋼薄板における
scavenging効果に相当するが、フエライト系ス
テンレス鋼の場合、強力な炭化物形成元素である
Crを多量に含有しているため、通常冷間圧延前
に固溶Ｃは殆んど存在せず固溶Ｎのみが問題とな
る。冷間圧延前にこの固溶Ｎを低減するために析
出させる窒化物は、本発明鋼の場合主として２種
類あり、AlNとCr₂Nである。単に固溶Ｎを低減
させるにはいずれの窒化物を析出させても同じで
あるが、本発明者らの詳細な研究の結果、AlN
を析出させた方が値に有利であり、更に降伏応
力の低下にも有利であることを見い出した。この
理由は、本発明鋼の場合、800℃以上1000℃以下
の最終焼鈍工程でCr₂Nは分解するが、AlNは全
んど分解しないからである。即ち冷間圧延前に
Cr₂Nを多量に析出させておくと、AlN析出時に
比較して最終焼鈍工程でCr₂Nが分解し固溶Ｎが
増え、降伏応力が高くなり、かつ粒成長を阻害す
るため値も低くなると考えられる。従つて、冷
間圧延前に窒化物を多量に析出させかつAlNの
析出量をより多くすれば、良いと結論づけた。そ
こで、粗圧延工程における窒化物の析出挙動を調
べたところ、粗圧延の前段では主としてCr₂Nが
析出し、後段においてはAlNが析出することを
見い出し、以下の条件の時AlN析出が促進する
ことを見い出した。即ち、スラブ加熱温度を1250
℃以下として粗圧延の後段において15秒以上60秒
以下のパス間時間を有する圧延を少なくとも２回
以上行うことによつて、粗圧延時のAlN析出が
促進され、値の向上、低降伏点化が助長される
ことを見い出した。次に表面性状と粗圧延条件について述べる。従
来、粗圧延工程においてパス間時間を長くした
り、圧下率を高くすると、圧延反力が上昇し、ス
ケール(b)と称される圧延疵が生じ易くなると考え
られてきた。しかし本発明者らの詳細な研究の結
果、通常の10秒程度のパス間時間より15秒以上60
秒以内程度のパス間時間を有した方が、板の変形
抵抗が低下することを見い出した。この理由は
静的回復・再結晶による転位密度の減少、γ相
へのＣ、Ｎの濃縮化による母相の純化（Ｃ、Ｎ
等）による軟質化であると考えられる。以上に述べたことをまとめて粗圧延条件の限定
理由を以下に述べる。本発明に従つて、パス間時間や圧下率を規定し
た圧延を粗圧延の後段に限定した理由は、スラブ
加熱温度に引き続く粗圧延の前段においては、圧
延後に再結晶よりもα→γ変態が優先しかつ
AlN析出よりCr₂N析出が優先するためである。
ただし、本発明に従つて圧延を行うことを前提と
した場合、粗圧延の前段においても15秒以上60秒
以内のパス間時間をとれば、後段における再結晶
の優先核生成サイトとなるγ相の析出が助長され
る利点がある。またパス間時間の下限を15秒以上
とした理由は、再結晶やAlN析出が効果的に生
ずるのに最低限必要な時間であるからであり、上
限を60秒以内とした理由は、板厚によつても異な
るがこれ以上のパス間時間では板温の降下による
変形抵抗の上昇が著しく、回復及び再結晶やγ相
へのＣ、Ｎの濃縮化による変形抵孔抗下の効果を
上回り、圧延疵が生じ易くなるためと、再結晶進
行及びAlN析出による材質向上効果が飽和する
ためであり、かつ生産性の観点よりも好ましくな
い。また所期のパス間時間を有する圧延を２回以
上と限定したのは、これ以下の回数では材質向上
効果が不十分となるからである。尚、粗圧延のパ
ス間時間を長くすることによつて再結晶及び
AlN析出を促進させ成品板の材質を向上させる
本発明の技術は、粗圧延工程の圧下率とも密接に
関係しており、保持する直前の圧下率は少なくと
も20％以上とするのが有利であり、高い程効果的
であることは当然である。しかし表面性状の観点
よりは圧下率は低い程望ましく、1150℃以上の高
温スラブ加熱及びパス間時間による変形抵抗の減
少を考慮しても、圧下率は50％以下であることが
望ましい。又仕上圧延終了温度を850℃以上に限定した理
由は、850℃未満の仕上温度では、値が低下す
るためである。特に本発明では深絞り性の優れた
フエライト系ステンレス鋼板を対象とするため
900℃以上の仕上温度であることが望ましい。一
方仕上圧延終了温度は、高温程好ましいが、本発
明におけるスラブ加熱温度の上限の温度を考慮し
て、1000℃以下とするのが好ましい。仕上圧延終
了温度が850℃未満より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｝集合組織
が発達しにくくなるからである。次に熱延捲取条件について述べる。捲取温度を
700℃以上850℃以下に限定したのは、値を向上
させ、降伏応力を低下させて全伸び値を増しリジ
ング特性を劣化させずかつ表面欠陥を発生させな
いことにある。値と降伏応力及び全伸びについ
ては、特公昭58−32217号公報に開示された先行
技術が示す様に捲取温度を850℃以上にすること
で特性は向上する。しかし通常、捲取温度が高温
になる程リジングが劣化しかつ酸洗後の粒界割れ
現象も激しくなり成品板の表面性状が著しく劣化
する等、特公昭58−32217号公報記載の技術だけ
では表面性状及び加工性の優れたフエライト系ス
テンレス鋼板を製造することはできない。また特
公昭49−17932号公報記載の先行技術が示す様に
捲取温度を600℃以下とすることでリジング特性
は向上するが、値及び機械的性質は劣化し、か
つ引き続く冷間圧延工程で耳ワレを生じやすい等
の問題を引き起こす。本発明の最大の特徴は上述した捲取温度に関す
る種々の特性変化の矛盾を、Alの添加及び前述
の粗圧延の条件と後述する冷間圧延法によつてす
べての特性を満足させかつ経済的に製造すること
を可能ならしめたところにある。以下にその理由を述べる。捲取温度によつて上
記の様な特性変化（特に値とリジング）を示す
最大の理由は、本発明者らの研究によれば、熱間
圧延捲取後に存在するα′相の量の多寡に起因す
る。即ち捲取温度が低くα′相の量が多くなると、
冷間圧延工程で、母相に比較して硬いα′相の周囲
に剪断変形が生じ、冷間圧延集合組織をランダム
化させ、最終成品のリジング特性を向上させる
が、同時に値は著しく劣化する。値が劣化す
る理由は、冷間圧延集合組織のランダム化に起因
する最終焼鈍時の｛111｝粒の核生成の阻害化、
及び最終焼鈍工程時にα′相が分解して固溶Ｃ、
Ｎ、炭化物、窒化物、が生ずることによる粒成長
の阻害化によるものと考えられ、かつα′相の分解
によつて生じた固溶Ｃ、Ｎ、炭化物、窒化物が降
伏応力の上昇及び全伸び値の低下を引き起こすと
考えられる。逆に言えば、上記のα′相による
値、及び機械的性質の劣化を少なくするために
は、従来850℃以上の高温捲取によりα′相を少な
くさせることが必要であつた。ところが本発明の
方法によれば、まずAlを添加することで捲取
工程時のγ→α変態速度が速くなり、値及び機
械的性質の劣化を少なくさせる捲取温度の下限を
700℃程度まで低減できる。Al添加によりＮを
AlNで固定できる。前述した様にAlNは値の
向上、降伏応力の低下に有効であり、その析出工
程は粗圧延後段、捲取、最終焼鈍の各工程であ
る。粗圧延工程での窒化物の析出挙動については
既に述べたのでここでは捲取工程での挙動を説明
する。本発明者らの詳細な調査によれば、本発明鋼の
場合、700℃以下では主としてCr₂Nが析出し、全
窒化物中のＮ量と含有Ｎ量の比は700℃以上でほ
ぼ100％となり、かつ700℃以上でAlN析出が促
進されることを見い出した（第１図参照）。即ち
本発明においては、Alを含有させることでγ→
α変態速度が速まりα′相の悪影響を除去する下限
捲取温度及び全Ｎが窒化物となる下限捲取温度が
低くなり、かつ粗圧延工程でAlN析出を促進さ
せているため全窒化物中に占めるAlNの比を大
きくすることができる。このため本発明法の場
合、従来値や機械的性質を向上させるのに必要
であつた850℃以上の捲取温度を、700℃以上にま
で低減させることが可能となつた。またリジング
は従来の方法では700℃以上の捲取温度で劣化す
るが、粗圧延工程のところで説明した様に、粗圧
延での再結晶で、結晶粒が微細化及びランダム化
される効果により、リジングに対する捲取温度の
上限を850℃まで上昇させることが可能となつた
（第２図参照）。尚、熱延コイルを捲取つた後、放
冷せずに徐冷若しくはその温度に保熱すれば、適
正捲取温度範囲は700〜850℃により低温側に移行
することは言うまでもない。次に表面性状について述べる。前述した様に
850℃以上の様な高温捲取を実施すると酸洗後の
粒界割れ現象がひどくなる。この粒界割れ現象
は、酸洗工程の捲取時や冷間圧延工程で生じ粒界
が開口する。この状態で冷間圧延すると圧延方向
に粒界開口部が倒れ込み、一部は重なり合つた
り、ちぎれたりする。この様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、成品板
の重大な表面欠陥となる。この様な表面欠陥を引
き起こす粒界割れ現象は熱間圧延捲取温度が850
℃以下の場合にはそれほど顕著ではない。しかし
本発明に従つた700℃〜850℃の捲取温度範囲内で
も、高温側（800℃以上）でいくらか粒界割れ現
象が生ずる。この粒界割れ現象が生ずる原因は現
在のところ必ずしも明らかではないが、本発明者
らの研究によつて捲取後、熱延コイルを水冷する
ことで防止できることが明らかになつた。ただ
し、前述の様に高加工性の材質を得るのに必要な
α′相の分解及びAlNの析出等の冶金現象はいずれ
も時間を要するため熱間圧延捲取後即座に水冷す
れば高加工性の成品板が得られない。現在までの
研究では、800℃で捲取つた熱延コイルを30分間
放冷後水冷した場合及び750℃で捲取つた熱延コ
イルを60分間放冷後水冷した場合に、成品板の材
質は満足されかつ酸洗後の粒界割れが殆んど生ぜ
ず、表面特性が極めて良好な成品板が得られるこ
とを見い出している。尚、熱延コイルを放冷せず
徐冷若しくは保熱後水冷しても良いことは言うま
でもない。この様な粒界割れを防止する元素とし
て例えばSb、Sn、Cu、Ｂ、Mo等の粒界偏析型
元素を0.1％以下添加することが効果的なのは言
うまでもない。次に脱スケール条件を限定した理由について述
べる。本発明においてはフエライト系ステンレス
鋼熱延板を熱延ままの状態で脱スケールするた
め、熱延板焼鈍後脱スケールする通常の熱延板脱
スケールの場合と比べて、スケールの性状が異な
り脱スケールしやすいが、更に脱スケールを効果
的に行うには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粉を吹付ける処
理等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うことが効果的である。酸洗
液としてはHNO₃／HFやH₂SO₄やHCl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。次に冷間圧延の条件について述べる。冷間圧延
を大径ロールで、または前段を大径ロール、後段
を小径ロールで実施するのは値を向上させ、リ
ジングを小さくし、且つ表面欠陥を防止すること
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、発明者らの研究によれ
ば、前述した３つの効果のうち特に冷間圧延工程
では冷間圧延の塑性変形としてマクロ的な剪断変
形を少なくすることで、最終焼鈍工程で｛111｝
集合組織が発達することを見い出し、更にこのマ
クロ的な剪断変形は冷間圧延ロール径を大きくす
ることで低減できる。本発明者らの詳細な調査に
よれば、ワークロール径300mmφ以上の冷間圧延
機で圧延することでワークロール径50mmφの冷間
圧延機で圧延する場合に比べ、値を約10〜30％
程度の向上が認められた。この値向上効果は、
冷間圧延すべき全圧延量の60％以上をロール径
300mmφ以上の大径ロールで圧延しておけば、残
りの圧下量を小径ロールで圧延しても効果は変ら
ないので、大径ロール冷間圧延率を60％以上とし
たものである。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
るため、熱延ままの状態で存在している｛100｝
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
してリジング性が劣化することになる。かかる
｛100｝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、冷間圧延
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｝集合組織の集積度が小径ロール
圧延の場合より高くなり、リジング性が劣化する
ことになる。即ち、リジング性を劣化させる
｛100｝集合組織の集積度は、冷間圧延率とロール
径との間に相関関係があり、冷間圧延率、ロール
径の夫夫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｝集合
組織の集積度の最小値になる冷間圧延率、ロール
径が存在する。一方｛100｝集合組織の集積度が
最小値になる冷間圧延率、ロール径は圧延される
材料の状態によつても異なる。本発明における如く、熱延板焼鈍されていない
材料は焼鈍を施した材料に比べ、｛100｝集合組織
の集積度が高いので仕上焼鈍後の｛100｝集合組
織の集積度が最低値を示す冷間圧延率、ロール径
はより大きい側に移行する。このように、本発明ではロール径を大径側に移
してもリジング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
てもリジング性の劣化は生じない。本発明は冷間圧延の前段を300mmφ以上700mmφ
までのロール径の圧延機により圧延率60％以上で
冷間圧延することを規定したのは、以上の理由に
もとづくものであるが、加工性（値、リジング
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回の冷間圧延をすればよいこ
とになる。しかしながら表面性状を考慮すると、
前段を大径ロールとし、後段を小径ロールとする
のが有利である。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、前記の如く酸洗工程で鋼板表面に凹凸が生
じても、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
の剪断変形が少ないため凸部が凹部部分に倒れ込
み、重なり部分が発生することに基づく表面欠陥
が発生しなくなるため、冷間圧延前に凹凸部分を
平滑化する研磨工程が不必要となる。このような
凹凸にもとづく表面欠陥を防止する目的のみであ
れば、全冷間圧延工程を大径ロールを備えたタン
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
油の粘度にもよるが、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デ
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
うごとに条件を変えるのは経済的でなく、従つて
全工程をタンデム冷間圧延機で圧延することは経
済性の観点から好ましくない。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を用い、ロー
ル表面粗度を整えて追加の冷間圧延を行えば、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を得ることができる。全
圧延量の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つて、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ため、
その後小径ロール圧延を行なつても前記の如き重
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できる
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
冷間圧延に引続く小径ロール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
場合のロール表面粗度が大きい場合）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％以上の圧延を行うこ
とにより改善可能である。本発明の方法に従つた冷間圧延は普通鋼薄板と
ステンレス鋼薄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い、ステンレス鋼
薄板を専用のゼンジミア冷間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、引続きゼンジミア冷間圧延機で圧延すること
により、従来プロセスの如く全冷間圧延工程をゼ
ンジミア冷間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
も不必要となるなど、品質、コストの両面できわ
めてすぐれた冷間圧延技術といえるものである。
本発明の目的を達成しう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を用いてもよい。次に最終焼鈍を800〜1000℃の温度範囲で60秒
以内と規定したのは、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
明法の場合、粗圧延工程及び熱間圧延捲取工程で
AlN析出を促進させているが（第１図参照）、全
Ｎ量の内約半量程度はCr₂Nとなつている。この
ため、１秒以内の短時間の最終焼鈍を実施すると
Cr₂Nの一部が分解し、また熱延捲取工程時に残
存したα′相が分解し固溶Ｎが生じ、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800℃以上1000℃以下の温度で１秒以上60秒
以内の焼鈍を実施すると、Cr₂Nやα′相が分解し
て生じた固溶ＮがAlNとして固定された低降伏
点化が達成できる。尚本発明鋼の基本成分としてAlを0.08％〜0.5
％の範囲で含有させる理由は、Al0.08％未満で
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)酸洗時の表面に凹凸が大きくなり、この凹
凸部分が冷間圧延中に重なつたり、重なつて薄く
なつた部分がちぎれたりして最終製品の表面疵と
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ため
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でき
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、その上限を0.5％と定めた。（実施例）以下本発明を実施例に従つて詳細に説明する。実施例第１表に示した成分で、250mm厚のフエライト
系ステンレス鋼スラブを1190℃の温度に加熱後、
第２表に示す熱間圧延を実施して、厚さ3.0mmの
熱延コイルにした。この熱延コイルの内〜の
６コイルを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１
mm厚まで冷間圧延した後、55mmφのロール径を有
するゼンジミア冷間圧延機で４パスで厚さ0.4mm
まで冷間圧延を行つた。ついで875℃の温度で30
秒間の焼鈍を行つた。更に、比較のため熱延コイルを従来法（840
℃×4hrの熱延板焼鈍を行つた後、ゼンジミア冷
間圧延機だけで製品とする方法）で処理して0.4
mm厚さの薄鋼板とした。この様にして製造した薄鋼板の値、リジング
性、降伏応力、冷間圧延性などをまとめて第３表
に示した。第３表より従来の製造法で製造した
コイルの特性と比較して、本発明法により製造し
た、、コイルは、リジング特性及び値が
良好で深絞り用途鋼として十分使用できることが
認められる。また本発明の製造条件より、捲取温
度が低いコイルの場合リジング特性は良いが深
絞り用途材としては値がやや低いという問題を
生じ、捲取温度は高いが粗圧延工程でのパス間時
間が短いコイルの場合値は高いがリジング特
性が悪く、Al含有量の少ないコイルの場合冷
間圧延性が不良で表面性状が悪く、かつ降伏応力
も高くリジング特性及び値も深絞り用途鋼の条
件を満たさないことがわかる。

【表】

【表】（発明の効果）以上詳記したように、本発明によれば、従来の
フエライト系ステンレス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うという極
めて経済的な製造方法により表面欠陥のない、加
工性特に深絞り性のすぐれたフエライト系ステン
レス鋼板を提供しうるものであるから産業上裨益
するところが極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図はAlを0.13％含有するSUS430鋼のスラ
ブを1200℃で加熱後、熱間圧延して3.0mmの厚さ
とした熱延コイルにおける窒化物の析出挙動を熱
間圧延捲取温度に対して示した図で、全析出物の
Ｎ量とAlNとして析出したＮ量を、含有全Ｎ量
に対する割合（％）で示した図であり、図中の実
線は本発明の熱間圧延法により製造した熱延コイ
ルの場合を示し、破線は通常の熱間圧延法（粗圧
延のパス間時間が15秒以下）で製造した熱延コイ
ルの場合を示す。第２図はAlを0.13％含有する
SUS430鋼のスラブを1200℃で加熱後熱間圧延し
て3.0mmの熱延コイルとし、引き続き酸洗して冷
間圧延を施し0.4mmの冷延コイルとし、875℃で25
秒間焼鈍して製造した製品板のリジング高さ及び
ｒ値を、熱間圧延捲取温度に対して示した図であ
り、図中の実線は本発明の熱間圧延法及び本発明
の冷間圧延法で製造した場合を示し、破線は通常
の熱間圧延法（粗圧延工程のパス間時間が15秒以
下）及び本発明の冷間圧延法で製造した場合を示
し、一点鎖線は通常の熱間圧延法及び通常の冷間
圧延法（ワークロール径100mmφ以下）で製造し
た場合を示す。

Claims

【特許請求の範囲】１ Al0.08〜0.5重量％を含有するフエライト系
ステンレス鋼のスラブを、1150〜1250℃の温度範
囲に加熱した後、粗圧延機及び連続仕上圧延機に
よつて熱間圧延するにあたり、粗圧延の後段にお
いて15秒以上60秒以内のパス間時間を有する圧延
を２回以上行う粗圧延を行つた後、850℃以上の
仕上温度で仕上熱間圧延を行い、700〜850℃の温
度範囲で捲取つた後、脱スケールを行ない、次い
でワークロール径300mmφ以上の冷間圧延機から
なる連続冷間圧延機で冷間圧延を行ない、しかる
後に800〜1000℃の温度範囲で１秒以上60秒以内
の最終焼鈍を行うことを特徴とする表面性状及び
加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼板の
製造方法。２ Al0.08〜0.5重量％を含有するフエライト系
ステンレス鋼のスラブを、1150〜1250℃の温度範
囲に加熱した後、粗圧延機及び連続仕上圧延機に
よつて熱間圧延するにあたり、粗圧延の後段にお
いて15秒以上60秒以内のパス間時間を有する圧延
を２回以上行う粗圧延を行つた後、850℃以上の
仕上温度で仕上熱間圧延を行い、700〜850℃の温
度範囲で捲取つた後、脱スケールを行ない、次い
でワークロール径300mmφ以上の冷間圧延機から
なる連続冷間圧延機によつて、冷間圧延すべき全
圧下量の60％以上を圧延し、続いてワークロール
径100mmφ以下の冷間圧延機によつて残りの圧下
量を圧延し、しかる後に800〜1000℃の温度範囲
で１秒以上60秒以内の最終焼鈍を行うことを特徴
とする表面性状及び加工性のすぐれたフエライト
系ステンレス鋼板の製造方法。