JPH0751727B2

JPH0751727B2 - 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0751727B2
Application number: JP62261690A
Authority: JP
Inventors: 智良大北; 雅司堀; 邦和冨田
Original assignee: 日本鋼管株式会社
Priority date: 1987-10-19
Filing date: 1987-10-19
Publication date: 1995-06-05
Anticipated expiration: 2010-06-05
Also published as: JPH01104717A

Description

【発明の詳細な説明】「発明の目的」（産業上の利用分野）本発明は厨房機器、自動車部品、その他の耐久消費材に
広く使用される18％Crフェライト系ステンレス冷延鋼板
の製造方法に関するものである。

（従来の技術）従来、ステンレス鋼本来の耐食性、強度、延性等の特性
に加えて、成形性に優れており、更に成形後の表面の美
しさ等が要求される厨房用機器、自動車部品用ステンレ
ス鋼板としては、SUS430で代表される18％Crフェライト
系ステンレス薄鋼板が、価格の点で、又応力腐食割れに
対する耐性の点でオーステナイト系ステンレス鋼より優
れているとして広く使用されている。該鋼板は、化学的
組成としては重量％（以下単に％という）でCr:10〜20
％、C:0.1％以下、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、N:0.0
500％以下を含有するものが一般的であって、連続鋳造
スラブ又はインゴットを分塊圧延した後、熱間圧延し、
その後均質化および軟質化を目的としたバッチ式焼鈍も
しくは連続焼鈍の熱処理を施し、続いて冷間圧延し、焼
鈍、調質圧延を経て製品化されている。

しかし、近年は短時間で焼鈍効果も得る目的で、Al、T
i、Nb、などの元素を添加して行う連続焼鈍法も行なわ
れている。

更に工程の短縮を図ったものに、熱延後焼鈍を行なわ
ず、酸洗の後直接冷間圧延する熱延板焼鈍省略法も提案
されている。例えば、Alを含有するフェライト系ステン
レス鋼を熱延後、900〜1100℃で10分保持加熱した後仕
上圧延を行ない、リジング軽減ｒ値確保のためにγ→α
変態の促進とAlN析出促進を行う特開昭59−25933等があ
る。

深絞り性の改善技術としては、SUS430鋼のＣ量を0.01％
程度に低減し、Tiを0.2％添加する方法（鉄と鋼」197
7、vol5、P832）、0.2％のAlを添加し冷延率を80％から
85〜95％に上昇せしめる特公昭61−50126等がある。

リジング対策としては、その原因となる鋳造組織を破砕
するために熱延時の歪を多く残し、焼鈍での再結晶を促
進する技術が多く報告されている。例えば低温域熱延法
（特公昭45−34016）、Ti、Nbを添加する高温短時間焼
鈍法（特開昭51−149116）、熱延時を含めた再結晶の繰
り返しを行う方法（特開昭58−199822）、熱延板焼鈍時
に一旦γ相を現出せしめる方法（特公昭48−24611）等
がある。

その他には20％以上の圧下を加えて鋳造組織を破砕した
のち再加熱し熱延を行う方法（特開昭59−232232）、熱
延で少くとも１パスを歪速度150S^-1以上で圧延し鋳造組
織を破砕する方法（特開昭62−10217）等が提案されて
いる。

（発明が解決しようとする問題点）従来技術の冒頭で記載したフェライト系ステンレス鋼板
の製造法でバッチ式焼鈍を行う場合には、数十時間と云
う処理時間を必要とし生産性の点で問題があり、Al、Ti
などの元素を添加して行う短時間の連続焼鈍で製造した
冷延材は、その特性がバッチ式焼鈍材におよばないとい
う難点がある。又、前述の特開昭51−149116については
Ti、Nb等の添加のために原料コストが嵩み、低温域熱延
法や再結晶の繰り返し等の技術においては、熱延条件の
制限や鋼板表面疵の多発、ロール負荷の増大等の問題点
があり、又、一旦γ相を現出せしめる方法には、硬いマ
ルテンサイト相が生成せず非常に遅い冷却を必要とする
から生産性が低い。鋳造組織を破砕した後再加熱し圧延
を行う方法については、工程の増加に伴なう生産性の低
下があり、熱延で少くとも１パスを歪速度150S^-1以上で
圧延する方法等では熱延条件を厳しく制限される等の問
題点がある。本発明はこのような従来法の多くの問題点
を解決するために創案されたものであって、高価な添加
元素を必要とせず、組成熱延条件、焼鈍条件を合理的に
設定することにより、ステンレス本来の耐食性、強度、
延性等の特性の他に、成形性並びに表面の美しさに優
れ、リージング、ローピングのみられない、しかも経済
的なフェライト系ステンレス薄鋼板の製造法を提供する
ことを目的とする。

「発明の構成」（問題点を解決するための手段）前述の目的を達成するために本発明者等は、（１）重量％で C:0.0010〜0.0070％、N:0.0010〜0.0150％、 Cr:15〜22％、Mn:0.1〜1.5％、 Si:1.0％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるフェ
ライト系ステンレス鋼を、1000〜1200℃に加熱、その後
700〜850℃で熱延を終了し、400〜600℃で巻取り、次い
で該熱延板を750〜850℃で連続焼鈍し、通常の方法に従
って冷延および焼鈍することを特徴とする成形性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。

（２）（Ｃ＋Ｎ）:0.0020〜0.0160％としたことを特
徴とする特許請求の範囲第１項に記載した成形性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を茲に提案す
る。

（作用）本発明は、極低炭素ベースとした18％Cr系ステンレス鋼
板の製造方法に関するものである。

先ず、特許請求の範囲に記載した化学的組成並びに含有
量、圧延条件、および熱処理条件の限定理由について説
明する。

C:0.0010〜0.0070％Ｃ量の限定は本発明において特に重要な構成要件の一つ
である。第１図はＣ量と値および△ｒの関係を示すも
のである。この試験では、Ｎ値を0.0034％〜0.0045％の
略一定にした状態で、Ｃ量を0.0010％〜0.0142％まで変
化させた鋼を用い、Ｃ量と成形性ｒの関係を調べたもの
である。

なお前記した値は平均ランクフォード値であって、製
品薄板からJIS5号引張試験片を圧延方向（r₀）、圧延直
角方向（r₉₀）および圧延45゜方向（r₄₅）において夫々
採取し、それぞれのr₀、r₉₀、r₄₅値より下式によって求
めた値である。

＝（r₀＋r₉₀＋2r₄₅）÷４また△ｒは異方性を示す値であって、次式によって求め
た値である。

△ｒ＝（r₀＋r₉₀−2r₄₅）÷２供給鋼は1100℃に加熱し750℃で熱延を終了、540℃で巻
取った。その後800℃で焼鈍を行ない冷延率80％で冷延
し、800℃で冷延板の焼鈍を行なった。

上記した第１図の図表からも明らかなように、Ｃ量の低
下に伴ないの上昇Δｒの減少が見られ、Ｃ量が0.0070
％以下で値1.3以上という充分な値を示した。この
結果からＣの上限を0.0070％とした。一方下限について
は、0.0010％未満のように極端に極低炭素化しても、図
表からも判るように材質に与える効果には限界があるこ
と、又、製鋼上極低炭材を得ることは困難であり、経済
的にも不利になることから0.0010％を下限とした。

従来、この種の極低炭素フェライト系ステンレス鋼は、
耐食性向上、溶接部靭性向上のためには使用されて来た
が、成形性の要求される分野では使用されていない。こ
れは本発明の重要な特徴の一つである。

N:0.0010〜0.0150％Ｎは耐食性を損うことは殆んどなく、強度確保には有効
な元素であり添加してよい。但し0.0150％を越えて添加
すると高Ｃ材と同様に、成形性が顕著に劣化してくるの
でこの値を上限とした。一方、Ｎを極端に低くしても本
発明の効果が損なわれることはないが、製鋼時の極低Ｎ
化はそれだけコスト増を招くので0.0010％を下限とし
た。

（Ｃ＋Ｎ）:0.0020〜0.0160％第２図はＣを0.0070％以下とした場合において、Ｎを変
化させた鋼を用いて、熱延仕上温度を本発明で規定する
750℃とした場合と、本発明の範囲外とした880℃の２水
準のプロセス条件で成形性との関係を調べたもので、他
の製造条件は前述のＣ量の規定で述べたものと同一であ
る。本発明条件の場合（Ｃ＋Ｎ）量が0.0160％以下で
は、ｒ値が高く、優れた成形性を示すため上限を0.0160
％とした。下限は材質面からは特に問題はないが、製鋼
操業の経済性から0.0020％を限度とした。熱延仕上温度
が高過ぎると、極低炭系熱延板中の累積歪が低減し、次
工程の焼鈍における再結晶促進による材質向上の効果が
低減し、は低下しΔｒは上昇することになる。

本発明の極低炭系の成分の採用と、熱延仕上温度の低温
化の相乗効果により、第２図に示したような材質向上が
もたらされたと言っても過言ではない。

Cr:15〜22％本発明鋼はSUS430系統の18％Crステンレス鋼を対象とし
ている。Cr％が15％未満では耐食性が乏しく、又、22％
を越えて添加しても期待する効果はあがらず、一方コス
ト高となり本発明鋼板の利用分野での有用性がなくなる
から夫々を下限および上限として定めた。

Mn:0.1〜1.5％ Mnは脱酸元素並びに固溶強化元素として有効であるが、
1.5％を越えて添加するとｒ値が低下するので1.5％を上
限とした。又、一方0.1％未満では鋼の熱間加工性を著
しく低下させるので0.1％を下限とした。

Si:1.0％以下 Siは脱酸元素並びに強化元素として有効であるから適量
の添加はよいが、1.0％を越えて添加すると成形性、延
性が低下し、更に溶接性も低下するので上限を1.0％と
した。Siの含有量が少なくても本発明の効果には殆んど
影響はないが、実用上0.2〜0.6％の範囲が好ましい。

次にプロセス条件の限定について述べる。

熱延のための加熱温度:1000〜1200℃ 熱延のための加熱温度は低温加熱とする。1200℃を越え
るスラブ加熱温度では、鋼種が極低炭系のためにフェラ
イトの粒成長が著しく、熱延板における組織の微細化が
非常に困難となり、冷延板のｒ値、リジング性が劣化す
る。そのため上限を1200℃とした。下限を1000℃とした
のは、これより低温では圧延中の温度降下からみて本発
明で規定する熱延仕上温度（下限で700℃）を確保する
ことが困難となるためである。

熱延の仕上温度:700〜850℃ 第３図は本発明鋼である第１表に示すＢ鋼と、比較材と
してＣ量の高いＥ鋼の双方を用い、熱延仕上温度と最終
製品のｒ値との関係を調べたものである。詳言すれば0.
0035％Ｃ、0.0040％Ｎ含有鋼と、0.0126％Ｃ、0.0042％
Ｎ含有鋼を、共に1100℃に加熱後660゜〜980℃の間の６
段階の温度で熱延を行ない終了後空冷し500℃で巻取
り、その後800℃で連続焼鈍を行ない、冷延率80％で0.7
mm厚まで冷延し800℃での冷延板の連続焼鈍を行なった
ものである。本発明鋼では熱延仕上温度の低下に伴な
い、深絞り性を示す値は上昇し、850℃以下では1.4前
後の高深絞り性を示す値が得られた。Δｒは仕上温度の
低下と共に減少し、850℃以下であれば実用上問題のな
い値以下となることが判る。この結果から上限を850℃
以下とした。又、この仕上温度の上限は続く熱延板連続
焼鈍での完全再結晶を起させるのに充分な歪エネルギー
を蓄積するに足る条件に支配されるものと思われるが、
この条件が丁度850℃に対応するものであろう。下限に
ついてはｒ値、Δｒ等の材質面からは低温仕上は好まし
い方向であるが、極端な低温仕上になると鋼板の温度降
下に伴ない脱スケール性が低下し、鋼板表面にスケール
が残存し、スケール疵が発生する等の表面性状劣化が著
しくなり、また圧延機への負荷が増大する等の問題が生
ずることになるので、鋼板の品質面と操業の両面から考
慮し下限を700℃とした。尚、Ｃ量の高いＥ鋼は熱延仕
上温度の低下と共に値、Δｒ値が若干改善されるが、
本発明鋼に比較し明らかに改善効果は小さく、特にが
1.0前後、Δｒが0.8前後であり成形性が著しく劣ってい
ることが判る。

巻取温度:400〜600℃ 第４図はスラブを1100℃に加熱し、740℃で熱延を終了
し、巻取温度を変化せしめて得た熱延板を800℃の一定
条件で連続焼鈍し、その後冷延焼鈍して求めた値、Δ
ｒ値と巻取温度との関係を示したものである。比較した
のは本発明鋼Ｂ鋼と比較鋼Ｅ鋼である。この図表からＢ
鋼では巻取温度が600℃を越えると熱延板中の歪の累積
量が小さくなり、焼鈍時の再結晶への駆動力が小さくな
り、値が1.45から1.0まで低下していることが判る。
これが上限600℃の設定理由であり、下限を400℃とした
のは常法の熱延での水によるランナウト・テーブル上で
の熱延板冷却の際、この温度より以下の停止温度の制御
が鋼板の熱伝達係数の急増のため困難となること、又、
熱延板の温度降下に伴なう変形抵抗が大きくなり、巻取
りの際通常の設備では巻取りが困難となること、タイト
に巻取ることが難かしくなる等がその理由である。

尚、Ｅ鋼についての巻取温度の影響を調ってみると、
の改善効果は本発明に比較して小さく、が1.1、Δｒ
についても0.8までしか改善効果はなく、成形性が本発
明より著しく劣っていることが判る。

熱延板の連続焼鈍:750〜850℃ 通常のＣ量を含有するSUS430鋼における熱延板焼鈍の意
義は、熱延集合組織を破壊するために再結晶せしめるこ
とと、冷延性を向上させるためにγ相が変態して生じた
硬い相をフェライト＋炭化物へ分離させることの２点で
あるが、本発明の極低炭素鋼が基本となる場合は、前者
の要件のみをコントロールすればよいことになる。しか
し、この熱延板の焼鈍温度も850℃を越えると結晶粒の
粗大化が著しくなり、冷延前組織が粗大化すれば、冷延
焼鈍材の値の低下、Δｒの増大リジングの増大を招
き、深絞り性が著しく劣化するためにその上限を850℃
とした。一方、700℃未満で連続焼鈍すると、未再結晶
組織が残り、熱延板焼鈍の本来の作用が期待できず、成
形性が劣化するため700℃を下限とした。次いで常法に
従い冷延を行ない、冷延板の焼鈍を行うが、この最終工
程には特徴はなく、通常の方法により適宜処理してよ
い。従ってここでは冷延率、焼鈍条件等については省略
する。

以上化学的組成並びに含有量、圧延条件、熱処理条件に
おける数値限定の理由について述べたが、特に重要な組
成を熱延仕上温度の関係をまとめると、第５図に示す通
りの特定した範囲が最適であることが判る。結局（Ｃ＋
Ｎ）量は、材質上0.0160％以下の必要があるが、製鋼上
の観点から0.0020〜0.0160％の範囲内が好ましいことが
明かで、一方熱延仕上温度は材質上から上限の850℃
が、表面疵、圧延機の負荷等の点から下限の700℃が夫
々特定されることになり、図表で示す適正条件の範囲が
決ることになる。

尚、Alは脱酸元素として通常のレベルまで添加しうる
が、基本的には添加の必要はなく、従来技術のように材
質改善のためにAlの添加量を多くするという必要は全く
ない。高Al添加はアルミナ系介在物の増加を招き易く、
この点も本発明鋼が従来鋼に比較して優れている特徴の
一つとなっている。

尚、この発明はスラブの再加熱後熱延するプロセスのみ
でなく、HCR、HDRのような鋳造後室温まで冷却しない工
程にも適用できることは勿論、又は、凝固組織を細粒化
したストリップキャスター、ブロックキャスターによる
薄鋳片のスラブ材にも適用可能であるから、極めて広範
囲に適応しうる。

（実施例）次の第１表は、本発明で規定する組成並びに含有量の範
囲内のＡ〜Ｄ鋼、および何れかの成分が範囲外となって
いる比較材Ｅ〜Ｉ鋼の９種類の18％Crステンレス鋼を用
い、スラブ加熱温度1100℃、熱延仕上温度740℃、常法
による水冷却で巻取温度520℃で熱延板を製造し、次い
で熱延板の連続焼鈍温度を800℃で行ない、冷延率80％
で冷延し、800℃で短時間焼鈍を行なったものの化学組
成と特性を示したもので、プロセス条件は、本発明で規
定する範囲内の条件を採用したものである。

比較材の内、Ｅ鋼はＣ量が規定外であり、Ｆ鋼はＮ量が
規定外、Ｇ鋼がSi量が規定外、Ｈ鋼についてはMn量が、
Ｉ鋼においては（Ｃ＋Ｎ）が規定値を越えるものとなっ
ている。Ｃが0.0070％を越えるＥ鋼ではが1.08まで低
下し、Δｒが0.81に増大していることが判る。Ｎ量は、
Ｆ鋼のように0.0185％のものではが1.06と低下してお
り、Si量はＧ鋼の如く1.25％にも達すると、値は1.18
まで低下している。又、Mn量はＨ鋼のように1.5％を越
えるものでは値が1.09まで低下していることが判る。

又、Ｃ、Ｎ、については、夫々の含有量が本発明で規定
する範囲内であっても、（Ｃ＋Ｎ）量が規定する範囲を
越える場合（例えばＩ鋼のような場合）にはは1.21程
度となり、本発明鋼材Ａ〜Ｄ鋼はこれらの比較材に比較
して成形性を示す、Δｒの各特性が遥るかに優れてい
ることが判る。

尚、リジング性は、第１表の鋼材は何れも20μｍ前後で
あり、本発明材、比較材間に大差はなく、実用上問題と
ならない範囲であった。

次の第２表は前記した第１表のＡ鋼、Ｃ鋼、Ｄ鋼を用い
本発明で規定するプロセス条件により最終の冷延焼鈍板
を得た例を示すものであり、その製造条件と薄板製品の
特性を列記したものである。試験No.1〜３、９〜11、16
〜18、は何れも本発明で規定する化学組成と添加量の範
囲を満足し、且つプロセス条件も満足するものであり、
値は略1.3以上、Δｒは略0.4以下を示し、Nbもしくは
Tiの添加がなくても、又、熱延板の連続焼鈍条件下で
も、優れた成形性が得られることを立証している。

これに対し本発明の規定範囲外のNo.4の高温スラブ加熱
を行なったもの、No.5、12、19等の高温熱延仕上材、N
o.6、13、20等のような高温巻取温度材、No.7、14、21
等の高温熱延板焼鈍材、No.8、15のような低温熱延板焼
鈍材等のように、化学成分の添加量は規定内であって
も、プロセス条件が範囲外にでる鋼材については、組織
の適正化が困難なことから、成形性が著しく劣ることが
明白に示されている。

「発明の効果」以上詳細に説明したように、本願発明方法によるときは
特許請求範囲により特定した化学組成並びに含有量の範
囲、所定の処理温度におけるプロセス条件を遵守する限
り、Al、Nb、Ti等の添加を必要とせず、しかも極端な低
温熱延仕上や、１パス当りの強圧下等の厳しい制約を受
けることなく、従来鋼よりも優れたプレス成形性を有す
る18％Crフェライト系ステンレス鋼板を製造することが
できる。

本発明では前述の如く特殊な元素の添加を必要としない
ので、省資源的、且つ経済的に、しかも極低炭素系とし
たのでSUS430鋼に比較しても、より耐食性の優れた鋼板
の製造が可能である。尚、この発明はスラブの再加熱後
熱延するプロセスのみでなく、HCR、HDRのような鋳造後
室温まで冷却しない工程にも適用でき、又、凝固組織を
細粒化したストリップキャスター、ブロックキャスター
による薄鋳片のスラブ材にも適用可能であるから、極め
て広範囲に適応しうる優れた発明であると云うことがで
きる。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼材中のＣ量と製品の、Δｒ値との関係を示
す図表、第２図は鋼材中の（Ｃ＋Ｎ）量と製品の、Δ
ｒ値との関係を示す図表、第３図は熱延の仕上温度と製
品の、Δｒ値との関係を示す図表、第４図は熱延後の
鋼板の巻取温度と製品の、Δｒ値との関係を示す図
表、第５図は鋼材中の（Ｃ＋Ｎ）量と熱延仕上温度との
関係における適正条件の範囲を示したものである。なお前記した第２〜４図における〇印は本発明の組成、
含有量もしくはプロセス条件によるものを●印は本発明
の規定範囲外の組成、含有量もしくはプロセス条件によ
る値を示すものである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で C:0.0010〜0.0070％、N:0.0010〜0.0150％、 Cr:15〜22％、Mn:0.1〜1.5％、 Si:1.0％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるフェ
ライト系ステンレス鋼を、1000〜1200℃に加熱、その後
700〜850℃で熱延を終了し、400〜600℃で巻取り、次い
で該熱延板を750〜850℃で連続焼鈍し、通常の方法に従
って、冷延および焼鈍することを特徴とする成形性に優
れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項２】（Ｃ＋Ｎ）:0.0020〜0.0160％とした特許
請求の範囲第１項に記載した成形性に優れたフェライト
系ステンレス鋼板の製造方法。