JPS60408B2 - 冷間加工性の優れた非磁性熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は冷間加工性の優れた非磁性熱延鋼板の製造方法
に係り、板厚が１２柳以下、主として６肋以下の薄肉で
高度の透磁率を有すると共に優れた延靭性、特に曲げ加
工性などを具備した高ＭｎヲＥ磁性熱延鋼板を低コスト
且つ適切に製造することのできる方法を提供しようとす
るものである。

従来のオーステナィト系ステンレス鋼などに代って近時
Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎオーステナイト系の非磁性鋼が開発され
、このものは大量消費型の非磁性鋼として注目されっ）
あり、斯かる非磁性材料を必要とする分野も磁気浮上式
高速鉄道の構造部材から各種電気部材まで次第に拡大し
つ）ある。然してこれらの部材中においてトランスカバ
ーなどに代表される電気部村の多くはその厚さが６側以
下の薄板材が対象となり、大坂から功板として取出し、
しかも曲げ加工等により所定の形状に成形されるが、斯
様な薄板材は厚板圧延機では製造が困難であって、一般
にホットストリップミルによる所謂熱延が行われる。又
９〜１２側のような板厚のものについても、例えそれが
厚板圧延機で製造可能としても上記した熱延は厚板圧延
より遥かに生産性が優れていて低コストに目的製品を得
ることができるが、このような比較的薄物の非磁性材料
として、特に上述した冷間加工性に優れた高マンガン非
磁性鋼板の熱延技術は従釆皆無である。即ちこの熱延の
場合においては巻取処理による徐冷効果が与えられるの
でオーステナイトの分解と炭化物の析出及びそれに基く
材質性能の劣化があり、その製造を困難としている。本
発明は上記したような実情に鑑み検討を重ねて創案され
たものであって、熱延プロセスでの加工−熱サイクルで
のオーステナィトの分解や炭化物の析出挙動と材質関係
について高Ｍｎ鋼の基本成分たるＣ、Ｍｎその他の成分
と熱延条件の影響に関し詳細に検討した結果、薄物の非
磁性材に対し従来の高価なものに代えて低コストで充分
な延鋤性、特に袷間加工性の優れた高マンガン非磁性熱
延鋼板を得ることに成功した。

なお本発明でいう非磁性鋼板とは曲げ加工後又はその他
の冷間加工状態で、その透磁率が１．０１％以下のもの
であって、従来の非磁性鋼を同等ないしそれ以上のもの
である。

又実際の使用条件としては非磁性であること、即ち透磁
率が低いことに加え、充分な延轍性、就中冷間加工性を
有していることが前提となるもので、これはＪＩＳ１８
００曲げ試験において最小曲げ半径がｌｔ以下の特性を
有するものを対象とする。上記したような高Ｍｎ非磁性
鋼の恒温保持による特性変化について従来報告されてい
るところによると、透磁率やシャルピー値の等値曲線は
６００℃附近にノーズを有するＣ型の曲線になることが
知られており、この変化は一般に強磁性体である炭化物
の析出に塞くものと解されている。

又熱延においては巻取徐冷過程をとるため多少なりとも
この炭化物析出とそれによる材質劣化が予想されるが、
本発明者等はその成分組成と熱延条件について広汎な検
討の中から透磁率はもとより冷間加工性の基本性能に優
れた条件を求め好ましい熱延鋼板の製造法を確立した。
本発明によるもの）更に具体的な内容について説明する
と、先ず本発明における成分組成限定理由は以下の通り
である。

即ちＣは、オーステナィトを安定化するのに重要な元素
であって、その増量により他のオーステナィト化元素、
特にＭｎの量の減少せしめて低コスト化を得しめ、オー
ステナィト強化元素として有効である。

即ちこのＣが０．１％未満では透磁率はもとより限界曲
げ半径としてｌｔ以下となる如くオーステナィトを安定
化するため多量のＭｎが必要となり実用的経済性の面か
ら不利となるのでこれを下限とする。一方このＣが多過
ぎると、仮りに後述するような本発明の熱延巻取条件下
でも炭化物析出による曲げ性能の劣化を免れ得ない。こ
の関係については第１図に示す通りであって、６５０ｏ
ｏで巻取った６肌厚のＦｅ−Ｃ−２５％Ｍｎ鋼の曲げ特
性とＣ量との関係が示されているが、Ｃ量が０．１〜０
．４％の範囲で本発明の基本的目的とする最小曲げ半径
１．瓜を満足する。Ｃ：０．１％未満では不安定オース
テナィトとなり、又０．４％を超えると炭化物の析出に
よって、何れも曲げ特性が著しく劣化する。これはＣが
炭化物の析出を通じて曲げ特性を支配する基本的元素で
あることに原因し「後述する第２図にも示すようにＭｎ
がオーステナィトを安定化させる作用を有していて例え
このＭｈを２５％含有させ該オーステナィト安定化を介
して曲げ加工性を改善するとしてもＣ量が多過ぎると曲
げ加工性を適切に得ることができないから、このＣの上
限を０．４％とした。Ｍｍ‘ま、オーステナィトの安定
化元素として他の元素より安価でしかも有効な元素であ
り、基本的には前記したＣ量とのバランスによりこのＭ
ｎ量が決定される。

従来オーステナイトを安定化するため当該Ｃ量に対して
最低のＭｎ量の回帰式が出され、高Ｃほど低いＭｍ量が
示されているが本発明熱延材の場合，ｂｄま上記Ｃ量が
０．１〜０．４％の範囲で曲げ特性を保証する最低Ｍｈ
量はＣ量で殆んど変らず２２％である。第２図には０．
１２％Ｃ「０．２５％Ｃおよび０．４５％Ｃ系でＭｎ量
に伴う最小曲げ半径の関係を示すが本発明範囲内である
０．１２％Ｃ、０．２５％ＣではＭｎ：２２％以上にお
いてｌｔ以下の最小曲げ半径が保証される。一方０．４
５％Ｃ系ではＭｎ約１８％以上でオーステナイトは安定
化し、透磁率は１．０１以下と低いが、曲げ特性はそれ
ほど良好と言えず、更にＭｎ量を増しても本発明の目的
とするｌｔ以下の最小曲げ半径を保証し得ないから本発
明におけるＭｎの下限を２２％とした。一方このＭｎは
安定オーステナィトにおいて基本的に材質特性に対する
影響はないが、それが３０％を超えるとコスト的に高く
なるばかりでなく、熱間加工性が劣化し、実操業で多く
の問題が生ずることになるので、これを上限とした。Ｎ
は、それが０．００５％未満ではオーステナィトの安定
化が失われる恐れがあるのでこれを下限とし、一方過剰
のＮは銅の熱間加工性を損うので上限を０．０４％とし
た。

又本発明において、Ｃｒはオーステナィトマンガン鋼で
の強化に有効であり、Ｃｒ２％以下の添加で本発明の特
徴、すなわち冷間加工性を何ら害せず高強度化できるの
で適宜必要に応じて用いても良い。

以上の成分を有する鋼をホットストリップミルにより熱
延するに際しては特に巻取温度に注意を払うことが重要
であるが、以下にこの熱延条件について詳細に述べる。

即ちまず鋼塊又はスラブの加熱温度は熱間割れを防ぐ意
味から１２２０００以下が好ましい。圧延仕上温度は末
再結晶組織となる温度城である必要があり、高温仕上と
なって再結晶温度城で圧延が終了することは避けなけれ
ばならない。しかし、通常の熱延スケジュールを探る限
り、前記スラブ加熱温度、スラブ厚と圧延仕上げ寸法と
の関係などから仕上りは９００００以下となり本発明鋼
で禾再結晶領域となるので特に規定しない。上記のよう
に圧延された鋼板はランナウトテーブルでの冷却を経て
巻取られるが、この巻取温度は６５０つ○以上でなけれ
ばならない。

第３図には０．２４％−２５％Ｍｎ鋼についての６肋材
で１８０ｏ曲げ試験における最小曲げ半径と巻取温度と
の関係を示すが、巻取温度が６５０℃より低くなると曲
げ特性が劣化することが明かである。蓋し６５０℃未満
で巻取った鋼板では結晶粒が圧延方向に展伸した組織と
なり、しかもその結晶粒界に炭化物の析出が認められる
のに対し６５０ｑ０以上で巻取ったものでは再結晶がか
なり進展した組織を呈し、結晶粒内に多数の炭化物が析
出している。このことは本発明成分鋼が通常の熱延仕上
げ状態では上記したように略結晶粒が変形され伸展した
ま）の状態であり、この状態はランナウトテーブル冷却
で巻取り温度まで持ち来され、巻取り後再結晶が進行し
た状態であって、従って巻取温度が低ければ再結晶が進
展せず、最終組織も圧延直後の伸展された未再結晶組織
のま）であり、粒界の移動もないため比較的短時間内に
析出する粒界炭化物はそのま）粒界炭化物として残り材
質にも悪影響を及ぼすこととなる。然して本発明で規定
する巻取温度範囲では炭化物析出ノーズ（皿ｓｅ）が近
くにあるとは言え、再結晶の進展と炭化物の析出が略同
時に進行するため、例え時々刻々に炭化物が粒界に析出
しても再結晶進展により粒界が移動して最終的には炭化
物析出個所は粒界でなくなり、炭化物析出による影響は
極めて小さいものとなってしまうものと考えられる。な
おこの炭化物析出が起らぬようにするためには巻取温度
を４００ｑｏ以下のような極端な低温としなければなら
ず、このようなことはコィラーに過大な負荷を与えて実
用性がないだけでなく材質的にも未再結晶状態であって
硬質となり、本発明の目的を達成し得ない。一方捲敗温
度の上限は７５０ｑｏであって、この捲取り温度が７５
０℃以上になると再結晶の進展速度が速くなり、炭化物
の析出に先行して再結晶が終了してしまうため、最終組
織である再結晶粒界に選択的に炭化物が優先析出して加
工性を劣化させることになる。又一般に高温捲取りにな
ると２次スケールが厚く剥離し易くなるもので、この表
面性状からしても７５０午０以下で捲取ることが必要で
ある。以上の如くして本発明によれば従来技術において
炭化物の析出挙動の関係から考えて製造困難とされてい
た熱延での冷間加工性の優れた非磁性鋼板を低コスト且
つ的確に得ることができる。本発明方法によるもの）具
体的な実施例について説明し、本発明の特徴をより明確
化すると以下の如くである。即ち本発明者等は次の第１
表に示すような鋼種Ａ〜Ｌを用い、これらの鋼を何れも
１２００ｑｏに加熱後「８５０午０にて６肋に仕上げた
。

第１表 然して上託したような各鋼Ａ〜Ｌは夫々その熱延後約１
０ｏＣ／ｓｅｃの冷却速度でランプゥトテーブル上で冷
却してから巻取った。

これら各鋼種の巻取温度と、得られた鋼板における圧延
直角方向の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び
（ＥＩ）、ＪＩＳ規定による１８００の曲げ試験での最
小曲げ半径、および５０％冷間加工を行った状態での透
磁率を夫々示すと次の第２表の通りである。

第２表 然して上記したような各鋼は夫々その熱延後、即ちまず
第１表に示す鋼種の内Ｅ、Ｆ、Ｇ、日およびＫはＣ量あ
るいはまたＭｎ量などにおいて成分的に本発明を満足し
ないものである。

たとえばＢ−ｌｔＢ−２、Ｆ−１、Ｋ−１村はいずれも
Ｃが本発明のＣ量０．４％を越え、たとえ透磁率は十分
低くても曲げ加工性に劣り、透磁率からみて安定なオー
ステナィトであるが冷間加工性が悪い。鋼Ｇは厚板圧延
など圧延後空冷材では十分な機械的性質、磁気特性を有
することが知られているが、熱延では透磁率の劣化はも
とより、ほとんど曲げ不能なほど延性に乏しい。又Ｈ−
１村はＭｎ量が低く不安定オーステナィトとなって非磁
性鋼の基本性能である透磁率からして、非常に悪い。以
上のような各鋼種に対し、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、１、Ｊ、
およびＬはいずれも本発明のＣ−Ｍｎ範囲を満足する。
しかし、巻取温度が６５０ｑｏ以上の場合にのみ曲げ特
性が１．仇以下と優れていることが明らかである。さら
に説明すると低温巻取になると一般に強度はや）上昇す
るが、６５０℃以下となるとＥＩや曲げ特性が強度上昇
の効果以上に劣化し、透磁率の巻取温度による変化は小
さいものであって、これらの一般的傾向はあっても、鋼
Ａ〜Ｄは本発明成分範囲でＣ量を変化させているがいず
れも優れた透磁率、冷間加工性を示している。鋼１、Ｊ
は同一Ｃ量でＭｎの影響を示したものでＭｎ量による透
磁率及び袷間加工性に対する基本的な効果はない。この
ことはＫ−１材の結果ともあわせ、冷間加工性を支配し
ているのはＣ量であることが明白である。最後にＬ−１
村はＣｎ添加材であるが１−１材に比べとくにＹＳが上
昇するＣｒの効果のあることがわかる。なお上記したと
ころにおいて示した曲げ特性はいずれもＣ方向であるが
、Ｌ方向でも同様であり、本発明鋼の材質、とくに冷間
加工性はＳ量、介在物等には依存しないもので、基本的
にオーステナィトの安定性と炭化物の析出挙動に基づく
ものであり、Ｃ−Ｍｎ量、熱延巻取温度がとくに重要な
意味をもつものである。

以上説明したような本発明によれば優れた延性、特に袷
間加工性を有し高度の透磁率をもった高マンガン非磁性
鋼板を高い生産性を有する熱延によって有利に得しめ、
低コストの該製品を提供することができ、非磁性材料が
要求される各種電気部材等の利用分野において経済的な
採用がなされ、しかも上記した実施例の５０％冷間加工
状態における優れた透磁率から理解されるように更に８
０％又はそれ以上に冷間加工して‐もその透磁率は殆ん
ど変化せず上記したような非磁性材において充分な冷間
加工性を具備せしめ、切板などとしてその用途を十こ分
に拡大し得るなどの作用効果を有しており、工業的にそ
の効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】 図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
はＪＩＳ１８００曲げ試験における最小曲げ半径とＣ量
の関係を示した図表、第２図は同じ最小曲げ半径とＭｎ
量の関係を示した図表、第３図は同じ最小曲げ半径と巻
取温度との関係を示した図表である。 第１図 第２図 第３図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：２２〜３０％、Ｎ：
   ０．００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可
   避不純物より成る鋼をホツトストリツプミルで熱間圧延
   し、６５０〜７５０℃で巻取ることを特徴とする冷間加
   工性の優れた非磁性熱延鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：２２〜３０％、Ｎ：
   ０．００５〜０．０４％を含有すると共にＣｒ：２％以
   下を含有し、残部が鉄および不可避不純物より成る鋼を
   ホツトストリツプミルで熱間圧延し、６５０〜７５０℃
   で巻取ることを特徴とする冷間加工性の優れた非磁性熱
   延鋼板の製造方法。