JPS6112828A - 表面性状及び加工性の優れたフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法 - 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） 本発明は表面性状及び加工性の優れたフェライト系ステ
ンレス薄鋼板を経済的に製造する方法に関するものでち
る。

（従来の技術） Ａｔを添加したフェ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５
７−３５６４号公報、特開昭５７−２０２３４号公報な
どで紹介されているがこれらの技術では、フェライト系
ステンレス鋼板に要求される機械的性質、Ｔ値、リジン
グ特性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、加工性の優れたＡｔ含有フェ
ライト系ステンレス鋼板を熱延板焼鈍工程及び酸洗後の
表面研磨工程を省略して経済的に製造する方法を提供す
るものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明の目的はｐ、ｔ　ｏ、　ｏ　ｓ〜０．５％を含有
するフェライト系ステンレス鋼鋳片を１１００℃以上１
１８０℃以下の温度域で３０％以上の累積圧下率で圧延
し、引続き１１００℃以上１１８０℃以下の温度範囲に
少なくとも３０秒以上保持し、次いで１１５０℃以上１
３００℃以下の温度範囲で加熱を行なった後、粗圧延機
及び複数の連続圧延機からなる圧延機で８５０℃以上の
温度で熱延板となし、６００〜８００℃の温度範囲で捲
取り、次いで硝弗酸以外の酸を主体とした酸洗で主たる
脱スケールを行なった後、ワークロール径３００ｗａφ
以上の複数の冷間圧延機からなるタンデム冷間圧延機に
より、冷間圧延すべき全冷間圧延量の少なくとも６０チ
以上を圧延し、ワークロール径１００ｔＩＩＬφ以下の
冷間圧延機で残りの圧延を行ない、次いで８５０〜１０
００℃の温度範囲で、６０秒以内の最終焼鈍を行なうこ
とを％徴とする表面性状及び加工性の優れたフェライト
系ステンレス薄鋼板の製造法によって達成される。

本発明では、Ａｔ０．０８〜０．５重量％を含有したフ
ェライト系ステンレス鋼スラブを通常の熱間圧延前にま
ず１１００℃以上１１８０℃以下の温度域で複数の圧延
回数で累積圧下率３０チ以上の圧延を行なった後、１１
００℃以下の温度に低下させることな（１１００℃以上
１１８０℃以下の温度で少なくとも３０秒以上の保定を
行なうが、その理由は、河結晶によシ鋳造組織を破壊し
、最終成品のりジング特性を向上させることにある。本
発明者は、α＋γ２相域で、累積圧下率３０％以上の圧
延を行なうことにより、静的再結晶が進行し、鋳造組織
が破壊されることを見い出したが、静的再結晶が進行す
る時、すでに存在しているγ相がα相に変態開始する温
度域に材料温度が低下すると、累積圧下によシ蓄積され
た歪エネルギーは、静的再結晶の駆動力として使われず
、ｒ→α変態を促進させるために消費されるので、静的
再結晶が進行しなくなることを見い出した。本発明で１
１００℃から１１８０℃の温度域と限定したのは、α＋
γ２相域で圧延するためであり、累積圧下率ｔ３０％以
上としたのは、これ未満の圧下量では、静的再結晶が不
充分なためである。このような圧延後、材料温度が１１
００℃をきらないで１１００〜１１８０℃の温度域で３
０秒以上の保定を行なう理由は、γ＋α変態させないで
、静的再結晶を促進させるためであり、１１００℃未満
の温度ではγ→α変態が生じるので、１１００℃以上と
したものである。

又１１８０℃を超える温度ではγ→α変態が生じて静的
再結晶が阻止されるので上限を１１８０℃とした。保定
時間を３０秒以上としたのは、これよシ短い時間では、
静的再結晶の進行が不充分なことによる。

次いで、かくして予備圧延されかつ１１００〜１１８０
℃に３０秒以上保定されたステンレス鋼スラブを加熱す
るが、その加熱温度は１１５０℃以上１３００℃以下と
する。その理由は、これ未満の温度のスラブ加熱の場合
には熱間圧延中に材料の温度が低下し、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研削工程が不可欠になるから
である。熱間圧延中の疵の発生を防ぐには、スラブ加熱
温度は、高温稚仔ましいが、１３００℃を超える過剰な
温度では結晶粒が異常成長し、最終薄板のりジング特性
が劣化する上に加熱に要するエネルギーが必要であって
不経済であるため、その上限を１３００℃とした。

仕上圧延終了温度を８５０℃以上に限定した理由は、こ
れ未満の仕上温度では、Ｔ値が低下するからである。仕
上圧延終了温度は、高温稚仔ましいが、本発明のスラブ
加熱温度の上限の温度を考慮して、約１０００℃以下が
好ましい。仕上圧延終了温度が８５０℃未満の低温にな
る程Ｔ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シ性に有利な（１１１）系の
集合組織が発達しにくくなるからである。

次に捲取温度を６００℃以上と限定したのは、これ未満
の温度で捲取った場合は、冷間圧延時に耳割れが発生し
易くなり、場合によっては冷間圧延中に破断が生じ、冷
延性が著しく劣化すると共に、下値が低くなり、深絞シ
加工等に適さないからである。低温捲取により、冷延性
が劣化し、最終成品の７値が低下する理由は、熱延まま
の状態でα′相が残留するからである。すなわちα′相
は硬くてもろいので、冷延性が低下し、又このような硬
い相があると、最終焼鈍時に深絞り性に有利な（１１１
）集合組織の発達が抑えられる。捲取温度を８００℃以
下としたのは、これ以上の捲取温度とすると、最終成品
のりジングが劣化するからである。８００℃を超える高
温捲取９によシリジング特性が劣化するのは、このよう
な高温捲取の場合は、α′相がα十炭化物に変態するの
で、冷延。

焼鈍工程で、結晶方位がランダム化せず（Ｚｏｏ）と（
１１１）の集合組織が優先的に発達するからであるＯ 次に脱スケール条件を限定した理由について述べる。本
発明のフェライト系ステンレス熱延板は、熱延″！まの
状態で脱スケールするので、熱延板焼鈍抜脱スケールす
る通常の熱延板脱スケールと比べ、スケールの性状が異
なり、脱スケールし易いが、更に、脱スケールを効果的
に行なうには、１０チ以下の軽圧下圧延や、ショツトブ
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
て行なうことが効果的である。熱延板焼鈍を行なった場
合は、熱延ままの状態と比べて、スケールそのものは酸
洗しにくくなっているが、マ）　＋Ｊフックス長時間加
熱により、フェライト相十炭化物相に完全に分散されて
おり、マトリックスのフェライト相のＣｒ濃度は均一で
アり、どのような酸洗に対しても均一に溶解するので、
使用すべき酸洗液を特に限定する必要はない。

しかしながら、熱延ままの状態では、マトリックスは、
フェライト相＋α′相＋炭化物となっており、特にα′
相とフェライト相の境界部分には、クロム欠乏層が存在
している。一般にα′相と言七帽、ているγ相が熱間圧
延中に変態して生成したと考えられている相も仔細に観
察すると鋼板表面部においては粒径約１μｍ程度の微細
なフェライト粒の集合体となっており、これらの微細フ
ェライト粒の特定の粒界を囲むように更に微細な炭化物
が点列状に析出した状態になっている。これらの炭化物
の境界部分にはクロム欠乏層が存在している。これらの
微細フェライト粒の集合体のマトリ、クスのＣｒ濃度は
、熱間圧延中にフェライト相であった粒径１００μｍ程
度の粗大フェライト粗相と比べて１〜２襲程度低い値と
なっている。このようにクロム濃度が局部的に著しく変
動しているマ）　ＩＪソックス、硝・弗酸を主体とする
酸洗、例えば６０ｇ／ＡＨＮＯ３＋　２０９７ｔＨＦ　
、　５０℃、４０秒等の通常条件で酸洗された場合には
、このような部分が優先的に溶解するので、酸洗後顕著
な粒界腐食が生じ表面の凹凸が他の酸洗液（硫酸や塩酸
を主体とした酸）を使用した場合と比べて大きくなる。

このような凹凸の大きな表面をもった板をそのまま冷間
圧延すると、曲部分のメタルが凹部分のメタルに倒れこ
み、一部は重なシ合ったり、また倒れこんだ部分がちぎ
れたシする等の欠陥が生じる。このような重な）合った
部分やちぎれた部分が最終焼鈍後も残存して、表面欠陥
とみなされる。このような表面欠陥を防ぐには、酸洗後
冷間圧延する前に凹凸を細かい目のベルト研磨紙で研磨
して平滑にすればよいが、経済的ではない。しかしなが
ら熱延まま材の脱スケールを硝・弗酸以外の酸、例えば
硫酸又は塩酸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ので、本
発明においては、脱スケールに使用する酸洗を限定した
ものである。

次に冷間圧延の条件について述べる。冷間圧延を前段を
大径ロール、後段を小径ロールで冷間圧延するのは下値
を向上させ、リジングを小さくし、且つ表面欠陥を発生
させないことにある。下値は最終焼鈍工程で（１１１）
集合組織を発達させればよいが、発明者の研究によれば
（１１１）集合組織の発達は、冷間圧延工程での塑性変
形は、出来るだけ剪断変形による変形が少ない場合に発
達することを見い出した。ステンレス鋼の冷間圧延は、
ロール径５０ｆｉφ程度のゼンジミア圧延機で圧延され
ているのが一般的であり、ロール径３００叫φ以上のタ
ンデム冷間圧延機で圧延さ牡る普通鋼の圧延と比べて、
生産量が著しく低い欠点がある。従って普通鋼を圧延し
ているタンデム冷間圧延機でステンレス畑の圧延が出来
れば、生産量が増加するので、経済効果が太きい。とこ
ろでこのような大径ロールで圧延すると、小径ロールで
圧延する場合と比較して剪断変形が少なくなるので、最
終焼鈍工程で（Ｉｌｌ）呆合組織がよシ発達する。通常
の４３０＠にＡ７約０．１２係を含み、本発明の方法に
よ多熱間圧延した素材の場合には、径３００閤φのロー
ルで圧延することで径５０簡φのロールで圧延する場合
に比べ、Ｔ値で約１０％〜３０％程度の向上がみられる
。発明者の研究によると、このようなＴ値向上効果は、
冷間圧延すべき全圧延量の６０％以上を大径ロールで圧
延しておけば、残りの部分の圧延は小径ロールで圧延し
ても効果が変らないので、大径ロール冷延率を６０−以
上としたものである。その理由は、６０条加工以後の加
工においてはすベシ歪は大径ロール圧延により、はぼ決
まシ変形中の歪の蓄積の仕方もロール径のわずかの変化
には影響されないからである。

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から熱延ままの状態で
存在している（１００）系の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、リジング特性が劣化することに
なる。かかる（ｉｏｏ）系の集合組織は冷間圧延、再結
晶の最終安定方位でアり、ロール径がよシ大径で且つ冷
延率がよシ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（１
００）系集合組織の集積度が小径ロール圧延よシ高くな
９、リジング特性が劣化することになる。即ち、リジン
グ特性を劣化させる（ｉｏｏ）系の集合組織の集積度は
冷延率とロール径との間に相関関係がちり、冷延率、ロ
ール径の夫々が大になるに従って先ず減少し、そして再
び増加する現象を示す。結局（ｉｏｏ）系の集合組織集
積度、の最小値になる冷延率、ロール径が存在する。一
方（、１００）系の集合組織の集積度が最小値になる冷
延率、ロール径は圧延される材料の状態によっても異な
る。本発明の如く、熱延板焼鈍されていない材料はかか
る焼鈍がされている材料に比し、（１００）系の集合組
織の集積度が高いので仕上焼鈍後の（１００）系集合組
織集積度が最低値を示す冷延率、ロール径はよシ大きい
集積度側に移行する。また本発明の如く、素材にいわゆ
るα′相と呼ばれる硬い相が存在する場合は、これらの
相の周辺で様々な滑シ変形が生じるため、（Ｚｏｏ）系
集合組織の集積度が増加しにくい状態になる。

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
ング特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７００ｍφ程度のロールを使用し、
９０％程度の高圧下率で圧延しても、リジング特性の劣
化は生じないのである。

本発明で冷間圧延の前段を３００ｍφ以上のロール径の
圧延機によシ冷延率６０％以上で圧延することを規定し
たのは、以上の理由に基づくものであるが、加工性（〒
値、リノング特性）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回路間圧延すればよいこと
になる。しかしながら表面性状を考慮すると、前段を大
径ロールによる冷間圧延とし、後段を小径ロールによる
冷間圧延とすることがよい。その理由は次の通シである
。まず前段を３００ｆｆｌφ以上の大径ロールで冷間圧
延すると、前述の如く酸洗工程で鋼板表面に凹凸が出来
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塑断変形が少
なくなるので、凸部が凹部部分に倒れこみ、重なυ部分
が発生することに基づく表面欠陥が発生しなくなり、冷
延前に凹凸部分を平滑化するための研磨工程が不必要と
なることによる。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、全冷延工程を大径ロールを
有し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、潤滑油の程度にもよるがロ
ールバイトにおける潤滑油膜厚さが厚くなり、銅板表面
の凹部に存在する油により、いわゆるオイル−、トと呼
ばれるくほみが出来、表面光沢が劣化する傾向があるか
らである。更に通常着通調圧延に使用しているタンデム
冷間圧延′＋ｆ＆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
全ステンレス調圧延に適した状態に質更することで、ス
テンレス鋼としての形状１表面性状もほぼ得られるが、
ステンレス鋼、圧延を行なうととに条件を変えるのは、
経済的でないので、全工程をタンデム冷間圧延機で圧延
することは経済的観点からも好ましくない。

従って冷間圧延の後段最終ゲージまでｔ−１００ｍφ以
下の小径ロールによシスチンレス鋼に適した潤滑油とロ
ール粗度を整えて追加冷間圧延を行えば、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ットは、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
ス鋼板とすることができる。全冷延量の６０％以上を冷
間圧延の前段で大径ロールによシ圧延することにより、
酸洗時の凹凸は浅くなり、更に、表面層の加工硬化が進
行するので、その後小径ロールによる圧延を行なっても
前述の如き重なシが生じなくなり、重なシに基づく表面
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、オイルピット等の発生が防止出来るので、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、１００ｍφ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いて行なわれる小径
ロールによる冷間圧延における小径ロール径をｌｏｏｍ
φ以下と限定したものである。１００ｍφ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って
生じたオイルピット、表面粗さく大径ロール圧延の場合
のロール粗度が大きい場合）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チ以上の圧延を行なうことによシ改善可能である
。

本発明の方法に従った冷間圧延は普通鋼薄板とステンレ
ス薄鋼板をともに生産している工場、即ち普通鋼圧延を
タンデムミルで行ない、ステンレス薄鋼板全専用のゼン
ジミア圧延機で行なっている工場において、−Ｍ通調圧
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、引続きゼンジミア圧延機で圧延するこ
とにより、従来のプロセスの如く全冷一工程をゼンジミ
ア圧延機で圧延す□る場合と比べ、冷間圧延工程の生産
性が者しく向上するのみでなく、加工性（’Ｆ値。

リジング特性）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賛となる等、品質、
コストの両面できわめて優れた冷延技術と１えるもので
ある。本発明の目的を達成させ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
冷間圧延機全組合わせて冷間圧延してもよいし、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
ドした冷間圧延機で圧延しても良いことは言うまで事な
い。

次に最終焼鈍を８５０〜１０００℃の温度範囲で６０秒
以内で焼鈍すると規定したのは、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
の対象鋼の場合、熱延疵発生防止の観点からスンプ加熱
温度は１１５０℃以上１３００℃まで高温稚仔ましいが
、このような高温スラブ加熱を行なうと本発明鋼の如＜
Ａｔ添加鋼の場合も、熱延工程でのＡｔＨの析出による
固溶Ｎの低減効果が期待出来ない。しかも通常のフェラ
イト系ステンレス鋼板の焼鈍条件８００〜８２０℃で約
２０秒以内の焼鈍では、この焼鈍工程でも、ＡｔＮの析
出が殆んど期待出来ないので低降伏点化がはかれない。

しかしながら本発明に従って最終焼鈍を８５０℃以上１
０００℃以下の温度とし、焼鈍温度が低温稈長時間とな
るように加熱することでＡｔＮが析出し、降伏点を高め
ている固溶Ｎを低減することが可能になるので、高温ス
ラブ加熱を行ない、且つ熱延板焼鈍を省略しても低降伏
点化することが可能である。

尚本発明の対象鋼の基本成分としてＡｔを０．０８チ〜
０．５％の範囲含有させる理由は、Ａ、ａｏ、０８％以
下では、１）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、１１）酸
洗時の表面の凹凸が大きくなり、この凹凸部分が冷間圧
延中にかさなったり、かさなって薄くなった部分がちぎ
れたシし、最終成品の表面疵となる、：ｔｆ）ｒ値が低
下する、１ｖ）降伏点が著しく高くなり、坤びも少なく
なる等々の欠陥が生ずるからであ、９、Ａｔ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出来る。Ａｔ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、はぼ飽和してくるので、添加量の上限は０．５
％としたものである。

（実施例） 以下本発明を実施例に従って詳細に説明する。

実施例 表１に示した成分組成の厚さ３００ｗｍのフェライト系
ステンレス鋼スラブを１１５０℃で加熱後、３ノぐスで
厚さ２００ＴＪａｎのスラブとした（累積圧下率３３．
３％）。３パス圧延後の材料表面温度は１１３０℃であ
った。このスラブｔ−１１００℃の温度に保たれた加熱
炉に直ちに入れて、５分間保持後１２００℃の温度に再
加熱して７パスで厚さ２０＋ｍ＋の粗圧延片とし、引続
き６・臂スの圧延で厚さ３．０諺の熱延板とした。熱延
終了温度は８７０℃であり、６５０℃の温度で捲取った
。こうして製造した熱延板はショツトブラスト処理した
後、９０℃の温度で３００　ｇ／ｌのＨ２ＳＯ４濃度で
４０秒、引続き１５０９／ｌのＨＮＯ，濃度で５０℃の
温度で４０秒かけて脱スケールを行なった。ついでワー
クロール径５００＋ｍφの５スタンドのタンデム冷間圧
延機で１闇厚まで冷間圧延した後、５５ｓＩφのロール
径を有したゼンジミア冷間圧延機で４パスで厚さ０．４
咽まで冷間圧延を行なった。ついで８７５℃の温度で３
０秒間の焼鈍を行なった。比較のため、Ａｔを含有して
いない４３０鋼を本発明と同一の処理を行なって、薄鋼
板としたもの及び、本発明と同一の処理であるが、８４
０ＣＸ４ｈｒの熱延板焼鈍を行なって薄鋼板としたもの
を比較品とした。このようにして製造した薄鋼板のｒ値
、リジング特性、降伏点２表面性状、冷延性等をまとめ
て振２に示した・表２から明らかな如＜、本発明品は、
熱延板焼鈍工程が省略されているにもかかわらず、表面
品質、ｒ値、リノング特性、降伏点いずれも従来材と同
等以上の品質でおることがわかる。

灰２．成品特性と冷延性 （効　果） 以上詳述したように、本発明によれば、成分。

熱延条件、酸洗条件、冷延条件、焼鈍条件をすべて組合
わせることにより、従来のフェライト系ステンレス薄鋼
板の製造においては不可欠であっ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シ主たる冷間圧延を行なう、極
めて経済的な製造方法によシ表面欠陥のない、加工性の
すぐれたフェライト系ステンレス薄鋼板を提供しうるも
のであり、従ってその工業的効果は極めて大である。

手続補正書（自発） 昭和５９年８月２７日

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ａｌ０．０８〜０．５％を含有するフェライト系ステン
   レス鋼鋳片を１１００℃以上１１８０℃以下の温度域で
   ３０％以上の累積圧下率で圧延し、引続き１１００℃以
   上１１８０℃以下の温度範囲に少なくとも３０秒以上保
   持し、次いで１１５０℃以上１３００℃以下の温度範囲
   で加熱を行なった後、粗圧延機及び複数の連続圧延機か
   らなる圧延機で８５０℃以上の温度で熱延板となし、６
   ００〜８００℃の温度範囲で捲取り、次いで硝弗酸以外
   の酸を主体とした酸洗で主たる脱スケールを行なった後
   、ワークロール径３００ｍｍφ以上の複数の冷間圧延機
   からなるタンデム冷間圧延機により、冷間圧延すべき全
   冷間圧延量の少なくとも６０％以上を圧延し、ワークロ
   ール径１００ｍｍφ以下の冷間圧延機で残りの圧延を行
   ない、次いで８５０〜１０００℃の温度範囲で、６０秒
   以内の最終焼鈍を行なうことを特徴とする表面性状及び
   加工性の優れたフェライト系ステンレス薄鋼板の製造法
   。