JPS63169330A - 延性に優れた高強度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Ｍｉ織ツクロムステンレス鋼帯新規な工
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、加工性や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もの、素材鋼板
時点での形状や板厚精度に優れたもの、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として良く知られている
０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種の鋼が
規定されている。これらのマルテンサイト系ステンレス
鋼は、Ｃが０，０８％以下（ＳＵＳ４１０Ｓ）から０．
６０〜０．７５％（ＳＵＳ４４０Ａ）であり、フェライ
ト系ステンレス鋼に比べて同−Ｃｒ量レベルで見ると、
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Ｊ
ＩＳ　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）ＩＲＣ４０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１６．００〜１
８．００％のＣｒを含有する５ＵＳ４４０Ａでは、　１
０１０〜１０７０℃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＜ＨＲＣ４０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ｔＩＩＸ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凌の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、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、　ＪＩＳ　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
、熱処理後に研摩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
スプリングバン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。さらに調質圧延材は強度および伸び
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、ｌ
ｉ質正圧延材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、特に極薄ａ仮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、　＃Ａ’ｌ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、！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ベルを精度
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′＃Ｊ４板厚の厳密な管理が非常
に重要であることに加えて、調實圧砥削の素材の強度レ
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１１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調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。このように調質圧
延材は製造性においても数々の問題がある。

以上の調質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鈍板にプレス成形な
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、熱延板焼鈍を行ったあと、冷間圧延
を行って製品板厚の冷延鋼帯を製造し、この冷延鋼帯を
、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＋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組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。

重量％において。

Ｃ：０．１５％以下。

Ｓ　ｉ　：　２．０％以下。

Ｍｎ　：　１．０％以下。

Ｐ　：　０．０４０％以下。

Ｓ　：　０．０３０％以下。

Ｎｉ：Ｑ、５Ｑ％以下。

Ｃｒ　：　１０．０％以上で２０．０％以下。

Ｎ：０．１２％以下。

０　：　０．０２％以下。

を含有し、場合によっては、さらに０．２０％以下のＡ
ｊ！、　０．００５０％以下のＢ、１．０％以下のＭ　
ｏ　、　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 ０．０２％≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％ 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。

中間焼鈍無しの一回冷延によって製品板厚にまで冷間圧
延して冷延鋼帯を製造する冷間圧延工程。

そして。

得られた冷延鋼帯を連続熱処理炉に通板して。

Ａｃ＋点以上１１００℃以下のフェライト中オーステナ
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、　ＨＶ　２００以上の硬さを有し且つ延性に
優れた高強度複相組織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
は調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銅帯やフ
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３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銅帯のま
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５ＵＳ４３０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、工業的な調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有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２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２強力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有効な元
素である。したがって、連続仕上熱処理工程後に１０％
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（Ｃ＋　Ｎ）量として少な（
とも０．０２％以上を必要とする。しかし、ＣとＮ！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）ｉｔとして０．２０％以
下とし、　０．０２％≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％の関係を満
足させることが必要であり、またｃｌとしては０．１５
％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。

Ｓｉば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ｌ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とＮｉ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）！並びに強度の制御
に有効な元素である。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２通常許容されている限度のＭｎ
；１．０％以下、Ｎｉ；０．６％をそれぞれ上限とする
。

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
靭性の低下を招く場合があるため１通常許容される程度
の０．０４０％以下とする。

Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を維持するうえで
少なくとも１０．０％は必要最低量として含有させるべ
きであるが、あまりＣｒ量が高いと。

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。

○は、酸化物系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。

＾ｐ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面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、靭性改善にを効な成分であるが、掻く微量でその
効果はもたらされ、　０．００５０％を超えるとその効
果が飽和するのでその上限をｏ、ｏｏｓｏ％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
Ｖ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１本発明による複相＆ＩＩ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２以上の鋼成分範囲に調整したクロ
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、このスラブを通常の熱間圧延によって熱延鋼帯
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
の向上を図ったり、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組
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
）を中間焼鈍無しの一回冷延によって製品板厚まで冷間
圧延して冷延綱帯を製造する。ここで、″中間焼鈍無し
の一回冷延”とは、中間焼鈍を挟んだ二回以上の冷延で
はないという意味であり、より具体的には、冷間圧延を
１パス冷延または中間焼鈍無しの多パス冷延によって実
施することにより製品板厚にまで冷間圧延して冷延鋼帯
を製造することを意味し、したがって、熱延鋼帯の板厚
から冷延鋼帯の製品板厚にまで圧延ロールへの通板回数
は問わず中間焼鈍無しに板Ｗ−減少を行なうことである
。

本発明法の場合には、冷間圧延工程のあとに後述の連続
仕上熱処理工程を有するので、冷延鋼帯に生じている方
向性をもった圧延Ｍｉ織に由来する強度や伸びに関する
面内異方性の履歴が後続の連続仕上熱処理によって得ら
れた複相Ｍｉ織鋼帯では実質上消去されることがわかっ
た。したがって。

本発明による冷延鋼帯の製造は中間焼鈍を行なうことな
く製品板厚まで板厚減少を行っても２最終的な複相ｍ織
では強度および伸びの面内異方性が小さい鋼帯とするこ
とができる。もっとも、中間焼鈍を行って複数回冷延を
行なった場合には複相Ｕ織鋼帯の特に伸びの面内異方性
が一層小さくなることが判明したが、この場合には中間
焼鈍を実施することによる工数の増加と熱エネルギー消
費による製造コスト増は避けられない。したがって中間
焼鈍を行わない本発明法によると経済的有利に複相組織
鋼帯を製造することができる。このような理由から１本
発明では熱延鋼帯を１バスで製品板厚まで圧下するか、
中間焼鈍を行わないで多パスで製品板厚まで圧下する一
回冷延を採用して冷延鋼帯を製造する。そのさいの圧下
率は３０％以上９５％以下であるのが好ましい。

以下に、この中間焼鈍なしの冷間圧延によっても面内異
方性の小さい複相組織鋼帯が得られることを代表的な試
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鋼Ａ、ＢおよびＣの鋼を
溶製し、１ｉ１１常の条件の熱間圧延にて板厚３．６ｍ
ｍ０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なった。この熱延板を中間焼鈍を行
なうことなく冷間圧延し、ついで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述
する）。

下記の第２表は、第１表の鋼Ｂの熱延板（熱延焼鈍およ
び酸洗後の熱延板）を用いて。

（ａｌ、　　０．７ｍｍＪ！Ｊ−まで中間焼鈍を行なう
ことなく冷間圧延しく冷間圧延率８０．６％）、　この
冷間圧延板を９７０℃に１分間均熱したあと、この温度
から１００℃までを平均冷却速度２０℃／ｓｅｃで仕上
熱処理した複相＆ｌＩ織材。

ｌｂ）　、前記のｆａ）の複相組織材と同等の強度を冷
間圧延によって板厚０．７＋ｍｍの状態で付与した調質
圧延材。

の各板の引張強さくｋｇｆ／＋ｗ■ｔ）および伸び（χ
）を圧延方向の値（し）、圧延方向に対して４５°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。

第１表 第２表 第２表から明らかなように、複相ｍ織材の伸びは、同等
の硬さおよび強度レベルのｉＪｉ’ｆｆ圧延材に比べて
著しく優れており１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、ｉ延圧延材は引張強さの最
も低いし方向と最も高いＴ方向の引張強さの差は１７ｋ
ｇｆ／ｍｍ”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ｉＩ
！質圧延圧延材も面内異方性も比較的小さいことがわか
る。

すなわち、冷間圧延を中間焼鈍なしで行っても複相Ｍｉ
織化することで延性に優れ強度および延性の面内異方性
の小さい高強度クロムステンレス鋼板が得られることが
明らかである。

「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＋　　Ａ　ｃ　ｒ意思上で１１００
℃以下のフェライト中オーステナイトの二相域温度に１
０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２５００℃／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有している。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８本発明法
の実施において、連続熱処理炉で調帯を低温から加熱し
た場合にオーステナイトが生成し始める温度（つまりＡ
ｃ、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９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９００℃以上、さらに好ましくは９５０℃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鋼帯の場合には
、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９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ｌＯ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℃／
ｓｅｃ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２本発明において二相温度域加熱からの冷却
は１〜５００　”Ｃ／ｓｅｅの範囲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℃までの平
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
を調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、中間焼鈍なしの冷間圧延により板厚０．７ｍｍの
冷間圧延板としく冷間圧延率−８０，６％）、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！（容量％
）と硬さくＨＶ）を。

仕上熱処理時の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９００〜９５０℃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
１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鋼帯が製造でき
ることを示している。そして１強度レベルの制御は前記
のような成分制御によって行えば目標とする強度は安定
して得ることができ。

鋼帯の全長にわたって強度変動の小さい、また鋼帯間で
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
を用いて容易且つ安価に製造できる。

第２図は２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ｍ織材を幾つか作りそ
の硬さと伸び（３方向の重のつき平均値）の相関を調べ
、これを調質圧延材の相関と比較して示したものである
。なお、復相組ｍ＋オの製造は第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
。また調質圧延材は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、調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ｕｍ材の伸びが１Ｊ１ｆｆ
圧延材に比べて優るのは硬さの高い領域、具体的にはＨ
ｖ　２００以上の領域において顕著となる。すな、わち
複相組織材とすることによる高延性化はＨｖ　２００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調質圧延材で
は達成できない本発明法による複相組織材の特徴があり
、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ｍ鋼帯はプレス成形性などの加工
性についてもＵＲ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＋ａ＋の方法で製造
した場合の金属ｍ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１強度並びに延性の異方性の小さ
い高延性高強度の調帯材料が得られたのは、熱間圧延、
熱延板焼鈍、冷間圧延のあとにフェライト＋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ｍ
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る強度（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１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Ｍｉ織はＸ
線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９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Ｕ織網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時間加熱・炉冷の熱延板焼鈍を行い、酸洗
のあと、中間焼鈍を施すことなく冷間圧延して板厚０　
、７ｍｍの冷延鋼帯とし　（冷間圧延率８０．６％）、
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（ただし比較例寛４は箱型炉によるバ
ッチ焼鈍処理）を施した。得られた鋼帯材料の特性を第
４表に併記した。

第４表から明らかなように２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も
リジングの発生が見られない。

これに対し比較例患１−では製造条件は本発明で規定す
る範囲であるが、鋼のＣ，Ｎ量が本発明鋼の条件である
（Ｃ＋Ｎ）≧０．０２％より低い、（Ｃ＋＋　Ｎ）　　
−０，０１２％の鋼（第３表の患８の鋼）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。

比較例隘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量が本発明で規定するｃｌ（Ｃ５０，１５
％）よりも高いＣ＝０．１５５％の鋼（第３表のＮｃｉ
９のｊ１４）であり、また（Ｃ＋Ｎ）量も本発明で規定
する０、２０％を超えているので、連続仕上熱処理後の
マルテンサイト量が１００％となり。

強度は高いものの、伸びが非常に低い。

比較例隘３では連続仕上熱処理での加熱温度が７５０℃
と低く、この加熱温度では鋼患１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＆ＩＩｍ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。

比較例１！１４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℃／ｓｅ
ｃ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、比較例阻３と同様に伸びは高いものの５強度
および硬さが低い。

比較例患５は、調質圧延材であり１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鋼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。

なお、比較例隘１．３．４および５の鋼帯については、
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１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２本発明法によれば、高延性と高強度を兼
備し１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鋼帯の
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
は鋼帯を提供するものである。本発明に従う材料は電子
部品、精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 (8)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％において、 Ｃ：０．１５％以下、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：１．０％以下、 Ｐ：０．０４０％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｉ：０．６０％以下、 Ｃｒ：１０．０％以上で２０．０％以下、 Ｎ：０．１２％以下、 Ｏ：０．０２％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 ０．０２％≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％ 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、 中間焼鈍無しの一回冷延によって製品板厚にまで冷間圧
   延して冷延鋼帯を製造する冷間圧延工程、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以上の硬さを有し且つ延性に優れ
   た高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法。
2. （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. （３）連続仕上熱処理工程における加熱温度は９００℃
   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. （４）冷間圧延工程での冷間圧延率は３０％以上９５％
   以下である特許請求の範囲第１項、第２項または第３項
   記載の製造法。
5. （５）重量％において、 Ｃ：０．１５％以下、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：１．０％以下、 Ｐ：０．０４０％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｉ：０．６０％以下、 Ｃｒ：１０．０％以上で２０．０％以下、 Ｎ：０．１２％以下、 Ｏ：０．０２％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
   ０．０２％≦Ｃ＋Ｎ≦０．２０％ 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、 中間焼鈍無しの一回冷延によって製品板厚にまで冷間圧
   延して冷延鋼帯を製造する冷間圧延工程、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以上の硬さを有し且つ延性に優れ
   た高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法。
6. （６）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５項記載の製造法。
7. （７）連続仕上熱処理工程における加熱温度は９００℃
   以上１１００℃以下である特許請求の範囲第５項記載の
   製造法。
8. （８）冷間圧延工程での冷間圧延率は３０％以上９５％
   以下である特許請求の範囲第５項、第６項または第７項
   記載の製造法。