JPS63169332A - 面内異方性の小さい高延性高強度の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
さい高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の新規な工業
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ニステナイト系ステンレス鋼
には見られない特徴を存するので、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９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１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
６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％＜５ｕｓ４４０＾）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　ＨＲＣ４０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５Ｏ３４４０Ａ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
１強度を上昇させる方法としては焼なまし後、さらに冷
間で調質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後の＆Ｉ１ｍはその名称のごとく基
本的にはマルテンサイ＋−＆ｌ１ｍ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
、熱処理後に研磨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ン
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、　１ｉｌｆｆ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ッ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　ｉｌｌｌｌ延圧延材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
摘の不均一分布をもたらし、特に極薄鋼板では打抜き加
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０以上
の材質特性面での問題のみならず、！１！質圧延材はそ
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、調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１ＩｉｌｉＫ圧延前の初期板厚の厳密な管理が非
常に重要であることに加えて、調質圧延前の素材の強度
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ｖ４質
圧延とは異なリ、高強度化を目的とする！ＩＩ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
！ｊｉ質圧延圧延材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鏡板にプレス成形な
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鋼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、！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、場合によっては更に熱延板焼鈍を行ったあと、フェ
ライト単相域での中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を
行って製品板厚の冷延綱帯を製造し、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：ｏ、１ｏ％以下。

Ｓ　ｉ　：　２．０％以下。

Ｍｎ　：　１．０％以下。

Ｐ　：　０．０４０％以下。

Ｓ　：　０．０３０％以下。

Ｎ　ｉ　：　０．６０％以下。

Ｃｒ　：　１０．０％以上１４．０％以下。

Ｎ：ｏ、ｏｓ％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
　１　、０．００５０％以下のＢ、１．０％以下のＭｏ
、　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≦０．１２％ 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。

フェライト単相域温度加熱の中間焼鈍を挟む２回以上の
冷間圧延によって製品板厚の冷延鋼帯を製造する工程、
そして。

得られた冷延鋼帯を連続熱処理炉に通板して。

Ａｃ＋点以意思１００℃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℃／ｓｅｅ以上
５００℃／ｓｅｅ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、且つＨＶ　２００以上の硬さを有する面内異
方性の小さい高延性高強度の複相組織（実質上フェライ
トとマルテンサイトからなる組織）のクロムステンレス
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
は鋼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調帯やフ
エライト系ステンレス鋼板または鋼帯では有しない延性
と強度の両特性を無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１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鋼帯のま
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、工業的な鋼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
ス鋼板または銅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１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Ｗｉ（重量％）の限定理由は次のとおりである
。

ＣおよびＮは１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２０％
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）ｉｔとして少な（
とも０．０２％以上を必要とする。しかし、ＣとＮ量が
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）量として０．１２％以下
とし、　０．０２％≦Ｃ＋Ｎ≦０．１２％の関係を満足
させることが必要であり、またＣ量としては０．１０％
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
０．０８％以下とする。

Ｓｔは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量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ト量並びに強度の制御
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１通常許容されている限度のＭｎ
；１．０％、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２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８通常許容されている
程度のＯ，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、　１４．０％を上限とする。

０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。

Ａ６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Ａ、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、靭性改善に有効な成分であるが、極く微量でその
効果はもたらされ、　ｏ、ｏｏｓｏ％を超えるとその効
果が飽和するのでその上限を０．００５０％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
Ｍ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ＲＥＭは０．１０％、Ｙ
は０．２０％とする。

次に本発明による複相組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、前記ように成分範囲を調整したク
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、このスラブを熱間圧延し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銅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Ｍ
ｉ織調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（必要に応じて熱延板焼鈍
を行った後の熱延鋼帯）をフェライト単相域温度加熱の
中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって製品板厚に
まで圧延する工程である。

この冷間圧延の間に挟む中間焼鈍は連続仕上熱処理工程
後の複相組織鋼帯の延性の面内異方性を少なくする上で
重要な役割を果たす。これ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９通常の条件の熱間圧延にて板厚３．６１の熱延
板とし、７８０℃×６時間加熱、炉冷の焼鈍を施したあ
と酸洗を行った。この熱延板を用いて冷間圧延条件と仕
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について。

（ａ）、冷間圧延のさいに中間焼鈍を挟む２回冷間圧延
を行なって仕上熱処理を施した複相組織材（以後、２Ｃ
Ｒ材と呼ぶ）。

申）、中間焼鈍を行なうことなく１回のみの冷間圧延を
行なって仕上熱処理を施した複相組織材（以後、ＩＣＲ
材と呼ぶ）。

（Ｃ１゜ＩＣＲ材および２ＣＲ材と同等の強度を冷間圧
延によって付与した調質圧延材。

の３種の方法により製造した各鋼板の引張強さ（ｋｇｆ
／ｍｍ”）および伸び（χ）を圧延方向の値（Ｌ）、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。

なお、　（ａｌの２ＣＲ材は、前記の熱延板を冷間圧延
により板厚１■とし、８００℃×１分加熱、空冷の中間
焼鈍を行った後、さらに冷間圧延により板厚０．３ｍｍ
の冷間圧延板とした。そして、この冷間圧延板を９８０
℃の温度で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。

また（ｂｌのＩＣＲ材は、前記の熱延板を中間焼鈍を施
すことなく冷間圧延にして板厚０，３閘ｍとし。

この冷間圧延板を９８０℃の温度で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℃／ｓ
ｅｃで冷却する仕上熱処理を施した。

（ｃｌの１１質圧延材については、ＩＣＲ材およびｚＣ
Ｒ材と同等の強度が板厚０　、３ｍｍの状態で得られる
ように、焼鈍後の熱延板を所定の板厚まで冷間圧延し、
焼鈍した後、所定の圧延率で１１質圧延した。

第１表 第２表 ｆｃｌ、！ｉ質正圧延材・圧延率７５％第２表から明ら
かなように、ＺＣＲ材およびｌＣＲ材ともに複相ｍ織材
の伸びは、同等の硬さおよび強度レベルの調質圧延材に
比べて著しく優れており９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ＺＣＲ材およびＩＣＲ材ともに複相組織材
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、調質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１０ｋｇｆ７ａｍ”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ｆｌｕ圧延材よりも面内
異方性も比較的小さく。

特に２ＣＲ材はＩＣＲ材よりも面内異方性が更に小さい
ことがわかる。すなわち、中間焼鈍は複相組織材の伸び
の面内異方性を小さくする上で非常に重要であると言え
る。したがって、第２表の結果から、中間焼鈍を挟んだ
冷間圧延を経て、複相組織とする仕上熱処理を施した場
合には、延性に優れ且つ強度および延性の面内異方性の
小さい複相ｍ織の高強度クロムステンレスａ仮が得られ
ることが明らかである。

この試験結果に見られるように、また後記の実施例でも
示すように、複相組織材の伸びの面内異方性は、冷間圧
延工程を中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を実施する
ことによって小さくすることができる。したがって、延
性の面内異方性の小さい複相組織鋼帯を製造するうえで
、製品板厚までの板厚減少を２回以上の冷間圧延で行い
、その間に中間焼鈍を実施することが本発明法において
重要である。この中間焼鈍の加熱温度はフェライト単相
域温度、すなわち、　　Ａｃ＋点以下の温度である。ま
た中間焼鈍の前後の冷間圧延の冷間圧延率は各々少なく
とも３０％以上とするのがよい。

「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、　　Ａｃ＋点以上で１１００℃以
下のフェライト十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℃／ｓｅｅ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。このため
Ａｃ、意思上の温度とする。本発明法の実施にあたり、
連続熱処理炉に調帯を通板して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Ａｃ＋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１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
Ａｃｎ点以上、好ましくはＡｃ＋点十１００℃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２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２０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１本発明において二相温度域加熱からの冷却
は１〜ｂ 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鋼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、冷間圧延により板厚ＩＬＩＩ１１とし、８００℃
×１分・空冷の中間焼鈍を行ったあとさらに８００〜１
１００℃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て得られた仕上熱処理材のマルテ
ンサイトＮ（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表の成分の鋼を表す）。

第１図から明らかなように、加熱温度が８００℃を超え
てフェライト＋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急激に増加
するが９００℃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、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調帯が製造できることを示してい
る。

そして２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、
銅帯の全長にわたって強度変動の小さい、また銅帯間で
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
を用いて容易に且つ安価に製造できる。

第２図は１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Ｍｉ織材を幾つか作り
その硬さと伸び（３方向の重みつき平均値）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。なお複相組織材の製造は第１図で説明したのと同し
であり仕上熱処理の加熱温度は９００℃以上である。ま
た調質圧延材は冷延後に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、複相組織材の伸びが調質圧延材
に比べて優るのは硬さの高い領域、具体的にはＨｖ　２
００以上の領域において顕著となる。すなわち複相＆Ｉ
Ｉ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２０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１
ｌｖ２００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織鋼帯はプレス成形性などの加工性
についても調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表の鋼へを第２表のｆａｔの方法で製造
した場合の金属組織写真である。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＆ｌｌ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、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延のあと
にフェライト十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組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、そして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、仕上熱処理後の組織は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１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組織鋼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３．６１に熱間圧延後、７
８０℃×６時間加熱・炉冷の熱延板焼鈍を行い、酸洗の
あと、第４表に示す冷延条件で冷間圧延して板厚０．３
ａ＋ｍの冷延鋼帯とし、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を施した。な
お冷間圧延工程での中間焼鈍の均熱時間はいずれも１分
であり、また連続仕上熱処理工程での均熱時間もいずれ
も１分である。仕上熱処理後の鋼帯の材料特性を第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存した複相組織
鋼帯が得られたことがわかる。また１本発明法による銅
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る。そして１本発明法による鋼帯
はいずれも破断後の引張試験片にリジングの発生が見ら
れなかった。

これに対し比較例阻１では製造条件は本発明で規定する
範囲であるが、＃４のＣ，Ｎ量が本発明鋼の条件である
（Ｃ＋Ｎ）２０．０２％より低い、（Ｃ十＋　Ｎ）　　
＝０．０１２％の鋼（第３表の患８の鋼）であるため、
連続仕上熱処理後のマルテンサイト量も少なく、また十
分な引張強さおよび硬さが得られていない。

比較例１’＆ｔ２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Ｃ１（Ｃ５０
，１０％）　　ヨリｔ＋　高イＣ＝０．１２４％ノｗ４
（第３表の階９の鋼）であり、また（Ｃ＋Ｎ）ｆｌも本
発明で規定する０、１２％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。

比較例患３では連続仕上熱処理での加熱温度が８００℃
と低く、この加熱温度では鋼１ＩｋＬ２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
処理後の金属組織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１１ｋ１４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１１１３と同様に伸びは高いものの２
強度および硬さが低い。

比較例階５は、　ｔＦ１１ｉ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。

比較例隘６は、連続仕上り入処理前の冷間圧延において
中間焼鈍を行っていないので２強度が高く伸びも優れて
いるものの、伸びの面内異方性が中間焼鈍を施した本発
明例のものに比べると大きくなっている。

なお、比較例１１ｈ１．３．４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２本発明例の複相Ｍｉ織銅帯はりジングの
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９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＆１１織銅帯が提供される。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ｔｍ
　ｖｉまたは鋼帯を提供するものである０本発明に従う
材料は電子部品、晴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
多大の成果が発渾され得る。

【図面の簡単な説明】

第１図は９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 (6)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％において、 Ｃ：０．１０％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１４．０％以下、 Ｎ：０．０８％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≦０．１２％ 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、 フェライト単相域温度加熱の中間焼鈍を挟む２回以上の
   冷間圧延によって製品板厚の冷延鋼帯を製造する工程、
   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以上の硬さを有する面内異方性の
   小さい高延性高強度の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）重量％において、 Ｃ：０．１０％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１４．０％以下、 Ｎ：０．０８％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≦０．１２％ 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、 フェライト単相域温度加熱の中間焼鈍を挟む２回以上の
   冷間圧延によって製品板厚の冷延鋼帯を製造する工程、
   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以上の硬さを有する面内異方性の
   小さい高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の
   製造法。
5. （５）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４項記載の製造法。
6. （６）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４項記載の
   製造法。