(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Crを11.0wt％以上含有するフェライト系ステンレス鋼を、連続鋳造−熱間圧延によって製造するに当たり、連続鋳造速度を 1.2 m/min以上にすると共に、連続鋳造スラブを、その表面温度が 400℃以下に降温する前に、加熱炉に装入し、1200℃以下の温度まで加熱後、熱間圧延に供することを特徴とする、表面品質と深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、フェライト系ステンレス鋼が、Cr：11.0wt％以上の他、Ti，Nb，Ｖ，Zr，TaおよびＷのうちから選んだ１種または２種以上を｛４×(Ｃ＋Ｎ)｝wt％以上、0.5 wt％以下の範囲で含有することを特徴とする、表面品質と深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、従来法よりも、より経済的かつ能率的で、しかも表面品質および深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
連続鋳造−熱間圧延により製造されるステンレス鋼製造プロセスにおいては、連鋳スラブは一旦常温まで冷却されてスラブ手入れが行われ、その後に加熱炉にて1150〜1250℃の温度に加熱されたのち、熱間圧延に供されていた。
従って、このような連続鋳造−熱間圧延工程では、多大な熱エネルギーと処理時間を必要とした。
【０００３】
これに対し、特開昭57−152420号公報では、ステンレス鋼のCC−DR(Direct Rolling)またはDHCR(Direct Hot Charge Rolling) に関する技術として、「10〜20％Crを含有したフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造した後、直接熱間圧延するか、あるいは 400℃以下に温度降下せしめることなく保熱もしくは加熱して熱間圧延するに際し、連続鋳造スラブが（α＋γ）域に置かれる時間が３時間を超えないように保熱あるいは加熱した後、熱間圧延する」ことからなる加工性の優れたフェライト系ステンレス鋼板の省工程製造法が提案されている。
【０００４】
また、フェライト系ステンレス鋼は、SUS 304 に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼に比べて、安価なだけでなく、耐応力腐食割れ性（耐SCC 性）に優れていることから、多岐にわたって使用されているが、加工性とくに深絞り性や耐リジング性の点では劣っている。
従って、加工性や耐リジング性を向上させるための様々な技術が提案されている。
【０００５】
例えば特開平４-99151号公報には、フェライト系ステンレス鋼に関して、Al, Ti, Nb, Ｂ, ＣおよびＮ量を規定すると共に、さらに熱間圧延時の 900℃以下での圧下率を50％以上、仕上げ圧延温度を 800℃以下とし、コイル巻き取り温度を600 ℃以上とすることにより、プレス成形加工性と表面品質を兼備したフェライト系ステンレス鋼の製造方法が提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記した従来技術においてはそれぞれ、次に述べるような問題を残していた。
すなわち、特開昭57−152420号公報では、成形加工性の指標である平均ｒ値の著しい向上は期待できず、また、特開平４-99151号公報では、熱間圧延時に、素材自身の変形抵抗が大きい低温域で圧下しなければならないため、表面に熱延肌荒れ性欠陥が多発するという問題があったのである。
【０００７】
上述したとおり、従来の技術では、
１) 経済的かつ能率的に、
２) 表面品質と加工性に優れるものを、
製造するという２つの目的を同時に達成することができず、その解決が強く望まれていた。
そこで、本発明は、上記した２つの目的を同時に達成することができるフェライト系ステンレス鋼の新規な製造方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Crを11.0wt％以上含有するフェライト系ステンレス鋼を、連続鋳造−熱間圧延によって製造するに当たり、連続鋳造速度を 1.2 m/min以上にすると共に、連続鋳造スラブを、その表面温度が 400℃以下に降温する前に、加熱炉に装入し、1200℃以下の温度まで加熱後、熱間圧延に供することを特徴とする、表面品質と深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法（第１発明）である。
【０００９】
また、本発明は、上記第１発明において、フェライト系ステンレス鋼が、Cr：11.0wt％以上の他、Ti，Nb，Ｖ，Zr，TaおよびＷのうちから選んだ１種または２種以上を｛４×(Ｃ＋Ｎ)｝wt％以上、0.5 wt％以下の範囲で含有することを特徴とする、表面品質と深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法（第２発明）である。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を完成するに至った実験結果について説明する。
実験１
Ｃ：0.058 wt％, Si：0.37wt％, Mn：0.46wt％, Cr：16.2wt％, Ｓ：0.005 wt％, Ｐ：0.026 wt％およびＮ：0.031 wt％を含み、残部は実質的にFeの組成になるSUS430を溶製し、厚さ：200 mm、幅：1260mmの連鋳モールドに連続鋳造した。この時、連鋳速度は 1.3 m/minとした。
ついで、得られた連鋳スラブを、種々の温度まで冷却した後、熱間圧延用加熱炉に装入した。この時、加熱温度を種々に変化させ、熱延時のスラブ抽出温度を変化させた。また、加熱炉内でのスラブ均熱時間は２時間以内とした。
上記加熱処理の後、３段からなる粗圧延機と７段よりなる連続式仕上げ圧延機を用いて、板厚：４mmまで熱間圧延を行った。
得られた熱延板を再結晶焼鈍後、酸洗により表面の酸化スケールを除去した後の、焼鈍・酸洗板の表面品質について調査した結果を、図１に示す。
【００１１】
同図から明らかなように、連鋳スラブの加熱炉への装入温度が、スラブ表面温度で 400℃以上でかつ、熱延時のスラブ加熱温度が1200℃以下の場合には、ヘゲ状欠陥や肌荒れ欠陥が全くない、表面品質に優れた熱延板が得られた。
これに対し、装入温度が 400℃未満かまたはスラブ加熱温度が1200℃より高い場合には、ヘゲ状欠陥が生じ、熱延板の表面品質が悪化することが判明した。
【００１２】
この原因について、ヘゲ状欠陥部を調査したところ、スラブ加熱時に、スラブ表面で局所的な異常酸化が生じることに起因するものであることが判明した。
すなわち、連鋳スラブに生成したスケールは 400℃以下に冷却されると熱応力によりクラックを発生し、その後の熱延加熱時に局所的に異常酸化が生じるものと考えられる。また、熱延加熱温度が1200℃を超えると、たとえスケールにクラックが生じていない状態でも、酸化が著しく促進されて局所的な異常酸化が生じ易くなるものと考えられる。
従って、本発明では、加熱炉へのスラブ装入温度はスラブ表面温度で 400℃以上で、かつ加熱温度は1200℃以下の範囲に限定したのである。なお、加熱温度が1050℃より低くなると熱延温度が低下し、結果的に肌荒れが発生し易くなるので、加熱温度は1050℃以上とすることが好ましい。
【００１３】
実験２
Ｃ：0.007 wt％, Si：0.19wt％, Mn：0.30wt％, Cr：16.4wt％, Ｓ：0.003 wt％, Ｐ：0.029 wt％, Ｎ：0.008 wt％およびTi：0.17wt％を含み、残部は実質的にFeの組成になるSUS430LXを溶製し、厚さ：200 mm、幅：1260mmの連鋳モールドにて連続鋳造した。この時、連鋳速度は 1.3 m/minとした。
ついで、得られた連鋳スラブを、表面温度が 500〜600 ℃のとき、加熱炉に装入し、加熱炉の温度を種々に変化させてスラブを加熱してから、加熱炉から抽出し、その後、３段からなる粗圧延機と７段よりなる連続式仕上げ圧延機により板厚：４mmまで熱間圧延を行った。
得られた熱延板を、930 ℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延により 0.7mmの板厚に仕上げたのち、910 ℃での連続焼鈍−酸洗処理により、２Ｂ仕上げの冷延・焼鈍板とした。
【００１４】
図２に、Ｌ，Ｄ，Ｃ方向から採取したサンプルのｒ値を測定し、平均化した値を示す。同図から明らかなように、平均ｒ値を高くし、深絞り性を改善する上でも、熱延時のスラブ加熱温度を1200℃以下にすることが有効であることが判る。
【００１５】
また、同様に連鋳時の鋳込み速度を 0.7 m/minから 1.4 m/minまで変化させ、熱延時の加熱温度は1170℃一定として製造した冷延・焼鈍板の平均ｒ値について調べた結果を、図３に示す。
同図から明らかなように、平均ｒ値は、連鋳時の鋳込み速度が 1.2 m/min以上になると著しく向上することが判る。
従って、本発明では、連鋳時の鋳込み速度は 1.2 m/min以上で、かつ熱延時のスラブ加熱温度は1200℃以下に限定したのである。
このように、鋳込み速度を 1.2 m/min以上にすることにより、ｒ値が向上する理由は、鋳造組織が微細化あるいは柱状晶率が低下したことにより、熱延・焼鈍後の組織が均一化したことによるものであると思われる。
【００１６】
本発明で対象とするフェライト系ステンレス鋼としては、特に限定されることはなく、Crを11.0wt％以上含有するものであればいずれもが適合する。また、深絞り性や溶接性を向上させることを目的として添加される、Ti，Nb，Ｖ，Zr，TaおよびＷ等の元素については、単独使用または併用いずれの場合においても、含有量は｛４×(Ｃ＋Ｎ)｝wt％以上、0.5 wt％以下とする必要がある。というのは、含有量が｛４×(Ｃ＋Ｎ)｝wt％に満たないと深絞り性や溶接性の改善効果が十分には認められず、一方、0.5 wt％を超えると生成する炭窒化物が粗大化し易くなり、靱性の低下や耐孔食性の低下が生じやすくなるという不利が生じるからである。
【００１７】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼を転炉溶製し、ＶＯＤ脱ガス後、短辺が 200mm、長辺が1260mmの鋳型で連続鋳造を行った。得られた連鋳スラブを、熱間圧延のための加熱炉に装入し、表２に示す種々の温度に加熱した後、３段からなる粗圧延機と７段よりなる連続式仕上げ圧延機で仕上げ圧延を行い、板厚：４mmの熱延板とした。この時の仕上げ圧延温度(FDT)は 820〜860 ℃とした。また一部のスラブについては、従来、冷延・焼鈍板の深絞り性が向上するとされている低ＦＤＴ(750℃，740℃)とした。ついで、得られた熱延板に、再結晶焼鈍ついでショットブラストおよび酸洗を施したのち、冷間圧延により板厚：0.7 mmとし、再結晶焼鈍−酸洗後、表面仕上げが２Ｄの冷延・焼鈍板を作製した。このようにして得られた製品板の、(1) 熱延−焼鈍−ショットブラスト・酸洗後の鋼板表面品質および(2) 冷延・焼鈍板の平均ｒ値について調べた結果を、表２に併記する。
【００１８】
【表１】
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【００１９】
【表２】
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【００２０】
表２から明らかなように、本発明に従い製造した場合には、表面品質および深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼を得ることができた。これに対し、本発明の構成要件が１つでも欠けた場合には、両者を同時に満足させることはできなかった。また、従来、深絞り性の面で良好とされた低ＦＤＴでは、表面品質の著しい劣化を招いた。
【００２１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明に従い、フェライト系ステンレス鋼の製造に際して、(1) 連続鋳造時における鋳造速度、(2) 連鋳後、加熱炉へスラブを装入する時のスラブ表面温度および(3) 熱延時の加熱温度を、それぞれ適正化することにより、ＤＨＣＲ(ＣＣ−ＤＲ)化を利用して表面品質および深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼鈍・酸洗板の表面品質に及ぼす、スラブの加熱炉装入温度およびスラブ加熱温度の影響を示したグラフである。
【図２】スラブ加熱温度と平均ｒ値との関係を示したグラフである。
【図３】連続鋳造における鋳込み速度と平均ｒ値との関係を示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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