(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
式（１）によって定義されるγmaxが２０以上７０未満であるフェライト系ステンレス鋼のスラブに熱間圧延を施した後急冷し、得られた熱延板を６００℃未満で巻き取り、フェライト相と炭素固溶量の多いマルテンサイト相の２相組織とした後、熱延板焼鈍を施すことなく、２相組織のまま圧延率２０〜８０％の中間冷間圧延を行ってフェライト相に歪を蓄積し、その後、箱型炉による焼鈍を施し、歪が蓄積されたフェライト相を再結晶させると同時に炭素固溶量の多いマルテンサイト相をフェライト相へ再結晶させて集合組織をランダム化した後、さらに仕上げ冷間圧延と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
γmax＝420C−11.5Si＋7Mn＋23Ni−11.5Cr−12Mo
＋9Cu−49Ti−50Nb−52Al＋470N+189・・・・・・（１）
【請求項２】
箱型炉による焼鈍が、再結晶温度以上Ａｃ１点以下の温度範囲で均熱１時間以上の焼鈍であり、冷延後の焼鈍が、再結晶温度以上Ａｃ１点以下の温度範囲での連続焼鈍炉を用いた焼鈍である請求項１に記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、加工性、特にｒ、Δｒおよび耐リジング生に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＳＵＳ４３０に代表させるフェライト系ステンレス鋼は、良好な耐食性を有し、また高価なＮｉを含有せず、オーステナイト系ステンレス鋼に比べると経済的な利点を併せ持つことなどから、耐久消費財を中心に広く使用されている。しかしながら、近年、ステンレス鋼板のプレス成形加工においては、より厳しい加工が行われる場合が多くなり、さらに優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼板が要望されている。
【０００３】
フェライト系ステンレス鋼板の加工性は、一般にオーステナイト系ステンレス鋼板に比べて劣り、また、プレス成形時にリジングと呼ばれる独特のシワ状の表面凹凸を生じる。したがって、フェライト系ステンレス鋼板において、そのプレス加工性および耐リジング性が改善されれば，加工性が厳しくオーステナイト系ステンレス鋼板が使用されていた箇所に、従来適用困難であったフェライト系ステンレス鋼板が使用できるようになる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、フェライト系ステンレス鋼板のプレス成形性はｒ値に依存することが知られている。このｒ値を表す指標として、ｒ値を示すｒが用いられている。ｒ値を向上させる技術は、いままでにも数多くの試みがなされている。例えば、特開昭５３−４８０１８号公報には、Ｃ，Ｎ含有量を極力低減させ、ＴｉやＮｂを添加することによりｒ値を向上させる技術が提案されている。しかしながら、この技術は、Ｃ，Ｎ含有量を低くするために精錬に時間がかかり、また高価なＴｉやＮｂの添加を必要とするため、原材料費が高価になり、全体として、コスト高になってしまう。
【０００５】
また、耐リジング性を改善する方法として、従来から、熱間圧延での仕上圧延温度の低温化により熱延板に蓄積される歪の増大をはかり、熱延板焼鈍で再結晶を促進する方法や、例えば特開昭６２−１９９７２１号公報に提案されている圧延中に材料を一時的に待機させてパス時間を大きくするいわゆるディレイ圧延を用いる方法などが知られているが、上記の技術は、低温領域で大きな歪を与える方法であるので、形状不良や噛み込み不良を招き、また圧延時間の増大を招き、生産性の低下をもたらす。
【０００６】
このように、製鋼コストの増大や熱延鋼板の生産性低下を招くことなく、プレス加工で必要とされる十分な深絞り性を持ち、かつ、十分な耐リジング性を有するフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は確立されていない。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼板を、低コストで生産性良く製造できる方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、その目的を達成するため、式（１）によって定義されるγmaxが２０以上７０未満であるフェライト系ステンレス鋼のスラブに熱間圧延を施した後急冷し、得られた熱延板を６００℃未満で巻き取り、フェライト相と炭素固溶量の多いマルテンサイト相の２相組織とした後、熱延板焼鈍を施すことなく、２相組織のまま圧延率２０〜８０％の中間冷間圧延を行ってフェライト相に歪を蓄積し、その後、箱型炉による焼鈍を施し、歪が蓄積されたフェライト相を再結晶させると同時に炭素固溶量の多いマルテンサイト相をフェライト相へ再結晶させて集合組織をランダム化した後、さらに仕上げ冷間圧延と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする。
γmax＝420C−11.5Si＋7Mn＋23Ni−11.5Cr−12Mo
＋9Cu−49Ti−50Nb−52Al＋470N+189・・・・・・（１）
箱型炉による焼鈍は、再結晶温度以上Ａｃ１点以下の温度範囲で均熱１時間以上の長時間焼鈍を行うことが好ましく、冷延後の焼鈍は、再結晶温度以上Ａｃ１点以下の温度範囲で連続焼鈍炉を用いて行うことが好ましい。
【０００８】
【作用】
本発明者等は、製鋼コストの増大や熱延鋼板の生産性低下および冷延時の耳割れ発生を招くことなく、フェライト系ステンレス鋼板の深絞り性および耐リジング性を向上させるための熱延条件および加工熱処理に関し種々調査検討した。その結果、本請求項に記載したような条件で熱延後の巻き取り、中間冷間圧延と中間焼鈍、および仕上げの冷間圧延と仕上げ焼鈍の条件を細かく設定し組み合わせることで初期の目的を達成することができた。
【０００９】
その細かい加工熱処理条件と鋼板の加工性向上の関係について説明する。
熱延ステンレス鋼板を熱延巻き取り温度から室温まで冷却する過程で、鋼板が６００〜８００℃の温度域にあるとき、Ｃｒ系炭化物が析出しやすくなる。
熱延温度域が（フェライト＋オーステナイト）であるＳＵＳ４３０のような鋼板では、冷却中にオーステナイトがマルテンサイト変態する。熱延後の巻き取り温度が高く６００℃以上であると、熱延後の冷却中にオーステナイト中から炭化物が析出し、その後マルテンサイト変態をする。
【００１０】
ところが、６００℃未満で巻き取ると、オーステナイト中に炭素が固溶した状態でマルテンサイト変態するため、硬いマルテンサイトが形成され、しかも炭素が固溶された状態のオーステナイト相は、マルテンサイト変態する開始温度Ｍｓ点が低くなり、生成したマルテンサイト変態による変態転位の回復（自己焼戻し）が起こりにくくなる。
したがって、６００℃未満で巻き取ったものは、６００℃以上で巻き取ったものと比べて、炭素固溶量が多く、かつ転位が多く内蔵された硬いマルテンサイトを有する鋼板となる。
【００１１】
つまり、本発明方法における熱延時の鋼板の組織は、炭素固溶量が多く硬質なマルテンサイト相とフェライト相の２相組織からなることに特徴がある。フェライト相はマルテンサイト相に比べ非常に軟質であるので、中間圧延により加工を加えると、軟らかいフェライト相に歪が蓄積される。これを箱型炉で長時間焼鈍を施すことにより、歪が蓄積されたフェライト相の再結晶が促進され、また、箱型炉の長時間焼鈍により、マルテンサイト相は炭化物を十分に析出し、フェライト相に再結晶する。ここで、不均一に多量の歪が蓄積されたフェライト相が再結晶するため、その集合組織はランダム化する。
【００１２】
一般的に、リジングの発生は、冷延焼鈍板内に存在する結晶方位の近い結晶粒の集合（コロニー）に起因すると考えられている。コロニーの起源は、凝固柱状晶が熱延焼鈍後に残存することにより形成される圧延方向に伸びた粗大な未再結晶であるとされている。この未再結晶フェライト粒は冷延後の焼鈍時においても再結晶による結晶方位の分散が小さいため、鋼板にコロニーが形成されると考えられている。したがって、箱型炉による焼鈍後の集合組織のランダム化により、コロニーが残存しなくなり耐リジング性が改善されたと考えられる。
【００１３】
また、箱型炉による焼鈍後の集合組織がランダム化することによって、通常工程では残存しやすいｒ値を下げる｛１００｝のコロニーもランダム化されており、｛１００｝のコロニーの悪影響なしで、仕上冷間圧延、再結晶焼鈍により、ｒ値に有効な｛１１１｝集合組織が発達する。また、箱型炉による焼鈍後に集合組織がランダム化しているために、コロニーをもつ通常工程材に対して結晶粒界の大角粒界の占める割合が大きく、大角粒界の三重点など再結晶核となり易いサイトも多いと考えられるため、ｒ値に有効な｛１１１｝集合組織が発達し易くなったと考えられる。
【００１４】
次に、本発明方法の具体的手段の個々について詳述する。
γmax：２０以上７０未満
本発明は、熱延板をフェライト相とマルテンサイト相の２相組織からなるものとし、中間冷間圧延工程でフェライト相に十分な歪を蓄積させ、フェライトバンドの再結晶を促進させ、かつ所定量存在させたマルテンサイト相中固溶炭素の炭化物としての析出によるフェライト相への微細再結晶化と相俟って、再結晶後の集合組織の発達をコントロールしようとするものである。このためには少なくとも、２０体積％程度のマルテンサイト相が必要で、この程度のマルテンサイト相を出現させるためには、γmaxを２０以上にする必要がある。２０に満たないとマルテンサイト量が少なく、その結果再結晶組織の発達が不十分でｒ値および耐リジング性の改善は得られない。
一方、γmaxを高くするためには、Ｃ，Ｎ，ＭｎあるいはＮｉなどのオーステナイト形成元素の含有量を多くすればよいが、これらの元素含有量を多くすると鋼材の硬質化やコストの上昇を招き、また、γmaxが高い熱延板を熱延板焼鈍なしに冷間圧延すると耳切れを生じるため、γmaxは７０未満に規定する。
【００１５】
熱延後の巻き取り温度：６００℃未満
本発明は上記したように、熱延巻き取り板をフェライト相とマルテンサイト相の２相組織からなるものとし、その組織を有効に利用することに特徴がある。熱間圧延の際の加熱時および熱延工程中に生成したγ相を適切にマルテンサイト変態させるためには、巻取り温度を６００℃未満にする必要がある。巻取り温度が６００℃以上であると、生成したγ相が熱延巻き取り後の冷却中にオーステナイト中で炭化物の析出が起こり、その後マルテンサイト変態するものの自己焼戻しにより軟化するため加工性の改善の効果は得られない。
また、熱間圧延は、８００℃以上の高温で仕上げ圧延を完了し、直ちに水冷することにより５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷し、６００℃未満の低温で巻き取りを実施することが好ましい。高温で熱延を仕上げ、急冷することにより、ｒ値の向上および耐リジング性の改善により好ましい硬質なマルテンサイト相が得られる。
【００１６】
中間冷間圧延率：２０％以上８０％以下
熱延後、熱延焼鈍を施すことなく、中間冷延によりフェライト相に歪を蓄積させる。１０％より小さい圧延率では、その効果が得られない。また８０％を越える中間冷延を施すと、仕上げ圧延の圧延率が小さくなり、ｒ値に有効な集合組織の発達が得られない。また、冷間圧延時の耳切れ発生の虞も生じる。したがって、中間冷間圧延の圧延率は２０％以上８０％以下に規定する。
【００１７】
中間焼鈍：箱型焼鈍，再結晶温度以上Ａｃ１点以下，均熱１時間以上
中間焼鈍は、マルテンサイトを炭化物とフェライトに再結晶させるためであるから、長時間が必要となる。連続焼鈍炉でこの焼鈍を実施しようとすると、ライン速度を極端に遅くする必要があり、非常に効率が悪く経済的でない。そのため箱型焼鈍炉による長時間焼鈍とする。
中間焼鈍条件は、再結晶温度以上Ａｃ１点以下の温度で行うものとし、少なくとも均熱１時間以上の長時間焼鈍が望ましい。
【００１８】
仕上げ冷間圧延および再結晶焼鈍
仕上げ冷間圧延および再結晶焼鈍は、箱型炉による長時間焼鈍により得られたランダムな結晶方位をもつ組織から、ｒ値に有効な｛１１１｝集合組織を発達させるために必要である。仕上げ冷間圧延および再結晶焼鈍の条件は、従来のフェライト系ステンレス鋼の製造条件と同じでよい。
【００１９】
【実施例】
次に本発明方法を、実施例をもって説明する。
表１に、本発明方法を試みたフェライト系ステンレス鋼の組成を示す。
実施例１および比較例１
表１の鋼種Ａの組成を有するスラブを１２００℃に加熱した後、熱間圧延にて仕上げ熱延後直ちに水冷をすることにより５７５℃で巻き取った熱延板、および仕上げ熱延後空冷にて７５０℃で巻き取った熱延板を供試材とした。
それらの熱延板を実験的に熱延板（板厚４．０ｍｍ）→中間冷延（４．０／２．０ｍｍ）→中間焼鈍（８３０℃×９ｈｒ）→仕上げ冷延（２．０／０．８ｍｍ）→再結晶焼鈍（８５０℃×０ｓ）を行った。
また、比較のために、前期７５０℃で巻き取った熱延板を従来の方法、すなわち、熱延板（板厚４．０ｍｍ）→熱延板焼鈍（８３０℃×９ｈｒ）→仕上げ冷延（４．０／０．８ｍｍ）→再結晶焼鈍（８５０℃×０ｓ）（１回冷延焼鈍）および熱延板（板厚４．０ｍｍ）→熱延板焼鈍（８３０℃×９ｈｒ）→中間冷延（４．０／２．０ｍｍ）→中間焼鈍（８５０℃×０ｓ）→仕上げ冷延（２．０／０．８ｍｍ）→再結晶焼鈍（８５０℃×０ｓ）（２回冷延焼鈍）を行った。
【００２０】
0004744033.tif 000002
【００２１】
以上の工程で作製された焼鈍板から試験片を採取し、ｒ値の測定、リジング判定を行った。
なお、ｒおよびΔｒはそれぞれ、ｒ＝（ｒL＋２ｒD＋ｒT）／４、Δｒ＝（ｒL−２ｒD＋ｒT）／２である。ただし、ｒL，ｒDおよびｒTは、それぞれ圧延方向，圧延方向に対して４５度方向および圧延方向に対して９０度方向のｒ値を示す。
また、耐リジング性の判定は、Ａが最も耐リジング性がよいもの、Ｄが最も耐リジング性が悪いものとし、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄの４段階評価を行った。表２に、耐リジング性の判定基準を示す。
【００２２】
0004744033.tif 000003
【００２３】
表３に、製造条件とｒ、Δｒおよびリジング性判定結果を示す。
この結果から、巻き取り温度５７５℃の熱延板は、熱延板焼鈍なしに冷延しても、ｒ、Δｒおよび耐リジング性が向上している。
一方、巻取り温度７５０℃の熱延板を熱延焼鈍なしに冷延した鋼板は、ｒおよびΔｒは良好なものの、耐リジング性の改善は見られなかった。また、従来工程の２回冷延焼鈍板は、ｒは良好なものの、Δｒが大きく耐リジング性も改善されていなかった。
【００２４】
0004744033.tif 000004
【００２５】
実施例２および比較例２
表１の鋼種Ｂ，Ｃ，Ｄの組成を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延にて仕上げ熱延完了後に水冷もしくは空冷を施すことにより巻取り温度を変え、板厚４ｍｍの熱延板を作製し、供試材とした。
この熱延板を、熱延板→中間冷延→中間焼鈍（８３０℃×９ｈｒ）→仕上げ冷延→再結晶焼鈍を行い、板厚０．８ｍｍの焼鈍板とした（熱延板焼鈍なしで冷延する製造方法）。
また、比較のために、前述の熱延板を従来の製造方法、すなわち、熱延板→熱延板焼鈍（８３０℃×９ｈｒ）→仕上げ冷延→再結晶焼鈍（１回冷延焼鈍の製造方法）および熱延板→熱延板焼鈍（８３０℃×９ｈｒ）→中間冷延→中間焼鈍（８５０℃×０ｓ）→仕上げ冷延→再結晶焼鈍（８５０℃×０ｓ）（２回冷延焼鈍の製造方法）で供試材を作製した。
【００２６】
上記各製造方法で得られた鋼板を供試材として、下記の方法でｒ、Δｒおよび耐リジング性の評価を行った。
ｒ値：
ＪＩＳ１３Ｂ号試験片を用い、１５％に引張り歪を与えた後、ｒL，ｒDおよびｒTを求めた。ｒL，ｒDおよびｒTは、それぞれ圧延方向，圧延方向に対して４５度方向および圧延方向に対して９０度方向のｒ値を示す。上記方法で求めたｒ値から、ｒおよびΔｒはそれぞれ、ｒ＝（ｒL＋２ｒD＋ｒT）／４、Δｒ＝（ｒL−２ｒD＋ｒT）／２で算出した。
【００２７】
耐リジング性：
圧延方向から採取したＪＩＳ５号試験片に２０％の引張り歪を与えた後、耐リジング性の判定を行った。耐リジング性の判定は、Ａが最も耐リジング性がよいもの、Ｄが最も耐リジング性が悪いものとし、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄの４段階評価を行った。前記表２に示した判定基準と同じである。
各鋼種、各製造方法で得られた鋼板の特性値を表４に示す。
【００２８】
0004744033.tif 000005
【００２９】
表４に示す結果から、γmaxが２０以上７０未満で、かつ熱間圧延巻取り温度が６００℃未満の熱延板は、熱延板焼鈍を施すことなしに圧延率２０％以上８０％以下の中間冷間圧延を施したものは、耳切れも生じずに、優れたｒ、Δｒおよび耐リジング性を有していることがわかる。しかし、中間圧延率が５％と低い場合、ｒ値および耐リジング性が不良であり、中間圧延率が８５％と高い場合は、耳切れが生じている。また、従来の製造方法である２回冷延焼鈍の製造方法では、ｒは良好なものの、Δｒが大きく耐リジング性も不良であった。さらに、γmaxが１１と低い鋼Ｄでは、熱間圧延巻き取り温度が５５０℃未満の熱延板を、熱延板焼鈍を施すことなしに圧延率３８％の中間冷間圧延を行う製造方法で作製しても、耐リジング性は不良であり、γmaxが７７と高い鋼Ｅでは、熱延板焼鈍を施すことなしに圧延率５０％の中間冷延を行うと耳切れが発生していた。
（以下余白）
【００３０】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明方法によれば、製鋼コストの増大や熱延鋼板の生産性低下を招くことなく、プレス加工で必要とされる十分なｒ、Δｒを有し、かつ、耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を得ることができた。