(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Cr: 16〜20％、                  Ｃ：0.04〜0.08％、
Ｎ：0.005 〜0.04％、            Si: 0.7 ％以下、
Mn: 1.0 ％以下、                Ｐ：0.040 ％以下、
Ｓ：0.030 ％以下、              Al：0.008 ％以下、
Nb：0.005 〜0.06％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、Ｎ as AlN が0.003 ％以下であることを特徴とする耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延板。
【請求項２】
請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼熱延板を素材としてなる冷延板であって、
重量％で、
Cr: 16〜20％、                  Ｃ：0.04〜0.08％、
Ｎ：0.005 〜0.04％、            Si: 0.7 ％以下、
Mn： 1.0  ％以下、              Ｐ：0.040 ％以下、
Ｓ：0.030 ％以下、              Al：0.008 ％以下、
Nb： 0.005  〜0.06％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼冷延板。
【請求項３】
重量％で、
Cr: 16〜20％、                  Ｃ：0.04〜0.08％、
Ｎ：0.005 〜0.04％、            Al:0.008％以下、
Nb: 0.005 〜0.06％
を含有し、さらに
Si： 0.7  ％以下、              Mn： 1.0  ％以下、
Ｐ：0.040 ％以下、              Ｓ：0.030 ％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ850 ℃以上で（α＋γ）組織をなす鋼素材を1100〜1250℃で加熱し、熱間圧延してＮ as AlN の含有量が0.003 ％以下である熱延板とする、フェライト系ステンレス鋼熱延板の製造方法。
【請求項４】
重量％で、
Cr:16 〜20％、                  Ｃ：0.04〜0.08％、
Ｎ:0.005〜0.04％、              Al:0.008％以下、
Nb:0.005〜0.06％、を含有し、さらに
Si： 0.7  ％以下、              Mn： 1.0  ％以下、
Ｐ：0.040 ％以下、              Ｓ：0.030 ％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ850 ℃以上で（α＋γ）組織をなす鋼素材を、1100℃〜1250℃で加熱し、熱間圧延して熱延板とした後、該熱延板を850 ℃〜1000℃で連続焼純し、その後冷間圧延と仕上焼純を行うことを特徴とする耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼冷延板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼熱延板、および冷延板に係り、とくに、フェライト系ステンレス鋼冷延板の耐リジング性の改善と、製造における生産性向上に関する。なお、本発明における鋼板は、鋼板および鋼帯を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
SUS 430 に代表されるフェライト系ステンレス鋼板は、家電機器、厨房機器や建築内装品など広汎な用途に使用されている。しかし、フェライト系ステンレス鋼板では、プレス加工や引張加工において、リジングと呼ばれる圧延方向に平行な凸凹が生じ、美観を大きく損なうという問題がある。このようなフェライト系ステンレス鋼板におけるリジングの発生を防止するためにいくつかの検討がなされてきた。
【０００３】
例えば、特開昭49−41227 号公報には、鋳造温度を液相線温度＋０℃ないし＋20℃の温度で鋳造し、微細な等軸晶を晶出させた連続鋳造スラブを用い、リジングを低減させるフェライト系クロム含有鋼の製造方法が提案されている。また、特開平2-250925号公報には、板厚の70％以上を等軸晶部分とし、等軸晶部分の平均等軸晶粒径が1.0mm 以下であるスラブを用いて鋼板を製造するフェライト系ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。
【０００４】
また、特開昭54−125132号公報には、溶鋼の温度を凝固点＋25℃以上とし、電磁撹拌条件を適切にして連続鋳造したスラブを用いることによりリジングの発生を防止するフェライト系ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特開昭54−125132号公報に記載された技術では、スラブの外皮が凝固した後、撹拌を行うので等軸晶率の増加に限界があり、耐リジング性の改善が不十分であることに加え、設備の増設を必要とするという問題があった。また、特開昭49−41227 号公報、特開平２−250925号公報に記載された技術では、鋳造温度に厳しい制限があり、実操業時の溶鋼温度管理が難しいという問題があった。
【０００６】
さらに、従来から、フェライト系ステンレス鋼板の製造においては、熱延板の焼鈍にはバッチ焼鈍が適用されているが、生産性に劣るという問題があった。また、生産性向上のため、バッチ焼鈍に代えて連続焼鈍を行うと、焼鈍後の冷却に際し、粒界にクロム炭窒化物が析出し、鋭敏化を招く等問題があった。
生産性の向上のため、例えば、特開平8-311557号公報には、スラブ加熱温度、粗圧延圧下率、シートバー保定時間、仕上げ圧延終了温度を規定したうえ、熱延板焼鈍の昇温速度を所定の範囲に限定する熱延板のバッチ焼鈍の短縮化の試みが提案されているが、熱間圧延での規制が多く、さらに熱延板焼鈍に時間がかかり、まだ十分とは言えない。
【０００７】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延板、冷延板および生産性に優れる、フェライト系ステンレス鋼熱延板、冷延板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
リジングの発生は、連続鋳造時に生成した粗大な柱状組織が圧延過程でも十分に分断されないうえ、その後の焼鈍によっても微細結晶の生成が十分ではないことに起因する。そこで、本発明者らは、耐リジング性の向上には、熱間圧延時にフェライト（α）＋オーステナイト（γ）組織（（α＋γ）組織）となるように成分組成を調整し、さらに熱間圧延によりγ結晶粒を分断し、焼鈍時に粒界からの再結晶を促進させるのが有効であること、さらに、生産性向上のために熱延板焼鈍に連続焼鈍法を適用することに想到した。
【０００９】
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
重量％で、Ｃ：0.06％、Cr：16.4％を含有し、さらに、Al: 0.0003〜0.4 ％、Ｎ：0.001 〜0.030 ％、Nb: 0.001 〜0.2 ％の範囲で変化させた組成の鋼を真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（50kg）とした。これら小型鋼塊から180 mm厚の試験片を切り出し、1150℃に加熱後熱間圧延し、3.5 mm厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板に連続焼純条件に相当する930 ℃×60s の焼純を施したのち、冷間圧延により0.5 mm厚の冷延板とした。さらに、これら冷延板に仕上焼純（850 ℃×20s ）を施し、冷延焼純板とした。なお、連続焼鈍前の熱延板について、熱延板中のＮ as AlN を測定した。Ｎ as AlN の測定は、電解抽出による残渣を元素分析しAlN 量を測定し、Ｎ量に換算した。
【００１０】
これら冷延焼純板について、圧延方向と平行にJIS ５号試験片を採取し、表面を＃600 研磨し、25％引張後に、リジング高さを粗度計にて測定し、耐リジング性を評価した。
耐リジング性は、優れる（Ａ）から劣る（Ｅ）までの５段階に分類した。なお、リジング高さは、Ａでは５μm 未満、Ｂでは５〜10μm 未満、Ｃでは、10〜15μm 未満、Ｄでは、15〜20μm 未満、Ｅでは、20μm 以上である。本発明では、リジング高さ15μm 未満、すなわち評価Ｃ以上が耐リジング性に優れた鋼板とみなした。
【００１１】
耐リジング性とNb含有量との関係を図１に示す。
耐リジング性は、Nb含有量が0.005 〜0.06％のときに評価Ａ〜Ｃとなり、改善されている。Nbは基本的に炭窒化物を生成するためα相安定化元素であり、γループを縮小しγ相の析出には不利となるが、結晶粒の成長を抑制する作用も有している。Nb含有量が0.06％超の場合には、γ相の析出量が減少したことに起因して、耐リジング性が低下したと推測される。一方、Nb含有量が0.005 ％未満の場合には、Nbの結晶粒の成長を抑制する効果が減少し、リジングの発生量が増加したと考えられる。
【００１２】
また、耐リジング性とAl含有量との関係を図２に示す。
耐リジング性は、Al含有量が0.008 ％以下のときに評価Ａ〜Ｃとなり著しく改善されている。Al含有量が0.008 ％以下では、熱延中に析出するAlN 量が減少し、マトリックス中の固溶Ｎ量が増加するためγループが拡大し、熱延中に析出するγ量が増加する。その結果、熱延時にγ粒を分断でき、組織が微細化でき、さらに連続焼純における短時間処理でも微細結晶の柝出が促進され、リジング発生量が減少したと推測される。このことは、熱延板のＮ as AlN 量と耐リジング性との関係から明瞭となる。耐リジング性とＮ as AlN との関係を図３に示す。図３からＮ as AlN が0.003 ％以下とした場合に、耐リジング性の改善が顕著であることがわかる。
【００１３】
このように、本発明者らは、耐リジング性の改善のためには、熱延時に（α＋γ）組織となるように成分調整することが重要であり、Al含有量の低減、Nbの微量添加、あるいはさらにγ量を高めるために熱延板におけるＮ as AlN の低減と、さらに熱延ならびに焼純条件の最適化が好ましいという知見を得た。
また、本発明者らは、鋭敏化防止の観点からもＮはAlN ではなく、Nb窒化物として析出するほうが好ましいという知見を得た。理由の詳細は現在のところ不明であるが、Nb窒化物はAlN と比較してCr炭窒化物の析出核として有効に作用するためではないかと考えられる。
【００１４】
本発明は、上記知見に基づいて、さらに検討を加えて完成させたものである。
すなわち、本発明は、重量％で、Cr: 16〜20％、Ｃ：0.04〜0.08％、Ｎ：0.005 〜0.04％、Si: 0.7 ％以下、Mn: 1.0 ％以下、Ｐ：0.040 ％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al:0.008％以下、Nb: 0.005 〜0.06％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、Ｎ as AlN が0.003 ％以下であることを特徴とする耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延板である。
【００１５】
また、本発明は、重量％で、Cr: 16〜20％、Ｃ：0.04〜0.08％、Ｎ：0.005 〜0.04％、Si: 0.7 ％以下、Mn: 1.0 ％以下、Ｐ：0.040 ％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al:0.008％以下、Nb: 0.005 〜0.06％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、Ｎ as AlN が0.003 ％以下であるフェライト系ステンレス鋼熱延板を素材としてなる冷延板であって、重量％で、Cr： 16 〜20％、Ｃ：0.04〜0.08％、Ｎ：0.005 〜0.04％、Si： 0.7  ％以下、Mn： 1.0  ％以下、Ｐ：0.040 ％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.008 ％以下、Nb： 0.005〜0.06％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組 成を有することを特徴とする耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼冷延板である。
【００１６】
また、本発明は、重量％で、Cr: 16〜20％、Ｃ：0.04〜0.08％、Ｎ：0.005 〜0.04％、Al:0.008％以下、Nb: 0.005 〜0.06％を含有し、さらにSi： 0.7  ％以下、Mn： 1.0  ％以下、Ｐ：0.040 ％以下、Ｓ：0.030 ％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ850 ℃以上で（α＋γ）組織をなす鋼素材を1100〜1250℃で加熱し、熱間圧延してＮ as AlN の含有量が0.003 ％以下である熱延板とする、フェライト系ステンレス鋼熱延板の製造方法である。
【００１７】
また、本発明は、重量％で、Cr:16 〜20％、Ｃ：0.04〜0.08％、Ｎ:0.005〜0.04％、Al:0.008％以下、Nb:0.005〜0.06％、を含有し、さらにSi： 0.7  ％以下、Mn： 1.0  ％以下、Ｐ：0.040 ％以下、Ｓ：0.030 ％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ850 ℃以上で（α＋γ）組織をなす鋼素材を、1100℃〜1250℃で加熱し、熱間圧延して熱延板とした後、該熱延板を850 ℃〜1000℃で連続焼純し、その後冷間圧延と仕上焼純を行うことを特徴とする耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼冷延板の製造方法である。
【００１８】
【発明の実施の形態】
まず、鋼板組成の限定理由について説明する。
Cr：16〜20％
Crは、耐食性を確保するためには不可欠な元素であるが、含有量が16％未満では所望のステンレス鋼としての耐食性が不足し、一方20％を越えての含有は冷間加工性の低下を招く。このため、Crは16〜20％の範囲に限定した。なお、好ましくは16〜18％である。
Ｃ：0.04〜0.08％
Ｃは、γ相安定化元素であるが、成形加工性の指標であるｒ値および伸び特性を低下させる元素である。とくに、0.08％を超える含有では、成形加工性、伸び特性の低下が顕著になる。また、0.04％未満の含有では、結晶粒の粗大化を招くうえ、高温におけるγ量が少なくなり、耐リジング性が劣化する。このため、Ｃは、0.04〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.07％の範囲である。
【００１９】
Ｎ：0.005 〜0.04％
Ｎは、多量に含有するとｒ値および伸び特性を低下させるうえ、連続焼純−酸洗後に熱延板を鋭敏化させるとともに、「きらきら」と呼ばれる光沢不良を引き起こしやすい。とくに、0.04％を超える含有で、「きらきら」と呼ばれる光沢不良の発生が顕著となる。一方、0.005 ％未満の含有では、結晶粒の粗大化を招き、肌荒れを起こしやすい。このため、Ｎは0.005 〜0.04％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.008 〜0.025 ％である。
Al：0.008 ％以下
Alは、脱酸剤として作用する有効な元素であるが、Ｎと結合しAlN を形成し、マトリックス中の固溶Ｎを減少させて熱延中のγ量を減少させ、耐リジング性を低下させる。そのため、本発明では、Alの意図的な添加を避け、さらに不可避的に混入する範囲も0.008 ％以下に限定する。また、Al含有量が0.008 ％を超えると、酸化物系介在物がAl2O3 系主体となり、耐銹性が著しく劣化するうえ、さらに面疵発生の原因となり、ステンレス鋼の美麗な外観を損なうこととなる。なお、耐リジング性の観点から、好ましくは0.005 ％以下である。
【００２０】
Nb：0.005 〜0.06％
Nbは、α相安定化元素であり、結晶粒成長を抑制する作用を有する。0.06％を超える含有では、熱間圧延温度域でのγ量を減少させ、耐リジング性を劣化させる。一方、0.005 ％未満の含有では、Nbの結晶粒成長抑制効果が減少し、そのため耐リジング性を劣化させる。このようなことから、Nbは0.005 〜0.06％の範囲に限定する。なお、好ましくは0.01〜0.05％である。
【００２１】
Si：0.7 ％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼を硬質化させる元素である。Si含有量が0.7 ％を超えると、伸び特性の劣化が著しく加工性が劣化する。このため、Siは0.7 ％以下に限定する。なお、好ましくは0.5 ％以下である。
Mn：1.0 ％以下
Mnは、脱酸剤として作用するとともに、鋼を硬質化させる元素であるが、1.0 ％を超える含有は、MnS の生成量が増加し、耐食性を劣化させる。このため、Mnは1.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.7 ％以下である。
【００２２】
Ｐ：0.040 以下
Ｐは、加工性、耐食性を劣化させるため、できるだけ低減するのが望ましい。しかし、0.040 ％までは許容できる。なお、好ましくは0.030 ％以下である。
Ｓ：0.030 ％以下
Ｓは、加工性、耐食性を劣化させるため、できるだけ低減するのが望ましい。しかし、0.030 ％までは許容できる。なお、好ましくは0.010 ％以下である。
【００２３】
その他、残部はFeおよび不可避的不純物である。
なお、不可避的不純物としては、Ni：0.50％以下が許容される。Niは耐食性を増加させる元素であり、伸び特性を阻害しない0.50％まで許容される。その他、不可避的不純物として、Ｂ，Ca，Mgがある。
Ｎ as AlN ：0.003 ％以下
γ相の比率を高める固溶Ｎ量を増加させ、熱間圧延時の組織を（α＋γ）組織とする。このため、熱延板中のAlと結合したＮ量、Ｎ as AlN を熱延板焼鈍前で0.003 ％以下とする。なお好ましくは、0.002 ％以下である。
【００２４】
次に、スラブの加熱、熱間圧延および焼純条件について説明する。
上記した組成の溶鋼を通常の溶製炉で溶製し、連続鋳造法で所定の寸法の鋼素材（スラブ）に凝固させるのが望ましい。
得られた鋼素材（スラブ）は1100〜1250℃に加熱され、通常の熱間圧延方法により熱延板とされる。スラブ加熱温度が1250℃を超えると、表層部の結晶組織が粗大化し、へげ疵の原因となる。また、1100℃に満たない加熱温度では、熱間加工性の不足による肌荒れが起こりやすい。このため、鋼素材（スラブ）の加熱温度を1100〜1250℃の範囲に限定するのが好ましい。なお、好ましくは、1130〜1200℃である。
【００２５】
加熱された鋼素材（スラブ）は、熱間圧延の温度範囲で、γ相が析出し、（α＋γ）組織となり、通常の熱延を施されても、γ粒の分断・微細化が行われる。
上記した組織と熱間圧延により、熱延板中のＮ as AlN の含有量を0.003 ％以下とする。得られた熱延板は、そのまま製品としても、熱延板焼鈍、酸洗を施して使用してもよい。
【００２６】
ついで、熱延板は、連続焼鈍炉で、熱延板焼純を施される。熱延板焼純は、熱延により分断・微細化されたγ粒界から再結晶によりα相の微細結晶粒を得るのが目的である。連続焼鈍では、熱延板は850 〜1000℃の温度範囲に加熱され、通常、60ｓ程度の短時間保持が施される。連続焼鈍による熱延板焼鈍を行うことにより従来のバッチ焼鈍より生産性が著しく向上する。
【００２７】
連続焼鈍温度が850 ℃未満では、再結晶が不足し加工性が劣化する。また、焼鈍温度が1000℃を超えると、冷却中にマルテンサイトが析出し、硬質化し冷間圧延性が著しく劣化する。さらに、鋭敏化による「きらきら」が発生する。このようなことから、熱延板焼純の加熱温度は850 〜1000℃に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは880 〜950 ℃である。
【００２８】
熱延板は、熱延板焼純を施されたのち、好ましくは酸洗処理を施され、ついで冷間圧延により冷延板とされる。冷間圧延は、累積圧下率50％以上の加工を施すのが好ましい。このような冷間圧延により焼純後の組織を加工性の高い組織とすることができる。
次いで、仕上焼純を施す。仕上焼純温度は750 〜1000℃の温度範囲とするのが好ましい。焼純温度が750 ℃未満では、再結晶が起こらず加工性の改善が望めない。また、1000℃を超えると組織が粗大化し靱性の劣化や肌荒れの危険性があるばかりでなく、粒界腐食等の原因ともなる。
【００２９】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉−ＶＯＤで溶製し、200 mm厚の連続鋳造スラブとした。このスラブを表２に示す加熱温度に加熱し、熱間圧延により3.6 mm厚の熱延板とした。この熱延板に、表２に示す条件の連続焼鈍を施し熱延焼純板とし、ついで酸洗したのち、冷間圧延により0.5 mm厚の冷延板とした。これら冷延板に、830 ℃の仕上焼鈍を施し、冷延焼鈍板とした。
【００３０】
これら冷延焼純板について、圧延方向と平行にJIS ５号試験片を採取し、表面を＃600 研磨し、25％引張を施した後に、リジング高さを測定し耐リジング性を評価した。ここで、リジング高さは粗度計を用いて測定した。耐リジング性は、リジング高さによりＡ〜Ｅの５段階で評価した。評価Ａは、リジング高さが５μm 未満、評価Ｂはリジング高さが５〜10μm 未満、評価Ｃはリジング高さが10〜15μm 未満、評価Ｄはリジング高さが15〜20μm 未満、評価Ｅはリジング高さが20μm 以上である。なお、熱延板焼鈍前の熱延板について、Ｎ as AlN 量を測定した。また、冷延焼鈍板について、表面性状を調査した。
これらの結果を表２に示す。
【００３１】
【表１】
0004258039.tif 000002
【００３２】
【表２】
0004258039.tif 000003
【００３３】
本発明例は、いずれも耐リジング性に優れ、表面性状も良好であった。また、スラブ加熱温度、熱延板焼鈍条件が好適範囲を外れる本発明例（鋼板No.5、No.8、No.12 ）は、耐リジング性が若干低下する傾向を示している。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.13 〜No.16 ）は、耐リジング性が著しく低下し、ヘゲ疵が発生し表面性状も劣化している。
【００３４】
【発明の効果】
本発明によれば、耐リジング性に優れ、ヘゲ疵の発生の少ない表面性状の優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板を、連続焼純という経済的な方法で製造することができ、産業上格別の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】耐リジング性におよぼすNb含有量の影響を示すグラフである。
【図２】耐リジング性におよぼすAl含有量の影響を示すグラフである。
【図３】耐リジング性におよぼすＮ as AlN の影響を示すグラフである。
【図１】
0004258039.tif 000004
【図２】
0004258039.tif 000005
【図３】
0004258039.tif 000006