(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃｒ：１０〜２３％、
Ａｌ：０．０５〜０．２％
を含有し、下記式１で定義されるＡｐが２５〜５０となるように化学成分が調整され、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなるフェライト系ステンレス鋼スラブを、下記式２で示すＴＨＬ℃以上かつ下記式３で示すＴＨＨ℃以下に加熱した後に、１０５０℃以上１１００℃以下の温度域で１パス当たりの圧下量が３５％以上となる粗熱延を少なくとも１パス以上実施することにより、フェライト相中にオーステナイト相を分散させた金属組織とした後に、仕上げ熱延を行い、９００℃以上で仕上げ熱延を終了し、直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却して６００℃以下の温度で捲取り、熱延後の焼鈍を施すことなく冷間圧延を行うことを特徴とする表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
Ａｐ＝４２０（％Ｃ）＋４７０（％Ｎ）＋２３（％Ｎｉ）＋９（％Ｃｕ）
＋７（％Ｍｎ）−１１．５（％Ｃｒ）−１１．５（％Ｓｉ）
−１２（％Ｍｏ）−（％Ｖ）−４７（％Ｎｂ）−４９（％Ｔｉ）
−５２（％Ａｌ）＋１８９  ・・・・  式１
ＴＨＬ＝１１１０＋２×Ａｐ  ・・・・・・  式２
ＴＨＨ＝１１６０＋２×Ａｐ  ・・・・・・  式３
【請求項２】
フェライト系ステンレス鋼スラブが、さらに重量％で、
Ｂ  ：０．０００５〜０．０１％
を含有することを特徴とする請求項１に記載の表面性状に優れた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】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＳＵＳ４３０鋼を代表とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法に関するものである。
ＳＵＳ４３０鋼をはじめとするフェライト系ステンレス鋼板は、冷延時に鋼板表面に微細な凹凸が発生し、表面の平滑性を損なうことが認められている。さらに、製品板をプレス加工あるいは引張加工した際に、圧延方向に平行な凹凸状の皺が発生、加工品表面の美観を損なうことが認められている。これらの凹凸は一般にローピングやリジング、リビング（以降では冷間圧延時に発生する凹凸をローピング、製品を加工する際に発生する凹凸をリジングと称する）とよばれており、ＳＵＳ３０４鋼等のオーステナイト系ステンレス鋼板にはないフェライト系ステンレス鋼板の重大な表面欠陥となっている。
本発明は、このようなリジング・ローピングを加工性を損なわずに向上させるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼板は、澄んだ色調と冷延により高い平滑性を得やすいことから、厨房機器をはじめとする家庭用品や建材、家電、自動車の部品等に広く使用されている。しかし、フェライト系ステンレス薄鋼板は冷間圧延を行うと表面に１μｍ（二乗平均粗さ）以下の凹凸が生じ、平滑性を損ねることが認められていた。また、プレス成形や引張加工を加えると圧延方向に平行な凹凸状の皺が発生する場合がある。これらは、色調や平滑性を損ね、それを回復させるための研磨処理を困難にするだけでなく、部品によっては密着性を低下させるなど機能上でも支障をきたすことがあった。
【０００３】
リジング・ローピングの原因は必ずしも明確ではないが、いずれも鋼板内部の金属組織ならびにその結晶方位分布に起因し、概ね以下のように考えられている。すなわち、鋳造時に形成された粗大な結晶粒は、熱延工程時あるいはその後の焼鈍工程にて再結晶し、ある程度は微細化する。しかし、一部圧延方向に展伸した粗大粒が残留したり、あるいは再結晶により微細化した結晶粒についても大半が元の粗大粒と類似した結晶方位を有しており、熱延板組織は展伸した粗大粒および類似した結晶方位の集まった擬似的粗大粒が混合した組織となる。この組織を有する熱延板を冷間圧延すると、隣接した粗大粒あるいは擬似的粗大粒の間で結晶方位が異なるために変形挙動の差が生じ、凹凸となって冷延板表面に現れる（ローピング）と考えられる。冷延後の焼鈍でさらに再結晶されるため、製品板での金属組織では粗大な展伸粒は認められず、微細な等軸状の結晶粒となるが、結晶方位分布では元の粗大粒の影響が残存している。すなわち、元の粗大粒の結晶方位に影響され、類似方位を有する結晶粒の集団が形成されており、圧延方向に伸びた形状を有する集団（以降、コロニーと記載する）を構成する。このコロニーが擬似的粗大粒の役割を果たし、製品板にプレス成形や引張加工を加えたときにローピングと同様の凹凸となって製品表面に現れる（リジング）と考えられる。
【０００４】
この推定機構に基づき従来のリジング対策は、概ね下記の３種類の考え方に従って具体策が実行されてきた。多くの場合はそれぞれ単独の実施ではなく、重畳することで効果の増大を図ってきた。
▲１▼  擬似的粗大粒のもととなる凝固結晶粒の微細化
▲２▼  再結晶を利用した結晶粒微細化と集合組織的なランダム化
▲３▼  第２相を利用した結晶方位のランダム化促進
【０００５】
▲１▼の考え方は、擬似的粗大粒の微細化に通じるもので、例えば特開昭５０−１２３２９４号に開示されているように、柱状晶の等軸晶化を狙った電磁攪拌、凝固結晶粒の微細化を狙った凝固核の導入あるいは鋳造温度の低下などが具体的な方策として実施されてきた。▲２▼の考え方では、製造工程中での再結晶の促進を狙った熱間圧延あるいは熱延板焼鈍条件の適正化、冷延時の中間焼鈍工程の追加等が提案されている。▲３▼の考え方では、熱延域で析出するγ相を利用して熱延時あるいは冷間圧延時の結晶方位のランダム化を促進するものである。
【０００６】
いずれの方法においてもリジング・ローピング抑制に効果はあるものの、弊害となる要因も現れてくるために工業的には十分なレベルには至っていない。すなわち▲１▼に関する方法では鋳造時だけでの対応であるために次工程以降への影響が少ないという利点がある一方、鋳造温度を低下させすぎるとノズル詰まりやブレークアウト等の鋳造障害を引き起こす。▲２▼に関する方法では、圧延工程以降で実施可能であるが、装置上等の理由から製造条件を大きく変更することは難しく、工程数の増加はコスト上昇も招くため、本法のみで解決することは難しい。▲３▼の方法では、ＳＵＳ４３０鋼等で熱延時に適量γ相を析出させることにより、熱延時に導入されるせん断歪をγ相周囲に集中させ、再結晶による方位ランダム化を促進させる方法は、特開平７−１１８７５４にて開示されている。さらに熱延後直ちに冷却、低温で捲取ることにより、高温で析出したγ相をマルテンサイト相に変態させ、冷間圧延時に導入されるせん断歪もマルテンサイト相周囲に集中させ、リジング発生を抑制する方法も特開平８−４９０１７にて開示されている。これらのリジング発生抑制方法は析出するγ相が多いほど効果的であるが、製品の硬質化、加工性低下を招くためにγ相の量を十分増加することができない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ＳＵＳ４３０鋼のような高温で部分的にγ相が析出するフェライト系ステンレス鋼において、熱延時に析出するγ相を有効に利用しローピング発生を抑制するとともに、γ相による弊害をなくした表面性状とリジング性の優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、熱延前加熱にて一部のγ相を消失させるとともに、一部γ相を残留させフェライト粒の粗大化を抑制し、消失させたγ相を粗熱延時の後段側で再析出させることにより、γ相の効果を最大限活用できることを見出した。かかる知見に基づき、熱延板のγ相の析出形態を制御し、結晶方位のランダム化効果を最大限発揮させる表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を完成させた。すなわち、本発明の要旨とするところは、
【０００９】
（１）重量％で、
Ｃｒ：１０〜２３％、
Ａｌ：０．０５〜０．２％
を含有し、下記式１で定義されるＡｐが２５〜５０となるように化学成分が調整され、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなるフェライト系ステンレス鋼スラブを、下記式２で示すＴＨＬ℃以上かつ下記式３で示すＴＨＨ℃以下に加熱した後に、１０５０℃以上１１００℃以下の温度域で１パス当たりの圧下量が３５％以上となる粗熱延を少なくとも１パス以上実施することにより、フェライト相中にオーステナイト相を分散させた金属組織とした後に、仕上げ熱延を行い、９００℃以上で仕上げ熱延を終了し、直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却して６００℃以下の温度で捲取り、熱延後の焼鈍を施すことなく冷間圧延を行うことを特徴とする表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
Ａｐ＝４２０（％Ｃ）＋４７０（％Ｎ）＋２３（％Ｎｉ）＋９（％Ｃｕ）
＋７（％Ｍｎ）−１１．５（％Ｃｒ）−１１．５（％Ｓｉ）
−１２（％Ｍｏ）−（％Ｖ）−４７（％Ｎｂ）−４９（％Ｔｉ）
−５２（％Ａｌ）＋１８９  ・・・・  式１
ＴＨＬ＝１１１０＋２×Ａｐ  ・・・・・・  式２
ＴＨＨ＝１１６０＋２×Ａｐ  ・・・・・・  式３
（２）フェライト系ステンレス鋼スラブが、さらに重量％で、
Ｂ  ：０．０００５〜０．０１％
を含有することを特徴とする前記（１）に記載の表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下に本発明をさらに詳細に説明する。
前述のようにリジング・ローピングを抑制させるためには、熱延時に変形能の異なるγ相を析出させることが有効であるが、γ相は鋳造後の冷却時に析出するため、粗大な結晶粒の粒界に優先的に析出し、粗大でまばらに分散する。熱延前の加熱時において残留した粗大γ相が粗熱延時、圧延方向に伸ばされ、フェライト相とγ相の層状組織となる。層状のγ層では方位ランダム化効果が減ずる。一方、熱延前加熱温度を上げ、γ相を加熱中に一旦消失させ、粗圧延途中で再析出させれば、圧延により導入された歪の効果により微細で密な析出形態となり、γ相による方位ランダム化効果が増加する。しかし、γ相が消失する温度まで熱延前加熱温度を上げるとフェライト結晶粒が粗大に成長し、熱延後のフェライト相が粗大な展伸粒となり、分散したγ相によるランダム化効果はあるものの、リジング・ローピング性はむしろ劣化する。
【００１１】
本発明では、熱延前加熱にて一部のγ相を消失させるとともに、一部γ相を残留させフェライト粒の粗大化を抑制し、消失させたγ相を粗熱延時の後段側で再析出させることにより、γ相の効果を最大限活用する製造方法を見出した。熱延前での加熱時のγ相の量およびγ相が消失温度は鋼成分に依存し、その鋼成分から計算されるＡｐ値を基に加熱温度を制御することにより、熱延時に再析出するγ相の量を調整でき、さらに粗圧延温度および圧下量を適正化することにより分散した析出形態にすることができる。これらの条件を満足することにより、熱延前が残存していたγ相がフェライト粒の粗大化を抑制しつつ、粗圧延後段あるいは粗圧延後に析出した分散したγ相が周囲の方位をランダム化を促進し、リジング・ローピング性に優れたフェライト系ステンレス鋼を製造することができる。
【００１２】
次に本発明の限定条件を示す。
Ｃｒ含有量は、１０％未満ではステンレス鋼板としての基本的な耐食性が低下するために下限とした。また２３％を超えるリジング抑制に有効なγ相を析出させるための成分調整ができなくなるために上限とした。
【００１３】
リジング・ローピングの抑制させるためには有効なγ相の量を熱延時に確保するためには、上記の成分から下記式１に従って計算されるＡｐ値を２５以上としなければならない。しかし、５０を超えると製品板が著しく硬化し、加工性が劣化することから上限を５０とした。
Ａｐ＝４２０（％Ｃ）＋４７０（％Ｎ）＋２３（％Ｎｉ）＋９（％Ｃｕ）
＋７（％Ｍｎ）−１１．５（％Ｃｒ）−１１．５（％Ｓｉ）
−１２（％Ｍｏ）−（％Ｖ）−４７（％Ｎｂ）−４９（％Ｔｉ）
−５２（％Ａｌ）＋１８９  ・・・・・  式１
【００１４】
上記成分範囲を満足する鋼において、熱延前加熱温度域でフェライト粒の粗大化を抑制させるために必要な量のγ相を残留させ、粗熱延時に析出させるために一部のγ相は加熱温度域では消失させなければならない。
その温度域は鋼材の化学成分から計算される以下のＡｐ値に依存し、Ａｐ値から加熱下限温度：ＴＨＬ℃および加熱上限温度：ＴＨＨ℃が決まる。そのＴＨＬおよびＴＨＨとＡｐの関係は下記式２及び式３に示すとおりで、このＴＨＬより低い加熱温度では大部分のγ相が残留し、粗圧延時に析出するγ相が十分でなく、圧延方向に伸ばされたγ相とフェライト相の層状組織となり、γ相による方位ランダム化効果が低下する。一方、ＴＨＨより高い加熱温度ではγ相の大部分が消失し、加熱時にフェライト相が粗大に成長し、リジング・ローピング性が逆に低下するとともに、熱延時の表面および端部疵が生じやすくなる。
ＴＨＬ＝１１１０＋２×Ａｐ  ・・・・・・  式２
ＴＨＨ＝１１６０＋２×Ａｐ  ・・・・・・  式３
【００１５】
上記条件にて加熱した後、１０５０℃以上１１００℃以下の温度域で１パス当たりの圧下量が３５％以上となる粗圧延を実施することにより、加熱時に消失したγ相を微細に分散した形態で再析出させ、リジング・ローピング性に優れた金属組織を形成させる。１０５０℃未満あるいは１１００℃超では十分に再析出せず、１パス当たりの圧下量が３５％未満では、歪量が不十分なために再析出したγ相が微細に分散した形態とならない。本条件によって粗圧延した直後の金属組織の一例を図１の（ａ）に示す。図中黒色の部分が熱延時にγ相であった部分である。比較条件で圧延した図１（ｂ）に示す組織に比べ、層状のγ相の一部が塊状に分散して析出している。以上のことから、本発明条件を満足することにより、仕上げ圧延前にフェライト相中に適量のγ相が分散した金属組織となり、リジング・ローピング性に優れた熱延板を製造することができる。
【００１６】
さらにＡｌを０．０５〜０．２％含有させることにより、上記熱延板を熱延板焼鈍省略あるいは短時間の熱延板焼鈍が可能となり、その場合も上記製造方法によりリジング・ローピングを改善することができる。Ａｌは、粗熱延域でのγ量を確保しながらγ相が析出する温度を高くすることができ、熱延板焼鈍の高温短時間化、あるいは熱延板焼鈍を省略しても低降伏点、降伏点伸びの小さい冷延鋼板を製造することができる。また、ｒ値を高め、加工性を改善する効果を有する。これらの効果を発現させるためには、０．０５％以上の添加量が必要であるが、０．２％を超えて添加すると熱延温度域でのγ相の分解が促進され、γ相による結晶方位ランダム化の効果が減少するために上限とした。
【００１７】
そして、熱延板焼鈍を省略し、９００℃以上で仕上げ熱延を終了し、直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却し、６００℃以下の温度で捲取ることにより熱延域で析出したγ相をマルテンサイト相に変態させることが、リジング・ローピング抑制に有効である。仕上げ温度が９００℃未満、冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満あるいは捲取温度が６００℃を超えるとγ相がマルテンサイト相に変態する前にフェライト相に変態するため、リジング・ローピング特性が悪化する。
【００１８】
Ｂは、Ａｌ同様に析出するγ相を細かくし、粒内に析出させるため、熱延時に析出するγ相をさらに分散させる効果を有する。Ｂ含有量が０．０００５％未満ではその効果が不十分であり、０．０１％を超えて添加すると耐食性、溶接性が劣化するため、添加量を０．０００５％以上０．０１％未満とした。
【００１９】
【実施例】
表１に示す化学成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを３．８mm厚さまで熱間圧延した。なお、表２に示す各種熱延条件でＮｏ．１〜６およびＮｏ．１６〜１８の熱延については、９００℃以上で仕上げ熱延を終了し、直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却し、６００℃以下の温度で捲取りを行った。熱延後焼鈍（一部鋼板については省略）後に表面を酸洗し、板厚１．０mmまで冷間圧延した。この冷延板を８８０℃で１分保持する焼鈍を施し、表面性状および引張試験後のリジング測定を行った。
【００２０】
リジングは、圧延方向と平行に切り出したＪＩＳ５号引張試験片の圧延方向と平行に切り出し、評点間距離が１５％伸びるまで引張り、圧延方向と直角方向に触針式の表面粗さ計で凹凸を測定し、最大凹凸高さ（リジング高さと呼ぶ）で評価した。
【００２１】
表面性状は、焼鈍板表面の凹凸を圧延方向と直角方向に触針式の表面粗さ計で測定し、０．５mm〜２mmピッチの最大凹凸高さ（ローピング高さと呼ぶ）から評価した。
【００２２】
リジング評価結果およびローピング評価結果を製造条件と併せて表２に示す。本願発明で規定した成分範囲および熱延条件を満足した鋼はいずれもローピング高さが０．１５μｍ以下、リジング高さが１０μｍ以下であり、表面性状に優れていることがわかる。
【００２３】
【表１】
0004221107.tif 000002
【００２４】
【表２】
0004221107.tif 000003
【００２５】
【発明の効果】
本発明の製造方法により、フェライト系ステンレス鋼の表面性状およびリジング性を改善することが可能となった。本発明により、特別な製造設備を付加することなく、フェライト系ステンレス鋼の有する材質を劣化させずに表面性状、リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼を安価に供給でき、製造者のみならず本鋼を利用する者にとっても多大な利益を得ることができ、工業的価値は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）本発明の製造条件にて熱間粗圧延した直後の光学顕微鏡組織写真。
（ｂ）比較条件で圧延したものの光学顕微鏡組織写真。
【図１】
0004221107.tif 000004