JPH01104717A - 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPH01104717A JPH01104717A JP62261690A JP26169087A JPH01104717A JP H01104717 A JPH01104717 A JP H01104717A JP 62261690 A JP62261690 A JP 62261690A JP 26169087 A JP26169087 A JP 26169087A JP H01104717 A JPH01104717 A JP H01104717A
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- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
「発明の目的」
（産業上の利用分野）
本発明は厨房機器、自動車部品、その他の耐久消費材に
広く使用される１８％Ｃｒフェライト系ステンレス冷延
鋼板の製造方法に関するものである。
広く使用される１８％Ｃｒフェライト系ステンレス冷延
鋼板の製造方法に関するものである。
（従来の技術）
従来、ステンレス鋼本来の耐食性、強度、延性等の特性
に加えて、成形性に優れており、更に成形後の表面の美
しさ等が要求される厨房用機器、自動車部品用ステンレ
ス鋼板としては、ＳＯＳ ４３０で代表される１８％Ｃ
ｒフェライト系ステンレス薄鋼板が、価格の点で、又応
力腐食割れに対する耐性の点でオーステナイト系ステン
レス鋼より優れているとして広く使用されている。該鋼
板は、化学的組成としては重量％（以下単に％という）
でＣｒ：１０〜２０％、Ｃ： Ｏ，１％以下、Ｓｉ ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎ ： ０．０５
００％以下を含有するものが一般的であって、連続鋳造
スラブ又はインゴットを分塊圧延した後、熱間圧延し、
その後均質化および軟質化を目的としたバッチ式焼鈍も
しくは連続焼鈍の熱処理を施し、続いて冷間圧延し、焼
鈍、調質圧延を経て製品化されている。
に加えて、成形性に優れており、更に成形後の表面の美
しさ等が要求される厨房用機器、自動車部品用ステンレ
ス鋼板としては、ＳＯＳ ４３０で代表される１８％Ｃ
ｒフェライト系ステンレス薄鋼板が、価格の点で、又応
力腐食割れに対する耐性の点でオーステナイト系ステン
レス鋼より優れているとして広く使用されている。該鋼
板は、化学的組成としては重量％（以下単に％という）
でＣｒ：１０〜２０％、Ｃ： Ｏ，１％以下、Ｓｉ ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎ ： ０．０５
００％以下を含有するものが一般的であって、連続鋳造
スラブ又はインゴットを分塊圧延した後、熱間圧延し、
その後均質化および軟質化を目的としたバッチ式焼鈍も
しくは連続焼鈍の熱処理を施し、続いて冷間圧延し、焼
鈍、調質圧延を経て製品化されている。
しかし、近年は短時間で焼鈍効果も得る目的で、Ａｌ、
Ｔｉ 、Ｎｂ 、などの元素を添加して行う連続焼鈍法
も行なわれている。
Ｔｉ 、Ｎｂ 、などの元素を添加して行う連続焼鈍法
も行なわれている。
更に工程の短縮を図ったものに、熱延後焼鈍を行なわず
、酸洗の後直接冷間圧延する熱延板焼鈍省略法も提案さ
れている。例えば、Ａｌを含有するフェライト系ステン
レス鋼を熱延後、９００〜１１００℃で１０分保持加熱
した後仕上圧延を行ない、リジング軽減ｒ値確保のため
にγ−α変態の促進とへｌＮ析出促進を行う特開昭５９
−２５９３３等がある。
、酸洗の後直接冷間圧延する熱延板焼鈍省略法も提案さ
れている。例えば、Ａｌを含有するフェライト系ステン
レス鋼を熱延後、９００〜１１００℃で１０分保持加熱
した後仕上圧延を行ない、リジング軽減ｒ値確保のため
にγ−α変態の促進とへｌＮ析出促進を行う特開昭５９
−２５９３３等がある。
深絞り性の改善技術としては、ＳＵＳ ４３０ ｔＡの
Ｃ量をｏ、ｏｉ％程度に低減し、Ｔｉ；ｆ：０．２％添
加する方法（「鉄と鋼Ｊ１９７７、ｖｏ１５、Ｐ８３２
）、０．２％の／ｌを添加し冷延率を８０％から８５〜
９５％に上昇せしめる特公昭６１−５０１２６等がある
。
Ｃ量をｏ、ｏｉ％程度に低減し、Ｔｉ；ｆ：０．２％添
加する方法（「鉄と鋼Ｊ１９７７、ｖｏ１５、Ｐ８３２
）、０．２％の／ｌを添加し冷延率を８０％から８５〜
９５％に上昇せしめる特公昭６１−５０１２６等がある
。
リジング対策としては、その原因となる鋳造組織を破砕
するために熱延時の歪を多く残し、焼鈍での再結晶を促
進する技術が多く報告されている。
するために熱延時の歪を多く残し、焼鈍での再結晶を促
進する技術が多く報告されている。
例えば低温域熱延法（特公昭４５ ３４０１６ ） 、
Ｔｉ、Ｎｂを添加する高温短時間焼鈍法（特開昭５ｌ−
１４９１１６） 、熱延時を含めた再結晶の繰り返しを
行う方法（特開昭５８−１９９８２２） 、熱延板焼鈍
時に一旦γ相を現出せしめる方法（特公昭４８−２４６
１１）等がある。
Ｔｉ、Ｎｂを添加する高温短時間焼鈍法（特開昭５ｌ−
１４９１１６） 、熱延時を含めた再結晶の繰り返しを
行う方法（特開昭５８−１９９８２２） 、熱延板焼鈍
時に一旦γ相を現出せしめる方法（特公昭４８−２４６
１１）等がある。
その他には２０％以上の圧下を加えて鋳造組織を破砕し
たのち再加熱し熱延を行う方法（特開昭５９−２３２２
３２） 、熱延で少くとも１パスを歪速度１５０ Ｓ−
’以上で圧延し鋳造組織を破砕する方法（特開昭６２−
１０２１７ ＞等が提案されている。
たのち再加熱し熱延を行う方法（特開昭５９−２３２２
３２） 、熱延で少くとも１パスを歪速度１５０ Ｓ−
’以上で圧延し鋳造組織を破砕する方法（特開昭６２−
１０２１７ ＞等が提案されている。
（発明が解決しようとする問題点）
従来技術の冒頭で記載したフェライト系ステンレス鋼板
の製造法でバッチ式焼鈍を行う場合には、数十時間と云
う処理時間を必要とし生産性の点で問題があり、Ａｆ、
Ｔｉなどの元素を添加して行う短時間の連続焼鈍で製造
した冷延材は、その特性がバッチ式焼鈍材におよばない
という難点がある。又、前述の特開昭５１−１４９１１
６についてはＴｉ５Ｎｂ等の添加のために原料コストが
嵩み、低温域熱延法や再結晶の繰り返し等の技術におい
ては、熱延条件の制限や鋼板表面疵の多発、ロール負荷
の増大等の問題点があり、又、−旦γ相を現出せしめる
方法には、硬いマルテンサイト相が生成せず非常に遅い
冷却を必要とするから生産性が低い。
の製造法でバッチ式焼鈍を行う場合には、数十時間と云
う処理時間を必要とし生産性の点で問題があり、Ａｆ、
Ｔｉなどの元素を添加して行う短時間の連続焼鈍で製造
した冷延材は、その特性がバッチ式焼鈍材におよばない
という難点がある。又、前述の特開昭５１−１４９１１
６についてはＴｉ５Ｎｂ等の添加のために原料コストが
嵩み、低温域熱延法や再結晶の繰り返し等の技術におい
ては、熱延条件の制限や鋼板表面疵の多発、ロール負荷
の増大等の問題点があり、又、−旦γ相を現出せしめる
方法には、硬いマルテンサイト相が生成せず非常に遅い
冷却を必要とするから生産性が低い。
鋳造ｍ織を破砕した後再加熱し圧延を行う方法について
は、工程の増加に伴なう生産性の低下があり、熱延で少
くとも１パスを歪速度１５０ Ｓ−’以上で圧延する方
法等では熱延条件を厳しく制限される等の問題点がある
。本発明はこのような従来法の多くの問題点を解決する
ために創案されたものであって、高価な添加元素を必要
とせず、組成熱延条件、焼鈍条件を合理的に設定するこ
とにより、ステンレス本来の耐食性、強度、延性等の特
性の他に、成形性並びに表面の美しさに優れ、リジング
、ロービングのみられない、しかも経済的なフェライト
系ステンレス薄鋼板の製造法を提供することを目的とす
る。
は、工程の増加に伴なう生産性の低下があり、熱延で少
くとも１パスを歪速度１５０ Ｓ−’以上で圧延する方
法等では熱延条件を厳しく制限される等の問題点がある
。本発明はこのような従来法の多くの問題点を解決する
ために創案されたものであって、高価な添加元素を必要
とせず、組成熱延条件、焼鈍条件を合理的に設定するこ
とにより、ステンレス本来の耐食性、強度、延性等の特
性の他に、成形性並びに表面の美しさに優れ、リジング
、ロービングのみられない、しかも経済的なフェライト
系ステンレス薄鋼板の製造法を提供することを目的とす
る。
「発明の構成」
（問題点を解決するための手段）
前述の目的を達成するために本発明者等は、（１）
重量％で Ｃ： ０．００１０〜０．００７０Ｘ 、 Ｎ ： ０
．００１０〜０．０１５０Ｘ、Ｃｒ：１５〜２２％、
Ｍｎ ： ０．１〜１．５％、Ｓｉ ： １．０
％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフ
ェライト系ステンレス鋼を、１０００〜１２００℃に加
熱、その後７００〜８５０°Ｃで熱延を終了し、４００
〜６００℃で巻取り、次いで該熱延板を７５０〜８５０
℃で連続焼鈍し、通常の方法に従って冷延および焼鈍す
ることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法。
重量％で Ｃ： ０．００１０〜０．００７０Ｘ 、 Ｎ ： ０
．００１０〜０．０１５０Ｘ、Ｃｒ：１５〜２２％、
Ｍｎ ： ０．１〜１．５％、Ｓｉ ： １．０
％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフ
ェライト系ステンレス鋼を、１０００〜１２００℃に加
熱、その後７００〜８５０°Ｃで熱延を終了し、４００
〜６００℃で巻取り、次いで該熱延板を７５０〜８５０
℃で連続焼鈍し、通常の方法に従って冷延および焼鈍す
ることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法。
（２） （Ｃ＋Ｎ） ： ０．００２０〜０．０１
６０％としたことを特徴とする特許請求の範囲第１項に
記載した形成性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の
製造方法を芸に提案する。
６０％としたことを特徴とする特許請求の範囲第１項に
記載した形成性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の
製造方法を芸に提案する。
（作用）
本発明は、極低炭素ベースとした１８％Ｃｒ系ステンレ
ス鋼板の製造方法に関するものである。
ス鋼板の製造方法に関するものである。
先ず、特許請求の範囲に記載した化学的組成並びに含有
量、圧延条件、および熱処理条件の限定理由について説
明する。
量、圧延条件、および熱処理条件の限定理由について説
明する。
Ｃ：０．００１０〜０．００７０％
ｃｌの限定は本発明において特に重要な構成要件の一つ
である。第１図はＣｉとＴ値Δｒの関係を示すものであ
る。この試験では、Ｎ量を０．００３４％〜０．００４
５％の略一定にした状態で、ｃｌを０．００１０％〜０
．０１４２％まで変化させた鋼を用い、Ｃ景と成形性ｒ
の関係を調べたものである。
である。第１図はＣｉとＴ値Δｒの関係を示すものであ
る。この試験では、Ｎ量を０．００３４％〜０．００４
５％の略一定にした状態で、ｃｌを０．００１０％〜０
．０１４２％まで変化させた鋼を用い、Ｃ景と成形性ｒ
の関係を調べたものである。
供試鋼は１１００℃に加熱し７５０℃で熱延を終了、５
４０℃で巻き取った。その後８００℃で焼鈍を行ない冷
延率８０％で冷延し、８００℃で冷延板の焼鈍を行なっ
た。
４０℃で巻き取った。その後８００℃で焼鈍を行ない冷
延率８０％で冷延し、８００℃で冷延板の焼鈍を行なっ
た。
この図表からも明らかなように、Ｃ量の低下に伴ない下
の上昇Δｒの減少が見られ、Ｃ量が０．００７０％以下
で下値１．３以上という充分なｒ値を示した。
の上昇Δｒの減少が見られ、Ｃ量が０．００７０％以下
で下値１．３以上という充分なｒ値を示した。
この結果からＣの上限を０．００７０％とした。−方下
限については、０．００１０％未満のように極端に極低
炭素化しても、図表からも判るように材質に与える効果
には限界があること、又、製鋼上極低炭材を得ることは
困難であり、経済的にも不利になることから０．００１
０％を下限とした。
限については、０．００１０％未満のように極端に極低
炭素化しても、図表からも判るように材質に与える効果
には限界があること、又、製鋼上極低炭材を得ることは
困難であり、経済的にも不利になることから０．００１
０％を下限とした。
従来、この種の極低炭素フェライト系ステンレス鋼は、
耐食性向上、溶接部靭性向上のためには使用されて来た
が、成形性の要求される分野では使用されていない。こ
れは本発明の重要な特徴の一つである。
耐食性向上、溶接部靭性向上のためには使用されて来た
が、成形性の要求される分野では使用されていない。こ
れは本発明の重要な特徴の一つである。
Ｎ：０．００１０〜０．０１５０％
Ｎは耐食性を損うことは殆んどなく、強度確保には有効
な元素であり添加してよい。但し０．０１５０％を越え
て添加すると高Ｃ材と同様に、成形性が顕著に劣化して
くるのでこの値を上限とした。−方、Ｎを極端に低くし
ても本発明の効果が損なわれることはないが、製鋼時の
極低Ｎ化はそれだけコスト増を招（ので０．００１０％
を下限とした。
な元素であり添加してよい。但し０．０１５０％を越え
て添加すると高Ｃ材と同様に、成形性が顕著に劣化して
くるのでこの値を上限とした。−方、Ｎを極端に低くし
ても本発明の効果が損なわれることはないが、製鋼時の
極低Ｎ化はそれだけコスト増を招（ので０．００１０％
を下限とした。
（Ｃ＋Ｎ） ： ０．００２０〜０．１ ６０％第
２図はＣを０．００７０％以下とした場合において、Ｎ
を変化させた鋼を用いて、熱延仕上温度を本発明で規定
する７５０℃とした場合と、本発明の範囲外とした８８
０℃の２水準のプロセス条件で成形性との関係を調べた
もので、他の製造条件は前述のＣ量の規定で述べたもの
と同一である。
２図はＣを０．００７０％以下とした場合において、Ｎ
を変化させた鋼を用いて、熱延仕上温度を本発明で規定
する７５０℃とした場合と、本発明の範囲外とした８８
０℃の２水準のプロセス条件で成形性との関係を調べた
もので、他の製造条件は前述のＣ量の規定で述べたもの
と同一である。
本発明条件の場合（Ｃ＋Ｎ）ｌが０．０１６０％以下で
は、ｒ値が高く、優れた成形性を示すため上限を０．０
１６０％とした。下限は材質面からは特に問題はないが
、製鋼操業の経済性から０．００２０％を限度とした。
は、ｒ値が高く、優れた成形性を示すため上限を０．０
１６０％とした。下限は材質面からは特に問題はないが
、製鋼操業の経済性から０．００２０％を限度とした。
熱延仕上温度が高過ぎると、極低炭系熱延板中の累積歪
が低減し、次工程の焼鈍における再結晶促進による材質
向上の効果が低減し、下は低下しΔｒは上昇することに
なる。
が低減し、次工程の焼鈍における再結晶促進による材質
向上の効果が低減し、下は低下しΔｒは上昇することに
なる。
本発明の極低炭系の成分の採用と、熱延仕上温度の低温
化の相乗効果により、第２図に示したような材質向上が
もたらされたと言っても過言ではない。
化の相乗効果により、第２図に示したような材質向上が
もたらされたと言っても過言ではない。
Ｃｒ：１５〜２２％
本発明鋼はＳＯＳ ４３０系統の１８％Ｃｒステンレス
鋼を対象としている。Ｃｒ％が１５％未満では耐食性が
乏しく、又、２２％を越えて添加しても期待する効果は
あがらず、一方コスト高となり本発明鋼板の利用分野で
の有用性がなくなるから夫々を下限および上限として定
めた。
鋼を対象としている。Ｃｒ％が１５％未満では耐食性が
乏しく、又、２２％を越えて添加しても期待する効果は
あがらず、一方コスト高となり本発明鋼板の利用分野で
の有用性がなくなるから夫々を下限および上限として定
めた。
Ｍｎ ： ０．１〜１．５％
Ｍｎは脱酸元素並びに固溶強化元素として有効であるが
、１．５％を越えて添加するとｒ値が低下するので１．
５％を上限とした。又、一方０．１％未満では鋼の熱間
加工性を著しく低下させるので０、１％を下限とした。
、１．５％を越えて添加するとｒ値が低下するので１．
５％を上限とした。又、一方０．１％未満では鋼の熱間
加工性を著しく低下させるので０、１％を下限とした。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは脱酸元素並びに強化元素として有効であるから適
量の添加はよいが、１．０％を越えて添加すると成形性
、延性が低下し、更に溶接性も低下するので上限を１．
・０％とした。Ｓｉの含有量が少なくても本発明の効果
には殆んど影響はないが、実用上０．２〜０．６％の範
囲が好ましい。
量の添加はよいが、１．０％を越えて添加すると成形性
、延性が低下し、更に溶接性も低下するので上限を１．
・０％とした。Ｓｉの含有量が少なくても本発明の効果
には殆んど影響はないが、実用上０．２〜０．６％の範
囲が好ましい。
次にプロセス条件の限定について述べる。
熱延のための加熱温度：１０００〜１２００℃熱延のた
めの加熱温度゛は低温加熱とする。１２００℃を越える
スラブ加熱温度では、鋼種が極低次系のためにフェライ
トの粒成長が著しく、熱延板における組織の微細化が非
常に困難となり、冷延板のｒ値、リジング性が劣化する
。そのため上限を１２００℃とした。下限を１０００℃
としたのは、これより低温では圧延中の温度降下からみ
て本発明で規定する熱延仕上温度（下限で７００℃）を
確保することが困難となるためである。
めの加熱温度゛は低温加熱とする。１２００℃を越える
スラブ加熱温度では、鋼種が極低次系のためにフェライ
トの粒成長が著しく、熱延板における組織の微細化が非
常に困難となり、冷延板のｒ値、リジング性が劣化する
。そのため上限を１２００℃とした。下限を１０００℃
としたのは、これより低温では圧延中の温度降下からみ
て本発明で規定する熱延仕上温度（下限で７００℃）を
確保することが困難となるためである。
熱延の仕上温度ニア００〜８５０℃
第３図は本発明鋼である第１表に示すＢ鋼と、比較材と
してＣ量の高いＥ鋼の双方を用い、熱延仕上温度と最終
製品のｒ値との関係を調べたものである。評言すればＯ
，ＯＯ３５％Ｃ，，０，００４０％Ｎ含有鋼と、０．０
１２６％Ｇ、０．００４２％Ｎ含有鋼を、共に１１００
℃に加熱後６６０°〜９８０℃の間の６段階の温度で熱
延を行ない終了後空冷し５００℃で巻取り、その後８０
０℃で連続焼鈍を行ない、冷却率８０％で０．７鶴厚ま
で冷延し８００℃での冷延板の連続焼鈍を行なったもの
である。本発明鋼では熱延仕上温度の低下に伴ない、深
絞り性を示すｒ値は上昇し、８５０℃以下では１．４前
後の高深絞り性を示す値が得られた。
してＣ量の高いＥ鋼の双方を用い、熱延仕上温度と最終
製品のｒ値との関係を調べたものである。評言すればＯ
，ＯＯ３５％Ｃ，，０，００４０％Ｎ含有鋼と、０．０
１２６％Ｇ、０．００４２％Ｎ含有鋼を、共に１１００
℃に加熱後６６０°〜９８０℃の間の６段階の温度で熱
延を行ない終了後空冷し５００℃で巻取り、その後８０
０℃で連続焼鈍を行ない、冷却率８０％で０．７鶴厚ま
で冷延し８００℃での冷延板の連続焼鈍を行なったもの
である。本発明鋼では熱延仕上温度の低下に伴ない、深
絞り性を示すｒ値は上昇し、８５０℃以下では１．４前
後の高深絞り性を示す値が得られた。
Δｒは仕上温度の低下と共に減少し、８５０℃以下であ
れば実用上問題のない値以下となることが判る。この結
果から上限を８５０℃以下とした。
れば実用上問題のない値以下となることが判る。この結
果から上限を８５０℃以下とした。
又、この仕上温度の上限は続く熱延板連続焼鈍での完全
再結晶を起させるのに充分な歪エネルギーを蓄積するに
足る条件に支配されるものと思われるが、この条件が丁
度８５０℃に対応するものであろう。下限についてはｒ
値、Δｒ等の材質面からは低温仕上は好ましい方向であ
るが、極端な低温仕上になると鋼板の温度降下に伴ない
脱スケール性が低下し、鋼板表面にスケールが残存し、
スケール疵が発生する等の表面性状劣化が著しくなり、
また圧延機への負荷が増大する等の問題が生ずることに
なるので、鋼板の品質面と操業の両面から考慮し下限を
７００℃とした。尚、Ｃｆの高いＥ鋼は熱延仕上温度の
低下と共にｒ値、Δｒ値が若干改善されるが、本発明鋼
に比較し明朗らかに改善効果は小さく、特に７が１．０
前後、Δｒが０．８前後であり成形性が著しく劣ってい
ることが判る。
再結晶を起させるのに充分な歪エネルギーを蓄積するに
足る条件に支配されるものと思われるが、この条件が丁
度８５０℃に対応するものであろう。下限についてはｒ
値、Δｒ等の材質面からは低温仕上は好ましい方向であ
るが、極端な低温仕上になると鋼板の温度降下に伴ない
脱スケール性が低下し、鋼板表面にスケールが残存し、
スケール疵が発生する等の表面性状劣化が著しくなり、
また圧延機への負荷が増大する等の問題が生ずることに
なるので、鋼板の品質面と操業の両面から考慮し下限を
７００℃とした。尚、Ｃｆの高いＥ鋼は熱延仕上温度の
低下と共にｒ値、Δｒ値が若干改善されるが、本発明鋼
に比較し明朗らかに改善効果は小さく、特に７が１．０
前後、Δｒが０．８前後であり成形性が著しく劣ってい
ることが判る。
巻取温度：４００〜６００℃
第４図はスラブを１１００℃に加熱し、７４０℃で熱延
を終了し、巻取温度を変化せしめて得た熱延板を８００
℃の一定条件で連続焼鈍し、その後冷延焼鈍して求めた
ｒ値、Δｒ値と巻取温度との関係を示したものである。
を終了し、巻取温度を変化せしめて得た熱延板を８００
℃の一定条件で連続焼鈍し、その後冷延焼鈍して求めた
ｒ値、Δｒ値と巻取温度との関係を示したものである。
比較したのは本発明鋼Ｂ鋼と比較鋼Ｅ鋼である。この図
表からＢ鋼では巻取温度が６００℃を越えると熱延板中
の歪の累積量が小さくなり、焼鈍時の再結晶への駆動力
が小さくなり、ｒ値が１．４５から１．０まで低下して
いることが判る。これが上限６００℃の設定理由であり
、下限を４００℃としたのはランナウト・テーブル上で
の熱延板冷却の際、この温度より以下の停止温度の制御
が鋼板の熱伝達係数の急増のため困難となること、又、
熱延板の温度降下に伴なう変形抵抗が大きくなり、巻取
りの際通常の設備では巻取りが困難となること、タイト
に巻取ることが難かしくなる等がその理由である。
表からＢ鋼では巻取温度が６００℃を越えると熱延板中
の歪の累積量が小さくなり、焼鈍時の再結晶への駆動力
が小さくなり、ｒ値が１．４５から１．０まで低下して
いることが判る。これが上限６００℃の設定理由であり
、下限を４００℃としたのはランナウト・テーブル上で
の熱延板冷却の際、この温度より以下の停止温度の制御
が鋼板の熱伝達係数の急増のため困難となること、又、
熱延板の温度降下に伴なう変形抵抗が大きくなり、巻取
りの際通常の設備では巻取りが困難となること、タイト
に巻取ることが難かしくなる等がその理由である。
尚、Ｅｍについての巻取温度の影響を調べてみると、下
の改善効果は本発明に比較して小さ（、Ｔが１．１、Δ
ｒについても０．８までしか改善効果はなく、成形性が
本発明より著しく劣っていることが判る。
の改善効果は本発明に比較して小さ（、Ｔが１．１、Δ
ｒについても０．８までしか改善効果はなく、成形性が
本発明より著しく劣っていることが判る。
熱延板の連続焼鈍ニア５０〜８５０℃
通常のＣ量を含有するＳＯ５４３０鋼における熱延板焼
鈍の意義は、熱延集合組織を破壊するために再結晶せし
めることと、冷延性を向上させるためにγ相が変態して
生じた硬い相をフェライト＋炭化物へ分離させることの
２点であるが、本発明の極低炭素鋼が基本となる場合は
、前者の要件のみをコントロールすればよいことになる
。しかし、この熱延板の焼鈍温度も８５０℃を越えると
結晶粒の粗大化が著しくなり、冷延前組織が粗大化すれ
ば、冷延焼鈍材のｒ値の低下、Δｒの増大リジングの増
大を招き、深絞り性が著しく劣化するためにその上限を
８５０℃とした。一方、７００℃未満で連続焼鈍すると
、未再結晶組織が残り、熱延板焼鈍の本来の作用が期待
できず、成形性が劣化するため７００℃を下限とした。
鈍の意義は、熱延集合組織を破壊するために再結晶せし
めることと、冷延性を向上させるためにγ相が変態して
生じた硬い相をフェライト＋炭化物へ分離させることの
２点であるが、本発明の極低炭素鋼が基本となる場合は
、前者の要件のみをコントロールすればよいことになる
。しかし、この熱延板の焼鈍温度も８５０℃を越えると
結晶粒の粗大化が著しくなり、冷延前組織が粗大化すれ
ば、冷延焼鈍材のｒ値の低下、Δｒの増大リジングの増
大を招き、深絞り性が著しく劣化するためにその上限を
８５０℃とした。一方、７００℃未満で連続焼鈍すると
、未再結晶組織が残り、熱延板焼鈍の本来の作用が期待
できず、成形性が劣化するため７００℃を下限とした。
次いで常法に従い冷延を行ない、冷延板の焼鈍を行うが
、この最終工程には特徴はなく、通常の方法により適宜
処理してよい。従ってここでは冷延率、焼鈍条件等につ
いては省略する。
、この最終工程には特徴はなく、通常の方法により適宜
処理してよい。従ってここでは冷延率、焼鈍条件等につ
いては省略する。
以上化学的組成並びに含有量、圧延条件、熱処理条件に
おける数値限定の理由について述べたが、特に重要な組
成を熱延仕上温度の関係をまとめると、第５図に示す通
りの特定した範囲が最適であることが判る。結局（Ｃ＋
Ｎ）ｆｆｉは、材質上０．０１６０％以下の必要がある
が、製鋼上の観点から０．００２０〜０．０１６０％の
範囲内が好ましいことが明かで、一方熱延仕上温度は材
質上から上限の８５０℃が、表面疵、圧延機の負荷等の
点から下限の７００℃が夫々特定されることになり、図
表で示す適正条件の範囲が決ることになる。
おける数値限定の理由について述べたが、特に重要な組
成を熱延仕上温度の関係をまとめると、第５図に示す通
りの特定した範囲が最適であることが判る。結局（Ｃ＋
Ｎ）ｆｆｉは、材質上０．０１６０％以下の必要がある
が、製鋼上の観点から０．００２０〜０．０１６０％の
範囲内が好ましいことが明かで、一方熱延仕上温度は材
質上から上限の８５０℃が、表面疵、圧延機の負荷等の
点から下限の７００℃が夫々特定されることになり、図
表で示す適正条件の範囲が決ることになる。
尚、Ａβは脱酸元素として通常のレベルまで添加しうる
が、基本的には添加の必要はなく、従来技術のように材
質改善のためにＡ１の添加量を多くするという必要は全
くない。高Ａｆ添加はアルミナ系介在物の増加を招き易
く、この点も本発明鋼が従来鋼に比較して優れている特
徴の一つとなっている。
が、基本的には添加の必要はなく、従来技術のように材
質改善のためにＡ１の添加量を多くするという必要は全
くない。高Ａｆ添加はアルミナ系介在物の増加を招き易
く、この点も本発明鋼が従来鋼に比較して優れている特
徴の一つとなっている。
尚、この発明はスラブの再加熱後熱延するプロセスのみ
でなく、ＨＣＲ，、ＨＤＨのような鋳造後室塩まで冷却
しない工程にも適用できることは勿論、又は、凝固組織
を細粒化したストリップキャスター、ブロックキャスタ
ーによる薄鋳片のスラブ材にも適用可能であるから、極
めて広範囲に適応しうる。
でなく、ＨＣＲ，、ＨＤＨのような鋳造後室塩まで冷却
しない工程にも適用できることは勿論、又は、凝固組織
を細粒化したストリップキャスター、ブロックキャスタ
ーによる薄鋳片のスラブ材にも適用可能であるから、極
めて広範囲に適応しうる。
（実施例）
次の第１表は、本発明で規定する組成並びに含有量の範
囲内のＡ−Ｄ鋼、および何れかの成分が範囲外となって
いる比較材Ｅ−１鋼の９種類の１８％Ｃｒステンレス鋼
を用い、スラブ加熱温度１１００℃、熱延仕上温度７４
０℃、巻取温度５２０℃で熱延板を製造し、次いで熱延
板の連続焼鈍温度を８００℃で行ない、冷延率８０％で
冷延し、８００℃で短時間焼鈍を行なったものの化学組
成と特性を示したもので、プロセス条件は、本発明で規
定する範囲内の条件を採用したものである。
囲内のＡ−Ｄ鋼、および何れかの成分が範囲外となって
いる比較材Ｅ−１鋼の９種類の１８％Ｃｒステンレス鋼
を用い、スラブ加熱温度１１００℃、熱延仕上温度７４
０℃、巻取温度５２０℃で熱延板を製造し、次いで熱延
板の連続焼鈍温度を８００℃で行ない、冷延率８０％で
冷延し、８００℃で短時間焼鈍を行なったものの化学組
成と特性を示したもので、プロセス条件は、本発明で規
定する範囲内の条件を採用したものである。
比較材の内、Ｅ鋼はＣ量が規定外であり、Ｆ鋼はＮ量が
規定外、Ｇ＠はＳｉ量が規定外、Ｈ鋼についてはＭｎｆ
ｉが、Ｉｍにおいては（Ｃ＋Ｎ）が規定値を越えるもの
となっている。Ｃが０．００７０％を越えるＥ鋼では下
が１．０８まで低下し、Δｒが０．８１に増大している
ことが判る。Ｎ量は、Ｆ鋼のように０．０１８５％のも
のではＴが１．０６と低下しており、５ｉｉｌはＧ鋼の
如＜１．２５％にも達すると、下は１．１８まで低下し
ている。又、Ｍｎ量はＨ鋼のように１．５％を越えるも
のでは下が１．０９まで低下していることが判る。
規定外、Ｇ＠はＳｉ量が規定外、Ｈ鋼についてはＭｎｆ
ｉが、Ｉｍにおいては（Ｃ＋Ｎ）が規定値を越えるもの
となっている。Ｃが０．００７０％を越えるＥ鋼では下
が１．０８まで低下し、Δｒが０．８１に増大している
ことが判る。Ｎ量は、Ｆ鋼のように０．０１８５％のも
のではＴが１．０６と低下しており、５ｉｉｌはＧ鋼の
如＜１．２５％にも達すると、下は１．１８まで低下し
ている。又、Ｍｎ量はＨ鋼のように１．５％を越えるも
のでは下が１．０９まで低下していることが判る。
又、Ｃ，Ｎ、については、夫々の含有量が本発明で規定
する範囲内であっても、（Ｃ＋Ｎ）Ｉが規定する範囲を
越える場合（例えばｌのような場合）には下は１．２１
程度となり、本発明鋼材Ａ〜Ｄ鋼はこれらの比較材に比
較して成形性を示すＴ、Δｒの各特性が逼るかに優れて
いることが判る。
する範囲内であっても、（Ｃ＋Ｎ）Ｉが規定する範囲を
越える場合（例えばｌのような場合）には下は１．２１
程度となり、本発明鋼材Ａ〜Ｄ鋼はこれらの比較材に比
較して成形性を示すＴ、Δｒの各特性が逼るかに優れて
いることが判る。
尚、リジング性は、第１表の鋼材は何れも２０μ−前後
であり、本発明材、比較材間に大差はなく、実用上問題
とならない範囲であった。
であり、本発明材、比較材間に大差はなく、実用上問題
とならない範囲であった。
次の第２表は前記した第１表のＡ鋼、０ｗ４、Ｄ鋼を用
い本発明で規定するプロセス条件により最終の冷延焼鈍
板を得た例を示すものであり、その製造条件と薄板製品
の特性を列記したものである。
い本発明で規定するプロセス条件により最終の冷延焼鈍
板を得た例を示すものであり、その製造条件と薄板製品
の特性を列記したものである。
試験１１ｈｌ〜３．９〜１１．１６〜１８、は何れも本
発明で規定する化学組成と添加量の範囲を満足し、且つ
プロセス条件も満足するものであり、Ｔ値は略１．３以
上、Δｒは略０．４以下を示し、ＮｂもしくはＴｉの添
加がなくても、又、熱延板の連続焼鈍条件下でも、優れ
た成形性が得られることを立証している。
発明で規定する化学組成と添加量の範囲を満足し、且つ
プロセス条件も満足するものであり、Ｔ値は略１．３以
上、Δｒは略０．４以下を示し、ＮｂもしくはＴｉの添
加がなくても、又、熱延板の連続焼鈍条件下でも、優れ
た成形性が得られることを立証している。
これに対し本発明の規定範囲外のｌｌｌ［Ｌ４の高温ス
ラブ加熱を行なったもの、隘５．１２．１９等の高温熱
延仕上材、ｒｌｈ６．１３．２０等のような高温巻取温
度材、患７．１４．２１等の高温熱延板焼鈍材、嵐８．
１５のような低温熱延板焼鈍材等のように、化学成分の
添加量は規定内であっても、プロセス条件が範囲外にで
る鋼材については、組織の適正化が困難なことから、成
形性が著しく劣ることが明白に示されている。
ラブ加熱を行なったもの、隘５．１２．１９等の高温熱
延仕上材、ｒｌｈ６．１３．２０等のような高温巻取温
度材、患７．１４．２１等の高温熱延板焼鈍材、嵐８．
１５のような低温熱延板焼鈍材等のように、化学成分の
添加量は規定内であっても、プロセス条件が範囲外にで
る鋼材については、組織の適正化が困難なことから、成
形性が著しく劣ることが明白に示されている。
「発明の効果」
以上詳細に説明したように、本願発明方法によるときは
特許請求範囲により特定した化学組成並びに含有量の範
囲、所定の処理温度におけるプロセス条件を遵守する限
り、Ａｊ、Ｎｂ 、Ｔｉ等の添加を必要とせず、しかも
極端な低温熱延仕上や、１バス当りの強圧下等の厳しい
制約を受けることなく、従来鋼よりも優れたプレス成形
性を有する１８％Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板を製
造することができる。
特許請求範囲により特定した化学組成並びに含有量の範
囲、所定の処理温度におけるプロセス条件を遵守する限
り、Ａｊ、Ｎｂ 、Ｔｉ等の添加を必要とせず、しかも
極端な低温熱延仕上や、１バス当りの強圧下等の厳しい
制約を受けることなく、従来鋼よりも優れたプレス成形
性を有する１８％Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板を製
造することができる。
本発明では前述の如く特殊な元素の添加を必要としない
ので、省資源的、且つ経済的に、しかも極低炭素系とし
たのでＳＵＳ ４３０鋼に比較しても、より耐食性の優
れた鋼板の製造が可能である。尚、この発明はスラブの
再加熱後熱延するプロセスのみでな（、ＨＣＲ，ＨＤＲ
のような鋳造後室温まで冷却しない工程にも適用でき、
又、凝固！ｉＪｌ織を細粒化したストリップキャスター
、ブロックキャスターによる薄鋳片のスラブ材にも適用
可能であるから、極めて広範囲に適応しろる優れた発明
であると云うことができる。
ので、省資源的、且つ経済的に、しかも極低炭素系とし
たのでＳＵＳ ４３０鋼に比較しても、より耐食性の優
れた鋼板の製造が可能である。尚、この発明はスラブの
再加熱後熱延するプロセスのみでな（、ＨＣＲ，ＨＤＲ
のような鋳造後室温まで冷却しない工程にも適用でき、
又、凝固！ｉＪｌ織を細粒化したストリップキャスター
、ブロックキャスターによる薄鋳片のスラブ材にも適用
可能であるから、極めて広範囲に適応しろる優れた発明
であると云うことができる。
第１図は鋼材中のＣ量と製品の７、Ａｒ値との関係を示
す図表、第２図は鋼材中の（Ｃ＋Ｎ） ’Ｈｋと製品の
ｒ 、Ａｒ値との関係を示す図表、第３図は熱延の仕
上温度と製品の７、Ａｒ値との関係を示す図表、第４図
は熱延後の鋼板の巻取温度と製品の７、Ａｒ値との関係
を示す図表、第５図は鋼材中の（Ｃ＋Ｎ）量と熱延仕上
温度との関係における適正条件の範囲を示したものであ
る。 なお前記した第２〜４図における○印は本発明の組成、
含有量もしくはプロセス条件によるものを・印は本発明
の規定範囲外の組成、含有量もしくはプロセス条件によ
る値を示すものである。
す図表、第２図は鋼材中の（Ｃ＋Ｎ） ’Ｈｋと製品の
ｒ 、Ａｒ値との関係を示す図表、第３図は熱延の仕
上温度と製品の７、Ａｒ値との関係を示す図表、第４図
は熱延後の鋼板の巻取温度と製品の７、Ａｒ値との関係
を示す図表、第５図は鋼材中の（Ｃ＋Ｎ）量と熱延仕上
温度との関係における適正条件の範囲を示したものであ
る。 なお前記した第２〜４図における○印は本発明の組成、
含有量もしくはプロセス条件によるものを・印は本発明
の規定範囲外の組成、含有量もしくはプロセス条件によ
る値を示すものである。
Claims (2)
- （１）重量％で Ｃ：０．００１０〜０．００７０％、Ｎ：０．００１０
〜０．０１５０％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｍｎ：０．１
〜１．５％、Ｓｉ：１．０％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフ
ェライト系ステンレス鋼を、１０００〜１２００℃に加
熱、その後７００〜８５０℃で熱延を終了し、４００〜
６００℃で巻取り、次いで該熱延板を７５０〜８５０℃
で連続焼鈍し、通常の方法に従って、冷延および焼鈍す
ることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法。 - （２）（Ｃ＋Ｎ）：０．００２０〜０．０１６０％とし
た特許請求の範囲第１項に記載した形成性に優れたフェ
ライト系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62261690A JPH0751727B2 (ja) | 1987-10-19 | 1987-10-19 | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62261690A JPH0751727B2 (ja) | 1987-10-19 | 1987-10-19 | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01104717A true JPH01104717A (ja) | 1989-04-21 |
| JPH0751727B2 JPH0751727B2 (ja) | 1995-06-05 |
Family
ID=17365362
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62261690A Expired - Lifetime JPH0751727B2 (ja) | 1987-10-19 | 1987-10-19 | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0751727B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012081510A (ja) * | 2010-10-13 | 2012-04-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高純度フェライト系ステンレス鋼の分塊圧延方法 |
| CN116867919A (zh) * | 2021-02-18 | 2023-10-10 | 日铁不锈钢株式会社 | 制动盘转子用马氏体系不锈钢板、制动盘转子及制动盘转子用马氏体系不锈钢板的制造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5266816A (en) * | 1975-12-01 | 1977-06-02 | Nippon Steel Corp | Preparation of rigging free ferritic stainless steel plate |
| JPS5842752A (ja) * | 1981-09-07 | 1983-03-12 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の優れた冷延鋼板 |
| JPS5911659A (ja) * | 1982-07-12 | 1984-01-21 | Tamagawa Kikai Kinzoku Kk | 半導体用リ−ド材 |
-
1987
- 1987-10-19 JP JP62261690A patent/JPH0751727B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5266816A (en) * | 1975-12-01 | 1977-06-02 | Nippon Steel Corp | Preparation of rigging free ferritic stainless steel plate |
| JPS5842752A (ja) * | 1981-09-07 | 1983-03-12 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の優れた冷延鋼板 |
| JPS5911659A (ja) * | 1982-07-12 | 1984-01-21 | Tamagawa Kikai Kinzoku Kk | 半導体用リ−ド材 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012081510A (ja) * | 2010-10-13 | 2012-04-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高純度フェライト系ステンレス鋼の分塊圧延方法 |
| CN116867919A (zh) * | 2021-02-18 | 2023-10-10 | 日铁不锈钢株式会社 | 制动盘转子用马氏体系不锈钢板、制动盘转子及制动盘转子用马氏体系不锈钢板的制造方法 |
| EP4296379A4 (en) * | 2021-02-18 | 2025-10-29 | Nippon Steel Stainless Steel Corp | MARTENSITIC STAINLESS STEEL PLATE FOR BRAKE DISC ROTOR, BRAKE DISC ROTOR AND MANUFACTURING METHOD FOR MARTENSITIC STAINLESS STEEL PLATE FOR BRAKE DISC ROTOR |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0751727B2 (ja) | 1995-06-05 |
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