JPH02419B2 - - Google Patents
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- JPH02419B2 JPH02419B2 JP59059620A JP5962084A JPH02419B2 JP H02419 B2 JPH02419 B2 JP H02419B2 JP 59059620 A JP59059620 A JP 59059620A JP 5962084 A JP5962084 A JP 5962084A JP H02419 B2 JPH02419 B2 JP H02419B2
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- hot
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- rolled
- annealing
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- 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
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、表面疵のない、加工性のすぐれたフ
エライト系ステンレス鋼薄板を、熱延板焼鈍工程
を省略して製造する方法に関するものである。 （従来技術） フエライト系ステンレス鋼薄板は、熱延板焼鈍
後、１回または、中間焼鈍を挾んだ２回の冷間圧
延を行なつた後、仕上焼鈍して製造されているの
が一般である。 前述の、熱延板焼鈍を行なわない場合は、最終
成品において、 表面疵が発生 降伏強度が高く、降伏点伸びが大きく、伸び
が少ない。 ｒ値が小さく、リジングが大きい。 等々の欠陥が発生し易くなる。 発明者は、熱延板焼鈍を行なわなくともこれら
の欠陥を防止することができるフエライト系ステ
ンレス鋼薄板の製造法について研究した結果、特
開昭57−70236号公報に開示した如く、0.08％〜
0.5％Alを含有するフエライト系ステンレス鋼熱
延板を、40％以上の圧延率で冷間圧延した後、
700℃〜1000℃の温度に10分間以内加熱した後、
さらに40％以上の圧延率（圧下率）で冷間圧延
し、次いで再結晶焼鈍する方法を見出した。 （発明の構成） 本発明は、この技術をさらに改良、発展させた
ものであり、その骨子は、熱間圧延工程におい
て、熱延板の捲取温度を750℃以上とし、中間焼
鈍条件を700℃〜1050℃の温度で10分間以内加熱
することを特徴としている。このように高温捲取
することで、表面疵がなく、加工性、即ちｒ値が
高く、リジングが減少する冶金的理由について以
下に、詳細に説明する。 熱延板焼鈍することなく１回の冷間圧延して薄
板とする製造工程において、本発明のフエライト
系ステンレス鋼の如くAlを0.08％〜0.5％含有し
ている場合は、捲取温度が高温となる程ｒ値が向
上するが、逆にリジングが劣化するという欠点が
ある。しかしながら熱延板焼鈍することなく直ち
に冷間圧延後、中間焼鈍を経て冷延焼鈍する製造
工程においては、捲取温度が高温となる程ｒ値も
向上し、且つリジングも向上する。その理由は、
高温捲取材は、低温捲取材と比較して、中間焼鈍
後に深絞り性に有利な｛111｝＜112＞系の集合組
織の発達が著しく、このような集合組織を出発素
材として冷延焼鈍する場合、最終成品で深絞り性
に有利な｛111｝＜110＞系の集合組織の発達が顕
著になることによる。低温捲取材の場合は、中間
焼鈍後に深絞り性に有利な｛111｝＜112＞系の集
合組織の発達が不十分で、比較的ランダムな集合
組織となり、このような集合組織を出発素材とし
て冷延焼鈍する場合、高温捲取材と比べて、深絞
り性に有利な｛111｝＜110＞系の集合組織の発達
が不十分なため、深絞り性が劣ることになる。し
かしながら１回冷延法の場合は高温捲取しても深
絞り性に有利な｛111｝系の集合組織は｛111｝＜
112＞系が主方位となるが、本発明に従つた２回
冷延法においては、低温捲取の場合も深絞り性に
優利な｛111｝系の集合組織としては、｛111｝＜
112＞と｛111｝＜110＞が主方位となり、高温捲取
り１回冷延法と比べて、ｒ値の絶対値は大きい。 熱延板焼鈍を省略した１回冷延法では、高温捲
取することで、リジングが劣化するのに対し、本
発明の２回冷延法においては、高温捲取程リジン
グが向上する理由は、低温捲取材と比べて、最終
焼鈍工程で｛100｝＜110＞系の集合組織が発達し
ないことによる。再結晶焼鈍で｛111｝系の集合
組織を優先的に発達させるためには、冷延前の粒
界の面積が多くかつ、マトリツクスが清浄化され
ている必要がある。 熱延板焼鈍省略工程の１回冷延法で高温捲取の
場合に、｛111｝系の再結晶集合組織が発達するの
は低温捲取材と比べて硬い相が少なくマトリツク
スが清浄化されているためであるが、熱延ままの
状態では、１回冷延焼鈍後のものに比し、粒界面
積が少なく、熱延集合組織の主方位の１つである
｛100｝＜110＞系の集合組織は、１回目の再結晶焼
鈍時もそのまま方位関係を維持して回復または方
位関係に変化を起こさない、いわゆるその場再結
晶を起こし再結晶過程で、｛100｝＜110＞系の集合
組織の減少は比較的少ない。 低温捲取の場合は、熱延ままの状態でいわゆる
硬い相が多く、１回目の再結晶焼鈍時に｛111｝＜
112＞系の集合組織の発達が不十分だが、硬い相
周辺でミクロ的な剪断変形、剪断歪が入り、１回
目の再結晶では、｛110｝系の集合組織が発達し、
｛100｝＜110＞系の集合組織が相対的に減少する。 中間焼鈍工程において、熱延ままの状態で残留
していた、いわゆる硬い相は、α＋炭化物に変態
し、その工程で放出されたＮは、AlNの形で固
定される。これらの変化は、硬い相Cr2Nの少な
い高温捲取材において、より顕著に起こる。 従つて、高温捲取材の、１回冷延後の再結晶組
織は、低温捲取材と比べて、｛100｝系の集合組織
は多いが、マトリツクスはより清浄化され、固溶
Ｎは少なく、熱延ままの状態と比べて、粒界面積
は著しく増加している。 このような再結晶集合組織を出発素材として冷
延再結晶させる場合は｛111｝面が圧延面に平行
である集合組織が粒界から多く発達することにな
り、再結晶しにくい｛100｝系の方位がこれらの
方位に喰われることになり、結果として｛100｝
系の集合組織が減少するので、高温捲取材はリジ
ングも向上するのである。低温捲取材は高温捲取
材と比べて、中間焼鈍後はリジングを劣化させる
｛100｝系の集合組織の発達は少ないが、｛111｝系
の集合組織も少なく、固溶Ｎが多く、マトリツク
スの清浄化も不十分であるので、最終焼鈍後も
｛111｝系の集合組織の発達が高温捲取材と比べる
と不十分であり、｛100｝系の集合組織が減少量が
相対的に少なくなるので、リジングの向上が少な
いことになる。以上の理由で捲取温度を750℃以
上としたものである。 以上のメタラジーの説明より自から明らかの如
く、捲取温度は、750℃以上高温程好ましいが、
通常のスラブ加熱温度例えば、1200℃の場合で言
うと、仕上圧延終了温度は約900℃程度であり、
近接コイラーをもうけても900℃前後が上限と考
えられる。750℃の温度で捲取つた場合も、コイ
ル最内捲及び最外捲の数10ｍ長さ相当部分は、温
度が急速に下がるため、コイル中央相当部分と比
べてｒ値、リジングともに若干劣る傾向があるの
で、それを防止するため、捲取直後にコイルを断
熱材で覆う等、熱の放散を防ぐ処置をとることが
望ましい。従つて捲取機からの抜熱を防止するた
め、断熱スリーブを有した捲取機や、スリーブを
加熱しておく等の対策をとることは特に重要であ
る。 本発明で１、２回の冷延率を40％以上としたの
は、再結晶組織で｛111｝系集合組織を充分発達
させるためであり、これ以下では｛111｝系集合
組織の発達が不充分であるので40％以上としたも
ので、冷延率は高い程好ましいが、熱延板の厚み
は最大６ｍ／ｍ、最終成品厚みは最小約0.3ｍ／
ｍ程度が通常であり、おのづから上限は決まつて
くる。 中間焼鈍温度を700℃〜1050℃で10分以内の加
熱としたのは、この焼鈍により、再結晶を十分に
促進させることと、硬い相をα＋炭化物に分解さ
せることさらにCr2Nを分解させてAlNを析出さ
せ、固溶Ｎの低減を狙つたものである。700℃以
上と限定したのは、これ以下の温度では、再結晶
が不十分で、AlNの析出も不十分であるから、
成品の機械的性質特に降伏強度が高く、伸びが少
なくなり、ｒ値、リジングも劣化するためであ
り、1050℃以下としたのは、これ以上の温度では
γ相が析出する場合があり、成品のｒ値が低下す
るからである。 焼鈍時間は長い程AlNが析出し、再結晶が進
み、マトリツクスが純化するので、成品の機械的
性質、ｒ値、リジングともに向上するが、10分以
上長く焼鈍しても効果が飽和するため、加熱時間
は10分以内と限定したものである。 従来の熱延板焼鈍後、冷延焼鈍する製造工程に
おいては、スラブ加熱温度が低温程、仕上圧延温
度が低温程、最終成品のｒ値、リジングは向上す
るが、このような低温スラブ加熱、低温仕上圧延
を行う場合は、熱延工程で、いわゆるスケール疵
と呼ばれる表面疵が発生する傾向が強まる。しか
しながら本発明の如く、熱延板焼鈍なしの工程で
は、ｒ値、リジングを向上させるために低温スラ
ブ加熱、低温仕上熱延により、熱延板焼鈍工程で
再結晶を促進させる必要がないので、高温スラブ
加熱、高温仕上熱延が可能となり、熱延でのスケ
ール疵の発生がなく、良好な表面を有した熱延板
とすることが出来る。熱延板焼鈍することなく酸
洗する場合、スラブ加熱温度が高温程、又捲取温
度が低温程、熱延ままの状態でα′相又は「かたい
相」と呼ばれる旧γ相の変態した相が多く、これ
らの相は硝酸を主体とした酸液を使用して酸洗す
る場合には、この部分が異常腐食して最終成品で
いわゆるキラキラ疵と呼ばれる表面欠陥の発生す
る確率が高くなるが、高温捲取を行えば、たとえ
硝酸を主体とした酸液を使用してもこのような異
常腐食の発生は軽減され、最終成品で表面欠陥の
発生がなくなる。 Alを0.08％以上としたのは、これ未満のAl量
では、いづれの工程においてもAlNの析出が不
十分で最終成品の降伏点が高くなり好ましくない
ことと、ｒ値の向上代が少なく、キラキラ疵と呼
ばれる表面疵が出易すくなるためである。Alの
上限を0.5％としたのは、これを超えて添加して
も効果が飽和し、経済的でないので0.5％とした
ものである。 以下本発明を実施例に従つて具体的に説明す
る。 実施例 １ 表１に示した化学成分の厚さ200mmの連鋳スラ
ブを1200℃の温度に加熱後粗圧延機及び連続圧延
機からなる熱間圧延機で熱延して厚さ4.0mmの熱
延板となし760℃の温度で捲取り、捲取後直ちに
断熱材で覆い、１時間後に断熱材を除去して、空
冷した。比較のため熱延後直ちに急冷して620℃
の温度で捲取つたコイルも作成した。これらの熱
延コイルは熱延板焼鈍することなく厚さ2.5mm
（冷延率37.5％）、2.0mm（冷延率50％）、1.0mm（冷
延率75％）まで冷延し、840℃×２分の中間焼鈍
後、0.4mmまで冷延し、840℃×２分の最終焼鈍を
行つた。 こうして製造した材料のｒ値、リジングの測定
結果を表２に示したが、本発明に従つて高温捲取
した場合は、低温捲取した場合と比べてｒ値、リ
ジングともに良好なことがわかる。
エライト系ステンレス鋼薄板を、熱延板焼鈍工程
を省略して製造する方法に関するものである。 （従来技術） フエライト系ステンレス鋼薄板は、熱延板焼鈍
後、１回または、中間焼鈍を挾んだ２回の冷間圧
延を行なつた後、仕上焼鈍して製造されているの
が一般である。 前述の、熱延板焼鈍を行なわない場合は、最終
成品において、 表面疵が発生 降伏強度が高く、降伏点伸びが大きく、伸び
が少ない。 ｒ値が小さく、リジングが大きい。 等々の欠陥が発生し易くなる。 発明者は、熱延板焼鈍を行なわなくともこれら
の欠陥を防止することができるフエライト系ステ
ンレス鋼薄板の製造法について研究した結果、特
開昭57−70236号公報に開示した如く、0.08％〜
0.5％Alを含有するフエライト系ステンレス鋼熱
延板を、40％以上の圧延率で冷間圧延した後、
700℃〜1000℃の温度に10分間以内加熱した後、
さらに40％以上の圧延率（圧下率）で冷間圧延
し、次いで再結晶焼鈍する方法を見出した。 （発明の構成） 本発明は、この技術をさらに改良、発展させた
ものであり、その骨子は、熱間圧延工程におい
て、熱延板の捲取温度を750℃以上とし、中間焼
鈍条件を700℃〜1050℃の温度で10分間以内加熱
することを特徴としている。このように高温捲取
することで、表面疵がなく、加工性、即ちｒ値が
高く、リジングが減少する冶金的理由について以
下に、詳細に説明する。 熱延板焼鈍することなく１回の冷間圧延して薄
板とする製造工程において、本発明のフエライト
系ステンレス鋼の如くAlを0.08％〜0.5％含有し
ている場合は、捲取温度が高温となる程ｒ値が向
上するが、逆にリジングが劣化するという欠点が
ある。しかしながら熱延板焼鈍することなく直ち
に冷間圧延後、中間焼鈍を経て冷延焼鈍する製造
工程においては、捲取温度が高温となる程ｒ値も
向上し、且つリジングも向上する。その理由は、
高温捲取材は、低温捲取材と比較して、中間焼鈍
後に深絞り性に有利な｛111｝＜112＞系の集合組
織の発達が著しく、このような集合組織を出発素
材として冷延焼鈍する場合、最終成品で深絞り性
に有利な｛111｝＜110＞系の集合組織の発達が顕
著になることによる。低温捲取材の場合は、中間
焼鈍後に深絞り性に有利な｛111｝＜112＞系の集
合組織の発達が不十分で、比較的ランダムな集合
組織となり、このような集合組織を出発素材とし
て冷延焼鈍する場合、高温捲取材と比べて、深絞
り性に有利な｛111｝＜110＞系の集合組織の発達
が不十分なため、深絞り性が劣ることになる。し
かしながら１回冷延法の場合は高温捲取しても深
絞り性に有利な｛111｝系の集合組織は｛111｝＜
112＞系が主方位となるが、本発明に従つた２回
冷延法においては、低温捲取の場合も深絞り性に
優利な｛111｝系の集合組織としては、｛111｝＜
112＞と｛111｝＜110＞が主方位となり、高温捲取
り１回冷延法と比べて、ｒ値の絶対値は大きい。 熱延板焼鈍を省略した１回冷延法では、高温捲
取することで、リジングが劣化するのに対し、本
発明の２回冷延法においては、高温捲取程リジン
グが向上する理由は、低温捲取材と比べて、最終
焼鈍工程で｛100｝＜110＞系の集合組織が発達し
ないことによる。再結晶焼鈍で｛111｝系の集合
組織を優先的に発達させるためには、冷延前の粒
界の面積が多くかつ、マトリツクスが清浄化され
ている必要がある。 熱延板焼鈍省略工程の１回冷延法で高温捲取の
場合に、｛111｝系の再結晶集合組織が発達するの
は低温捲取材と比べて硬い相が少なくマトリツク
スが清浄化されているためであるが、熱延ままの
状態では、１回冷延焼鈍後のものに比し、粒界面
積が少なく、熱延集合組織の主方位の１つである
｛100｝＜110＞系の集合組織は、１回目の再結晶焼
鈍時もそのまま方位関係を維持して回復または方
位関係に変化を起こさない、いわゆるその場再結
晶を起こし再結晶過程で、｛100｝＜110＞系の集合
組織の減少は比較的少ない。 低温捲取の場合は、熱延ままの状態でいわゆる
硬い相が多く、１回目の再結晶焼鈍時に｛111｝＜
112＞系の集合組織の発達が不十分だが、硬い相
周辺でミクロ的な剪断変形、剪断歪が入り、１回
目の再結晶では、｛110｝系の集合組織が発達し、
｛100｝＜110＞系の集合組織が相対的に減少する。 中間焼鈍工程において、熱延ままの状態で残留
していた、いわゆる硬い相は、α＋炭化物に変態
し、その工程で放出されたＮは、AlNの形で固
定される。これらの変化は、硬い相Cr2Nの少な
い高温捲取材において、より顕著に起こる。 従つて、高温捲取材の、１回冷延後の再結晶組
織は、低温捲取材と比べて、｛100｝系の集合組織
は多いが、マトリツクスはより清浄化され、固溶
Ｎは少なく、熱延ままの状態と比べて、粒界面積
は著しく増加している。 このような再結晶集合組織を出発素材として冷
延再結晶させる場合は｛111｝面が圧延面に平行
である集合組織が粒界から多く発達することにな
り、再結晶しにくい｛100｝系の方位がこれらの
方位に喰われることになり、結果として｛100｝
系の集合組織が減少するので、高温捲取材はリジ
ングも向上するのである。低温捲取材は高温捲取
材と比べて、中間焼鈍後はリジングを劣化させる
｛100｝系の集合組織の発達は少ないが、｛111｝系
の集合組織も少なく、固溶Ｎが多く、マトリツク
スの清浄化も不十分であるので、最終焼鈍後も
｛111｝系の集合組織の発達が高温捲取材と比べる
と不十分であり、｛100｝系の集合組織が減少量が
相対的に少なくなるので、リジングの向上が少な
いことになる。以上の理由で捲取温度を750℃以
上としたものである。 以上のメタラジーの説明より自から明らかの如
く、捲取温度は、750℃以上高温程好ましいが、
通常のスラブ加熱温度例えば、1200℃の場合で言
うと、仕上圧延終了温度は約900℃程度であり、
近接コイラーをもうけても900℃前後が上限と考
えられる。750℃の温度で捲取つた場合も、コイ
ル最内捲及び最外捲の数10ｍ長さ相当部分は、温
度が急速に下がるため、コイル中央相当部分と比
べてｒ値、リジングともに若干劣る傾向があるの
で、それを防止するため、捲取直後にコイルを断
熱材で覆う等、熱の放散を防ぐ処置をとることが
望ましい。従つて捲取機からの抜熱を防止するた
め、断熱スリーブを有した捲取機や、スリーブを
加熱しておく等の対策をとることは特に重要であ
る。 本発明で１、２回の冷延率を40％以上としたの
は、再結晶組織で｛111｝系集合組織を充分発達
させるためであり、これ以下では｛111｝系集合
組織の発達が不充分であるので40％以上としたも
ので、冷延率は高い程好ましいが、熱延板の厚み
は最大６ｍ／ｍ、最終成品厚みは最小約0.3ｍ／
ｍ程度が通常であり、おのづから上限は決まつて
くる。 中間焼鈍温度を700℃〜1050℃で10分以内の加
熱としたのは、この焼鈍により、再結晶を十分に
促進させることと、硬い相をα＋炭化物に分解さ
せることさらにCr2Nを分解させてAlNを析出さ
せ、固溶Ｎの低減を狙つたものである。700℃以
上と限定したのは、これ以下の温度では、再結晶
が不十分で、AlNの析出も不十分であるから、
成品の機械的性質特に降伏強度が高く、伸びが少
なくなり、ｒ値、リジングも劣化するためであ
り、1050℃以下としたのは、これ以上の温度では
γ相が析出する場合があり、成品のｒ値が低下す
るからである。 焼鈍時間は長い程AlNが析出し、再結晶が進
み、マトリツクスが純化するので、成品の機械的
性質、ｒ値、リジングともに向上するが、10分以
上長く焼鈍しても効果が飽和するため、加熱時間
は10分以内と限定したものである。 従来の熱延板焼鈍後、冷延焼鈍する製造工程に
おいては、スラブ加熱温度が低温程、仕上圧延温
度が低温程、最終成品のｒ値、リジングは向上す
るが、このような低温スラブ加熱、低温仕上圧延
を行う場合は、熱延工程で、いわゆるスケール疵
と呼ばれる表面疵が発生する傾向が強まる。しか
しながら本発明の如く、熱延板焼鈍なしの工程で
は、ｒ値、リジングを向上させるために低温スラ
ブ加熱、低温仕上熱延により、熱延板焼鈍工程で
再結晶を促進させる必要がないので、高温スラブ
加熱、高温仕上熱延が可能となり、熱延でのスケ
ール疵の発生がなく、良好な表面を有した熱延板
とすることが出来る。熱延板焼鈍することなく酸
洗する場合、スラブ加熱温度が高温程、又捲取温
度が低温程、熱延ままの状態でα′相又は「かたい
相」と呼ばれる旧γ相の変態した相が多く、これ
らの相は硝酸を主体とした酸液を使用して酸洗す
る場合には、この部分が異常腐食して最終成品で
いわゆるキラキラ疵と呼ばれる表面欠陥の発生す
る確率が高くなるが、高温捲取を行えば、たとえ
硝酸を主体とした酸液を使用してもこのような異
常腐食の発生は軽減され、最終成品で表面欠陥の
発生がなくなる。 Alを0.08％以上としたのは、これ未満のAl量
では、いづれの工程においてもAlNの析出が不
十分で最終成品の降伏点が高くなり好ましくない
ことと、ｒ値の向上代が少なく、キラキラ疵と呼
ばれる表面疵が出易すくなるためである。Alの
上限を0.5％としたのは、これを超えて添加して
も効果が飽和し、経済的でないので0.5％とした
ものである。 以下本発明を実施例に従つて具体的に説明す
る。 実施例 １ 表１に示した化学成分の厚さ200mmの連鋳スラ
ブを1200℃の温度に加熱後粗圧延機及び連続圧延
機からなる熱間圧延機で熱延して厚さ4.0mmの熱
延板となし760℃の温度で捲取り、捲取後直ちに
断熱材で覆い、１時間後に断熱材を除去して、空
冷した。比較のため熱延後直ちに急冷して620℃
の温度で捲取つたコイルも作成した。これらの熱
延コイルは熱延板焼鈍することなく厚さ2.5mm
（冷延率37.5％）、2.0mm（冷延率50％）、1.0mm（冷
延率75％）まで冷延し、840℃×２分の中間焼鈍
後、0.4mmまで冷延し、840℃×２分の最終焼鈍を
行つた。 こうして製造した材料のｒ値、リジングの測定
結果を表２に示したが、本発明に従つて高温捲取
した場合は、低温捲取した場合と比べてｒ値、リ
ジングともに良好なことがわかる。
【表】
【表】
実施例 ２
表３に示した化学成分の厚さ200mmの連鋳スラ
ブを1250℃の温度に加熱後、粗圧延機及び連続圧
延機からなる熱間圧延機で熱延して厚さ4.0mmの
熱延板となし、800℃の温度で捲取り、捲取後直
ちに、断熱カバーで覆い、１時間後に断熱カバー
をはずし、水槽の中にコイルを浸積して冷却し
た。比較のため、熱延後直ちに冷却して650℃で
捲取り、そのまま空冷したコイルも作成した。こ
れらの熱延コイルは熱延板焼鈍することなく、酸
洗し、2.0mm厚に冷却した（圧下率50％）。ついで
表４に示した種々の熱処理条件で、中間焼鈍を行
つた後、厚さ0.7mm及び0.4mmの２種類の厚さに冷
延後、840℃×2minの仕上焼鈍を行つた。本発明
の方法に従つて高温捲取したものは、低温捲取材
と比べてｒ値、リジングともに良好であり、中間
焼鈍条件の影響が比較的少ないことがわかる。
ブを1250℃の温度に加熱後、粗圧延機及び連続圧
延機からなる熱間圧延機で熱延して厚さ4.0mmの
熱延板となし、800℃の温度で捲取り、捲取後直
ちに、断熱カバーで覆い、１時間後に断熱カバー
をはずし、水槽の中にコイルを浸積して冷却し
た。比較のため、熱延後直ちに冷却して650℃で
捲取り、そのまま空冷したコイルも作成した。こ
れらの熱延コイルは熱延板焼鈍することなく、酸
洗し、2.0mm厚に冷却した（圧下率50％）。ついで
表４に示した種々の熱処理条件で、中間焼鈍を行
つた後、厚さ0.7mm及び0.4mmの２種類の厚さに冷
延後、840℃×2minの仕上焼鈍を行つた。本発明
の方法に従つて高温捲取したものは、低温捲取材
と比べてｒ値、リジングともに良好であり、中間
焼鈍条件の影響が比較的少ないことがわかる。
【表】
【表】
【表】
以上本発明は、表面疵の発生しない高温スラブ
加熱、高温捲取条件で、従来の熱延板焼鈍後１回
冷延焼鈍して製造する薄板と比べて著しくｒ値、
リジングが良好な薄板即ち、熱延板焼鈍後２回冷
延焼鈍して製造する薄板と同等又はそれ以上の良
好なｒ値、リジングを有した薄板を、熱延板焼鈍
なしの２回冷延焼鈍プロセスで製造する技術を提
供するもので、熱延板焼鈍設備が不必要となり、
経済的に稗益するところが大なる発明である。
加熱、高温捲取条件で、従来の熱延板焼鈍後１回
冷延焼鈍して製造する薄板と比べて著しくｒ値、
リジングが良好な薄板即ち、熱延板焼鈍後２回冷
延焼鈍して製造する薄板と同等又はそれ以上の良
好なｒ値、リジングを有した薄板を、熱延板焼鈍
なしの２回冷延焼鈍プロセスで製造する技術を提
供するもので、熱延板焼鈍設備が不必要となり、
経済的に稗益するところが大なる発明である。
Claims (1)
- １ Al：0.08％〜0.5％を含有するフエライト系
ステンレス鋼熱延板を、熱延板焼鈍することなく
40％以上の圧下率で冷間圧延した後、700℃〜
1050℃の温度で10分間以内加熱した後、さらに40
％以上の圧下率で冷間圧延し、次いで再結晶焼鈍
して薄板とする製造工程において、熱間圧延工程
で熱延板を760℃以上の温度で捲取ることを特徴
とする表面疵のない、加工性のすぐれたフエライ
ト系ステンレス鋼薄板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59059620A JPS60204836A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 表面疵のない加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼薄板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59059620A JPS60204836A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 表面疵のない加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼薄板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60204836A JPS60204836A (ja) | 1985-10-16 |
| JPH02419B2 true JPH02419B2 (ja) | 1990-01-08 |
Family
ID=13118466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59059620A Granted JPS60204836A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 表面疵のない加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼薄板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60204836A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60255929A (ja) * | 1984-05-30 | 1985-12-17 | Kawasaki Steel Corp | 表面性状および成形性に優れたクロム系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JP2818182B2 (ja) * | 1989-02-20 | 1998-10-30 | 新日本製鐵株式会社 | 表面疵のない加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造法 |
| JP7723888B2 (ja) * | 2021-03-26 | 2025-08-15 | 日本製鉄株式会社 | フェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5770231A (en) * | 1980-10-20 | 1982-04-30 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel sheet having excellent workability |
| JPS5841327B2 (ja) * | 1980-10-20 | 1983-09-12 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄鋼板の製造法 |
-
1984
- 1984-03-29 JP JP59059620A patent/JPS60204836A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60204836A (ja) | 1985-10-16 |
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