JPH0694573B2 - 表面性状及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPH0694573B2 JPH0694573B2 JP61297757A JP29775786A JPH0694573B2 JP H0694573 B2 JPH0694573 B2 JP H0694573B2 JP 61297757 A JP61297757 A JP 61297757A JP 29775786 A JP29775786 A JP 29775786A JP H0694573 B2 JPH0694573 B2 JP H0694573B2
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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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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、表面性状および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に関する。JIS430で代表さ
れるフェライト系ステンレス鋼板は、家庭用具、自動車
部品、厨房用品などに広く使用されている。しかしなが
らこれらの製品化に当たりフェライト系ステンレス鋼板
をプレス成形すると、リジングとよばれる圧延方向に沿
った特有の凹凸が発生し易く、これによって成形品の表
面美麗さが著しく損なわれる。このためリジングの防止
が、フェライト系ステンレス鋼板を製造する上で大きな
課題となっている。フェライト系ステンレス鋼板は、連
続鋳造スラブ、又はインゴットを分塊圧延したスラブ、
を熱間圧延後、バッチ式焼鈍あるいは連続焼鈍を施し、
引続き冷間圧延、仕上焼鈍を行う工程にて製造される。
系ステンレス鋼板の製造方法に関する。JIS430で代表さ
れるフェライト系ステンレス鋼板は、家庭用具、自動車
部品、厨房用品などに広く使用されている。しかしなが
らこれらの製品化に当たりフェライト系ステンレス鋼板
をプレス成形すると、リジングとよばれる圧延方向に沿
った特有の凹凸が発生し易く、これによって成形品の表
面美麗さが著しく損なわれる。このためリジングの防止
が、フェライト系ステンレス鋼板を製造する上で大きな
課題となっている。フェライト系ステンレス鋼板は、連
続鋳造スラブ、又はインゴットを分塊圧延したスラブ、
を熱間圧延後、バッチ式焼鈍あるいは連続焼鈍を施し、
引続き冷間圧延、仕上焼鈍を行う工程にて製造される。
該製造工程の熱間圧延に続く焼鈍は耐リジング性および
成形性の向上に必要な工程であるが、焼鈍をバッチ式焼
鈍で行う場合は数10時間の処理を要するため生産効率の
著しい低下を招く。そこで焼鈍の処理時間短縮を目的と
した連続焼鈍による処理が実施されつつある。
成形性の向上に必要な工程であるが、焼鈍をバッチ式焼
鈍で行う場合は数10時間の処理を要するため生産効率の
著しい低下を招く。そこで焼鈍の処理時間短縮を目的と
した連続焼鈍による処理が実施されつつある。
（従来の技術） 特公昭59−43978号公報には、Al:0.01〜0.2wt％、（以
下単に％とする）、N:0.025％以下を含有するフェライ
ト系ステンレス鋼スラブを、900〜1200℃の温度で加熱
保持後、20％／パス以上の圧下を１パス以上行う熱間圧
延を行った後、700〜1050℃の温度に加熱し急冷する連
続焼鈍を行う方法が開示されている。
下単に％とする）、N:0.025％以下を含有するフェライ
ト系ステンレス鋼スラブを、900〜1200℃の温度で加熱
保持後、20％／パス以上の圧下を１パス以上行う熱間圧
延を行った後、700〜1050℃の温度に加熱し急冷する連
続焼鈍を行う方法が開示されている。
（発明が解決しようとする問題点） 上記従来技術に開示された連続焼鈍法では、焼鈍時間が
短いために十分な再結晶、軟質化が果たされず、耐リジ
ング性及び成形加工性が劣化するという問題点が残る。
そこで耐リジング性の向上を目的としたスラブの低温度
域での加熱や強圧下圧延等による熱延板焼鈍時の再結晶
促進も考え得るが、その効果は十分とはいえない。しか
もそうした改善提案ではかえって熱間圧延時のロールへ
の負荷が大きくなり、肌荒れ、ヘゲ状欠陥の発生のよう
な鋼板表面性状の劣化、ロール寿命の低下等の問題を招
く。
短いために十分な再結晶、軟質化が果たされず、耐リジ
ング性及び成形加工性が劣化するという問題点が残る。
そこで耐リジング性の向上を目的としたスラブの低温度
域での加熱や強圧下圧延等による熱延板焼鈍時の再結晶
促進も考え得るが、その効果は十分とはいえない。しか
もそうした改善提案ではかえって熱間圧延時のロールへ
の負荷が大きくなり、肌荒れ、ヘゲ状欠陥の発生のよう
な鋼板表面性状の劣化、ロール寿命の低下等の問題を招
く。
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、耐リ
ジング性及びプレス成形性の優れたフェライト系ステン
レス鋼板を、スラブの加熱温度を低下することなく、短
時間の焼鈍によって製造することを目的とする。
ジング性及びプレス成形性の優れたフェライト系ステン
レス鋼板を、スラブの加熱温度を低下することなく、短
時間の焼鈍によって製造することを目的とする。
（問題点を解決するための手段） 熱延鋼板に対して焼鈍を行う目的は、冷延仕上焼鈍後の
耐リジング性の向上、成形加工性の向上および鋭敏化の
回復を主としている。ところが熱延板焼鈍工程の生産性
向上を目的としてバッチ式焼鈍を連続焼鈍化した場合、
焼鈍が短時間となるので再結晶が完全でなく特に耐リジ
ング性、成形加工性の劣化が大きな問題となる。一方上
述した熱間圧延前のスラブ加熱温度の低減、強圧下圧延
等により焼鈍時の再結晶を活性化することで特性の向上
がはかれるが、従来のバッチ式焼鈍材と同等な耐リジン
グ性、成形加工性を得るには、熱間圧延時のロールへの
負荷が過大となるため鋼板の表面品質が著しく劣化する
のは、避けられない。
耐リジング性の向上、成形加工性の向上および鋭敏化の
回復を主としている。ところが熱延板焼鈍工程の生産性
向上を目的としてバッチ式焼鈍を連続焼鈍化した場合、
焼鈍が短時間となるので再結晶が完全でなく特に耐リジ
ング性、成形加工性の劣化が大きな問題となる。一方上
述した熱間圧延前のスラブ加熱温度の低減、強圧下圧延
等により焼鈍時の再結晶を活性化することで特性の向上
がはかれるが、従来のバッチ式焼鈍材と同等な耐リジン
グ性、成形加工性を得るには、熱間圧延時のロールへの
負荷が過大となるため鋼板の表面品質が著しく劣化する
のは、避けられない。
そこで発明者らは、スラブ加熱温度の低減や強圧下圧延
等に起因する圧延ロールへの負荷を増大させることな
く、連続焼鈍工程においても優れたプレス成形性を得る
には、鋼中にAl,Nを積極的に含有させ熱延板焼鈍におい
て再結晶させず、未再結晶のままで冷間圧延ついで、仕
上焼鈍する方法が極めて有効であることを見出した。
等に起因する圧延ロールへの負荷を増大させることな
く、連続焼鈍工程においても優れたプレス成形性を得る
には、鋼中にAl,Nを積極的に含有させ熱延板焼鈍におい
て再結晶させず、未再結晶のままで冷間圧延ついで、仕
上焼鈍する方法が極めて有効であることを見出した。
この発明は上記知見に由来するものである。
すなわちこの発明は、Cr:16.0〜18.0％、 Al:0.05〜0.3％及びN:0.025〜0.07％を含有するフェラ
イト系ステンレス鋼スラブを、1200℃をこえ1300℃以下
の温度に加熱した後熱間圧延を施し、引続き650℃以上8
50℃未満の温度範囲で300秒以内の熱延板焼鈍を行って
得られた未再結晶組織よりなる熱延焼鈍板に、冷間圧延
ついで仕上焼鈍を施すことを特徴とする表面性状及びプ
レス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造
方法である。
イト系ステンレス鋼スラブを、1200℃をこえ1300℃以下
の温度に加熱した後熱間圧延を施し、引続き650℃以上8
50℃未満の温度範囲で300秒以内の熱延板焼鈍を行って
得られた未再結晶組織よりなる熱延焼鈍板に、冷間圧延
ついで仕上焼鈍を施すことを特徴とする表面性状及びプ
レス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造
方法である。
なお熱延板焼鈍は鋭敏化の回復を目的としており、鋭敏
化の回復は、より低温度で生じる方が熱延板焼鈍工程で
の生産性は向上する。この発明では鋼中にAl,Nを多量に
含有させることによって熱間圧延中に、Al,Nを結晶粒内
に微細に析出させ、該Al,NはCr炭窒化物析出の核発生サ
イトとなるので、結晶粒界へのCr炭窒化物析出が減少す
るため、低温度での鋭敏化の回復が容易となる。
化の回復は、より低温度で生じる方が熱延板焼鈍工程で
の生産性は向上する。この発明では鋼中にAl,Nを多量に
含有させることによって熱間圧延中に、Al,Nを結晶粒内
に微細に析出させ、該Al,NはCr炭窒化物析出の核発生サ
イトとなるので、結晶粒界へのCr炭窒化物析出が減少す
るため、低温度での鋭敏化の回復が容易となる。
例えばAl,Nを積極的に含有させないフェライト系ステン
レス鋼スラブに対して、熱延板焼鈍をこの発明の如く低
温度で行い、未再結晶のままで冷間圧延、仕上焼鈍を行
っても、リジング発生の原因となる（100）の結晶方位
が不均一に残存し、（111）方位の発達が少ないので十
分なプレス成形性が得られない。ところがこの発明の如
くAl,Nが熱延板に多量に析出していると、未再結晶の状
態で冷間圧延による歪の蓄積を行うことによって仕上焼
鈍時に（111）方位の成長が均一となり、不均一な（10
0）方位の残留がなくなり、著しく優れたプレス成形性
が得られる。
レス鋼スラブに対して、熱延板焼鈍をこの発明の如く低
温度で行い、未再結晶のままで冷間圧延、仕上焼鈍を行
っても、リジング発生の原因となる（100）の結晶方位
が不均一に残存し、（111）方位の発達が少ないので十
分なプレス成形性が得られない。ところがこの発明の如
くAl,Nが熱延板に多量に析出していると、未再結晶の状
態で冷間圧延による歪の蓄積を行うことによって仕上焼
鈍時に（111）方位の成長が均一となり、不均一な（10
0）方位の残留がなくなり、著しく優れたプレス成形性
が得られる。
（作用） 以下この発明における各限定理由について説明する。
Cr:16.0〜18.0％ Crはフェライト系ステンレス鋼における基本元素で、所
期した耐食性を得るためには、少なくとも16.0％が必要
であり、またその含有量の増大により耐食性は向上する
が、18.0％を越えると成形加工性が劣化するので16.0〜
18.0％の範囲とした。
期した耐食性を得るためには、少なくとも16.0％が必要
であり、またその含有量の増大により耐食性は向上する
が、18.0％を越えると成形加工性が劣化するので16.0〜
18.0％の範囲とした。
Al:0.05〜0.3％ N:0.025〜0.07％ Alは、有効なフェライト相生成元素であり、含有量が0.
05％未満では熱間圧延中のγ→α変態促進の効果がな
く、冷延前にマルテンサイト相が多く残存し、冷間圧延
中にマルテンサイト相が存在すると冷延板の耐リジング
性は向上するが、値が劣化し充分なプレス成形性は得
られない。さらにAlの含有量が0.05％未満でかつＮの含
有量が0.025％未満ではAl,N析出量が少なく、仕上焼鈍
時の再結晶促進、（111）方位発達の効果が認められず
プレス成形性が劣化するので、Alの下限を0.05％、Ｎの
下限を0.025％とした。
05％未満では熱間圧延中のγ→α変態促進の効果がな
く、冷延前にマルテンサイト相が多く残存し、冷間圧延
中にマルテンサイト相が存在すると冷延板の耐リジング
性は向上するが、値が劣化し充分なプレス成形性は得
られない。さらにAlの含有量が0.05％未満でかつＮの含
有量が0.025％未満ではAl,N析出量が少なく、仕上焼鈍
時の再結晶促進、（111）方位発達の効果が認められず
プレス成形性が劣化するので、Alの下限を0.05％、Ｎの
下限を0.025％とした。
一方Alの含有量が0.3％を超えても効果の増大はなく逆
に耐リジング性が劣化し、またＮの含有量が0.07％を超
えるとＮ量増大によって鋼板が硬質化し熱間圧延中にお
ける耳割れの発生および機械的性質劣化等の問題を招く
ため、Alの上限は0.30％、Ｎの上限は0.07％とする。
に耐リジング性が劣化し、またＮの含有量が0.07％を超
えるとＮ量増大によって鋼板が硬質化し熱間圧延中にお
ける耳割れの発生および機械的性質劣化等の問題を招く
ため、Alの上限は0.30％、Ｎの上限は0.07％とする。
次に熱間圧延時のスラブ加熱温度の限定理由について説
明する。
明する。
一般にスラブ加熱温度を下げると耐リジング性は向上す
るが、未再結晶組織の熱延焼鈍板を冷間圧延する場合で
は、スラブ加熱温度を1200℃以下にしても特に特性の向
上はなく逆に圧延温度の低下による鋼板の表面性状劣化
という深刻な問題を生じるだけでなく、スラブ加熱温度
を1200℃を越える温度に限定した。
るが、未再結晶組織の熱延焼鈍板を冷間圧延する場合で
は、スラブ加熱温度を1200℃以下にしても特に特性の向
上はなく逆に圧延温度の低下による鋼板の表面性状劣化
という深刻な問題を生じるだけでなく、スラブ加熱温度
を1200℃を越える温度に限定した。
一方スラブ加熱温度が1300℃を越えるとスラブ加熱中に
フェライト結晶粒が異常に粗大化し、特に耐リジング性
が劣化するのでスラブ加熱温度の上限を1300℃に限定し
た。
フェライト結晶粒が異常に粗大化し、特に耐リジング性
が劣化するのでスラブ加熱温度の上限を1300℃に限定し
た。
また熱延板焼鈍条件について、まず焼鈍温度は650℃に
達しないと熱延板の鋭敏化が回復せず、次の酸洗工程で
粒界侵食を生じるので下限を650℃とした。一方850℃を
こえる温度での短時間焼鈍を行うと部分的な再結晶を生
じ、熱延焼鈍板の状態で（111）方位が若干発達する
が、引続く冷間圧延後の仕上焼鈍時には再結晶が不充分
で（100）方位が多く残存し、耐リジング性、値が劣
化するので、上限を850℃とした。
達しないと熱延板の鋭敏化が回復せず、次の酸洗工程で
粒界侵食を生じるので下限を650℃とした。一方850℃を
こえる温度での短時間焼鈍を行うと部分的な再結晶を生
じ、熱延焼鈍板の状態で（111）方位が若干発達する
が、引続く冷間圧延後の仕上焼鈍時には再結晶が不充分
で（100）方位が多く残存し、耐リジング性、値が劣
化するので、上限を850℃とした。
さらに上述の温度範囲における処理時間を300秒以内に
限定した理由は、上記温度範囲にあれば300秒以内の短
時間焼鈍によって鋭敏化は充分回復するのに対し、300
秒を越えると部分的な再結晶を生じ、また生産性を低下
させることになるためである。
限定した理由は、上記温度範囲にあれば300秒以内の短
時間焼鈍によって鋭敏化は充分回復するのに対し、300
秒を越えると部分的な再結晶を生じ、また生産性を低下
させることになるためである。
（実施例） 表１にＡ〜Ｅとして示す化学成分をそれぞれ含有する連
続鋳造スラブを熱間圧延した後、焼鈍を行い、ついで0.
7mm厚まで冷間圧延し、引続き仕上げ焼鈍を施した。
続鋳造スラブを熱間圧延した後、焼鈍を行い、ついで0.
7mm厚まで冷間圧延し、引続き仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた仕上焼鈍板の値及びリジングうねり
高さを、製造条件とともに表２に示す。なお値及びリ
ジングうねり高さは、次のように測定した。
高さを、製造条件とともに表２に示す。なお値及びリ
ジングうねり高さは、次のように測定した。
すなわち値は得られた仕上焼鈍板から切出したJIS5号
試験片を用い、15％の引張予ひずみを与えた後３点法に
より測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｃ方向（圧延方向に
直角方向）、Ｄ方向（圧延方向に45゜方向）の３方向の
平均値＝（ｒＬ＋ｒＣ＋2rＤ）/4として求めた。
試験片を用い、15％の引張予ひずみを与えた後３点法に
より測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｃ方向（圧延方向に
直角方向）、Ｄ方向（圧延方向に45゜方向）の３方向の
平均値＝（ｒＬ＋ｒＣ＋2rＤ）/4として求めた。
またリジングうねり高さは、仕上焼鈍板の圧延方向から
切り出したJIS5号試験片を用い、20％の引張予ひずみを
付加し表面の凹凸を表面粗度計を用いて測定した。
切り出したJIS5号試験片を用い、20％の引張予ひずみを
付加し表面の凹凸を表面粗度計を用いて測定した。
表２から明らかなように、適量のCr,Al及びＮを含有さ
せたフェライト系ステンレス鋼スラブに適切なスラブ加
熱温度による熱間圧延及び適切な処理温度と時間の下で
の熱延板焼鈍を施すことによって、プレス成形性に著し
く優れた冷延板が得られた。
せたフェライト系ステンレス鋼スラブに適切なスラブ加
熱温度による熱間圧延及び適切な処理温度と時間の下で
の熱延板焼鈍を施すことによって、プレス成形性に著し
く優れた冷延板が得られた。
（発明の効果） この発明では、表面性状及びプレス成形性に優れたフェ
ライト系ステンレス鋼板をスラブ加熱温度を低下するこ
となくかつ短時間の焼鈍によって製造することができ、
従来に比し著しい製造コストの低減及び生産性の向上を
実現し得る。
ライト系ステンレス鋼板をスラブ加熱温度を低下するこ
となくかつ短時間の焼鈍によって製造することができ、
従来に比し著しい製造コストの低減及び生産性の向上を
実現し得る。
Claims (1)
- 【請求項１】Cr:16.0〜18.0wt％ Al:0.05〜0.3wt％及び N:0.025〜0.07wt％ を含有するフェライト系ステンレス鋼スラブを、1200℃
をこえ1300℃以下の温度に加熱した後熱間圧延を施し、
引続き650℃以上850℃未満の温度範囲で300秒以内の熱
延板焼鈍を行って得られた未再結晶組織よりなる熱延焼
鈍板に、冷間圧延ついで仕上焼鈍を施すことを特徴とす
る表面性状及びプレス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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61297757A JPH0694573B2 (ja) | 1986-12-16 | 1986-12-16 | 表面性状及びプレス成形性に優れたフエ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 |
|---|---|---|---|
| JP61297757A JPH0694573B2 (ja) | 1986-12-16 | 1986-12-16 | 表面性状及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63153223A JPS63153223A (ja) | 1988-06-25 |
| JPH0694573B2 true JPH0694573B2 (ja) | 1994-11-24 |
Family
ID=17850778
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61297757A Expired - Lifetime JPH0694573B2 (ja) | 1986-12-16 | 1986-12-16 | 表面性状及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0694573B2 (ja) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61253324A (ja) * | 1985-04-30 | 1986-11-11 | Kawasaki Steel Corp | クロム系ステンレス鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-12-16 JP JP61297757A patent/JPH0694573B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63153223A (ja) | 1988-06-25 |
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