JPH07292417A - 成形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 - Google Patents
成形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Info
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- JPH07292417A JPH07292417A JP8480694A JP8480694A JPH07292417A JP H07292417 A JPH07292417 A JP H07292417A JP 8480694 A JP8480694 A JP 8480694A JP 8480694 A JP8480694 A JP 8480694A JP H07292417 A JPH07292417 A JP H07292417A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 加工時の表面肌荒れを解決するフェライト系
ステンレス鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ:0.03 ％以下、Si:0.5％以下、Mn:0.4％以
下、Cr:13 〜16％以下、Nb:0.1〜0.5 ％、Ti:0.05 〜0.
3 ％、残部Feおよび付随不純物から成る鋼組成を有する
フェライト系ステンレス鋼に、スラブ加熱温度1000〜11
00℃、および熱間圧延終了温度730 〜770 ℃の条件下
で、熱間圧延を行い、次いで焼鈍後炉冷してから圧下率
80〜90％の状態で仕上げる冷間圧延を施し、さらに790
〜860 ℃で仕上焼鈍を行う。
ステンレス鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ:0.03 ％以下、Si:0.5％以下、Mn:0.4％以
下、Cr:13 〜16％以下、Nb:0.1〜0.5 ％、Ti:0.05 〜0.
3 ％、残部Feおよび付随不純物から成る鋼組成を有する
フェライト系ステンレス鋼に、スラブ加熱温度1000〜11
00℃、および熱間圧延終了温度730 〜770 ℃の条件下
で、熱間圧延を行い、次いで焼鈍後炉冷してから圧下率
80〜90％の状態で仕上げる冷間圧延を施し、さらに790
〜860 ℃で仕上焼鈍を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、成形面性状に優れた
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法、特に成形後の
肌荒れが少なく表面性状が良好な低Cr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。
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法、特に成形後の
肌荒れが少なく表面性状が良好な低Cr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】従来より、SUS430で代表されるフェライ
ト系ステンレス鋼は、自動車部品、厨房機器、家庭用電
気機器など広範囲の製品に利用されている。これはフェ
ライト系ステンレス鋼が比較的耐食性に優れ、さらにNi
を添加していないためにオーステナイト系ステンレス鋼
よりも価格の点で優れているためである。
ト系ステンレス鋼は、自動車部品、厨房機器、家庭用電
気機器など広範囲の製品に利用されている。これはフェ
ライト系ステンレス鋼が比較的耐食性に優れ、さらにNi
を添加していないためにオーステナイト系ステンレス鋼
よりも価格の点で優れているためである。
【０００３】しかし、フェライト系ステンレス鋼は、張
り出し、深絞り等の加工を行う場合の加工性は良好なる
ものの、加工後の表面品質に問題があり、オレンジピー
ル (粗粒による肌荒れ) と呼ばれる加工肌荒れを生じ
る。
り出し、深絞り等の加工を行う場合の加工性は良好なる
ものの、加工後の表面品質に問題があり、オレンジピー
ル (粗粒による肌荒れ) と呼ばれる加工肌荒れを生じ
る。
【０００４】このため、成形に際しての肌荒れの軽減あ
るいは消滅がフェライト系ステンレス鋼を製造する上で
大きな課題となっており、その防止方法については従来
より多くの研究がなされてきた。しかしながら、これま
で実用上からも満足のゆく防止策は見出されていないの
が現状であった。
るいは消滅がフェライト系ステンレス鋼を製造する上で
大きな課題となっており、その防止方法については従来
より多くの研究がなされてきた。しかしながら、これま
で実用上からも満足のゆく防止策は見出されていないの
が現状であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、従
来みられた加工時の表面肌荒れを解決したフェライト系
ステンレス鋼板の製造方法を提供することである。
来みられた加工時の表面肌荒れを解決したフェライト系
ステンレス鋼板の製造方法を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】ところで、比較的安価
で、しかも成形性、耐食性がともに優れる鋼としては、
高純度フェライト系ステンレス鋼にTi、Zr、Nbを添加し
たものが挙げられる。つまり高純度フェライト系ステン
レス鋼においては、Ｃ、Ｎの抑制とともに、このＣ、Ｎ
の固定元素として、また集合組織を制御する炭窒化物形
成元素としてTi、Zr、Nb等を添加することが耐食性や成
形性の改善に有効であることは一般によく知られてい
る。
で、しかも成形性、耐食性がともに優れる鋼としては、
高純度フェライト系ステンレス鋼にTi、Zr、Nbを添加し
たものが挙げられる。つまり高純度フェライト系ステン
レス鋼においては、Ｃ、Ｎの抑制とともに、このＣ、Ｎ
の固定元素として、また集合組織を制御する炭窒化物形
成元素としてTi、Zr、Nb等を添加することが耐食性や成
形性の改善に有効であることは一般によく知られてい
る。
【０００７】そこで、Ti、Zr、Nbなどの添加効果を詳細
に検討したところ、TiおよびNbの同時添加が結晶粒の微
細化に有効に機能し、さらに、結晶微細化によって加工
後の表面性状も改善されることに着目した。
に検討したところ、TiおよびNbの同時添加が結晶粒の微
細化に有効に機能し、さらに、結晶微細化によって加工
後の表面性状も改善されることに着目した。
【０００８】つまり、フェライト系ステンレス鋼の結晶
粒細粒化域を拡大することによって、従来の加工時の表
面肌荒れを解決する結晶粒の細粒化範囲を拡大すること
ができるとの着想を得て、さらなる検討を重ねた。
粒細粒化域を拡大することによって、従来の加工時の表
面肌荒れを解決する結晶粒の細粒化範囲を拡大すること
ができるとの着想を得て、さらなる検討を重ねた。
【０００９】まず、TiとNbの複合添加の効果により、細
粒化がより有効に働く条件、すなわち冷間圧延条件と熱
間圧延温度条件に一定の臨界条件があり、主にこの二つ
を管理することにより、冷間圧延後、本来の成形性を保
持しながら、加工時の表面肌荒れの改善を行うことがで
きることを知り、この発明を完成した。
粒化がより有効に働く条件、すなわち冷間圧延条件と熱
間圧延温度条件に一定の臨界条件があり、主にこの二つ
を管理することにより、冷間圧延後、本来の成形性を保
持しながら、加工時の表面肌荒れの改善を行うことがで
きることを知り、この発明を完成した。
【００１０】すなわち、この発明は、熱間圧延条件およ
び適正冷間圧下率の組み合わせを特徴とする細粒化域を
拡大する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。
び適正冷間圧下率の組み合わせを特徴とする細粒化域を
拡大する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。
【００１１】よって、この発明の要旨とするところは、
重量割合で、Ｃ:0.030％以下、 Si:0.50 ％以下、 M
n:0.40 ％以下、Cr:13.0 〜16.0％、Nb:0.10 〜0.50
％、Ti:0.05 〜0.30％、残部Feおよび付随不純物から成
る鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼に、スラブ
加熱温度1000〜1100℃、および熱間圧延終了温度730 〜
770 ℃の条件下で、熱間圧延を行い、次いで焼鈍後炉冷
してから圧下率80〜90％の状態で仕上げる冷間圧延を施
し、さらに790 〜860 ℃で仕上焼鈍を行い成形時に良好
な表面性状を有することを特徴とする成形面性状に優れ
た低Crステンレス鋼板の製造方法である。
重量割合で、Ｃ:0.030％以下、 Si:0.50 ％以下、 M
n:0.40 ％以下、Cr:13.0 〜16.0％、Nb:0.10 〜0.50
％、Ti:0.05 〜0.30％、残部Feおよび付随不純物から成
る鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼に、スラブ
加熱温度1000〜1100℃、および熱間圧延終了温度730 〜
770 ℃の条件下で、熱間圧延を行い、次いで焼鈍後炉冷
してから圧下率80〜90％の状態で仕上げる冷間圧延を施
し、さらに790 〜860 ℃で仕上焼鈍を行い成形時に良好
な表面性状を有することを特徴とする成形面性状に優れ
た低Crステンレス鋼板の製造方法である。
【００１２】なお、特開平４−74852 号公報において、
この発明と同一の成分系が開示されているが、耐熱疲労
特性の良好性が示されているに過ぎず、依然として成形
時の表面性状が良好ではないという問題がある。そこで
この発明では耐熱疲労はそのままで、成形時の表面性状
をも向上させるのである。
この発明と同一の成分系が開示されているが、耐熱疲労
特性の良好性が示されているに過ぎず、依然として成形
時の表面性状が良好ではないという問題がある。そこで
この発明では耐熱疲労はそのままで、成形時の表面性状
をも向上させるのである。
【００１３】
【作用】次に、この発明において鋼の成分割合を前述の
ごとく規定した理由を以下に述べる。
ごとく規定した理由を以下に述べる。
【００１４】Ｃ:Ｃは鋼の強度確保に有効な成分である
が、0.030 ％を超えて含有させるとフェライトの耐食
性、耐酸化性、耐熱性、成形性および溶接性を劣化する
傾向をみせることから、Ｃ含有量は0.030 ％以下と定め
た。好ましくは0.015 ％以下である。
が、0.030 ％を超えて含有させるとフェライトの耐食
性、耐酸化性、耐熱性、成形性および溶接性を劣化する
傾向をみせることから、Ｃ含有量は0.030 ％以下と定め
た。好ましくは0.015 ％以下である。
【００１５】Si:Siには鋼の耐酸化性を向上させる作用
があるが、0.50％を超えて含有させると耐熱疲労特性お
よび成形性の劣化が顕著となることから、Si含有量は0.
50％以下、好ましくは0.30％以下と定めた。
があるが、0.50％を超えて含有させると耐熱疲労特性お
よび成形性の劣化が顕著となることから、Si含有量は0.
50％以下、好ましくは0.30％以下と定めた。
【００１６】Mn:Mnは製鋼時の脱酸成分として必要な元
素であるが、その含有量が0.40％を超えると熱疲労特性
に悪影響を及ぼすようになることから、Mn含有量は0.40
％以下と定めた。好ましくは、0.20％以下である。
素であるが、その含有量が0.40％を超えると熱疲労特性
に悪影響を及ぼすようになることから、Mn含有量は0.40
％以下と定めた。好ましくは、0.20％以下である。
【００１７】Cr:Crは耐酸化性、耐熱疲労性を改善する
作用を有しているが、その含有量が13％未満では前記作
用による所望の効果が得られず、一方、16％を超えて含
有させると耐熱疲労性や成形性の劣化を招く上、コスト
的にも不利となることから、Cr含有量は13.0〜16.0％と
定めた。好ましくは、13.0〜14.0％である。
作用を有しているが、その含有量が13％未満では前記作
用による所望の効果が得られず、一方、16％を超えて含
有させると耐熱疲労性や成形性の劣化を招く上、コスト
的にも不利となることから、Cr含有量は13.0〜16.0％と
定めた。好ましくは、13.0〜14.0％である。
【００１８】Ti:Tiが未添加ではインゴット組織は柱状
晶であるが、Ti:0.05 ％程度添加すると、微細化に有効
である等軸晶が生成するため、Ti量は0.05％以上、好ま
しくは0.10％以上と定めた。またTiは0.30％を超えて含
有させると耐熱疲労性や成形性が劣化するため、Ti含有
量は0.05〜0.30％、好ましくは0.10〜0 30％、より好ま
しくは0.10〜0.15％と定めた。
晶であるが、Ti:0.05 ％程度添加すると、微細化に有効
である等軸晶が生成するため、Ti量は0.05％以上、好ま
しくは0.10％以上と定めた。またTiは0.30％を超えて含
有させると耐熱疲労性や成形性が劣化するため、Ti含有
量は0.05〜0.30％、好ましくは0.10〜0 30％、より好ま
しくは0.10〜0.15％と定めた。
【００１９】Nb:Nbには細粒化を促進させる働きがある
が、0.10％未満では所望の効果が得られず、0.50％を超
えて含有させると耐熱疲労性や成形性はかえって劣化す
る傾向を見せることからNb含有量は0.10〜0.50％と定め
た。好ましくは0.10〜0.30％である。
が、0.10％未満では所望の効果が得られず、0.50％を超
えて含有させると耐熱疲労性や成形性はかえって劣化す
る傾向を見せることからNb含有量は0.10〜0.50％と定め
た。好ましくは0.10〜0.30％である。
【００２０】Ｓ:Ｓは酸素とともに非金属介在物を形成
する不純物元素であり、通常不純物として含有される限
り特に制限ないが、Ｓは酸素との合計量が50ppm を超え
ると耐熱疲労性および成形性が劣化する傾向を見せるこ
とがあるから、好ましくはＳの含有量は酸素(O) との合
計で50ppm 以下とする。
する不純物元素であり、通常不純物として含有される限
り特に制限ないが、Ｓは酸素との合計量が50ppm を超え
ると耐熱疲労性および成形性が劣化する傾向を見せるこ
とがあるから、好ましくはＳの含有量は酸素(O) との合
計で50ppm 以下とする。
【００２１】なお、この発明にかかるフェライト系ステ
ンレス鋼においては通常のフェライト系鋼程度の量であ
ればNiの含有が許容される。ここで、この発明の加工条
件についてその作用をさらに詳細に説明すると次の通り
である。
ンレス鋼においては通常のフェライト系鋼程度の量であ
ればNiの含有が許容される。ここで、この発明の加工条
件についてその作用をさらに詳細に説明すると次の通り
である。
【００２２】従来のように1180℃以上というスラブ加熱
温度で熱間圧延 (仕上げ温度850 ℃という高温熱間圧
延) を行い、次いで、２回以上の冷間圧延を行うことに
よって整粒された微細鋼が得られるものの、高温熱間圧
延および中間焼鈍により材料内部の残留歪エネルギーが
十分ではなく、余り低温度では再結晶が生じない。この
ため微細な組織の得られる焼鈍範囲が限定され、安定し
た微細化鋼を得ることが困難であった。
温度で熱間圧延 (仕上げ温度850 ℃という高温熱間圧
延) を行い、次いで、２回以上の冷間圧延を行うことに
よって整粒された微細鋼が得られるものの、高温熱間圧
延および中間焼鈍により材料内部の残留歪エネルギーが
十分ではなく、余り低温度では再結晶が生じない。この
ため微細な組織の得られる焼鈍範囲が限定され、安定し
た微細化鋼を得ることが困難であった。
【００２３】そこで、この発明では、従来のスラブ加熱
温度を低め、低温熱間圧延と冷間圧延回数を減らすこと
の組み合わせにより、微細組織の得られる焼鈍範囲の拡
大を行うものである。
温度を低め、低温熱間圧延と冷間圧延回数を減らすこと
の組み合わせにより、微細組織の得られる焼鈍範囲の拡
大を行うものである。
【００２４】次に、この発明において加工条件を前述の
ように限定した理由を説明する。 低温熱間圧延の理由 微細な組織を有する材料を作成使用とする場合、高温で
歪を与えると歪エネルギーは動的再結晶を生じ、材料内
部に歪エネルギーが残留せず、のちの焼鈍時に核生成を
しないために、微細な組織が得られにくい。そこで歪エ
ネルギーが動的再結晶を起こさないような低温において
加工歪を与えることにより、材料内部に残留歪エネルギ
ーを多量に生じさせ、のちの焼鈍により、核生成のコア
ならびに駆動力とするべく工夫したものである。
ように限定した理由を説明する。 低温熱間圧延の理由 微細な組織を有する材料を作成使用とする場合、高温で
歪を与えると歪エネルギーは動的再結晶を生じ、材料内
部に歪エネルギーが残留せず、のちの焼鈍時に核生成を
しないために、微細な組織が得られにくい。そこで歪エ
ネルギーが動的再結晶を起こさないような低温において
加工歪を与えることにより、材料内部に残留歪エネルギ
ーを多量に生じさせ、のちの焼鈍により、核生成のコア
ならびに駆動力とするべく工夫したものである。
【００２５】したがって、この発明にあっては、スラブ
加熱温度を1000〜1100℃とするが、1000℃未満では材料
の変形抵抗が大きく圧延機の圧延能力が不足するため熱
間圧延には不向きであり、一方1100℃を越えると、加工
時の歪エネルギーが不足し、次工程の細粒化がしにくく
なるため、最終的に細粒化しない。
加熱温度を1000〜1100℃とするが、1000℃未満では材料
の変形抵抗が大きく圧延機の圧延能力が不足するため熱
間圧延には不向きであり、一方1100℃を越えると、加工
時の歪エネルギーが不足し、次工程の細粒化がしにくく
なるため、最終的に細粒化しない。
【００２６】熱間圧延の仕上げ温度は730 〜770 ℃であ
るが、これは730 ℃未満では上記の場合と同様に変形抵
抗が大きくなって圧延機の圧延能力が不足するためであ
り、また770 ℃を越えると再結晶してしまうためであ
る。なお、従来にあっても熱間圧延は行われていたが、
そのときのスラブ加熱温度はほぼ1180℃と比較的高く、
また仕上温度も約850 ℃と高温仕上げを行っていた。
るが、これは730 ℃未満では上記の場合と同様に変形抵
抗が大きくなって圧延機の圧延能力が不足するためであ
り、また770 ℃を越えると再結晶してしまうためであ
る。なお、従来にあっても熱間圧延は行われていたが、
そのときのスラブ加熱温度はほぼ1180℃と比較的高く、
また仕上温度も約850 ℃と高温仕上げを行っていた。
【００２７】このようにして得られた熱延鋼板は焼鈍後
炉冷して後続の冷間圧延に供するが、この場合の焼鈍条
件は特に制限なく、慣用のように、例えば 830〜850 ℃
に12〜14時間保持してから炉冷すればよい。
炉冷して後続の冷間圧延に供するが、この場合の焼鈍条
件は特に制限なく、慣用のように、例えば 830〜850 ℃
に12〜14時間保持してから炉冷すればよい。
【００２８】圧下率を増加する理由 残留歪エネルギーを増大させる方法としては、２つあ
り、１つは前述の低温熱間圧延によるものであり、もう
１つは冷間圧延に際しての圧延率、すなわち冷間加工率
を上げることである。加工率を上げることにより、残留
エネルギーは増加する。
り、１つは前述の低温熱間圧延によるものであり、もう
１つは冷間圧延に際しての圧延率、すなわち冷間加工率
を上げることである。加工率を上げることにより、残留
エネルギーは増加する。
【００２９】理由としては、再結晶は高エネルギーの部
分から始まり、高加工度の材料ほど、再結晶を生じる部
分、すなわち核が多く、再結晶粒はあちらこちらで生じ
るため多数で微細になるためである。
分から始まり、高加工度の材料ほど、再結晶を生じる部
分、すなわち核が多く、再結晶粒はあちらこちらで生じ
るため多数で微細になるためである。
【００３０】残留歪エネルギーが大きいことは、再結晶
するときのエネルギーがいたるところにあることを示し
ており、その部分が、熱などのエネルギーを受けて、核
生成するときに微細化する原因となるからである。
するときのエネルギーがいたるところにあることを示し
ており、その部分が、熱などのエネルギーを受けて、核
生成するときに微細化する原因となるからである。
【００３１】この発明によれば、冷間加工率は圧下率で
80〜90％とするが、これは80％未満では歪みエネルギー
が不足するためであり、一方90％を越えると混粒となる
からである。好ましくは85〜90％である。
80〜90％とするが、これは80％未満では歪みエネルギー
が不足するためであり、一方90％を越えると混粒となる
からである。好ましくは85〜90％である。
【００３２】冷間加工に際しては、中間焼鈍を行う場合
もあるが、その場合にはその後に行う仕上げ焼鈍時の歪
エネルギーが低くなるため、再結晶開始温度が高く、粒
径もNo.8と大きくなるため、不適当である。好ましくは
冷間圧延は１回圧延で行う。
もあるが、その場合にはその後に行う仕上げ焼鈍時の歪
エネルギーが低くなるため、再結晶開始温度が高く、粒
径もNo.8と大きくなるため、不適当である。好ましくは
冷間圧延は１回圧延で行う。
【００３３】このようにして行った冷間加工後には、仕
上げ焼鈍を行うが、そのときの焼鈍温度は、790 〜860
℃であり、790 ℃未満では再結晶が起こらず、一方860
℃を越えると粗粒となるため、この発明にあっては790
〜860 ℃、好ましくは 800〜850 ℃とする。
上げ焼鈍を行うが、そのときの焼鈍温度は、790 〜860
℃であり、790 ℃未満では再結晶が起こらず、一方860
℃を越えると粗粒となるため、この発明にあっては790
〜860 ℃、好ましくは 800〜850 ℃とする。
【００３４】
【実施例】以下、この発明を実施例に基づいて具体的に
説明する。 (実施例１)本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼に
おいて微細な再結晶組織を得ることにより成形時の肌荒
れを改善することを目的とし、真空高周波小型溶解炉に
て、後述する実施例２の表１のNo.3の成分のフェライト
系ステンレス鋼の小型鋼塊を溶製し、インゴットを切り
出し試供材とした。
説明する。 (実施例１)本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼に
おいて微細な再結晶組織を得ることにより成形時の肌荒
れを改善することを目的とし、真空高周波小型溶解炉に
て、後述する実施例２の表１のNo.3の成分のフェライト
系ステンレス鋼の小型鋼塊を溶製し、インゴットを切り
出し試供材とした。
【００３５】この試験片を1000〜1200℃に加熱後、50.0
mm→ 4.0mmまで圧延した。このときの熱間圧延終了温度
は、740 〜870 ℃であった。このようにして得た4.0 mm
厚の熱延板を830 ℃×12時間焼鈍した後、炉冷してから
冷間圧延を行い0.4 mm厚の冷延板とした。
mm→ 4.0mmまで圧延した。このときの熱間圧延終了温度
は、740 〜870 ℃であった。このようにして得た4.0 mm
厚の熱延板を830 ℃×12時間焼鈍した後、炉冷してから
冷間圧延を行い0.4 mm厚の冷延板とした。
【００３６】このときの圧延率は80〜95％とし、１回の
冷間圧延で0.4 mmまで冷間圧延したものと、980 ℃で中
間焼鈍を行い、２回の冷間圧延で0.4 mmまで圧延したも
のの２種類を用意した。
冷間圧延で0.4 mmまで冷間圧延したものと、980 ℃で中
間焼鈍を行い、２回の冷間圧延で0.4 mmまで圧延したも
のの２種類を用意した。
【００３７】このようにして得た冷延焼鈍板についてそ
れぞれ 760〜940 ℃の仕上焼鈍処理した後、粒径の測定
およびエリクセン試験を行った。これらの一連の結果よ
りG.S.＝９以上ならば、肌荒れを生じないことが分かっ
た。
れぞれ 760〜940 ℃の仕上焼鈍処理した後、粒径の測定
およびエリクセン試験を行った。これらの一連の結果よ
りG.S.＝９以上ならば、肌荒れを生じないことが分かっ
た。
【００３８】次いで、同様にして加熱温度1044℃、熱間
圧延終了温度 742℃とし、さらに圧下率89％、冷間圧延
を１回行って0.4 mm厚として冷延鋼板について仕上げ焼
鈍温度を種々変更して粒径を求め、結果を図１にグラフ
で示す。
圧延終了温度 742℃とし、さらに圧下率89％、冷間圧延
を１回行って0.4 mm厚として冷延鋼板について仕上げ焼
鈍温度を種々変更して粒径を求め、結果を図１にグラフ
で示す。
【００３９】焼鈍温度範囲については図１から分かる通
り、790 〜860 ℃の範囲においてG.S.＝９程度の細粒を
示しており、その温度未満では再結晶が不十分で未再結
晶部分が残ったり、あるいはその温度超では粗粒化した
りするため不適当である。なお、図中、従来条件とある
のは中間焼鈍を行う条件で仕上げ焼鈍を行った場合を示
す。
り、790 〜860 ℃の範囲においてG.S.＝９程度の細粒を
示しており、その温度未満では再結晶が不十分で未再結
晶部分が残ったり、あるいはその温度超では粗粒化した
りするため不適当である。なお、図中、従来条件とある
のは中間焼鈍を行う条件で仕上げ焼鈍を行った場合を示
す。
【００４０】(実施例２)表１に示す鋼組成を有する供試
鋼を表２に示す条件で熱間圧延および冷間圧延を行い、
厚さ0.4 mmの冷延鋼板を得た。表２に示すように、この
発明の加熱温度条件、圧延条件、焼鈍条件、仕上圧延条
件、仕上焼鈍条件をすべて満たした供試材において最大
の細粒化焼鈍範囲を得ることがわかる。
鋼を表２に示す条件で熱間圧延および冷間圧延を行い、
厚さ0.4 mmの冷延鋼板を得た。表２に示すように、この
発明の加熱温度条件、圧延条件、焼鈍条件、仕上圧延条
件、仕上焼鈍条件をすべて満たした供試材において最大
の細粒化焼鈍範囲を得ることがわかる。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【発明の効果】以上の説明から明らかな通り、この発明
による結晶粒細粒化域拡大化にしたがって、鋼成分を前
述のように限定し、上述のような低温の加工熱処理を行
い、仕上焼鈍範囲を適正とすることによって、結晶粒の
細粒化を生じ、成形面に肌荒れのないフェライト系ステ
ンレス鋼を得ることができる。
による結晶粒細粒化域拡大化にしたがって、鋼成分を前
述のように限定し、上述のような低温の加工熱処理を行
い、仕上焼鈍範囲を適正とすることによって、結晶粒の
細粒化を生じ、成形面に肌荒れのないフェライト系ステ
ンレス鋼を得ることができる。
【図１】この発明における仕上げ焼鈍温度と粒径の関係
を示した図である。
を示した図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量割合で、 Ｃ:0.030％以下、 Si:0.50 ％以下、 Mn:0.40 ％以
下、 Cr:13.0 〜16.0％、Nb:0.10 〜0.50％、Ti:0.05 〜0.30
％、 残部Feおよび付随不純物から成る鋼組成を有するフェラ
イト系ステンレス鋼に、スラブ加熱温度1000〜1100℃、
および熱間圧延終了温度730 〜770 ℃の条件下で、熱間
圧延を行い、次いで焼鈍後炉冷してから圧下率80〜90％
で仕上げる冷間圧延を施し、さらに790 〜860 ℃で仕上
焼鈍を行い成形時に良好な表面性状を有することを特徴
とする成形面性状に優れた低Crステンレス鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8480694A JPH07292417A (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 成形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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8480694A JPH07292417A (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 成形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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07292417A true JPH07292417A (ja) | 1995-11-07 |
Family
ID=13840967
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8480694A Withdrawn JPH07292417A (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 成形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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07292417A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| WO2019188094A1 (ja) | 2018-03-30 | 2019-10-03 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| WO2020095437A1 (ja) | 2018-11-09 | 2020-05-14 | にってステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| JP2020164956A (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-04-22 JP JP8480694A patent/JPH07292417A/ja not_active Withdrawn
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