JPH09235621A - 成形性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
成形性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH09235621A JPH09235621A JP4314096A JP4314096A JPH09235621A JP H09235621 A JPH09235621 A JP H09235621A JP 4314096 A JP4314096 A JP 4314096A JP 4314096 A JP4314096 A JP 4314096A JP H09235621 A JPH09235621 A JP H09235621A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- rolling
- stainless steel
- ferritic stainless
- hot
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 冷間圧延の前に行う熱延板焼鈍を省略して
も、熱延板焼鈍を施したものと同等あるいはそれ以上の
優れた成形性をそなえるフェライト系ステンレス冷延鋼
板を得る。 【解決手段】Ｃ：0.015 wt％以下、Ｎ：0.015 wt％以
下、ただし、Ｃ＋Ｎ：0.02wt％以下、Cr：10wt％以上、
14wt％以下、Ti：５×（Ｃ＋Ｎ）以上、0.6 wt％以下、
Ｐ：0.03wt％以下、ただし、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／
Ｐ：３以上、20以下を含有し、残部は実質的にFeの組成
になるフェライト系ステンレス鋼スラブを、熱間圧延
後、 600℃以上の温度でコイルに巻き取り、ついで焼鈍
せずに酸洗したのち、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施
す。
も、熱延板焼鈍を施したものと同等あるいはそれ以上の
優れた成形性をそなえるフェライト系ステンレス冷延鋼
板を得る。 【解決手段】Ｃ：0.015 wt％以下、Ｎ：0.015 wt％以
下、ただし、Ｃ＋Ｎ：0.02wt％以下、Cr：10wt％以上、
14wt％以下、Ti：５×（Ｃ＋Ｎ）以上、0.6 wt％以下、
Ｐ：0.03wt％以下、ただし、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／
Ｐ：３以上、20以下を含有し、残部は実質的にFeの組成
になるフェライト系ステンレス鋼スラブを、熱間圧延
後、 600℃以上の温度でコイルに巻き取り、ついで焼鈍
せずに酸洗したのち、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施
す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、成形性に優れた
Ti含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法に関し、特
にその製造工程中、熱間圧延後の熱延板焼鈍を省略する
ことにより、製造工程の短縮化および製造コストの低減
を実現しようとするものである。
Ti含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法に関し、特
にその製造工程中、熱間圧延後の熱延板焼鈍を省略する
ことにより、製造工程の短縮化および製造コストの低減
を実現しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】Ti含有低Crフェライト系ステンレス鋼
は、Cr含有量が少ないため比較的安価でありながらステ
ンレス鋼の優れた耐食性を持ち、またTiを含有している
ため、成形性や溶接性に優れており、これまで普通鋼や
亜鉛めっき鋼、あるいはアルミめっき鋼が使われていた
自動車排気系材料に使用されるようになってきている。
通常のTi含有低Crフェライト系ステンレス鋼板の製造に
おいては、連続鋳造スラブ、またはインゴットを分塊圧
延したスラブを、1100℃〜1300℃に加熱後、熱間圧延
し、ついで 600℃以下の温度で巻き取り、放冷後、熱延
板の軟質化、均質化を目的とするバッチ式焼鈍あるいは
連続焼鈍を行い、引き続き冷間圧延、仕上げ焼鈍を行う
ことにより製品とされている。
は、Cr含有量が少ないため比較的安価でありながらステ
ンレス鋼の優れた耐食性を持ち、またTiを含有している
ため、成形性や溶接性に優れており、これまで普通鋼や
亜鉛めっき鋼、あるいはアルミめっき鋼が使われていた
自動車排気系材料に使用されるようになってきている。
通常のTi含有低Crフェライト系ステンレス鋼板の製造に
おいては、連続鋳造スラブ、またはインゴットを分塊圧
延したスラブを、1100℃〜1300℃に加熱後、熱間圧延
し、ついで 600℃以下の温度で巻き取り、放冷後、熱延
板の軟質化、均質化を目的とするバッチ式焼鈍あるいは
連続焼鈍を行い、引き続き冷間圧延、仕上げ焼鈍を行う
ことにより製品とされている。
【０００３】しかしながら、今日では製造コスト低減へ
の要求が特に強いことから、熱延板の焼鈍を省略して製
造コストを削減する方法が広く用いられている。この際
に最も問題となる点は、熱延板の焼鈍を省略することに
より、熱延板焼鈍を施した場合に比べて、冷延焼鈍後の
鋼板の成形性、例えば伸びやｒ値が劣化することであ
る。従って、自動車排気系部品のなかでも、加工が厳し
く、優れた成形性を必要とする場合には、依然として熱
延板焼鈍を施したコストの高い材料の使用を余儀なくさ
れていた。
の要求が特に強いことから、熱延板の焼鈍を省略して製
造コストを削減する方法が広く用いられている。この際
に最も問題となる点は、熱延板の焼鈍を省略することに
より、熱延板焼鈍を施した場合に比べて、冷延焼鈍後の
鋼板の成形性、例えば伸びやｒ値が劣化することであ
る。従って、自動車排気系部品のなかでも、加工が厳し
く、優れた成形性を必要とする場合には、依然として熱
延板焼鈍を施したコストの高い材料の使用を余儀なくさ
れていた。
【０００４】このような熱延板焼鈍を省略する際の成形
性の劣化を改善する方法として、特公平３-49973号公報
には、Ｃ：0.06wt％、Cr：13〜16wt％の組成を有し、熱
間圧延時にフェライト−オーステナイの２相混合組織と
なる鋼種について、巻き取り温度を 750〜1000℃とし、
その後少なくとも 700℃以下の温度まで徐冷して軟化さ
せることにより、熱延板焼鈍を省略する方法が提案され
ている。しかしながら、上記の方法は、Tiを含有せず、
また熱間圧延時にフェライト−オーステナイの２相混合
組織となる鋼種についてのものであり、従って、熱間圧
延時にもフェライト単相で、またTi化合物の析出が鋼の
再結晶挙動を左右するこの発明の鋼とは本質的に異な
る。
性の劣化を改善する方法として、特公平３-49973号公報
には、Ｃ：0.06wt％、Cr：13〜16wt％の組成を有し、熱
間圧延時にフェライト−オーステナイの２相混合組織と
なる鋼種について、巻き取り温度を 750〜1000℃とし、
その後少なくとも 700℃以下の温度まで徐冷して軟化さ
せることにより、熱延板焼鈍を省略する方法が提案され
ている。しかしながら、上記の方法は、Tiを含有せず、
また熱間圧延時にフェライト−オーステナイの２相混合
組織となる鋼種についてのものであり、従って、熱間圧
延時にもフェライト単相で、またTi化合物の析出が鋼の
再結晶挙動を左右するこの発明の鋼とは本質的に異な
る。
【０００５】また、特開昭50-15722号公報には、17wt％
Cr鋼および15wt％Cr鋼にTiを含有させ、熱間加工温度で
はフェライト単相かまたは多くても５％までしかオース
テナイト相を含有しないフェライト系ステンレス鋼に対
して、熱間圧延後、焼鈍を行うことなく冷延し、ついで
焼鈍を施すことにより、成形性に優れた鋼材を得る方法
が提案されている。なお、上記のような高Cr鋼は、熱延
後、 600℃以上の高温で巻き取るとその後の冷却中に鋼
が脆化するため、通常は熱延後に水冷し、600℃以下の
温度で巻き取っている。しかしながら、 600℃以下の巻
き取り温度では、巻き取り後の徐冷中に鋼の軟化が十分
に行われないため、冷延焼鈍後の十分な加工性をそなえ
た鋼板は得られなかった。
Cr鋼および15wt％Cr鋼にTiを含有させ、熱間加工温度で
はフェライト単相かまたは多くても５％までしかオース
テナイト相を含有しないフェライト系ステンレス鋼に対
して、熱間圧延後、焼鈍を行うことなく冷延し、ついで
焼鈍を施すことにより、成形性に優れた鋼材を得る方法
が提案されている。なお、上記のような高Cr鋼は、熱延
後、 600℃以上の高温で巻き取るとその後の冷却中に鋼
が脆化するため、通常は熱延後に水冷し、600℃以下の
温度で巻き取っている。しかしながら、 600℃以下の巻
き取り温度では、巻き取り後の徐冷中に鋼の軟化が十分
に行われないため、冷延焼鈍後の十分な加工性をそなえ
た鋼板は得られなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、Ti含有低Crフェライト系ス
テンレス鋼に対して、冷間圧延の前に行う熱延板焼鈍を
省略しても、熱延板焼鈍を施したものと同等あるいはそ
れ以上の優れた成形性をそなえるフェライト系ステンレ
ス冷延鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とす
る。
題を有利に解決するもので、Ti含有低Crフェライト系ス
テンレス鋼に対して、冷間圧延の前に行う熱延板焼鈍を
省略しても、熱延板焼鈍を施したものと同等あるいはそ
れ以上の優れた成形性をそなえるフェライト系ステンレ
ス冷延鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく、Ti含有低Crフェライト系ステンレ
ス鋼について、その成分組成および熱延条件について綿
密な検討を行った。その結果、成形性に優れた鋼板を製
造するには、特にTiとＰの含有量の比をある適切な範囲
内に規制すると共に、熱間圧延後 600℃以上の高温でコ
イルに巻き取ることが重要であることの知見を得た。
の目的を達成すべく、Ti含有低Crフェライト系ステンレ
ス鋼について、その成分組成および熱延条件について綿
密な検討を行った。その結果、成形性に優れた鋼板を製
造するには、特にTiとＰの含有量の比をある適切な範囲
内に規制すると共に、熱間圧延後 600℃以上の高温でコ
イルに巻き取ることが重要であることの知見を得た。
【０００８】すなわち、発明者らの研究によれば、Ti含
有低Crフェライト系ステンレス鋼において、特にTiおよ
びＰ含有量につき、３≦｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ≦
20の条件を満足する場合には、熱延板の焼鈍を省略して
もそのｒ値および伸びの劣化がなくなり、熱延板焼鈍を
施したものと同等、あるいはそれ以上の優れた成形性を
示すことが究明されたのである。
有低Crフェライト系ステンレス鋼において、特にTiおよ
びＰ含有量につき、３≦｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ≦
20の条件を満足する場合には、熱延板の焼鈍を省略して
もそのｒ値および伸びの劣化がなくなり、熱延板焼鈍を
施したものと同等、あるいはそれ以上の優れた成形性を
示すことが究明されたのである。
【０００９】図１に、冷延焼鈍板のｒ値に及ぼすTiおよ
びＰの影響を整理して示す。同図に示した結果は、Fe−
11％Cr−0.2 ％Tiの基本組成に対して、Ｐ，ＣおよびＮ
の含有量を種々に変更した鋼種について、200 mm厚のス
ラブを1080℃に加熱し、仕上げ圧延最終パスを圧下率：
30％、摩擦係数：0.25の条件下で、またその前段パスを
圧下率：25％、摩擦係数：0.25の条件下でそれぞれ熱間
圧延し、3.5mm厚の熱延板とした後、巻き取り温度：55
0, 600, 700 および800 ℃の４条件で巻き取り、ついで
熱延板焼鈍を省略して、1.2 mm厚まで冷延し、しかるの
ち 880℃, １分の仕上げ焼鈍を施したものについて、引
張試験でｒ値を測定したものである。なお、ｒ値は、圧
延方向に対して、０°、45°、90°方向のJIS 13号Ｂ形
状の引張試験片で測定し、次式により算出したものであ
る。 ｒ＝（ｒ0 °＋２×ｒ45°＋ｒ90°) ／４
びＰの影響を整理して示す。同図に示した結果は、Fe−
11％Cr−0.2 ％Tiの基本組成に対して、Ｐ，ＣおよびＮ
の含有量を種々に変更した鋼種について、200 mm厚のス
ラブを1080℃に加熱し、仕上げ圧延最終パスを圧下率：
30％、摩擦係数：0.25の条件下で、またその前段パスを
圧下率：25％、摩擦係数：0.25の条件下でそれぞれ熱間
圧延し、3.5mm厚の熱延板とした後、巻き取り温度：55
0, 600, 700 および800 ℃の４条件で巻き取り、ついで
熱延板焼鈍を省略して、1.2 mm厚まで冷延し、しかるの
ち 880℃, １分の仕上げ焼鈍を施したものについて、引
張試験でｒ値を測定したものである。なお、ｒ値は、圧
延方向に対して、０°、45°、90°方向のJIS 13号Ｂ形
状の引張試験片で測定し、次式により算出したものであ
る。 ｒ＝（ｒ0 °＋２×ｒ45°＋ｒ90°) ／４
【００１０】図１に示したとおり、巻き取り温度が一定
の場合、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐの値が３〜20の範
囲で高いｒ値が得られている。また、巻き取り温度が高
いほどｒ値は高くなるが、特に 600℃以上の範囲でその
効果は顕著になっている。すなわち、ｒ値を改善するに
は、成分中、特にTi, Ｐ，ＣおよびＮの含有量を３≦
｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ≦20とすること、および巻
き取り温度を 600℃以上で通常の熱間圧延が可能な範囲
でできるだけ高くすることが有効であることが判明した
のである。
の場合、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐの値が３〜20の範
囲で高いｒ値が得られている。また、巻き取り温度が高
いほどｒ値は高くなるが、特に 600℃以上の範囲でその
効果は顕著になっている。すなわち、ｒ値を改善するに
は、成分中、特にTi, Ｐ，ＣおよびＮの含有量を３≦
｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ≦20とすること、および巻
き取り温度を 600℃以上で通常の熱間圧延が可能な範囲
でできるだけ高くすることが有効であることが判明した
のである。
【００１１】さらに、スラブ加熱温度、仕上げ圧延の後
段の圧下率および摩擦係数についても詳細な検討を行っ
たところ、適正なスラブ加熱温度の下で、少なくとも後
段２段について低摩擦係数の潤滑圧延とすることによっ
て、成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼が
得られることが新規に知見されたのである。
段の圧下率および摩擦係数についても詳細な検討を行っ
たところ、適正なスラブ加熱温度の下で、少なくとも後
段２段について低摩擦係数の潤滑圧延とすることによっ
て、成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼が
得られることが新規に知見されたのである。
【００１２】この発明は、上記の知見に立脚するもので
ある。すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりであ
る。 １．Ｃ：0.015 wt％以下、Ｎ：0.015 wt％以下、ただ
し、Ｃ＋Ｎ：0.02wt％以下、Cr：10wt％以上、14wt％以
下、Ti：５×（Ｃ＋Ｎ）以上、0.6 wt％以下、Ｐ：0.03
wt％以下、ただし、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ：３以
上、20以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の
組成になるフェライト系ステンレス鋼スラブを、熱間圧
延後、 600℃以上の温度でコイルに巻き取り、ついで焼
鈍せずに酸洗したのち、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施
すことを特徴とする成形性に優れたTi含有フェライト系
ステンレス鋼の製造方法（第１発明）。
ある。すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりであ
る。 １．Ｃ：0.015 wt％以下、Ｎ：0.015 wt％以下、ただ
し、Ｃ＋Ｎ：0.02wt％以下、Cr：10wt％以上、14wt％以
下、Ti：５×（Ｃ＋Ｎ）以上、0.6 wt％以下、Ｐ：0.03
wt％以下、ただし、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ：３以
上、20以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の
組成になるフェライト系ステンレス鋼スラブを、熱間圧
延後、 600℃以上の温度でコイルに巻き取り、ついで焼
鈍せずに酸洗したのち、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施
すことを特徴とする成形性に優れたTi含有フェライト系
ステンレス鋼の製造方法（第１発明）。
【００１３】２．上記第１発明において、鋼組成が、さ
らにCu：0.5 wt％以下、Ｖ：0.5 wt％以下、Ni：1.0 wt
％以下、Mo：3.0 wt％以下のうちから選んだ１種または
２種以上を含有するものである成形性に優れたTi含有フ
ェライト系ステンレス鋼の製造方法（第２発明）。
らにCu：0.5 wt％以下、Ｖ：0.5 wt％以下、Ni：1.0 wt
％以下、Mo：3.0 wt％以下のうちから選んだ１種または
２種以上を含有するものである成形性に優れたTi含有フ
ェライト系ステンレス鋼の製造方法（第２発明）。
【００１４】３．第１発明または第２発明において、フ
ェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延するに際し、
圧延に先立ってスラブを 980〜1100℃に加熱し、仕上げ
圧延の最終パスおよびその前段パスをそれぞれ、圧下
率：20％以上でかつ摩擦係数：0.25以下の潤滑条件下で
行い、しかるのち巻き取り工程に供することを特徴とす
る成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼の製
造方法（第３発明）。
ェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延するに際し、
圧延に先立ってスラブを 980〜1100℃に加熱し、仕上げ
圧延の最終パスおよびその前段パスをそれぞれ、圧下
率：20％以上でかつ摩擦係数：0.25以下の潤滑条件下で
行い、しかるのち巻き取り工程に供することを特徴とす
る成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼の製
造方法（第３発明）。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、この発明において、素材の
成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明す
る。 Ｃ：0.015 wt％以下 Ｃは、成形性に悪影響を及ぼす元素であり、含有量が
0.015wt％を超えるとその影響が顕著になるので、0.015
wt％以下に限定した。この発明の主旨からは、Ｃ含有
量は低いほど良く、特に 0.006wt％以下にするのが望ま
しい。
成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明す
る。 Ｃ：0.015 wt％以下 Ｃは、成形性に悪影響を及ぼす元素であり、含有量が
0.015wt％を超えるとその影響が顕著になるので、0.015
wt％以下に限定した。この発明の主旨からは、Ｃ含有
量は低いほど良く、特に 0.006wt％以下にするのが望ま
しい。
【００１６】Ｎ：0.015 wt％以下 Ｎも、Ｃと同様、成形性に悪影響を及ぼす元素であり、
0.015 wt％を超えるとその影響が顕著になるので、0.01
5 wt％以下に限定した。好ましくは 0.008wt％以下であ
る。
0.015 wt％を超えるとその影響が顕著になるので、0.01
5 wt％以下に限定した。好ましくは 0.008wt％以下であ
る。
【００１７】Ｃ＋Ｎ：0.02wt％以下 ただし、ＣおよびＮとも、上記の範囲を満足していて
も、合計量が0.02wt％を超えると成形性が劣化するの
で、Ｃ＋Ｎ量は0.02wt％以下に限定した。
も、合計量が0.02wt％を超えると成形性が劣化するの
で、Ｃ＋Ｎ量は0.02wt％以下に限定した。
【００１８】Cr：10wt％以上、14wt％以下 Crは、耐食性を向上させる元素であるが、含有量が10wt
％に満たないと耐食性の顕著な向上が見られず、一方14
wt％を超えて多量に含有すると熱延時に高温で巻き取る
際に脆化が起こるため、Crは10〜14wt％に限定した。
％に満たないと耐食性の顕著な向上が見られず、一方14
wt％を超えて多量に含有すると熱延時に高温で巻き取る
際に脆化が起こるため、Crは10〜14wt％に限定した。
【００１９】Ti：５×（Ｃ＋Ｎ）以上、0.6 wt％以下 Tiは、鋼中のＣおよびＮを固定し、成形性および溶接性
を向上させる元素であり、この効果はTiをwt％で５×
（Ｃ＋Ｎ）以上含有することにより発揮される。しかし
ながら、0.6 wt％を超えて添加しても効果が飽和するば
かりでなく、固溶Tiが鋼の再結晶温度を上昇させて、高
温巻き取り時の鋼の軟化を妨げるので、この値を上限と
した。
を向上させる元素であり、この効果はTiをwt％で５×
（Ｃ＋Ｎ）以上含有することにより発揮される。しかし
ながら、0.6 wt％を超えて添加しても効果が飽和するば
かりでなく、固溶Tiが鋼の再結晶温度を上昇させて、高
温巻き取り時の鋼の軟化を妨げるので、この値を上限と
した。
【００２０】Ｐ：0.03wt％以下 Ｐは、耐食性およびｒ値を劣化させる元素なので、極力
低減することが好ましいが、0.03wt％以下で許容され
る。望ましくは、0.015 wt％以下である。
低減することが好ましいが、0.03wt％以下で許容され
る。望ましくは、0.015 wt％以下である。
【００２１】｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ：３以上、20
以下 さらに、この発明者らの知見によれば、Ti，Ｐ、さらに
はＣおよびＮの含有量が３≦｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／
Ｐ≦20の関係式を満たす場合に、優れた成形性が得られ
ることから、この式によりTi，Ｐ，ＣおよびＮの含有量
を限定した。
以下 さらに、この発明者らの知見によれば、Ti，Ｐ、さらに
はＣおよびＮの含有量が３≦｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／
Ｐ≦20の関係式を満たす場合に、優れた成形性が得られ
ることから、この式によりTi，Ｐ，ＣおよびＮの含有量
を限定した。
【００２２】以上、必須成分について説明したが、この
発明ではさらに、耐食性改善成分としてCu, Ｖ，Niおよ
びMoのうちから選んだ１種または２種以上を含有させる
こともできる。 Cu：0.5 wt％以下、Ｖ：0.5 wt％以下、Ni：1.0 wt％以
下、Mo：3.0 wt％以下 Cu, Ｖ，NiおよびMoはいずれも、耐食性の改善に有用な
元素であるが、それぞれCu：0.5 wt％、Ｖ：0.5 wt％、
Ni：1.0 wt％、Mo：3.0 wt％を超えて添加しても効果が
飽和するばかりでなく、製造性および経済性を損なうの
で、各元素とも上記の範囲で添加するものとした。
発明ではさらに、耐食性改善成分としてCu, Ｖ，Niおよ
びMoのうちから選んだ１種または２種以上を含有させる
こともできる。 Cu：0.5 wt％以下、Ｖ：0.5 wt％以下、Ni：1.0 wt％以
下、Mo：3.0 wt％以下 Cu, Ｖ，NiおよびMoはいずれも、耐食性の改善に有用な
元素であるが、それぞれCu：0.5 wt％、Ｖ：0.5 wt％、
Ni：1.0 wt％、Mo：3.0 wt％を超えて添加しても効果が
飽和するばかりでなく、製造性および経済性を損なうの
で、各元素とも上記の範囲で添加するものとした。
【００２３】次に、この発明法に従う製造条件について
説明する。この種鋼板の製造に際しては、巻き取り温度
が特に重要であり、巻き取り温度：600 ℃以上で巻き取
られたコイルは、冷却過程において軟質化、均質化し、
冷延、焼鈍後の鋼板の成形性が 600℃未満で巻き取った
場合に比べて優れることから、巻き取り温度は 600℃以
上とした。なお、通常の熱延が可能な範囲であれば、巻
き取り温度が高いほど成形性の向上が顕著に見られるこ
とから、巻き取り温度は 700℃以上とすることが好まし
い。
説明する。この種鋼板の製造に際しては、巻き取り温度
が特に重要であり、巻き取り温度：600 ℃以上で巻き取
られたコイルは、冷却過程において軟質化、均質化し、
冷延、焼鈍後の鋼板の成形性が 600℃未満で巻き取った
場合に比べて優れることから、巻き取り温度は 600℃以
上とした。なお、通常の熱延が可能な範囲であれば、巻
き取り温度が高いほど成形性の向上が顕著に見られるこ
とから、巻き取り温度は 700℃以上とすることが好まし
い。
【００２４】また、熱間圧延条件は特に限定されること
はないけれども、第３発明の条件で行うことは有利であ
る。すなわち、圧延前のスラブ加熱温度が 980℃に満た
ないと、圧延荷重が上昇し圧延が困難となり、一方1100
℃を超えると良好な成形性を得るのに必要な組織が得難
いので、圧延前のスラブ加熱温度は 980〜1100℃にする
ことが好ましい。
はないけれども、第３発明の条件で行うことは有利であ
る。すなわち、圧延前のスラブ加熱温度が 980℃に満た
ないと、圧延荷重が上昇し圧延が困難となり、一方1100
℃を超えると良好な成形性を得るのに必要な組織が得難
いので、圧延前のスラブ加熱温度は 980〜1100℃にする
ことが好ましい。
【００２５】また、仕上げ圧延に際しては、とくに後段
の圧延条件が重要であり、仕上げ圧延の最終パスとその
前段パスのうちいずれかの圧下率が20％に満たないと、
圧延前のスラブ加熱温度および後述する摩擦係数が適正
範囲内にあっても成形性の向上が不十分となるので、仕
上げ圧延の後段２パスの圧下率はそれぞれ20％以上とす
ることが好ましい。
の圧延条件が重要であり、仕上げ圧延の最終パスとその
前段パスのうちいずれかの圧下率が20％に満たないと、
圧延前のスラブ加熱温度および後述する摩擦係数が適正
範囲内にあっても成形性の向上が不十分となるので、仕
上げ圧延の後段２パスの圧下率はそれぞれ20％以上とす
ることが好ましい。
【００２６】さらに、仕上げ圧延の後段２パスの圧延を
潤滑圧延とすることは、成形性向上の面で一層の効果が
ある。ここに、摩擦係数が0.25を超えると成形性の改善
効果は乏しくなるので、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.25
以下とすることが好ましい。
潤滑圧延とすることは、成形性向上の面で一層の効果が
ある。ここに、摩擦係数が0.25を超えると成形性の改善
効果は乏しくなるので、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.25
以下とすることが好ましい。
【００２７】
【実施例】表１に示す成分組成になるフェライト系ステ
ンレス鋼を、連続鋳造により200mm厚のスラブとし、こ
のスラブを熱間圧延により、30mm厚まで粗圧延し、引き
続き７段からなる仕上げ圧延機を用いて、3.5 mm厚の熱
延鋼板とした。上記の熱間圧延において、圧延前のスラ
ブ加熱温度、仕上げ圧延の６パス目（Ｆ６）と最終パス
である７パス目（Ｆ７) それぞれの圧下率および摩擦係
数、さらには圧延後の巻取り温度をそれぞれ表２のよう
に変化させた。表２において、No.1からNo.6および No.
11から No.15のスラブ加熱温度、仕上げ圧延圧下率およ
び仕上げ圧延時の摩擦係数は通常の熱間圧延条件に従っ
た。コイルに巻き取った後は、 500℃／ｈより小さい冷
却速度で 200℃まで冷却しその後放冷した。その後、こ
の発明法に従い焼鈍を省略、または比較例としてバッチ
式焼鈍（800 ℃, ８ｈ−炉冷）を施した後、酸洗、冷
延、仕上げ焼鈍を施して、製品とした。仕上げ板厚は1.
2 mm、仕上げ焼鈍温度は 900℃、１分保持とした。かく
して得られた試験材について、引張試験を行い、ｒ値お
よび伸びについて調査した結果を表２に併記する。な
お、ｒ値および伸びは、圧延方向に対して、０°、45
°、90°方向のＪＩＳ13号Ｂ形状の引張試験片で測定
し、ｒ＝（ｒ0 °＋２×ｒ45°＋ｒ90°) ／４、E1＝
（E10 °＋２×E145°＋E190°）／４の式により算出し
た。
ンレス鋼を、連続鋳造により200mm厚のスラブとし、こ
のスラブを熱間圧延により、30mm厚まで粗圧延し、引き
続き７段からなる仕上げ圧延機を用いて、3.5 mm厚の熱
延鋼板とした。上記の熱間圧延において、圧延前のスラ
ブ加熱温度、仕上げ圧延の６パス目（Ｆ６）と最終パス
である７パス目（Ｆ７) それぞれの圧下率および摩擦係
数、さらには圧延後の巻取り温度をそれぞれ表２のよう
に変化させた。表２において、No.1からNo.6および No.
11から No.15のスラブ加熱温度、仕上げ圧延圧下率およ
び仕上げ圧延時の摩擦係数は通常の熱間圧延条件に従っ
た。コイルに巻き取った後は、 500℃／ｈより小さい冷
却速度で 200℃まで冷却しその後放冷した。その後、こ
の発明法に従い焼鈍を省略、または比較例としてバッチ
式焼鈍（800 ℃, ８ｈ−炉冷）を施した後、酸洗、冷
延、仕上げ焼鈍を施して、製品とした。仕上げ板厚は1.
2 mm、仕上げ焼鈍温度は 900℃、１分保持とした。かく
して得られた試験材について、引張試験を行い、ｒ値お
よび伸びについて調査した結果を表２に併記する。な
お、ｒ値および伸びは、圧延方向に対して、０°、45
°、90°方向のＪＩＳ13号Ｂ形状の引張試験片で測定
し、ｒ＝（ｒ0 °＋２×ｒ45°＋ｒ90°) ／４、E1＝
（E10 °＋２×E145°＋E190°）／４の式により算出し
た。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】表２から明らかなように、この発明に従い
得られた鋼板は、比較例に比べるとｒ値および伸びとも
良好であり、優れた成形性を有することが判る。特に、
スラブ加熱温度および仕上げ圧延の後段側２パスの圧下
率と摩擦係数が請求項３の範囲にある表２のNo.7〜No.1
0 は、通常の熱間圧延に従った場合と比較して、より優
れた成形性が得られている。
得られた鋼板は、比較例に比べるとｒ値および伸びとも
良好であり、優れた成形性を有することが判る。特に、
スラブ加熱温度および仕上げ圧延の後段側２パスの圧下
率と摩擦係数が請求項３の範囲にある表２のNo.7〜No.1
0 は、通常の熱間圧延に従った場合と比較して、より優
れた成形性が得られている。
【００３１】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、成形性の
優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼板を熱延板焼鈍
なしで安価に得ることができる。
優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼板を熱延板焼鈍
なしで安価に得ることができる。
【図１】Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）とＰ含有量の比と、冷延焼
鈍板のｒ値との関係を、巻き取り温度別に示したグラフ
である。
鈍板のｒ値との関係を、巻き取り温度別に示したグラフ
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石井 和秀 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 佐藤 進 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃ：0.015 wt％以下、 Ｎ：0.015 wt％以下、 ただし、Ｃ＋Ｎ：0.02wt％以下、 Cr：10wt％以上、14wt％以下、 Ti：５×（Ｃ＋Ｎ）以上、0.6 wt％以下、 Ｐ：0.03wt％以下、 ただし、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ：３以上、20以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる
フェライト系ステンレス鋼スラブを、熱間圧延後、 600
℃以上の温度でコイルに巻き取り、ついで焼鈍せずに酸
洗したのち、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施すことを特
徴とする成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス
鋼の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼組成が、さらにC
u：0.5 wt％以下、 Ｖ：0.5 wt％以下、 Ni：1.0 wt％以下、 Mo：3.0 wt％以下のうちから選んだ１種または２種以上
を含有するものである成形性に優れたTi含有フェライト
系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または２において、フェライト
系ステンレス鋼スラブを熱間圧延するに際し、圧延に先
立ってスラブを 980〜1100℃に加熱し、仕上げ圧延の最
終パスおよびその前段パスをそれぞれ、圧下率：20％以
上でかつ摩擦係数：0.25以下の潤滑条件下で行い、しか
るのち巻き取り工程に供することを特徴とする成形性に
優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04314096A JP3684650B2 (ja) | 1996-02-29 | 1996-02-29 | 成形性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04314096A JP3684650B2 (ja) | 1996-02-29 | 1996-02-29 | 成形性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09235621A true JPH09235621A (ja) | 1997-09-09 |
| JP3684650B2 JP3684650B2 (ja) | 2005-08-17 |
Family
ID=12655543
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04314096A Expired - Fee Related JP3684650B2 (ja) | 1996-02-29 | 1996-02-29 | 成形性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3684650B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0924313A1 (en) * | 1997-12-19 | 1999-06-23 | Armco Inc. | Non-ridging ferritic chromium alloyed steel |
| WO2003106725A1 (ja) * | 2002-06-01 | 2003-12-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP2025500866A (ja) * | 2021-12-21 | 2025-01-15 | ポスコ カンパニー リミテッド | 耐食性と成形性が向上した排気系鋼管用鋼板及びその製造方法 |
-
1996
- 1996-02-29 JP JP04314096A patent/JP3684650B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0924313A1 (en) * | 1997-12-19 | 1999-06-23 | Armco Inc. | Non-ridging ferritic chromium alloyed steel |
| WO2003106725A1 (ja) * | 2002-06-01 | 2003-12-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| KR100733016B1 (ko) * | 2002-06-17 | 2007-06-27 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | Тｉ첨가 페라이트계 스테인레스 강판 및 그 제조방법 |
| US7494551B2 (en) | 2002-06-17 | 2009-02-24 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel plate with Ti and method for production thereof |
| JP2025500866A (ja) * | 2021-12-21 | 2025-01-15 | ポスコ カンパニー リミテッド | 耐食性と成形性が向上した排気系鋼管用鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3684650B2 (ja) | 2005-08-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3292671B2 (ja) | 深絞り性と耐時効性の良好な冷延鋼板用の熱延鋼帯 | |
| JP3990553B2 (ja) | 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法 | |
| JP4239257B2 (ja) | 耐リジング性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP2987815B2 (ja) | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3684650B2 (ja) | 成形性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP5071125B2 (ja) | 角筒絞り成形性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法ならびに製品形状に優れた自動車用部品 | |
| JP3466298B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3299287B2 (ja) | 成形加工用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP3379826B2 (ja) | 面内異方性が小さいフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP3735142B2 (ja) | 成形性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
| JP4239247B2 (ja) | 加工性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP3799868B2 (ja) | ロール成形性および耐座屈性に優れた高張力冷延鋼板 | |
| JP2971192B2 (ja) | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2948416B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3288514B2 (ja) | 深絞り加工用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS63243226A (ja) | 耐２次加工脆性に優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3270685B2 (ja) | 耐リジング性に優れた深絞り用冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH0892656A (ja) | 深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3806983B2 (ja) | 冷延−焼鈍後の耐リジング性に優れる深絞り用冷延鋼板用素材 | |
| JP2002206137A (ja) | 加工性に優れた鋼板および製造方法 | |
| JP2712986B2 (ja) | 成形性と化成処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2001254154A (ja) | 打ち抜き性と成形性に優れるフェライト系ステンレス冷延鋼板 | |
| JPH10102191A (ja) | 冷延−焼鈍後の耐リジング性及び深絞り性に優れる缶用鋼板用素材 | |
| JP2002003951A (ja) | 異方性の小さい冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH10280048A (ja) | 耐歪時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040519 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040713 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040910 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050510 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050523 |
|
| R150 | Certificate of patent (=grant) or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080610 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090610 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100610 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110610 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120610 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120610 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130610 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140610 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |