JPH10330891A - 冷間圧延性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
冷間圧延性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法Info
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- JPH10330891A JPH10330891A JP9151687A JP15168797A JPH10330891A JP H10330891 A JPH10330891 A JP H10330891A JP 9151687 A JP9151687 A JP 9151687A JP 15168797 A JP15168797 A JP 15168797A JP H10330891 A JPH10330891 A JP H10330891A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 冷間圧延時のローピング発生を防止したフェ
ライト系ステンレス鋼板を製造する。 【解決手段】 成分組成を質量％にてＣ；０．０１〜
０．１０％、Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；
０．０５〜０．２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，
Ｃｒ；１３〜１８％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａ
ｌ；０．０３〜０．２０％、Ｂ；３０超１００ｐｐｍ以
下、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成り、かつ
（１）式で示されるγpが１５〜３５％とし、 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．
５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ−５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・
・・（１） 熱間圧延における加熱温度を１１００〜１２５０℃、粗
圧延を行った後の仕上圧延における圧延温度を９００℃
以上とし、仕上圧延後に２ｓｅｃ以上保持した後に水冷
して４５０〜６００℃で巻取り、熱延板の両端部をクリ
アランス１５〜２５％で切断した後、熱延板焼鈍を施さ
ずに冷間圧延及び焼鈍、調質圧延を施す。
ライト系ステンレス鋼板を製造する。 【解決手段】 成分組成を質量％にてＣ；０．０１〜
０．１０％、Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；
０．０５〜０．２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，
Ｃｒ；１３〜１８％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａ
ｌ；０．０３〜０．２０％、Ｂ；３０超１００ｐｐｍ以
下、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成り、かつ
（１）式で示されるγpが１５〜３５％とし、 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．
５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ−５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・
・・（１） 熱間圧延における加熱温度を１１００〜１２５０℃、粗
圧延を行った後の仕上圧延における圧延温度を９００℃
以上とし、仕上圧延後に２ｓｅｃ以上保持した後に水冷
して４５０〜６００℃で巻取り、熱延板の両端部をクリ
アランス１５〜２５％で切断した後、熱延板焼鈍を施さ
ずに冷間圧延及び焼鈍、調質圧延を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する利用分野】本発明は、冷間圧延性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関
するものである。
たフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼板は、オース
テナイト系ステンレス鋼板に比べると経済的な利点を持
つことから広汎に使用されており、深絞り等の成形加工
性や優れた表面品位を有することが要望されている。
テナイト系ステンレス鋼板に比べると経済的な利点を持
つことから広汎に使用されており、深絞り等の成形加工
性や優れた表面品位を有することが要望されている。
【０００３】従来、フェライト系ステンレス鋼の熱延板
を冷間圧延する場合は、圧延前に熱延板を焼鈍する熱延
板焼鈍が採用されている。この熱延板焼鈍は、次の２点
が主な目的である。１再結晶促進により冷間圧延前の組
織を微細化して製品板の深絞り性を向上させるとともに
熱延中に形成される集合組織をランダム化することによ
りリジングを低減する。２熱延板に存在する硬質なα’
相を炭化物とα相に分解することにより軟質化させて冷
間圧延性を向上させる。
を冷間圧延する場合は、圧延前に熱延板を焼鈍する熱延
板焼鈍が採用されている。この熱延板焼鈍は、次の２点
が主な目的である。１再結晶促進により冷間圧延前の組
織を微細化して製品板の深絞り性を向上させるとともに
熱延中に形成される集合組織をランダム化することによ
りリジングを低減する。２熱延板に存在する硬質なα’
相を炭化物とα相に分解することにより軟質化させて冷
間圧延性を向上させる。
【０００４】熱延板焼鈍は上記観点から施されるが、特
公昭５９−５７６号公報にはフェライト系ステンレス鋼
にＡｌを添加することにより熱延板焼鈍を省略して製造
する方法が開示されている。しかしながら、熱延板焼鈍
を省略した場合、冷間圧延時に鋼板両端部に耳割れと呼
ばれる板幅方向の割れが発生するという問題があった。
公昭５９−５７６号公報にはフェライト系ステンレス鋼
にＡｌを添加することにより熱延板焼鈍を省略して製造
する方法が開示されている。しかしながら、熱延板焼鈍
を省略した場合、冷間圧延時に鋼板両端部に耳割れと呼
ばれる板幅方向の割れが発生するという問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】熱延板焼鈍を省略した
Ａｌ添加フェライト系ステンレス鋼板の冷間圧延性を阻
害する因子として、熱延板の硬質なα’相が挙げられ
る。熱延板焼鈍を行う製造方法では、焼鈍時にα’相が
炭化物とα相に分解するため軟質化するが、熱延板焼鈍
を行わない場合、冷間圧延中にα’相が原因となって鋼
板端部に耳割れが発生し易くなる。
Ａｌ添加フェライト系ステンレス鋼板の冷間圧延性を阻
害する因子として、熱延板の硬質なα’相が挙げられ
る。熱延板焼鈍を行う製造方法では、焼鈍時にα’相が
炭化物とα相に分解するため軟質化するが、熱延板焼鈍
を行わない場合、冷間圧延中にα’相が原因となって鋼
板端部に耳割れが発生し易くなる。
【０００６】つまり、冷間圧延により変形を加えると、
α’相を亀裂が伝播して鋼板両端部に耳割れが発生す
る。更に、厚さ方向の圧縮変形と長手方向の引張変形に
より、耳割れはその先端から板幅方向に伸びた皺とな
る。
α’相を亀裂が伝播して鋼板両端部に耳割れが発生す
る。更に、厚さ方向の圧縮変形と長手方向の引張変形に
より、耳割れはその先端から板幅方向に伸びた皺とな
る。
【０００７】このような冷間圧延中に鋼板端部に発生す
る耳割れや皺は、製品の歩留りを落とすとともに、冷間
圧延ロールに疵が生じやすくなるため、生産性及び表面
品質上から低減しなければならない欠陥である。
る耳割れや皺は、製品の歩留りを落とすとともに、冷間
圧延ロールに疵が生じやすくなるため、生産性及び表面
品質上から低減しなければならない欠陥である。
【０００８】そこで、本発明は熱延板焼鈍を省略したＡ
ｌ添加フェライト系ステンレス鋼の冷間圧延において、
鋼板端部の耳割れや皺の発生を防止することを課題とす
る。
ｌ添加フェライト系ステンレス鋼の冷間圧延において、
鋼板端部の耳割れや皺の発生を防止することを課題とす
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決する本
発明のフェライト系ステンレス鋼板は、質量％にてＣ；
０．０１〜０．１０％、Ｎ；０．００５〜０．０２５
％、Ｎｉ；０．０５〜０．２０％、Ｍｎ；０．０５〜
０．５０％，Ｃｒ；１３〜１８％、Ｓｉ；０．１０〜
０．５０％、Ａｌ；０．０３〜０．２０％、Ｂ；３０超
１００ｐｐｍ以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物よ
り成り、かつ（１）式で示されるγpが１５〜３５％と
なる組成を有することを特徴とする。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ −５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・・・（１） 望ましくは、前記組成に加えてＴｉ；０．００５〜０．
２０％，Ｎｂ；０．００５〜０．２０％、Ｖ；０．００
５〜０．２０％、Ｔａ；０．００５〜０．２０％、Ｈ
ｆ；０．００５〜０．２０％、Ｚｒ；０．００５〜０．
２０％、Ｍｇ；０．０００１〜０．００３０％、Ｂｅ；
０．０００１〜０．００４０％および、Ｃａ；０．００
０１〜０．００３０％の１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする。
発明のフェライト系ステンレス鋼板は、質量％にてＣ；
０．０１〜０．１０％、Ｎ；０．００５〜０．０２５
％、Ｎｉ；０．０５〜０．２０％、Ｍｎ；０．０５〜
０．５０％，Ｃｒ；１３〜１８％、Ｓｉ；０．１０〜
０．５０％、Ａｌ；０．０３〜０．２０％、Ｂ；３０超
１００ｐｐｍ以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物よ
り成り、かつ（１）式で示されるγpが１５〜３５％と
なる組成を有することを特徴とする。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ −５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・・・（１） 望ましくは、前記組成に加えてＴｉ；０．００５〜０．
２０％，Ｎｂ；０．００５〜０．２０％、Ｖ；０．００
５〜０．２０％、Ｔａ；０．００５〜０．２０％、Ｈ
ｆ；０．００５〜０．２０％、Ｚｒ；０．００５〜０．
２０％、Ｍｇ；０．０００１〜０．００３０％、Ｂｅ；
０．０００１〜０．００４０％および、Ｃａ；０．００
０１〜０．００３０％の１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする。
【００１０】また、本発明のフェライト系ステンレス鋼
板の製造方法は、前記組成を有するステンレス鋼のスラ
ブを熱間圧延する際に、加熱温度を１１００〜１２５０
℃とし、粗圧延を行った後の仕上圧延における熱延仕上
温度を９００℃以上とし、仕上圧延後に２ｓｅｃ以上保
持した後に水冷して４５０〜６００℃で巻取り、熱延板
の両端部をクリアランス１５〜２５％で切断した後、熱
延板焼鈍を施さずに冷間圧延及び、焼鈍、調質圧延を施
すことを特徴とする。
板の製造方法は、前記組成を有するステンレス鋼のスラ
ブを熱間圧延する際に、加熱温度を１１００〜１２５０
℃とし、粗圧延を行った後の仕上圧延における熱延仕上
温度を９００℃以上とし、仕上圧延後に２ｓｅｃ以上保
持した後に水冷して４５０〜６００℃で巻取り、熱延板
の両端部をクリアランス１５〜２５％で切断した後、熱
延板焼鈍を施さずに冷間圧延及び、焼鈍、調質圧延を施
すことを特徴とする。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下に本発明における構成要件の
限定理由を説明する。Ｃが０．１０％を超えると素材の
硬質化及び加工性の劣化が生じて耳割れや皺が発生し、
０．０１％未満では高純化のための精錬コストの増加に
つながる。従って、Ｃの範囲は０．０１〜０．１０％と
した。更に、経済性と材質特性を考慮すると０．０１〜
０．０７％が望ましい。
限定理由を説明する。Ｃが０．１０％を超えると素材の
硬質化及び加工性の劣化が生じて耳割れや皺が発生し、
０．０１％未満では高純化のための精錬コストの増加に
つながる。従って、Ｃの範囲は０．０１〜０．１０％と
した。更に、経済性と材質特性を考慮すると０．０１〜
０．０７％が望ましい。
【００１２】Ｎが０．０２５％を超えると焼鈍時のＡｌ
Ｎ析出による素材の軟質化及び加工性の向上が不十分と
なって耳割れが発生し、０．００５％未満では高純化の
ための精錬コストの増加につながる。従って、Ｎの範囲
は０．００５〜０．０２５％とした。更に、経済性と材
質特性を考慮すると０．００８〜０．０１５％が望まし
い。
Ｎ析出による素材の軟質化及び加工性の向上が不十分と
なって耳割れが発生し、０．００５％未満では高純化の
ための精錬コストの増加につながる。従って、Ｎの範囲
は０．００５〜０．０２５％とした。更に、経済性と材
質特性を考慮すると０．００８〜０．０１５％が望まし
い。
【００１３】Ｎｉは靭性確保のために添加量は０．０５
％で良いが、耐食性を向上させる効果もある。０．２０
％を超えると原料コストの増加につながる。従って、Ｎ
ｉの範囲は０．０５〜０．２０％とした。更に、経済性
と耐食性を考慮すると、０．０８〜０．１５％が望まし
い。
％で良いが、耐食性を向上させる効果もある。０．２０
％を超えると原料コストの増加につながる。従って、Ｎ
ｉの範囲は０．０５〜０．２０％とした。更に、経済性
と耐食性を考慮すると、０．０８〜０．１５％が望まし
い。
【００１４】Ｍｎが０．５０％を超えると加工性が劣化
して耳割れが発生する他に耐食性が劣化し、０．０５％
未満では精錬コストの増加につながる。従って、Ｍｎの
範囲は０．０５〜０．５０％とした。更に、材質特性を
考慮すると０．０５〜０．３０％が望ましい。
して耳割れが発生する他に耐食性が劣化し、０．０５％
未満では精錬コストの増加につながる。従って、Ｍｎの
範囲は０．０５〜０．５０％とした。更に、材質特性を
考慮すると０．０５〜０．３０％が望ましい。
【００１５】Ｃｒは耐食性および耐高温酸化性の向上の
ために１３．０％以上の添加が必要であるが、１８．０
％を超えると成形性が劣化する。従って、Ｃｒの範囲は
１３．０〜１８．０％の範囲とした。更に、耐食性と成
形性の確保という観点では１５．０〜１７．０％の範囲
が望ましい。
ために１３．０％以上の添加が必要であるが、１８．０
％を超えると成形性が劣化する。従って、Ｃｒの範囲は
１３．０〜１８．０％の範囲とした。更に、耐食性と成
形性の確保という観点では１５．０〜１７．０％の範囲
が望ましい。
【００１６】Ｓｉが０．５０％を超えると加工性が劣化
して耳割れが発生する他に耐食性が劣化し、０．１０％
未満では精錬コストの増加につながる。従って、Ｓｉの
範囲は０．１０〜０．５０％とした。更に、材質特性を
考慮すると０．１０〜０．３０％が望ましい。
して耳割れが発生する他に耐食性が劣化し、０．１０％
未満では精錬コストの増加につながる。従って、Ｓｉの
範囲は０．１０〜０．５０％とした。更に、材質特性を
考慮すると０．１０〜０．３０％が望ましい。
【００１７】Ａｌは冷間圧延後の焼鈍時に、Ｎと結合し
てＡｌＮとして析出し、素材を軟質化することによる耳
割れ防止効果がある。また、Ａｌはフェライト生成元素
であるため、高温におけるγ相の生成を抑制することで
も耳割れ防止効果がある。Ａｌが０．０３％以上である
と、これらの効果が十分に得られるが、０．２０％を超
えるとＡｌ2Ｏ3系介在物が増えて耐錆性の劣化が起こ
る。従って、Ａｌの範囲は０．０３〜０．２０％とし
た。Ａｌが０．０５％より少ないと製品の加工性が劣化
する。これを防止するためには焼鈍時間を長時間化する
必要があるため、経済的観点からは０．０５〜０．２０
％が望ましい。
てＡｌＮとして析出し、素材を軟質化することによる耳
割れ防止効果がある。また、Ａｌはフェライト生成元素
であるため、高温におけるγ相の生成を抑制することで
も耳割れ防止効果がある。Ａｌが０．０３％以上である
と、これらの効果が十分に得られるが、０．２０％を超
えるとＡｌ2Ｏ3系介在物が増えて耐錆性の劣化が起こ
る。従って、Ａｌの範囲は０．０３〜０．２０％とし
た。Ａｌが０．０５％より少ないと製品の加工性が劣化
する。これを防止するためには焼鈍時間を長時間化する
必要があるため、経済的観点からは０．０５〜０．２０
％が望ましい。
【００１８】Ｂは冷間圧延後の焼鈍時に、Ｎと結合して
ＢＮとして析出し、素材を軟質化することによる耳割れ
防止効果がある。また、Ｂはフェライト生成元素である
ため、高温におけるγ相の生成を抑制するとともに、γ
相をα粒内に微細分散析出させる効果がある。これは、
Ｂが結晶粒界に偏析し易い元素であり、Ｃなどのγ相生
成元素の拡散移動を阻害することで、結晶粒内でγ相が
生成し易くなると考えられる。熱延中にγ相が微細にα
粒内に析出することで、熱延板の硬質なα’相が分散化
するため、冷間圧延中の耳割れの発生が抑制されるとと
もに、亀裂が進展し難くなる。Ｂが３０ｐｐｍを超える
と、これらの効果が十分に得られるが、１００ｐｐｍを
超えるとＢの粒界偏析の影響で製品の溶接割れが起こり
易くなる。従って、Ｂの範囲は３０ｐｐｍ超１００ｐｐ
ｍ以下とした。製造性及び経済的観点からは３０ｐｐｍ
超８０ｐｐｍ以下が望ましい。
ＢＮとして析出し、素材を軟質化することによる耳割れ
防止効果がある。また、Ｂはフェライト生成元素である
ため、高温におけるγ相の生成を抑制するとともに、γ
相をα粒内に微細分散析出させる効果がある。これは、
Ｂが結晶粒界に偏析し易い元素であり、Ｃなどのγ相生
成元素の拡散移動を阻害することで、結晶粒内でγ相が
生成し易くなると考えられる。熱延中にγ相が微細にα
粒内に析出することで、熱延板の硬質なα’相が分散化
するため、冷間圧延中の耳割れの発生が抑制されるとと
もに、亀裂が進展し難くなる。Ｂが３０ｐｐｍを超える
と、これらの効果が十分に得られるが、１００ｐｐｍを
超えるとＢの粒界偏析の影響で製品の溶接割れが起こり
易くなる。従って、Ｂの範囲は３０ｐｐｍ超１００ｐｐ
ｍ以下とした。製造性及び経済的観点からは３０ｐｐｍ
超８０ｐｐｍ以下が望ましい。
【００１９】Ｔｉは、凝固時にＣ、Ｎと結合してそれぞ
れＴｉＣ、ＴｉＮとして析出することで、凝固中の等軸
晶形成の核となる。また、Ｃ、Ｎを固定して製品を軟質
化することによる耳割れ防止効果がある。Ｔｉが０．０
０５％以上であるとこれらの効果が得られるが、０．２
０％を超えると固溶Ｔｉ量の増加により硬質化する。従
って、Ｔｉの範囲は０．００５〜０．２０％とした。更
に、Ｔｉ析出物起因の表面疵と経済的観点からは、０．
００５〜０．１０％が望ましい。
れＴｉＣ、ＴｉＮとして析出することで、凝固中の等軸
晶形成の核となる。また、Ｃ、Ｎを固定して製品を軟質
化することによる耳割れ防止効果がある。Ｔｉが０．０
０５％以上であるとこれらの効果が得られるが、０．２
０％を超えると固溶Ｔｉ量の増加により硬質化する。従
って、Ｔｉの範囲は０．００５〜０．２０％とした。更
に、Ｔｉ析出物起因の表面疵と経済的観点からは、０．
００５〜０．１０％が望ましい。
【００２０】Ｎｂは、Ｔｉと同様な作用があり、同様な
理由でＮｂの範囲は０．００５〜０．２０％とした。ま
た、Ｎｂ析出物起因の表面疵と経済的観点からは、０．
００５〜０．１０％が望ましい。
理由でＮｂの範囲は０．００５〜０．２０％とした。ま
た、Ｎｂ析出物起因の表面疵と経済的観点からは、０．
００５〜０．１０％が望ましい。
【００２１】Ｖ、Ｔａ、Ｈｆ、ＺｒはＴｉやＮｂと同様
な作用があり、同様な理由でＶ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒの範
囲は０．００５〜０．２０％とした。更に、経済的観点
から、０．００５〜０．１０％が望ましい。
な作用があり、同様な理由でＶ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒの範
囲は０．００５〜０．２０％とした。更に、経済的観点
から、０．００５〜０．１０％が望ましい。
【００２２】Ｍｇは、凝固中にＯと結合してＭｇＯとし
て析出し、等軸晶率を増加させる。Ｍｇが０．０００１
％では、この効果が十分得られるが、０．００３０％を
超えるとこの効果が飽和するとともに、製造性に障害が
でる。従って、Ｍｇの範囲は０．０００１〜０．００３
０％とした。更に、経済的観点からは、０．０００１〜
０．００１５％が望ましい。
て析出し、等軸晶率を増加させる。Ｍｇが０．０００１
％では、この効果が十分得られるが、０．００３０％を
超えるとこの効果が飽和するとともに、製造性に障害が
でる。従って、Ｍｇの範囲は０．０００１〜０．００３
０％とした。更に、経済的観点からは、０．０００１〜
０．００１５％が望ましい。
【００２３】Ｂｅ、ＣａはＭｇと同様な作用があり、同
様な理由でＢｅ、Ｃａの範囲はそれぞれ０．０００１〜
０．００４０％、０．０００１〜０．００３０％とし
た。更に、経済的観点からは０．０００１〜０．００１
５％が望ましい。
様な理由でＢｅ、Ｃａの範囲はそれぞれ０．０００１〜
０．００４０％、０．０００１〜０．００３０％とし
た。更に、経済的観点からは０．０００１〜０．００１
５％が望ましい。
【００２４】γｐは、熱間圧延において生成するγ相の
最大生成量を示す指標である。図１にＢ量及びγｐと冷
延板の耳割れ長さの関係を示す。ここで、冷延板の耳割
れ長さが１．０ｍｍ未満であれば、製品の歩留りなどに
支障をきたさないレベルである。γｐが３５％を超える
と熱延板のα’相が多いために熱延板が硬質化して、熱
延板焼鈍を省略して冷間圧延することが困難となり、冷
間圧延時の耳割れが顕著に発生する。一方、γｐが１５
％未満ではγ相の生成量が少ないため、スラブ加熱時に
α粒が粗大化して熱間圧延中にα相が展伸し易くなり、
リジングの原因となる展伸粒が発達してしまう。従っ
て、γｐの範囲は１５〜３５％とした。更に、製造性の
観点からγｐは１５〜２５％が望ましい。
最大生成量を示す指標である。図１にＢ量及びγｐと冷
延板の耳割れ長さの関係を示す。ここで、冷延板の耳割
れ長さが１．０ｍｍ未満であれば、製品の歩留りなどに
支障をきたさないレベルである。γｐが３５％を超える
と熱延板のα’相が多いために熱延板が硬質化して、熱
延板焼鈍を省略して冷間圧延することが困難となり、冷
間圧延時の耳割れが顕著に発生する。一方、γｐが１５
％未満ではγ相の生成量が少ないため、スラブ加熱時に
α粒が粗大化して熱間圧延中にα相が展伸し易くなり、
リジングの原因となる展伸粒が発達してしまう。従っ
て、γｐの範囲は１５〜３５％とした。更に、製造性の
観点からγｐは１５〜２５％が望ましい。
【００２５】次に本発明における熱間圧延における製造
条件について説明する。スラブ加熱温度は、１１００℃
未満では従来から問題であった表面疵が生じる。また、
１２５０℃を超えると加熱時にα単相組織となるため結
晶粒の粗大化が生じ、熱間圧延時の板両端部に耳割れが
発生し易くなるとともにエネルギーコストの上昇をもた
らす。従って、スラブ加熱温度は１１００〜１２５０℃
とした。更に、熱延板の表面疵とコスト面から１１５０
〜１２００℃が望ましい。
条件について説明する。スラブ加熱温度は、１１００℃
未満では従来から問題であった表面疵が生じる。また、
１２５０℃を超えると加熱時にα単相組織となるため結
晶粒の粗大化が生じ、熱間圧延時の板両端部に耳割れが
発生し易くなるとともにエネルギーコストの上昇をもた
らす。従って、スラブ加熱温度は１１００〜１２５０℃
とした。更に、熱延板の表面疵とコスト面から１１５０
〜１２００℃が望ましい。
【００２６】熱間圧延における仕上圧延温度に関して
は、熱延板の軟質化の観点から高温仕上を行い、仕上圧
延後に部分的再結晶を促進させることが耳割れ防止に有
効であることを見出した。図２は熱間圧延における仕上
温度および仕上圧延から水冷までの保持時間と冷延板の
耳割れ長さの関係を示す。図２より、熱延仕上温度が高
温ほど耳割れは低減し、９００℃以上の熱延仕上温度と
２ｓｅｃ以上の保持で耳割れ発生は問題無いレベルであ
ることがわかる。従って、熱延仕上温度は９００℃以上
とし、仕上圧延後の保持を２ｓｅｃ以上とした。
は、熱延板の軟質化の観点から高温仕上を行い、仕上圧
延後に部分的再結晶を促進させることが耳割れ防止に有
効であることを見出した。図２は熱間圧延における仕上
温度および仕上圧延から水冷までの保持時間と冷延板の
耳割れ長さの関係を示す。図２より、熱延仕上温度が高
温ほど耳割れは低減し、９００℃以上の熱延仕上温度と
２ｓｅｃ以上の保持で耳割れ発生は問題無いレベルであ
ることがわかる。従って、熱延仕上温度は９００℃以上
とし、仕上圧延後の保持を２ｓｅｃ以上とした。
【００２７】巻取温度に関しては、熱延板の軟質化の観
点からは、高温巻取により巻取時の再結晶とγ→α＋炭
化物を促進させることが有効と考えられるが、γ相を完
全にα粒と炭化物に分解した場合、熱延板焼鈍を省略す
る工程ではリジングが発生する。図３に巻取温度と冷延
板の耳割れ長さの関係を示す。図３より、巻取温度が４
５０℃以上であれば、冷延板の耳割れ発生は問題無いレ
ベルであることがわかる。また、巻取温度が６００℃を
超えると先述したリジングが発生するため、巻取温度は
４５０〜６００℃とした。更に、製品板の加工性や冷間
圧延時の形状などを考慮すると、巻取温度は４７０〜５
５０℃が好ましい。
点からは、高温巻取により巻取時の再結晶とγ→α＋炭
化物を促進させることが有効と考えられるが、γ相を完
全にα粒と炭化物に分解した場合、熱延板焼鈍を省略す
る工程ではリジングが発生する。図３に巻取温度と冷延
板の耳割れ長さの関係を示す。図３より、巻取温度が４
５０℃以上であれば、冷延板の耳割れ発生は問題無いレ
ベルであることがわかる。また、巻取温度が６００℃を
超えると先述したリジングが発生するため、巻取温度は
４５０〜６００℃とした。更に、製品板の加工性や冷間
圧延時の形状などを考慮すると、巻取温度は４７０〜５
５０℃が好ましい。
【００２８】次に、熱間圧延後の板端部の切断条件につ
いて説明する。通常、熱延板の端部の表面には、結晶粒
起因の皺疵が板幅方向に発生する。熱延板の端部切断
は、この除去を目的としているが、端部切断後の熱延板
を冷間圧延すると耳割れが発生する。本発明者らは、端
部切断条件を種々検討した結果、耳割れの発生には端面
の性状が影響し、切断時のクリアランスを適正化するこ
とで、耳割れが低減できることを見出した。
いて説明する。通常、熱延板の端部の表面には、結晶粒
起因の皺疵が板幅方向に発生する。熱延板の端部切断
は、この除去を目的としているが、端部切断後の熱延板
を冷間圧延すると耳割れが発生する。本発明者らは、端
部切断条件を種々検討した結果、耳割れの発生には端面
の性状が影響し、切断時のクリアランスを適正化するこ
とで、耳割れが低減できることを見出した。
【００２９】図４にクリアランスと冷延板の耳割れ長さ
の関係を示す。熱延板端部の切断時におけるクリアラン
スが小さすぎると破断面に２次剪断面やタングが発生
し、端面の性状が悪化し、これらを起点にして冷延時に
耳割れが発生し易くなる。逆に、クリアランスが大きす
ぎると、だれによる形状不良や耳割れの発生起点となる
かえりが発生し易くなる。図４より、クリアランスが１
５〜２５％の範囲であれば、冷延板の耳割れ発生は問題
無いレベルであることがわかる。従って、本発明におけ
るクリアランスは１５〜２５％とした。更に、刃物の寿
命などを考慮するとクリアランスは１５〜２０％が望ま
しい。なお、本発明では、切断機の構造、刃物の材質、
切断速度、潤滑油の有無や種類等は適宜選択すれば良
い。また、熱延板を冷延板にするための冷間圧延、焼鈍
酸洗、調質圧延の条件は通常の条件でよい。
の関係を示す。熱延板端部の切断時におけるクリアラン
スが小さすぎると破断面に２次剪断面やタングが発生
し、端面の性状が悪化し、これらを起点にして冷延時に
耳割れが発生し易くなる。逆に、クリアランスが大きす
ぎると、だれによる形状不良や耳割れの発生起点となる
かえりが発生し易くなる。図４より、クリアランスが１
５〜２５％の範囲であれば、冷延板の耳割れ発生は問題
無いレベルであることがわかる。従って、本発明におけ
るクリアランスは１５〜２５％とした。更に、刃物の寿
命などを考慮するとクリアランスは１５〜２０％が望ま
しい。なお、本発明では、切断機の構造、刃物の材質、
切断速度、潤滑油の有無や種類等は適宜選択すれば良
い。また、熱延板を冷延板にするための冷間圧延、焼鈍
酸洗、調質圧延の条件は通常の条件でよい。
【００３０】
【実施例】表１に示す成分組成のＳＵＳ４３０フェライ
ト系ステンレス鋼のスラブを熱間圧延し端部切断処理を
施した後に、熱延板焼鈍を施さずに冷間圧延、焼鈍・酸
洗処理および調質圧延を施した結果を表１及び表２に示
す。表１に示す実施例では、熱間圧延及びそれ以降の工
程における製造条件は通常の条件とした。なお、耳割れ
ランクは割れ長さの最大値を示し、Ａは０．５ｍｍ未
満、Ｂ；０．５〜１．０ｍｍ、Ｃは１．０〜３．０ｍ
ｍ、Ｄは３．０〜５．０ｍｍ、Ｅは５．０ｍｍ超であ
る。表１及び表２に示すように、本発明例によれば、耳
割れが少なく、冷間圧延性に優れていることが確認でき
る。
ト系ステンレス鋼のスラブを熱間圧延し端部切断処理を
施した後に、熱延板焼鈍を施さずに冷間圧延、焼鈍・酸
洗処理および調質圧延を施した結果を表１及び表２に示
す。表１に示す実施例では、熱間圧延及びそれ以降の工
程における製造条件は通常の条件とした。なお、耳割れ
ランクは割れ長さの最大値を示し、Ａは０．５ｍｍ未
満、Ｂ；０．５〜１．０ｍｍ、Ｃは１．０〜３．０ｍ
ｍ、Ｄは３．０〜５．０ｍｍ、Ｅは５．０ｍｍ超であ
る。表１及び表２に示すように、本発明例によれば、耳
割れが少なく、冷間圧延性に優れていることが確認でき
る。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれば熱延板焼鈍を省略して冷間圧延性に優れたフェ
ライト系ステンレス鋼板を製造することが可能となる。
また、新規設備を必要としないため設備費用増がなく、
製造が容易である。
によれば熱延板焼鈍を省略して冷間圧延性に優れたフェ
ライト系ステンレス鋼板を製造することが可能となる。
また、新規設備を必要としないため設備費用増がなく、
製造が容易である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｂ，γｐと冷延板の耳割れ長さを示す図
【図２】熱延仕上温度、仕上から水冷までの時間と冷延
板の耳割れ長さを示す図
板の耳割れ長さを示す図
【図３】熱延巻取温度と冷延板の耳割れ長さを示す図
【図４】熱延板端部切断時のクリアランスと冷延板の耳
割れ長さを示す図
割れ長さを示す図
Claims (4)
- 【請求項１】質量％にてＣ；０．０１〜０．１０％、
Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；０．０５〜０．
２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，Ｃｒ；１３〜１
８％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａｌ；０．０３〜
０．２０％、Ｂ；３０超１００ｐｐｍ以下、残部がＦｅ
および不可避的不純物より成り、かつ（１）式で示され
るγpが１５〜３５％となる組成を有することを特徴と
する冷間圧延性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ −５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・・・（１） - 【請求項２】質量％にてＣ；０．０１〜０．１０％、
Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；０．０５〜０．
２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，Ｃｒ；１３〜１
８％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａｌ；０．０３〜
０．２０％、Ｂ；３０超１００ｐｐｍ以下を含有し、さ
らにＴｉ；０．００５〜０．２０％，Ｎｂ；０．００５
〜０．２０％、Ｖ；０．００５〜０．２０％、Ｔａ；
０．００５〜０．２０％、Ｈｆ；０．００５〜０．２０
％、Ｚｒ；０．００５〜０．２０％、Ｍｇ；０．０００
１〜０．００３０％、Ｂｅ；０．０００１〜０．００４
０％および、Ｃａ；０．０００１〜０．００３０％の１
種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物より成り、かつ（１）式で示されるγpが１５〜
３５％となる組成を有すること特徴とする冷間圧延性に
優れたフェライト系ステンレス鋼板。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ −５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・・・（１） - 【請求項３】質量％にてＣ；０．０１〜０．１０％、
Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；０．０５〜０．
２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，Ｃｒ；１３〜１
８％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａｌ；０．０３〜
０．２０％、Ｂ；３０超１００ｐｐｍ以下、残部がＦｅ
および不可避的不純物より成り、かつ（１）式で示され
るγpが１５〜３５％となる組成を有するフェライト系
ステンレス鋼のスラブを熱間圧延する際に、加熱温度を
１１００〜１２５０℃とし、粗圧延を行った後の仕上圧
延における熱延仕上温度を９００℃以上とし、仕上圧延
後に２ｓｅｃ以上保持した後に水冷して４５０〜６００
℃で巻取り、熱延板の両端部をクリアランス１５〜２５
％で切断した後、熱延板焼鈍を施さずに冷間圧延及び焼
鈍、調質圧延を施すことを特徴とする冷間圧延性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ −５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・・・（１） - 【請求項４】質量％にてＣ；０．０１〜０．１０％、
Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；０．０５〜０．
２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，Ｃｒ；１３〜１
８％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａｌ；０．０３〜
０．２０％、Ｂ；３０超１００ｐｐｍ以下を含有し、さ
らにＴｉ；０．００５〜０．２０％，Ｎｂ；０．００５
〜０．２０％、Ｖ；０．００５〜０．２０％、Ｔａ；
０．００５〜０．２０％、Ｈｆ；０．００５〜０．２０
％、Ｚｒ；０．００５〜０．２０％、Ｍｇ；０．０００
１〜０．００３０％、Ｂｅ；０．０００１〜０．００４
０％および、Ｃａ；０．０００１〜０．００３０％の１
種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物より成り、かつ（１）式で示されるγpが１５〜
３５％となる組成を有するフェライト系ステンレス鋼の
スラブを熱間圧延する際に、加熱温度を１１００〜１２
５０℃とし、粗圧延を行った後の仕上圧延における熱延
仕上温度を９００℃以上とし、仕上圧延後に２ｓｅｃ以
上保持した後に水冷して４５０〜６００℃で巻取り、熱
延板の両端部をクリアランス１５〜２５％で切断した
後、熱延板焼鈍を施さずに冷間圧延及び焼鈍、調質圧延
を施すことを特徴とする冷間圧延性に優れたフェライト
系ステンレス鋼板の製造方法。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ −５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・・・（１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9151687A JPH10330891A (ja) | 1997-05-27 | 1997-05-27 | 冷間圧延性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9151687A JPH10330891A (ja) | 1997-05-27 | 1997-05-27 | 冷間圧延性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10330891A true JPH10330891A (ja) | 1998-12-15 |
Family
ID=15524073
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9151687A Withdrawn JPH10330891A (ja) | 1997-05-27 | 1997-05-27 | 冷間圧延性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10330891A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002538007A (ja) * | 1999-03-05 | 2002-11-12 | ユジノール | 高延性を有するフェライト系ステンレス鋼帯鋼の双ロール間連続鋳造方法及びこれにより得られた薄帯鋼 |
| JP2014205917A (ja) * | 2012-09-24 | 2014-10-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 |
| JP2018154858A (ja) * | 2017-03-15 | 2018-10-04 | 日新製鋼株式会社 | Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯および鋼帯の製造方法 |
| CN109136735A (zh) * | 2017-06-27 | 2019-01-04 | 宝钢不锈钢有限公司 | 具有良好成形性能的铁素体不锈钢及其制造方法 |
| JP2023551960A (ja) * | 2020-12-03 | 2023-12-13 | ポスコ カンパニー リミテッド | 粒界侵食が改善されたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
-
1997
- 1997-05-27 JP JP9151687A patent/JPH10330891A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002538007A (ja) * | 1999-03-05 | 2002-11-12 | ユジノール | 高延性を有するフェライト系ステンレス鋼帯鋼の双ロール間連続鋳造方法及びこれにより得られた薄帯鋼 |
| JP2014205917A (ja) * | 2012-09-24 | 2014-10-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 |
| JP2018154858A (ja) * | 2017-03-15 | 2018-10-04 | 日新製鋼株式会社 | Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯および鋼帯の製造方法 |
| CN109136735A (zh) * | 2017-06-27 | 2019-01-04 | 宝钢不锈钢有限公司 | 具有良好成形性能的铁素体不锈钢及其制造方法 |
| JP2023551960A (ja) * | 2020-12-03 | 2023-12-13 | ポスコ カンパニー リミテッド | 粒界侵食が改善されたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20040803 |