JPS5937334B2 - Ａｌ，Ｔｉ，Ｂを複合添加したフエライト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
Ａｌ，Ｔｉ，Ｂを複合添加したフエライト系ステンレス鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPS5937334B2 JPS5937334B2 JP55146569A JP14656980A JPS5937334B2 JP S5937334 B2 JPS5937334 B2 JP S5937334B2 JP 55146569 A JP55146569 A JP 55146569A JP 14656980 A JP14656980 A JP 14656980A JP S5937334 B2 JPS5937334 B2 JP S5937334B2
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- ferritic stainless
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はＡｌ−Ｔｉ−Ｂを複合に含有したフェライト
系ステンレス鋼の製造方法に関するものである。
系ステンレス鋼の製造方法に関するものである。
従来フェライト系ステンレス鋼板の冷間圧延製品は、
熱間圧延鋼帯をコイル状に巻いたものをバッチ方式で８
００〜８５０℃でボックス焼鈍したのち、冷間圧延と再
結晶焼鈍を主に２回繰返して製造されている。
熱間圧延鋼帯をコイル状に巻いたものをバッチ方式で８
００〜８５０℃でボックス焼鈍したのち、冷間圧延と再
結晶焼鈍を主に２回繰返して製造されている。
熱間圧延鋼帯は不均一な組織を有しているため、これを
そのまま冷間圧延すると所望の加工性が得られないので
、バッチ方式による長時間の拡散焼鈍が必要とされてい
た。 しかし銅帯をコイル状に巻いたものをコイルの内
部まで均一に加熱し拡散焼鈍を行うためには、通常４０
時間以上にも及ぶ在炉時間を要し、製造所要時間の延長
とあわせて製造コスト上きわめて不利であった。
そのまま冷間圧延すると所望の加工性が得られないので
、バッチ方式による長時間の拡散焼鈍が必要とされてい
た。 しかし銅帯をコイル状に巻いたものをコイルの内
部まで均一に加熱し拡散焼鈍を行うためには、通常４０
時間以上にも及ぶ在炉時間を要し、製造所要時間の延長
とあわせて製造コスト上きわめて不利であった。
フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯のこのよう
なバッチ方式の長時間拡散焼鈍に代えて、コイルを展開
し炉内を連続的に通過させて、短時間で焼鈍するいわゆ
る連続焼鈍方式が従来各種提案されている。
なバッチ方式の長時間拡散焼鈍に代えて、コイルを展開
し炉内を連続的に通過させて、短時間で焼鈍するいわゆ
る連続焼鈍方式が従来各種提案されている。
本出願人はさきに特願昭５５−１８８３号によってフ
ェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯を従来のバッチ
方式に代えて短時間の連続焼鈍方式で焼鈍し、しかも従
来法により製造した製品に比してリジング性、深絞り性
共に同等もしくはそれ以上のものが得られ、コールドダ
スト発生等の問題点もないフェライト系ステンレス鋼板
の製造法を提供した。
ェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯を従来のバッチ
方式に代えて短時間の連続焼鈍方式で焼鈍し、しかも従
来法により製造した製品に比してリジング性、深絞り性
共に同等もしくはそれ以上のものが得られ、コールドダ
スト発生等の問題点もないフェライト系ステンレス鋼板
の製造法を提供した。
又、一般に深絞り性など成形性をあらわす指標として
ランクフォード値（に値）および成形加工した場合に、
鋼板の表面にあらわれる凹凸すなわちリジングの高さが
あるが、望ましい成形性を得るためには、平均に値が約
１３１以上、リジング高さが１８μ以下が望ましいとさ
れている。
ランクフォード値（に値）および成形加工した場合に、
鋼板の表面にあらわれる凹凸すなわちリジングの高さが
あるが、望ましい成形性を得るためには、平均に値が約
１３１以上、リジング高さが１８μ以下が望ましいとさ
れている。
これらの目標を達成させるために、微量のＢ添加、さ
らにＢ−Ａ７の複合添加、さらにこれにＴｉ，Ｎｂ，Ｖ
，Ｚｒ，Ｃｕ，Ｃａ，Ｃｅの１種または２種以上を添加
することが極めて有効なことに着目して特願昭５５−２
４６３８号において成形性のすぐれたフエライト系ステ
ンレス鋼を提案した。
らにＢ−Ａ７の複合添加、さらにこれにＴｉ，Ｎｂ，Ｖ
，Ｚｒ，Ｃｕ，Ｃａ，Ｃｅの１種または２種以上を添加
することが極めて有効なことに着目して特願昭５５−２
４６３８号において成形性のすぐれたフエライト系ステ
ンレス鋼を提案した。
本発明は上述の観察によってＡｔ−Ｔｉ−Ｂ系のフエラ
イト系ステンレス鋼の製造に関する一貫プロセスを提供
せんとするものであって、その要旨は重量比でＣ≦０．
１％，Ｓｉ≦１．０％ ， Ｍｎ≦０．７５％ ， Ｃ
ｒｌＯ−３０％ ， Ｎｉ≦０．５’％，Ｎ≦０．０２
５係， Ｂ２−３０１］Ｆｉｌ，ＡｔＯ．ＯＯ５一〇．
４係， ＴｉＯ．ＯＯ５−０．６係を主成分とするフエ
ライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯を、８５０℃以上
１１００℃以下の温度に加熱後７００℃以上９００℃以
下の温度範囲までを２０℃／秒よりも小さい平均冷却速
度で冷却し、その後２００℃以下まで冷却した後製品板
厚まで冷間圧延と再結晶焼鈍を組合せて製造する点にあ
る。
イト系ステンレス鋼の製造に関する一貫プロセスを提供
せんとするものであって、その要旨は重量比でＣ≦０．
１％，Ｓｉ≦１．０％ ， Ｍｎ≦０．７５％ ， Ｃ
ｒｌＯ−３０％ ， Ｎｉ≦０．５’％，Ｎ≦０．０２
５係， Ｂ２−３０１］Ｆｉｌ，ＡｔＯ．ＯＯ５一〇．
４係， ＴｉＯ．ＯＯ５−０．６係を主成分とするフエ
ライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯を、８５０℃以上
１１００℃以下の温度に加熱後７００℃以上９００℃以
下の温度範囲までを２０℃／秒よりも小さい平均冷却速
度で冷却し、その後２００℃以下まで冷却した後製品板
厚まで冷間圧延と再結晶焼鈍を組合せて製造する点にあ
る。
以下本発明における成分組成の限定理由と製造方法の詳
細を説明する。Ｃは鋼板の引張強さなど機械的性質にき
わめて有効に働く元素であり、用途にあわせて強度を調
節するためのものである。
細を説明する。Ｃは鋼板の引張強さなど機械的性質にき
わめて有効に働く元素であり、用途にあわせて強度を調
節するためのものである。
しかし多量の添加は強化はされるものの、伸びなどの低
下をまねき、成形加工性などに悪影響をおよぼすので、
その上限は０．１％とした。Ｓｉは強力な脱酸元素であ
り、鋼の精錬中に脱酸用として添加されるが、多量の添
加はＳｉＯ？系の介在物が残存し、成形加工性に好まし
くなく、 ．その上限は１．０係とした。
下をまねき、成形加工性などに悪影響をおよぼすので、
その上限は０．１％とした。Ｓｉは強力な脱酸元素であ
り、鋼の精錬中に脱酸用として添加されるが、多量の添
加はＳｉＯ？系の介在物が残存し、成形加工性に好まし
くなく、 ．その上限は１．０係とした。
またＭｎも同様の理由による他に、多量の添加は鋼の脆
化をもたらす傾向があるので、その上限を０．７５％と
した。Ｃｒは一般に知られているように、１０％未満で
はステンレス鋼としての耐食性が発揮されず、 ．また
３０％を超えると通常、その量に見合っただけの耐食性
の向上がみられないため、１０〜３０チとした。Ｎｉは
事実上多量には含まれないが、フエライト系ステンレス
鋼では鋼板の靭性を確保する目的うで添加し、通常常温
での靭性を確保するために０．５チまで添加すればよい
。
化をもたらす傾向があるので、その上限を０．７５％と
した。Ｃｒは一般に知られているように、１０％未満で
はステンレス鋼としての耐食性が発揮されず、 ．また
３０％を超えると通常、その量に見合っただけの耐食性
の向上がみられないため、１０〜３０チとした。Ｎｉは
事実上多量には含まれないが、フエライト系ステンレス
鋼では鋼板の靭性を確保する目的うで添加し、通常常温
での靭性を確保するために０．５チまで添加すればよい
。
そこで上限を０．５係とした。ＮはＣと同様に鋼板の引
張特性などに顕著に働く元素であり、強化などにも有効
であるが、多量に含有すると脆化をおこす傾向があり、
成形加工性に対して好ましくなく、その上限を０．０２
５％とした。
張特性などに顕著に働く元素であり、強化などにも有効
であるが、多量に含有すると脆化をおこす傾向があり、
成形加工性に対して好ましくなく、その上限を０．０２
５％とした。
Ｂ添加により伸び、平均ｒ値が向上しりジンク性が改善
され深絞り性が向上する．これら効果が現れるのはＢ含
有量が２ｐ１１１以上であり、３０ｐ１１１を超えると
効果が飽和に達するかやや低下の傾向が見られ、又フエ
ライト粒界にボロン化合物が析出し耐食性，熱間加工性
劣化等の問題が生じ、さらに経済的にも好ましくないの
で上限を３０四とした。
され深絞り性が向上する．これら効果が現れるのはＢ含
有量が２ｐ１１１以上であり、３０ｐ１１１を超えると
効果が飽和に達するかやや低下の傾向が見られ、又フエ
ライト粒界にボロン化合物が析出し耐食性，熱間加工性
劣化等の問題が生じ、さらに経済的にも好ましくないの
で上限を３０四とした。
Ａｔは伸び，靭性の増大およびｒ値の向上、さらにりジ
ンク性の改善により成形性は向上する。
ンク性の改善により成形性は向上する。
さらにＡ７は耐酸化性を改善し、結晶粒を整粒として、
材料の均一性を改善する効果もある。この効果のあらわ
れる含有量の範囲はＢおよび後述するＴｉとの複合添加
量にもよるが、最低０．００５係よりあらわれる。これ
より０．４係まで特性の向上がみられるが、これ以上で
は飽和に達するか、あるいは低下の傾向があらわれてく
る。したがってこれ以上添加することは、特性的にも意
味がなく、また経済的にも好ましくない。よってＡｔの
上限を０．４係とした。Ｔｉは安定な炭窒化物を形成す
る元素であり、結晶粒の均一細粒化を計り、かつ、伸び
、靭性の増大により深絞り性を向上する。
材料の均一性を改善する効果もある。この効果のあらわ
れる含有量の範囲はＢおよび後述するＴｉとの複合添加
量にもよるが、最低０．００５係よりあらわれる。これ
より０．４係まで特性の向上がみられるが、これ以上で
は飽和に達するか、あるいは低下の傾向があらわれてく
る。したがってこれ以上添加することは、特性的にも意
味がなく、また経済的にも好ましくない。よってＡｔの
上限を０．４係とした。Ｔｉは安定な炭窒化物を形成す
る元素であり、結晶粒の均一細粒化を計り、かつ、伸び
、靭性の増大により深絞り性を向上する。
特にＢ−Ａ，／，系ベースにおいて、りジンク性の改善
効果が著しく、またＴｉ添加によってＢ−Ａｔ系ベース
の含有量を低減することが可能であり、特性的にもきわ
めて有利である。その効果は０．００５％の添加で発揮
する。他方０．６係を超える含有量では、Ｂ −Ａ７系
をベースとする場合、深絞り性は飽和に達し、特性的に
も意味がなくまた経済的にも好ましくない。従ってＴｉ
の添加は０．００５〜０．６係とする。次にＢ，Ａ７，
’ｌ’ｉを添加した上、さらにＮｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｃｕ，
ＣａおよびＣｅのうち、１種又は２種以上添加すると、
それらの相乗効果によって、より一段と深絞り性が改善
され成形性は向上する。
効果が著しく、またＴｉ添加によってＢ−Ａｔ系ベース
の含有量を低減することが可能であり、特性的にもきわ
めて有利である。その効果は０．００５％の添加で発揮
する。他方０．６係を超える含有量では、Ｂ −Ａ７系
をベースとする場合、深絞り性は飽和に達し、特性的に
も意味がなくまた経済的にも好ましくない。従ってＴｉ
の添加は０．００５〜０．６係とする。次にＢ，Ａ７，
’ｌ’ｉを添加した上、さらにＮｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｃｕ，
ＣａおよびＣｅのうち、１種又は２種以上添加すると、
それらの相乗効果によって、より一段と深絞り性が改善
され成形性は向上する。
Ｎｂ，Ｖ，ＺｒはＴｉと同様炭窒化物を形成する元素で
あり、ｒ値向上、りジンク性改善効果をもたらす。
あり、ｒ値向上、りジンク性改善効果をもたらす。
それぞれの含有量の適正範囲はＴｉの場合と同様の理由
により、０．００５〜０．４０％とする。
により、０．００５〜０．４０％とする。
なおＴｉについては熱間加工性が改善される効果もある
。ＣｕはＴｉ等のように炭窒化物などの形成元素ではな
く、析出なども単独であり、やや挙動が異なるが、析出
過程における鋼板の再結晶への影響もかなりあり、深絞
り性を改善する。
。ＣｕはＴｉ等のように炭窒化物などの形成元素ではな
く、析出なども単独であり、やや挙動が異なるが、析出
過程における鋼板の再結晶への影響もかなりあり、深絞
り性を改善する。
その含有量範囲は、０．０２〜０．５０％に限定される
．その理由は添加の効果は０．０２％で発揮されるが、
０．５０％を超えるとＣｕ特有の熱間加工性劣化の傾向
があらわれて好マ．シ＜ないからである。Ｃａは強力な
脱酸元素であり、鋼板の靭性を向上させると同時に介在
物を球状化して、鋼板の異方性を軽減する効果があるた
め、深絞り性など成形性も均一成形性に有効である。し
かし多量の添加は鋼中で酸化物を形成して、介在物とし
て多量に残存するとかえって鋼の清浄性を劣化し成形性
をそこなう．よって上限を０．０５％とした。Ｃｅも同
じ理由により上限を０．０５％とした。本発明において
は上述のＡｔ−Ｔｉ−Ｂ系のフエライト系ステンレス鋼
の熱間圧延鋼帯を８５０℃以上１１００℃以下の温度（
以下この温度をＨ１温度と記す）に加熱し、Ａｔなどの
窒化物の一部あるいはほとんど全部を固溶させると同時
に再結晶させる。ついで７００℃以上９００℃以下の温
度範囲（以下この温度をＨ２温度と記す）まで冷却し、
この間にＡｔなどの窒化物を分散して析出させる。
．その理由は添加の効果は０．０２％で発揮されるが、
０．５０％を超えるとＣｕ特有の熱間加工性劣化の傾向
があらわれて好マ．シ＜ないからである。Ｃａは強力な
脱酸元素であり、鋼板の靭性を向上させると同時に介在
物を球状化して、鋼板の異方性を軽減する効果があるた
め、深絞り性など成形性も均一成形性に有効である。し
かし多量の添加は鋼中で酸化物を形成して、介在物とし
て多量に残存するとかえって鋼の清浄性を劣化し成形性
をそこなう．よって上限を０．０５％とした。Ｃｅも同
じ理由により上限を０．０５％とした。本発明において
は上述のＡｔ−Ｔｉ−Ｂ系のフエライト系ステンレス鋼
の熱間圧延鋼帯を８５０℃以上１１００℃以下の温度（
以下この温度をＨ１温度と記す）に加熱し、Ａｔなどの
窒化物の一部あるいはほとんど全部を固溶させると同時
に再結晶させる。ついで７００℃以上９００℃以下の温
度範囲（以下この温度をＨ２温度と記す）まで冷却し、
この間にＡｔなどの窒化物を分散して析出させる。
この場合Ｔｉの含有量が高い場合は、そのほとんどが高
温でＴｉ窒化物となり、この分だけＡｔＮなどの析出量
は少なくなる。その後は粒界への比較的大きなＣｒ炭窒
化物の析出が原因と考えられている局部的耐食性劣化に
よって生じるいわゆるコールドダストを防止するために
は、ほぼ１℃／秒以上の冷却速度で冷却する。すなわち
ＡＡ，Ｔｉ，Ｂなど窒化物形成元素の含有量が高いとこ
れらの析出量が多く、この分だけＣｒ炭窒化物の析出を
抑制するため、この場合の冷却速度は小さい方が良く、
他方、これら窒化物形成元素の含有量が低いとＣｒ炭窒
化物の析出抑制効果が少ないため、冷却速度は大きい方
が良い。
温でＴｉ窒化物となり、この分だけＡｔＮなどの析出量
は少なくなる。その後は粒界への比較的大きなＣｒ炭窒
化物の析出が原因と考えられている局部的耐食性劣化に
よって生じるいわゆるコールドダストを防止するために
は、ほぼ１℃／秒以上の冷却速度で冷却する。すなわち
ＡＡ，Ｔｉ，Ｂなど窒化物形成元素の含有量が高いとこ
れらの析出量が多く、この分だけＣｒ炭窒化物の析出を
抑制するため、この場合の冷却速度は小さい方が良く、
他方、これら窒化物形成元素の含有量が低いとＣｒ炭窒
化物の析出抑制効果が少ないため、冷却速度は大きい方
が良い。
従って後述するように冷却速度は第３図に示す領域とし
、その最低冷速はほぼ１℃／秒以上である。このように
して窒化物が分散して析出した状態の熱間圧延鋼帯を冷
間圧延し、再結晶焼鈍すると、従来法の製造材と同等も
しくはそれ以上の深絞り性、りジンク性および耐食性を
有する製品かえられる。
、その最低冷速はほぼ１℃／秒以上である。このように
して窒化物が分散して析出した状態の熱間圧延鋼帯を冷
間圧延し、再結晶焼鈍すると、従来法の製造材と同等も
しくはそれ以上の深絞り性、りジンク性および耐食性を
有する製品かえられる。
Ｈ１の加熱温度が８５０℃より低いときは、再結晶が不
充分となり、また窒化物の固溶も少なく、また１１００
℃より高いと結晶粒が粗大化し、何れの場合も製品の深
絞り性等が劣化する。
充分となり、また窒化物の固溶も少なく、また１１００
℃より高いと結晶粒が粗大化し、何れの場合も製品の深
絞り性等が劣化する。
Ｈ１温度よりＨ２温度（７００℃以上９００℃以下の温
度範囲）までの冷却では、平均冷却速度は２０℃／秒よ
りも小さくしなければならない。
度範囲）までの冷却では、平均冷却速度は２０℃／秒よ
りも小さくしなければならない。
深絞り性などの特性におよぼす冷却速度の影響について
は、ＡＡ，Ｔｉ，Ｂなどの窒化物形成元素との関係が強
く、冷却速度が２０℃／秒以下の範囲内で、冷却速度が
大きい場合には、高Ａ７＋Ｔｉ十Ｂ等で効果があり、低
Ａｔ＋Ｔｉ＋Ｂ等になると、その効果はやや少なくなる
傾向にある。２０℃／秒よりも大きい速度で冷却した場
合またはＨ２の温度が９００℃より高い場合は、析出が
不充分となり、製品の深絞り性が劣化する。
は、ＡＡ，Ｔｉ，Ｂなどの窒化物形成元素との関係が強
く、冷却速度が２０℃／秒以下の範囲内で、冷却速度が
大きい場合には、高Ａ７＋Ｔｉ十Ｂ等で効果があり、低
Ａｔ＋Ｔｉ＋Ｂ等になると、その効果はやや少なくなる
傾向にある。２０℃／秒よりも大きい速度で冷却した場
合またはＨ２の温度が９００℃より高い場合は、析出が
不充分となり、製品の深絞り性が劣化する。
Ｈ２の温度が７００℃より低い場合は、粒界に比較的大
きいＣｒ炭窒化物が析出しやすく局部的に耐食性が劣化
し、これによっていわゆるコールドダストが発生する場
合が多い。この場合Ａｔ＋Ｔｉ，Ｂ等の含有量によって
も耐食性も変わり、これら窒化物形成元素の含有量が高
いほど耐食性もよくなる傾向にはあるが、そのうえ良好
なる耐食性を確保するためには、Ｈ２温度は７００℃以
上としなければならない。
きいＣｒ炭窒化物が析出しやすく局部的に耐食性が劣化
し、これによっていわゆるコールドダストが発生する場
合が多い。この場合Ａｔ＋Ｔｉ，Ｂ等の含有量によって
も耐食性も変わり、これら窒化物形成元素の含有量が高
いほど耐食性もよくなる傾向にはあるが、そのうえ良好
なる耐食性を確保するためには、Ｈ２温度は７００℃以
上としなければならない。
なおＨ，温度が９００℃以下の場合は、Ｈ２温度はＨ１
以下となる。以下実施例により、詳細に説明する。
以下となる。以下実施例により、詳細に説明する。
第１表の化学成分からなるフエライト系ステンレス鋼を
溶製し、連続鋳造（ＣＣ） によってＣＣスラブとし
た。
溶製し、連続鋳造（ＣＣ） によってＣＣスラブとし
た。
このとき等軸晶率（の≧５０係を目標として鋳造した。
これを通常の熱間圧延によって４閣の熱延板とし、しか
るのち次のような各種熱処理を行い、冷間圧延再結晶焼
鈍して０．７ｖｒｍ厚の製品とした。熱延板の熱処理は
、Ｈ１温度を８００〜１１５０℃、Ｈ２温度を６５０〜
１０００℃，Ｈ１からＨ２までの冷却速度を２０．１５
，１０，５．１℃／秒，Ｈ２からの冷却速度を１．４，
９，１５，２０℃／秒として行った。第１図は供試材Ａ
１のＨ１温度と〒値及びりジンク性との関係をグラフで
示す。
るのち次のような各種熱処理を行い、冷間圧延再結晶焼
鈍して０．７ｖｒｍ厚の製品とした。熱延板の熱処理は
、Ｈ１温度を８００〜１１５０℃、Ｈ２温度を６５０〜
１０００℃，Ｈ１からＨ２までの冷却速度を２０．１５
，１０，５．１℃／秒，Ｈ２からの冷却速度を１．４，
９，１５，２０℃／秒として行った。第１図は供試材Ａ
１のＨ１温度と〒値及びりジンク性との関係をグラフで
示す。
＊本 〒値は８５０℃以下では飽和し
、１１００℃を超えると急激に低下しており、りジンク
性は８５０℃以下又は１１００℃以上で不良である。第
２図は供試材Ａ１のＨ１ （１０００℃）→Ｈ２（８０
０℃）、冷却速度（℃／秒）と７値及びりジンク性との
関係グラフで示す。Ｔ値、りジンク性とも２０℃／秒未
満で良かった。
、１１００℃を超えると急激に低下しており、りジンク
性は８５０℃以下又は１１００℃以上で不良である。第
２図は供試材Ａ１のＨ１ （１０００℃）→Ｈ２（８０
０℃）、冷却速度（℃／秒）と７値及びりジンク性との
関係グラフで示す。Ｔ値、りジンク性とも２０℃／秒未
満で良かった。
第３図は供試材Ａ．ｌのＡｔ十Ｔｉ（イ）量とＨ２より
の冷却速度（’Ｃ／秒）との関係をグラフで示す。
の冷却速度（’Ｃ／秒）との関係をグラフで示す。
斜線で示す領域で粒界腐食は防止し得た。これより、大
略１℃／秒以上が望ましい。第２表は、本実施例におけ
る特性を従来法と比較して示した。
略１℃／秒以上が望ましい。第２表は、本実施例におけ
る特性を従来法と比較して示した。
以上述べた如く、本発明に従えば従来の製造法と同等も
しくはそれ以上の深絞り性、りジンク性かえられた。
しくはそれ以上の深絞り性、りジンク性かえられた。
本発明により、フエライトステンレス鋼の製造が連続化
しうるという効果が奏せられ、従って本発明は産業界へ
貢献するところが極めて大きい。
しうるという効果が奏せられ、従って本発明は産業界へ
貢献するところが極めて大きい。
第１図，第２図は熱延鋼帯の熱処理条件と製品特性の関
係を示す図、第３図は熱延鋼帯の好ましい冷却速度範囲
を示す図である。
係を示す図、第３図は熱延鋼帯の好ましい冷却速度範囲
を示す図である。
Claims (1)
- １ 重量比でＣ≦０．１％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ≦０
．７５５％、Ｃｒ１０−３０％、Ｎｉ≦０．５％、Ｎ≦
０．０２５％、Ｂ２−３０ｐｐｍ、Ａｌ０．００５−０
．４％、Ｔｉ０．００５−０．６％を主成分とするフェ
ライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯を８５０℃以上１
１００℃以下の温度に加熱後、７００℃以上９００℃以
下の温度範囲までを２０℃／秒よりも小さい平均冷却速
度で冷却し、その後２００℃以下まで冷却した後製品板
厚まで冷間圧延と再結晶焼鈍を組合せて製造することを
特徴とするＡｌ、Ｔｉ、Ｂを複合添加したフェライト系
ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55146569A JPS5937334B2 (ja) | 1980-10-20 | 1980-10-20 | Ａｌ，Ｔｉ，Ｂを複合添加したフエ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 |
|---|---|---|---|
| JP55146569A JPS5937334B2 (ja) | 1980-10-20 | 1980-10-20 | Ａｌ，Ｔｉ，Ｂを複合添加したフエライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5770225A JPS5770225A (en) | 1982-04-30 |
| JPS5937334B2 true JPS5937334B2 (ja) | 1984-09-08 |
Family
ID=15410641
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55146569A Expired JPS5937334B2 (ja) | 1980-10-20 | 1980-10-20 | Ａｌ，Ｔｉ，Ｂを複合添加したフエライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5937334B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109011267A (zh) * | 2018-06-26 | 2018-12-18 | 苏州海马消防设备制造有限公司 | 一种耐高温消防箱 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS518733B2 (ja) * | 1971-12-29 | 1976-03-19 | ||
| JPS5340625A (en) * | 1976-09-28 | 1978-04-13 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel sheet |
-
1980
- 1980-10-20 JP JP55146569A patent/JPS5937334B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5770225A (en) | 1982-04-30 |
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