JPS6214005B2 - - Google Patents
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- JPS6214005B2 JPS6214005B2 JP56057831A JP5783181A JPS6214005B2 JP S6214005 B2 JPS6214005 B2 JP S6214005B2 JP 56057831 A JP56057831 A JP 56057831A JP 5783181 A JP5783181 A JP 5783181A JP S6214005 B2 JPS6214005 B2 JP S6214005B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は耐食性と表面性状の優れたフエライト
系ステンレス鋼板の製造方法に関するものであ
る。 17Cr鋼（SUS430）で代表されるフエライト系
ステンレス鋼板は、美麗な表面を生かして自動車
部品、厨房品、家庭電気製品あるいはオーステナ
イト系ステンレス鋼にはない耐応力腐食割れ性を
生かして給湯部品などに広く使用されている。し
かしながらフエライト系ステンレス鋼はオーステ
ナイトステンレス鋼に比べて一般的な耐食性が劣
り、冷間圧延やプレス加工などによつてローピン
グあるいはリジングと称する微細な凹凸模様が表
われ美観を損ねるという欠点があつた。従来は、
このためにわずかな耐食性の不足や表面性状の劣
化から高価なオーステナイト系ステンレス鋼を使
用せざるを得なかつた。本発明はこのために耐食
性と表面性状の優れたフエ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。 本発明者らは、フエライト系ステンレス鋼にお
いて鋼中のＣ，Ｎ量を低下せしめかつ適当量の
Nbを添加することによりステンレス鋼の耐食性
が向上することを見出した。 従来フエライト系、オーステナイト系を問わず
ステンレス鋼中にNbを添加することで耐粒界腐
食性、特に溶接部の耐粒界腐食性が向上すること
は良く知られており、溶接を必要とする用途に用
いられている。そしてこの理由は、鋼中のＣ，Ｎ
をNbによつて固定するためであると解釈されて
いる。しかし、本発明者らの知見は、Ｃ，Ｎの固
定ではなく鋼中に固溶したNbが効果を示してい
るものと考えられ耐粒界腐食性ではなく不働態化
が容易になる結果耐食性が向上するものである。 以下にこれらの関係を調査結果に基づいて説明
する。ステンレス鋼の優れた耐食性は表面に不働
態皮膜が生成し、しかもその皮膜の溶解速度即ち
腐食速度が極めて遅く実用上は腐食しないことと
同じであるために示されるものである。従つてス
テンレス鋼の耐食性は不働態皮膜を生成しやすい
かしにくいかということ、すなわち不働態化のし
やすさで評価することができる。そして不働態化
のしやすさは第１図に示したアノード分極曲線の
不働態化電流密度（図中矢印１および２）で比較
することができ、その値が小さい程不働態化しや
すく耐食性が優れていると評価することができ
る。図の例ではＡ鋼よりＢ鋼の方が耐食性が優れ
ている。 本発明者らは、フエライト系ステンレス鋼の不
働態化のしやすさに及ぼすNbの影響を検討した
結果Ｃ，Ｎ等によつて析出した以外のNbすなわ
ち鋼中に固溶したNbの存在によつて不働態化電
流密度が低下することを認めた。第２図は種々の
Nb量を含む17Crステンレス鋼の５％H2SO4（25
℃）溶液中での不働態化電流密度を調査した結果
を示す図である。図においてNbは鋼中のＣ，Ｎ
として析出した量を減じた(1)式で示した有効Nb
量で示した。図に示したとおり有効Nb量が0.05
％以上になると不働態化電流密度が低下し耐食性
が向上していることが認められる。 有効Nb量（％） ＝〔％Nb〕−９２．９／１２．０〔％Ｃ〕−９２．
９／１４．０〔％Ｎ〕…… (1)。 また、従来耐食性の優れたステンレス鋼として
Tiを添加した鋼が知られているが（例えば特開
昭52―123917）この鋼は比較的大きく角ばつた
TiNの結晶が析出して表面性状を著しく劣化せし
めるという欠点があつた。ところが本発明者らは
Nbの添加ではこのような表面性状の劣化なしに
耐食性が向上することを見出した。この理由は
Nbの炭化物や窒化物は約1200℃以下の固体の鋼
中で析出するため非常に微細であるためと考えら
れる。 このような知見に基づき本発明は、従来のフエ
ライト系ステンレス鋼に比べて耐食性と表面性状
の優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法
を開発したものであり、その要旨とするところ
は、下記のとおりである。 (1) Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.025％以下、Si：1.0
％以下、Mn：1.0％以下、Cr：11.5〜22.0％、
Nb：(1)式の有効Nb量にて0.05〜0.8％を含み、
残部はFeおよび不可避不純物からなる組成を
有するフエライト系ステンレス鋼スラブを、粗
圧延機と複数台の熱間圧延機からなる連続式熱
延機で熱間圧延するに際し、粗圧延開始温度を
1250℃以下とすると共に850℃以上の粗圧延で
40％以上の圧下を１パス以上行つた後、連続仕
上げ熱間圧延工程で仕上げ熱間圧延開始温度を
850℃以上とすると共に、仕上げ熱間圧延終了
温度を500℃以上850℃以下としかつ圧延パスの
圧下率が少なくとも25％である圧延を１パス以
上加えて熱間圧延後、850℃以上1100℃以下の
温度で10分以内の短時間焼鈍を施し、続いて冷
間圧延あるいは中間焼鈍を含めて冷間圧延し、
最終焼鈍を行うことを特徴とする耐食性と表面
性状の優れたフエライト系ステンレス鋼板の製
造方法。 有効Nb量（％） ＝〔％Nb〕−９２．９／１２．０〔％Ｃ〕−９２．
９／１４．０〔％Ｎ〕…… (1) (2) Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.025％以下、Si：1.0
％以下、Mn：1.0％以下、Cr：11.5〜22.0％、
Nb：(1)式の有効Nb量にて0.05〜0.8％を含み、
更にMo：1.5％以下、Ni：1.5％以下のうち１
種以上を含み、残部はFeおよび不可避不純物
からなる組成を有するフエライト系ステンレス
鋼スラブを、粗圧延機と複数台の熱間圧延機か
らなる連続式熱延機で熱間圧延するに際し、粗
圧延開始温度を1250℃以下とすると共に850℃
以上の粗圧延で40％以上の圧下を１パス以上行
つた後、連続仕上げ熱間圧延工程で仕上げ熱間
圧延開始温度を850℃以上とすると共に、仕上
げ熱間圧延終了温度を500℃以上850℃以下とし
かつ圧延パスの圧下率が少なくとも25％である
圧延を１パス以上加えて熱間圧延後、850℃以
上1100℃以下の温度で10分以内の短時間焼鈍を
施し、続いて冷間圧延あるいは中間焼鈍を含め
て冷間圧延し、最終焼鈍を行うことを特徴とす
る耐食性と表面性状の優れたフエライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法。 有効Nb量（％） ＝〔％Nb〕−９２．９／１２．０〔％Ｃ〕−９２．
９／１４．０〔％Ｎ〕…… (1) 次に本発明において合金成分を限定した理由を
以下に説明する。 Ｃ，Ｎはそれ自体は耐食性に及ぼす影響は小さ
いが炭化物窒化物としてNbを消費し、一定の有
効Nb量を得るために多量のNb添加が必要となる
だけでなく、析出した炭化物などが発銹の起点と
なるなどの悪影響があるためＣの上限を0.03％、
Ｎの上限を0.025％とした。 Si，Mnも耐食性に及ぼす影響は小さいが多量
に添加すると硬くなりコスト的にも不利となるの
で、いずれも上限を1.0％とした。 Crは11.5％未満では本発明鋼の用途とする自動
車部品などの環境において不働態化しなくなるた
め11.5％を下限とし、また22.0％を超えると加工
性が劣化する上コスト的に不利になるので22.0％
を上限とした。 Nbは本発明を構成する主要な元素であり第２
図に従がいその有効Nb量で、不働態化電流密度
の低下が認められる0.05％を下限とし、また0.8
％を超えて添加しても効果は変わらず、コスト的
に不利になるため0.8％を上限とした。 本発明技術は自動車外装部品など要求される耐
食性レベルの高いものにも適用でき、要求される
耐食性レベルに応じてMo，Niの何れか１種ある
いは両者を添加することができる。その場合多量
の添加はコスト的に不利であるばかりでなく熱間
加工性が劣化するためMoの上限を1.5％、Niの上
限を1.5％とした。 本発明のステンレス鋼板は通常熱間圧延に続い
て熱延板焼鈍、冷間圧延（途中で中間焼鈍を行な
う場合も含む）、最終焼鈍の工程で製造される。
しかし、冷間圧延工程やプレス加工時にローピン
グあるいはリジングと称せられる凹凸の縞模様が
発生し外観を著しく損なう場合があつた。 このローピング発生の程度はステンレス鋼板の
製造条件によつて変化するが中でも熱間圧延工程
の処理条件および焼鈍条件と著しく相関があるこ
とが認められている。例えば、仕上げ熱間圧延温
度を下げるとローピングが軽減するという知見は
あるが、この場合にはいわゆるスケール疵と称す
る表面疵が発生し易くなる欠点があつた。また、
950℃以上に加熱急冷する短時間焼鈍でローピン
グが軽減するという知見があるが、効果の出現が
必ずしも一定せず場合によつては通常の800〜850
℃の長時間焼鈍と変わらないこともあつた。 本発明者らは、冷延板の表面品質に及ぼす熱間
圧延条件と焼鈍条件の影響を詳細に検討したとこ
ろ、熱間圧延の初期すなわち粗圧延で高圧下を行
ない、末期すなわち仕上げ圧延では従来の知見と
は逆にその開始温度を高目にし、続いて850℃以
上の急加熱、急冷の短時間焼鈍を行なうことによ
り冷延板のローピングが著しく軽減することを認
めた。以上の知見により従来ローピング特性を良
くするために行なつていた粗圧延終了後、仕上げ
圧延を開始するまで一定の時間待ちを行ない、仕
上げ熱間圧延開始温度を例えば800〜850℃の低温
にしてから圧延をするという遅延熱間圧延が不必
要となり熱間圧延の生産性が高まるのみならず高
温で仕上げ圧延が開始できるのでスケール疵も減
少し本発明の製造方法が完成されたものである。 まず本発明の製造方法の冶金的理由を説明す
る。熱間圧延工程におけるローピング特性の支配
因子は、熱間圧延工程においてどの程度再結晶が
進行し、スラブの結晶粒が微細化されるかによる
ものである。しかるに本発明におけるステンレス
鋼板の場合、850℃未満の低温ではほとんど再結
晶が進まないため、仕上げ熱間圧延開始温度を
850℃以上にすることで再結晶を促進させること
ができる。また、同じ理由から粗圧延工程におい
ては１パスあたりの圧下量を40％と大きくとつた
圧延を１パス以上としてそれによる歪を大きくし
て熱間圧延途中での再結晶を促進することが有効
である。熱延板焼鈍工程におけるローピング特性
の支配因子は、熱延板焼鈍工程においてどの程度
再結晶が進行し結晶粒が微細化され熱間圧延中に
生ずるバンド状組織が破壊されるかによるもの
で、これは熱間圧延仕上げ工程の歪蓄積量によつ
て決まり歪蓄積量が多い程、再結晶粒は微細化す
る。 すなわち、本発明方法は、前述したフエライト
系ステンレス鋼スラブを熱間圧延する工程におい
て、850℃以上の粗圧延工程で40％以上の圧下を
少くとも１パス以上行ない、さらに仕上げ熱間圧
延の開始温度を850℃以上、終了温度を850℃以下
とし、かつ25％以上の圧下を少くとも１パス以上
加えて熱間圧延した後、850〜1100℃の温度で10
分以内の短時間焼鈍を施すことであり、この結
果、耐食性と表面性状の優れたフエライト系ステ
ンレス鋼板を安定して製造することが可能となつ
た。 次に本発明方法の構成要件の限定理由を述べ
る。 粗圧延の開始温度を1250℃以下と規定したの
は、これを超える温度で熱間圧延を開始した場
合、結晶粒が粗大化しさらに再結晶を起こす程の
歪が蓄積できないため再結晶が不充分であるから
である。また850℃以上の粗圧延工程において40
％以上の圧下を少くとも１パス行なうとしたの
は、40％未満では再結晶を促進するための歪量が
少なく再結晶が不十分となるためで、850℃以上
としたのはその温度未満では歪を加えても再結晶
が充分期待できずしかも仕上げ熱間圧延温度範囲
にはいるためである。 次に仕上げ熱間圧延の開始温度を850℃以上と
したのは、この温度から仕上げ熱間圧延を開始で
きれば仕上げ熱間圧延においても再結晶を促進す
ることができるためであり、しかして仕上げ熱間
圧延は粗圧延工程と異なり連続熱延であるため１
パスの圧下率を25％以上として複数パス圧延する
ことにより１パス大圧下圧延を行なつた場合と冶
金学的には同等の再結晶効果が期待できるためで
ある。粗圧延工程で850℃未満の温度で25％以上
の圧下を与えることも可能であるが、この場合は
パス間の時間が長いため仕上げ熱延の特徴である
累積圧下による再結晶促進効果が期待できないこ
と、仕上げ熱間圧延開始温度が必然的に低下しス
ケール疵の発生が起こるという欠点が生じる。ま
た仕上げ熱間圧延終了温度を500℃以上850℃以下
としたのは、850℃以下での圧下によつて歪が熱
延板に蓄積し、続く熱延板焼鈍工程での再結晶を
促進するためであり、850℃を超える温度で熱間
圧延を終了すると熱延板に歪が残留しないため熱
延板焼鈍での再結晶が不十分となつて冷延板での
表面特性が向上しないためである。しかし、極端
な低温側での圧延は圧延機の駆動電力が必要以上
に高くなつたり表面疵を増加させることになつて
不利益が生ずるので、仕上げ熱間圧延終了温度を
500℃以上とした。 次に熱延板焼鈍条件を850〜1100℃としたのは
850℃未満の温度では熱延板の歪を多くしても再
結晶せず熱延板焼鈍によるローピング軽減効果が
少なくなるためであり、1100℃を超える温度域で
の熱延板焼鈍では、コスト的に不利でありかつ高
温にしてもローピング向上効果が変わらないか、
むしろより高温では粗大結晶が生じて逆にローピ
ング特性が劣化するためである。焼鈍時間を10分
以内としたのは、これを超える長時間の加熱を行
なつてもローピング性はほとんど向上せずコスト
的に不利になるためである。 以下本発明の実施例を示す。 実施例 第１表に示したNo.１〜６のフエライト系ステン
レス鋼の厚さ250mmのスラブを1200℃で加熱後、
粗圧延機で250mmまで圧延し、続いて仕上げ圧延
を行ない3.5mmの板厚の熱延板とした。仕上げ圧
延は６スタンドの連続式仕上圧延機を用いて第４
および第５スタンドでの圧下率を35％および30％
とした。続いてこの熱延板を焼鈍した後、冷間圧
延、焼鈍して0.5mmの板厚の冷延焼鈍板とした。
第２表にこれらの薄鋼板の熱間圧延条件および熱
延板焼鈍条件とローピング高さを示した。 第２表に示したとおり本発明方法によるフエラ
イト系ステンレス鋼板は表面特性、耐食性ともに
優れていることがわかる。
系ステンレス鋼板の製造方法に関するものであ
る。 17Cr鋼（SUS430）で代表されるフエライト系
ステンレス鋼板は、美麗な表面を生かして自動車
部品、厨房品、家庭電気製品あるいはオーステナ
イト系ステンレス鋼にはない耐応力腐食割れ性を
生かして給湯部品などに広く使用されている。し
かしながらフエライト系ステンレス鋼はオーステ
ナイトステンレス鋼に比べて一般的な耐食性が劣
り、冷間圧延やプレス加工などによつてローピン
グあるいはリジングと称する微細な凹凸模様が表
われ美観を損ねるという欠点があつた。従来は、
このためにわずかな耐食性の不足や表面性状の劣
化から高価なオーステナイト系ステンレス鋼を使
用せざるを得なかつた。本発明はこのために耐食
性と表面性状の優れたフエ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。 本発明者らは、フエライト系ステンレス鋼にお
いて鋼中のＣ，Ｎ量を低下せしめかつ適当量の
Nbを添加することによりステンレス鋼の耐食性
が向上することを見出した。 従来フエライト系、オーステナイト系を問わず
ステンレス鋼中にNbを添加することで耐粒界腐
食性、特に溶接部の耐粒界腐食性が向上すること
は良く知られており、溶接を必要とする用途に用
いられている。そしてこの理由は、鋼中のＣ，Ｎ
をNbによつて固定するためであると解釈されて
いる。しかし、本発明者らの知見は、Ｃ，Ｎの固
定ではなく鋼中に固溶したNbが効果を示してい
るものと考えられ耐粒界腐食性ではなく不働態化
が容易になる結果耐食性が向上するものである。 以下にこれらの関係を調査結果に基づいて説明
する。ステンレス鋼の優れた耐食性は表面に不働
態皮膜が生成し、しかもその皮膜の溶解速度即ち
腐食速度が極めて遅く実用上は腐食しないことと
同じであるために示されるものである。従つてス
テンレス鋼の耐食性は不働態皮膜を生成しやすい
かしにくいかということ、すなわち不働態化のし
やすさで評価することができる。そして不働態化
のしやすさは第１図に示したアノード分極曲線の
不働態化電流密度（図中矢印１および２）で比較
することができ、その値が小さい程不働態化しや
すく耐食性が優れていると評価することができ
る。図の例ではＡ鋼よりＢ鋼の方が耐食性が優れ
ている。 本発明者らは、フエライト系ステンレス鋼の不
働態化のしやすさに及ぼすNbの影響を検討した
結果Ｃ，Ｎ等によつて析出した以外のNbすなわ
ち鋼中に固溶したNbの存在によつて不働態化電
流密度が低下することを認めた。第２図は種々の
Nb量を含む17Crステンレス鋼の５％H2SO4（25
℃）溶液中での不働態化電流密度を調査した結果
を示す図である。図においてNbは鋼中のＣ，Ｎ
として析出した量を減じた(1)式で示した有効Nb
量で示した。図に示したとおり有効Nb量が0.05
％以上になると不働態化電流密度が低下し耐食性
が向上していることが認められる。 有効Nb量（％） ＝〔％Nb〕−９２．９／１２．０〔％Ｃ〕−９２．
９／１４．０〔％Ｎ〕…… (1)。 また、従来耐食性の優れたステンレス鋼として
Tiを添加した鋼が知られているが（例えば特開
昭52―123917）この鋼は比較的大きく角ばつた
TiNの結晶が析出して表面性状を著しく劣化せし
めるという欠点があつた。ところが本発明者らは
Nbの添加ではこのような表面性状の劣化なしに
耐食性が向上することを見出した。この理由は
Nbの炭化物や窒化物は約1200℃以下の固体の鋼
中で析出するため非常に微細であるためと考えら
れる。 このような知見に基づき本発明は、従来のフエ
ライト系ステンレス鋼に比べて耐食性と表面性状
の優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法
を開発したものであり、その要旨とするところ
は、下記のとおりである。 (1) Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.025％以下、Si：1.0
％以下、Mn：1.0％以下、Cr：11.5〜22.0％、
Nb：(1)式の有効Nb量にて0.05〜0.8％を含み、
残部はFeおよび不可避不純物からなる組成を
有するフエライト系ステンレス鋼スラブを、粗
圧延機と複数台の熱間圧延機からなる連続式熱
延機で熱間圧延するに際し、粗圧延開始温度を
1250℃以下とすると共に850℃以上の粗圧延で
40％以上の圧下を１パス以上行つた後、連続仕
上げ熱間圧延工程で仕上げ熱間圧延開始温度を
850℃以上とすると共に、仕上げ熱間圧延終了
温度を500℃以上850℃以下としかつ圧延パスの
圧下率が少なくとも25％である圧延を１パス以
上加えて熱間圧延後、850℃以上1100℃以下の
温度で10分以内の短時間焼鈍を施し、続いて冷
間圧延あるいは中間焼鈍を含めて冷間圧延し、
最終焼鈍を行うことを特徴とする耐食性と表面
性状の優れたフエライト系ステンレス鋼板の製
造方法。 有効Nb量（％） ＝〔％Nb〕−９２．９／１２．０〔％Ｃ〕−９２．
９／１４．０〔％Ｎ〕…… (1) (2) Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.025％以下、Si：1.0
％以下、Mn：1.0％以下、Cr：11.5〜22.0％、
Nb：(1)式の有効Nb量にて0.05〜0.8％を含み、
更にMo：1.5％以下、Ni：1.5％以下のうち１
種以上を含み、残部はFeおよび不可避不純物
からなる組成を有するフエライト系ステンレス
鋼スラブを、粗圧延機と複数台の熱間圧延機か
らなる連続式熱延機で熱間圧延するに際し、粗
圧延開始温度を1250℃以下とすると共に850℃
以上の粗圧延で40％以上の圧下を１パス以上行
つた後、連続仕上げ熱間圧延工程で仕上げ熱間
圧延開始温度を850℃以上とすると共に、仕上
げ熱間圧延終了温度を500℃以上850℃以下とし
かつ圧延パスの圧下率が少なくとも25％である
圧延を１パス以上加えて熱間圧延後、850℃以
上1100℃以下の温度で10分以内の短時間焼鈍を
施し、続いて冷間圧延あるいは中間焼鈍を含め
て冷間圧延し、最終焼鈍を行うことを特徴とす
る耐食性と表面性状の優れたフエライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法。 有効Nb量（％） ＝〔％Nb〕−９２．９／１２．０〔％Ｃ〕−９２．
９／１４．０〔％Ｎ〕…… (1) 次に本発明において合金成分を限定した理由を
以下に説明する。 Ｃ，Ｎはそれ自体は耐食性に及ぼす影響は小さ
いが炭化物窒化物としてNbを消費し、一定の有
効Nb量を得るために多量のNb添加が必要となる
だけでなく、析出した炭化物などが発銹の起点と
なるなどの悪影響があるためＣの上限を0.03％、
Ｎの上限を0.025％とした。 Si，Mnも耐食性に及ぼす影響は小さいが多量
に添加すると硬くなりコスト的にも不利となるの
で、いずれも上限を1.0％とした。 Crは11.5％未満では本発明鋼の用途とする自動
車部品などの環境において不働態化しなくなるた
め11.5％を下限とし、また22.0％を超えると加工
性が劣化する上コスト的に不利になるので22.0％
を上限とした。 Nbは本発明を構成する主要な元素であり第２
図に従がいその有効Nb量で、不働態化電流密度
の低下が認められる0.05％を下限とし、また0.8
％を超えて添加しても効果は変わらず、コスト的
に不利になるため0.8％を上限とした。 本発明技術は自動車外装部品など要求される耐
食性レベルの高いものにも適用でき、要求される
耐食性レベルに応じてMo，Niの何れか１種ある
いは両者を添加することができる。その場合多量
の添加はコスト的に不利であるばかりでなく熱間
加工性が劣化するためMoの上限を1.5％、Niの上
限を1.5％とした。 本発明のステンレス鋼板は通常熱間圧延に続い
て熱延板焼鈍、冷間圧延（途中で中間焼鈍を行な
う場合も含む）、最終焼鈍の工程で製造される。
しかし、冷間圧延工程やプレス加工時にローピン
グあるいはリジングと称せられる凹凸の縞模様が
発生し外観を著しく損なう場合があつた。 このローピング発生の程度はステンレス鋼板の
製造条件によつて変化するが中でも熱間圧延工程
の処理条件および焼鈍条件と著しく相関があるこ
とが認められている。例えば、仕上げ熱間圧延温
度を下げるとローピングが軽減するという知見は
あるが、この場合にはいわゆるスケール疵と称す
る表面疵が発生し易くなる欠点があつた。また、
950℃以上に加熱急冷する短時間焼鈍でローピン
グが軽減するという知見があるが、効果の出現が
必ずしも一定せず場合によつては通常の800〜850
℃の長時間焼鈍と変わらないこともあつた。 本発明者らは、冷延板の表面品質に及ぼす熱間
圧延条件と焼鈍条件の影響を詳細に検討したとこ
ろ、熱間圧延の初期すなわち粗圧延で高圧下を行
ない、末期すなわち仕上げ圧延では従来の知見と
は逆にその開始温度を高目にし、続いて850℃以
上の急加熱、急冷の短時間焼鈍を行なうことによ
り冷延板のローピングが著しく軽減することを認
めた。以上の知見により従来ローピング特性を良
くするために行なつていた粗圧延終了後、仕上げ
圧延を開始するまで一定の時間待ちを行ない、仕
上げ熱間圧延開始温度を例えば800〜850℃の低温
にしてから圧延をするという遅延熱間圧延が不必
要となり熱間圧延の生産性が高まるのみならず高
温で仕上げ圧延が開始できるのでスケール疵も減
少し本発明の製造方法が完成されたものである。 まず本発明の製造方法の冶金的理由を説明す
る。熱間圧延工程におけるローピング特性の支配
因子は、熱間圧延工程においてどの程度再結晶が
進行し、スラブの結晶粒が微細化されるかによる
ものである。しかるに本発明におけるステンレス
鋼板の場合、850℃未満の低温ではほとんど再結
晶が進まないため、仕上げ熱間圧延開始温度を
850℃以上にすることで再結晶を促進させること
ができる。また、同じ理由から粗圧延工程におい
ては１パスあたりの圧下量を40％と大きくとつた
圧延を１パス以上としてそれによる歪を大きくし
て熱間圧延途中での再結晶を促進することが有効
である。熱延板焼鈍工程におけるローピング特性
の支配因子は、熱延板焼鈍工程においてどの程度
再結晶が進行し結晶粒が微細化され熱間圧延中に
生ずるバンド状組織が破壊されるかによるもの
で、これは熱間圧延仕上げ工程の歪蓄積量によつ
て決まり歪蓄積量が多い程、再結晶粒は微細化す
る。 すなわち、本発明方法は、前述したフエライト
系ステンレス鋼スラブを熱間圧延する工程におい
て、850℃以上の粗圧延工程で40％以上の圧下を
少くとも１パス以上行ない、さらに仕上げ熱間圧
延の開始温度を850℃以上、終了温度を850℃以下
とし、かつ25％以上の圧下を少くとも１パス以上
加えて熱間圧延した後、850〜1100℃の温度で10
分以内の短時間焼鈍を施すことであり、この結
果、耐食性と表面性状の優れたフエライト系ステ
ンレス鋼板を安定して製造することが可能となつ
た。 次に本発明方法の構成要件の限定理由を述べ
る。 粗圧延の開始温度を1250℃以下と規定したの
は、これを超える温度で熱間圧延を開始した場
合、結晶粒が粗大化しさらに再結晶を起こす程の
歪が蓄積できないため再結晶が不充分であるから
である。また850℃以上の粗圧延工程において40
％以上の圧下を少くとも１パス行なうとしたの
は、40％未満では再結晶を促進するための歪量が
少なく再結晶が不十分となるためで、850℃以上
としたのはその温度未満では歪を加えても再結晶
が充分期待できずしかも仕上げ熱間圧延温度範囲
にはいるためである。 次に仕上げ熱間圧延の開始温度を850℃以上と
したのは、この温度から仕上げ熱間圧延を開始で
きれば仕上げ熱間圧延においても再結晶を促進す
ることができるためであり、しかして仕上げ熱間
圧延は粗圧延工程と異なり連続熱延であるため１
パスの圧下率を25％以上として複数パス圧延する
ことにより１パス大圧下圧延を行なつた場合と冶
金学的には同等の再結晶効果が期待できるためで
ある。粗圧延工程で850℃未満の温度で25％以上
の圧下を与えることも可能であるが、この場合は
パス間の時間が長いため仕上げ熱延の特徴である
累積圧下による再結晶促進効果が期待できないこ
と、仕上げ熱間圧延開始温度が必然的に低下しス
ケール疵の発生が起こるという欠点が生じる。ま
た仕上げ熱間圧延終了温度を500℃以上850℃以下
としたのは、850℃以下での圧下によつて歪が熱
延板に蓄積し、続く熱延板焼鈍工程での再結晶を
促進するためであり、850℃を超える温度で熱間
圧延を終了すると熱延板に歪が残留しないため熱
延板焼鈍での再結晶が不十分となつて冷延板での
表面特性が向上しないためである。しかし、極端
な低温側での圧延は圧延機の駆動電力が必要以上
に高くなつたり表面疵を増加させることになつて
不利益が生ずるので、仕上げ熱間圧延終了温度を
500℃以上とした。 次に熱延板焼鈍条件を850〜1100℃としたのは
850℃未満の温度では熱延板の歪を多くしても再
結晶せず熱延板焼鈍によるローピング軽減効果が
少なくなるためであり、1100℃を超える温度域で
の熱延板焼鈍では、コスト的に不利でありかつ高
温にしてもローピング向上効果が変わらないか、
むしろより高温では粗大結晶が生じて逆にローピ
ング特性が劣化するためである。焼鈍時間を10分
以内としたのは、これを超える長時間の加熱を行
なつてもローピング性はほとんど向上せずコスト
的に不利になるためである。 以下本発明の実施例を示す。 実施例 第１表に示したNo.１〜６のフエライト系ステン
レス鋼の厚さ250mmのスラブを1200℃で加熱後、
粗圧延機で250mmまで圧延し、続いて仕上げ圧延
を行ない3.5mmの板厚の熱延板とした。仕上げ圧
延は６スタンドの連続式仕上圧延機を用いて第４
および第５スタンドでの圧下率を35％および30％
とした。続いてこの熱延板を焼鈍した後、冷間圧
延、焼鈍して0.5mmの板厚の冷延焼鈍板とした。
第２表にこれらの薄鋼板の熱間圧延条件および熱
延板焼鈍条件とローピング高さを示した。 第２表に示したとおり本発明方法によるフエラ
イト系ステンレス鋼板は表面特性、耐食性ともに
優れていることがわかる。
【表】
【表】
第１図は鋼のアノード分極曲線を示す図、第２
図は本発明に係る鋼中の有効Nb量と不働態化電
流密度との関係を示す図である。
図は本発明に係る鋼中の有効Nb量と不働態化電
流密度との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.025％以下、Si：1.0
％以下、Mn：1.0％以下、Cr：11.5〜22.0％、
Nb：(1)式の有効Nb量にて0.05〜0.8％を含み、残
部はFeおよび不可避不純物からなる組成を有す
るフエライト系ステンレス鋼スラブを、粗圧延機
と複数台の熱間圧延機からなる連続式熱延機で熱
間圧延するに際し、粗圧延開始温度を1250℃以下
とすると共に850℃以上の粗圧延で40％以上の圧
下を１パス以上行つた後、連続仕上げ熱間圧延工
程で仕上げ熱間圧延開始温度を850℃以上とする
と共に、仕上げ熱間圧延終了温度を500℃以上850
℃以下としかつ圧延パスの圧下率が少なくとも25
％である圧延を１パス以上加えて熱間圧延後、
850℃以上1100℃以下の温度で10分以内の短時間
焼鈍を施し、続いて冷間圧延あるいは中間焼鈍を
含めて冷間圧延し、最終焼鈍を行うことを特徴と
する耐食性と表面性状の優れたフエライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法。 有効Nb量（％） ＝〔％Nb〕−９２．９／１２．０〔％Ｃ〕−９２．
９／１４．０〔％Ｎ〕…… (1) ２ Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.025％以下、Si：1.0
％以下、Mn：1.0％以下、Cr：11.5〜22.0％、
Nb：(1)式の有効Nb量にて0.05〜0.8％を含み、更
にMo：1.5％以下、Ni：1.5％以下のうち１種以
上を含み、残部はFeおよび不可避不純物からな
る組成を有するフエライト系ステンレス鋼スラブ
を、粗圧延機と複数台の熱間圧延機からなる連続
式熱延機で熱間圧延するに際し、粗圧延開始温度
を1250℃以下とすると共に850℃以上の粗圧延で
40％以上の圧下を１パス以上行つた後、連続仕上
げ熱間圧延工程で仕上げ熱間圧延開始温度を850
℃以上とすると共に、仕上げ熱間圧延終了温度を
500℃以上850℃以下としかつ圧延パスの圧下率が
少なくとも25％である圧延を１パス以上加えて熱
間圧延後、850℃以上1100℃以下の温度で10分以
内の短時間焼鈍を施し、続いて冷間圧延あるいは
中間焼鈍を含めて冷間圧延し、最終焼鈍を行うこ
とを特徴とする耐食性と表面性状の優れたフエラ
イト系ステンレス鋼板の製造方法。 有効Nb量（％） ＝〔％Nb〕−９２．９／１２．０〔％Ｃ〕−９２．
９／１４．０〔％Ｎ〕…… (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5783181A JPS57174436A (en) | 1981-04-18 | 1981-04-18 | Ferrite stainless steel plate with superior corrosion resistance and surface property and its manufacture |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5783181A JPS57174436A (en) | 1981-04-18 | 1981-04-18 | Ferrite stainless steel plate with superior corrosion resistance and surface property and its manufacture |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57174436A JPS57174436A (en) | 1982-10-27 |
| JPS6214005B2 true JPS6214005B2 (ja) | 1987-03-31 |
Family
ID=13066878
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5783181A Granted JPS57174436A (en) | 1981-04-18 | 1981-04-18 | Ferrite stainless steel plate with superior corrosion resistance and surface property and its manufacture |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57174436A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104695410A (zh) * | 2015-03-03 | 2015-06-10 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种超厚海洋石油机械用半弦板型钢及其制备方法与应用 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60138053A (ja) * | 1983-12-27 | 1985-07-22 | Kawasaki Steel Corp | 犠牲防食を施して用いる温水機器用フエライト系ステンレス鋼 |
| KR20020047581A (ko) * | 2000-12-13 | 2002-06-22 | 이구택 | 내식성이 향상되는 페라이트계 스테인레스 냉연강판의제조방법 |
| JP4494653B2 (ja) * | 2001-01-15 | 2010-06-30 | 日新製鋼株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JP2003073782A (ja) * | 2001-08-31 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5770234A (en) * | 1980-10-20 | 1982-04-30 | Nippon Steel Corp | Method of manufacture of ferritic stainless thin steel plate excellent in surface property and less in ribbing |
| JPS57137427A (en) * | 1981-02-18 | 1982-08-25 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel sheet of superior workability |
-
1981
- 1981-04-18 JP JP5783181A patent/JPS57174436A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104695410A (zh) * | 2015-03-03 | 2015-06-10 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种超厚海洋石油机械用半弦板型钢及其制备方法与应用 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57174436A (en) | 1982-10-27 |
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