JPH0564212B2 - - Google Patents
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- JPH0564212B2 JPH0564212B2 JP60092435A JP9243585A JPH0564212B2 JP H0564212 B2 JPH0564212 B2 JP H0564212B2 JP 60092435 A JP60092435 A JP 60092435A JP 9243585 A JP9243585 A JP 9243585A JP H0564212 B2 JPH0564212 B2 JP H0564212B2
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Classifications
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing of ferrous alloys
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明はクロム系ステンレス鋼板の製造方法に
係り、特に熱間圧延後の熱延板焼鈍を省略して製
造行程を短縮した耐リジング性および成形性の優
れたクロム系ステンレス鋼板の安価な製造方法に
関し、クロム系ステンレス鋼板の製造に利用され
る。 〔従来の技術〕 従来の通常のクロム系ステンレス鋼は成分とし
て重量比でCr：10〜20％，Ｃ：0.I％以下、Si：
１％以下、Mn：１％以下を含有し、その製造は
連続鋳造スラブまたはインゴツトを分塊圧延した
スラブを熱間圧延後、バツチ式焼鈍、あるいは連
続焼鈍等の熱延板焼鈍を行い、その後冷間圧延、
仕上焼鈍を行つて製品とする。 上記の如き従来の製造行程における熱延後のバ
ツチ式焼鈍ではその処理に数十時間を必要とす
る。従つてこの処理時間を短縮する目的で連続焼
鈍が行われているが、更に行程短縮とコストダウ
ンを図るため熱延板焼鈍の省略の検討がさかんに
行われている。 熱延板焼鈍を省略すると、従来次の如き問題が
あつた。 (A) 熱延のままでは一般に鋼板は鋭敏化している
ので、冷延後の脱スケール行程の酸洗において
粒界侵食を生じ、冷延後に「きらきら」と称す
る表面欠陥を生ずる。 (B) 熱延板焼鈍によつて鋼板を十分に均質化、軟
質化しないと、冷延板における優れた耐リジン
グ性、成形性が得られない。 従つて熱延板焼鈍を実施せず上記の問題を克服
するには熱延工程が非常に重視される。例えば、
特開昭52−95527では850〜950℃の高温でストリ
ツプをコイルに巻取つて放冷する方法、特開昭59
−25933ではＡを含有するスラブを900〜1100℃
の温度範囲で10分以内保持加熱後仕上圧延を行う
方法等が開示されている。これらの方法によれば
焼鈍を省略した場合でも酸洗における鋭敏化が防
止され、冷延板の耐リジング性、成形性がある程
度改善される傾向が認められる。しかしながら、
熱延板を十分に軟質化し均質化するバツチ式焼鈍
を実施した場合に比して、冷延板の成形性、耐リ
ジング性が劣り、冷延前の酸洗時の粒界腐食が生
じやすい欠点がある。 〔本発明が解決しようとする問題点〕 本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決
し、熱延板焼鈍を省略しても焼鈍実施と同等以上
に冷延板の耐リジング性、成形性の優れたクロム
系ステンレス鋼の製造方法を提供するにある。 〔問題点を解決するための手段および作用〕 本発明の上記の目的は次の２発明によつて達成
される。 第１発明の要旨とするところは次の如くであ
る。 すなわち、重量比にて、 Cr：10〜20％ Ａ：0.03〜0.2％ Ｎ：0.008〜0.04％ を含有するクロム系ステンレス鋼板の製造方法に
おいて、前記成分のクロム系ステンレス鋼スラブ
を1000〜1300℃の温度範囲に加熱後複数回の圧延
パスから成り最終パスの圧下比が35％以上で粗圧
延終了温度範囲が900〜1100℃の粗圧延を行う段
階と、前記粗圧延終了後引続き複数回の圧延パス
から成り最終パスの圧下比が５〜16％の範囲で仕
上圧延終了温度範囲が800〜950℃である仕上圧延
を行う段階と、を有して成り、前記熱間圧延後に
熱延板焼鈍を行うことなく直接冷間圧延すること
を特徴とする耐リジング性および成形性に優れた
クロム系ステンレス鋼板の製造方法である。 第２発明の要旨とするところは次の如くであ
る。すなわち、第１発明と同一成分のスブを第１
発明と同様な温度範囲に加熱後複数回の圧延パス
から成る粗圧延を行う段階と、前記粗圧延後直ち
に850〜1100℃の温度範囲で30秒〜30分間保熱す
る段階と、前記保熱終了後第１発明と同様な仕上
圧延段階と、を有して成り、前記熱間圧延後に熱
延板焼鈍を行うことなく直接冷間圧延することを
特徴とする耐リジング性および成形性に優れたク
ロム系ステンレス鋼板の製造方法である。 従来の製造工程において熱延板焼鈍は次の如き
作用、効果を有している。 (イ) 後の冷延工程に供するため熱延板における変
態相をα相化し軟化する。 (ロ) リジング発生の原因となる鋳造組織に起因す
る集合組織を方位的にランダムにする。 (ハ) 成形性および機械的性質の向上を図る。 (ニ) 熱延後の脱スケール工程である酸洗における
粒界侵食を防止する。 本発明者らは、上記熱延板焼鈍の作用、効果を
検討の結果、クロム系ステンレス鋼に適量のＡ
，Ｎを含有させ、粗圧延工程の最終段で強圧下
圧延を行い引続いて仕上圧延工程の最終段で弱圧
下圧延を行うか、あるいは粗圧延後の鋼片を保熱
し引続いて最終段で弱圧下圧延を行うことによつ
て、熱延板焼鈍を省略しても、冷延板の優れた耐
リジング性および成形性を得られることを見い出
し本発明を完成することができた。 次に本発明における各元素の作用と限定理由に
ついて説明する。 Cr： Crはステンレス鋼の基本的元素であり、10％
未満では耐食性が劣化し、かつマルテンサイト相
の析出によつて機械的性質が劣化し、20％を越え
ると硬化し機械的性質が低下し成形性が不良とな
るので10〜20％の範囲に限定した。 Ａ，Ｎ： Ａ，Ｎが熱間圧延中にＡＮとして結晶粒内
で微細に析出し、この析出物の周囲において歪導
入により再結晶が活性化され、再結晶軟質化が促
進される。また、ＡＮは800〜1100℃の高温に
おける析出速度が大きいことが知られており、熱
間圧延中の上記温度でＡＮが結晶粒内に微細に
析出すると、それよりも低温で析出するCr炭窒
化物がＡＮを析出の核として析出するので、
Cr炭窒化物の粒界への析出が抑制され熱延板の
鋭敏化が防止される。更にＡはA1変態温度を
上昇させる効果があるので熱間圧延中により高温
におけるγ→α変態が起こり鋼板が軟質化され
る。 ＡＮとして析出して優れた耐リジング性、成
形性および耐粒界腐食性を発揮させるためには、
熱延中の850℃以上の温度で20ppm以上のＡＮ
が必要であるとの知見が得られたので、これに対
応する量としてＡの下限を0.03％、Ｎの下限を
0.008％に限定した。また、Ａ含有量の増加に
より特性の向上が認められるが、0.2％を越える
と特性の向上が飽和し製造コストの上昇を来たす
ので上限を0.2％とした。更にＮは0.04％を越え
ると鋼板が硬化し熱間圧延中における耳割れの発
生および機械的性質の劣化等の問題が起こるの
で、Ｎの上限を0.04％とした。 このようにＡ，Ｎを鋼中に含有して鋭敏化を
防止し、耐リジング性、成形性の向上を図るに
は、単にＡ，Ｎの添加だけでは効果がなく、熱
延条件との組合せが必要である。その熱延条件に
ついて次に説明する。 スラブ加熱温度は、1000℃未満では圧延中に鋼
板にへげ状欠陥の発生等の問題を生じ、1300℃を
越えると熱延板の肌荒れ、スラブ加熱中のスケー
ルロスの増大等の問題を起こすので1000〜1300℃
の範囲に限定した。 第１発明において粗圧延の最終パスの圧下比を
35％とし粗圧延終了温度を900〜1100℃の範囲に
限定した理由は、仕上圧延前に鋼板中におけるＡ
Ｎ析出およびγ→α変態を促進するためであ
り、これらの条件が満足されないと十分な効果が
得られない。 また、第２発明において粗圧延後、直ちに850
〜1100℃の温度範囲で30秒〜30分間の保熱をする
理由は、第１発明の如き粗圧延を行わない代り
に、上記の保熱により同等の効果を得るためであ
る。保熱の温度範囲は850〜1100℃が最適であり、
時間が30秒未満ではＡＮの析出およびγ→α変
態が不充分であり、30分を越えると結晶粒および
ＡＮが粗大化して特性の劣化を招くので、保熱
は850〜1100℃，30秒〜30分間の範囲に限定した。 しかし、熱延板の鋭敏化を防止し従来法より優
れた耐リジング性、成形性を得るためには、粗圧
延あるいは保熱における上記の工程条件だけでは
なお不充分であり、下記の仕上圧延条件との組合
せが、本発明の重要な要件である。 すなわち、仕上圧延の複数回の圧延における最
終パスの圧下比を５〜16％の範囲に限定したが、
16％を越えると鋼板への歪導入が過大となり熱延
集合組織が発達するために、熱延板焼鈍を省略し
た場合に冷延板のランクフオード値の低下等成形
性の劣化を招くことになる。最終パスの圧下比を
低下させるとランクフオード値が向上するが、５
％未満では熱延板が鋭敏化する。すなわち、熱延
板の鋭敏化の防止は、微細に析出するＡＮを核
としてCr炭窒化物が析出し粒界への析出が抑制
されるからであるが、最終圧下比が５％未満では
ＡＮ析出の活性化が不十分となり、上記の抑制
作用が低下するからである。更に、Cr炭窒化物
の析出はＡＮを核とするだけでなく、圧延によ
つて導入される転位も核として析出するが、５％
未満では転位の発生が不十分となり、やはり上記
の抑制作用が低下する。従つて最終パスの圧下率
を５〜16％の範囲に限定した。 次に仕上圧延終了温度を800〜950℃の範囲に限
定したが、950℃を越えると鋼板の回復、再結晶
がより得られやすい傾向にあるが、微細に析出し
たＡＮが粗大化して鋭敏化防止の効果が消失す
る。また、800℃未満では鋼板への歪導入が過大
となり、熱延集合組織が発達するために冷延板の
ランクフオード値が低下する。更に800℃未満で
はCr炭窒化物の析出が生じるため、圧延により
ＡＮ析出を活性化させＡＮを核としてCr炭
窒化物を析出させ鋭敏化を防止する効果がなくな
る。上記の理由で仕上圧延終了温度を800〜950℃
の範囲に限定した。 本発明は、上記の如くクロム系ステンレス鋼に
Ａ，Ｎを含有せしめ、熱延工程のパススケジユ
ールを組合せることにより、熱延板焼鈍を省略し
ても、熱延板の酸洗時の粒界侵食を防止し、耐リ
ジング性、成形性の優れたクロム系ステンレス鋼
を製造することができた。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表に示すA1，A2，A3の３種類の16％Cr
ステンレス鋼およびB1，B2，B3の３種類の13％
Crステンレス鋼を小型溶解炉で溶製しスラブと
した。ただし、A1，A2およびB1，B2は本発明
の限定条件を満足しているが、A3およびB3は満
足していない。
係り、特に熱間圧延後の熱延板焼鈍を省略して製
造行程を短縮した耐リジング性および成形性の優
れたクロム系ステンレス鋼板の安価な製造方法に
関し、クロム系ステンレス鋼板の製造に利用され
る。 〔従来の技術〕 従来の通常のクロム系ステンレス鋼は成分とし
て重量比でCr：10〜20％，Ｃ：0.I％以下、Si：
１％以下、Mn：１％以下を含有し、その製造は
連続鋳造スラブまたはインゴツトを分塊圧延した
スラブを熱間圧延後、バツチ式焼鈍、あるいは連
続焼鈍等の熱延板焼鈍を行い、その後冷間圧延、
仕上焼鈍を行つて製品とする。 上記の如き従来の製造行程における熱延後のバ
ツチ式焼鈍ではその処理に数十時間を必要とす
る。従つてこの処理時間を短縮する目的で連続焼
鈍が行われているが、更に行程短縮とコストダウ
ンを図るため熱延板焼鈍の省略の検討がさかんに
行われている。 熱延板焼鈍を省略すると、従来次の如き問題が
あつた。 (A) 熱延のままでは一般に鋼板は鋭敏化している
ので、冷延後の脱スケール行程の酸洗において
粒界侵食を生じ、冷延後に「きらきら」と称す
る表面欠陥を生ずる。 (B) 熱延板焼鈍によつて鋼板を十分に均質化、軟
質化しないと、冷延板における優れた耐リジン
グ性、成形性が得られない。 従つて熱延板焼鈍を実施せず上記の問題を克服
するには熱延工程が非常に重視される。例えば、
特開昭52−95527では850〜950℃の高温でストリ
ツプをコイルに巻取つて放冷する方法、特開昭59
−25933ではＡを含有するスラブを900〜1100℃
の温度範囲で10分以内保持加熱後仕上圧延を行う
方法等が開示されている。これらの方法によれば
焼鈍を省略した場合でも酸洗における鋭敏化が防
止され、冷延板の耐リジング性、成形性がある程
度改善される傾向が認められる。しかしながら、
熱延板を十分に軟質化し均質化するバツチ式焼鈍
を実施した場合に比して、冷延板の成形性、耐リ
ジング性が劣り、冷延前の酸洗時の粒界腐食が生
じやすい欠点がある。 〔本発明が解決しようとする問題点〕 本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決
し、熱延板焼鈍を省略しても焼鈍実施と同等以上
に冷延板の耐リジング性、成形性の優れたクロム
系ステンレス鋼の製造方法を提供するにある。 〔問題点を解決するための手段および作用〕 本発明の上記の目的は次の２発明によつて達成
される。 第１発明の要旨とするところは次の如くであ
る。 すなわち、重量比にて、 Cr：10〜20％ Ａ：0.03〜0.2％ Ｎ：0.008〜0.04％ を含有するクロム系ステンレス鋼板の製造方法に
おいて、前記成分のクロム系ステンレス鋼スラブ
を1000〜1300℃の温度範囲に加熱後複数回の圧延
パスから成り最終パスの圧下比が35％以上で粗圧
延終了温度範囲が900〜1100℃の粗圧延を行う段
階と、前記粗圧延終了後引続き複数回の圧延パス
から成り最終パスの圧下比が５〜16％の範囲で仕
上圧延終了温度範囲が800〜950℃である仕上圧延
を行う段階と、を有して成り、前記熱間圧延後に
熱延板焼鈍を行うことなく直接冷間圧延すること
を特徴とする耐リジング性および成形性に優れた
クロム系ステンレス鋼板の製造方法である。 第２発明の要旨とするところは次の如くであ
る。すなわち、第１発明と同一成分のスブを第１
発明と同様な温度範囲に加熱後複数回の圧延パス
から成る粗圧延を行う段階と、前記粗圧延後直ち
に850〜1100℃の温度範囲で30秒〜30分間保熱す
る段階と、前記保熱終了後第１発明と同様な仕上
圧延段階と、を有して成り、前記熱間圧延後に熱
延板焼鈍を行うことなく直接冷間圧延することを
特徴とする耐リジング性および成形性に優れたク
ロム系ステンレス鋼板の製造方法である。 従来の製造工程において熱延板焼鈍は次の如き
作用、効果を有している。 (イ) 後の冷延工程に供するため熱延板における変
態相をα相化し軟化する。 (ロ) リジング発生の原因となる鋳造組織に起因す
る集合組織を方位的にランダムにする。 (ハ) 成形性および機械的性質の向上を図る。 (ニ) 熱延後の脱スケール工程である酸洗における
粒界侵食を防止する。 本発明者らは、上記熱延板焼鈍の作用、効果を
検討の結果、クロム系ステンレス鋼に適量のＡ
，Ｎを含有させ、粗圧延工程の最終段で強圧下
圧延を行い引続いて仕上圧延工程の最終段で弱圧
下圧延を行うか、あるいは粗圧延後の鋼片を保熱
し引続いて最終段で弱圧下圧延を行うことによつ
て、熱延板焼鈍を省略しても、冷延板の優れた耐
リジング性および成形性を得られることを見い出
し本発明を完成することができた。 次に本発明における各元素の作用と限定理由に
ついて説明する。 Cr： Crはステンレス鋼の基本的元素であり、10％
未満では耐食性が劣化し、かつマルテンサイト相
の析出によつて機械的性質が劣化し、20％を越え
ると硬化し機械的性質が低下し成形性が不良とな
るので10〜20％の範囲に限定した。 Ａ，Ｎ： Ａ，Ｎが熱間圧延中にＡＮとして結晶粒内
で微細に析出し、この析出物の周囲において歪導
入により再結晶が活性化され、再結晶軟質化が促
進される。また、ＡＮは800〜1100℃の高温に
おける析出速度が大きいことが知られており、熱
間圧延中の上記温度でＡＮが結晶粒内に微細に
析出すると、それよりも低温で析出するCr炭窒
化物がＡＮを析出の核として析出するので、
Cr炭窒化物の粒界への析出が抑制され熱延板の
鋭敏化が防止される。更にＡはA1変態温度を
上昇させる効果があるので熱間圧延中により高温
におけるγ→α変態が起こり鋼板が軟質化され
る。 ＡＮとして析出して優れた耐リジング性、成
形性および耐粒界腐食性を発揮させるためには、
熱延中の850℃以上の温度で20ppm以上のＡＮ
が必要であるとの知見が得られたので、これに対
応する量としてＡの下限を0.03％、Ｎの下限を
0.008％に限定した。また、Ａ含有量の増加に
より特性の向上が認められるが、0.2％を越える
と特性の向上が飽和し製造コストの上昇を来たす
ので上限を0.2％とした。更にＮは0.04％を越え
ると鋼板が硬化し熱間圧延中における耳割れの発
生および機械的性質の劣化等の問題が起こるの
で、Ｎの上限を0.04％とした。 このようにＡ，Ｎを鋼中に含有して鋭敏化を
防止し、耐リジング性、成形性の向上を図るに
は、単にＡ，Ｎの添加だけでは効果がなく、熱
延条件との組合せが必要である。その熱延条件に
ついて次に説明する。 スラブ加熱温度は、1000℃未満では圧延中に鋼
板にへげ状欠陥の発生等の問題を生じ、1300℃を
越えると熱延板の肌荒れ、スラブ加熱中のスケー
ルロスの増大等の問題を起こすので1000〜1300℃
の範囲に限定した。 第１発明において粗圧延の最終パスの圧下比を
35％とし粗圧延終了温度を900〜1100℃の範囲に
限定した理由は、仕上圧延前に鋼板中におけるＡ
Ｎ析出およびγ→α変態を促進するためであ
り、これらの条件が満足されないと十分な効果が
得られない。 また、第２発明において粗圧延後、直ちに850
〜1100℃の温度範囲で30秒〜30分間の保熱をする
理由は、第１発明の如き粗圧延を行わない代り
に、上記の保熱により同等の効果を得るためであ
る。保熱の温度範囲は850〜1100℃が最適であり、
時間が30秒未満ではＡＮの析出およびγ→α変
態が不充分であり、30分を越えると結晶粒および
ＡＮが粗大化して特性の劣化を招くので、保熱
は850〜1100℃，30秒〜30分間の範囲に限定した。 しかし、熱延板の鋭敏化を防止し従来法より優
れた耐リジング性、成形性を得るためには、粗圧
延あるいは保熱における上記の工程条件だけでは
なお不充分であり、下記の仕上圧延条件との組合
せが、本発明の重要な要件である。 すなわち、仕上圧延の複数回の圧延における最
終パスの圧下比を５〜16％の範囲に限定したが、
16％を越えると鋼板への歪導入が過大となり熱延
集合組織が発達するために、熱延板焼鈍を省略し
た場合に冷延板のランクフオード値の低下等成形
性の劣化を招くことになる。最終パスの圧下比を
低下させるとランクフオード値が向上するが、５
％未満では熱延板が鋭敏化する。すなわち、熱延
板の鋭敏化の防止は、微細に析出するＡＮを核
としてCr炭窒化物が析出し粒界への析出が抑制
されるからであるが、最終圧下比が５％未満では
ＡＮ析出の活性化が不十分となり、上記の抑制
作用が低下するからである。更に、Cr炭窒化物
の析出はＡＮを核とするだけでなく、圧延によ
つて導入される転位も核として析出するが、５％
未満では転位の発生が不十分となり、やはり上記
の抑制作用が低下する。従つて最終パスの圧下率
を５〜16％の範囲に限定した。 次に仕上圧延終了温度を800〜950℃の範囲に限
定したが、950℃を越えると鋼板の回復、再結晶
がより得られやすい傾向にあるが、微細に析出し
たＡＮが粗大化して鋭敏化防止の効果が消失す
る。また、800℃未満では鋼板への歪導入が過大
となり、熱延集合組織が発達するために冷延板の
ランクフオード値が低下する。更に800℃未満で
はCr炭窒化物の析出が生じるため、圧延により
ＡＮ析出を活性化させＡＮを核としてCr炭
窒化物を析出させ鋭敏化を防止する効果がなくな
る。上記の理由で仕上圧延終了温度を800〜950℃
の範囲に限定した。 本発明は、上記の如くクロム系ステンレス鋼に
Ａ，Ｎを含有せしめ、熱延工程のパススケジユ
ールを組合せることにより、熱延板焼鈍を省略し
ても、熱延板の酸洗時の粒界侵食を防止し、耐リ
ジング性、成形性の優れたクロム系ステンレス鋼
を製造することができた。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表に示すA1，A2，A3の３種類の16％Cr
ステンレス鋼およびB1，B2，B3の３種類の13％
Crステンレス鋼を小型溶解炉で溶製しスラブと
した。ただし、A1，A2およびB1，B2は本発明
の限定条件を満足しているが、A3およびB3は満
足していない。
【表】
次に溶製したスラブを1200℃に加熱後、第２表
に示すRA，RBの２種類の６パスのパススケジユ
ールで200mm厚から25mmに圧延終了温度1000℃で
粗圧延を行つた。引続いて第３表に示すFA，FB，
FCの３種類の５パスのスケジユールによつて圧
延終了温度900℃で４mm厚の熱延板を作製した。
に示すRA，RBの２種類の６パスのパススケジユ
ールで200mm厚から25mmに圧延終了温度1000℃で
粗圧延を行つた。引続いて第３表に示すFA，FB，
FCの３種類の５パスのスケジユールによつて圧
延終了温度900℃で４mm厚の熱延板を作製した。
【表】
【表】
なお従来鋼であるA3，B3に対して、粗圧延
RA，仕上圧延FCを実施した供試材の熱延板につ
いて、A3については850℃×６時間、B3につい
ては800℃×６時間のバツチ焼鈍を行つた。その
他については熱延板焼鈍は実施していない。 これらの熱延板に対してシユトラウス試験ある
いは酸洗を行い粒界侵食の有無を調査した。更に
これらの熱延板を１回圧延で0.8mm厚に冷延し900
℃で30秒間の仕上焼鈍を行い、耐リジング性およ
びランクフオード値を調査し、これらの結果を第
４表に示した。 なお、第４表において粒界侵食は「無」を○
印、「有」を×印で表示し、耐リジング性は「発
生なし」を１とし、悪い程数字が増加する表現と
した。また、ランクフオード値は０度，45度，90
度のr0，r45，r90値の平均値＝r0＋r90＋2r45／４ で示した。
RA，仕上圧延FCを実施した供試材の熱延板につ
いて、A3については850℃×６時間、B3につい
ては800℃×６時間のバツチ焼鈍を行つた。その
他については熱延板焼鈍は実施していない。 これらの熱延板に対してシユトラウス試験ある
いは酸洗を行い粒界侵食の有無を調査した。更に
これらの熱延板を１回圧延で0.8mm厚に冷延し900
℃で30秒間の仕上焼鈍を行い、耐リジング性およ
びランクフオード値を調査し、これらの結果を第
４表に示した。 なお、第４表において粒界侵食は「無」を○
印、「有」を×印で表示し、耐リジング性は「発
生なし」を１とし、悪い程数字が増加する表現と
した。また、ランクフオード値は０度，45度，90
度のr0，r45，r90値の平均値＝r0＋r90＋2r45／４ で示した。
【表】
【表】
第４表から本発明の成分条件を満足するA1，
A2，B1，B2に対し、粗圧延における最終パスの
圧下比が40％であるRB、仕上圧延における最終
パスの圧下比が10％であるFBの熱間圧延を行つ
た本発明例においては熱圧板の鋭敏化が起こら
ず、冷延板の耐リジング性、成形性が優れてい
る。これに対し、本発明の成分、粗圧延条件、仕
上圧延条件の１つでも満足しない比較例は、鋭敏
化、耐リジング性および成形性のうち少なくとも
１つの特性が劣つている。 また、本発明例の場合は、A3およびB3に対し
て従来の熱延板熱処理であるバツチ焼鈍を行つた
ものに比しても優れた特性を有している。 実施例 ２ 実施例１と粗圧延後の保熱を除いては全く同一
条件で４mmの熱延板を製造し、更に0.8mmの冷延
板を製造した。すなわち、供試材の１部について
は1000℃で粗圧延を終了し、引続いて直ちに1000
℃×２分間の保熱を行い引続き実施例１と同一条
件で仕上圧延を行つた。 これらの供試材について実施例１と全く同様な
調査を行いその結果を第５表に示した。
A2，B1，B2に対し、粗圧延における最終パスの
圧下比が40％であるRB、仕上圧延における最終
パスの圧下比が10％であるFBの熱間圧延を行つ
た本発明例においては熱圧板の鋭敏化が起こら
ず、冷延板の耐リジング性、成形性が優れてい
る。これに対し、本発明の成分、粗圧延条件、仕
上圧延条件の１つでも満足しない比較例は、鋭敏
化、耐リジング性および成形性のうち少なくとも
１つの特性が劣つている。 また、本発明例の場合は、A3およびB3に対し
て従来の熱延板熱処理であるバツチ焼鈍を行つた
ものに比しても優れた特性を有している。 実施例 ２ 実施例１と粗圧延後の保熱を除いては全く同一
条件で４mmの熱延板を製造し、更に0.8mmの冷延
板を製造した。すなわち、供試材の１部について
は1000℃で粗圧延を終了し、引続いて直ちに1000
℃×２分間の保熱を行い引続き実施例１と同一条
件で仕上圧延を行つた。 これらの供試材について実施例１と全く同様な
調査を行いその結果を第５表に示した。
【表】
本発明は上記実施例からも明らかな如く、スラ
ブの成分特にＡ，Ｎを限定し、スラブを1000〜
1300℃に加熱し最終パスの圧下比が35％以上で粗
圧延の終了温度が1000〜1300℃の粗圧延を施す
か、もしくはスラブを1000〜1300℃に加熱後粗圧
延を行い粗圧延後850〜1100℃で30秒〜30分間保
熱し、最終パスの圧下比が５〜16％で最終仕上温
度が800〜950℃の仕上圧延を施すことによつて、
次の効果をあげることができた。 (イ) 熱延板の焼鈍工程を省略することによつて、
製造費を低下し、日程を短縮することができ
た。 (ロ) 熱延板の酸洗における粒界腐食を防止し、耐
リジング性、成形性に優れたクロム系ステンレ
ス鋼板を得ることができた。
ブの成分特にＡ，Ｎを限定し、スラブを1000〜
1300℃に加熱し最終パスの圧下比が35％以上で粗
圧延の終了温度が1000〜1300℃の粗圧延を施す
か、もしくはスラブを1000〜1300℃に加熱後粗圧
延を行い粗圧延後850〜1100℃で30秒〜30分間保
熱し、最終パスの圧下比が５〜16％で最終仕上温
度が800〜950℃の仕上圧延を施すことによつて、
次の効果をあげることができた。 (イ) 熱延板の焼鈍工程を省略することによつて、
製造費を低下し、日程を短縮することができ
た。 (ロ) 熱延板の酸洗における粒界腐食を防止し、耐
リジング性、成形性に優れたクロム系ステンレ
ス鋼板を得ることができた。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にて、 Cr：10〜20％ Ａ：0.03〜0.2％ Ｎ：0.008〜0.04％ を含有するクロム系ステンレス鋼板の製造方法に
おいて、前記成分のクロム系ステンレス鋼スラブ
を1000〜1300℃の温度範囲に加熱後複数回の圧延
パスから成り最終パスの圧下比が35％以上で粗圧
延終了温度範囲が900〜1100℃の粗圧延を行う段
階と、前記粗圧延終了後引続き複数回の圧延パス
から成り最終パスの圧下比が５〜16％の範囲で仕
上圧延終了温度範囲が800〜950℃である仕上圧延
を行う段階と、を有して成り、前記熱間圧延後に
熱延板焼鈍を行うことなく直接冷間圧延すること
を特徴とする耐リジング性および成形性に優れた
クロム系ステンレス鋼板の製造方法。 ２ 重量比にて、 Cr：10〜20％ Ａ：0.03〜0.2％ Ｎ：0.008〜0.04％ を含有するクロム系ステンレス鋼板の製造方法に
おいて、前記成分のクロム系ステンレス鋼スラブ
を1000〜1300℃の温度範囲に加熱後複数回の圧延
パスから成る粗圧延を行う段階と、前記粗延後直
ちに850〜1100℃の温度範囲で30秒〜30分間保熱
する段階と、前記保熱終了後引続き複数回の圧延
パスから成り最終パスの圧下比が５〜16％の範囲
で最終仕上温度範囲が800〜950℃である仕上圧延
を行う段階と、を有して成り、前記熱間圧延後に
熱延板焼鈍を行うことなく直接冷間圧延すること
を特徴とする耐リジング性および成形性に優れた
クロム系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9243585A JPS61253324A (ja) | 1985-04-30 | 1985-04-30 | クロム系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9243585A JPS61253324A (ja) | 1985-04-30 | 1985-04-30 | クロム系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61253324A JPS61253324A (ja) | 1986-11-11 |
| JPH0564212B2 true JPH0564212B2 (ja) | 1993-09-14 |
Family
ID=14054353
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9243585A Granted JPS61253324A (ja) | 1985-04-30 | 1985-04-30 | クロム系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61253324A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0694573B2 (ja) * | 1986-12-16 | 1994-11-24 | 川崎製鉄株式会社 | 表面性状及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPH0694574B2 (ja) * | 1986-12-26 | 1994-11-24 | 川崎製鉄株式会社 | プレス成形性のきわめて優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPH0694575B2 (ja) * | 1987-08-11 | 1994-11-24 | 川崎製鉄株式会社 | 表面性状及びプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| EP1882755A4 (en) * | 2005-05-18 | 2011-05-11 | Hohwa Co Ltd | STAINLESS STEEL WITH HIGH SILICON CONTENT, SPRING MANUFACTURED USING THE SAME AS RAW MATERIAL, AND PROCESS FOR PRODUCING STAINLESS STEEL HAVING A HIGH SILICON CONTENT |
| CN113584389B (zh) * | 2021-08-03 | 2022-02-01 | 山东盛阳金属科技股份有限公司 | 一种430不锈钢及其轧制方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59576A (ja) * | 1982-06-28 | 1984-01-05 | Toshiba Corp | 風力発電設備の保護装置 |
| JPS5925933A (ja) * | 1982-08-03 | 1984-02-10 | Nippon Steel Corp | 加工性のすぐれたフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法 |
| JPS6024325A (ja) * | 1983-07-19 | 1985-02-07 | Kawasaki Steel Corp | リジングが少なく成形性にすぐれるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-04-30 JP JP9243585A patent/JPS61253324A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59576A (ja) * | 1982-06-28 | 1984-01-05 | Toshiba Corp | 風力発電設備の保護装置 |
| JPS5925933A (ja) * | 1982-08-03 | 1984-02-10 | Nippon Steel Corp | 加工性のすぐれたフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法 |
| JPS6024325A (ja) * | 1983-07-19 | 1985-02-07 | Kawasaki Steel Corp | リジングが少なく成形性にすぐれるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61253324A (ja) | 1986-11-11 |
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