JPH0564214B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0564214B2 JPH0564214B2 JP27658285A JP27658285A JPH0564214B2 JP H0564214 B2 JPH0564214 B2 JP H0564214B2 JP 27658285 A JP27658285 A JP 27658285A JP 27658285 A JP27658285 A JP 27658285A JP H0564214 B2 JPH0564214 B2 JP H0564214B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- annealing
- rolling
- hot
- ferritic stainless
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 40
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims description 25
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 20
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 18
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 12
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 10
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 6
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 3
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims description 2
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 19
- 206010070834 Sensitisation Diseases 0.000 description 14
- 230000008313 sensitization Effects 0.000 description 14
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 11
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 11
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 9
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 4
- 230000006399 behavior Effects 0.000 description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 3
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 3
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 230000003796 beauty Effects 0.000 description 1
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000013001 point bending Methods 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
表面性状および成形性に優れるフエライト系ス
テンレス鋼板の製造方法に関しこの明細書では、
熱間圧延後の焼鈍を低温度かつ短時間で行うこと
について述べる。 フエライト系ステンレス鋼板は、家庭用具、自
動車部品、厨房用品などに広く使用されている。
しかしながらこれらの製品化に当りフエライト系
ステンレス鋼板をプレス成形すると、リジングと
よばれる圧延方向に沿つた特有の凹凸が発生し易
くこれによつて成形品の表面美麗さが著しく損な
われる。このためリジングの防止が、フエライト
系ステンレス鋼板を製造する上で大きな課題とな
つている。 本発明の対象とするフエライト系ステンレス鋼
板とは、Ｃ：0.1wt％（以下単に％と示す）以下、
Si：１％以下、Mn：１％以下およびCr：10〜20
％を含有し、このような成分のフエライト系ステ
ンレス鋼板は、連続鋳造スラブ、又はインゴツト
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を施し、引続き冷間圧延、
仕上焼鈍を行う工程にて製造される。 該製造工程の熱間圧延に続く焼鈍は耐リジング
性および成形性の向上に必要な工程であるが、焼
鈍をバツチ式焼鈍で行う場合は数10時間の処理を
要するため生産効率の著しい低下を招く。そこで
焼鈍の処理時間短縮を目的とした連続焼鈍による
処理が実施されつつある。 （従来の技術） 特公昭59−29090号公報には、Ａを含有する
フエライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯の焼鈍
を950〜1100℃の温度範囲で行い、その後750〜
850℃の温度範囲で２分以上保持後、室温まで10
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する方法が開示され
ている。 また特公昭59−43978号公報には、Ａ：0.01
〜0.2％、Ｎ：0.025％を含有するフエライト系ス
テンレス鋼スラブを、900〜1200℃の温度で加熱
保持後、20％／パス以上の圧下を１パス以上行う
熱間圧延を行つた後、700〜1050℃の温度に加熱
し急冷する連続焼鈍を行う方法が開示されてい
る。 （発明が解決しようとする問題点） しかしながら上記の連続焼鈍を用いた製造方法
はいずれもリジング発生防止又は成形性の向上に
有効な手段であるが、焼鈍温度が高く処理時間も
長いところに問題を残していた。 この発明は、上記の問題を有利に解決するもの
で、優れた耐リジング性および成形性を備えるフ
エライト系ステンレス鋼板を低温、短時間の焼鈍
によつて製造する、すなわち生産効率の向上およ
び省エネルギーを併せて実現することを目的とす
る。 （問題点を解決するための手段） この発明は、Ａ：0.03〜0.2％および Ｎ：0.008〜0.04％を含有するフエライト系ステ
ンレス鋼に、粗圧延および仕上圧延からなる熱間
圧延を施し、引続き焼鈍を行い、その後冷間圧
延、次いで仕上焼鈍を施す一連の工程によつてフ
エライト系ステンレス鋼板を製造するに当り、上
記粗圧延後、仕上圧延に先立ち、850〜1100℃の
温度範囲において鋼片表層で、1.0〜15.0％に相
当する圧延方向の曲げ歪εの曲げ加工を施すこ
と、上記焼鈍を、｛830−37ｎ（１−128ε）｝℃以
上、800℃以下の温度範囲で施すこと、を特徴と
する表面性状および成形性に優れるフエライト系
ステンレス鋼板の製造方法である。 以下この発明の基礎となつた実験について説明
する。 第１にＡ，Ｂ，Ｃ鋼として示す組成の小型鋼塊
を真空高周波小型溶解炉でそれぞれ溶製し、1200
℃に加熱後、熱間圧延を施して４mm厚の熱延板と
したのち、０〜1200℃の温度範囲で実質的に保持
を行わない焼鈍を行つた。次いで酸洗、１回冷延
法で0.8mm厚に冷間圧延したのち、850℃、30Sの
仕上焼鈍を施して冷延板を作製した。
テンレス鋼板の製造方法に関しこの明細書では、
熱間圧延後の焼鈍を低温度かつ短時間で行うこと
について述べる。 フエライト系ステンレス鋼板は、家庭用具、自
動車部品、厨房用品などに広く使用されている。
しかしながらこれらの製品化に当りフエライト系
ステンレス鋼板をプレス成形すると、リジングと
よばれる圧延方向に沿つた特有の凹凸が発生し易
くこれによつて成形品の表面美麗さが著しく損な
われる。このためリジングの防止が、フエライト
系ステンレス鋼板を製造する上で大きな課題とな
つている。 本発明の対象とするフエライト系ステンレス鋼
板とは、Ｃ：0.1wt％（以下単に％と示す）以下、
Si：１％以下、Mn：１％以下およびCr：10〜20
％を含有し、このような成分のフエライト系ステ
ンレス鋼板は、連続鋳造スラブ、又はインゴツト
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を施し、引続き冷間圧延、
仕上焼鈍を行う工程にて製造される。 該製造工程の熱間圧延に続く焼鈍は耐リジング
性および成形性の向上に必要な工程であるが、焼
鈍をバツチ式焼鈍で行う場合は数10時間の処理を
要するため生産効率の著しい低下を招く。そこで
焼鈍の処理時間短縮を目的とした連続焼鈍による
処理が実施されつつある。 （従来の技術） 特公昭59−29090号公報には、Ａを含有する
フエライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯の焼鈍
を950〜1100℃の温度範囲で行い、その後750〜
850℃の温度範囲で２分以上保持後、室温まで10
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する方法が開示され
ている。 また特公昭59−43978号公報には、Ａ：0.01
〜0.2％、Ｎ：0.025％を含有するフエライト系ス
テンレス鋼スラブを、900〜1200℃の温度で加熱
保持後、20％／パス以上の圧下を１パス以上行う
熱間圧延を行つた後、700〜1050℃の温度に加熱
し急冷する連続焼鈍を行う方法が開示されてい
る。 （発明が解決しようとする問題点） しかしながら上記の連続焼鈍を用いた製造方法
はいずれもリジング発生防止又は成形性の向上に
有効な手段であるが、焼鈍温度が高く処理時間も
長いところに問題を残していた。 この発明は、上記の問題を有利に解決するもの
で、優れた耐リジング性および成形性を備えるフ
エライト系ステンレス鋼板を低温、短時間の焼鈍
によつて製造する、すなわち生産効率の向上およ
び省エネルギーを併せて実現することを目的とす
る。 （問題点を解決するための手段） この発明は、Ａ：0.03〜0.2％および Ｎ：0.008〜0.04％を含有するフエライト系ステ
ンレス鋼に、粗圧延および仕上圧延からなる熱間
圧延を施し、引続き焼鈍を行い、その後冷間圧
延、次いで仕上焼鈍を施す一連の工程によつてフ
エライト系ステンレス鋼板を製造するに当り、上
記粗圧延後、仕上圧延に先立ち、850〜1100℃の
温度範囲において鋼片表層で、1.0〜15.0％に相
当する圧延方向の曲げ歪εの曲げ加工を施すこ
と、上記焼鈍を、｛830−37ｎ（１−128ε）｝℃以
上、800℃以下の温度範囲で施すこと、を特徴と
する表面性状および成形性に優れるフエライト系
ステンレス鋼板の製造方法である。 以下この発明の基礎となつた実験について説明
する。 第１にＡ，Ｂ，Ｃ鋼として示す組成の小型鋼塊
を真空高周波小型溶解炉でそれぞれ溶製し、1200
℃に加熱後、熱間圧延を施して４mm厚の熱延板と
したのち、０〜1200℃の温度範囲で実質的に保持
を行わない焼鈍を行つた。次いで酸洗、１回冷延
法で0.8mm厚に冷間圧延したのち、850℃、30Sの
仕上焼鈍を施して冷延板を作製した。
【表】
かくして得られた各冷延板の値および耐リジ
ング性について調査した結果を第１図ａ，ｂにそ
れぞれ示す。 なお第１図ａにおける値はJIS5号試験片を用
い、15％の引張予ひずみを与えた後３点法により
測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｃ方向（圧延方向
に直角方向）、Ｄ方向（圧延方向に45°方向）の３
方向の平均値値＝（rL＋rC＋2rD）／４として求
めた。 また第１図ｂにおけるリジング性は圧延方向か
ら切り出したJIS5号試験片を用い、20％の引張予
ひずみを付加し表面の凹凸を表面粗度計を用いて
測定し、次の基準でリジング性を評価した。
ング性について調査した結果を第１図ａ，ｂにそ
れぞれ示す。 なお第１図ａにおける値はJIS5号試験片を用
い、15％の引張予ひずみを与えた後３点法により
測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｃ方向（圧延方向
に直角方向）、Ｄ方向（圧延方向に45°方向）の３
方向の平均値値＝（rL＋rC＋2rD）／４として求
めた。 また第１図ｂにおけるリジング性は圧延方向か
ら切り出したJIS5号試験片を用い、20％の引張予
ひずみを付加し表面の凹凸を表面粗度計を用いて
測定し、次の基準でリジング性を評価した。
【表】
なお上掲の評価１，２は実用上問題のないリジ
ング性を示す。 同図に示した結果から明らかなように、値に
ついては、Ａ含有量の比較的高いＢ鋼およびＣ
鋼では熱延板焼鈍が1000℃以下の温度であれば良
好な値が得られること、一方耐リジング性につい
ては、Ａ含有量が高いＣ鋼を除いて800℃程度
以下の方がかえつて良好な結果が得られる。 すなわちＡ含有量が0.10％程度のＢ鋼では、
焼鈍温度を従来よりも低い800℃以下とした場合
であつても、良好な値および耐リジング性が得
られることが判明した。 しかしながら上記の如き低温焼鈍を行つた場合
には、冷延板の表面に局所的な表面疵が多数発生
する新たな問題が生じた。かかる表面疵は、従来
からフエライト系ステンレス鋼において問題とさ
れた、熱延板の鋭敏化に起因して酸洗後の粒界腐
食によつて発生するいわゆるきらきら疵と考えら
れる。 そこで発明者らは、かかる表面疵の原因である
粒界腐食と焼鈍温度との関係について調べた。そ
の結果を第１図ｃに示す。 同図から明らかなように、熱延板のままでは
Ａ，ＢおよびＣ鋼とも鋭敏化に起因する粒界腐食
が生じている。 これに対して焼鈍を行うと、まずＡ含有量が
多いＣ鋼は結晶粒界近傍のCr欠乏層へのCrの拡
散により850℃以上で鋭敏化の回復がみられたが、
1150℃以上の温度で再び鋭敏化傾向を呈し、また
同様にＢ鋼は850℃以上で鋭敏化が回復するが、
1100℃以上の温度で再び鋭敏化し、一方Ａ鋼はい
かなる焼鈍温度でも鋭敏化の回復はみられなかつ
た。 従来、Ａを含有するフエライト系ステンレス
鋼は900〜1000℃の温度範囲の焼鈍でも最も優れ
た特性を備える冷延鋼板が得られ、該温度より低
温の焼鈍では耐リジング性が劣化する、とされて
きた。ところが前掲第１図に示したように焼鈍温
度による影響を詳細に検討した結果では、従来と
は異なり、800℃以下程度の焼鈍の方がかえつて
耐リジング性の向上が著しいことがわかつた。さ
らに適量のＡを含有させれば、焼鈍温度に影響
されずに高い値を維持できることも見い出し
た。しかしながら850℃未満の焼鈍では鋭敏化の
回復が達成されずに次の酸洗で粒界腐食を生じる
という問題が残る。 そこで発明者らはさらにこの問題を解決するた
めに鋭意研究を重ねたところ、以下に述べるよう
に熱間仕上圧延に先立つて鋼板に曲げ歪を導入し
てやることにより、上記の問題が有利に解決され
ることを突止めた。 Ｃ：0.06％、Si：0.3％、Mn：0.3％、Cr：16.2
％、Ｐ：0.02％およびＳ：0.003％を含み、さら
にＡを0.01〜0.2％、またはＮを0.002〜0.06％
の範囲で変化させた組成になる種々の小型鋼塊を
溶製し、1200℃に加熱後熱間粗圧延にて25mm厚の
鋼片を作製し直ちに1000℃の状態で鋼片表層で０
〜20％に相当する曲げ加工を圧延方向に与え、引
続き熱間仕上圧延を施して４mm厚の熱延板を作製
した。該熱延板に対して０〜900℃の温度範囲で
実質的に保持を行わない焼鈍を行つた後、シユト
ラウス試験によつて鋭敏化挙動の調査を行つた。 第２図に、Ｎを0.01％に固定し、Ａを0.01〜
0.2％の範囲で変化させたときの鋭敏化挙動に及
ぼす曲げ加工および焼鈍の影響を示す。 第２図から明らかなように、鋭敏化の回復に必
要な焼鈍温度（以下回復温度という）は、Ａ含
有量の如何にかかわらず熱間圧延中の曲げ加工に
よる導入歪量が増すほど回復温度が低下するこ
と、すなわち曲げ歪が１％では650℃、15％では
550℃まで低下する。しかしながら15％をこえる
と回復温度はさらに低下するものの、曲げによる
割れが鋼片に発生する。またＡ含有量が0.03％
未満では、回復温度の低減効果に乏しく、該温度
は以前として高い。 次に第３図にＡを0.1％に固定し、Ｎを0.002
〜0.06％に変化させたときの鋭敏化挙動について
示す。第２図の場合と同様に曲げ歪の増加によつ
て回復温度は低下する。例えば曲げ歪が１％では
650℃、15％では550℃まで低下した。しかしなが
ら15％をこえると回復温度はさらに低下するもの
の、やはり曲げによる割れが鋼片に発生した。ま
たＮ含有量が0.008％未満あるいは0.04％をこえ
た場合には回復温度の低減効果はほとんどみられ
なかつた。 上述のような実験に準じて数多くの実験を行
い、導入した曲げ歪と鋭敏化回復温度との関係に
ついて調べた結果を整理して第４図に示す。 同図に示した曲線よりも上側の領域が効果的な
鋭敏化の回復が実現される温度域である。ここに
上記の曲線は、Ｔ＝830−37ｎ（１−128ε）で表
わされる。 すなわち回復温度Ｔ（℃）と曲げ歪ε（％）の間
に、Ｔ＝830−37ｎ（１−128ε）なる関係がある
ことがわかり、熱延板焼鈍温度がＴ℃以上であれ
ば鋭敏化が回復することを見い出した。 （作用） まずこの発明の各限定理由を説明する。 Ａ：0.03〜0.2％ Ａは、Ｎとともに添加することによつて低温
度の熱延板焼鈍で成形性の向上を図れ、回復温度
を低下する効果がある。ただし0.03％未満では前
掲第２図にも示したように回復温度を下げる効果
に乏しく、また成形性の点でも好ましくなく、一
方また、0.2％をこえると耐リジング性の劣化を
招くため、0.03〜0.2％とした。 Ｎ：0.008〜0.04％ Ｎ量が0.008％に満たなかつたり0.04％をこえ
た場合には、前掲第３図に示したように回復温度
の低減効果に乏しく、また耐リジング性や変形性
の点でも好ましくないので、0.008〜0.04％とし
た。 次に曲げ歪を与える際の温度が850℃に未たな
かつたり、1100℃をこえた場合には、満足のいく
ほどの回復温度の低減効果が得られないため、
850〜1100℃の範囲に限定した。 曲げ歪εは、１％未満では回復温度低下の効果
が少なく、15％をこえると曲げによる割れが発生
するため、１〜15％とした。なお適切な焼鈍を行
えば曲げ歪εが１％未満であつても鋭敏化の回復
は可能ではあるが、曲げ歪量による回復温度の変
動が大きくその結果、適正焼鈍温度範囲がせまく
なり安定した操業を得にくいので、この発明では
１％以上とした。 熱延板焼鈍温度は、鋭敏化の回復を効果的に図
るためには前掲第４図に示したとおり｛830−37
ｎ（１−128ε）｝℃以上を必要とするが、800℃
をこえると耐リジング性が劣化するので、｛830−
37ｎ（１−128ε）｝℃以上、800℃以下とした。 なお熱延板焼鈍が上記温度範囲であれば、該温
度域に到達させるだけで十分で、とくに保持する
必要はないが、該温度域での滞留時間が300Sを
こえると耐リジング性が劣化するきらいにあるの
で300S以下とするのが好ましい。 （実施例） 表２に鋼Ｄおよび鋼Ｅとして示す２種類のフエ
ライト系ステンレス鋼を真空小型溶解炉で溶製し
４mm厚に熱間圧延後、表３に示す種々の条件下で
熱延板焼鈍を施し、引続き酸洗し、次いで１回法
で0.8mm厚に冷間圧延し、850℃×30Sの仕上焼鈍
を施した。 かくして得られた各製品の熱延板焼鈍後のシユ
トラウス試験による粒界腐食の有無ならびに冷延
板の耐リジング性および成形性について調査結果
を表３に併記する。
ング性を示す。 同図に示した結果から明らかなように、値に
ついては、Ａ含有量の比較的高いＢ鋼およびＣ
鋼では熱延板焼鈍が1000℃以下の温度であれば良
好な値が得られること、一方耐リジング性につい
ては、Ａ含有量が高いＣ鋼を除いて800℃程度
以下の方がかえつて良好な結果が得られる。 すなわちＡ含有量が0.10％程度のＢ鋼では、
焼鈍温度を従来よりも低い800℃以下とした場合
であつても、良好な値および耐リジング性が得
られることが判明した。 しかしながら上記の如き低温焼鈍を行つた場合
には、冷延板の表面に局所的な表面疵が多数発生
する新たな問題が生じた。かかる表面疵は、従来
からフエライト系ステンレス鋼において問題とさ
れた、熱延板の鋭敏化に起因して酸洗後の粒界腐
食によつて発生するいわゆるきらきら疵と考えら
れる。 そこで発明者らは、かかる表面疵の原因である
粒界腐食と焼鈍温度との関係について調べた。そ
の結果を第１図ｃに示す。 同図から明らかなように、熱延板のままでは
Ａ，ＢおよびＣ鋼とも鋭敏化に起因する粒界腐食
が生じている。 これに対して焼鈍を行うと、まずＡ含有量が
多いＣ鋼は結晶粒界近傍のCr欠乏層へのCrの拡
散により850℃以上で鋭敏化の回復がみられたが、
1150℃以上の温度で再び鋭敏化傾向を呈し、また
同様にＢ鋼は850℃以上で鋭敏化が回復するが、
1100℃以上の温度で再び鋭敏化し、一方Ａ鋼はい
かなる焼鈍温度でも鋭敏化の回復はみられなかつ
た。 従来、Ａを含有するフエライト系ステンレス
鋼は900〜1000℃の温度範囲の焼鈍でも最も優れ
た特性を備える冷延鋼板が得られ、該温度より低
温の焼鈍では耐リジング性が劣化する、とされて
きた。ところが前掲第１図に示したように焼鈍温
度による影響を詳細に検討した結果では、従来と
は異なり、800℃以下程度の焼鈍の方がかえつて
耐リジング性の向上が著しいことがわかつた。さ
らに適量のＡを含有させれば、焼鈍温度に影響
されずに高い値を維持できることも見い出し
た。しかしながら850℃未満の焼鈍では鋭敏化の
回復が達成されずに次の酸洗で粒界腐食を生じる
という問題が残る。 そこで発明者らはさらにこの問題を解決するた
めに鋭意研究を重ねたところ、以下に述べるよう
に熱間仕上圧延に先立つて鋼板に曲げ歪を導入し
てやることにより、上記の問題が有利に解決され
ることを突止めた。 Ｃ：0.06％、Si：0.3％、Mn：0.3％、Cr：16.2
％、Ｐ：0.02％およびＳ：0.003％を含み、さら
にＡを0.01〜0.2％、またはＮを0.002〜0.06％
の範囲で変化させた組成になる種々の小型鋼塊を
溶製し、1200℃に加熱後熱間粗圧延にて25mm厚の
鋼片を作製し直ちに1000℃の状態で鋼片表層で０
〜20％に相当する曲げ加工を圧延方向に与え、引
続き熱間仕上圧延を施して４mm厚の熱延板を作製
した。該熱延板に対して０〜900℃の温度範囲で
実質的に保持を行わない焼鈍を行つた後、シユト
ラウス試験によつて鋭敏化挙動の調査を行つた。 第２図に、Ｎを0.01％に固定し、Ａを0.01〜
0.2％の範囲で変化させたときの鋭敏化挙動に及
ぼす曲げ加工および焼鈍の影響を示す。 第２図から明らかなように、鋭敏化の回復に必
要な焼鈍温度（以下回復温度という）は、Ａ含
有量の如何にかかわらず熱間圧延中の曲げ加工に
よる導入歪量が増すほど回復温度が低下するこ
と、すなわち曲げ歪が１％では650℃、15％では
550℃まで低下する。しかしながら15％をこえる
と回復温度はさらに低下するものの、曲げによる
割れが鋼片に発生する。またＡ含有量が0.03％
未満では、回復温度の低減効果に乏しく、該温度
は以前として高い。 次に第３図にＡを0.1％に固定し、Ｎを0.002
〜0.06％に変化させたときの鋭敏化挙動について
示す。第２図の場合と同様に曲げ歪の増加によつ
て回復温度は低下する。例えば曲げ歪が１％では
650℃、15％では550℃まで低下した。しかしなが
ら15％をこえると回復温度はさらに低下するもの
の、やはり曲げによる割れが鋼片に発生した。ま
たＮ含有量が0.008％未満あるいは0.04％をこえ
た場合には回復温度の低減効果はほとんどみられ
なかつた。 上述のような実験に準じて数多くの実験を行
い、導入した曲げ歪と鋭敏化回復温度との関係に
ついて調べた結果を整理して第４図に示す。 同図に示した曲線よりも上側の領域が効果的な
鋭敏化の回復が実現される温度域である。ここに
上記の曲線は、Ｔ＝830−37ｎ（１−128ε）で表
わされる。 すなわち回復温度Ｔ（℃）と曲げ歪ε（％）の間
に、Ｔ＝830−37ｎ（１−128ε）なる関係がある
ことがわかり、熱延板焼鈍温度がＴ℃以上であれ
ば鋭敏化が回復することを見い出した。 （作用） まずこの発明の各限定理由を説明する。 Ａ：0.03〜0.2％ Ａは、Ｎとともに添加することによつて低温
度の熱延板焼鈍で成形性の向上を図れ、回復温度
を低下する効果がある。ただし0.03％未満では前
掲第２図にも示したように回復温度を下げる効果
に乏しく、また成形性の点でも好ましくなく、一
方また、0.2％をこえると耐リジング性の劣化を
招くため、0.03〜0.2％とした。 Ｎ：0.008〜0.04％ Ｎ量が0.008％に満たなかつたり0.04％をこえ
た場合には、前掲第３図に示したように回復温度
の低減効果に乏しく、また耐リジング性や変形性
の点でも好ましくないので、0.008〜0.04％とし
た。 次に曲げ歪を与える際の温度が850℃に未たな
かつたり、1100℃をこえた場合には、満足のいく
ほどの回復温度の低減効果が得られないため、
850〜1100℃の範囲に限定した。 曲げ歪εは、１％未満では回復温度低下の効果
が少なく、15％をこえると曲げによる割れが発生
するため、１〜15％とした。なお適切な焼鈍を行
えば曲げ歪εが１％未満であつても鋭敏化の回復
は可能ではあるが、曲げ歪量による回復温度の変
動が大きくその結果、適正焼鈍温度範囲がせまく
なり安定した操業を得にくいので、この発明では
１％以上とした。 熱延板焼鈍温度は、鋭敏化の回復を効果的に図
るためには前掲第４図に示したとおり｛830−37
ｎ（１−128ε）｝℃以上を必要とするが、800℃
をこえると耐リジング性が劣化するので、｛830−
37ｎ（１−128ε）｝℃以上、800℃以下とした。 なお熱延板焼鈍が上記温度範囲であれば、該温
度域に到達させるだけで十分で、とくに保持する
必要はないが、該温度域での滞留時間が300Sを
こえると耐リジング性が劣化するきらいにあるの
で300S以下とするのが好ましい。 （実施例） 表２に鋼Ｄおよび鋼Ｅとして示す２種類のフエ
ライト系ステンレス鋼を真空小型溶解炉で溶製し
４mm厚に熱間圧延後、表３に示す種々の条件下で
熱延板焼鈍を施し、引続き酸洗し、次いで１回法
で0.8mm厚に冷間圧延し、850℃×30Sの仕上焼鈍
を施した。 かくして得られた各製品の熱延板焼鈍後のシユ
トラウス試験による粒界腐食の有無ならびに冷延
板の耐リジング性および成形性について調査結果
を表３に併記する。
【表】
【表】
【表】
この発明に従い、Ａ：0.1％、Ｎ：0.012％を
含有するＤ鋼に、熱間圧延中に1.5％の曲げ歪を
与え、700℃×60Sの熱延板焼鈍を行つた場合に
は、粒界腐食が発生せず、また優れた耐リジング
性、成形性が得られた。 この点曲げ加工を行わないと粒界腐食が生じ、一
方950℃×60Sの高温短時間の焼鈍を行つた場合
には粒界腐食は生じないが耐リジング性が劣化し
た。 またＡの含有量がこの発明の下限に満たない
Ｅ鋼では、曲げ加工の有無にかかわらず、適正な
熱延板焼鈍を行つても粒界腐食が生じ、また成形
性にも劣つていた。 さらにバツチ式焼鈍（820℃×2h）を行つた場
合は粒界腐食は生じないものの、耐リジング性、
成形性ともこの発明の実施例と比較すると幾分劣
る。 （発明の効果） この発明では、耐リジング性および成形性に優
れるフエライト系ステンレス鋼板を低温度、短時
間の熱延板焼鈍によつて製造することができ、省
エネルギー、生産効率の向上とともにコストの低
減を実現し得る。
含有するＤ鋼に、熱間圧延中に1.5％の曲げ歪を
与え、700℃×60Sの熱延板焼鈍を行つた場合に
は、粒界腐食が発生せず、また優れた耐リジング
性、成形性が得られた。 この点曲げ加工を行わないと粒界腐食が生じ、一
方950℃×60Sの高温短時間の焼鈍を行つた場合
には粒界腐食は生じないが耐リジング性が劣化し
た。 またＡの含有量がこの発明の下限に満たない
Ｅ鋼では、曲げ加工の有無にかかわらず、適正な
熱延板焼鈍を行つても粒界腐食が生じ、また成形
性にも劣つていた。 さらにバツチ式焼鈍（820℃×2h）を行つた場
合は粒界腐食は生じないものの、耐リジング性、
成形性ともこの発明の実施例と比較すると幾分劣
る。 （発明の効果） この発明では、耐リジング性および成形性に優
れるフエライト系ステンレス鋼板を低温度、短時
間の熱延板焼鈍によつて製造することができ、省
エネルギー、生産効率の向上とともにコストの低
減を実現し得る。
第１図ａ，ｂ，ｃはそれぞれ焼鈍温度が値、
耐リジング性および粒界腐食に及ぼす影響を示す
グラフ、第２図および第３図それぞれ鋼中Ａ
量、Ｎ量と回復温度との関係を導入して曲げ歪を
パラメータとして示すグラフ、第４図は曲げ歪と
回復温度との関係を示すグラフである。
耐リジング性および粒界腐食に及ぼす影響を示す
グラフ、第２図および第３図それぞれ鋼中Ａ
量、Ｎ量と回復温度との関係を導入して曲げ歪を
パラメータとして示すグラフ、第４図は曲げ歪と
回復温度との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ａ：0.03〜0.2wt％および Ｎ：0.008〜0.04wt％ を含有するフエライト系ステンレス鋼に、粗圧延
および仕上圧延からなる熱間圧延を施し、引続き
焼鈍を行い、その後冷間圧延、次いで仕上焼鈍を
施す一連の工程によつてフエライト系ステンレス
鋼板を製造するに当り、 上記粗圧延後、仕上圧延に先立ち、850〜1100
℃の温度範囲において鋼片表層で、1.0〜15.0％
に相当する圧延方向の曲げ歪εの曲げ加工を施す
こと、 上記焼鈍を、｛830−37ｎ（１−128ε）｝℃以
上、800℃以下の温度範囲で施すこと、を特徴と
する表面性状および成形性に優れるフエライト系
ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27658285A JPS62136525A (ja) | 1985-12-09 | 1985-12-09 | 表面性状および成形性に優れるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27658285A JPS62136525A (ja) | 1985-12-09 | 1985-12-09 | 表面性状および成形性に優れるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62136525A JPS62136525A (ja) | 1987-06-19 |
| JPH0564214B2 true JPH0564214B2 (ja) | 1993-09-14 |
Family
ID=17571470
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27658285A Granted JPS62136525A (ja) | 1985-12-09 | 1985-12-09 | 表面性状および成形性に優れるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62136525A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2548296Y2 (ja) * | 1992-04-17 | 1997-09-17 | シーケーディ株式会社 | ブレーキ付空気圧シリンダ用制御装置 |
| BR112013032272A2 (pt) | 2011-06-16 | 2016-12-20 | Nippon Steel & Sumikin Sst | chapa de aço inoxidável ferrítico que possui excelente resistência ao enrugamento e método de produção da mesma |
-
1985
- 1985-12-09 JP JP27658285A patent/JPS62136525A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62136525A (ja) | 1987-06-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0564214B2 (ja) | ||
| JP2001089814A (ja) | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPS63162818A (ja) | 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) | 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 | |
| JPH0257128B2 (ja) | ||
| JPS5983725A (ja) | リジングの小さいフエライト系ステンレス薄鋼板の製造方法 | |
| JPS6119688B2 (ja) | ||
| JPH0160531B2 (ja) | ||
| JPH07173537A (ja) | オーステナイト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法 | |
| JPH0526849B2 (ja) | ||
| JP3314847B2 (ja) | 加工仕上がり性の良いフェライト系ステンレス鋼板の製造法 | |
| JP3728828B2 (ja) | 表面品質と深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH022940B2 (ja) | ||
| JPS5935664A (ja) | 冷延性にすぐれたα＋β型チタン合金熱延板の製造方法 | |
| JPS62136526A (ja) | Ｃｒ系ステンレス鋼帯の製造方法 | |
| JP4696341B2 (ja) | 表面性状に優れた薄鋼板の製造方法 | |
| JPH0254745A (ja) | 加工用純チタン板の製造方法 | |
| JPS61204325A (ja) | 耐リジング性と強度−伸びバランスに優れる加工用アズロ−ルド薄鋼板の製造方法 | |
| JPS6173864A (ja) | 耐酸化性および加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JPH10280035A (ja) | 加工性と耐熱性に優れた高純フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法 | |
| JPS5989723A (ja) | 連続鋳造−直接熱延による加工用薄鋼板の製造方法 | |
| JPH06271944A (ja) | 成形性および耐リジング性に優れ、しかも異方性の小さいフェライト系ステンレス薄鋼板の製造方法 | |
| JP2612453B2 (ja) | 絞り性にすぐれる熱延軟鋼板の製造方法 | |
| JP2002275543A (ja) | 成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPS62270726A (ja) | 加工性の優れた冷延鋼板の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |