JPH06179948A - 等方変形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
等方変形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH06179948A JPH06179948A JP29918192A JP29918192A JPH06179948A JP H06179948 A JPH06179948 A JP H06179948A JP 29918192 A JP29918192 A JP 29918192A JP 29918192 A JP29918192 A JP 29918192A JP H06179948 A JPH06179948 A JP H06179948A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 オーステナイト系ステンレス冷延鋼板の深絞
り加工時のイヤリングを低減し材料歩留まりを向上する
ための、塑性歪み比の面内異方性（｜Δｒ｜）の小さい
等方変形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼
板及びその製造方法を提供する。 【構成】 wt％で、所定量のＣ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cr、
Ni、Ｎを含み、且つCu、Mo、Co、Ｖ、Nb量が下式を満た
す｜Δｒ｜の小さい等方変形性に優れたオーステナイト
系ステンレス冷延鋼板。 ３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb≦1.３０
り加工時のイヤリングを低減し材料歩留まりを向上する
ための、塑性歪み比の面内異方性（｜Δｒ｜）の小さい
等方変形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼
板及びその製造方法を提供する。 【構成】 wt％で、所定量のＣ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cr、
Ni、Ｎを含み、且つCu、Mo、Co、Ｖ、Nb量が下式を満た
す｜Δｒ｜の小さい等方変形性に優れたオーステナイト
系ステンレス冷延鋼板。 ３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb≦1.３０
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はオーステナイト系ステン
レス冷延鋼板の深絞り加工時のイヤリングを低減し、材
料歩留を向上させるための、塑性歪み比の面内異方性
（｜Δｒ｜）の小さい等方変形性に優れたオーステナイ
ト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法に関するも
のである。
レス冷延鋼板の深絞り加工時のイヤリングを低減し、材
料歩留を向上させるための、塑性歪み比の面内異方性
（｜Δｒ｜）の小さい等方変形性に優れたオーステナイ
ト系ステンレス冷延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】ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステ
ンレス鋼帯板はプレス成形用として、厨房用機器や食器
等に広く用いられている。しかしオーステナイト系ステ
ンレス鋼は塑性歪み比（ｒ値）の面内異方性（｜Δｒ
｜；Δｒ＝ｒ45−（ｒ0 ＋ｒ90）／２）が大きく、深絞
り加工後のカップの縁に扇型の凹凸形状を示すイヤリン
グが発生する。このイヤリングは成形後に切断除去しな
ければならないので、材料の歩留を低下させ、また工程
が煩雑となる。そこでこのようなＳＵＳ３０４の面内異
方性を解決するために次のような技術が提案されてい
る。
ンレス鋼帯板はプレス成形用として、厨房用機器や食器
等に広く用いられている。しかしオーステナイト系ステ
ンレス鋼は塑性歪み比（ｒ値）の面内異方性（｜Δｒ
｜；Δｒ＝ｒ45−（ｒ0 ＋ｒ90）／２）が大きく、深絞
り加工後のカップの縁に扇型の凹凸形状を示すイヤリン
グが発生する。このイヤリングは成形後に切断除去しな
ければならないので、材料の歩留を低下させ、また工程
が煩雑となる。そこでこのようなＳＵＳ３０４の面内異
方性を解決するために次のような技術が提案されてい
る。
【０００３】（１）特公昭58-11489においては、熱延板
焼鈍を１１５０〜１２５０℃で行なうこと、あるいはさ
らに冷延温度を３５〜２５０℃にすることにより塑性歪
み比の面内異方性の小さい鋼帯を製造する方法が提案さ
れている。
焼鈍を１１５０〜１２５０℃で行なうこと、あるいはさ
らに冷延温度を３５〜２５０℃にすることにより塑性歪
み比の面内異方性の小さい鋼帯を製造する方法が提案さ
れている。
【０００４】（２）また特公平2-11653 では、加熱温度
１２００〜１３００℃、粗圧延を２５％／パス以上の圧
下を１パス以上行ない、１０５０℃以上で終了させ、仕
上圧延を圧下率５０％以上行ない、９８０〜１１００℃
で終了させ、６５０℃以下で巻取り、熱延板焼鈍するこ
となく、デスケーリングを行ない、冷間圧延、最終焼鈍
することにより面内異方性の小さいステンレス鋼帯を製
造することが提案されている。
１２００〜１３００℃、粗圧延を２５％／パス以上の圧
下を１パス以上行ない、１０５０℃以上で終了させ、仕
上圧延を圧下率５０％以上行ない、９８０〜１１００℃
で終了させ、６５０℃以下で巻取り、熱延板焼鈍するこ
となく、デスケーリングを行ない、冷間圧延、最終焼鈍
することにより面内異方性の小さいステンレス鋼帯を製
造することが提案されている。
【０００５】（３）さらに、特開昭62-192537 では熱間
圧延の仕上圧延温度と最終パス圧下率を制御し、熱延板
焼鈍を省略して塑性異方性の小さいオーステナイト系ス
テンレス鋼板を製造する方法を提案している。
圧延の仕上圧延温度と最終パス圧下率を制御し、熱延板
焼鈍を省略して塑性異方性の小さいオーステナイト系ス
テンレス鋼板を製造する方法を提案している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】前記した（１）の特公
昭58-11489に開示されている熱延板の高温焼鈍を行った
場合には、鋼帯表面に緻密な酸化スケールが発達するた
め脱スケール性に劣り表面欠陥が生じやすいという問題
点がある。
昭58-11489に開示されている熱延板の高温焼鈍を行った
場合には、鋼帯表面に緻密な酸化スケールが発達するた
め脱スケール性に劣り表面欠陥が生じやすいという問題
点がある。
【０００７】前記した（２）の特公平2-11653 および
（３）の特開昭62-192537 に開示されているように、熱
延板焼鈍を省略した場合は、熱延板素材の粒成長が十分
でないため、イヤリングは満足するレベルまで低減して
いない。また、熱延板焼鈍を省略するとスケールの改質
が行なわれないため脱スケール性に劣り美麗な表面を得
難いという課題がある。
（３）の特開昭62-192537 に開示されているように、熱
延板焼鈍を省略した場合は、熱延板素材の粒成長が十分
でないため、イヤリングは満足するレベルまで低減して
いない。また、熱延板焼鈍を省略するとスケールの改質
が行なわれないため脱スケール性に劣り美麗な表面を得
難いという課題がある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は上記したような
従来のものにおける技術的課題を解消するために検討を
重ね、Cu、Mo、Co、Ｖ、Nbの成分量から得られる数式値
を特定範囲以下とすることにより、製品の｜Δｒ｜が著
しく低減することに成功し、また、熱間圧延の仕上温度
を１０００℃以上とした場合、さらに優れたレベルまで
｜Δｒ｜の低減が図れることを見出したものであって、
以下の如くである。
従来のものにおける技術的課題を解消するために検討を
重ね、Cu、Mo、Co、Ｖ、Nbの成分量から得られる数式値
を特定範囲以下とすることにより、製品の｜Δｒ｜が著
しく低減することに成功し、また、熱間圧延の仕上温度
を１０００℃以上とした場合、さらに優れたレベルまで
｜Δｒ｜の低減が図れることを見出したものであって、
以下の如くである。
【０００９】（１） wt％で、Ｃ：0.０８％以下、Si：
0.８％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.０４％以下、Ｓ：0.
０１％以下、Cr：１６〜２０％、Ni：６〜１２％、Ｎ：
0.０５％以下を含み、かつCu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量が下
記の式を満足する｜Δｒ｜の小さい等方変形性に優れた
オーステナイト系ステンレス冷延鋼板。 ３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb≦1.３０
0.８％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.０４％以下、Ｓ：0.
０１％以下、Cr：１６〜２０％、Ni：６〜１２％、Ｎ：
0.０５％以下を含み、かつCu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量が下
記の式を満足する｜Δｒ｜の小さい等方変形性に優れた
オーステナイト系ステンレス冷延鋼板。 ３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb≦1.３０
【００１０】（２） wt％で、Ｃ：0.０８％以下、Si：
0.８％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.０４％以下、Ｓ：0.
０１％以下、Cr：１６〜２０％、Ni：６〜１２％、Ｎ：
0.０５％以下を含み、かつCu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量が下
記の式を満足するオーステナイト系ステンレス鋼を熱間
圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍を経て冷延鋼帯
板を製造するに際し、仕上温度１０００℃以上で熱間圧
延を行うことを特徴とする｜Δｒ｜の小さい等方変形性
に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板の製造方
法。 ３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb≦1.３０
0.８％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.０４％以下、Ｓ：0.
０１％以下、Cr：１６〜２０％、Ni：６〜１２％、Ｎ：
0.０５％以下を含み、かつCu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量が下
記の式を満足するオーステナイト系ステンレス鋼を熱間
圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍を経て冷延鋼帯
板を製造するに際し、仕上温度１０００℃以上で熱間圧
延を行うことを特徴とする｜Δｒ｜の小さい等方変形性
に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板の製造方
法。 ３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb≦1.３０
【００１１】
【作用】上記した本発明についてさらに詳細に説明する
と、まずイヤリングはオーステナイト系ステンレス鋼に
特有の強い集合組織が発達し塑性歪み比の面内異方性が
増大するために発生するものであり、従ってイヤリング
は｜Δｒ｜の値と対応しており、｜Δｒ｜の増大に伴い
イヤリングは増大する。
と、まずイヤリングはオーステナイト系ステンレス鋼に
特有の強い集合組織が発達し塑性歪み比の面内異方性が
増大するために発生するものであり、従ってイヤリング
は｜Δｒ｜の値と対応しており、｜Δｒ｜の増大に伴い
イヤリングは増大する。
【００１２】然して、前記した面内異方性を増大させイ
ヤリングを生じせしめる集合組織は｛２１１｝＜１１１
＞であり、この｛２１１｝＜１１１＞は冷延板の再結晶
焼鈍時に冷延素材の粒界から核発生し優先的に成長す
る。従って、｜Δｒ｜を低減するには冷延素材の粒界面
積の低減、つまり結晶粒を粗大にすることが有効であ
る。
ヤリングを生じせしめる集合組織は｛２１１｝＜１１１
＞であり、この｛２１１｝＜１１１＞は冷延板の再結晶
焼鈍時に冷延素材の粒界から核発生し優先的に成長す
る。従って、｜Δｒ｜を低減するには冷延素材の粒界面
積の低減、つまり結晶粒を粗大にすることが有効であ
る。
【００１３】また、上記のように結晶粒を粗大にするに
は連続焼鈍工程において高温焼鈍を行なうことが有効で
あるが、高温で焼鈍を行なうと鋼帯表面に酸化スケール
が著しく成長するため、その後の酸洗工程において脱ス
ケール性が劣り、美麗な表面が得難いという問題点があ
る。
は連続焼鈍工程において高温焼鈍を行なうことが有効で
あるが、高温で焼鈍を行なうと鋼帯表面に酸化スケール
が著しく成長するため、その後の酸洗工程において脱ス
ケール性が劣り、美麗な表面が得難いという問題点があ
る。
【００１４】そこで、本発明者らは種々検討を重ねた結
果、高温焼鈍を行なうことなく冷延素材の結晶粒を粗大
にし製品板の｜Δｒ｜を低減するにはCu、Mo、Co、Ｖ、
Nbの量の調整が有効であり、各成分の影響度合いを考慮
した下式のＳＤＥ（solute drag effect) 値の制御が重
要であることを見出した。 ＳＤＥ＝３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb
果、高温焼鈍を行なうことなく冷延素材の結晶粒を粗大
にし製品板の｜Δｒ｜を低減するにはCu、Mo、Co、Ｖ、
Nbの量の調整が有効であり、各成分の影響度合いを考慮
した下式のＳＤＥ（solute drag effect) 値の制御が重
要であることを見出した。 ＳＤＥ＝３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb
【００１５】図１には、ＳＵＳ３０４（Ｃ：0.０５〜0.
０６、Si：0.４５〜0.５５、Mn：0.９５〜1.０５、Ｐ：
0.０２〜0.０３、Ｓ：0.００２〜0.００５、Cr：１8.１
〜１8.５、Ni：8.２〜8.６、Ｎ：0.０３〜0.０４wt％）
のＳＤＥ値と｜Δｒ｜の関係を示す。熱延仕上温度ある
いは熱延板焼鈍の条件を種々変えているが、ＳＤＥ値の
低下に伴い、｜Δｒ｜は低減していることがわかる。特
に、ＳＤＥ≦1.３０で｜Δｒ｜が0.１４〜0.２９であ
り、ＳＤＥ≧1.３０の場合の0.５０〜0.９５よりも著し
く低く、異方性が改善されることは明かである。これ
は、仕上圧延時および熱延板焼鈍時において粒成長を抑
制するCu、Mo、Co、Ｖ、Nbを低減しているためであり、
ＳＤＥ値を1.３０以下とすれば優れた粒成長性を付与さ
せることができ、高温焼鈍を行なうことなく粗大な結晶
粒を得ることが可能で冷延板の｜Δｒ｜を低減すること
ができる。
０６、Si：0.４５〜0.５５、Mn：0.９５〜1.０５、Ｐ：
0.０２〜0.０３、Ｓ：0.００２〜0.００５、Cr：１8.１
〜１8.５、Ni：8.２〜8.６、Ｎ：0.０３〜0.０４wt％）
のＳＤＥ値と｜Δｒ｜の関係を示す。熱延仕上温度ある
いは熱延板焼鈍の条件を種々変えているが、ＳＤＥ値の
低下に伴い、｜Δｒ｜は低減していることがわかる。特
に、ＳＤＥ≦1.３０で｜Δｒ｜が0.１４〜0.２９であ
り、ＳＤＥ≧1.３０の場合の0.５０〜0.９５よりも著し
く低く、異方性が改善されることは明かである。これ
は、仕上圧延時および熱延板焼鈍時において粒成長を抑
制するCu、Mo、Co、Ｖ、Nbを低減しているためであり、
ＳＤＥ値を1.３０以下とすれば優れた粒成長性を付与さ
せることができ、高温焼鈍を行なうことなく粗大な結晶
粒を得ることが可能で冷延板の｜Δｒ｜を低減すること
ができる。
【００１６】つまり、オーステナイト系ステンレス鋼等
の実用鋼は、不純物を含まない純金属とは異なり粒成長
過程において粒界は不純物原子をひきずりながら移動し
ている。これは一般にdrag効果と言われている現象で、
これにより粒成長が抑制されている。本発明者らが検討
した結果、オーステナイト系ステンレス鋼におけるこの
drag効果は、Cu、Mo、Co、Ｖ、Nbが支配的であり、粒成
長は上式のＳＤＥ値で整理されることを見出したもので
ある。
の実用鋼は、不純物を含まない純金属とは異なり粒成長
過程において粒界は不純物原子をひきずりながら移動し
ている。これは一般にdrag効果と言われている現象で、
これにより粒成長が抑制されている。本発明者らが検討
した結果、オーステナイト系ステンレス鋼におけるこの
drag効果は、Cu、Mo、Co、Ｖ、Nbが支配的であり、粒成
長は上式のＳＤＥ値で整理されることを見出したもので
ある。
【００１７】本発明における成分組成の限定理由につい
て説明すると、以下の如くであって、先ずＣは過剰に添
加すると炭化物として粒界に析出し粒成長性に影響を及
ぼすので0.０８％以下としてこれを回避する。
て説明すると、以下の如くであって、先ずＣは過剰に添
加すると炭化物として粒界に析出し粒成長性に影響を及
ぼすので0.０８％以下としてこれを回避する。
【００１８】また、Siはフェライト生成元素であり加工
誘起マルテンサイト変態を促進し加工性を劣化させる。
従って0.８％以下としてこのような加工誘起マルテンサ
イト変態促進を防止し、加工性を向上させる。
誘起マルテンサイト変態を促進し加工性を劣化させる。
従って0.８％以下としてこのような加工誘起マルテンサ
イト変態促進を防止し、加工性を向上させる。
【００１９】更に、Mnはオーステナイト生成元素であ
り、オーステナイトの過剰の安定化を防止するために２
％以下とした。
り、オーステナイトの過剰の安定化を防止するために２
％以下とした。
【００２０】Ｐは、加工性および耐食性を劣化させ、ま
たＳは熱間加工性を劣化させ、しかもMnS として析出し
て耐食性を劣化させる。従ってＰを0.０４％以下、Ｓを
0.０１％以下としてこれらの加工性および耐食性劣化を
なからしめる。
たＳは熱間加工性を劣化させ、しかもMnS として析出し
て耐食性を劣化させる。従ってＰを0.０４％以下、Ｓを
0.０１％以下としてこれらの加工性および耐食性劣化を
なからしめる。
【００２１】Crは、耐食性の観点から１６％以上は必要
であるが、一方このCrはフェライト生成元素であり、加
工誘起マルテンサイト変態を促進し加工性を劣化させる
ので２０％以下とした。
であるが、一方このCrはフェライト生成元素であり、加
工誘起マルテンサイト変態を促進し加工性を劣化させる
ので２０％以下とした。
【００２２】Niは、６〜１２％として適度にオーステナ
イトを安定にし、良好な加工性を得る。
イトを安定にし、良好な加工性を得る。
【００２３】Ｎは、0.０５％以下として前記したＣと同
様に過剰に添加されたことによる炭窒化物の析出、それ
に伴う粒成長性への影響を制御する。
様に過剰に添加されたことによる炭窒化物の析出、それ
に伴う粒成長性への影響を制御する。
【００２４】 ３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb≦1.３０： Cu、Mo、Co、Ｖ、Nbは、仕上圧延時および熱延板焼鈍時
の粒成長過程において粒界がこれらの原子をひきずりな
がら移動するdrag効果により粒成長を抑制している。こ
のdrag効果は、Cu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量からなる式、Ｓ
ＤＥ＝３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nbで整理
され、ＳＤＥ値の低減により優れた粒成長性を付与させ
ることができる。従って、Cu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量から
なるＳＤＥ値は1.３０以下として、高温焼鈍を行なうこ
となく冷延素材の結晶粒を粗大とし、製品板の｜Δｒ｜
を優れたレベルまで低減する。
の粒成長過程において粒界がこれらの原子をひきずりな
がら移動するdrag効果により粒成長を抑制している。こ
のdrag効果は、Cu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量からなる式、Ｓ
ＤＥ＝３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nbで整理
され、ＳＤＥ値の低減により優れた粒成長性を付与させ
ることができる。従って、Cu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量から
なるＳＤＥ値は1.３０以下として、高温焼鈍を行なうこ
となく冷延素材の結晶粒を粗大とし、製品板の｜Δｒ｜
を優れたレベルまで低減する。
【００２５】熱間圧延時の仕上温度≧１０００℃：ま
た、本発明の第２発明では前記したようなオーステナイ
ト系ステンレス鋼板の製造法として熱延の高温仕上を提
案するものであって、仕上温度１０００℃以上を基本的
発明とする。図２にＳＵＳ３０４（Ｃ：0.０５〜0.０
６、Si：0.４５〜0.５５、Mn：0.９５〜1.０５、Ｐ：0.
０２〜0.０３、Ｓ：0.００２〜0.００５、Cr：１8.１〜
１8.５、Ni：8.２〜8.６、Ｎ：0.０３〜0.０４wt％）に
おけるＳＤＥ値と仕上温度を変化させた実験点と｜Δｒ
｜の値を示すが、ＳＤＥ値が一定の条件下においても仕
上温度が変化すると｜Δｒ｜はかなり異なり、例えばＳ
ＤＥ値が1.２２の場合において仕上温度９７５℃では｜
Δｒ｜が0.２４であるのに対し、仕上温度１０１０℃で
は｜Δｒ｜が0.１３、１０５５℃では｜Δｒ｜が0.１０
と大幅に低減する。ＳＤＥ値が0.２〜1.３の成分を有す
るＳＵＳ３０４鋼において仕上温度範囲別に比較すると
以下の如くである。 仕上温度 ９００℃以上９５０℃未満： ｜Δｒ｜ 0.１７〜0.２５ 仕上温度 ９５０℃以上１０００℃未満： ｜Δｒ｜ 0.１４〜0.２４ 仕上温度 １０００℃以上１０３０℃未満： ｜Δｒ｜ 0.１２〜0.１４ 仕上温度 １０３０℃以上１０６０℃未満： ｜Δｒ｜ 0.０９〜0.１１ 即ち仕上温度を１０００℃以上とすることにより優れた
レベルまで｜Δｒ｜を低減する。
た、本発明の第２発明では前記したようなオーステナイ
ト系ステンレス鋼板の製造法として熱延の高温仕上を提
案するものであって、仕上温度１０００℃以上を基本的
発明とする。図２にＳＵＳ３０４（Ｃ：0.０５〜0.０
６、Si：0.４５〜0.５５、Mn：0.９５〜1.０５、Ｐ：0.
０２〜0.０３、Ｓ：0.００２〜0.００５、Cr：１8.１〜
１8.５、Ni：8.２〜8.６、Ｎ：0.０３〜0.０４wt％）に
おけるＳＤＥ値と仕上温度を変化させた実験点と｜Δｒ
｜の値を示すが、ＳＤＥ値が一定の条件下においても仕
上温度が変化すると｜Δｒ｜はかなり異なり、例えばＳ
ＤＥ値が1.２２の場合において仕上温度９７５℃では｜
Δｒ｜が0.２４であるのに対し、仕上温度１０１０℃で
は｜Δｒ｜が0.１３、１０５５℃では｜Δｒ｜が0.１０
と大幅に低減する。ＳＤＥ値が0.２〜1.３の成分を有す
るＳＵＳ３０４鋼において仕上温度範囲別に比較すると
以下の如くである。 仕上温度 ９００℃以上９５０℃未満： ｜Δｒ｜ 0.１７〜0.２５ 仕上温度 ９５０℃以上１０００℃未満： ｜Δｒ｜ 0.１４〜0.２４ 仕上温度 １０００℃以上１０３０℃未満： ｜Δｒ｜ 0.１２〜0.１４ 仕上温度 １０３０℃以上１０６０℃未満： ｜Δｒ｜ 0.０９〜0.１１ 即ち仕上温度を１０００℃以上とすることにより優れた
レベルまで｜Δｒ｜を低減する。
【００２６】つまり、仕上温度１０００℃以上では再結
晶が完了しており、熱延仕上以降は粒成長段階にある。
ＳＤＥ値が1.３以下の場合、熱延終了段階においてもか
なり粒成長が進行する。続く連続焼鈍において、１００
０℃以上の高温仕上材は初期粒径が大きいため著しく粒
成長し、冷延焼鈍後の｜Δｒ｜はさらに優れたレベルま
で低減したものと考えられる。
晶が完了しており、熱延仕上以降は粒成長段階にある。
ＳＤＥ値が1.３以下の場合、熱延終了段階においてもか
なり粒成長が進行する。続く連続焼鈍において、１００
０℃以上の高温仕上材は初期粒径が大きいため著しく粒
成長し、冷延焼鈍後の｜Δｒ｜はさらに優れたレベルま
で低減したものと考えられる。
【００２７】
【実施例】Ｃ：0.０５〜0.０６、Si：0.４５〜0.５５、
Mn：0.９５〜1.０５、Ｐ：0.０２〜0.０３、Ｓ：0.００
２〜0.００５、Cr：１8.１〜１8.５、Ni：8.２〜8.６、
Ｎ：0.０３〜0.０４wt％の成分範囲のＳＵＳ３０４にお
いて次の表１および表２に示すように、Cu、Mo、Co、
Ｖ、Nbの成分量を調整して高周波真空溶解炉にて溶製
し、仕上温度９００℃以上１０００℃未満で熱間圧延を
行ない３mm厚の熱延板を得た。
Mn：0.９５〜1.０５、Ｐ：0.０２〜0.０３、Ｓ：0.００
２〜0.００５、Cr：１8.１〜１8.５、Ni：8.２〜8.６、
Ｎ：0.０３〜0.０４wt％の成分範囲のＳＵＳ３０４にお
いて次の表１および表２に示すように、Cu、Mo、Co、
Ｖ、Nbの成分量を調整して高周波真空溶解炉にて溶製
し、仕上温度９００℃以上１０００℃未満で熱間圧延を
行ない３mm厚の熱延板を得た。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】上記のようにして得られた熱延鋼板は、そ
の後、連続焼鈍を行ったものと省略したものについて、
酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、調圧工程を経て0.８mmの製
品板とした。製品板の塑性歪み比の面内異方性は、ｒ値
を０゜（圧延方向）、４５゜（圧延４５度方向）、９０
゜（圧延直角方向）で１５％引張歪みを与えて測定し、
Δｒ（＝ｒ45−（ｒ0 ＋ｒ90）／２）の絶対値により評
価した。
の後、連続焼鈍を行ったものと省略したものについて、
酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、調圧工程を経て0.８mmの製
品板とした。製品板の塑性歪み比の面内異方性は、ｒ値
を０゜（圧延方向）、４５゜（圧延４５度方向）、９０
゜（圧延直角方向）で１５％引張歪みを与えて測定し、
Δｒ（＝ｒ45−（ｒ0 ＋ｒ90）／２）の絶対値により評
価した。
【００３１】本発明による鋼No.1〜１９は熱延板焼鈍を
行った場合（方法No.1〜４、６〜１０、１２〜１３、１
５〜１９、２１、２２、２４）、省略した場合（方法N
o.5、１１、１４、２０、２３）のいずれにおいても｜
Δｒ｜が0.３０以下の値を示しており、面内異方性が小
さいことがわかる。これに対し、比較鋼の鋼No. ２０〜
２８はＳＤＥ値が1.３０を超え本発明範囲外となってい
るため製品板の｜Δｒ｜は0.５０以上であり面内異方性
は大きい。
行った場合（方法No.1〜４、６〜１０、１２〜１３、１
５〜１９、２１、２２、２４）、省略した場合（方法N
o.5、１１、１４、２０、２３）のいずれにおいても｜
Δｒ｜が0.３０以下の値を示しており、面内異方性が小
さいことがわかる。これに対し、比較鋼の鋼No. ２０〜
２８はＳＤＥ値が1.３０を超え本発明範囲外となってい
るため製品板の｜Δｒ｜は0.５０以上であり面内異方性
は大きい。
【００３２】次の表３には本発明鋼の鋼No.1、２、１
２、１３と、比較鋼の２１、２２、２５の各鋼について
仕上温度を変化させた場合の製品板の｜Δｒ｜を示す
が、本発明鋼は仕上温度を１０００℃以上とすることで
製品板の｜Δｒ｜は１０００℃未満の場合よりも著しく
減少し、面内異方性がさらに改善されていることがわか
る。これに対し、比較鋼はＳＤＥ値が本発明範囲外にあ
るため、仕上温度を１０００℃以上としても｜Δｒ｜の
変化はわずかであり面内異方性は改善されていない。
２、１３と、比較鋼の２１、２２、２５の各鋼について
仕上温度を変化させた場合の製品板の｜Δｒ｜を示す
が、本発明鋼は仕上温度を１０００℃以上とすることで
製品板の｜Δｒ｜は１０００℃未満の場合よりも著しく
減少し、面内異方性がさらに改善されていることがわか
る。これに対し、比較鋼はＳＤＥ値が本発明範囲外にあ
るため、仕上温度を１０００℃以上としても｜Δｒ｜の
変化はわずかであり面内異方性は改善されていない。
【００３３】
【表３】
【００３４】さらに、次の表４にはＣ：0.０１〜0.０
２、Si：0.４５〜0.５５、Mn：0.９５〜1.０５、Ｐ：0.
０２〜0.０３、Ｓ：0.００２〜0.００７、Cr：１8.１〜
１8.５、Ni：9.２〜9.６、Ｎ：0.０２〜0.０３wt％の成
分範囲を有するＳＵＳ３０４Ｌについて、Cu、Mo、Co、
Ｖ、Nbの成分量とＳＤＥ値および仕上温度とその製品板
の｜Δｒ｜を示す。なお、製造条件はＳＵＳ３０４の場
合と同一である。
２、Si：0.４５〜0.５５、Mn：0.９５〜1.０５、Ｐ：0.
０２〜0.０３、Ｓ：0.００２〜0.００７、Cr：１8.１〜
１8.５、Ni：9.２〜9.６、Ｎ：0.０２〜0.０３wt％の成
分範囲を有するＳＵＳ３０４Ｌについて、Cu、Mo、Co、
Ｖ、Nbの成分量とＳＤＥ値および仕上温度とその製品板
の｜Δｒ｜を示す。なお、製造条件はＳＵＳ３０４の場
合と同一である。
【００３５】
【表４】
【００３６】即ち、このＳＵＳ３０４Ｌの場合において
も本発明鋼の鋼 No.２９〜３６は、熱延板焼鈍を行った
場合（方法 No.４５、４７、４８、５０〜５３、５
５）、省略した場合（方法 No.４６、４９、５４）のい
ずれにおいても｜Δｒ｜が0.３０以下の値を示しており
面内異方性が小さいことがわかる。これに対し、比較鋼
の鋼 No.３７〜４０はＳＤＥ値が1.３０を超え本発明範
囲外となっているため製品板の｜Δｒ｜は0.５０以上で
あり面内異方性は大きい。
も本発明鋼の鋼 No.２９〜３６は、熱延板焼鈍を行った
場合（方法 No.４５、４７、４８、５０〜５３、５
５）、省略した場合（方法 No.４６、４９、５４）のい
ずれにおいても｜Δｒ｜が0.３０以下の値を示しており
面内異方性が小さいことがわかる。これに対し、比較鋼
の鋼 No.３７〜４０はＳＤＥ値が1.３０を超え本発明範
囲外となっているため製品板の｜Δｒ｜は0.５０以上で
あり面内異方性は大きい。
【００３７】次の表５には、本発明鋼の鋼 No.２９、３
０、３５、３６と、比較鋼の３８、３９の各鋼について
仕上温度を変化させた場合の製品板の｜Δｒ｜を示す
が、ＳＵＳ３０４と同様に本発明鋼は仕上温度を１００
０℃以上とすることで製品板の｜Δｒ｜は１０００℃未
満の場合よりも著しく減少している。然し、比較鋼はＳ
ＤＥ値が本発明範囲外にあるため、仕上温度を１０００
℃以上としても｜Δｒ｜の変化はわずかである。
０、３５、３６と、比較鋼の３８、３９の各鋼について
仕上温度を変化させた場合の製品板の｜Δｒ｜を示す
が、ＳＵＳ３０４と同様に本発明鋼は仕上温度を１００
０℃以上とすることで製品板の｜Δｒ｜は１０００℃未
満の場合よりも著しく減少している。然し、比較鋼はＳ
ＤＥ値が本発明範囲外にあるため、仕上温度を１０００
℃以上としても｜Δｒ｜の変化はわずかである。
【００３８】
【表５】
【００３９】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば微量
成分を特定範囲に制御することにより、｜Δｒ｜の小さ
い等方変形性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を
適切に提供し得るものであり、また、さらに熱間圧延を
特定条件で行なうことにより、優れたレベルまで面内異
方性を低減させることが可能であって、工業的にその効
果の大きい発明である。
成分を特定範囲に制御することにより、｜Δｒ｜の小さ
い等方変形性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を
適切に提供し得るものであり、また、さらに熱間圧延を
特定条件で行なうことにより、優れたレベルまで面内異
方性を低減させることが可能であって、工業的にその効
果の大きい発明である。
【図１】ＳＵＳ３０４におけるＳＤＥ値（３×Cu＋１０
×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb）と、｜Δｒ｜の関係を示
す図表である。
×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb）と、｜Δｒ｜の関係を示
す図表である。
【図２】ＳＵＳ３０４において横軸にＳＤＥ値、縦軸に
仕上温度をとり製品板の｜Δｒ｜を各実験点の横に示し
た図表である。
仕上温度をとり製品板の｜Δｒ｜を各実験点の横に示し
た図表である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年８月３１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３７】次の表５には、本発明鋼の鋼 No.２９、３
０、３２、３３と、比較鋼の３８、３９の各鋼について
仕上温度を変化させた場合の製品板の｜Δｒ｜を示す
が、ＳＵＳ３０４と同様に本発明鋼は仕上温度を１００
０℃以上とすることで製品板の｜Δｒ｜は１０００℃未
満の場合よりも著しく減少している。然し、比較鋼はＳ
ＤＥ値が本発明範囲外にあるため、仕上温度を１０００
℃以上としても｜Δｒ｜の変化はわずかである。
０、３２、３３と、比較鋼の３８、３９の各鋼について
仕上温度を変化させた場合の製品板の｜Δｒ｜を示す
が、ＳＵＳ３０４と同様に本発明鋼は仕上温度を１００
０℃以上とすることで製品板の｜Δｒ｜は１０００℃未
満の場合よりも著しく減少している。然し、比較鋼はＳ
ＤＥ値が本発明範囲外にあるため、仕上温度を１０００
℃以上としても｜Δｒ｜の変化はわずかである。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３８】
【図５】
【手続補正書】
【提出日】平成６年２月９日
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３８】
【表５】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 阿部 隆 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 wt％で、Ｃ：0.０８％以下、Si：0.８％
以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.０４％以下、Ｓ：0.０１％
以下、Cr：１６〜２０％、Ni：６〜１２％、Ｎ：0.０５
％以下を含み、かつCu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量が下記の式
を満足する｜Δｒ｜の小さい等方変形性に優れたオース
テナイト系ステンレス冷延鋼板。 ３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb≦1.３０ - 【請求項２】 wt％で、Ｃ：0.０８％以下、Si：0.８％
以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.０４％以下、Ｓ：0.０１％
以下、Cr：１６〜２０％、Ni：６〜１２％、Ｎ：0.０５
％以下を含み、かつCu、Mo、Co、Ｖ、Nbの量が下記の式
を満足するオーステナイト系ステンレス鋼を熱間圧延、
熱延板焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍を経て冷延鋼帯板を製
造するに際し、仕上温度１０００℃以上で熱間圧延を行
うことを特徴とする｜Δｒ｜の小さい等方変形性に優れ
たオーステナイト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。 ３×Cu＋１０×Mo＋Co＋６×Ｖ＋１５×Nb≦1.３０
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29918192A JPH06179948A (ja) | 1992-10-13 | 1992-10-13 | 等方変形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29918192A JPH06179948A (ja) | 1992-10-13 | 1992-10-13 | 等方変形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06179948A true JPH06179948A (ja) | 1994-06-28 |
Family
ID=17869193
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29918192A Pending JPH06179948A (ja) | 1992-10-13 | 1992-10-13 | 等方変形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06179948A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003239044A (ja) * | 2002-02-15 | 2003-08-27 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 箔用ステンレス鋼および箔状ステンレス鋼 |
| EP3441494A4 (en) * | 2016-03-23 | 2019-09-18 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | AUSTENITIC STAINLESS STEEL SHEET FOR EXHAUST COMPONENTS WITH EXCEPTIONAL HEAT RESISTANCE AND PROCESSABILITY, TURBOCHARGER COMPONENTS AND METHOD FOR PRODUCING AN AUSTENIC STAINLESS STEEL SHEET FOR AN EXHAUST COMPONENT |
-
1992
- 1992-10-13 JP JP29918192A patent/JPH06179948A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003239044A (ja) * | 2002-02-15 | 2003-08-27 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 箔用ステンレス鋼および箔状ステンレス鋼 |
| EP3441494A4 (en) * | 2016-03-23 | 2019-09-18 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | AUSTENITIC STAINLESS STEEL SHEET FOR EXHAUST COMPONENTS WITH EXCEPTIONAL HEAT RESISTANCE AND PROCESSABILITY, TURBOCHARGER COMPONENTS AND METHOD FOR PRODUCING AN AUSTENIC STAINLESS STEEL SHEET FOR AN EXHAUST COMPONENT |
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