JPH06184632A - フェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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- JPH06184632A JPH06184632A JP10302893A JP10302893A JPH06184632A JP H06184632 A JPH06184632 A JP H06184632A JP 10302893 A JP10302893 A JP 10302893A JP 10302893 A JP10302893 A JP 10302893A JP H06184632 A JPH06184632 A JP H06184632A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 薄肉鋳造方法で鋳造した薄肉鋳片から表面性
状況及び機械的性質共に優れたフェライト系ステンレス
鋼薄板を製造することを目的とする。 【構成】 ガンマポテンシャル＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ
％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％−１１．５Ｃｒ％
−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％−４７Ｎｂ％
−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０を満足するフェ
ライト系ステンレス鋼薄肉鋳片を連続鋳造し、該鋳片を
デスケールし、圧延率３０％以上で冷間圧延を行った
後、１０００℃以上の温度域で焼鈍を行う方法。及び、
引き続いて圧延率４０％以上で中間冷間圧延し、９５０
℃以上で２回目の焼鈍を行う。更に、前述の最終焼鈍に
引き続いて、デスケール後、０．５〜２．０％の調質圧
延を行う。
状況及び機械的性質共に優れたフェライト系ステンレス
鋼薄板を製造することを目的とする。 【構成】 ガンマポテンシャル＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ
％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％−１１．５Ｃｒ％
−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％−４７Ｎｂ％
−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０を満足するフェ
ライト系ステンレス鋼薄肉鋳片を連続鋳造し、該鋳片を
デスケールし、圧延率３０％以上で冷間圧延を行った
後、１０００℃以上の温度域で焼鈍を行う方法。及び、
引き続いて圧延率４０％以上で中間冷間圧延し、９５０
℃以上で２回目の焼鈍を行う。更に、前述の最終焼鈍に
引き続いて、デスケール後、０．５〜２．０％の調質圧
延を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は表面性状が良く、ｒ値の
高いフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法に関す
る。
高いフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来の技術として、連続鋳造によって製
造された厚さ１０mm以下のフェライト系ステンレス鋼薄
肉鋳片からリジング特性を改善した製品を得るための方
法として前記薄肉鋳片を熱間圧延し、その後焼鈍、冷間
圧延、仕上焼鈍する方法（特開昭６０−１８０６４８号
公報）、或いは上記薄肉鋳片に鋳造後、９００〜１１０
５℃の温度域にて５分以上保熱し、続いて８００〜１１
００℃圧延終了温度で熱間圧延し、その後常法に従い焼
鈍、酸洗、冷間圧延および仕上焼鈍を施す方法（特開昭
６２−１３６５２６号公報）等が開示されている。
造された厚さ１０mm以下のフェライト系ステンレス鋼薄
肉鋳片からリジング特性を改善した製品を得るための方
法として前記薄肉鋳片を熱間圧延し、その後焼鈍、冷間
圧延、仕上焼鈍する方法（特開昭６０−１８０６４８号
公報）、或いは上記薄肉鋳片に鋳造後、９００〜１１０
５℃の温度域にて５分以上保熱し、続いて８００〜１１
００℃圧延終了温度で熱間圧延し、その後常法に従い焼
鈍、酸洗、冷間圧延および仕上焼鈍を施す方法（特開昭
６２−１３６５２６号公報）等が開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
技術はいずれも薄肉鋳片の柱状晶粒径を熱間圧延によっ
て微細にすることによりリジング特性の改善を図ってい
るため、鋳片の厚さを１０mm以下にした薄肉鋳片をさら
に熱間圧延することを必要としている。このために、最
終製品板厚に近い鋳片を鋳造するという薄肉鋳造技術の
最も重要な効果が失われることになる。
技術はいずれも薄肉鋳片の柱状晶粒径を熱間圧延によっ
て微細にすることによりリジング特性の改善を図ってい
るため、鋳片の厚さを１０mm以下にした薄肉鋳片をさら
に熱間圧延することを必要としている。このために、最
終製品板厚に近い鋳片を鋳造するという薄肉鋳造技術の
最も重要な効果が失われることになる。
【０００４】本発明は鋳片厚を１０mm以下の薄い鋳片と
して熱間圧延を省略しても、リジング（引張変形や深絞
り加工中に板幅方向に生じる表面の小さなうねりで、用
途によっては大きな問題となる）特性、リビング（冷間
圧延中に幅方向に生じる表面の小さなうねりで製品板に
残り、用途によっては大きな問題となる）特性に優れ、
更にｒ値にも優れた薄板を製造する方法を提供すること
により、上記課題を解決するものである。
して熱間圧延を省略しても、リジング（引張変形や深絞
り加工中に板幅方向に生じる表面の小さなうねりで、用
途によっては大きな問題となる）特性、リビング（冷間
圧延中に幅方向に生じる表面の小さなうねりで製品板に
残り、用途によっては大きな問題となる）特性に優れ、
更にｒ値にも優れた薄板を製造する方法を提供すること
により、上記課題を解決するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明はフェライト系ス
テンレス鋼の化学成分に基づくガンマポテンシャル（以
下γｐ′と称す）を０％以下に限定することによって、
鋳片の靱性を向上せしめ、これにより鋳片の焼鈍または
熱間圧延の省略を可能とするものである。さらに冷間圧
延後、高温度域で焼鈍を行うことにより、リジングやリ
ビングを改善するものである。更に前記焼鈍に続いて２
回目の冷間圧延および２回目の焼鈍を行うことによっ
て、前記リジングやリビングを更に改善するものであ
る。
テンレス鋼の化学成分に基づくガンマポテンシャル（以
下γｐ′と称す）を０％以下に限定することによって、
鋳片の靱性を向上せしめ、これにより鋳片の焼鈍または
熱間圧延の省略を可能とするものである。さらに冷間圧
延後、高温度域で焼鈍を行うことにより、リジングやリ
ビングを改善するものである。更に前記焼鈍に続いて２
回目の冷間圧延および２回目の焼鈍を行うことによっ
て、前記リジングやリビングを更に改善するものであ
る。
【０００６】本発明の要旨は、重量％で、Ｃ：０．０３
％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃ
ｒ：１０．０〜３０．０％およびＮ：０．０３％以下を
含有し、更に必要に応じてＮｉ：０．３〜５．０％を、
更に必要に応じてＭｏ：０．１〜５．０％、Ｃｕ：０．
２〜１．０％、Ｔｉ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．
０５〜１．０％、Ｎｂ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．１
〜１．０％の１種または２種以上を、また更に必要に応
じてＢ：０．０００３〜０．００３０％を含み、残部Ｆ
ｅおよび不可避不純物からなり、かつ、 γｐ′＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造して薄
肉鋳片を製造し、該薄肉鋳片をデスケールし、次いでト
ータル圧延率３０％以上で冷間圧延を行った後、続い
て、１０００℃以上の高温度域で焼鈍を行う１回冷延・
焼鈍処理にある。更にリジングやリビング特性を改善す
るためにはトータル圧延率３０％以上の１回目の冷間圧
延を行い、次いで１０００℃以上の温度域で１回目の焼
鈍を行い、続いてトータル圧延率４０％以上で２回目の
冷間圧延を行って所定の厚みにした後、２回目の焼鈍を
行う２回冷延・焼鈍処理を行うところにある。また、本
発明においては、更にリビングや表面光沢を改善するた
めには圧延率０．５〜２．０％の調質圧延を行うことを
特徴としている。以下、本発明を詳細に説明する。
％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃ
ｒ：１０．０〜３０．０％およびＮ：０．０３％以下を
含有し、更に必要に応じてＮｉ：０．３〜５．０％を、
更に必要に応じてＭｏ：０．１〜５．０％、Ｃｕ：０．
２〜１．０％、Ｔｉ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．
０５〜１．０％、Ｎｂ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．１
〜１．０％の１種または２種以上を、また更に必要に応
じてＢ：０．０００３〜０．００３０％を含み、残部Ｆ
ｅおよび不可避不純物からなり、かつ、 γｐ′＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造して薄
肉鋳片を製造し、該薄肉鋳片をデスケールし、次いでト
ータル圧延率３０％以上で冷間圧延を行った後、続い
て、１０００℃以上の高温度域で焼鈍を行う１回冷延・
焼鈍処理にある。更にリジングやリビング特性を改善す
るためにはトータル圧延率３０％以上の１回目の冷間圧
延を行い、次いで１０００℃以上の温度域で１回目の焼
鈍を行い、続いてトータル圧延率４０％以上で２回目の
冷間圧延を行って所定の厚みにした後、２回目の焼鈍を
行う２回冷延・焼鈍処理を行うところにある。また、本
発明においては、更にリビングや表面光沢を改善するた
めには圧延率０．５〜２．０％の調質圧延を行うことを
特徴としている。以下、本発明を詳細に説明する。
【０００７】
【作用】先ず、本発明において、鋼の化学成分を上記の
ように限定した理由を説明する。Ｃは鋼の加工性、靱性
に悪影響を及ぼすので、含有量を０．０３％以下とす
る。
ように限定した理由を説明する。Ｃは鋼の加工性、靱性
に悪影響を及ぼすので、含有量を０．０３％以下とす
る。
【０００８】Ｓｉ，Ｍｎは鋼の脱酸材として有効なの
で、それぞれ１．０％以下含有する。１．０％を超える
と機械的性質が劣化する。Ｃｒは耐食性および耐高温酸
化性の向上のため最低限１０．０％を必要とし、３０．
０％を超すと、靱性が劣化し製造が極めて困難になるの
で１０．０〜３０．０％をその範囲とする。
で、それぞれ１．０％以下含有する。１．０％を超える
と機械的性質が劣化する。Ｃｒは耐食性および耐高温酸
化性の向上のため最低限１０．０％を必要とし、３０．
０％を超すと、靱性が劣化し製造が極めて困難になるの
で１０．０〜３０．０％をその範囲とする。
【０００９】ＮはＣと同様に鋼の加工性、靱性を劣化せ
しめるので、含有量の上限を０．０３％とする。更に、
靱性、耐食性、加工性等の特性をより向上させる場合に
は、上記化学成分以外に、下記成分から適宜選んで含有
させる。高Ｃｒ材の靱性向上にはＮｉが有効であるが、
その含有量が０．３％未満では、その効果がなくなり、
また、５．０％を超えると高温域でガンマ（γ）が生成
して靱性を劣化し、また耐応力腐食割れ性を劣化するの
で、０．３〜５．０％の範囲とする。
しめるので、含有量の上限を０．０３％とする。更に、
靱性、耐食性、加工性等の特性をより向上させる場合に
は、上記化学成分以外に、下記成分から適宜選んで含有
させる。高Ｃｒ材の靱性向上にはＮｉが有効であるが、
その含有量が０．３％未満では、その効果がなくなり、
また、５．０％を超えると高温域でガンマ（γ）が生成
して靱性を劣化し、また耐応力腐食割れ性を劣化するの
で、０．３〜５．０％の範囲とする。
【００１０】耐食性の向上には、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｎｂ，Ｖの添加が有効であり、１種または２種以上
選んで含有させる。各元素は、２種以上の添加でもそれ
ぞれの添加量に応じた同様の効果を有する。Ｍｏは耐食
性を向上する顕著な効果を有するので、０．１〜５．０
％の範囲で含有させる。上限を超えると加工性が劣化し
コストアップとなる。
ｌ，Ｎｂ，Ｖの添加が有効であり、１種または２種以上
選んで含有させる。各元素は、２種以上の添加でもそれ
ぞれの添加量に応じた同様の効果を有する。Ｍｏは耐食
性を向上する顕著な効果を有するので、０．１〜５．０
％の範囲で含有させる。上限を超えると加工性が劣化し
コストアップとなる。
【００１１】Ｃｕは耐食性を向上せしめるため、０．２
〜１．０％の範囲で含有させる。上限を超えると高温域
でγを生成して靱性を劣化する。ＴｉはＮｂと同様耐粒
界腐食性の向上とともにプレス成形性も向上するが、
０．０５％未満では、その効果が得られず、また、１．
０％超ではこれらの効果が飽和し、加工性が劣化する。
〜１．０％の範囲で含有させる。上限を超えると高温域
でγを生成して靱性を劣化する。ＴｉはＮｂと同様耐粒
界腐食性の向上とともにプレス成形性も向上するが、
０．０５％未満では、その効果が得られず、また、１．
０％超ではこれらの効果が飽和し、加工性が劣化する。
【００１２】ＡｌはＴｉと同様な特性を有するので０．
０５〜１．００％の範囲で含有させる。ＮｂはＣ、Ｎと
結合してＣｒ炭化物の粒界析出を防止し耐粒界腐食性を
向上する特性を有するが、その含有量が０．１％未満で
は、上記特性が得られず、また１．０％超では上記効果
が飽和する上に加工性が劣化する。従って、０．１〜
１．０％をその範囲とする。
０５〜１．００％の範囲で含有させる。ＮｂはＣ、Ｎと
結合してＣｒ炭化物の粒界析出を防止し耐粒界腐食性を
向上する特性を有するが、その含有量が０．１％未満で
は、上記特性が得られず、また１．０％超では上記効果
が飽和する上に加工性が劣化する。従って、０．１〜
１．０％をその範囲とする。
【００１３】ＶはＴｉと同様な効果を有するので０．１
〜１．０％の範囲で含有させる。更に、熱間圧延および
冷間加工の耐粒界割れ性を向上するにはＢが有効である
が、０．０００３％未満では、その特性が得られなく、
また０．００３０％超えると効果が飽和するとともに熱
間加工性が劣化する。従って、その含有量を０．０００
３〜０．００３０％とする。
〜１．０％の範囲で含有させる。更に、熱間圧延および
冷間加工の耐粒界割れ性を向上するにはＢが有効である
が、０．０００３％未満では、その特性が得られなく、
また０．００３０％超えると効果が飽和するとともに熱
間加工性が劣化する。従って、その含有量を０．０００
３〜０．００３０％とする。
【００１４】本発明では、以上の化学成分を更に次式で
示されるγｐ′の値が０％以下になるように規制する。
すなわち、 γｐ′＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ とすると、鋳片の冷却中にマルテンサイトが生成するこ
とを阻止して鋳片の靱性を改善することができるので、
冷間圧延性を大幅に向上することができる。
示されるγｐ′の値が０％以下になるように規制する。
すなわち、 γｐ′＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ とすると、鋳片の冷却中にマルテンサイトが生成するこ
とを阻止して鋳片の靱性を改善することができるので、
冷間圧延性を大幅に向上することができる。
【００１５】次に、本発明の特徴である冷間圧延条件お
よび焼鈍条件について説明する。本発明者らは、フェラ
イト系ステンレス鋼の厚さ１０mm以下の薄肉鋳片から冷
間圧延によって薄板製品を製造する場合、リジング高さ
を１０μｍ以下（このうねり高さでは、製品としてほと
んど問題を生じない）にし、かつ同時にリビングの発生
を抑えること、更にｒ値を１．２以上（深絞加工が可能
となる）にすることを製品の目標として、最適条件を検
討した結果、薄肉鋳片の冷間圧延のトータル圧延率を３
０％以上とし、１０００℃以上好ましくは１０５０℃以
上の高温度域で焼鈍を施すことによって、前記目標を達
成することを究明した。リジングやリビングを更に改善
するためには、２回冷延・焼鈍処理を施すことが有効で
ある。すなわち、１回冷延・焼鈍に続いてデスケール
し、次いでトータル冷間圧延率を４０％以上の２回目の
冷間圧延を行い、続いて２回目の焼鈍を９５０℃以上で
行う２回冷延・焼鈍処理を行うことにより、前述の特性
を大幅に改善することを究明した。
よび焼鈍条件について説明する。本発明者らは、フェラ
イト系ステンレス鋼の厚さ１０mm以下の薄肉鋳片から冷
間圧延によって薄板製品を製造する場合、リジング高さ
を１０μｍ以下（このうねり高さでは、製品としてほと
んど問題を生じない）にし、かつ同時にリビングの発生
を抑えること、更にｒ値を１．２以上（深絞加工が可能
となる）にすることを製品の目標として、最適条件を検
討した結果、薄肉鋳片の冷間圧延のトータル圧延率を３
０％以上とし、１０００℃以上好ましくは１０５０℃以
上の高温度域で焼鈍を施すことによって、前記目標を達
成することを究明した。リジングやリビングを更に改善
するためには、２回冷延・焼鈍処理を施すことが有効で
ある。すなわち、１回冷延・焼鈍に続いてデスケール
し、次いでトータル冷間圧延率を４０％以上の２回目の
冷間圧延を行い、続いて２回目の焼鈍を９５０℃以上で
行う２回冷延・焼鈍処理を行うことにより、前述の特性
を大幅に改善することを究明した。
【００１６】かかる事実は以下の実験によって究明され
た。先ず、１回冷延・焼鈍処理について述べる。 化学成分：Ｃ：０．０１５％、Ｓｉ：０．５５％、Ｍ
ｎ：０．２４％、Ｎｉ：０．１５％、Ｃｒ：１９．０３
％、Ｃｕ：０．４０％、Ｎｂ：０．４８％、Ａｌ：０．
００８％、Ｎ：０．０１６６％、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなり、かつ、γｐ′＝−４６．３％に規制し
た溶鋼を用いて双ドラム鋳造方法により３．０mm厚の鋳
片を製造し、この鋳片を用いて、冷延率を変化させて冷
間圧延を行い、得られた冷延鋼板の金属組織に及ぼす焼
鈍温度（処理時間は３０秒間）の影響について調査を行
った。この結果を図１に示す。この図から冷間圧延がト
ータル冷間圧延率３０％以上の範囲において、１０００
℃以上の高温焼鈍により、リジングおよびリビング特性
の改善に有効な等軸細粒化（平均粒径≦約５０μｍ）組
織が得られることが判明した。次に、トータル冷間圧延
率を１０〜６０％に変化させて冷間圧延を行い、焼鈍温
度を８５０℃〜１１５０℃、３０秒保定の条件で処理し
た後のリジング、ｒ値を評価した。その結果を図２に示
す。図２から、リジング１０μｍ以下およびｒ値１．２
以上を満足しているのは、冷間圧延率３０％以上、焼鈍
温度１０００℃以上の領域である。なお焼鈍の最高温度
は炉の寿命および燃料コストの面から１２００℃程度が
好ましい。
た。先ず、１回冷延・焼鈍処理について述べる。 化学成分：Ｃ：０．０１５％、Ｓｉ：０．５５％、Ｍ
ｎ：０．２４％、Ｎｉ：０．１５％、Ｃｒ：１９．０３
％、Ｃｕ：０．４０％、Ｎｂ：０．４８％、Ａｌ：０．
００８％、Ｎ：０．０１６６％、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなり、かつ、γｐ′＝−４６．３％に規制し
た溶鋼を用いて双ドラム鋳造方法により３．０mm厚の鋳
片を製造し、この鋳片を用いて、冷延率を変化させて冷
間圧延を行い、得られた冷延鋼板の金属組織に及ぼす焼
鈍温度（処理時間は３０秒間）の影響について調査を行
った。この結果を図１に示す。この図から冷間圧延がト
ータル冷間圧延率３０％以上の範囲において、１０００
℃以上の高温焼鈍により、リジングおよびリビング特性
の改善に有効な等軸細粒化（平均粒径≦約５０μｍ）組
織が得られることが判明した。次に、トータル冷間圧延
率を１０〜６０％に変化させて冷間圧延を行い、焼鈍温
度を８５０℃〜１１５０℃、３０秒保定の条件で処理し
た後のリジング、ｒ値を評価した。その結果を図２に示
す。図２から、リジング１０μｍ以下およびｒ値１．２
以上を満足しているのは、冷間圧延率３０％以上、焼鈍
温度１０００℃以上の領域である。なお焼鈍の最高温度
は炉の寿命および燃料コストの面から１２００℃程度が
好ましい。
【００１７】次に、更にリジングを改善するための２回
冷延・焼鈍処理について述べる。１回目の焼鈍温度を１
０２５℃、３０秒保定と一定にして、１回目および２回
目のトータル冷間圧延率を１０〜８０％に変化させて冷
間圧延を行い、２回目の焼鈍として、加熱温度を１００
０℃、保定時間を３０秒の条件で処理した後のリジン
グ、ｒ値を評価した。その結果を図３に示す。図３か
ら、リジング１０μｍ以下およびｒ値１．２以上を満足
しているのは、１回目の冷間圧延率３０％以上、２回目
の冷間圧延率４０％以上領域である。また、２回目の冷
間圧延後の焼鈍温度は、冷間圧延における冷延率を変化
させ得られた冷延鋼板の組織に及ぼす焼鈍温度（処理時
間は３０秒間）の調査結果を図４に示すごとく、２回目
の冷間圧延において、トータル冷間圧延率４０％以上の
範囲において、９５０℃以上の焼鈍により、リジングお
よびリビング特性の改善に有効な等軸細粒化（平均粒径
≦約３０μｍ）組織が得られることが判明した。なお、
２回目の焼鈍最高温度は燃料コスト等により、１０００
℃程度が好ましい。
冷延・焼鈍処理について述べる。１回目の焼鈍温度を１
０２５℃、３０秒保定と一定にして、１回目および２回
目のトータル冷間圧延率を１０〜８０％に変化させて冷
間圧延を行い、２回目の焼鈍として、加熱温度を１００
０℃、保定時間を３０秒の条件で処理した後のリジン
グ、ｒ値を評価した。その結果を図３に示す。図３か
ら、リジング１０μｍ以下およびｒ値１．２以上を満足
しているのは、１回目の冷間圧延率３０％以上、２回目
の冷間圧延率４０％以上領域である。また、２回目の冷
間圧延後の焼鈍温度は、冷間圧延における冷延率を変化
させ得られた冷延鋼板の組織に及ぼす焼鈍温度（処理時
間は３０秒間）の調査結果を図４に示すごとく、２回目
の冷間圧延において、トータル冷間圧延率４０％以上の
範囲において、９５０℃以上の焼鈍により、リジングお
よびリビング特性の改善に有効な等軸細粒化（平均粒径
≦約３０μｍ）組織が得られることが判明した。なお、
２回目の焼鈍最高温度は燃料コスト等により、１０００
℃程度が好ましい。
【００１８】次に調質圧延を行う場合について述べる。
図５，図６に示す様に圧延率を０．５％以上として調質
圧延を行なうとリビング、表面光沢ともに更に改善され
る。また、２．０％超ではリビングや表面光沢特性がほ
ぼ飽和するとともに伸びの低下等により加工性が劣化す
る。したがって調質圧延を行なう場合の圧延率は０．５
〜２．０％の範囲とする。
図５，図６に示す様に圧延率を０．５％以上として調質
圧延を行なうとリビング、表面光沢ともに更に改善され
る。また、２．０％超ではリビングや表面光沢特性がほ
ぼ飽和するとともに伸びの低下等により加工性が劣化す
る。したがって調質圧延を行なう場合の圧延率は０．５
〜２．０％の範囲とする。
【００１９】
【実施例】以下に実施例を示す。表１に示す化学成分を
有するフェライト系ステンレス鋼の溶鋼を双ドラム式鋳
造装置の湯溜まり部に注目し、板厚３．０mmの薄肉鋳片
を鋳造して、試験Ｎｏ．１，２，３，６，８，９，１０
の場合は８５０℃で、また試験Ｎｏ．５，７の場合は６
００℃で巻き取った。次いでこれらのコイルショットブ
ラストと硫酸の組合せでデスケールした後、冷間圧延お
よび焼鈍を施した。
有するフェライト系ステンレス鋼の溶鋼を双ドラム式鋳
造装置の湯溜まり部に注目し、板厚３．０mmの薄肉鋳片
を鋳造して、試験Ｎｏ．１，２，３，６，８，９，１０
の場合は８５０℃で、また試験Ｎｏ．５，７の場合は６
００℃で巻き取った。次いでこれらのコイルショットブ
ラストと硫酸の組合せでデスケールした後、冷間圧延お
よび焼鈍を施した。
【００２０】
【表１】
【００２１】上記の冷間圧延を行った後９００℃〜１１
５０℃で３０秒間保定する焼鈍と、ソルト処理＋硝酸電
解処理によるデスケーリングを施した。２回目の焼鈍
は、１０００℃×３０秒間の保定条件で行い、その後の
デスケーリングはソルト処理＋硝酸電解処理の組合せで
行った。調質圧延は、圧延率０．３〜１．０％の条件で
検討した。上記の製造条件および該製造工程で得られた
製品の特性、すなわち、製品のリジングとリビング特
性、ｒ値、耐食性（１年間の海岸暴露試験による発銹状
況）および表面光沢などを表２、表３に示す。
５０℃で３０秒間保定する焼鈍と、ソルト処理＋硝酸電
解処理によるデスケーリングを施した。２回目の焼鈍
は、１０００℃×３０秒間の保定条件で行い、その後の
デスケーリングはソルト処理＋硝酸電解処理の組合せで
行った。調質圧延は、圧延率０．３〜１．０％の条件で
検討した。上記の製造条件および該製造工程で得られた
製品の特性、すなわち、製品のリジングとリビング特
性、ｒ値、耐食性（１年間の海岸暴露試験による発銹状
況）および表面光沢などを表２、表３に示す。
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】なお、表面光沢は、得られた薄板の表面反
射率により評価した。表面反射率はタングステンランプ
を光源とする直径１mmの光束を入射角４５度の試料面に
照射し、その正反射光の強度を銀蒸着面の場合を１００
％として表示したものである。上記表面反射率と光沢ラ
ンクとの関係は表４に示すとおりである。
射率により評価した。表面反射率はタングステンランプ
を光源とする直径１mmの光束を入射角４５度の試料面に
照射し、その正反射光の強度を銀蒸着面の場合を１００
％として表示したものである。上記表面反射率と光沢ラ
ンクとの関係は表４に示すとおりである。
【００２５】
【表４】
【００２６】上記各表に示すように本発明例のリジング
は、１０μｍ以下であり、かつリビング発生も殆どみら
れなかった。また、ｒ値も目標値１．２０以上をそれぞ
れ示し、調質圧延を行ったものはリビングおよび表面光
沢が特に良好であった。また、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｎｂ，Ｖを添加したものは、耐銹性が本発明例およ
び比較例を含めて特に良好であった。なお、表２に示す
Ｎｏ．３０，３１はγｐ′が０を超えているため薄肉鋳
片の靱性が不足して耳割れが発生し冷間圧延が不可能で
あった。
は、１０μｍ以下であり、かつリビング発生も殆どみら
れなかった。また、ｒ値も目標値１．２０以上をそれぞ
れ示し、調質圧延を行ったものはリビングおよび表面光
沢が特に良好であった。また、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｎｂ，Ｖを添加したものは、耐銹性が本発明例およ
び比較例を含めて特に良好であった。なお、表２に示す
Ｎｏ．３０，３１はγｐ′が０を超えているため薄肉鋳
片の靱性が不足して耳割れが発生し冷間圧延が不可能で
あった。
【００２７】
【発明の効果】本発明は鋳片焼鈍を省略して直接冷間圧
延を行うことによって優れた表面性状と高いｒ値を有す
るフェライト系ステンレス鋼薄板を製造することができ
るのでその工業的効果は甚大である。
延を行うことによって優れた表面性状と高いｒ値を有す
るフェライト系ステンレス鋼薄板を製造することができ
るのでその工業的効果は甚大である。
【図１】薄肉鋳片の１回目の冷間圧延における圧延率お
よび焼鈍温度と金属組織の関係を示す図である。
よび焼鈍温度と金属組織の関係を示す図である。
【図２】薄肉鋳片の１回目冷間圧延における圧延率およ
び焼鈍温度と材質特性との関係を示す図である。
び焼鈍温度と材質特性との関係を示す図である。
【図３】薄肉鋳片の１回目および２回目の冷間圧延にお
ける圧延率とリジングおよびｒ値との関係を示す図であ
る。
ける圧延率とリジングおよびｒ値との関係を示す図であ
る。
【図４】薄肉鋳片の２回目冷間圧延における圧延率およ
び焼鈍温度と金属組織の関係を示す図である。
び焼鈍温度と金属組織の関係を示す図である。
【図５】薄板製品板のリビング高さと調質圧延率の関係
を示す図である。
を示す図である。
【図６】薄板製品板の表面光沢と調質圧延率の関係を示
す図である。
す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/48 (72)発明者 寺岡 慎一 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１０．０〜
３０．０％およびＮ：０．０３％以下を含有し、更に、
ガンマポテンシャル（γｐ′）の値が γｐ′＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造して薄
肉鋳片を製造し、該薄肉鋳片をデスケールし、次いでト
ータル圧延率３０％以上で冷間圧延を行い、続いて１０
００℃以上の温度域で焼鈍を行うことを特徴とするフェ
ライト系ステンレス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の薄肉鋳片をデスケール
し、トータル圧延率３０％以上で１回目の冷間圧延を行
い、次いで１０００℃以上の温度域で１回目の焼鈍を行
い、続いてデスケールし、トータル圧延率４０％以上で
２回目の冷間圧延を行い、更に９５０℃以上の温度域で
２回目の焼鈍を行うことを特徴とするフェライト系ステ
ンレス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項３】 最終圧延後に施す焼鈍に引き続いて、圧
延率０．５〜２．０％で調質圧延行う請求項１または２
に記載のフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項４】 前記フェライト系ステンレス鋼が、更に
重量％でＭｏ：０．１〜５．０％、Ｃｕ：０．２〜１．
０％、Ｔｉ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．０５〜
１．００％、Ｎｂ：０．１〜１．０％、およびＶ：０．
１〜１．０％の１種または２種以上含む請求項１，２ま
たは３に記載のフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方
法。 - 【請求項５】 前記フェライト系ステンレス鋼が、更に
重量％でＮｉ：０．３〜５．０％含む請求項１，２，３
または４に記載のフェライト系ステンレス鋼薄板の製造
方法。 - 【請求項６】 前記フェライト系ステンレス鋼が、更に
重量％でＢ：０．０００３〜０．００３０％含む請求項
１，２，３，４または５に記載のフェライト系ステンレ
ス鋼薄板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10302893A JPH06184632A (ja) | 1992-10-21 | 1993-04-28 | フェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28302392 | 1992-10-21 | ||
| JP4-283023 | 1992-10-21 | ||
| JP10302893A JPH06184632A (ja) | 1992-10-21 | 1993-04-28 | フェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06184632A true JPH06184632A (ja) | 1994-07-05 |
Family
ID=26443695
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10302893A Withdrawn JPH06184632A (ja) | 1992-10-21 | 1993-04-28 | フェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06184632A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999007909A1 (fr) * | 1997-08-05 | 1999-02-18 | Kawasaki Steel Corporation | Plaque d'acier inoxydable ferritique ayant une grande aptitude a l'emboutissage profond et une grande resistance au striage et procede de fabrication |
| WO2003048401A1 (fr) * | 2001-12-06 | 2003-06-12 | Nippon Steel Corporation | Feuille d'acier inoxydable ferritique ayant une excellente aptitude au formage et au façonnage et son procede de production |
| JP2015145531A (ja) * | 2014-02-04 | 2015-08-13 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 研磨後の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
-
1993
- 1993-04-28 JP JP10302893A patent/JPH06184632A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999007909A1 (fr) * | 1997-08-05 | 1999-02-18 | Kawasaki Steel Corporation | Plaque d'acier inoxydable ferritique ayant une grande aptitude a l'emboutissage profond et une grande resistance au striage et procede de fabrication |
| WO2003048401A1 (fr) * | 2001-12-06 | 2003-06-12 | Nippon Steel Corporation | Feuille d'acier inoxydable ferritique ayant une excellente aptitude au formage et au façonnage et son procede de production |
| US7341637B2 (en) | 2001-12-06 | 2008-03-11 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet excellent in press formability and workability and method for production thereof |
| JP2015145531A (ja) * | 2014-02-04 | 2015-08-13 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 研磨後の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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