JPH08134550A - フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH08134550A JPH08134550A JP27898394A JP27898394A JPH08134550A JP H08134550 A JPH08134550 A JP H08134550A JP 27898394 A JP27898394 A JP 27898394A JP 27898394 A JP27898394 A JP 27898394A JP H08134550 A JPH08134550 A JP H08134550A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- annealing
- temperature
- stainless steel
- slab
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐リジング性の改善とゴールドダストを抑制
したAl含有フェライト系ステンレス鋼板の経済的な製造
方法を提供する。 【構成】(1) Al:0.10〜0.30％、Ｃ:0.02 〜0.05％とす
ることで変態点を上げ高温焼鈍を可能にする。 (2) 1000 〜1100℃での焼鈍を行い、AlN 析出効果によ
り耐リジング性を向上させる。 (3)低Ｃ化と15℃／秒以上の急冷という冷却条件によ
り、Cr炭窒化物の析出を抑えゴールドダストを発生させ
ない。 (4)熱間圧延時のスラブ加熱温度を1100〜1200℃と低く
し、AlN 析出効果により耐リジング性を向上させる。
したAl含有フェライト系ステンレス鋼板の経済的な製造
方法を提供する。 【構成】(1) Al:0.10〜0.30％、Ｃ:0.02 〜0.05％とす
ることで変態点を上げ高温焼鈍を可能にする。 (2) 1000 〜1100℃での焼鈍を行い、AlN 析出効果によ
り耐リジング性を向上させる。 (3)低Ｃ化と15℃／秒以上の急冷という冷却条件によ
り、Cr炭窒化物の析出を抑えゴールドダストを発生させ
ない。 (4)熱間圧延時のスラブ加熱温度を1100〜1200℃と低く
し、AlN 析出効果により耐リジング性を向上させる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、フェライト系ステンレ
ス鋼板の製造方法、詳述すれば、高生産性が実現できる
連続焼鈍法により、耐リジング性と表面性状に優れたア
ルミニウム含有フェライト系ステンレス鋼板を製造する
方法に関する。
ス鋼板の製造方法、詳述すれば、高生産性が実現できる
連続焼鈍法により、耐リジング性と表面性状に優れたア
ルミニウム含有フェライト系ステンレス鋼板を製造する
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から、フェライト系ステンレス鋼板
は、熱間圧延後バッジ炉にて800 〜850 ℃で40時間にも
及ぶ長時間焼鈍を施して製造されている。軟質化と整粒
化のためである。この方法は、焼鈍に要する時間が長
く、また焼鈍炉やコイル置き場の設置場所も広くする必
要があり非能率であった。
は、熱間圧延後バッジ炉にて800 〜850 ℃で40時間にも
及ぶ長時間焼鈍を施して製造されている。軟質化と整粒
化のためである。この方法は、焼鈍に要する時間が長
く、また焼鈍炉やコイル置き場の設置場所も広くする必
要があり非能率であった。
【０００３】しかし近年、フェライト系ステンレス鋼板
の熱延板を連続焼鈍する方法が提案されている (特開昭
53−40625 号、同53−62724 号、同56−98423 号の各公
報等) 。
の熱延板を連続焼鈍する方法が提案されている (特開昭
53−40625 号、同53−62724 号、同56−98423 号の各公
報等) 。
【０００４】フェライト系ステンレス鋼の熱延鋼板の連
続焼鈍方法としては、焼鈍温度を900 ℃以上にすること
により耐リジング性が改善されるが、900 ℃以上の焼鈍
は変態点以上に相当するため、冷却中にマルテンサイト
が析出して靱性が劣化し、コイル通板中の破断、冷間圧
延中の割れなどが問題となる。その他の問題としては、
炭窒化物の固溶温度以上に加熱することで、冷却中に粒
界に炭窒化物が析出し、その近傍にCr欠乏層が生じ、引
き続き行う酸洗時に粒界腐食を引き起こし、その後の冷
間圧延で倒れ込み、コールドダストと称される微小ヘゲ
疵が発生することが挙げられる。
続焼鈍方法としては、焼鈍温度を900 ℃以上にすること
により耐リジング性が改善されるが、900 ℃以上の焼鈍
は変態点以上に相当するため、冷却中にマルテンサイト
が析出して靱性が劣化し、コイル通板中の破断、冷間圧
延中の割れなどが問題となる。その他の問題としては、
炭窒化物の固溶温度以上に加熱することで、冷却中に粒
界に炭窒化物が析出し、その近傍にCr欠乏層が生じ、引
き続き行う酸洗時に粒界腐食を引き起こし、その後の冷
間圧延で倒れ込み、コールドダストと称される微小ヘゲ
疵が発生することが挙げられる。
【０００５】これらの問題を解決する方法として、アル
ミニウムと窒素の重量比Al/Nが２以上になるように鋼組
成を調整し、アルミニウムの量に応じて焼鈍温度を900
℃以上1000℃以下に変更させて焼鈍を行う方法( 特開昭
53−40625 号公報) も提案されている。
ミニウムと窒素の重量比Al/Nが２以上になるように鋼組
成を調整し、アルミニウムの量に応じて焼鈍温度を900
℃以上1000℃以下に変更させて焼鈍を行う方法( 特開昭
53−40625 号公報) も提案されている。
【０００６】Ｃを0.010 ％以下とし、Alの含有量に応じ
て850 ℃以上950 ℃以下の温度で焼鈍を施すことで結晶
粒界への炭化物の析出を抑え、ゴールドダスト発生を防
止する方法 (特開昭53−62724 号公報) も提案されてい
る。
て850 ℃以上950 ℃以下の温度で焼鈍を施すことで結晶
粒界への炭化物の析出を抑え、ゴールドダスト発生を防
止する方法 (特開昭53−62724 号公報) も提案されてい
る。
【０００７】一方、冷却速度に着目し、850 ℃以上1100
℃以下に加熱後、700 ℃以上900 ℃以下の温度範囲まで
１〜15℃／秒の平均冷却速度で冷却し、Cr炭窒化物の析
出を抑える方法 (特開昭56−98423 号公報) も提案され
ている。
℃以下に加熱後、700 ℃以上900 ℃以下の温度範囲まで
１〜15℃／秒の平均冷却速度で冷却し、Cr炭窒化物の析
出を抑える方法 (特開昭56−98423 号公報) も提案され
ている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の従来技術は、フェライト系ステンレス鋼板の耐リジン
グ性の改善とCr炭窒化物析出に伴うゴールドダストの抑
制を考えた場合、まだ十分とは言えない。
の従来技術は、フェライト系ステンレス鋼板の耐リジン
グ性の改善とCr炭窒化物析出に伴うゴールドダストの抑
制を考えた場合、まだ十分とは言えない。
【０００９】すなわち、アルミニウムと窒素の重量比Al
/Nが２以上になるように含有し、アルミニウムの量に応
じ焼鈍温度を900 ℃以上1000℃以下で焼鈍を行う特開昭
53−40625 号公報開示の方法では、焼鈍温度を1000℃以
下と規定しているため耐リジング性のさらなる向上がな
されない。
/Nが２以上になるように含有し、アルミニウムの量に応
じ焼鈍温度を900 ℃以上1000℃以下で焼鈍を行う特開昭
53−40625 号公報開示の方法では、焼鈍温度を1000℃以
下と規定しているため耐リジング性のさらなる向上がな
されない。
【００１０】また、Ｃを0.010 ％以下とし、Alの含有量
に応じて850 ℃以上950 ℃以下に焼鈍する特開昭53−62
724 号公報開示の方法では、Ｃ量を0.010 ％以下にする
ためコストが高くなり実用的でなく、また強度が十分確
保できない恐れがある。
に応じて850 ℃以上950 ℃以下に焼鈍する特開昭53−62
724 号公報開示の方法では、Ｃ量を0.010 ％以下にする
ためコストが高くなり実用的でなく、また強度が十分確
保できない恐れがある。
【００１１】そして、850 ℃以上1100℃以下に加熱後、
700 ℃以上900 ℃以下の温度範囲まで１〜15℃／秒の平
均冷却速度で冷却する特開昭56−98423 号公報に開示す
る方法では、実際のラインを通板する際、平均冷却速度
を１〜15℃／秒の徐冷にするには無理であり実用的でな
い。
700 ℃以上900 ℃以下の温度範囲まで１〜15℃／秒の平
均冷却速度で冷却する特開昭56−98423 号公報に開示す
る方法では、実際のラインを通板する際、平均冷却速度
を１〜15℃／秒の徐冷にするには無理であり実用的でな
い。
【００１２】ここに、本発明の目的は、耐リジング性の
改善とゴールドダストを抑制したAl含有フェライト系ス
テンレス鋼板の経済的な製造方法を提供することであ
る。
改善とゴールドダストを抑制したAl含有フェライト系ス
テンレス鋼板の経済的な製造方法を提供することであ
る。
【００１３】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者は、か
かる目的達成のために種々検討を重ねた結果、従来のア
ルミニウム添加フェライト系ステンレス鋼板のAl含有量
を上げ、かつＣ含有量を下げることにより変態点を上
げ、1000℃以上の高温焼鈍を可能にすることにより、耐
リジング性に優れかつ、ゴールドダストの発生を抑えた
実用的なAl含有フェライト系ステンレス鋼板が製造でき
ることを見い出し、本発明を完成した。
かる目的達成のために種々検討を重ねた結果、従来のア
ルミニウム添加フェライト系ステンレス鋼板のAl含有量
を上げ、かつＣ含有量を下げることにより変態点を上
げ、1000℃以上の高温焼鈍を可能にすることにより、耐
リジング性に優れかつ、ゴールドダストの発生を抑えた
実用的なAl含有フェライト系ステンレス鋼板が製造でき
ることを見い出し、本発明を完成した。
【００１４】また、同時に熱間圧延時のスラブ加熱を低
温化することでAlN を析出させ、さらなる耐リジング性
の向上を可能とさせた。
温化することでAlN を析出させ、さらなる耐リジング性
の向上を可能とさせた。
【００１５】よって、本発明の要旨とするところは、重
量％で、Ｃ：0.02〜0.05％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5
％以下、Ｎ：0.01〜0.03％、Cr：15〜18％、Al：0.10〜
0.30％、残部Feおよび不可避的不純物より成る鋼組成を
有するスラブを1100〜1200℃に加熱して熱間圧延を行
い、得られた熱延板を、焼鈍温度1000〜1100℃、冷却速
度15℃／秒以上で急冷する連続焼鈍を行い、その後、冷
間圧延、再結晶焼鈍を行うことを特徴とする、耐リジン
グ性に優れ、表面性状が良好なアルミニウム含有フェラ
イト系ステンレス鋼板の製造方法である。
量％で、Ｃ：0.02〜0.05％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5
％以下、Ｎ：0.01〜0.03％、Cr：15〜18％、Al：0.10〜
0.30％、残部Feおよび不可避的不純物より成る鋼組成を
有するスラブを1100〜1200℃に加熱して熱間圧延を行
い、得られた熱延板を、焼鈍温度1000〜1100℃、冷却速
度15℃／秒以上で急冷する連続焼鈍を行い、その後、冷
間圧延、再結晶焼鈍を行うことを特徴とする、耐リジン
グ性に優れ、表面性状が良好なアルミニウム含有フェラ
イト系ステンレス鋼板の製造方法である。
【００１６】
【作用】本発明は下記(1) 〜(4) を満たすことにより、
高生産性の連続焼鈍法にて耐リジング性と表面性状に優
れたアルミニウム含有フェライト系ステンレス鋼板を製
造する方法である。
高生産性の連続焼鈍法にて耐リジング性と表面性状に優
れたアルミニウム含有フェライト系ステンレス鋼板を製
造する方法である。
【００１７】(1) 鋼板の化学成分を高Al、低Ｃ化するこ
とで変態点を上げ高温焼鈍を可能にする。 (2) 1000〜1100℃での焼鈍を行い、AlN 析出効果により
耐リジング性を向上させる。 (3) 低Ｃ化と15℃／秒以上の急冷という冷却条件によ
り、Cr炭窒化物の析出を抑えゴールドダストを発生させ
ない。 (4) 熱間圧延時のスラブ加熱温度を1100〜1200℃と低く
し、AlN 析出効果により耐リジング性をさらに向上させ
る。
とで変態点を上げ高温焼鈍を可能にする。 (2) 1000〜1100℃での焼鈍を行い、AlN 析出効果により
耐リジング性を向上させる。 (3) 低Ｃ化と15℃／秒以上の急冷という冷却条件によ
り、Cr炭窒化物の析出を抑えゴールドダストを発生させ
ない。 (4) 熱間圧延時のスラブ加熱温度を1100〜1200℃と低く
し、AlN 析出効果により耐リジング性をさらに向上させ
る。
【００１８】次に、本発明における化学成分および製造
条件の選定理由を詳述する。 Ｃ：Ｃはフェライト系ステンレス鋼板においてはCr炭化
物を生成し粒界腐食の原因となるため基本的には好まし
くない。しかし過度のＣの低減は、製鋼時の脱炭のコス
トアップが問題となる。また強度の低下も懸念される。
ここではＣ量を適度に下げることにより、変態点を上げ
連続焼鈍化を容易にする範囲としてＣ量は0.02〜0.05％
とした。好ましくは、0.03〜0.04％である。
条件の選定理由を詳述する。 Ｃ：Ｃはフェライト系ステンレス鋼板においてはCr炭化
物を生成し粒界腐食の原因となるため基本的には好まし
くない。しかし過度のＣの低減は、製鋼時の脱炭のコス
トアップが問題となる。また強度の低下も懸念される。
ここではＣ量を適度に下げることにより、変態点を上げ
連続焼鈍化を容易にする範囲としてＣ量は0.02〜0.05％
とした。好ましくは、0.03〜0.04％である。
【００１９】Si：Siは脱酸のため不可避な元素であり、
通常のフェライト系ステンレス鋼に含有量されている程
度の1.0 ％以下とした。好ましくは、0.5 ％以下であ
る。
通常のフェライト系ステンレス鋼に含有量されている程
度の1.0 ％以下とした。好ましくは、0.5 ％以下であ
る。
【００２０】Mn：Mnは熱間加工性を良好にし、強度を確
保するため1.5 ％以下含有させる。好ましくは、1.0 ％
以下である。
保するため1.5 ％以下含有させる。好ましくは、1.0 ％
以下である。
【００２１】Ｎ：ＮはＣと同様にフェライト系ステンレ
ス鋼板においては、Cr窒化物を生成し粒界腐食の原因と
なるため基本的には好ましくないが、本鋼種のようなAl
添加鋼では、AlN の析出による耐リジング性の向上が見
込まれるためＮ量は0.01〜0.03％とした。
ス鋼板においては、Cr窒化物を生成し粒界腐食の原因と
なるため基本的には好ましくないが、本鋼種のようなAl
添加鋼では、AlN の析出による耐リジング性の向上が見
込まれるためＮ量は0.01〜0.03％とした。
【００２２】Cr：Crはステンレス鋼において、耐食性お
よび耐酸化性のため必要不可欠な成分である。安価な一
般的商用フェライト系ステンレス鋼を対象としているた
め15〜18％とした。
よび耐酸化性のため必要不可欠な成分である。安価な一
般的商用フェライト系ステンレス鋼を対象としているた
め15〜18％とした。
【００２３】Al：Alを添加することにより、スラブ加熱
時および高温連続焼鈍時にAlN が析出し、集合組織が壊
れることから耐リジング性が向上する。また、変態点を
上昇させる効果があり連続焼鈍化を容易にする。Al量を
増やす (特に0.14％以上添加) とゴールドダストの発生
原因である粒界腐食感受性が減少する効果もある。しか
し、Alを過剰に添加すると、酸洗工程でスケール除去が
困難になることから0.10〜0.30％とした。好ましくは、
0.14〜0.20％である。
時および高温連続焼鈍時にAlN が析出し、集合組織が壊
れることから耐リジング性が向上する。また、変態点を
上昇させる効果があり連続焼鈍化を容易にする。Al量を
増やす (特に0.14％以上添加) とゴールドダストの発生
原因である粒界腐食感受性が減少する効果もある。しか
し、Alを過剰に添加すると、酸洗工程でスケール除去が
困難になることから0.10〜0.30％とした。好ましくは、
0.14〜0.20％である。
【００２４】熱間圧延条件：スラブ加熱温度を1300℃か
ら1000℃へと低温にするに従い、熱間圧延後の組織は展
伸粒から等軸細粒化した組織へと変化していく。高温ス
ラブ材ではγ＋αの２相域圧延となる。γ相の部分は圧
延により展伸し、熱間圧延後の冷却でマルテンサイトと
なり、その後の連続焼鈍でα＋炭化物に分解するが、依
然として展伸粒は残りリジング性を悪化させる。
ら1000℃へと低温にするに従い、熱間圧延後の組織は展
伸粒から等軸細粒化した組織へと変化していく。高温ス
ラブ材ではγ＋αの２相域圧延となる。γ相の部分は圧
延により展伸し、熱間圧延後の冷却でマルテンサイトと
なり、その後の連続焼鈍でα＋炭化物に分解するが、依
然として展伸粒は残りリジング性を悪化させる。
【００２５】しかし、1200℃以下の低温加熱を行うと、
圧延時にγ相の析出は認められず、またAlN が析出した
ままの組織のため、その後の連続焼鈍で等軸で微細な再
結晶組織となる。1100℃未満の低温加熱は実操業上不可
能なため、スラブ加熱温度は1100〜1200℃とする。その
他の熱間圧延条件は本発明にあって特に制限はされず、
仕上温度、圧下量などは例えば従来のそれと同様に行え
ばよい。
圧延時にγ相の析出は認められず、またAlN が析出した
ままの組織のため、その後の連続焼鈍で等軸で微細な再
結晶組織となる。1100℃未満の低温加熱は実操業上不可
能なため、スラブ加熱温度は1100〜1200℃とする。その
他の熱間圧延条件は本発明にあって特に制限はされず、
仕上温度、圧下量などは例えば従来のそれと同様に行え
ばよい。
【００２６】熱延板の連続焼鈍条件：本発明が対象とす
る鋼種は、従来のアルミニウム含有フェライト系ステン
レス鋼に対し、高Al、低Ｃ化したことにより変態点が上
がり、1000℃以上の高温焼鈍が可能となった。また、Al
N の析出温度が上昇したことにより、1000℃以上の高温
焼鈍でも耐リジング性を向上させることができる。ま
た、従来材に比べ靱性が向上したため、熱延板の連続焼
鈍ラインでの通板も問題ない。なお、焼鈍温度が1100℃
超になると変態点を超えるため、連続焼鈍の温度は1000
〜1100℃とした。
る鋼種は、従来のアルミニウム含有フェライト系ステン
レス鋼に対し、高Al、低Ｃ化したことにより変態点が上
がり、1000℃以上の高温焼鈍が可能となった。また、Al
N の析出温度が上昇したことにより、1000℃以上の高温
焼鈍でも耐リジング性を向上させることができる。ま
た、従来材に比べ靱性が向上したため、熱延板の連続焼
鈍ラインでの通板も問題ない。なお、焼鈍温度が1100℃
超になると変態点を超えるため、連続焼鈍の温度は1000
〜1100℃とした。
【００２７】このような焼鈍温度への加熱に引き続いて
15℃/ 秒以上の冷却速度で急冷を行うが、これはCrの炭
窒化物の粒界への析出を阻止するためであり、これによ
りゴールドダストの発生が効果的に防止できる。冷却速
度15℃/ 秒とは、ほぼ空冷による冷却に相当し、そのほ
か水冷による冷却のように冷却速度を上昇させることも
可能であるが、経済上の観点から通常はその上限は50℃
/ 秒である。連続焼鈍に続いては、慣用手段にしたがっ
て冷間圧延および再結晶焼鈍処理を行う。本発明におい
て特にそれらの条件に制限はない。
15℃/ 秒以上の冷却速度で急冷を行うが、これはCrの炭
窒化物の粒界への析出を阻止するためであり、これによ
りゴールドダストの発生が効果的に防止できる。冷却速
度15℃/ 秒とは、ほぼ空冷による冷却に相当し、そのほ
か水冷による冷却のように冷却速度を上昇させることも
可能であるが、経済上の観点から通常はその上限は50℃
/ 秒である。連続焼鈍に続いては、慣用手段にしたがっ
て冷間圧延および再結晶焼鈍処理を行う。本発明におい
て特にそれらの条件に制限はない。
【００２８】
【実施例】次に、実施例によって本発明の作用効果をさ
らに具体的に説明する。表１に示す成分組成の鋼片を溶
製し、表２に示す試験条件で熱間圧延(3.0mm)、および
中間焼鈍を行った。
らに具体的に説明する。表１に示す成分組成の鋼片を溶
製し、表２に示す試験条件で熱間圧延(3.0mm)、および
中間焼鈍を行った。
【００２９】その後、圧下率0.5 〜１％の調質圧延を行
った後、酸洗を行い冷間圧延(1.0mm) を施し、900 ℃、
２分の仕上焼鈍、酸洗を行い、得られた供試材について
以下の調査を行った。
った後、酸洗を行い冷間圧延(1.0mm) を施し、900 ℃、
２分の仕上焼鈍、酸洗を行い、得られた供試材について
以下の調査を行った。
【００３０】(1) 機械的特性調査 供試材のＴ部、Ｍ部、Ｂ部からＬ方向にJIS 13B 号試験
片を採取し引張試験を行った上で、最良値をサンプル特
性とした。
片を採取し引張試験を行った上で、最良値をサンプル特
性とした。
【００３１】(2) 耐リジング性の調査 供試材のＴ部、Ｍ部、Ｂ部からＴ方向にJIS ５号試験片
を採取し、リジング測定試験を行った上で最良値をサン
プル特性とした。
を採取し、リジング測定試験を行った上で最良値をサン
プル特性とした。
【００３２】耐リジング性の評価は、表面粗さを測定
し、最大粗さをリジング高さとした。ただし、その評価
基準は、Ａ' 、Ｂ、Ｂ' はそれぞれリジングの高さが1
2、18、24μm である。
し、最大粗さをリジング高さとした。ただし、その評価
基準は、Ａ' 、Ｂ、Ｂ' はそれぞれリジングの高さが1
2、18、24μm である。
【００３３】(3) ゴールドダスト特性調査 目視により判定し、３段階で評価した。 ○：明らかに正常 △：若干のゴールドダストあり ×：ゴールドダストあり 結果を表３に示す。表３に示すとおり、本発明材の機械
的特性は良好であり、耐リジング性、ゴールドダスト特
性も従来材に比べ向上した。
的特性は良好であり、耐リジング性、ゴールドダスト特
性も従来材に比べ向上した。
【００３４】次に、鋼組成(0.03C−0.3Si −0.12Mn−0.
1Ni −16.2Cr−0.12Al−0.0121N)のアルミニウム含有フ
ェライト系ステンレス鋼について加熱温度と保持時間を
変えて、そのときのAlN 析出状態を調べた。結果は図１
に示す通りである。
1Ni −16.2Cr−0.12Al−0.0121N)のアルミニウム含有フ
ェライト系ステンレス鋼について加熱温度と保持時間を
変えて、そのときのAlN 析出状態を調べた。結果は図１
に示す通りである。
【００３５】実線は従来法、破線は本発明法によるAlN
析出領域を示す。
析出領域を示す。
【００３６】従来法では鋼中Ｃ量が高く、変態点が低い
のでAlN の析出範囲は1000℃以下であり、AlN 析出のた
めには1000℃以下で長時間の連続焼鈍が必要であり、そ
のため耐リジング性が劣化していた。
のでAlN の析出範囲は1000℃以下であり、AlN 析出のた
めには1000℃以下で長時間の連続焼鈍が必要であり、そ
のため耐リジング性が劣化していた。
【００３７】本発明法では、Ｃ量を下げたため変態点が
上昇し、図１に示すように、従来材に比べAlN 析出範囲
が高温側に移行する。したがって、本発明法では、1000
℃以上1100℃までの高温短時間連続焼鈍で、AlN を析出
させることが可能となるため、耐リジング性の向上が可
能となる。同様に、熱延板焼鈍温度と衝撃値(Kg-m/mm2)
との関係を調べ、その結果を図２にグラフで示す。
上昇し、図１に示すように、従来材に比べAlN 析出範囲
が高温側に移行する。したがって、本発明法では、1000
℃以上1100℃までの高温短時間連続焼鈍で、AlN を析出
させることが可能となるため、耐リジング性の向上が可
能となる。同様に、熱延板焼鈍温度と衝撃値(Kg-m/mm2)
との関係を調べ、その結果を図２にグラフで示す。
【００３８】一般的に、焼鈍温度が鋼の変態点を越える
とAlN 析出量が少なくなるため、衝撃特性は急激に低下
することが判っている。実線で示す従来法では、鋼中Ｃ
量が高く、変態点が低くなるので、衝撃特性を良好に保
つためには1000℃以下の低温で長時間焼鈍せざるを得
ず、そのため、1000℃を越える高温で連続焼鈍すると、
AlN 析出量不足に起因する衝撃値低下がみられ、連続焼
鈍中に板破断を起こし操業一時停止 (１〜２時間) 等の
トラブルが散発する問題があった。
とAlN 析出量が少なくなるため、衝撃特性は急激に低下
することが判っている。実線で示す従来法では、鋼中Ｃ
量が高く、変態点が低くなるので、衝撃特性を良好に保
つためには1000℃以下の低温で長時間焼鈍せざるを得
ず、そのため、1000℃を越える高温で連続焼鈍すると、
AlN 析出量不足に起因する衝撃値低下がみられ、連続焼
鈍中に板破断を起こし操業一時停止 (１〜２時間) 等の
トラブルが散発する問題があった。
【００３９】しかし、本発明法では、鋼中Ｃ量を下げた
ので、変態点温度が上昇し、AlN 析出も高温側 (1100℃
以上) へ移行する。したがって、本発明では1000℃以上
1100℃までの高温連続焼鈍を行っても、AlN が十分析出
するため、図２に示すように1000〜1100℃の高温連続焼
鈍を行っても、衝撃値は低下せず、連続焼鈍中の板破断
等のトラブルも発生しない。
ので、変態点温度が上昇し、AlN 析出も高温側 (1100℃
以上) へ移行する。したがって、本発明では1000℃以上
1100℃までの高温連続焼鈍を行っても、AlN が十分析出
するため、図２に示すように1000〜1100℃の高温連続焼
鈍を行っても、衝撃値は低下せず、連続焼鈍中の板破断
等のトラブルも発生しない。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【発明の効果】本発明法により、従来のアルミニウム含
有フェライトステンレス鋼に対し、高Al、低Ｃ化したこ
とにより、変態点が上昇し、1000℃以上の高温焼鈍が可
能となった。またAlN の析出温度が上昇したことによ
り、1000℃以上の高温焼鈍でも耐リジング性が向上し
た。従来材に比べ靱性が向上したため、ライン通板時の
板破断の問題もない実用的な連続焼鈍が実現できた。
有フェライトステンレス鋼に対し、高Al、低Ｃ化したこ
とにより、変態点が上昇し、1000℃以上の高温焼鈍が可
能となった。またAlN の析出温度が上昇したことによ
り、1000℃以上の高温焼鈍でも耐リジング性が向上し
た。従来材に比べ靱性が向上したため、ライン通板時の
板破断の問題もない実用的な連続焼鈍が実現できた。
【図１】AlN の析出状態を温度および保持時間に対して
示すグラフである。
示すグラフである。
【図２】熱延板の焼鈍温度と衝撃値との関係を示すグラ
フである。
フである。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.02〜0.05％、 Si：1.0 ％以下、 Mn：1.5
％以下、 Ｎ：0.01〜0.03％、 Cr：15〜18％、 Al：0.10
〜0.30％、 残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼組成を有するス
ラブを1100〜1200℃に加熱して熱間圧延を行い、得られ
た熱延板を、焼鈍温度1000〜1100℃、冷却速度15℃／秒
以上で急冷する連続焼鈍を行い、その後、冷間圧延およ
び再結晶焼鈍を行うことを特徴とする、耐リジング性に
優れ、表面性状が良好なアルミニウム含有フェライト系
ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6278983A JP3042331B2 (ja) | 1994-11-14 | 1994-11-14 | フェ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 |
|---|---|---|---|
| JP6278983A JP3042331B2 (ja) | 1994-11-14 | 1994-11-14 | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08134550A true JPH08134550A (ja) | 1996-05-28 |
| JP3042331B2 JP3042331B2 (ja) | 2000-05-15 |
Family
ID=17604795
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6278983A Expired - Lifetime JP3042331B2 (ja) | 1994-11-14 | 1994-11-14 | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3042331B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100467719B1 (ko) * | 2000-12-08 | 2005-01-24 | 주식회사 포스코 | 리징 저항성 및 스피닝 가공성이 우수한 페라이트계스테인리스강 및 그 제조 방법 |
| KR100598576B1 (ko) * | 1999-09-01 | 2006-07-13 | 주식회사 포스코 | 성형성 및 리징성이 우수한 페라이트계 스테인레스강의 제조방법 |
| CN103154292A (zh) * | 2010-10-08 | 2013-06-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐腐蚀性和导电性优异的铁素体系不锈钢及其制造方法、固体高分子型燃料电池隔板以及固体高分子型燃料电池 |
| CN112646958A (zh) * | 2020-11-30 | 2021-04-13 | 中国科学院金属研究所 | 一种公路护栏用低合金高强高耐候结构钢的热处理工艺 |
-
1994
- 1994-11-14 JP JP6278983A patent/JP3042331B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100598576B1 (ko) * | 1999-09-01 | 2006-07-13 | 주식회사 포스코 | 성형성 및 리징성이 우수한 페라이트계 스테인레스강의 제조방법 |
| KR100467719B1 (ko) * | 2000-12-08 | 2005-01-24 | 주식회사 포스코 | 리징 저항성 및 스피닝 가공성이 우수한 페라이트계스테인리스강 및 그 제조 방법 |
| CN103154292A (zh) * | 2010-10-08 | 2013-06-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐腐蚀性和导电性优异的铁素体系不锈钢及其制造方法、固体高分子型燃料电池隔板以及固体高分子型燃料电池 |
| CN103154292B (zh) * | 2010-10-08 | 2016-01-20 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐腐蚀性和导电性优异的铁素体系不锈钢及其制造方法、固体高分子型燃料电池隔板以及固体高分子型燃料电池 |
| CN112646958A (zh) * | 2020-11-30 | 2021-04-13 | 中国科学院金属研究所 | 一种公路护栏用低合金高强高耐候结构钢的热处理工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3042331B2 (ja) | 2000-05-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US20090000703A1 (en) | Ferritic stainless steel sheet superior in shapeability and method of production of the same | |
| JP4225976B2 (ja) | 加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板およびその製造方法 | |
| US6500280B2 (en) | Ferritic Cr-containing steel sheet having excellent ductility, formability, and anti-ridging properties | |
| CN111684091B (zh) | 高强度冷轧钢板、高强度镀敷钢板以及它们的制造方法 | |
| EP3498877B1 (en) | High strength steel sheet having excellent formability and manufacturing method thereof | |
| KR20220073804A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| JP3468048B2 (ja) | 成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 | |
| US20060225820A1 (en) | Ferritic stainless steel sheet excellent in formability and method for production thereof | |
| JP4214671B2 (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Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3941363B2 (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冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3042331B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPH1036911A (ja) | 表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| WO2022080497A1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| US4373971A (en) | Process for the production of ferritic stainless steel sheets or strips and products produced by said process | |
| JP2002030346A (ja) | 成形性に優れたＣｒ含有耐熱耐食鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| GB2107226A (en) | Process for producing deep-drawing cold rolled steel sheet | |
| KR102568217B1 (ko) | 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| JPH09256064A (ja) | ローピング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 | |
| JP3572883B2 (ja) | 面内異方性が小さく耐二次加工脆性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP4606820B2 (ja) | 軟質なＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP3508491B2 (ja) | 組織安定性に優れた軟質冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH05179357A (ja) | フェライトステンレス冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH01191748A (ja) | コイル内材質均一性に優れたプレス成形用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2790369B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20000208 |