JPH08291332A - 成形性と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 - Google Patents
成形性と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Info
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- JPH08291332A JPH08291332A JP9237795A JP9237795A JPH08291332A JP H08291332 A JPH08291332 A JP H08291332A JP 9237795 A JP9237795 A JP 9237795A JP 9237795 A JP9237795 A JP 9237795A JP H08291332 A JPH08291332 A JP H08291332A
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Abstract
(57)【要約】 (修正有)
【目的】 均熱温度を通常の1250℃よりも1200
〜1100℃と低くしてスラブを加熱し、低温で熱間圧
延を行うことで成形性、耐リジング性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼板を製造する方法において、スラブの
低温均熱による熱延鋼帯のスケ−ル疵の発生を防止する
ことのできる製造方法。 【構成】 重量%で、C,Si,Mn,P,S,Cr,
Nb,N,Tiの量を特定し、更に量を特定したCu,
Ni,Moのうち少なくとも1種を含み、かつ(C+
N)≦0.02%を満足し、残部鉄および不可避的不純
物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを、下記式
(1)を満足する酸素濃度の雰囲気中で均熱温度110
0℃〜1200℃の温度範囲に加熱し、引き続き熱延す
る。 49−0.04×T≦O2 (容積%)≦5 (1) ただし、Tはスラブ均熱温度(℃)とする。
〜1100℃と低くしてスラブを加熱し、低温で熱間圧
延を行うことで成形性、耐リジング性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼板を製造する方法において、スラブの
低温均熱による熱延鋼帯のスケ−ル疵の発生を防止する
ことのできる製造方法。 【構成】 重量%で、C,Si,Mn,P,S,Cr,
Nb,N,Tiの量を特定し、更に量を特定したCu,
Ni,Moのうち少なくとも1種を含み、かつ(C+
N)≦0.02%を満足し、残部鉄および不可避的不純
物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを、下記式
(1)を満足する酸素濃度の雰囲気中で均熱温度110
0℃〜1200℃の温度範囲に加熱し、引き続き熱延す
る。 49−0.04×T≦O2 (容積%)≦5 (1) ただし、Tはスラブ均熱温度(℃)とする。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は成形性と耐リジング性に
優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法に関す
る。
優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法に関す
る。
【0002】
【従来の技術】C、Nを低減し、Nb、Ti等の安定化
元素を添加した高純度フェライト系ステンレス鋼は汎用
鋼種であるSUS430等と比較して成形性が良好であ
るので広く用いられている。しかし未だ成形性や耐リジ
ング性が十分とは言えず、これらの特性をさらに改善す
るための研究が現在でも盛んに行われている。
元素を添加した高純度フェライト系ステンレス鋼は汎用
鋼種であるSUS430等と比較して成形性が良好であ
るので広く用いられている。しかし未だ成形性や耐リジ
ング性が十分とは言えず、これらの特性をさらに改善す
るための研究が現在でも盛んに行われている。
【0003】従来から、リジングの原因は熱延板の板厚
中心部に残留する{100}<011>方位を有する粗
大な結晶粒からなるバンド組織によるものと考えられて
いる。耐リジング性を改善するためにはこのバンド組織
の組織の分断及び細粒化することが重要である。また熱
延板の細粒化によりr値も向上するので、耐リジング性
が良好な鋼板はr値も高いのが通常である。
中心部に残留する{100}<011>方位を有する粗
大な結晶粒からなるバンド組織によるものと考えられて
いる。耐リジング性を改善するためにはこのバンド組織
の組織の分断及び細粒化することが重要である。また熱
延板の細粒化によりr値も向上するので、耐リジング性
が良好な鋼板はr値も高いのが通常である。
【0004】先行文献における成形性、耐リジング性を
改善するための製造条件を要約すれば、スラブの等軸
晶化、低温熱延(スラブ均熱温度の低下)熱延板焼
鈍の三つをが挙げることができる。
改善するための製造条件を要約すれば、スラブの等軸
晶化、低温熱延(スラブ均熱温度の低下)熱延板焼
鈍の三つをが挙げることができる。
【0005】この中でも、成形性(伸び、r値)や耐リ
ジング性に及ぼす熱延条件の影響は大きく、通常の熱延
板焼鈍を実施する場合、スラブ均熱温度を低下させるこ
とにより熱延後の析出物が粗大になり、冷延鋼板の成形
性および耐リジング性が良好になることが知られてお
り、特開昭58−71356号、特開平3−24772
2号、特開平5−78751号、特開平6−15816
2号各公報にこのことが開示されている。
ジング性に及ぼす熱延条件の影響は大きく、通常の熱延
板焼鈍を実施する場合、スラブ均熱温度を低下させるこ
とにより熱延後の析出物が粗大になり、冷延鋼板の成形
性および耐リジング性が良好になることが知られてお
り、特開昭58−71356号、特開平3−24772
2号、特開平5−78751号、特開平6−15816
2号各公報にこのことが開示されている。
【0006】しかしながら、スラブ均熱温度を低下させ
ると熱延鋼帯にスケ−ル疵と呼ばれる表面疵が発生し、
ステンレス鋼の重要な特性である表面の品質を著しく損
なうことになる。このスケ−ル疵は圧延前の均熱時に生
じるスケ−ル層の状態から受ける影響が大きい。すなわ
ち薄いスケ−ルから厚いスケ−ルへの遷移状態あると
き、凹凸状に不均一に形成され、その後の圧延時に鋼板
表面にスケ−ルが押し込まれてスケ−ル疵となる。スケ
−ル疵の低減には均熱時に厚いスケ−ルを全面に形成さ
せることが必要であることが、材料とプロセス、Vol
6−1346頁に開示されている。また熱延中でのロ−
ルの焼き付きを防ぐためにもスケ−ルは厚いほうが好ま
しい。
ると熱延鋼帯にスケ−ル疵と呼ばれる表面疵が発生し、
ステンレス鋼の重要な特性である表面の品質を著しく損
なうことになる。このスケ−ル疵は圧延前の均熱時に生
じるスケ−ル層の状態から受ける影響が大きい。すなわ
ち薄いスケ−ルから厚いスケ−ルへの遷移状態あると
き、凹凸状に不均一に形成され、その後の圧延時に鋼板
表面にスケ−ルが押し込まれてスケ−ル疵となる。スケ
−ル疵の低減には均熱時に厚いスケ−ルを全面に形成さ
せることが必要であることが、材料とプロセス、Vol
6−1346頁に開示されている。また熱延中でのロ−
ルの焼き付きを防ぐためにもスケ−ルは厚いほうが好ま
しい。
【0007】スケ−ル疵が発生した場合、コイル研削に
より除去することができるが、大幅な製造コストアップ
になり、かつ非効率的である。このことが実機操業にて
スラブ均熱温度を低下させることの障壁となっている。
より除去することができるが、大幅な製造コストアップ
になり、かつ非効率的である。このことが実機操業にて
スラブ均熱温度を低下させることの障壁となっている。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、均熱温度を
通常の約1250℃よりも1200〜1100℃と低く
してスラブを加熱し、低温で熱間圧延を行うことにより
成形性、耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス
鋼板を製造する方法において障壁になっているスラブの
低温均熱による熱延鋼帯のスケ−ル疵の発生を防止する
ことのできる製造方法を提供することを目的とする。
通常の約1250℃よりも1200〜1100℃と低く
してスラブを加熱し、低温で熱間圧延を行うことにより
成形性、耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス
鋼板を製造する方法において障壁になっているスラブの
低温均熱による熱延鋼帯のスケ−ル疵の発生を防止する
ことのできる製造方法を提供することを目的とする。
【0009】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、スラブ均
熱温度を低下させても熱延鋼帯にスケ−ル疵を発生させ
ない方法を開発するため、スラブの成分組成、スラブ均
熱温度および炉内雰囲気中の酸素濃度がスラブのスケー
ル生成量及びスケ−ルの状態に及ぼす影響について詳細
に調査した結果、下記の知見を得るに至った。
熱温度を低下させても熱延鋼帯にスケ−ル疵を発生させ
ない方法を開発するため、スラブの成分組成、スラブ均
熱温度および炉内雰囲気中の酸素濃度がスラブのスケー
ル生成量及びスケ−ルの状態に及ぼす影響について詳細
に調査した結果、下記の知見を得るに至った。
【0010】A )Nbはスラブ均熱中におけるスケール
生成を助長する効果があり、Nb添加鋼については、炉
内雰囲気中の酸素濃度をスラブの均熱温度に応じて増加
させることにより、スラブのスケール生成が促進され、
低温での均熱による熱延鋼帯のスケール疵の発生を防止
することができること。
生成を助長する効果があり、Nb添加鋼については、炉
内雰囲気中の酸素濃度をスラブの均熱温度に応じて増加
させることにより、スラブのスケール生成が促進され、
低温での均熱による熱延鋼帯のスケール疵の発生を防止
することができること。
【0011】B )しかし、Cr量が25%を超えると、
均熱時に酸素を増加しても効果がないこと。
均熱時に酸素を増加しても効果がないこと。
【0012】C )Nb含有鋼であっても、Tiを添加す
る場合、その含有量は0.1%以下にしなければ均熱時
に酸素を増加しても酸化促進の効果がないこと。
る場合、その含有量は0.1%以下にしなければ均熱時
に酸素を増加しても酸化促進の効果がないこと。
【0013】本発明はこのような知見に基づきなされた
もので、その要旨は、「重量%で、C:0.015%以
下、Si:1%以下、Mn:1%以下、P:0.04%
以下、S:0.005%以下、Cr:11〜25%、N
b:0.1〜0.4%、N:0.015%以下、Ti:
0〜0.1%を含有し、更にCu:1%以下、Ni:1
%以下、Mo:3%以下のうち少なくとも1種を含み、
かつ(C+N)≦0.02%を満足し、残部鉄および不
可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブ
を、下記式(1)を満足する酸素濃度の雰囲気中で均熱
温度1100℃〜1200℃の温度範囲に加熱し、引き
続き熱延することを特徴とする成形性と耐リジング性に
優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
もので、その要旨は、「重量%で、C:0.015%以
下、Si:1%以下、Mn:1%以下、P:0.04%
以下、S:0.005%以下、Cr:11〜25%、N
b:0.1〜0.4%、N:0.015%以下、Ti:
0〜0.1%を含有し、更にCu:1%以下、Ni:1
%以下、Mo:3%以下のうち少なくとも1種を含み、
かつ(C+N)≦0.02%を満足し、残部鉄および不
可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブ
を、下記式(1)を満足する酸素濃度の雰囲気中で均熱
温度1100℃〜1200℃の温度範囲に加熱し、引き
続き熱延することを特徴とする成形性と耐リジング性に
優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【0014】 49−0.04×T≦O2 (容積%)≦5 ・・・・・ (1) ただし、Tはスラブ均熱温度(℃)とする
」にある。
」にある。
【0015】
【作用】以下、本発明を具体的に説明する。
【0016】スラブ均熱温度と炉内雰囲気中の酸素濃度
がスラブの酸化増量及びスケ−ルの状態に及ぼす影響を
調べるため、Cr:17.2%、Nb:0.38%を含
有するフェライトステンレス鋼を用い、炉内雰囲気中の
酸素濃度を0〜5%に、均熱温度を1100〜1250
℃と種々変化させ、各スラブを50分間均熱した後、ス
ラブ表面に生成したスケール量を測定すると共に酸化ス
ケールを分析した。
がスラブの酸化増量及びスケ−ルの状態に及ぼす影響を
調べるため、Cr:17.2%、Nb:0.38%を含
有するフェライトステンレス鋼を用い、炉内雰囲気中の
酸素濃度を0〜5%に、均熱温度を1100〜1250
℃と種々変化させ、各スラブを50分間均熱した後、ス
ラブ表面に生成したスケール量を測定すると共に酸化ス
ケールを分析した。
【0017】なお、通常のスラブ均熱時間は50分〜1
時間程度であり、その時のスケール生成量は40mg/cm
2 前後であり、この程度の厚さのスケールが生成すると
熱延鋼帯にスケール疵は発生しない。また、均熱時間が
1時間を超えてもスケールの生成は殆ど進行しない。
時間程度であり、その時のスケール生成量は40mg/cm
2 前後であり、この程度の厚さのスケールが生成すると
熱延鋼帯にスケール疵は発生しない。また、均熱時間が
1時間を超えてもスケールの生成は殆ど進行しない。
【0018】図1は、上記測定結果を図で整理したもの
で、スラブ均熱温度、炉内雰囲気中の酸素濃度及びスケ
ール生成量の関係を示す。
で、スラブ均熱温度、炉内雰囲気中の酸素濃度及びスケ
ール生成量の関係を示す。
【0019】この試験の結果、酸素濃度の増加とともに
スラブ表面の酸化増量が増加し、表面に厚く安定な酸化
スケ−ルが形成され、スラブ均熱温度を1200〜11
00℃と通常の温度(約1250℃)よりかなり低くし
ても、現状の操業条件で得られるのと同等に安定な40
mg/cm2 程度の酸化スケ−ルを付与することが可能であ
ること、及び均熱温度に応じた適量の酸素量が存在する
ことがわかった。
スラブ表面の酸化増量が増加し、表面に厚く安定な酸化
スケ−ルが形成され、スラブ均熱温度を1200〜11
00℃と通常の温度(約1250℃)よりかなり低くし
ても、現状の操業条件で得られるのと同等に安定な40
mg/cm2 程度の酸化スケ−ルを付与することが可能であ
ること、及び均熱温度に応じた適量の酸素量が存在する
ことがわかった。
【0020】また、酸化スケ−ルを分析した結果、初期
のスケ−ルにはNb、Cr、Mnが濃化していた。Nb
はスケ−ル外層に移行しやすく耐酸化性を低下させる元
素であると思われる。
のスケ−ルにはNb、Cr、Mnが濃化していた。Nb
はスケ−ル外層に移行しやすく耐酸化性を低下させる元
素であると思われる。
【0021】この発明は、スラブ成分組成を低温均熱時
のスケール生成に有利となるように設計を行うと共に、
均熱温度に適した酸素量とする基準を規定したものであ
り、以下に本発明の対象とする鋼の成分及び製造条件を
限定した理由及び作用について説明する。
のスケール生成に有利となるように設計を行うと共に、
均熱温度に適した酸素量とする基準を規定したものであ
り、以下に本発明の対象とする鋼の成分及び製造条件を
限定した理由及び作用について説明する。
【0022】C、N、(C+N)≦0.02%:C、N
は成形性を劣化させるので、極力低減させることが望ま
しい。それぞれ0.015%を超えると著しく成形性が
劣化するので上限を各0.015%とする。また、双方
の含有量では(C+N)≦0.02%とすることにより
成形性の劣化が防止できる。
は成形性を劣化させるので、極力低減させることが望ま
しい。それぞれ0.015%を超えると著しく成形性が
劣化するので上限を各0.015%とする。また、双方
の含有量では(C+N)≦0.02%とすることにより
成形性の劣化が防止できる。
【0023】Si:Siは鋼の脱酸に必要な元素である
が、過剰な添加は鋼を硬質化させるとともに成形性を劣
化させる。1%を超えると成形性の劣化が著しくなるの
で上限を1%とする。
が、過剰な添加は鋼を硬質化させるとともに成形性を劣
化させる。1%を超えると成形性の劣化が著しくなるの
で上限を1%とする。
【0024】Mn:Mnは鋼の脱酸、脱硫に必要な元素
であるが、1%を超えるとSiと同様成形性を劣化させ
るので、その上限を1%とする。
であるが、1%を超えるとSiと同様成形性を劣化させ
るので、その上限を1%とする。
【0025】P、S:P、Sは成形性、靱性を著しく劣
化させるので極力低減させることが望ましい。良好な成
形性を得るには、Pについてはその上限を0.04%、
Sについては0.005%とする必要がある。
化させるので極力低減させることが望ましい。良好な成
形性を得るには、Pについてはその上限を0.04%、
Sについては0.005%とする必要がある。
【0026】Cr:Crは鋼の耐食性を担う重要な元素
であり、11%以上の添加が必要である。
であり、11%以上の添加が必要である。
【0027】またCr含有量の増加とともに耐食性は向
上する。しかしながら過剰な添加は鋼を硬質化させると
ともに本発明にとって重要であるスラブの酸化促進の点
からも好ましくないのでその上限を25%以下と限定す
る。
上する。しかしながら過剰な添加は鋼を硬質化させると
ともに本発明にとって重要であるスラブの酸化促進の点
からも好ましくないのでその上限を25%以下と限定す
る。
【0028】Nb:Nbは、スラブ均熱温度を低くし、
炉内雰囲気中の酸素量を増量した場合に、スラブ表面で
のスケールの生成を助長する元素である。
炉内雰囲気中の酸素量を増量した場合に、スラブ表面で
のスケールの生成を助長する元素である。
【0029】また、Nbは、C、Nと安定な炭窒化物を
形成し、鋼板の成形性を著しく向上させるので本発明に
おいても最も重要な元素である。この効果を発揮するた
めに0.1重量%以上の添加が必要である。しかし0.
4%を超えて添加をしても成形性に対する効果が飽和し
て、それ以上の改善が期待できないばかりでなく、鋼を
硬質化させるのでその上限を0.4%と限定する。
形成し、鋼板の成形性を著しく向上させるので本発明に
おいても最も重要な元素である。この効果を発揮するた
めに0.1重量%以上の添加が必要である。しかし0.
4%を超えて添加をしても成形性に対する効果が飽和し
て、それ以上の改善が期待できないばかりでなく、鋼を
硬質化させるのでその上限を0.4%と限定する。
【0030】Ti:Nbとともに微量のTiを複合添加
することにより成形性がさらに改善される。従って必要
に応じて添加することが好ましい。0.1%を超えた添
加はスラブ均熱時の酸化スケ−ルの成長が抑制されるば
かりでなく、TiNによる地疵等の新たな問題を生じる
のでその上限を0.1%とする。
することにより成形性がさらに改善される。従って必要
に応じて添加することが好ましい。0.1%を超えた添
加はスラブ均熱時の酸化スケ−ルの成長が抑制されるば
かりでなく、TiNによる地疵等の新たな問題を生じる
のでその上限を0.1%とする。
【0031】Cu,Ni,Mo:これらは耐食性を向上
させる元素であり必要に応じて添加することが好まし
い。しかし過剰の添加は鋼を硬質化させるのでその上限
をCu:1重量%、Ni:1重量%、Mo:3重量%と
限定する。
させる元素であり必要に応じて添加することが好まし
い。しかし過剰の添加は鋼を硬質化させるのでその上限
をCu:1重量%、Ni:1重量%、Mo:3重量%と
限定する。
【0032】均熱温度、1100〜1200℃:前記し
たように、鋼板の成形性および耐リジング性に及ぼすス
ラブ均熱温度の影響は大きく、良好な成形性、耐リジン
グ性を有する鋼板を製造するためにはスラブ均熱温度を
低下させることが重要である。スラブ均熱温度が120
0℃以上ではこの効果が明瞭でなく、また1100℃未
満では成形性は改善されるものの熱間圧延抵抗が増大
し、経済的効果が薄れること、ならびに板厚精度に問題
が生じるのでその範囲を1100〜1200℃とする。
たように、鋼板の成形性および耐リジング性に及ぼすス
ラブ均熱温度の影響は大きく、良好な成形性、耐リジン
グ性を有する鋼板を製造するためにはスラブ均熱温度を
低下させることが重要である。スラブ均熱温度が120
0℃以上ではこの効果が明瞭でなく、また1100℃未
満では成形性は改善されるものの熱間圧延抵抗が増大
し、経済的効果が薄れること、ならびに板厚精度に問題
が生じるのでその範囲を1100〜1200℃とする。
【0033】49−0.04×T≦O2 (容積%)≦
5:均熱炉内雰囲気中の酸素濃度は熱延鋼帯にスケ−ル
疵を発生させることなく、スラブ均熱温度を低下させる
上での最も重要な構成要件である。熱間圧延時に生じる
スケ−ル疵の発生を抑えるためにはスラブ均熱時のスケ
−ルを厚く、全面に形成させることが重要である。種々
のスラブ均熱温度にて炉内雰囲気中の酸素濃度がスケ−
ル生成に及ぼす影響を調査した結果、スラブ均熱温度に
応じて酸素濃度を、O2 (容積%)≧49−0.04×
T(ただし、Tはスラブ均熱温度)を満たすように制御
することにより厚さ40〜60mg/cm2 のスケールを生
成させることができ、熱間圧延時のスケール疵の発生を
防止することができる。
5:均熱炉内雰囲気中の酸素濃度は熱延鋼帯にスケ−ル
疵を発生させることなく、スラブ均熱温度を低下させる
上での最も重要な構成要件である。熱間圧延時に生じる
スケ−ル疵の発生を抑えるためにはスラブ均熱時のスケ
−ルを厚く、全面に形成させることが重要である。種々
のスラブ均熱温度にて炉内雰囲気中の酸素濃度がスケ−
ル生成に及ぼす影響を調査した結果、スラブ均熱温度に
応じて酸素濃度を、O2 (容積%)≧49−0.04×
T(ただし、Tはスラブ均熱温度)を満たすように制御
することにより厚さ40〜60mg/cm2 のスケールを生
成させることができ、熱間圧延時のスケール疵の発生を
防止することができる。
【0034】酸素濃度がこれに満たない場合、スラブ均
熱時のスケ−ルが不均一で、その厚さも不十分となり、
熱間圧延時のスケ−ル疵の原因となる。一方、酸素濃度
をあまり高くしてもその効果は飽和するばかりでなく、
実機操業での限界を考慮してその上限を、O2 (容積
%)≦5と定める。
熱時のスケ−ルが不均一で、その厚さも不十分となり、
熱間圧延時のスケ−ル疵の原因となる。一方、酸素濃度
をあまり高くしてもその効果は飽和するばかりでなく、
実機操業での限界を考慮してその上限を、O2 (容積
%)≦5と定める。
【0035】
【実施例】以下に本発明を実施例に基づき具体的に説明
する。
する。
【0036】表1に示す成分の50kgインゴットを溶製
し、分塊圧延により板厚40mmのスラブとした。
し、分塊圧延により板厚40mmのスラブとした。
【0037】
【表1】
【0038】次に均熱炉内の雰囲気中のO2 濃度を0.
5〜5%(H2 O:20%、その他N2 )、及び均熱温
度を1100℃〜1250℃の範囲内で変化させてスラ
ブを1時間均熱した後、スラブを一部切断してスケール
厚さ測定試片とし、残りのスラブに熱間圧延を施し、板
厚4mmの熱延鋼板とした。熱延鋼板を970℃で6分
均熱する熱延板焼鈍を行い、酸洗した後、表面疵を目視
及び光学顕微鏡により調べ、疵のあるものについては自
動研磨機により表面研削して表面疵を除去した。研削1
パス当たりの研削深さは0.05mmとした。
5〜5%(H2 O:20%、その他N2 )、及び均熱温
度を1100℃〜1250℃の範囲内で変化させてスラ
ブを1時間均熱した後、スラブを一部切断してスケール
厚さ測定試片とし、残りのスラブに熱間圧延を施し、板
厚4mmの熱延鋼板とした。熱延鋼板を970℃で6分
均熱する熱延板焼鈍を行い、酸洗した後、表面疵を目視
及び光学顕微鏡により調べ、疵のあるものについては自
動研磨機により表面研削して表面疵を除去した。研削1
パス当たりの研削深さは0.05mmとした。
【0039】次に、これらの熱延鋼板を冷間圧延し、板
厚0.6mmの鋼板を作製し、970℃で72秒均熱す
る焼鈍を施した。
厚0.6mmの鋼板を作製し、970℃で72秒均熱す
る焼鈍を施した。
【0040】冷延鋼板からは、圧延方向とその方向から
45度と90度の3方向について引張試験片(JIS1
3B号)を採取し、伸び、r値を測定した。なお、炉内
雰囲気中の酸素濃度は成形性に影響を及ぼさないので、
引張試験は各均熱温度について、任意の1条件の酸素濃
度のものについて実施した。
45度と90度の3方向について引張試験片(JIS1
3B号)を採取し、伸び、r値を測定した。なお、炉内
雰囲気中の酸素濃度は成形性に影響を及ぼさないので、
引張試験は各均熱温度について、任意の1条件の酸素濃
度のものについて実施した。
【0041】伸びについてはT方向(圧延方向より90
度の方向)が最も製造条件の影響を受けやすく、条件に
よっては劣化が激しい。また加工を受ける際に圧延方向
に沿って割れが入るのが通常である。従って伸びについ
てはT方向を成形性の指標とする。
度の方向)が最も製造条件の影響を受けやすく、条件に
よっては劣化が激しい。また加工を受ける際に圧延方向
に沿って割れが入るのが通常である。従って伸びについ
てはT方向を成形性の指標とする。
【0042】3方向についてのランクフォ−ド値(r
値)の平均値、r(=(r0 +2 r45+r90)/4)は成
形性の指標として従来から使用され、深絞り性との相関
関係が強いことが知られている。しかしながら、伸びフ
ランジ性を調べる際に行われる穴拡げ試験においては、
その穴拡げ率λ(%)(=(d−dO )/d0 )は3方
向の中でも最小値rmin に比例する。そこで本実施例で
はrの変わりにrmin を成形性の指標として用いた。
値)の平均値、r(=(r0 +2 r45+r90)/4)は成
形性の指標として従来から使用され、深絞り性との相関
関係が強いことが知られている。しかしながら、伸びフ
ランジ性を調べる際に行われる穴拡げ試験においては、
その穴拡げ率λ(%)(=(d−dO )/d0 )は3方
向の中でも最小値rmin に比例する。そこで本実施例で
はrの変わりにrmin を成形性の指標として用いた。
【0043】引張試験後の試験片の表面に表れるリジン
グを観察し、下記のグレードに分類した。
グを観察し、下記のグレードに分類した。
【0044】 A´・・・・リジング高さ10〜20μm 未満 B ・・・・ 〃 20〜30μm 未満 B´・・・・ 〃 30〜40μm 未満 C ・・・・ 〃 40μm 以上 これらの試験結果を、表2〜4に示す。
【0045】
【表2】
【0046】
【表3】
【0047】
【表4】
【0048】表に示すごとく、鋼種A〜Gではスラブ均
熱温度を低下させても式(1)を満たすように炉内雰囲
気中の酸素濃度を高めればスラブのスケールが生成しや
すくなりすべて30mg/cm2 以上のスケール厚さが得ら
れ、熱延鋼帯のスケ−ル疵は防止され、成形性も改善さ
れている。
熱温度を低下させても式(1)を満たすように炉内雰囲
気中の酸素濃度を高めればスラブのスケールが生成しや
すくなりすべて30mg/cm2 以上のスケール厚さが得ら
れ、熱延鋼帯のスケ−ル疵は防止され、成形性も改善さ
れている。
【0049】スケ−ル疵の程度として、それを除去する
のに必要なコイル研削のパス回数を用いた。パス0は表
面疵なし、1パスは0.05mm以下の疵、2パスは0.
05超え0.1mm以下の疵である。
のに必要なコイル研削のパス回数を用いた。パス0は表
面疵なし、1パスは0.05mm以下の疵、2パスは0.
05超え0.1mm以下の疵である。
【0050】図2は、実施例の鋼種A(17.6Cr-0.21Nb-
0.09Ti)の結果を図にしたもので、斜線部の本発明の範
囲内では疵の発生は殆どなく、疵が発生しても深さ0.
05mm以下の軽微なものである。
0.09Ti)の結果を図にしたもので、斜線部の本発明の範
囲内では疵の発生は殆どなく、疵が発生しても深さ0.
05mm以下の軽微なものである。
【0051】図3は、実施例の鋼種A、C、Eについて
rmin とスラブ均熱温度を図にしたものである。鋼種に
より差はあるもののスラブ均熱温度の低下によりrmin
は増加することがわかる。
rmin とスラブ均熱温度を図にしたものである。鋼種に
より差はあるもののスラブ均熱温度の低下によりrmin
は増加することがわかる。
【0052】
【発明の効果】フェライト系ステンレス鋼板を製造する
にあたり、従来からスラブ均熱温度を低下させると成形
性および耐リジング性が向上することが知られていた。
しかしながらスラブ均熱温度を低下させると熱延鋼帯に
スケ−ル疵が発生しステンレス鋼板の重要な特性である
表面品質が損なわれるため実機操業にて行うことは困難
であった。本発明の方法により、スケ−ル疵を伴わずに
スラブ温度の低温化が可能となり、安価でかつ成形性、
耐リジング性の良好なフェライト系ステンレス鋼板の製
造が可能となった。
にあたり、従来からスラブ均熱温度を低下させると成形
性および耐リジング性が向上することが知られていた。
しかしながらスラブ均熱温度を低下させると熱延鋼帯に
スケ−ル疵が発生しステンレス鋼板の重要な特性である
表面品質が損なわれるため実機操業にて行うことは困難
であった。本発明の方法により、スケ−ル疵を伴わずに
スラブ温度の低温化が可能となり、安価でかつ成形性、
耐リジング性の良好なフェライト系ステンレス鋼板の製
造が可能となった。
【図1】鋼種Cについての酸化増量に及ぼす均熱帯炉内
雰囲気中の酸素濃度とスラブ均熱温度の影響を示す図あ
る。
雰囲気中の酸素濃度とスラブ均熱温度の影響を示す図あ
る。
【図2】鋼種A(17.6Cr-0.21Nb-0.09Ti)について熱延
鋼帯のスケ−ル疵に及ぼすスラブ均熱温度と炉内雰囲気
中の酸素濃度を示す図である。
鋼帯のスケ−ル疵に及ぼすスラブ均熱温度と炉内雰囲気
中の酸素濃度を示す図である。
【図3】鋼種A、C、Eついてrmin に及ぼすスラブ均
熱温度の影響を示す図である。
熱温度の影響を示す図である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 FI 技術表示箇所 C22C 38/28 C22C 38/28
Claims (2)
- 【請求項1】重量%で、C:0.015%以下、Si:
1%以下、Mn:1%以下、P:0.04%以下、S:
0.005%以下、Cr:11〜25%、Nb:0.1
〜0.4%、N:0.015%以下、Ti:0〜0.1
%を含有し、(C+N)≦0.02%を満足し、残部鉄
および不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス
鋼スラブを、下記式(1)を満足する酸素濃度の雰囲気
中で均熱温度1100℃〜1200℃の温度範囲に加熱
し、引き続き熱延することを特徴とする成形性と耐リジ
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。 49−0.04×T≦O2 (容積%)≦5 ・・・・・ (1) ただし、Tはスラブ均熱温度(℃)とする - 【請求項2】請求項1記載の成分に、更にCu:1%以
下、Ni:1%以下、Mo:3%以下のうち少なくとも
1種を含有するフェライト系ステンレス鋼スラブを、下
記式(1)を満足する酸素濃度の雰囲気中で均熱温度1
100℃〜1200℃の温度範囲に加熱し、引き続き熱
延することを特徴とする成形性と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。 49−0.04×T≦O2 (容積%)≦5 ・・・・・ (1) ただし、Tはスラブ均熱温度(℃)とする
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9237795A JPH08291332A (ja) | 1995-04-18 | 1995-04-18 | 成形性と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 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9237795A JPH08291332A (ja) | 1995-04-18 | 1995-04-18 | 成形性と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 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH08291332A true JPH08291332A (ja) | 1996-11-05 |
Family
ID=14052743
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9237795A Pending JPH08291332A (ja) | 1995-04-18 | 1995-04-18 | 成形性と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 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH08291332A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002180206A (ja) * | 2000-12-12 | 2002-06-26 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板 |
EP1225242A2 (en) * | 2001-01-18 | 2002-07-24 | Kawasaki Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet with excellent workability and method for making the same |
JP2012081510A (ja) * | 2010-10-13 | 2012-04-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高純度フェライト系ステンレス鋼の分塊圧延方法 |
JP5928669B1 (ja) * | 2014-12-11 | 2016-06-01 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
WO2016092714A1 (ja) * | 2014-12-11 | 2016-06-16 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-04-18 JP JP9237795A patent/JPH08291332A/ja active Pending
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002180206A (ja) * | 2000-12-12 | 2002-06-26 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板 |
JP4626913B2 (ja) * | 2000-12-12 | 2011-02-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板 |
EP1225242A2 (en) * | 2001-01-18 | 2002-07-24 | Kawasaki Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet with excellent workability and method for making the same |
EP1225242A3 (en) * | 2001-01-18 | 2002-07-31 | Kawasaki Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet with excellent workability and method for making the same |
US6733601B2 (en) | 2001-01-18 | 2004-05-11 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet with excellent workability |
US7025838B2 (en) | 2001-01-18 | 2006-04-11 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet with excellent workability and method for making the same |
JP2012081510A (ja) * | 2010-10-13 | 2012-04-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高純度フェライト系ステンレス鋼の分塊圧延方法 |
JP5928669B1 (ja) * | 2014-12-11 | 2016-06-01 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
WO2016092714A1 (ja) * | 2014-12-11 | 2016-06-16 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
US20170327921A1 (en) * | 2014-12-11 | 2017-11-16 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel and process for producing same |
US10968499B2 (en) * | 2014-12-11 | 2021-04-06 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel and process for producing same |
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