JPH09111354A - 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
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- JPH09111354A JPH09111354A JP26546095A JP26546095A JPH09111354A JP H09111354 A JPH09111354 A JP H09111354A JP 26546095 A JP26546095 A JP 26546095A JP 26546095 A JP26546095 A JP 26546095A JP H09111354 A JPH09111354 A JP H09111354A
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- rolling
- martensite
- ferritic stainless
- stainless steel
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 伸び28％以上、r 値1.20以上、リジング15μ
m 以下であって、表面性状に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.02〜0.05％、 Si：1.0 ％以下、
Mn：1.5 ％以下、Ｎ：0.02〜0.05％、 Cr：15〜
18％、 Al：0.10〜0.30％、残部がFeおよび不可避
的不純物から成る化学組成を有する鋼片に次の加工熱処
理を行う。 加熱温度1100〜1250℃、圧延終了温度950 ℃以上の熱
間圧延 20〜80℃/sの冷却速度で500 〜650 ℃の巻取温度まで
の冷却、 得られた10〜20体積％のマルテンサイトを有するフェ
ライト＋マルテンサイトの複合組織から成る熱延板の85
0 〜980 ℃×180 〜300 秒の焼鈍→15℃／秒以上での急
冷、そして 冷間圧延→仕上げ焼鈍
m 以下であって、表面性状に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.02〜0.05％、 Si：1.0 ％以下、
Mn：1.5 ％以下、Ｎ：0.02〜0.05％、 Cr：15〜
18％、 Al：0.10〜0.30％、残部がFeおよび不可避
的不純物から成る化学組成を有する鋼片に次の加工熱処
理を行う。 加熱温度1100〜1250℃、圧延終了温度950 ℃以上の熱
間圧延 20〜80℃/sの冷却速度で500 〜650 ℃の巻取温度まで
の冷却、 得られた10〜20体積％のマルテンサイトを有するフェ
ライト＋マルテンサイトの複合組織から成る熱延板の85
0 〜980 ℃×180 〜300 秒の焼鈍→15℃／秒以上での急
冷、そして 冷間圧延→仕上げ焼鈍
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、フェライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法、特に耐リジング性、プレス成形
性、さらに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の製造方法に関する。
ンレス鋼板の製造方法、特に耐リジング性、プレス成形
性、さらに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の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】SUS430に代表されるフェライト系ステン
レス鋼は、優れた加工性や耐食性を有してるばかりでな
く比較的安価であることから、厨房用品、電気製品およ
び自動車用材料として広く利用されている鋼種である。
しかしながら、これらの製品を製造するに当たりフェラ
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った特有の凹凸模様が発生しやす
く、これによって成形品の表面の美麗さが著しく損なわ
れる。このため加工の際に発生するリジングの防止は、
フェライト系ステンレス鋼板を製造する上で大きな課題
となっている。
レス鋼は、優れた加工性や耐食性を有してるばかりでな
く比較的安価であることから、厨房用品、電気製品およ
び自動車用材料として広く利用されている鋼種である。
しかしながら、これらの製品を製造するに当たりフェラ
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った特有の凹凸模様が発生しやす
く、これによって成形品の表面の美麗さが著しく損なわ
れる。このため加工の際に発生するリジングの防止は、
フェライト系ステンレス鋼板を製造する上で大きな課題
となっている。
【０００３】ところでリジングの発生原因は、連続鋳造
時に生成した粗大な柱状晶組織が圧延工程でも十分に破
壊されず、しかも集合組織が残存してしまうことにある
と一般に考えられている。従って、リジングの防止には
柱状晶組織、集合組織を製造段階でいかにして消滅させ
るかが大切である。
時に生成した粗大な柱状晶組織が圧延工程でも十分に破
壊されず、しかも集合組織が残存してしまうことにある
と一般に考えられている。従って、リジングの防止には
柱状晶組織、集合組織を製造段階でいかにして消滅させ
るかが大切である。
【０００４】高圧下を行うとともに歪速度を制御し機械
的に柱状晶組織、集合組織を破壊する方法 (特開昭54−
11827 号公報) などが提示されているが、これらの方法
では、鋼板表面にスケール疵が発生しやすく、後の工程
で手入れが必要となり非能率的である。
的に柱状晶組織、集合組織を破壊する方法 (特開昭54−
11827 号公報) などが提示されているが、これらの方法
では、鋼板表面にスケール疵が発生しやすく、後の工程
で手入れが必要となり非能率的である。
【０００５】また、Nb、Ti、Ｂなど微量元素の添加する
方法 (特開昭61−119622号公報) なども提示されている
が、これらの方法では表面疵が発生し易く、コスト増と
もなり実用的とは言えない。
方法 (特開昭61−119622号公報) なども提示されている
が、これらの方法では表面疵が発生し易く、コスト増と
もなり実用的とは言えない。
【０００６】また、熱延板焼鈍を省略する製造方法も提
案されているが (特開昭62−70526号公報) 、最終製品
での機械特性の劣化、また、酸洗時に粒界腐食が生じ冷
間圧延後に倒れ込み、コールドダストと称する疵が発生
するため実用化は困難である。
案されているが (特開昭62−70526号公報) 、最終製品
での機械特性の劣化、また、酸洗時に粒界腐食が生じ冷
間圧延後に倒れ込み、コールドダストと称する疵が発生
するため実用化は困難である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、優れ
た耐リジング性とプレス成形性、さらに良好な表面性状
を得ることのできる経済的で実用的なフェライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法を提供することである。
た耐リジング性とプレス成形性、さらに良好な表面性状
を得ることのできる経済的で実用的なフェライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法を提供することである。
【０００８】より具体的には、本発明の目的は、伸び28
％以上、r 値1.20以上、そしてリジング15μm 以下の特
性を備え、表面性状に優れたフェライト系ステンレス冷
延鋼板の製造方法を提供することである。
％以上、r 値1.20以上、そしてリジング15μm 以下の特
性を備え、表面性状に優れたフェライト系ステンレス冷
延鋼板の製造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】そこで本発明者らは、上
記課題達成のため鋭意実験の結果、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Ｃ量を下げ、Ｎ量を
上げ、熱間圧延で適当なマルテンサイト量を生成させ、
引き続き高生産性の連続焼鈍法で熱延板焼鈍を行うこと
により、優れた耐リジング性とプレス成形性、さらに良
好な表面性状を得ることのできる経済的で実現可能なフ
ェライト系ステンレス鋼板の製造法を見い出し、本発明
を完成した。
記課題達成のため鋭意実験の結果、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Ｃ量を下げ、Ｎ量を
上げ、熱間圧延で適当なマルテンサイト量を生成させ、
引き続き高生産性の連続焼鈍法で熱延板焼鈍を行うこと
により、優れた耐リジング性とプレス成形性、さらに良
好な表面性状を得ることのできる経済的で実現可能なフ
ェライト系ステンレス鋼板の製造法を見い出し、本発明
を完成した。
【００１０】本発明の要旨は、重量％で、Ｃ：0.02〜0.
05％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｎ：0.02〜0.
05％、Cr：15〜18％、Al：0.10〜0.30％、残部がFeおよ
び不可避的不純物より成る化学組成を有する鋼片を、11
00〜1250℃で加熱後、熱間圧延を実施し、最終パス出側
温度950 ℃以上で熱間圧延を終了し、熱間圧延後、20〜
80℃/sの冷却速度で500 〜650 ℃の巻取温度まで冷却し
て、フェライト＋マルテンサイトの複合組織から成り、
かつ体積率で10〜20％のマルテンサイトを有した熱延板
を得、得られた熱延板に引き続き850 〜980 ℃以下の温
度範囲で180 〜300 秒以内の焼鈍を行い、次いで15℃／
秒以上の冷却速度で急冷して熱延焼鈍板を得、該熱延焼
鈍板に冷却圧延ついで仕上げ焼鈍を施すことを特徴とす
る、耐リジング性とプレス成形性に優れ、表面性状の良
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。
05％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｎ：0.02〜0.
05％、Cr：15〜18％、Al：0.10〜0.30％、残部がFeおよ
び不可避的不純物より成る化学組成を有する鋼片を、11
00〜1250℃で加熱後、熱間圧延を実施し、最終パス出側
温度950 ℃以上で熱間圧延を終了し、熱間圧延後、20〜
80℃/sの冷却速度で500 〜650 ℃の巻取温度まで冷却し
て、フェライト＋マルテンサイトの複合組織から成り、
かつ体積率で10〜20％のマルテンサイトを有した熱延板
を得、得られた熱延板に引き続き850 〜980 ℃以下の温
度範囲で180 〜300 秒以内の焼鈍を行い、次いで15℃／
秒以上の冷却速度で急冷して熱延焼鈍板を得、該熱延焼
鈍板に冷却圧延ついで仕上げ焼鈍を施すことを特徴とす
る、耐リジング性とプレス成形性に優れ、表面性状の良
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。
【００１１】
【発明の実施の形態】次に本発明における化学組成およ
び製造条件を上述のように限定した理由について以下に
詳述する。
び製造条件を上述のように限定した理由について以下に
詳述する。
【００１２】(A) 鋼片の化学組成 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
トアップをもたらし、強度の低下も懸念される。また、
本発明において行う熱間圧延でのマルテンサイトの析出
を促すため、Ｃ量は0.02〜0.05％とした。
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
トアップをもたらし、強度の低下も懸念される。また、
本発明において行う熱間圧延でのマルテンサイトの析出
を促すため、Ｃ量は0.02〜0.05％とした。
【００１３】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されている程度
の1.0 ％以下とした。 Mn：Mnは熱間加工性を良好にし、強度を確保するため1.
5 ％以下とした。
通常のフェライト系ステンレス鋼に含有されている程度
の1.0 ％以下とした。 Mn：Mnは熱間加工性を良好にし、強度を確保するため1.
5 ％以下とした。
【００１４】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、Ｎの配合は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。また、熱間圧延でのマルテンサ
イトの析出量の確保のため、Ｎ量は0.02〜0.05％とし
た。好ましくは C+N＝0.06〜0.08％である。
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、Ｎの配合は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。また、熱間圧延でのマルテンサ
イトの析出量の確保のため、Ｎ量は0.02〜0.05％とし
た。好ましくは C+N＝0.06〜0.08％である。
【００１５】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。本発明に
あっては、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。本発明に
あっては、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。
【００１６】Al：Alはフェライト生成元素であり、変態
点が上昇するため、Al添加は熱間圧延でのマルテンサイ
トの析出のためにはマイナスになる。しかし熱間圧延時
に生成するAlN が、リジング発生の原因となる鋳造組織
に起因する集合組織を破壊し方位的にランダム化する作
用を有するため、Al添加は許容される。
点が上昇するため、Al添加は熱間圧延でのマルテンサイ
トの析出のためにはマイナスになる。しかし熱間圧延時
に生成するAlN が、リジング発生の原因となる鋳造組織
に起因する集合組織を破壊し方位的にランダム化する作
用を有するため、Al添加は許容される。
【００１７】また、Alを添加することにより、キラキラ
疵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。しかし一方、Alを添加しすぎても上記の効果の更な
る向上はみられず、酸洗工程でスケールの除去が困難に
なることからAl量は0.10〜0.30％とした。
疵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。しかし一方、Alを添加しすぎても上記の効果の更な
る向上はみられず、酸洗工程でスケールの除去が困難に
なることからAl量は0.10〜0.30％とした。
【００１８】(B) 熱間圧延条件 スラブ加熱温度は、1100℃未満では熱間圧延中に鋼板に
生じるヘゲ疵の発生等の問題があり、一方1250℃超では
鋳造組織が粗大化し耐リジング性が劣る等の問題があ
る。また、1100〜1250℃に加熱したスラブを熱間圧延す
ることによりAlNの析出による粗大鋳造組織を破壊する
効果がある。よってスラブ加熱温度は1100〜1250℃とし
た。
生じるヘゲ疵の発生等の問題があり、一方1250℃超では
鋳造組織が粗大化し耐リジング性が劣る等の問題があ
る。また、1100〜1250℃に加熱したスラブを熱間圧延す
ることによりAlNの析出による粗大鋳造組織を破壊する
効果がある。よってスラブ加熱温度は1100〜1250℃とし
た。
【００１９】最終パス出側温度 (熱延終了温度) 950 ℃
以上で熱間圧延を終了し、熱間圧延後、20〜80℃/sの冷
却速度で500 〜650 ℃まで冷却し巻取りを行うとした理
由は、マルテンサイトを体積率で10〜20％有したフェラ
イト＋マルテンサイト複合組織を得るためである。
以上で熱間圧延を終了し、熱間圧延後、20〜80℃/sの冷
却速度で500 〜650 ℃まで冷却し巻取りを行うとした理
由は、マルテンサイトを体積率で10〜20％有したフェラ
イト＋マルテンサイト複合組織を得るためである。
【００２０】マルテンサイト量は10体積％未満では上記
の効果は薄く、20体積％超では図１に示すように鋼板の
衝撃吸収エネルギーの低下、すなわち靱性低下によりラ
イン通板中に板破断の恐れがあるため、マルテンサイト
量は10〜20体積％とした。
の効果は薄く、20体積％超では図１に示すように鋼板の
衝撃吸収エネルギーの低下、すなわち靱性低下によりラ
イン通板中に板破断の恐れがあるため、マルテンサイト
量は10〜20体積％とした。
【００２１】また、最終パス出側温度950 ℃以上で熱間
圧延を終了するが、これは熱間圧延終了温度が950 ℃以
上であることを意味し、この950 ℃以上という温度は、
Ar1変態点 (γ→α変態点) 以上の温度に相当し、結
局、Ar1 変態点以上から急冷することにより、高温で生
成するオーステナイトをマルテンサイトに変態させ、鋳
造時に生成した粗大な柱状晶組織を破壊することを目的
とするため、熱延終了温度を950 ℃以上とした。好まし
くは 980℃以上である。
圧延を終了するが、これは熱間圧延終了温度が950 ℃以
上であることを意味し、この950 ℃以上という温度は、
Ar1変態点 (γ→α変態点) 以上の温度に相当し、結
局、Ar1 変態点以上から急冷することにより、高温で生
成するオーステナイトをマルテンサイトに変態させ、鋳
造時に生成した粗大な柱状晶組織を破壊することを目的
とするため、熱延終了温度を950 ℃以上とした。好まし
くは 980℃以上である。
【００２２】冷却条件は上記のとおりマルテンサイト変
態を生じさせる条件であり、20℃/s未満の冷却速度での
徐冷、もしくは650 ℃超の温度での巻取りではマルテン
サイト変態促進の効果が薄く、また80℃/s超の冷却速度
での急冷、あるいは500 ℃未満の温度での巻取りでは、
急冷のためコイル形状が悪化したり、あるいは巻取り時
にスリ疵が発生するため、冷却速度は20〜80℃/s、巻取
温度は500 〜650 ℃と定めた。好ましくは冷却速度は40
〜60℃/s、巻取温度は、550 〜600 ℃である。
態を生じさせる条件であり、20℃/s未満の冷却速度での
徐冷、もしくは650 ℃超の温度での巻取りではマルテン
サイト変態促進の効果が薄く、また80℃/s超の冷却速度
での急冷、あるいは500 ℃未満の温度での巻取りでは、
急冷のためコイル形状が悪化したり、あるいは巻取り時
にスリ疵が発生するため、冷却速度は20〜80℃/s、巻取
温度は500 〜650 ℃と定めた。好ましくは冷却速度は40
〜60℃/s、巻取温度は、550 〜600 ℃である。
【００２３】(C) 熱延板の連続焼鈍条件 熱延板焼鈍を行う目的は、熱間圧延時に生成したマルテ
ンサイトの消失と鋼板の軟質化と鋭敏化した組織を回復
することである。
ンサイトの消失と鋼板の軟質化と鋭敏化した組織を回復
することである。
【００２４】850 ℃以上で焼鈍を行う理由は、上記の目
的を達成することと、高温短時間焼鈍によりAlN を生成
させて結晶粒の微細化と結晶方位のランダム化を図り、
冷間圧延後の成形性を向上させることにある。
的を達成することと、高温短時間焼鈍によりAlN を生成
させて結晶粒の微細化と結晶方位のランダム化を図り、
冷間圧延後の成形性を向上させることにある。
【００２５】980 ℃超の焼鈍温度では、Ac1 変態点 (α
→γ変態点) 以上の温度に相当し冷却過程で鋼板表面に
マルテンサイトが生成するため、熱延板酸洗時に粒界腐
食を引き起こし、冷間圧延での倒れ込みによりゴールド
ダストを発生する。したがって、焼鈍温度は850 〜980
℃と限定した。
→γ変態点) 以上の温度に相当し冷却過程で鋼板表面に
マルテンサイトが生成するため、熱延板酸洗時に粒界腐
食を引き起こし、冷間圧延での倒れ込みによりゴールド
ダストを発生する。したがって、焼鈍温度は850 〜980
℃と限定した。
【００２６】また焼鈍時間は上記目的を満足するため18
0 秒以上必要とし、300 秒超の焼鈍は結晶粒の粗大化を
引き起こし、また経済的に連続焼鈍を用いるため300 秒
以内とした。冷却速度が遅いと冷却途中でCr炭窒化物を
生じるため酸洗で粒界腐食を引き起こしゴールドダスト
の原因となるため冷却速度を15℃/s以上の急冷とした。
0 秒以上必要とし、300 秒超の焼鈍は結晶粒の粗大化を
引き起こし、また経済的に連続焼鈍を用いるため300 秒
以内とした。冷却速度が遅いと冷却途中でCr炭窒化物を
生じるため酸洗で粒界腐食を引き起こしゴールドダスト
の原因となるため冷却速度を15℃/s以上の急冷とした。
【００２７】このようにして得た熱延焼鈍板は、次いで
冷間圧延そして仕上げ焼鈍を行い、製品とするが、その
場合の冷間圧延および仕上げ焼鈍は、通常の条件下で行
えばよく、例えば、酸洗後、冷間圧延率70〜90％で冷間
圧延を行い、次いで800 〜850 ℃×60〜120 秒の仕上げ
焼鈍を行い、放冷すればよい。
冷間圧延そして仕上げ焼鈍を行い、製品とするが、その
場合の冷間圧延および仕上げ焼鈍は、通常の条件下で行
えばよく、例えば、酸洗後、冷間圧延率70〜90％で冷間
圧延を行い、次いで800 〜850 ℃×60〜120 秒の仕上げ
焼鈍を行い、放冷すればよい。
【００２８】次に、実施例によって本発明の作用効果に
ついてさらに具体的に説明するが、これらは単に例示と
して示すものであって、それによって本発明が不当に制
限されるものではない。
ついてさらに具体的に説明するが、これらは単に例示と
して示すものであって、それによって本発明が不当に制
限されるものではない。
【００２９】
【実施例】表１に示す化学組成の鋼Ａ〜Ｐを真空溶解炉
で溶製し、200 mm厚のスラブを製造し、表２および表３
に示す試験条件で熱間圧延(3.0mm) および熱延板焼鈍を
行った。
で溶製し、200 mm厚のスラブを製造し、表２および表３
に示す試験条件で熱間圧延(3.0mm) および熱延板焼鈍を
行った。
【００３０】その後酸洗を行い、引き続き冷間圧延(0.5
mm) を施し、830 ℃、90秒の仕上焼鈍 (光輝焼鈍) を行
い、得られた試験材について以下の調査を行った。
mm) を施し、830 ℃、90秒の仕上焼鈍 (光輝焼鈍) を行
い、得られた試験材について以下の調査を行った。
【００３１】(1) 機械特性調査 各試験材についてＣ方向 (圧延直角方法) からJIS13B号
試験片を採取して、引張試験を行った。
試験片を採取して、引張試験を行った。
【００３２】(2) ｒ値調査 各試験材についてJIS5号試験片を用い、10％の引張予歪
を与えた後、３点法によりr 値を測定し、Ｌ方向 (圧延
方向) 、Ｃ方向 (圧延直角方向) 、Q 方向 (圧延方向に
45°方向) の３方向の平均値ｒ＝ (ｒL ＋ｒc ＋２
ｒQ ) ／４として求めた。
を与えた後、３点法によりr 値を測定し、Ｌ方向 (圧延
方向) 、Ｃ方向 (圧延直角方向) 、Q 方向 (圧延方向に
45°方向) の３方向の平均値ｒ＝ (ｒL ＋ｒc ＋２
ｒQ ) ／４として求めた。
【００３３】(3) リジング調査 各試験材についてＬ方向 (圧延方向) からJIS5号試験片
を採取し、10％引張予歪を与えた後、表面粗さを測定
し、最大粗さを測定した。
を採取し、10％引張予歪を与えた後、表面粗さを測定
し、最大粗さを測定した。
【００３４】(4) ゴールドダスト調査 キラキラ疵は目視により判定し、ゴールドダストの有無
で次の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２、３に示す。
で次の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２、３に示す。
【００３５】表２、３から明らかなように、本発明によ
れば、機械特性、耐リジング性、ｒ値とも良好でありゴ
ールドダストの発生もなく、従来材に比べ著しく良好な
冷延鋼板が得られることが分かった。
れば、機械特性、耐リジング性、ｒ値とも良好でありゴ
ールドダストの発生もなく、従来材に比べ著しく良好な
冷延鋼板が得られることが分かった。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】図１は表１の供試鋼Ａについて、表２の条
件に従い熱間圧延後の冷却速度と巻取温度条件を変更す
ることで熱延板のマルテンサイト量を変えて、それぞれ
について衝撃試験を行い、その際の熱延板のマルテンサ
イト量と衝撃吸収エネルギーとの関係を示すグラフであ
り、また図２は、同様にして、冷間圧延により得られた
製品についてのr 値とリジングとを熱延板のマルテンサ
イト量についてまとめたグラフである。
件に従い熱間圧延後の冷却速度と巻取温度条件を変更す
ることで熱延板のマルテンサイト量を変えて、それぞれ
について衝撃試験を行い、その際の熱延板のマルテンサ
イト量と衝撃吸収エネルギーとの関係を示すグラフであ
り、また図２は、同様にして、冷間圧延により得られた
製品についてのr 値とリジングとを熱延板のマルテンサ
イト量についてまとめたグラフである。
【００４０】
【発明の効果】以上説明してきたように、本発明によれ
ば、機械特性、耐リジング性、ｒ値とも良好でありキラ
キラ疵の発生もないフェライト系ステンレス鋼板を設備
増強の必要もなく製造でき、その際に、熱延板の焼鈍も
効果的な連続焼鈍で行うことができ、従来法に比べ著し
い製造コストの低減および生産性の向上を実現し得る。
ば、機械特性、耐リジング性、ｒ値とも良好でありキラ
キラ疵の発生もないフェライト系ステンレス鋼板を設備
増強の必要もなく製造でき、その際に、熱延板の焼鈍も
効果的な連続焼鈍で行うことができ、従来法に比べ著し
い製造コストの低減および生産性の向上を実現し得る。
【図１】熱延板のマルテンサイト体積率と衝撃吸収エネ
ルギーとの関係を示すグラフである。
ルギーとの関係を示すグラフである。
【図２】熱延板のマルテンサイト体積率と冷延製品のｒ
値、リジングの関係を示すグラフである。
値、リジングの関係を示すグラフである。
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：0.02〜0.05％、 Cr：15〜18％、 Al：0.10
〜0.30％、 残部がFeおよび不可避的不純物から成る化学組成を有す
る鋼片を、1100〜1250℃に加熱後、熱間圧延を実施し、
最終パス出側温度950 ℃以上で熱間圧延を終了し、熱間
圧延後、20〜80℃/sの冷却速度で500 〜650 ℃の巻取温
度まで冷却して、フェライト＋マルテンサイトの複合組
織から成り、かつ体積率で10〜20％のマルテンサイトを
有する熱延板を得、得られた熱延板に引き続き850 〜98
0 ℃の温度範囲で180 〜300 秒の焼鈍を行い、次いで15
℃／秒以上の冷却速度で急冷して熱延焼鈍板を得、さら
に該熱延焼鈍板に、冷間圧延そして仕上げ焼鈍を施すこ
とを特徴とする、耐リジング性、プレス成形性に優れ、
表面性状の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 |
|---|---|---|---|
| JP26546095A JPH09111354A (ja) | 1995-10-13 | 1995-10-13 | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP26546095A JPH09111354A (ja) | 1995-10-13 | 1995-10-13 | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09111354A true JPH09111354A (ja) | 1997-04-28 |
Family
ID=17417484
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26546095A Withdrawn JPH09111354A (ja) | 1995-10-13 | 1995-10-13 | 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) | JPH09111354A (ja) |
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