JPH10280047A - 耐ローピ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
耐ローピ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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- JPH10280047A JPH10280047A JP10686797A JP10686797A JPH10280047A JP H10280047 A JPH10280047 A JP H10280047A JP 10686797 A JP10686797 A JP 10686797A JP 10686797 A JP10686797 A JP 10686797A JP H10280047 A JPH10280047 A JP H10280047A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐ローピング性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板を効率的かつ効果的に製造する。 【解決手段】 質量％にてＣ；０．０１〜０．１０％、
Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；０．０５〜０．
２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，Ｃｒ；１０〜２
５％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａｌ；０．０１〜
０．２０％、Ｂ；０．００３〜０．０２０％、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物より成り、（１）式で示される
γpが１５〜３５％となる組成を有するフェライト系ス
テンレス鋼スラブを熱間圧延する際に、加熱温度を１１
００〜１２５０℃とし、粗圧延を行った後の仕上圧延に
おける最終圧延温度を９００℃以上とし、仕上圧延後に
２ｓｅｃ以上保持した後に水冷して４５０〜６００℃で
巻取り、次いで熱延板焼鈍を施さずに冷間圧延、焼鈍、
調質圧延を施す。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．
５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ−５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・
・・（１）
レス鋼板を効率的かつ効果的に製造する。 【解決手段】 質量％にてＣ；０．０１〜０．１０％、
Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；０．０５〜０．
２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，Ｃｒ；１０〜２
５％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａｌ；０．０１〜
０．２０％、Ｂ；０．００３〜０．０２０％、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物より成り、（１）式で示される
γpが１５〜３５％となる組成を有するフェライト系ス
テンレス鋼スラブを熱間圧延する際に、加熱温度を１１
００〜１２５０℃とし、粗圧延を行った後の仕上圧延に
おける最終圧延温度を９００℃以上とし、仕上圧延後に
２ｓｅｃ以上保持した後に水冷して４５０〜６００℃で
巻取り、次いで熱延板焼鈍を施さずに冷間圧延、焼鈍、
調質圧延を施す。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．
５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ−５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・
・・（１）
Description
【０００１】
【発明のぞくする技術分野】本発明は、耐ローピング性
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
るものである。
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
るものである。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼板は、オース
テナイト系ステンレス鋼板に比べると経済的な利点を持
つことから広汎に使用されており、深絞り等の成形加工
性や表面品位が優れていることが要望されている。
テナイト系ステンレス鋼板に比べると経済的な利点を持
つことから広汎に使用されており、深絞り等の成形加工
性や表面品位が優れていることが要望されている。
【０００３】従来、フェライト系ステンレス鋼板の熱延
板に関しては、コイル状で長時間焼鈍する箱焼鈍法また
は帯板状で短時間焼鈍する連続焼鈍法が採用されてい
る。この熱延板焼鈍は、次の２点が主な目的である。１
再結晶促進により冷間圧延前の組織を微細化して製品板
の深絞り性を向上させるとともに熱延中に形成される集
合組織をランダム化してリジングを低減する。２熱延板
に存在する硬質なα’相を炭化物とα相に分解すること
で軟質化させ、冷間圧延性を向上させる。
板に関しては、コイル状で長時間焼鈍する箱焼鈍法また
は帯板状で短時間焼鈍する連続焼鈍法が採用されてい
る。この熱延板焼鈍は、次の２点が主な目的である。１
再結晶促進により冷間圧延前の組織を微細化して製品板
の深絞り性を向上させるとともに熱延中に形成される集
合組織をランダム化してリジングを低減する。２熱延板
に存在する硬質なα’相を炭化物とα相に分解すること
で軟質化させ、冷間圧延性を向上させる。
【０００４】フェライト系ステンレス鋼板の熱延板焼鈍
は上記観点から施されるが、特公昭５９−５７６号公報
にはＡｌ添加フェライト系ステンレス鋼を熱延板焼鈍を
省略して製造する方法が開示されている。Ａｌ添加フェ
ライト系ステンレス鋼の熱延板焼鈍省略による製造技術
は数多く報告があるが、その目的は省工程におけるリジ
ング低減と深絞り性向上が大半である。しかしながら、
熱延板焼鈍を省略した場合、冷間圧延時に板表面にロー
ピングと呼ばれる微小凹凸が発生し、製品板の表面品位
が低下するという問題点がある。
は上記観点から施されるが、特公昭５９−５７６号公報
にはＡｌ添加フェライト系ステンレス鋼を熱延板焼鈍を
省略して製造する方法が開示されている。Ａｌ添加フェ
ライト系ステンレス鋼の熱延板焼鈍省略による製造技術
は数多く報告があるが、その目的は省工程におけるリジ
ング低減と深絞り性向上が大半である。しかしながら、
熱延板焼鈍を省略した場合、冷間圧延時に板表面にロー
ピングと呼ばれる微小凹凸が発生し、製品板の表面品位
が低下するという問題点がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】フェライト系ステンレ
ス鋼板のローピング性を阻害する要因として、熱延時に
形成される粗大に展伸したフェライト組織が挙げられ
る。熱延板焼鈍を行う製造方法では、焼鈍時に再結晶組
織が得られて組織が微細化するが、熱延板焼鈍を行わな
い場合、熱延時に発達した展伸粒が残存したまま冷間圧
延される。この展伸粒が存在すると、結晶粒単位もしく
は複数個の結晶粒単位で構成される集合組織の単位領域
が大きくなる。これらの単位領域はそれぞれ結晶方位の
差により塑性変形能が異なるため、冷間圧延時に外力が
作用すると異なった変形形態をとること、及び前記単位
領域間は結晶粒界で拘束されていることにより、板表面
に凹凸が形成されてローピングが発生する。
ス鋼板のローピング性を阻害する要因として、熱延時に
形成される粗大に展伸したフェライト組織が挙げられ
る。熱延板焼鈍を行う製造方法では、焼鈍時に再結晶組
織が得られて組織が微細化するが、熱延板焼鈍を行わな
い場合、熱延時に発達した展伸粒が残存したまま冷間圧
延される。この展伸粒が存在すると、結晶粒単位もしく
は複数個の結晶粒単位で構成される集合組織の単位領域
が大きくなる。これらの単位領域はそれぞれ結晶方位の
差により塑性変形能が異なるため、冷間圧延時に外力が
作用すると異なった変形形態をとること、及び前記単位
領域間は結晶粒界で拘束されていることにより、板表面
に凹凸が形成されてローピングが発生する。
【０００６】このような冷間圧延中にフェライト系ステ
ンレス鋼板の表面に発生するローピングは、製品の表面
品位を落とすため、低減しなければならない課題であっ
た。
ンレス鋼板の表面に発生するローピングは、製品の表面
品位を落とすため、低減しなければならない課題であっ
た。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らはフェライト
系ステンレス鋼板の耐ローピング性を向上させるため
に、成分組成および製造条件について詳細な研究を行っ
た結果、次のような事実を見い出した。
系ステンレス鋼板の耐ローピング性を向上させるため
に、成分組成および製造条件について詳細な研究を行っ
た結果、次のような事実を見い出した。
【０００８】ローピングの発生を防止するためには、熱
延板のフェライト組織を微細化する必要があるが、その
ためには、熱延条件を適正化することにより再結晶が促
進することを見い出した。また、熱延中に析出する第２
相であるγ相のバランスを適度に制御するとともに、Ｂ
を添加することでγ相が微細分散析出して熱延中に発達
する展伸粒が分断することを見出した。
延板のフェライト組織を微細化する必要があるが、その
ためには、熱延条件を適正化することにより再結晶が促
進することを見い出した。また、熱延中に析出する第２
相であるγ相のバランスを適度に制御するとともに、Ｂ
を添加することでγ相が微細分散析出して熱延中に発達
する展伸粒が分断することを見出した。
【０００９】更には、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖなどの微量元素を
適量添加することで鋳造組織の微細化が図れることを見
出した。加えて、冷間圧延における圧下率を適正化する
ことで熱延板中にα’相を微細分散生成するα’相が耐
ローピング性の向上に効果的に作用することを見出し
た。
適量添加することで鋳造組織の微細化が図れることを見
出した。加えて、冷間圧延における圧下率を適正化する
ことで熱延板中にα’相を微細分散生成するα’相が耐
ローピング性の向上に効果的に作用することを見出し
た。
【００１０】本発明は、前記知見に基づいてフェライト
系ステンレス鋼板について耐ローピング性の改善を図っ
たものであり、その要旨は、質量％にてＣ；０．０１〜
０．１０％、Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；
０．０５〜０．２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，
Ｃｒ；１０〜２５％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａ
ｌ；０．０１〜０．２０％、Ｂ；０．００３〜０．０２
０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成り、
（１）式で示されるγpが１５〜３５％となる組成を有
するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延する際
に、加熱温度を１１００〜１２５０℃とし、粗圧延を行
った後の仕上圧延における熱延仕上温度を９００℃以上
とし、仕上圧延後に２ｓｅｃ以上保持した後に水冷して
４５０〜６００℃で巻取り、次いで熱延板焼鈍を施さず
に冷間圧延、焼鈍、調質圧延を施すことを特徴とする。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ −５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・・・（１） 望ましくは前記組成に加えて、質量％にてＴｉ；０．０
０５〜０．２０％，Ｎｂ；０．００５〜０．２０％、
Ｖ；０．００５〜０．２０％、Ｔａ；０．００５〜０．
２０％、Ｈｆ；０．００５〜０．２０％、Ｚｒ；０．０
０５〜０．２０％、Ｍｇ；０．０００１〜０．００３０
％、Ｂｅ；０．０００１〜０．００４０％およびＣａ；
０．０００１〜０．００３０％の１種または２種以上を
含有することを特徴とする。また、前記熱間圧延におい
て、粗圧延後に９００〜１２５０℃で３０秒以上保持す
ることを特徴とする。また、前記組成に加えて質量％に
てＭｏ；０．１〜３．０％を含有することを特徴とする
更には、前記冷間圧延における圧下率を６０％以上と
し、前記調質圧延における伸る伸び率を１．０〜３．０
％とすることを特徴とする。
系ステンレス鋼板について耐ローピング性の改善を図っ
たものであり、その要旨は、質量％にてＣ；０．０１〜
０．１０％、Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；
０．０５〜０．２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，
Ｃｒ；１０〜２５％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａ
ｌ；０．０１〜０．２０％、Ｂ；０．００３〜０．０２
０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成り、
（１）式で示されるγpが１５〜３５％となる組成を有
するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延する際
に、加熱温度を１１００〜１２５０℃とし、粗圧延を行
った後の仕上圧延における熱延仕上温度を９００℃以上
とし、仕上圧延後に２ｓｅｃ以上保持した後に水冷して
４５０〜６００℃で巻取り、次いで熱延板焼鈍を施さず
に冷間圧延、焼鈍、調質圧延を施すことを特徴とする。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ −５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・・・（１） 望ましくは前記組成に加えて、質量％にてＴｉ；０．０
０５〜０．２０％，Ｎｂ；０．００５〜０．２０％、
Ｖ；０．００５〜０．２０％、Ｔａ；０．００５〜０．
２０％、Ｈｆ；０．００５〜０．２０％、Ｚｒ；０．０
０５〜０．２０％、Ｍｇ；０．０００１〜０．００３０
％、Ｂｅ；０．０００１〜０．００４０％およびＣａ；
０．０００１〜０．００３０％の１種または２種以上を
含有することを特徴とする。また、前記熱間圧延におい
て、粗圧延後に９００〜１２５０℃で３０秒以上保持す
ることを特徴とする。また、前記組成に加えて質量％に
てＭｏ；０．１〜３．０％を含有することを特徴とする
更には、前記冷間圧延における圧下率を６０％以上と
し、前記調質圧延における伸る伸び率を１．０〜３．０
％とすることを特徴とする。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下に本発明における構成要件の
限定理由を説明する。成分組成については、Ｃが０．１
０％を超えると素材の硬質化と加工性の劣化が生じ、
０．０１％未満では高純化のための精錬コストの増加に
つながる。従って、Ｃの範囲は０．０１〜０．１０％と
した。更に、経済性と材質特性を考慮すると０．０１〜
０．０７％が望ましい。
限定理由を説明する。成分組成については、Ｃが０．１
０％を超えると素材の硬質化と加工性の劣化が生じ、
０．０１％未満では高純化のための精錬コストの増加に
つながる。従って、Ｃの範囲は０．０１〜０．１０％と
した。更に、経済性と材質特性を考慮すると０．０１〜
０．０７％が望ましい。
【００１２】Ｎは０．０２５％を超えると焼鈍時のＡｌ
Ｎ析出による素材の軟質化と加工性の向上が不十分とな
り、０．００５％未満では高純化のための精錬コストの
増加につながる。従って、Ｎの範囲は０．００５〜０．
０２５％とした。更に、経済性と材質特性を考慮すると
０．００８〜０．０１５％が望ましい。
Ｎ析出による素材の軟質化と加工性の向上が不十分とな
り、０．００５％未満では高純化のための精錬コストの
増加につながる。従って、Ｎの範囲は０．００５〜０．
０２５％とした。更に、経済性と材質特性を考慮すると
０．００８〜０．０１５％が望ましい。
【００１３】Ｎｉは靭性確保のために添加量は０．０５
％で良いが、耐食性を向上させる効果もある。０．２０
％を超えると原料コストの増加につながる。従って、Ｎ
ｉの範囲は０．０５〜０．２０％とした。更に、経済性
と耐食性を考慮すると、０．０８〜０．１５％が望まし
い。
％で良いが、耐食性を向上させる効果もある。０．２０
％を超えると原料コストの増加につながる。従って、Ｎ
ｉの範囲は０．０５〜０．２０％とした。更に、経済性
と耐食性を考慮すると、０．０８〜０．１５％が望まし
い。
【００１４】Ｍｎは０．５０％を超えると耐食性および
加工性が劣化し、０．０５％未満では精錬コストの増加
につながる。従って、Ｍｎの範囲は０．０５〜０．５０
％とした。更に、材質特性を考慮すると０．０５〜０．
３０％が望ましい。
加工性が劣化し、０．０５％未満では精錬コストの増加
につながる。従って、Ｍｎの範囲は０．０５〜０．５０
％とした。更に、材質特性を考慮すると０．０５〜０．
３０％が望ましい。
【００１５】Ｃｒは耐食性および耐高温酸化性の向上の
ために１０％以上の添加が必要であるが、２５％を超え
ると成形性が劣化する。従って、Ｃｒの範囲は１０〜２
５％の範囲とした。耐食性と成形性の確保という観点で
は１３〜１８％の範囲が望ましい。更に、好ましくは１
５〜１７％の範囲である。
ために１０％以上の添加が必要であるが、２５％を超え
ると成形性が劣化する。従って、Ｃｒの範囲は１０〜２
５％の範囲とした。耐食性と成形性の確保という観点で
は１３〜１８％の範囲が望ましい。更に、好ましくは１
５〜１７％の範囲である。
【００１６】Ｓｉは脱酸元素であるため精錬中に添加さ
れるが、０．５０％を超えると耐食性および加工性が劣
化し、０．１０％未満では精錬コストの増加につなが
る。従って、Ｓｉの範囲は０．１０〜０．５０％とし
た。更に、材質特性を考慮すると０．１０〜０．３０％
が望ましい。
れるが、０．５０％を超えると耐食性および加工性が劣
化し、０．１０％未満では精錬コストの増加につなが
る。従って、Ｓｉの範囲は０．１０〜０．５０％とし
た。更に、材質特性を考慮すると０．１０〜０．３０％
が望ましい。
【００１７】Ａｌは冷間圧延後の焼鈍時に、Ｎと結合し
てＡｌＮとして析出することで素材の軟質化と加工性を
向上させる効果がある。また、Ａｌはフェライト生成元
素であるから高温におけるγ相の生成を抑制して耐ロー
ピング性の向上に寄与する。Ａｌが０．０１％以上であ
ると、これらの効果が十分に得られるが、０．２０％を
超えるとＡｌ2Ｏ3系介在物が増えて耐錆性の劣化が起こ
る。従って、Ａｌの範囲は０．０１〜０．２０％とし
た。Ａｌが少ないと製品の加工性劣化を防止するため
に、焼鈍時間を長時間化する必要があるため、０．０５
〜０．２０％が望ましい。
てＡｌＮとして析出することで素材の軟質化と加工性を
向上させる効果がある。また、Ａｌはフェライト生成元
素であるから高温におけるγ相の生成を抑制して耐ロー
ピング性の向上に寄与する。Ａｌが０．０１％以上であ
ると、これらの効果が十分に得られるが、０．２０％を
超えるとＡｌ2Ｏ3系介在物が増えて耐錆性の劣化が起こ
る。従って、Ａｌの範囲は０．０１〜０．２０％とし
た。Ａｌが少ないと製品の加工性劣化を防止するため
に、焼鈍時間を長時間化する必要があるため、０．０５
〜０．２０％が望ましい。
【００１８】Ｂは冷間圧延後の焼鈍時に、Ｎと結合して
ＢＮとして析出することで素材の軟質化と加工性を向上
させる効果がある。また、Ｂはフェライト生成元素であ
り、高温におけるγ相の生成を抑制すると同時に、γ相
をα粒内に微細分散析出させる効果がある。これは、Ｂ
が結晶粒界に偏析し易い元素であり、Ｃなどのγ相生成
元素の拡散移動を阻害することで、結晶粒内でγ相が生
成し易くなると考えられる。
ＢＮとして析出することで素材の軟質化と加工性を向上
させる効果がある。また、Ｂはフェライト生成元素であ
り、高温におけるγ相の生成を抑制すると同時に、γ相
をα粒内に微細分散析出させる効果がある。これは、Ｂ
が結晶粒界に偏析し易い元素であり、Ｃなどのγ相生成
元素の拡散移動を阻害することで、結晶粒内でγ相が生
成し易くなると考えられる。
【００１９】熱延中にγ相が微細にα粒内に析出するこ
とで、熱延板の硬質なα’相が分散化するため、冷間圧
延中の耳割れの発生が抑制されるとともに、亀裂が進展
し難くなる。Ｂが０．００３％では、これらの効果が十
分に得られるが、０．０２０％を超えるとＢの粒界偏析
による鋳造性の低下や、製品の溶接割れが起こし易くな
る。従って、Ｂの範囲は０．００３〜０．０２０％とし
た。
とで、熱延板の硬質なα’相が分散化するため、冷間圧
延中の耳割れの発生が抑制されるとともに、亀裂が進展
し難くなる。Ｂが０．００３％では、これらの効果が十
分に得られるが、０．０２０％を超えるとＢの粒界偏析
による鋳造性の低下や、製品の溶接割れが起こし易くな
る。従って、Ｂの範囲は０．００３〜０．０２０％とし
た。
【００２０】Ｔｉは、凝固時にＣ、Ｎと結合してそれぞ
れＴｉＣ、ＴｉＮとして析出することで、凝固中で等軸
晶の形成核となる。また、Ｃ、Ｎを固定するために製品
の軟質化及び加工性を向上させる。Ｔｉが０．００５％
以上であるとこれらの効果が得られるが、０．２０％を
超えると固溶Ｔｉ量の増加により硬質化する。従って、
Ｔｉの範囲は０．００５〜０．２０％とした。更に、Ｔ
ｉ析出物起因の表面疵と経済的観点からは、０．００５
〜０．１０％が望ましい。
れＴｉＣ、ＴｉＮとして析出することで、凝固中で等軸
晶の形成核となる。また、Ｃ、Ｎを固定するために製品
の軟質化及び加工性を向上させる。Ｔｉが０．００５％
以上であるとこれらの効果が得られるが、０．２０％を
超えると固溶Ｔｉ量の増加により硬質化する。従って、
Ｔｉの範囲は０．００５〜０．２０％とした。更に、Ｔ
ｉ析出物起因の表面疵と経済的観点からは、０．００５
〜０．１０％が望ましい。
【００２１】Ｎｂは、Ｔｉと同様な作用があり、同様な
理由でＮｂの範囲は０．００５〜０．２０％とした。ま
た、Ｎｂ析出物起因の表面疵と経済的観点からは、０．
００５〜０．１０％が望ましい。
理由でＮｂの範囲は０．００５〜０．２０％とした。ま
た、Ｎｂ析出物起因の表面疵と経済的観点からは、０．
００５〜０．１０％が望ましい。
【００２２】Ｖ、Ｔａ、Ｈｆ、ＺｒはＴｉやＮｂと同様
な作用があり、同様な理由でＶ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒの範
囲は０．００５〜０．２０％とした。更に、経済的観点
から、０．００５〜０．１０％が望ましい。
な作用があり、同様な理由でＶ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒの範
囲は０．００５〜０．２０％とした。更に、経済的観点
から、０．００５〜０．１０％が望ましい。
【００２３】Ｍｇは、凝固中にＯと結合してＭｇＯとし
て析出し、等軸晶率を増加させる。Ｍｇが０．０００１
％では、この効果が十分得られるが、０．００３０％を
超えるとこの効果が飽和するとともに、製造性に障害が
でる。従って、Ｍｇの範囲は０．０００１〜０．００３
０％とした。更に、経済的観点からは、０．０００１〜
０．００１５％が望ましい。
て析出し、等軸晶率を増加させる。Ｍｇが０．０００１
％では、この効果が十分得られるが、０．００３０％を
超えるとこの効果が飽和するとともに、製造性に障害が
でる。従って、Ｍｇの範囲は０．０００１〜０．００３
０％とした。更に、経済的観点からは、０．０００１〜
０．００１５％が望ましい。
【００２４】Ｂｅ、ＣａはＭｇと同様な作用があり、同
様な理由でＢｅ、Ｃａの範囲はそれぞれ０．０００１〜
０．００４０％、０．０００１〜０．００３０％とし
た。更に、経済的観点からは０．０００１〜０．００１
５％が望ましい。
様な理由でＢｅ、Ｃａの範囲はそれぞれ０．０００１〜
０．００４０％、０．０００１〜０．００３０％とし
た。更に、経済的観点からは０．０００１〜０．００１
５％が望ましい。
【００２５】Ｍｏは、耐食性を向上させる元素で、０．
１％以上の添加が必要であり、また３．０％を超えると
靭性が劣化するので、０．１〜３．０％の範囲とした。
また、耐孔食性と成形性の観点から、０．５〜１．５％
の範囲が望ましい。
１％以上の添加が必要であり、また３．０％を超えると
靭性が劣化するので、０．１〜３．０％の範囲とした。
また、耐孔食性と成形性の観点から、０．５〜１．５％
の範囲が望ましい。
【００２６】γpは、熱間圧延において生成するγ相の
最大生成量を示す指標である。γpが１５％未満ではγ
相の生成量が少ないため、スラブ加熱時にα粒が粗大化
し、熱延中にα粒の展伸を分断する効果が少なくなるた
め、熱延板で粗大な展伸粒を形成し、冷延板のローピン
グ性が悪化する。また、γpが３５％を超えるとγ相に
よる組織分断効果が飽和するとともに、熱延板が硬質化
して冷間圧延性が劣化する。従って、γpは１５〜３５
％とした。更に、製造性や製品板の深絞り性などの材質
特性の観点から、γpは１５〜２５％が好ましい。
最大生成量を示す指標である。γpが１５％未満ではγ
相の生成量が少ないため、スラブ加熱時にα粒が粗大化
し、熱延中にα粒の展伸を分断する効果が少なくなるた
め、熱延板で粗大な展伸粒を形成し、冷延板のローピン
グ性が悪化する。また、γpが３５％を超えるとγ相に
よる組織分断効果が飽和するとともに、熱延板が硬質化
して冷間圧延性が劣化する。従って、γpは１５〜３５
％とした。更に、製造性や製品板の深絞り性などの材質
特性の観点から、γpは１５〜２５％が好ましい。
【００２７】本発明における熱間圧延の条件について説
明する。スラブ加熱温度は、１１００℃未満では従来か
ら問題であった表面疵が生じる。また、１２５０℃を超
えると加熱時にα単相組織となるため結晶粒の粗大化が
生じ、熱間圧延時に板端部に粗大粒起因の疵が発生し易
くなるとともにエネルギーコストの上昇をもたらす。従
って、スラブ加熱温度は１１００〜１２５０℃とした。
更に、熱延板の表面疵とコスト面から１１５０〜１２０
０℃が望ましい。
明する。スラブ加熱温度は、１１００℃未満では従来か
ら問題であった表面疵が生じる。また、１２５０℃を超
えると加熱時にα単相組織となるため結晶粒の粗大化が
生じ、熱間圧延時に板端部に粗大粒起因の疵が発生し易
くなるとともにエネルギーコストの上昇をもたらす。従
って、スラブ加熱温度は１１００〜１２５０℃とした。
更に、熱延板の表面疵とコスト面から１１５０〜１２０
０℃が望ましい。
【００２８】熱延の仕上圧延温度に関しては、熱延板の
軟質化の観点から高温仕上を行うことで仕上圧延後の部
分的再結晶な促進させるために、仕上圧延終了温度で所
定時間保持することが、冷延時に発生するローピングの
低減に有効であることを見出した。図１に熱間圧延にお
ける仕上温度および仕上圧延から水冷までの保持時間と
冷延板のローピング高さの関係を示す。図１より、熱延
仕上温度が高温程ローピング高さは低くなり、９００℃
以上の熱延仕上温度と２ｓｅｃ以上の保持により、表面
の美観を損ねない程度のローピング高さにすることがで
きる。従って、熱延仕上温度は９００℃以上とし、仕上
圧延後の保持時間を２ｓｅｃ以上とした。
軟質化の観点から高温仕上を行うことで仕上圧延後の部
分的再結晶な促進させるために、仕上圧延終了温度で所
定時間保持することが、冷延時に発生するローピングの
低減に有効であることを見出した。図１に熱間圧延にお
ける仕上温度および仕上圧延から水冷までの保持時間と
冷延板のローピング高さの関係を示す。図１より、熱延
仕上温度が高温程ローピング高さは低くなり、９００℃
以上の熱延仕上温度と２ｓｅｃ以上の保持により、表面
の美観を損ねない程度のローピング高さにすることがで
きる。従って、熱延仕上温度は９００℃以上とし、仕上
圧延後の保持時間を２ｓｅｃ以上とした。
【００２９】巻取温度に関しては、高温で巻取った場
合、巻取時にγ相がα相と炭化物に分解する。反対に低
温で巻取った場合、γ相は硬質なα’相に変態する。本
発明者らは、ローピングの発生原因である熱延時に形成
した展伸粒を破砕するためには、α粒界に硬質なα’相
を生成させ、冷延過程において展伸粒に不均一変形を導
入することで組織破砕を行うことが有効であることを見
出した。
合、巻取時にγ相がα相と炭化物に分解する。反対に低
温で巻取った場合、γ相は硬質なα’相に変態する。本
発明者らは、ローピングの発生原因である熱延時に形成
した展伸粒を破砕するためには、α粒界に硬質なα’相
を生成させ、冷延過程において展伸粒に不均一変形を導
入することで組織破砕を行うことが有効であることを見
出した。
【００３０】図２に巻取温度と冷延板のローピング高さ
の関係を示す。これより、巻取温度が６００℃以下であ
れば、冷延板のローピング高さは問題無いレベルまで低
減する。一方、巻取温度が４５０℃未満では、ローピン
グ高さのレベルは飽和する。従って、巻取温度は４５０
〜６００℃とした。更に、製品板の加工性や冷間圧延時
の形状などを考慮すると、巻取温度は４７０〜５５０℃
が好ましい。
の関係を示す。これより、巻取温度が６００℃以下であ
れば、冷延板のローピング高さは問題無いレベルまで低
減する。一方、巻取温度が４５０℃未満では、ローピン
グ高さのレベルは飽和する。従って、巻取温度は４５０
〜６００℃とした。更に、製品板の加工性や冷間圧延時
の形状などを考慮すると、巻取温度は４７０〜５５０℃
が好ましい。
【００３１】熱延条件において、粗圧延終了後に高温保
持することにより粗圧延と仕上圧延間で再結晶が促進す
るため、より一層優れたローピング性を付与することが
できる。粗圧延後の再結晶は９００℃以上で促進され、
１２５０℃を超えるとフェライト単相となるため、結晶
粒が粗大化する。従って、保持温度は９００〜１２５０
℃とした。また、保持時間が３０秒未満では再結晶が十
分でないため、保持時間は３０秒以上とした。これによ
りローピングは一層低減するほか、製品の加工性が向上
する。
持することにより粗圧延と仕上圧延間で再結晶が促進す
るため、より一層優れたローピング性を付与することが
できる。粗圧延後の再結晶は９００℃以上で促進され、
１２５０℃を超えるとフェライト単相となるため、結晶
粒が粗大化する。従って、保持温度は９００〜１２５０
℃とした。また、保持時間が３０秒未満では再結晶が十
分でないため、保持時間は３０秒以上とした。これによ
りローピングは一層低減するほか、製品の加工性が向上
する。
【００３２】次に、冷間圧延における製造条件について
説明する。先述したように、熱延で生成させたα’相を
活用して、冷延過程で熱延組織を破砕することがローピ
ング低減に有効であるため、冷延圧下率を高くすること
が有効である。図３に冷延圧下率と冷延板のローピング
高さの関係を示す。これより、圧下率が６０％以上でロ
ーピング高さは０．２μｍ以下となり品質上問題無い高
さとなる。従って、冷延圧下率は６０％以上とした。製
品の深絞り性や表面光沢などを考慮すると圧下率は７５
％以上が望ましい。
説明する。先述したように、熱延で生成させたα’相を
活用して、冷延過程で熱延組織を破砕することがローピ
ング低減に有効であるため、冷延圧下率を高くすること
が有効である。図３に冷延圧下率と冷延板のローピング
高さの関係を示す。これより、圧下率が６０％以上でロ
ーピング高さは０．２μｍ以下となり品質上問題無い高
さとなる。従って、冷延圧下率は６０％以上とした。製
品の深絞り性や表面光沢などを考慮すると圧下率は７５
％以上が望ましい。
【００３３】最後に、調質圧延における製造条件につい
て説明する。調質圧延は、降伏点除去や板表面の光沢向
上を目的として施される。このとき、伸び率１．０％未
満では、表面光沢が十分得られず、３．０％を超えると
材質が硬質化する。従って、調質圧延時の伸び率は１．
０〜３．０％とした。材質や表面の肌荒れを考慮する
と、伸び率は１．０〜２．０％が望ましい。
て説明する。調質圧延は、降伏点除去や板表面の光沢向
上を目的として施される。このとき、伸び率１．０％未
満では、表面光沢が十分得られず、３．０％を超えると
材質が硬質化する。従って、調質圧延時の伸び率は１．
０〜３．０％とした。材質や表面の肌荒れを考慮する
と、伸び率は１．０〜２．０％が望ましい。
【００３４】なお、本発明では、圧延機の構造や圧延ロ
ール材質、圧延速度、潤滑油の有無や種類等は適宜選択
すれば良い。また、冷延過程に中間焼鈍を施す２回冷延
法においても同様な効果が得られる。
ール材質、圧延速度、潤滑油の有無や種類等は適宜選択
すれば良い。また、冷延過程に中間焼鈍を施す２回冷延
法においても同様な効果が得られる。
【００３５】
【実施例】表１に示す成分組成のＳＵＳ４３０フェライ
ト系ステンレス鋼のスラブについて、表２に示す条件で
熱間圧延と冷間圧延及び焼鈍・酸洗処理を施した後、調
質圧延を施した。ローピング性の評価は、製品板の表面
を目視観察したローピングランクで行った。ローピング
ランクがＡ，Ｂの場合、美観を損ねない優れたローピン
グ性が得られており、Ｃ，Ｄ，Ｅではローピング性が劣
っていることを示している。本発明例によるフェライト
系ステンレス鋼板は、耐ローピング性に優れていること
が確認できる。
ト系ステンレス鋼のスラブについて、表２に示す条件で
熱間圧延と冷間圧延及び焼鈍・酸洗処理を施した後、調
質圧延を施した。ローピング性の評価は、製品板の表面
を目視観察したローピングランクで行った。ローピング
ランクがＡ，Ｂの場合、美観を損ねない優れたローピン
グ性が得られており、Ｃ，Ｄ，Ｅではローピング性が劣
っていることを示している。本発明例によるフェライト
系ステンレス鋼板は、耐ローピング性に優れていること
が確認できる。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれば耐ローピング性に優れたフェライト系ステンレ
ス鋼板を製造することが可能となる。また、新規設備を
必要としないため設備費用増がなく、製造が容易であ
る。
によれば耐ローピング性に優れたフェライト系ステンレ
ス鋼板を製造することが可能となる。また、新規設備を
必要としないため設備費用増がなく、製造が容易であ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱延仕上温度及び仕上から水冷までの時間と冷
延板のローピング高さの関係を示す図である。
延板のローピング高さの関係を示す図である。
【図２】熱延巻取温度と冷延板のローピング高さの関係
を示す図である。
を示す図である。
【図３】冷延圧下率とローピング高さの関係を示す図で
ある。
ある。
Claims (5)
- 【請求項１】質量％にてＣ；０．０１〜０．１０％、
Ｎ；０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ；０．０５〜０．
２０％、Ｍｎ；０．０５〜０．５０％，Ｃｒ；１０〜２
５％、Ｓｉ；０．１０〜０．５０％、Ａｌ；０．０１〜
０．２０％、Ｂ；０．００３〜０．０２０％、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物より成り、（１）式で示される
γpが１５〜３５％となる組成を有するフェライト系ス
テンレス鋼スラブを熱間圧延する際に、加熱温度を１１
００〜１２５０℃とし、粗圧延を行った後の仕上圧延に
おける熱延仕上温度を９００℃以上とし、仕上圧延後に
２ｓｅｃ以上保持した後に水冷して４５０〜６００℃で
巻取り、次いで熱延板焼鈍を施さずに冷間圧延、焼鈍、
調質圧延を施すことを特徴とする耐ローピング性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 γp＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ −５２Ａｌ−６００Ｂ＋１８９・・・（１） - 【請求項２】前記組成に加えて、質量％にてＴｉ；０．
００５〜０．２０％，Ｎｂ；０．００５〜０．２０％、
Ｖ；０．００５〜０．２０％、Ｔａ；０．００５〜０．
２０％、Ｈｆ；０．００５〜０．２０％、Ｚｒ；０．０
０５〜０．２０％、Ｍｇ；０．０００１〜０．００３０
％、Ｂｅ；０．０００１〜０．００４０％およびＣａ；
０．０００１〜０．００３０％の１種または２種以上を
含有することを特徴とする請求項１に記載の耐ローピン
グ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項３】前記粗圧延終了後に９００〜１２５０℃で
３０秒以上保持することを特徴とする請求項１または２
に記載の耐ローピ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。 - 【請求項４】前記組成に加えて、質量％にてＭｏ；０．
１〜３．０％を含有することを特徴とする請求項１〜３
に記載の耐ローピ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。 - 【請求項５】前記冷間圧延における圧下率を６０％以上
とし、前記調質圧延における伸び率を１．０〜３．０％
とすることを特徴とする請求項１〜４に記載の耐ローピ
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10686797A JPH10280047A (ja) | 1997-04-10 | 1997-04-10 | 耐ローピ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 |
|---|---|---|---|
| JP10686797A JPH10280047A (ja) | 1997-04-10 | 1997-04-10 | 耐ローピ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 |
|---|---|
| JPH10280047A true JPH10280047A (ja) | 1998-10-20 |
Family
ID=14444504
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10686797A Withdrawn JPH10280047A (ja) | 1997-04-10 | 1997-04-10 | 耐ローピ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) | JPH10280047A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000273547A (ja) * | 1999-03-19 | 2000-10-03 | Nippon Steel Corp | 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 |
| KR20020045323A (ko) * | 2000-12-08 | 2002-06-19 | 이구택 | 스피닝 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법 |
| JP2006328524A (ja) * | 2005-01-24 | 2006-12-07 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 成形時の面内異方性が小さく耐リジング性及び耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法 |
| KR100958025B1 (ko) * | 2002-11-07 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 리징성이 개선된 페라이트계 스테인레스강의 제조방법 |
| JP2018080386A (ja) * | 2016-11-09 | 2018-05-24 | 日新製鋼株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| JP2019123892A (ja) * | 2018-01-12 | 2019-07-25 | 日鉄日新製鋼株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-04-10 JP JP10686797A patent/JPH10280047A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000273547A (ja) * | 1999-03-19 | 2000-10-03 | Nippon Steel Corp | 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 |
| KR20020045323A (ko) * | 2000-12-08 | 2002-06-19 | 이구택 | 스피닝 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법 |
| KR100958025B1 (ko) * | 2002-11-07 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 리징성이 개선된 페라이트계 스테인레스강의 제조방법 |
| JP2006328524A (ja) * | 2005-01-24 | 2006-12-07 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 成形時の面内異方性が小さく耐リジング性及び耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法 |
| JP2018080386A (ja) * | 2016-11-09 | 2018-05-24 | 日新製鋼株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| JP2019123892A (ja) * | 2018-01-12 | 2019-07-25 | 日鉄日新製鋼株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20040706 |