JPH1060543A - 表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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- JPH1060543A JPH1060543A JP21579496A JP21579496A JPH1060543A JP H1060543 A JPH1060543 A JP H1060543A JP 21579496 A JP21579496 A JP 21579496A JP 21579496 A JP21579496 A JP 21579496A JP H1060543 A JPH1060543 A JP H1060543A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 製造性を損なうことなく、表面特性（耐ロー
ピング性）及び耐食性の優れた、大気湿潤環境中で使用
されるフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法を提供
する。 【解決手段】 Tiを0.04〜0.30wt％含有するフェライト
系ステンレス鋼を、熱間圧延時に、加熱温度（ＨＴ、
℃）はMn量とTi量との関係で決まる下記（１）式を満足
させ、粗圧延を累積圧下率90％以上かつ1000℃以上で終
了し、引き続き仕上げ圧延を実施して、捲取温度が 700
℃以上の場合は熱延板焼鈍を省略し、また 700℃未満の
捲取温度の場合は熱延板焼鈍後を行い、その後酸洗、冷
延、焼鈍を行う。これによって、鋳造時のノズル詰まり
等が解消され、発錆の起点となる MnSの析出が抑制され
ることによって耐食性が向上するとともに、冷延時のロ
ーピングの発生も防止できる。 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%)
＋0.04…… (1)
ピング性）及び耐食性の優れた、大気湿潤環境中で使用
されるフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法を提供
する。 【解決手段】 Tiを0.04〜0.30wt％含有するフェライト
系ステンレス鋼を、熱間圧延時に、加熱温度（ＨＴ、
℃）はMn量とTi量との関係で決まる下記（１）式を満足
させ、粗圧延を累積圧下率90％以上かつ1000℃以上で終
了し、引き続き仕上げ圧延を実施して、捲取温度が 700
℃以上の場合は熱延板焼鈍を省略し、また 700℃未満の
捲取温度の場合は熱延板焼鈍後を行い、その後酸洗、冷
延、焼鈍を行う。これによって、鋳造時のノズル詰まり
等が解消され、発錆の起点となる MnSの析出が抑制され
ることによって耐食性が向上するとともに、冷延時のロ
ーピングの発生も防止できる。 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%)
＋0.04…… (1)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、凝固後室温までγ
相が存在しないフェライト系ステンレス鋼に関するもの
であって、冷延時に発生する微小うねり（ローピング）
が小さく、また発銹起点となる介在物を制御することで
表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼
を製造する方法に関する。
相が存在しないフェライト系ステンレス鋼に関するもの
であって、冷延時に発生する微小うねり（ローピング）
が小さく、また発銹起点となる介在物を制御することで
表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼
を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼は、オーステ
ナイト系ステンレス鋼に比べてＮｉ含有量が少なく低価
格であるため、厨房機器をはじめ広く使用されている。
この場合、表面の美麗さが必要となるため、表面特性を
向上させることがフェライト系ステンレス鋼に要求され
る。
ナイト系ステンレス鋼に比べてＮｉ含有量が少なく低価
格であるため、厨房機器をはじめ広く使用されている。
この場合、表面の美麗さが必要となるため、表面特性を
向上させることがフェライト系ステンレス鋼に要求され
る。
【０００３】一方、フェライト系ステンレス鋼は、成形
加工時にリジングと言われる表面凹凸が発生し易いこと
が知られている。このリジングは、加工時に発生する５
〜５０μｍ高さの凹凸である。このリジングを改善する
方法は、従来から種々検討されており、例えば「鉄と
鋼」（Vol.76、1990、1520頁）には、その発生メカニズ
ムについても考察されている。
加工時にリジングと言われる表面凹凸が発生し易いこと
が知られている。このリジングは、加工時に発生する５
〜５０μｍ高さの凹凸である。このリジングを改善する
方法は、従来から種々検討されており、例えば「鉄と
鋼」（Vol.76、1990、1520頁）には、その発生メカニズ
ムについても考察されている。
【０００４】これとは別の表面性状に関して、最近では
上記の製品を成形加工した際の表面凹凸とは異なり、フ
ェライト系ステンレス鋼熱延板を冷延したときに冷延後
の表面に発生する微小なうねり（ローピング）が問題と
なっている。その理由は、冷延時に発生した微小なうね
りは最終製品まで消えずに残り、近年の厳しく求められ
る表面品位を満足することができず、製品としての価値
を損なうためである。この冷延板表面の微小なうねり
は、高さ 0.2〜0.5 μｍ程度で圧延方向に伸びたうねり
であり、このうねりは製品の成形加工時に発生するリジ
ングと区別してローピングと呼ばれている。
上記の製品を成形加工した際の表面凹凸とは異なり、フ
ェライト系ステンレス鋼熱延板を冷延したときに冷延後
の表面に発生する微小なうねり（ローピング）が問題と
なっている。その理由は、冷延時に発生した微小なうね
りは最終製品まで消えずに残り、近年の厳しく求められ
る表面品位を満足することができず、製品としての価値
を損なうためである。この冷延板表面の微小なうねり
は、高さ 0.2〜0.5 μｍ程度で圧延方向に伸びたうねり
であり、このうねりは製品の成形加工時に発生するリジ
ングと区別してローピングと呼ばれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このローピングは、リ
ジングと同一の現象であると考えられていたが、成形加
工時のリジング発生と冷間圧延時のローピングの発生に
は必ずしも良い対応があるとも言えず、特にリジングは
加工率が高くなるとその高さが大きくなるのに対し、ロ
ーピング高さは冷延圧下率が高くなるほど小さくなり、
リジングとは発生挙動が異なるなど、ローピングの発生
メカニズムも明らかになっていないため、ローピングを
低減できる製造方法を確立することが必要となった。
ジングと同一の現象であると考えられていたが、成形加
工時のリジング発生と冷間圧延時のローピングの発生に
は必ずしも良い対応があるとも言えず、特にリジングは
加工率が高くなるとその高さが大きくなるのに対し、ロ
ーピング高さは冷延圧下率が高くなるほど小さくなり、
リジングとは発生挙動が異なるなど、ローピングの発生
メカニズムも明らかになっていないため、ローピングを
低減できる製造方法を確立することが必要となった。
【０００６】また、大気湿潤環境での耐食性を確保する
ためには、基本成分の高Ｃｒ化やＭｏ添加が有効である
ことが知られている。このほかに耐食性を安定化させる
ためには、基本成分の高耐食化と同時に、発銹起点とな
り易い非金属介在物の制御が必要であることが知られて
いる。
ためには、基本成分の高Ｃｒ化やＭｏ添加が有効である
ことが知られている。このほかに耐食性を安定化させる
ためには、基本成分の高耐食化と同時に、発銹起点とな
り易い非金属介在物の制御が必要であることが知られて
いる。
【０００７】フェライト系ステンレス鋼では「鉄と鋼」
（1979、S329）に記載されているように、Ｔｉを 0.3％
以上添加することによって非金属介在物を改質して耐銹
性を改善する方法が知られている。しかし、Ｔｉを 0.3
％以上含有させると鋳造時のノズル詰まりや疵の発生を
招き、また靭性が低下するなど製造性が著しく劣るため
に、多量のＴｉを含有させずに非金属介在物を改質する
方法が望まれていた。
（1979、S329）に記載されているように、Ｔｉを 0.3％
以上添加することによって非金属介在物を改質して耐銹
性を改善する方法が知られている。しかし、Ｔｉを 0.3
％以上含有させると鋳造時のノズル詰まりや疵の発生を
招き、また靭性が低下するなど製造性が著しく劣るため
に、多量のＴｉを含有させずに非金属介在物を改質する
方法が望まれていた。
【０００８】そこで、本発明の目的は、大気湿潤環境中
で使用されるフェライト系ステンレス鋼を製造する際の
問題点である鋳造時のノズル詰まりや疵の発生、靭性低
下などを起こさせることなく、発銹起点となる非金属介
在物の改質を行うと同時に、冷延時の耐ローピング特性
に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板を製造する方法
を提供することにある。
で使用されるフェライト系ステンレス鋼を製造する際の
問題点である鋳造時のノズル詰まりや疵の発生、靭性低
下などを起こさせることなく、発銹起点となる非金属介
在物の改質を行うと同時に、冷延時の耐ローピング特性
に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板を製造する方法
を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、多量のＴ
ｉを添加せずに非金属介在物を制御する方法を検討し
た。まず、大気暴露試験材の結果から、発銹起点として
非金属介在物のうち特にＭｎＳがその主体をなしている
ことを確認した。これに対して、Ｔｉを多量に添加した
場合には、硫化物はＭｎＳからＴｉ系の硫化物へ変化
し、Ｔｉ系介在物は発銹起点にならないことを確認し
た。
ｉを添加せずに非金属介在物を制御する方法を検討し
た。まず、大気暴露試験材の結果から、発銹起点として
非金属介在物のうち特にＭｎＳがその主体をなしている
ことを確認した。これに対して、Ｔｉを多量に添加した
場合には、硫化物はＭｎＳからＴｉ系の硫化物へ変化
し、Ｔｉ系介在物は発銹起点にならないことを確認し
た。
【００１０】この知見から、発銹起点となり易いＭｎＳ
の析出を抑える方法について更に検討を加えた結果、脱
酸元素として使用されるＭｎとＴｉ及びＳの量と熱間圧
延前の加熱温度を制御することによって、発銹起点とな
るＭｎＳの析出を抑えられ、耐銹性を大きく改善できる
ことが判明した。また、フェライト系ステンレス鋼の製
造プロセス条件とローピング発生挙動の関係を調査し、
ローピングを低減する方法を種々検討した。その結果、
熱延条件、捲取条件の一連のプロセス条件を制御するこ
とによって、ローピングを低減できることを知見した。
の析出を抑える方法について更に検討を加えた結果、脱
酸元素として使用されるＭｎとＴｉ及びＳの量と熱間圧
延前の加熱温度を制御することによって、発銹起点とな
るＭｎＳの析出を抑えられ、耐銹性を大きく改善できる
ことが判明した。また、フェライト系ステンレス鋼の製
造プロセス条件とローピング発生挙動の関係を調査し、
ローピングを低減する方法を種々検討した。その結果、
熱延条件、捲取条件の一連のプロセス条件を制御するこ
とによって、ローピングを低減できることを知見した。
【００１１】本発明は上記知見に基づくものであって、
その要旨は、重量％で、 Ｃ ：0.0005〜0.030 ％、 Ｎ ：0.0005〜0.030 ％、 Ｃｒ：11.0〜 35.0 ％、 Ｓ ：0.010 ％以下、 Ｐ ：0.04％以下、 Ｔｉ：0.04〜0.30％、 Ｍｎ：0.01〜1.0 ％、 Ｓｉ：0.01〜1.0 ％、 Ａｌ：0.005 〜0.050 ％、かつ 0.15 ×Ｔｉ％以上、 Ｏ ：0.010 ％以下で残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を、熱間圧延時の加熱温度（ＨＴ，℃）をＴｉ
及びＭｎとの関係において下記 (1)式を満たす範囲で加
熱した後に、粗圧延を累積圧下率９０％以上かつ温度１
０００℃以上で終了し、次いで仕上圧延を行った後に、 １）捲取温度が７００℃以上の場合は、熱延板焼鈍を省
略して、酸洗、冷延、焼鈍し、 ２）捲取温度が７００℃未満の場合は、熱延板焼鈍を行
った後に、酸洗、冷延、焼鈍することを特徴とする表面
特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板
の製造方法である。 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%) ＋0.04 …… (1)
その要旨は、重量％で、 Ｃ ：0.0005〜0.030 ％、 Ｎ ：0.0005〜0.030 ％、 Ｃｒ：11.0〜 35.0 ％、 Ｓ ：0.010 ％以下、 Ｐ ：0.04％以下、 Ｔｉ：0.04〜0.30％、 Ｍｎ：0.01〜1.0 ％、 Ｓｉ：0.01〜1.0 ％、 Ａｌ：0.005 〜0.050 ％、かつ 0.15 ×Ｔｉ％以上、 Ｏ ：0.010 ％以下で残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を、熱間圧延時の加熱温度（ＨＴ，℃）をＴｉ
及びＭｎとの関係において下記 (1)式を満たす範囲で加
熱した後に、粗圧延を累積圧下率９０％以上かつ温度１
０００℃以上で終了し、次いで仕上圧延を行った後に、 １）捲取温度が７００℃以上の場合は、熱延板焼鈍を省
略して、酸洗、冷延、焼鈍し、 ２）捲取温度が７００℃未満の場合は、熱延板焼鈍を行
った後に、酸洗、冷延、焼鈍することを特徴とする表面
特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板
の製造方法である。 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%) ＋0.04 …… (1)
【００１２】また、上記フェライト系ステンレス鋼薄板
の製造方法における粗圧延を、累積圧下率８０％以上か
つ粗圧延の最終パス及びその前のパスの圧下率をそれぞ
れ３０％以上とし、温度１０００℃以上で終了すること
も本発明である。
の製造方法における粗圧延を、累積圧下率８０％以上か
つ粗圧延の最終パス及びその前のパスの圧下率をそれぞ
れ３０％以上とし、温度１０００℃以上で終了すること
も本発明である。
【００１３】更に、上記の本発明方法において、フェラ
イト系ステンレス鋼に、必要に応じてさらに重量％で、
Ｍｏ：0.5 〜5.0 ％、Ｎｉ：0.1 〜5.0 ％、Ｃｕ：0.1
〜3.0 ％の中から１種以上、及び／またはＮｂ：0.01〜
0.5 ％、Ｚｒ：0.01〜0.5 ％、Ｖ：0.01〜0.5 ％、Ｂ：
0.005 ％以下の中から１種以上を含有させることは、表
面特性及び耐食性の向上に好ましい。
イト系ステンレス鋼に、必要に応じてさらに重量％で、
Ｍｏ：0.5 〜5.0 ％、Ｎｉ：0.1 〜5.0 ％、Ｃｕ：0.1
〜3.0 ％の中から１種以上、及び／またはＮｂ：0.01〜
0.5 ％、Ｚｒ：0.01〜0.5 ％、Ｖ：0.01〜0.5 ％、Ｂ：
0.005 ％以下の中から１種以上を含有させることは、表
面特性及び耐食性の向上に好ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
まず、本発明における成分の限定理由を述べる。 Ｃ：Ｃは、耐食性の点では有害であり、特に溶接部の耐
食性に悪影響を与えるが、強度の観点からある程度は必
要である。現状では0.0005％未満にするには製造コスト
が高くなり、また0.030 ％を超えて添加すると加工性、
靭性及び耐食性が劣化するため、Ｃは0.0005〜0.030 ％
とした。
まず、本発明における成分の限定理由を述べる。 Ｃ：Ｃは、耐食性の点では有害であり、特に溶接部の耐
食性に悪影響を与えるが、強度の観点からある程度は必
要である。現状では0.0005％未満にするには製造コスト
が高くなり、また0.030 ％を超えて添加すると加工性、
靭性及び耐食性が劣化するため、Ｃは0.0005〜0.030 ％
とした。
【００１５】Ｎ：Ｎは、Ｃと同様に含有量が少ないほど
耐食性、加工性に好ましいが、0.0005％未満にすること
は工業的に困難であり、また0.030 ％を超えて添加する
と加工性、靭性及び耐食性が劣化するため、Ｎは0.0005
〜0.030 ％の範囲で添加する。
耐食性、加工性に好ましいが、0.0005％未満にすること
は工業的に困難であり、また0.030 ％を超えて添加する
と加工性、靭性及び耐食性が劣化するため、Ｎは0.0005
〜0.030 ％の範囲で添加する。
【００１６】Ｃｒ：Ｃｒは、本発明のフェライト系ステ
ンレス鋼の主要元素であり、湿潤大気環境中で銹発生を
抑制するには11.0％以上添加する必要がある。しかし、
35.0 ％を超えて添加しても、耐食性は向上するが加工
性や靭性が劣化するので、Ｃｒの上限は 35.0 ％とし
た。
ンレス鋼の主要元素であり、湿潤大気環境中で銹発生を
抑制するには11.0％以上添加する必要がある。しかし、
35.0 ％を超えて添加しても、耐食性は向上するが加工
性や靭性が劣化するので、Ｃｒの上限は 35.0 ％とし
た。
【００１７】Ｓ：Ｓは、延性・靭性等を劣化させ、また
耐食性の観点からも有害であり、本発明においてはＭ
ｎ，Ｔｉとの関係で熱延板の靭性を確保する点、及び非
金属介在物を改質することによって耐食性を確保する点
から、0.010 ％以下とする。 Ｐ：Ｐは、加工性や靭性または耐食性の点でも有害であ
り、その含有量は少ないほど望ましく、0.04％以下とす
る。
耐食性の観点からも有害であり、本発明においてはＭ
ｎ，Ｔｉとの関係で熱延板の靭性を確保する点、及び非
金属介在物を改質することによって耐食性を確保する点
から、0.010 ％以下とする。 Ｐ：Ｐは、加工性や靭性または耐食性の点でも有害であ
り、その含有量は少ないほど望ましく、0.04％以下とす
る。
【００１８】Ｔｉ：Ｔｉは、本発明においてはＣ及びＮ
を固定する以外にＭｎＳの析出を防止する観点からも必
須の元素であり、下限を0.04％とする。また、鋳造時の
ノズル詰まり防止や疵防止の観点から、上限は0.30％と
する。なおかつ、Ｍｎ及び熱間圧延時の加熱温度（Ｈ
Ｔ，℃）との関係において、下記 (1)式を満足すること
が必要である。 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%) ＋0.04 …… (1)
を固定する以外にＭｎＳの析出を防止する観点からも必
須の元素であり、下限を0.04％とする。また、鋳造時の
ノズル詰まり防止や疵防止の観点から、上限は0.30％と
する。なおかつ、Ｍｎ及び熱間圧延時の加熱温度（Ｈ
Ｔ，℃）との関係において、下記 (1)式を満足すること
が必要である。 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%) ＋0.04 …… (1)
【００１９】Ｍｎ：Ｍｎは、脱酸元素として添加する
が、0.01％未満では効果が十分でなく、1.0 ％を超えて
添加してもその効果が飽和し、かつＭｎＳの析出が促進
され耐食性が劣化するため、Ｍｎ：0.01〜1.0 ％添加す
る。Ｍｎも上記の相互関係式を満たす必要がある。
が、0.01％未満では効果が十分でなく、1.0 ％を超えて
添加してもその効果が飽和し、かつＭｎＳの析出が促進
され耐食性が劣化するため、Ｍｎ：0.01〜1.0 ％添加す
る。Ｍｎも上記の相互関係式を満たす必要がある。
【００２０】Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸剤として使用される
が、0.01％未満では効果が十分でなく、1.0 ％を超えて
添加すると脆化を著しく促進させ延性、靭性を劣化させ
るので、0.01〜1.0 ％の範囲で添加する。
が、0.01％未満では効果が十分でなく、1.0 ％を超えて
添加すると脆化を著しく促進させ延性、靭性を劣化させ
るので、0.01〜1.0 ％の範囲で添加する。
【００２１】Ａｌ：Ａｌは、脱酸元素として添加する
が、本発明においては硫化物をＴｉ系とするため、酸化
物はＴｉ系ではなくＡｌ系の酸化物とすることが重要で
ある。このためＡｌはＴｉの 0.15 倍以上が必要であ
る。また0.05％超では脱酸程度も飽和するため、上限を
0.05％とした。 Ｏ：Ｏは、熱延板の靭性を劣化させたり、鋳造時のノズ
ル詰まりや疵発生の原因となるため、本発明においては
0.010 ％以下とした。
が、本発明においては硫化物をＴｉ系とするため、酸化
物はＴｉ系ではなくＡｌ系の酸化物とすることが重要で
ある。このためＡｌはＴｉの 0.15 倍以上が必要であ
る。また0.05％超では脱酸程度も飽和するため、上限を
0.05％とした。 Ｏ：Ｏは、熱延板の靭性を劣化させたり、鋳造時のノズ
ル詰まりや疵発生の原因となるため、本発明においては
0.010 ％以下とした。
【００２２】本発明では上記成分の他に、必要に応じて
Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕのいずれか１種以上を選択的に含有さ
せることができる。 Ｍｏ：Ｍｏは耐食性の点で好ましい元素であるが、0.5
％未満ではその効果は十分でなく、また5.0 ％を超えて
添加してもその効果が飽和し脆化が著しいので、0.5 〜
5.0 ％とした。
Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕのいずれか１種以上を選択的に含有さ
せることができる。 Ｍｏ：Ｍｏは耐食性の点で好ましい元素であるが、0.5
％未満ではその効果は十分でなく、また5.0 ％を超えて
添加してもその効果が飽和し脆化が著しいので、0.5 〜
5.0 ％とした。
【００２３】Ｎｉ：Ｎｉはフェライト系ステンレス鋼の
耐食性を改善する効果があるが、0.1 ％未満では効果が
なく、また5.0 ％を超えて添加するとフェライト相を不
安定にし、熱間での脆化を引き起こし易くなるので、0.
1 〜5.0 ％とした。 Ｃｕ：Ｃｕは耐食性の点で好ましい元素であるが、0.1
％未満ではその効果は十分でなく、また3.0 ％を超えて
添加してもその効果が飽和するので、0.1 〜3.0 ％添加
する。
耐食性を改善する効果があるが、0.1 ％未満では効果が
なく、また5.0 ％を超えて添加するとフェライト相を不
安定にし、熱間での脆化を引き起こし易くなるので、0.
1 〜5.0 ％とした。 Ｃｕ：Ｃｕは耐食性の点で好ましい元素であるが、0.1
％未満ではその効果は十分でなく、また3.0 ％を超えて
添加してもその効果が飽和するので、0.1 〜3.0 ％添加
する。
【００２４】本発明では、なお一層の耐食性向上を図る
ため、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ，Ｂの１種以上を更に選択的に含
有させることができる。 Ｎｂ：Ｎｂは、ＣやＮを固定するため、特に溶接部での
Ｃｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため
に、0.01％以上添加できる。また0.5 ％超添加しても靭
性及び延性を低下させるため、0.01〜0.5 ％とした。 Ｚｒ：Ｚｒは、ＣやＮを固定するため、特に溶接部での
Ｃｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため
に、0.01％以上添加できる。また0.5 ％超添加しても靭
性及び延性を低下させるため、0.01〜0.5 ％とした。
ため、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ，Ｂの１種以上を更に選択的に含
有させることができる。 Ｎｂ：Ｎｂは、ＣやＮを固定するため、特に溶接部での
Ｃｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため
に、0.01％以上添加できる。また0.5 ％超添加しても靭
性及び延性を低下させるため、0.01〜0.5 ％とした。 Ｚｒ：Ｚｒは、ＣやＮを固定するため、特に溶接部での
Ｃｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため
に、0.01％以上添加できる。また0.5 ％超添加しても靭
性及び延性を低下させるため、0.01〜0.5 ％とした。
【００２５】Ｖ：Ｖは、ＣやＮを固定するため、特に溶
接部でのＣｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上さ
せるために、0.01％以上添加できる。また0.5 ％超添加
しても靭性及び延性を低下させるため、0.01〜0.5 ％と
した。 Ｂ：Ｂは、特にＮを固定するため、耐食性や加工性を改
善できる。しかし過剰に添加してもその効果が飽和する
ため、0.005 ％以下とした。
接部でのＣｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上さ
せるために、0.01％以上添加できる。また0.5 ％超添加
しても靭性及び延性を低下させるため、0.01〜0.5 ％と
した。 Ｂ：Ｂは、特にＮを固定するため、耐食性や加工性を改
善できる。しかし過剰に添加してもその効果が飽和する
ため、0.005 ％以下とした。
【００２６】次に、本発明の製造条件の限定理由につい
て述べる。上記成分鋼の熱間圧延前の加熱温度について
は、１７％Ｃｒ−0.0030％Ｃ−0.0060％Ｎ鋼（Ｓ量：
0.010％以下）を基本成分とし、Ｍｎ：0.01〜３％、Ｔ
ｉ：０〜1.0 ％の範囲で変化させたフェライト系ステン
レス鋼を用いて、加熱温度の硫化物形態に及ぼす影響を
詳細に検討した。加熱後のサンプル中に析出した硫化物
の形態は、ＳＥＭ−ＥＤＳ及び電顕観察により調査し
た。
て述べる。上記成分鋼の熱間圧延前の加熱温度について
は、１７％Ｃｒ−0.0030％Ｃ−0.0060％Ｎ鋼（Ｓ量：
0.010％以下）を基本成分とし、Ｍｎ：0.01〜３％、Ｔ
ｉ：０〜1.0 ％の範囲で変化させたフェライト系ステン
レス鋼を用いて、加熱温度の硫化物形態に及ぼす影響を
詳細に検討した。加熱後のサンプル中に析出した硫化物
の形態は、ＳＥＭ−ＥＤＳ及び電顕観察により調査し
た。
【００２７】その調査結果に基づいて、Ｔｉ系硫化物と
Ｍｎ系硫化物の生成する領域を分類したところ、Ｍｎ
量、Ｔｉ量及び加熱温度（ＨＴ，℃）との関係において
図１に示すような結果が整理できた。この結果より、加
熱時にＭｎＳからＴｉ系の硫化物に変化させて発銹起点
となるＭｎＳの析出を抑制するには、 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%)
＋0.04 を満足させれば良いことが判明した。
Ｍｎ系硫化物の生成する領域を分類したところ、Ｍｎ
量、Ｔｉ量及び加熱温度（ＨＴ，℃）との関係において
図１に示すような結果が整理できた。この結果より、加
熱時にＭｎＳからＴｉ系の硫化物に変化させて発銹起点
となるＭｎＳの析出を抑制するには、 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%)
＋0.04 を満足させれば良いことが判明した。
【００２８】また、加熱温度としては、１１００℃未満
ではスケール疵の発生の問題、また１３００℃超ではス
ラブ加熱中に自重により変形し、圧延が困難となること
から、１１００〜１３００℃の範囲とするのが望まし
い。また、熱延後の工程における焼鈍やその他の熱処理
に関しても、上式から導かれる加熱温度以下とすること
により、最終製品に至るまでＴｉ系を主体とする析出物
とすることができ、耐食性のより安定化が可能である。
ではスケール疵の発生の問題、また１３００℃超ではス
ラブ加熱中に自重により変形し、圧延が困難となること
から、１１００〜１３００℃の範囲とするのが望まし
い。また、熱延後の工程における焼鈍やその他の熱処理
に関しても、上式から導かれる加熱温度以下とすること
により、最終製品に至るまでＴｉ系を主体とする析出物
とすることができ、耐食性のより安定化が可能である。
【００２９】次に、本発明者らはフェライト系ステンレ
ス鋼の冷延に発生する微小うねり（ローピング）の低減
方法を詳細に検討した（詳細は後述の実施例に示す）。
その結果、ローピングを改善する方法の一つとしては、
粗圧延を１０００℃以上で終了し、かつ累積圧下率を９
０％以上とすることが有効であると判明した。上記の粗
圧延条件を満たさない場合には、ローピングの改善効果
が十分に得られない。
ス鋼の冷延に発生する微小うねり（ローピング）の低減
方法を詳細に検討した（詳細は後述の実施例に示す）。
その結果、ローピングを改善する方法の一つとしては、
粗圧延を１０００℃以上で終了し、かつ累積圧下率を９
０％以上とすることが有効であると判明した。上記の粗
圧延条件を満たさない場合には、ローピングの改善効果
が十分に得られない。
【００３０】ローピングを改善する他の方法として、粗
圧延を１０００℃以上で終了し、かつ累積圧下率を８０
％以上とし、なおかつ粗圧延の最終パス及びその前のパ
スの圧下率をそれぞれ３０％以上とする方法も判明し
た。上記条件を外れた粗圧延ではローピングを改善する
という所定の効果が得られない。
圧延を１０００℃以上で終了し、かつ累積圧下率を８０
％以上とし、なおかつ粗圧延の最終パス及びその前のパ
スの圧下率をそれぞれ３０％以上とする方法も判明し
た。上記条件を外れた粗圧延ではローピングを改善する
という所定の効果が得られない。
【００３１】次に、仕上げ圧延後の捲取温度は、上記の
粗圧延条件を特定することによってローピングを改善す
るためには、７００℃以上とするのがよい。捲取温度を
７００℃以上とした場合には、後で熱延板の焼鈍を省略
しても良好なローピング評価が確保できる。捲取温度の
上限は特に定めないが、本発明では粗圧延を１０００℃
以上で終了させるため、仕上圧延〜捲取での温度低下を
考慮すると９５０℃が捲取温度の上限といえる。一方、
捲取温度を７００℃未満とした場合には、後で熱延板焼
鈍を施さないと良好なローピング評価が得られない。
粗圧延条件を特定することによってローピングを改善す
るためには、７００℃以上とするのがよい。捲取温度を
７００℃以上とした場合には、後で熱延板の焼鈍を省略
しても良好なローピング評価が確保できる。捲取温度の
上限は特に定めないが、本発明では粗圧延を１０００℃
以上で終了させるため、仕上圧延〜捲取での温度低下を
考慮すると９５０℃が捲取温度の上限といえる。一方、
捲取温度を７００℃未満とした場合には、後で熱延板焼
鈍を施さないと良好なローピング評価が得られない。
【００３２】
［実施例１］表１に示すフェライト系ステンレス鋼の５
０ｋｇ鋼塊（厚み１００mm）を実験室の真空溶解炉によ
って溶製した。この鋼塊を実験室で熱延実験を行い３mm
の熱延板を製造する際に、表２に示すように、加熱条
件、粗圧延条件、仕上圧延条件及び捲取条件を変えて、
その後の冷延時のロ−ピング発生挙動との関係を調査し
た。熱延は、鋼塊を加熱後、粗圧延を５パスまたは６パ
スで１０〜３０mmまで実施し、仕上圧延を２０〜３mmま
で４〜６パスで実施し、そのまま熱延板を８００〜３０
０℃の炉に挿入して１時間保定後に炉冷して捲取をシミ
ュレ−トした。表中の捲取温度はこのシミュレ−トの保
定温度である。
０ｋｇ鋼塊（厚み１００mm）を実験室の真空溶解炉によ
って溶製した。この鋼塊を実験室で熱延実験を行い３mm
の熱延板を製造する際に、表２に示すように、加熱条
件、粗圧延条件、仕上圧延条件及び捲取条件を変えて、
その後の冷延時のロ−ピング発生挙動との関係を調査し
た。熱延は、鋼塊を加熱後、粗圧延を５パスまたは６パ
スで１０〜３０mmまで実施し、仕上圧延を２０〜３mmま
で４〜６パスで実施し、そのまま熱延板を８００〜３０
０℃の炉に挿入して１時間保定後に炉冷して捲取をシミ
ュレ−トした。表中の捲取温度はこのシミュレ−トの保
定温度である。
【００３３】次に、捲取処理した熱延板を硫酸で酸洗し
てスケールを除去した後、厚み０．４mmまで冷間圧延率
を変えて冷延し、冷延後のロ−ピング高さを評価した。
ロ−ピングは、冷延方向に対して直角方向に１０mm長さ
について粗度計で測定し、うねり高さの最大値をロ−ピ
ング高さとした。この測定を３箇所実施し、その平均値
でロ−ピングを評価した。ローピングの評価は、３箇所
のロ−ピング最大高さの平均が０．１５μｍ未満をＡラ
ンク、０．１５μｍ以上０．２５μｍ未満をＢランク、
０．２５μｍ以上０．３５μｍ未満をＣランク、０．３
５μｍ以上をＤランクとして評価ランクを設け、表面品
位の観点からはＡランク及びＢランクを合格と判定し
た。
てスケールを除去した後、厚み０．４mmまで冷間圧延率
を変えて冷延し、冷延後のロ−ピング高さを評価した。
ロ−ピングは、冷延方向に対して直角方向に１０mm長さ
について粗度計で測定し、うねり高さの最大値をロ−ピ
ング高さとした。この測定を３箇所実施し、その平均値
でロ−ピングを評価した。ローピングの評価は、３箇所
のロ−ピング最大高さの平均が０．１５μｍ未満をＡラ
ンク、０．１５μｍ以上０．２５μｍ未満をＢランク、
０．２５μｍ以上０．３５μｍ未満をＣランク、０．３
５μｍ以上をＤランクとして評価ランクを設け、表面品
位の観点からはＡランク及びＢランクを合格と判定し
た。
【００３４】また、耐食性の評価も実施した。その耐食
性は、複合サイクル腐食試験によって、５％ＮａＣｌ溶
液３５℃−１０分、乾燥６０℃−６０分、湿潤：湿度８
０％、５０℃−６０分を１０サイクル実施し、発銹の程
度を評価した。発銹なしを○、発銹ありを×とした。
性は、複合サイクル腐食試験によって、５％ＮａＣｌ溶
液３５℃−１０分、乾燥６０℃−６０分、湿潤：湿度８
０％、５０℃−６０分を１０サイクル実施し、発銹の程
度を評価した。発銹なしを○、発銹ありを×とした。
【００３５】上記の評価結果を同じく表１に示した。表
１から明らかなように、本発明の方法によって製造され
た試料は、発銹がなく良好な耐食性を示すとともに、、
ロ−ピング高さもＡ〜Ｂランクで小さく優れた表面特性
を示した。また、捲取温度が７００℃以上であれば、熱
延板焼鈍を省略してもローピング評点はＡ、Ｂランクを
確保できるが、７００℃未満の捲取温度では熱延板焼鈍
を行うことによってローピングが改善される。
１から明らかなように、本発明の方法によって製造され
た試料は、発銹がなく良好な耐食性を示すとともに、、
ロ−ピング高さもＡ〜Ｂランクで小さく優れた表面特性
を示した。また、捲取温度が７００℃以上であれば、熱
延板焼鈍を省略してもローピング評点はＡ、Ｂランクを
確保できるが、７００℃未満の捲取温度では熱延板焼鈍
を行うことによってローピングが改善される。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】［実施例２］表３に示す成分のフェライト
系ステンレス鋼を通常のＬＤ−ＶＯＤプロセスによって
溶製し、厚み２５０mmの連続鋳造鋳片を鋳造した。この
後、表４に示すように熱延条件をＡ、Ｂの２通りで実施
した。この後、熱延板焼鈍を省略して硫酸酸洗し、厚み
０．６mmまで冷間圧延率を変えて冷延し、ロ−ピング高
さを評価した。ロ−ピング及び耐食性の評価方法は前述
の方法と同様とした。
系ステンレス鋼を通常のＬＤ−ＶＯＤプロセスによって
溶製し、厚み２５０mmの連続鋳造鋳片を鋳造した。この
後、表４に示すように熱延条件をＡ、Ｂの２通りで実施
した。この後、熱延板焼鈍を省略して硫酸酸洗し、厚み
０．６mmまで冷間圧延率を変えて冷延し、ロ−ピング高
さを評価した。ロ−ピング及び耐食性の評価方法は前述
の方法と同様とした。
【００３９】その結果、表４に示すように、本発明法に
よるＡプロセス材はローピング評価及び耐食性が優れて
いるのに対し、比較法によるＢプロセス材はローピング
特性及び耐食性が劣化した結果となった。
よるＡプロセス材はローピング評価及び耐食性が優れて
いるのに対し、比較法によるＢプロセス材はローピング
特性及び耐食性が劣化した結果となった。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
【発明の効果】本発明の方法によれば、多量のＴｉを含
有しないのでフェライト系ステンレス鋼の製造上の問題
点であるノズル詰まりやキズ及び靭性を低下させること
がなく、また適量のＴｉを添加するので発銹起点となる
ＭｎＳをＴｉ系硫化物に改質して耐食性を安定化でき、
かつ熱延条件を特定することによって表面特性の問題点
である冷延時の微小うねり、ローピングの発生を防止で
き、結果として耐食性及び表面特性の優れたフェライト
系ステンレス鋼薄板が製造できる。
有しないのでフェライト系ステンレス鋼の製造上の問題
点であるノズル詰まりやキズ及び靭性を低下させること
がなく、また適量のＴｉを添加するので発銹起点となる
ＭｎＳをＴｉ系硫化物に改質して耐食性を安定化でき、
かつ熱延条件を特定することによって表面特性の問題点
である冷延時の微小うねり、ローピングの発生を防止で
き、結果として耐食性及び表面特性の優れたフェライト
系ステンレス鋼薄板が製造できる。
【図１】 硫化物の形態分布に及ぼす、Ｔｉ量、Ｍｎ
量、熱延時の加熱温度の影響を示す図。
量、熱延時の加熱温度の影響を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── 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 38/54 Ｃ２２Ｃ 38/54 (72)発明者 竹下 哲郎 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：0.0005〜0.030 ％、 Ｎ ：0.0005〜0.030 ％、 Ｃｒ：11.0〜 35.0 ％、 Ｓ ：0.010 ％以下、 Ｐ ：0.04％以下、 Ｔｉ：0.04〜0.30％、 Ｍｎ：0.01〜1.0 ％、 Ｓｉ：0.01〜1.0 ％、 Ａｌ：0.005 〜0.050 ％、かつ 0.15 ×Ｔｉ％以上、 Ｏ ：0.010 ％以下で残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を、熱間圧延時の加熱温度（ＨＴ，℃）を下記
（１）式を満たす範囲で加熱した後に、粗圧延を累積圧
下率９０％以上かつ温度１０００℃以上で終了し、次い
で仕上圧延を行った後に、 １）捲取温度が７００℃以上の場合は、熱延板焼鈍を省
略して、酸洗、冷延、焼鈍し、 ２）捲取温度が７００℃未満の場合は、熱延板焼鈍を行
った後に、酸洗、冷延、焼鈍することを特徴とする表面
特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板
の製造方法。 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%) ＋0.04 …… (1) - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：0.0005〜0.030 ％、 Ｎ ：0.0005〜0.030 ％、 Ｃｒ：11.0〜 35.0 ％、 Ｓ ：0.010 ％以下、 Ｐ ：0.04％以下、 Ｔｉ：0.04〜0.30％、 Ｍｎ：0.01〜1.0 ％、 Ｓｉ：0.01〜1.0 ％、 Ａｌ：0.005 〜0.050 ％、かつ 0.15 ×Ｔｉ％以上、 Ｏ ：0.010 ％以下で残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を、熱間圧延時の加熱温度（ＨＴ，℃）を下記
（１）式を満たす範囲で加熱した後に、粗圧延を累積圧
下率８０％以上かつ粗圧延の最終パス及びその前のパス
の圧下率をそれぞれ３０％以上とし、温度１０００℃以
上で終了し、次いで仕上圧延を行った後に、 １）捲取温度が７００℃以上の場合は、熱延板焼鈍を省
略して、酸洗、冷延、焼鈍し、 ２）捲取温度が７００℃未満の場合は、熱延板焼鈍を行
った後に、酸洗、冷延、焼鈍することを特徴とする表面
特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板
の製造方法。 0.30≧Ｔｉ(%) ≧ (1.3 ×10-3×ＨＴ−1.4)×Ｍｎ(%) ＋0.04 …… (1) - 【請求項３】 請求項１又は２記載の成分に加えて、重
量％で、 Ｍｏ：0.5 〜5.0 ％、 Ｎｉ：0.1 〜5.0 ％、 Ｃｕ：0.1 〜3.0 ％ の１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２
記載の表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステン
レス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１、２又は３記載の成分に加え
て、重量％で、 Ｎｂ：0.01〜0.5 ％、 Ｚｒ：0.01〜0.5 ％、 Ｖ ：0.01〜0.5 ％、 Ｂ ：0.005 ％以下の１種以上を含有することを特徴と
する請求項１、２又は３記載の表面特性及び耐食性の優
れた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 |
|---|---|---|---|
| JP21579496A JP3922740B2 (ja) | 1996-08-15 | 1996-08-15 | 表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21579496A JP3922740B2 (ja) | 1996-08-15 | 1996-08-15 | 表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1060543A true JPH1060543A (ja) | 1998-03-03 |
| JP3922740B2 JP3922740B2 (ja) | 2007-05-30 |
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ID=16678361
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|---|---|---|---|
| JP21579496A Expired - Fee Related JP3922740B2 (ja) | 1996-08-15 | 1996-08-15 | 表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3922740B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2395121A1 (en) * | 2009-02-09 | 2011-12-14 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferrite stainless steel with low black spot generation |
| WO2012172808A1 (ja) * | 2011-06-15 | 2012-12-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| WO2013035775A1 (ja) * | 2011-09-06 | 2013-03-14 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐食性及び加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP5168425B1 (ja) * | 2011-06-15 | 2013-03-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| WO2014087648A1 (ja) * | 2012-12-07 | 2014-06-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| KR20190071360A (ko) * | 2017-12-14 | 2019-06-24 | 주식회사 포스코 | 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| WO2020060051A1 (ko) * | 2018-09-19 | 2020-03-26 | 주식회사 포스코 | 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 및 그 제조방법 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10633730B2 (en) | 2014-09-05 | 2020-04-28 | Jfe Steel Corporation | Material for cold-rolled stainless steel sheet |
-
1996
- 1996-08-15 JP JP21579496A patent/JP3922740B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| EP2395121A1 (en) * | 2009-02-09 | 2011-12-14 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferrite stainless steel with low black spot generation |
| EP2395121A4 (en) * | 2009-02-09 | 2017-05-03 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferrite stainless steel with low black spot generation |
| JP5168425B1 (ja) * | 2011-06-15 | 2013-03-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| WO2012172808A1 (ja) * | 2011-06-15 | 2012-12-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| WO2013035775A1 (ja) * | 2011-09-06 | 2013-03-14 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐食性及び加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| WO2014087648A1 (ja) * | 2012-12-07 | 2014-06-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
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| KR20190071360A (ko) * | 2017-12-14 | 2019-06-24 | 주식회사 포스코 | 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| US11718887B2 (en) | 2017-12-14 | 2023-08-08 | Posco Co., Ltd | Ferrite-based stainless steel having excellent impact toughness, and method for producing same |
| WO2020060051A1 (ko) * | 2018-09-19 | 2020-03-26 | 주식회사 포스코 | 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 및 그 제조방법 |
| KR20200033056A (ko) * | 2018-09-19 | 2020-03-27 | 주식회사 포스코 | 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 및 그 제조방법 |
| CN112739843A (zh) * | 2018-09-19 | 2021-04-30 | 株式会社Posco | 具有优异的冲击韧性的热轧未退火铁素体不锈钢板及其制造方法 |
| EP3839087A4 (en) * | 2018-09-19 | 2021-08-11 | Posco | HOT-ROLLED AND NOT ANNEALED FERRITIC STAINLESS STEEL SHEET WITH EXCELLENT IMPACT RESISTANCE AND PROCESS FOR ITS MANUFACTURING |
| CN112739843B (zh) * | 2018-09-19 | 2022-10-14 | 株式会社Posco | 具有优异的冲击韧性的热轧未退火铁素体不锈钢板及其制造方法 |
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