JPS5943977B2 - リジング及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼冷延薄鋼板の製造方法 - Google Patents
リジング及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼冷延薄鋼板の製造方法Info
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- JPS5943977B2 JPS5943977B2 JP55146377A JP14637780A JPS5943977B2 JP S5943977 B2 JPS5943977 B2 JP S5943977B2 JP 55146377 A JP55146377 A JP 55146377A JP 14637780 A JP14637780 A JP 14637780A JP S5943977 B2 JPS5943977 B2 JP S5943977B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing of ferrous alloys
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はＡｌを含有したフェライト系ステンレス鋼の
製造方法に関するものである。
製造方法に関するものである。
フェライト系ステンレス鋼板の冷延薄板製品は、深絞
りその他成形加工により各種厨房用品、自動車部品等に
広く使用されているが、成形に際してリジングを発生す
るという問題点を有している。
りその他成形加工により各種厨房用品、自動車部品等に
広く使用されているが、成形に際してリジングを発生す
るという問題点を有している。
リジングの発生原因については、従来から多くの研究
がなされているが、現在では熱延板に存在する帯状組織
を主因とする説が有力である。 すなわち熱延板の中心
部に、熱間圧延あるいは鋳造組織に由来すると考えられ
る巨大な圧延方向に伸長した、互に結晶学的に近い方位
を持った帯状組織が形成され、その後の冷間圧延、焼鈍
工程を経て均一微細なフェライト組織となっても、なお
その影響が残存し、成形加工の際にその固有の方位に基
ずく塑性異方性によってリジングが生ずると考えられて
いる。従来のりジンク解消対策は、いずれもこの帯状組
織の破壊あるいは低減を考えてなされたものである。
がなされているが、現在では熱延板に存在する帯状組織
を主因とする説が有力である。 すなわち熱延板の中心
部に、熱間圧延あるいは鋳造組織に由来すると考えられ
る巨大な圧延方向に伸長した、互に結晶学的に近い方位
を持った帯状組織が形成され、その後の冷間圧延、焼鈍
工程を経て均一微細なフェライト組織となっても、なお
その影響が残存し、成形加工の際にその固有の方位に基
ずく塑性異方性によってリジングが生ずると考えられて
いる。従来のりジンク解消対策は、いずれもこの帯状組
織の破壊あるいは低減を考えてなされたものである。
本発明者らはさきに特願昭５４−４８５３９号によりＡ
７を含有するフエライト系ステンレス鋼スラブを９５０
有Ｃ以上１１００系Ｃ以下の温度に保持した後、熱間圧
延する方法によりりジンク性を改良することを提案した
。
７を含有するフエライト系ステンレス鋼スラブを９５０
有Ｃ以上１１００系Ｃ以下の温度に保持した後、熱間圧
延する方法によりりジンク性を改良することを提案した
。
一方例えば特公昭５１−４４８８８号公報においてはプ
レス成形性及び耐食性にすぐれたフエライト系ステンレ
ス鋼としてＡｌを０．２％以下含有せしめることを提案
している。
レス成形性及び耐食性にすぐれたフエライト系ステンレ
ス鋼としてＡｌを０．２％以下含有せしめることを提案
している。
一般に深絞り性など成形性をあらわす指標として、ラン
クフォード値（ｒ値）および成形加工した場合に鋼板の
表面にあらわれるりジンクがあるが、望ましい成形性を
得るためにはｒ値が約１．１以上、りジンク高さが１８
μ以下とされている。
クフォード値（ｒ値）および成形加工した場合に鋼板の
表面にあらわれるりジンクがあるが、望ましい成形性を
得るためにはｒ値が約１．１以上、りジンク高さが１８
μ以下とされている。
本発明者らは上述の観点からりジンク及びプレス成形性
をともに改良したフエライト系ステンレス鋼の製造方法
について研究の結果本発明を完成したものであって、本
発明の第１発明の要旨は、Ｃ；０．１０％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ： １．０係以下、Ｃｒ；１５〜
２０％、Ａ７；０．０１〜０．２％、Ｎ；０．０２５係
以下、その他不可避不純物及び鉄からなるフエライト系
ステンレス鋼のスラブを、９０００Ｃ〜１２００℃の温
度で加熱保持後２０％／パス以上の圧下を１パス以上行
う熱間圧延を行った後、８００℃〜１１００℃の温度に
加熱し７００後Ｃ〜９００℃の温度まで１５度Ｃ／秒以
下の冷却速度で冷却し、その後急冷する連続焼鈍を行う
か、またはボックス焼鈍を行い、ついで製品板厚まで冷
延と焼鈍を組合せて製造することにある。更に本発明の
第２発明の要旨はＣ：０．１０％以下、Ｓｉ；１．０％
以下、Ｍｎ； １．０％以下、Ｃｒ；１５〜２０％、Ａ
７；０．００５〜０．２係、Ｎ；０．０２５係以下、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．６％、Ｂ；２〜３０ｐｐｍ，その
他不可避不純物及び鉄からなるフエライト系ステンレス
鋼のスラブを、第１発明と同様の条件で製造することに
ある。
をともに改良したフエライト系ステンレス鋼の製造方法
について研究の結果本発明を完成したものであって、本
発明の第１発明の要旨は、Ｃ；０．１０％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ： １．０係以下、Ｃｒ；１５〜
２０％、Ａ７；０．０１〜０．２％、Ｎ；０．０２５係
以下、その他不可避不純物及び鉄からなるフエライト系
ステンレス鋼のスラブを、９０００Ｃ〜１２００℃の温
度で加熱保持後２０％／パス以上の圧下を１パス以上行
う熱間圧延を行った後、８００℃〜１１００℃の温度に
加熱し７００後Ｃ〜９００℃の温度まで１５度Ｃ／秒以
下の冷却速度で冷却し、その後急冷する連続焼鈍を行う
か、またはボックス焼鈍を行い、ついで製品板厚まで冷
延と焼鈍を組合せて製造することにある。更に本発明の
第２発明の要旨はＣ：０．１０％以下、Ｓｉ；１．０％
以下、Ｍｎ； １．０％以下、Ｃｒ；１５〜２０％、Ａ
７；０．００５〜０．２係、Ｎ；０．０２５係以下、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．６％、Ｂ；２〜３０ｐｐｍ，その
他不可避不純物及び鉄からなるフエライト系ステンレス
鋼のスラブを、第１発明と同様の条件で製造することに
ある。
以下本発明を図面とともに詳述する。
まず、本発明における成分の限定理由を述べる。
Ｃは鋼板の引張強さなど機械的性質にきわめて有効に働
く元素であり、用途にあわせて強度を調節するためのも
のである。しかし多量の添加は強化はされるものの、伸
びなどの低下をまねき、成形加工性などに悪影響をおよ
ぼすので、その上限は０．１％とした。Ｓｉは強力な脱
酸元素であり鋼の精錬中に脱酸用として添加されるが多
量の添加は、ＳｉＯ。
く元素であり、用途にあわせて強度を調節するためのも
のである。しかし多量の添加は強化はされるものの、伸
びなどの低下をまねき、成形加工性などに悪影響をおよ
ぼすので、その上限は０．１％とした。Ｓｉは強力な脱
酸元素であり鋼の精錬中に脱酸用として添加されるが多
量の添加は、ＳｉＯ。
系の介在物が残存し、成形加工性に好ましくなく？、そ
の上限は１．０％とした。またＭｎも同様の理由による
他に、多量の添加は鋼の脆化をもたらす傾向があるので
、その上限を１０％とした。Ｃｒは１５％未満ではステ
ンレス鋼としての耐食性が発揮されず、多量に添加する
と伸び及び衝撃値の劣化があるので１５〜２０係とした
。
の上限は１．０％とした。またＭｎも同様の理由による
他に、多量の添加は鋼の脆化をもたらす傾向があるので
、その上限を１０％とした。Ｃｒは１５％未満ではステ
ンレス鋼としての耐食性が発揮されず、多量に添加する
と伸び及び衝撃値の劣化があるので１５〜２０係とした
。
ＮはＣと同様に鋼板の引張特性などに顕著に働く元素で
あり、強化などにも有効であるが、多量に含有すると脆
化をおこす傾向があり、成形加工性に対して好ましくな
く、その上限を０．０２５％とした。Ａｌは通常脱酸の
目的で添加される場合０．０１係で充分であるが、Ａｌ
Ｎなどの窒化物を有効に利用するためにはＡＡ単独添加
で０．０１％以上が必要であり、とくにＡｌ／ＮＺ２で
伸び、靭件の増大およびｒ値の向上さらにりジンク性改
善の効果を発揮する。
あり、強化などにも有効であるが、多量に含有すると脆
化をおこす傾向があり、成形加工性に対して好ましくな
く、その上限を０．０２５％とした。Ａｌは通常脱酸の
目的で添加される場合０．０１係で充分であるが、Ａｌ
Ｎなどの窒化物を有効に利用するためにはＡＡ単独添加
で０．０１％以上が必要であり、とくにＡｌ／ＮＺ２で
伸び、靭件の増大およびｒ値の向上さらにりジンク性改
善の効果を発揮する。
しかしながら、０．２％をこえると、深絞り性などの特
性は飽和するか若干低下の傾向を示し好ましくない。よ
って第１発明においてはＡｌの含有量は０．０１％以上
０２％以下とした。さらにＢおよびＴｉを添加すること
により、ＡＡ，Ｂ，Ｔｔの相乗効果によって深絞り性が
さらに向上する。Ｂ添加により伸び、平均ｒ値が向上し
りジンク性が改善され深絞り性が向上する。
性は飽和するか若干低下の傾向を示し好ましくない。よ
って第１発明においてはＡｌの含有量は０．０１％以上
０２％以下とした。さらにＢおよびＴｉを添加すること
により、ＡＡ，Ｂ，Ｔｔの相乗効果によって深絞り性が
さらに向上する。Ｂ添加により伸び、平均ｒ値が向上し
りジンク性が改善され深絞り性が向上する。
これら効果が現れるのはＢ含有量が２ｐｐｍ以上であり
、３０ｐｐｍを超えると効果が飽和に達するかやや低下
の傾向が見られ、又フエライト粒界にボロン化合物が析
出し、耐食性、熱間加工性劣化等の問題が生じ、さらに
経済的にも好ましくないので上限を３０ｐｐｍとした。
Ｔｉは安定な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の
均一細粒化を計り、かつ、伸び、靭件の増大により深絞
り性を向上する。
、３０ｐｐｍを超えると効果が飽和に達するかやや低下
の傾向が見られ、又フエライト粒界にボロン化合物が析
出し、耐食性、熱間加工性劣化等の問題が生じ、さらに
経済的にも好ましくないので上限を３０ｐｐｍとした。
Ｔｉは安定な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の
均一細粒化を計り、かつ、伸び、靭件の増大により深絞
り性を向上する。
特にＢ−Ａｌ系ベースにおいて、りジンク性の改善効果
が著しくまたＴｉ添加によってＢ−Ａ７系ベースの含有
量を低減することが可能であり、特性的にもきわめて有
利である。その効果は０．００５％の添加で発揮する。
他方０．６％を超える含有量では、ＢづＷ系をベースと
する場合、深絞り性は飽和に達し、特性的にも意味がな
くまた経済的にも好ましくなＧ）。従ってＴｉの添加は
０．００５〜０．６ｆ０とする。Ａｌは前述の効果のほ
か耐酸化性を改善し、結晶粒を整粒として、材料の均一
性を改善する効果もある。この効果のあらわれる含有量
の範囲はＢＴｉとの複合添加によって低含有量側に移行
し最低０．００５％よりあらわれる。これより０．２％
まで特性の向上がみられるが、これ以上では飽和に達す
るか、あるいは低下の傾向があらわれてくる。したがっ
てこれ以上添加することは、特性的にも意味がなく、ま
た経済的にも好ましくない。よって第２発明においては
ＡＡの含有量を０．００５係以上０．２係以下とした。
次にＡ７，Ｂ，Ｔｉを添加した上、さらにＮｂ，ＶＺｒ
，Ｃｕ，ＣａおよびＣｅのうち、１種又は２種以上添加
すると、それらの相乗効果によって、より一段と深絞り
性が改善され成形性は向上する。
が著しくまたＴｉ添加によってＢ−Ａ７系ベースの含有
量を低減することが可能であり、特性的にもきわめて有
利である。その効果は０．００５％の添加で発揮する。
他方０．６％を超える含有量では、ＢづＷ系をベースと
する場合、深絞り性は飽和に達し、特性的にも意味がな
くまた経済的にも好ましくなＧ）。従ってＴｉの添加は
０．００５〜０．６ｆ０とする。Ａｌは前述の効果のほ
か耐酸化性を改善し、結晶粒を整粒として、材料の均一
性を改善する効果もある。この効果のあらわれる含有量
の範囲はＢＴｉとの複合添加によって低含有量側に移行
し最低０．００５％よりあらわれる。これより０．２％
まで特性の向上がみられるが、これ以上では飽和に達す
るか、あるいは低下の傾向があらわれてくる。したがっ
てこれ以上添加することは、特性的にも意味がなく、ま
た経済的にも好ましくない。よって第２発明においては
ＡＡの含有量を０．００５係以上０．２係以下とした。
次にＡ７，Ｂ，Ｔｉを添加した上、さらにＮｂ，ＶＺｒ
，Ｃｕ，ＣａおよびＣｅのうち、１種又は２種以上添加
すると、それらの相乗効果によって、より一段と深絞り
性が改善され成形性は向上する。
Ｎｂ，Ｖ，ＺｒはＴｉと同様炭窒化物を形成する元素で
あり、ｒ値向上、りジンク性改善効果をもたらす。それ
ぞれの含有量の適正範囲はＴｉの場合と同様の理由によ
り、０．００５〜０．４０％とする。なおＴｉについて
は熱間加工性が改善される効果もある。ＣｕはＴｉ等の
ように、炭窒化物などの形成元素ではなく、析出なども
単独であり、やや挙動が異なるが、析出過程における鋼
板の再結晶への影響もかなりあり、深絞り性を改善する
。
あり、ｒ値向上、りジンク性改善効果をもたらす。それ
ぞれの含有量の適正範囲はＴｉの場合と同様の理由によ
り、０．００５〜０．４０％とする。なおＴｉについて
は熱間加工性が改善される効果もある。ＣｕはＴｉ等の
ように、炭窒化物などの形成元素ではなく、析出なども
単独であり、やや挙動が異なるが、析出過程における鋼
板の再結晶への影響もかなりあり、深絞り性を改善する
。
その含有量範囲は、０．０２〜０．５０％に限定される
。その理由は添加の効果は０．０２％で発揮されるが０
．５０％を超えると、Ｃｕ特有の熱間加工性劣化の傾向
があらわれて好ましくないからである。Ｃａほ強力な脱
酸元素であり、鋼板の靭性を向上させると同時に介在物
を球状化して、鋼板の異方性を軽減する効果があるため
、深絞り性など成形性も均一成形性に有効である。しか
し多量の添加は鋼中で醇化物を形成して、介在物として
多量に残存するとかえって鋼の清浄性を劣化し成形性を
そこなう。よって上限を０．０５％とした。Ｃｅも同じ
理由により上限を０．０５％とした。次にスラブの加熱
温度及び熱延条件についてのべる。本発明においてはス
ラブを１２００℃以下９００℃以上に低温加熱保持し、
熱間圧延は前記スラブを圧下率２０係／パス以上の大圧
下率を１パス以上行う。
。その理由は添加の効果は０．０２％で発揮されるが０
．５０％を超えると、Ｃｕ特有の熱間加工性劣化の傾向
があらわれて好ましくないからである。Ｃａほ強力な脱
酸元素であり、鋼板の靭性を向上させると同時に介在物
を球状化して、鋼板の異方性を軽減する効果があるため
、深絞り性など成形性も均一成形性に有効である。しか
し多量の添加は鋼中で醇化物を形成して、介在物として
多量に残存するとかえって鋼の清浄性を劣化し成形性を
そこなう。よって上限を０．０５％とした。Ｃｅも同じ
理由により上限を０．０５％とした。次にスラブの加熱
温度及び熱延条件についてのべる。本発明においてはス
ラブを１２００℃以下９００℃以上に低温加熱保持し、
熱間圧延は前記スラブを圧下率２０係／パス以上の大圧
下率を１パス以上行う。
この理由は第１図によって理解される。
即ち第１図はスラブ加熱保持温度と圧下率との関係を示
す模式図であるが、本発明者らの知見によるとＡ７を０
．２％以下含むフエライト系ステンレス鋼においては図
示のような部分再結晶域があり、本発明はスラブ加熱温
度を１２００℃以下９００℃以上の範囲として２０係／
パス以上の熱間圧延を行うことによって、この部分再結
晶域を活用するものである。
す模式図であるが、本発明者らの知見によるとＡ７を０
．２％以下含むフエライト系ステンレス鋼においては図
示のような部分再結晶域があり、本発明はスラブ加熱温
度を１２００℃以下９００℃以上の範囲として２０係／
パス以上の熱間圧延を行うことによって、この部分再結
晶域を活用するものである。
さらに、圧下率２０％／パス以上の範囲でより大きな圧
下率をとるほど（例えば４０係／パス）再結晶がすＸみ
、改善効果は著しい。
下率をとるほど（例えば４０係／パス）再結晶がすＸみ
、改善効果は著しい。
図中Ｌは部分再結晶域の限界を示している。
また、Ａｌなどの窒化物の析出挙動の面からみても熱間
圧延前のスラブの加熱は９００℃以上１２００℃以下の
温度に保持することが好ましい。Ａ７Ｎの析出は８００
℃付近が最大であり、それより高温に加熱すると固溶し
、１３５０℃以上ではほとんど固溶する。したがって１
２００℃を超える諒析出量が減少し、望ましい効果が得
られなくなる。
圧延前のスラブの加熱は９００℃以上１２００℃以下の
温度に保持することが好ましい。Ａ７Ｎの析出は８００
℃付近が最大であり、それより高温に加熱すると固溶し
、１３５０℃以上ではほとんど固溶する。したがって１
２００℃を超える諒析出量が減少し、望ましい効果が得
られなくなる。
下限温度は設備上の制約であり、熱間圧延前の保持温度
が９００℃未満の場合は、熱間圧延中の温度降下によっ
て必要な板厚までの圧延が困難になるからである。本発
明においては、熱間圧延の仕上温度は圧延可能な範囲で
あればよく、限定する必要はない。
が９００℃未満の場合は、熱間圧延中の温度降下によっ
て必要な板厚までの圧延が困難になるからである。本発
明においては、熱間圧延の仕上温度は圧延可能な範囲で
あればよく、限定する必要はない。
Ａ７の他に、Ｂ，Ｔｉなど窒化物形成元素が複合に添加
された場合は、複合元素の窒化物が形成されることを除
いて、ほゾ同じような窒化物析出挙動を示すものと考え
られる。本発明法において用いるフエライト系ステンレ
ス鋼のスラブは、鋼塊を分塊圧延して得られたもの、あ
るいは連続鋳造により得られたもののいずれであっても
よいが、その組織が等軸晶率５０係以上であることが望
ましい。
された場合は、複合元素の窒化物が形成されることを除
いて、ほゾ同じような窒化物析出挙動を示すものと考え
られる。本発明法において用いるフエライト系ステンレ
ス鋼のスラブは、鋼塊を分塊圧延して得られたもの、あ
るいは連続鋳造により得られたもののいずれであっても
よいが、その組織が等軸晶率５０係以上であることが望
ましい。
スラブを前述の条件で熱間圧延したのちは、連続焼鈍ま
たはボックス焼鈍を行い、ついで製品板厚まで１回の冷
間圧延または中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を行い、
再結晶焼鈍を行う。熱延板を連続焼鈍する場合は、まず
８００〜１１００℃（Ｈｌ温度）に加熱し再結晶し、し
かるのち７００〜９００゜Ｃ（Ｈ２温度）の温度域に１
５℃／秒以下の冷却速度で冷却し、その後室温まで急冷
する（これをＮパターンと呼ぶ）。
たはボックス焼鈍を行い、ついで製品板厚まで１回の冷
間圧延または中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を行い、
再結晶焼鈍を行う。熱延板を連続焼鈍する場合は、まず
８００〜１１００℃（Ｈｌ温度）に加熱し再結晶し、し
かるのち７００〜９００゜Ｃ（Ｈ２温度）の温度域に１
５℃／秒以下の冷却速度で冷却し、その後室温まで急冷
する（これをＮパターンと呼ぶ）。
ボツクス焼鈍する場合は、コイルに巻かれた状態で８０
０〜８５０℃で長時間箱型焼鈍炉に入れる公知の方法で
行う。次に本発明の実施例について記述する。
０〜８５０℃で長時間箱型焼鈍炉に入れる公知の方法で
行う。次に本発明の実施例について記述する。
実施例 １
第１表の鋼を溶製し、連続鋳造（ＣＣ）によってＣＣス
ラブとした。
ラブとした。
このときの等軸晶率（の〉５０％を目標として鋳込んだ
。このＣＣスラブを１０００，１０５０，１１８０，１
２２０℃に加熱保持し、熱間圧延において、圧下率を少
なくとも１パス以上ＩＯ％／パスから最高４０％／パス
までで圧下し、仕上温度８００℃で４、０ｍｍの熱延板
として冷却した。しかるのち熱延板の焼鈍で、まずＮパ
ターンとして１０００℃に加熱（ Ｈｌ温度）シ、再結
晶し、しかるのち８００℃（Ｈ２温度）に１０’Ｃ／秒
以下の冷却速度で冷却し、その後室温まで急冷した。
。このＣＣスラブを１０００，１０５０，１１８０，１
２２０℃に加熱保持し、熱間圧延において、圧下率を少
なくとも１パス以上ＩＯ％／パスから最高４０％／パス
までで圧下し、仕上温度８００℃で４、０ｍｍの熱延板
として冷却した。しかるのち熱延板の焼鈍で、まずＮパ
ターンとして１０００℃に加熱（ Ｈｌ温度）シ、再結
晶し、しかるのち８００℃（Ｈ２温度）に１０’Ｃ／秒
以下の冷却速度で冷却し、その後室温まで急冷した。
またＳパターンとして９００℃（Ｈ１温度）に保定して
、しかるのち冷却した。またボックス焼鈍として８４０
℃で６時間保定後炉冷した（これをＲパターンと呼ぶ）
。
、しかるのち冷却した。またボックス焼鈍として８４０
℃で６時間保定後炉冷した（これをＲパターンと呼ぶ）
。
これを模式図的に表示したのが、第２図である。以上の
各熱処理パターンの焼鈍を行い、０．７ｍｍ厚まで公知
の冷間圧延を行った。
各熱処理パターンの焼鈍を行い、０．７ｍｍ厚まで公知
の冷間圧延を行った。
第３図は供試材１，２，３及び４のスラブ加熱保持温度
を１０００２αａ），１０５０℃（ｂ），１１８０Ｃ（
ｃ）及び１２２０℃（ｄ）にした後、熱延時の最高圧下
率２５％／パスで行い、焼鈍条件Ｎパターン（Ｈ１；１
０００℃、Ｈ２；８００条Ｃ）、冷延１回のときの製品
特性を示す。
を１０００２αａ），１０５０℃（ｂ），１１８０Ｃ（
ｃ）及び１２２０℃（ｄ）にした後、熱延時の最高圧下
率２５％／パスで行い、焼鈍条件Ｎパターン（Ｈ１；１
０００℃、Ｈ２；８００条Ｃ）、冷延１回のときの製品
特性を示す。
（板厚０．７ｍｍ厚）この結果Ａｌ（０．２％が適正で
これ以上では飽和もしくは低下の傾向があり、更にスラ
ブ加熱保持温度１２００℃以下が適正で、これを超える
と低下した。
これ以上では飽和もしくは低下の傾向があり、更にスラ
ブ加熱保持温度１２００℃以下が適正で、これを超える
と低下した。
第４図は供試材２を用いてスラブ加熱保持温度１０５０
℃、焼鈍Ｎパターン（Ｈ１；１０００℃，Ｈ２；８００
℃）のときの製品特性を示す。
℃、焼鈍Ｎパターン（Ｈ１；１０００℃，Ｈ２；８００
℃）のときの製品特性を示す。
熱延時の圧下率２０チ／パス以上でＴ値が向上しりジン
クが改善されることがわかる。第２表に本発明法による
特性を従来法と比較して示すが、いずれの場合も本発明
法の方がより特性的に優れている。
クが改善されることがわかる。第２表に本発明法による
特性を従来法と比較して示すが、いずれの場合も本発明
法の方がより特性的に優れている。
実施例 ２
第３表の鋼を溶製し、ＣＣによって、ＣＣスラブとした
。
。
このときの等軸晶率〉５０％を目標として鋳込んだ。こ
れを１０００，１０５０，１１００，１１５０，１１８
０、および１２２０５Ｃに加熱保持し、熱間圧延におい
て、圧下率を１０％／パスゆから最高４０％／パスまで
で圧下し、仕上温度８００℃で４．０ｍｍ熱延板とし冷
却した。しかるのち実施例１と同様のＮおよびＳパター
ンにより連続焼鈍した。このようにして焼鈍された鋼板
を冷間圧延一焼鈍により、０．７ｍｍ厚さの製品とした
。これらの材質特性の代表例を第４表に示す。
れを１０００，１０５０，１１００，１１５０，１１８
０、および１２２０５Ｃに加熱保持し、熱間圧延におい
て、圧下率を１０％／パスゆから最高４０％／パスまで
で圧下し、仕上温度８００℃で４．０ｍｍ熱延板とし冷
却した。しかるのち実施例１と同様のＮおよびＳパター
ンにより連続焼鈍した。このようにして焼鈍された鋼板
を冷間圧延一焼鈍により、０．７ｍｍ厚さの製品とした
。これらの材質特性の代表例を第４表に示す。
本発明例はいずれも従来例に比してｒ値が向上し、りジ
ンクが低減しており、深絞り性にすぐれていることがわ
かる。第５図は供試材Ａ５及び７を熱延圧下率最高３５
％／パスで行い、焼鈍Ｎパターンとした材質特性を示す
。
ンクが低減しており、深絞り性にすぐれていることがわ
かる。第５図は供試材Ａ５及び７を熱延圧下率最高３５
％／パスで行い、焼鈍Ｎパターンとした材質特性を示す
。
これによると、熱間圧延時のスラブ加熱保持温度は１２
００゜Ｃ以下が好ましく、これ以上では、ｒ値りジンク
ともに劣化する。
００゜Ｃ以下が好ましく、これ以上では、ｒ値りジンク
ともに劣化する。
第６図は供試材／１６６及び８のスラブ加熱保持温度１
０５０゜Ｃ、焼鈍Ｓパターンとした材質特性を示す。
０５０゜Ｃ、焼鈍Ｓパターンとした材質特性を示す。
熱間圧延時の圧下率は２０％／パス以上が適正であった
。
。
以上述べたごとく、本発明に従えば、従来の製造方法と
同等もしくはそれ以上の深絞り性、りジンク性を有する
フエライト系ステンレス鋼板が提供されるものであり、
ボックス焼鈍の他に、連続焼鈍工程も可能であると同時
に、１回冷延もしくは２回冷延のいずれでも製造しうる
特徴をもっており、産業界への貢献するところが極めて
太きい。
同等もしくはそれ以上の深絞り性、りジンク性を有する
フエライト系ステンレス鋼板が提供されるものであり、
ボックス焼鈍の他に、連続焼鈍工程も可能であると同時
に、１回冷延もしくは２回冷延のいずれでも製造しうる
特徴をもっており、産業界への貢献するところが極めて
太きい。
第１図は本発明における適正熱延条件を示す模式図、第
２図は熱延板焼鈍方法を示す模式図、第３図〜第６図は
製造条件と製品特性の関係を示す図である。
２図は熱延板焼鈍方法を示す模式図、第３図〜第６図は
製造条件と製品特性の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ；０．１０％以下、Ｓｉ；１．０％以下、Ｍｎ；
１．０％以下、Ｃｒ；１５〜２０％、Ａｌ；０．０１〜
０．２％、Ｎ；０．０２５％以下、その他不可避不純物
及び鉄からなるフェライト系ステンレス鋼のスラブを、
９００℃〜１２００℃の温度で加熱保持後２０％／パス
以上の圧下を１パス以上行う熱間圧延を行った後、８０
０℃〜１１００℃の温度に加熱し、７００℃〜９００℃
の温度まで１５℃／秒以下の冷却速度で冷却し、その後
急冷する連続焼鈍を行い、ついで製品板厚まで冷延と焼
鈍を組合せて製造することを特徴とするリジング及びプ
レス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼冷延薄鋼
板の製造方法。 ２ Ｃ；０．１０％以下、Ｓｉ；１．０％以下、Ｍｎ；
１．０％以下、Ｃｒ；１５〜２０％、Ａｌ；０．００５
〜０．２％、Ｎ；０．０２５％以下、Ｔｉ；０．００５
〜０．６％、Ｂ；２〜３０ｐｐｍ、その他不可避不純物
及び鉄からなるフェライト系ステンレス鋼のスラブを、
９００℃〜１２００℃の温度で加熱保持後２０％／パス
以上の圧下を１パス以上行う熱間圧延を行った後、８０
０℃〜１１００℃の温度に加熱し、７００℃〜９００℃
の温度まで１５℃／秒以下の冷却速度で冷却し、その後
急冷する連続焼鈍を行い、ついで製品板厚まで冷延と焼
鈍を組合せて製造することを特徴とするリジング及びプ
レス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼冷延薄鋼
板の製造方法。 ３ 熱延板をボックス焼鈍することを特徴とする特許請
求の範囲第１項又は第２項のリジング及びプレス成形性
に優れたフェライト系ステンレス鋼冷延薄鋼板の製造方
法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55146377A JPS5943977B2 (ja) | 1980-10-21 | 1980-10-21 | リジング及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼冷延薄鋼板の製造方法 |
| EP81108519A EP0050356B2 (en) | 1980-10-21 | 1981-10-19 | Method for producing ferritic stainless steel sheets or strips containing aluminum |
| US06/312,848 US4515644A (en) | 1980-10-21 | 1981-10-19 | Method for producing ferritic stainless steel sheets or strips containing aluminum |
| DE8181108519T DE3173731D1 (en) | 1980-10-21 | 1981-10-19 | Method for producing ferritic stainless steel sheets or strips containing aluminum |
| MX189705A MX156648A (es) | 1980-10-21 | 1981-10-19 | Metodo mejorado para producir laminas o tiras de ferritico inoxidable |
| BR8106768A BR8106768A (pt) | 1980-10-21 | 1981-10-20 | Processo para a producao de chapas ou tiras de aco inoxidavel ferritico |
| ES506373A ES8206654A1 (es) | 1980-10-21 | 1981-10-20 | Procedimiento para producir chapa o banda de acero inoxida- ble ferritico |
| KR1019810003997A KR860000651B1 (ko) | 1980-10-21 | 1981-10-21 | 알루미늄을 함유하는 페라이트 스테인레스 강판 또는 스트립을 제조하기 위한 방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55146377A JPS5943977B2 (ja) | 1980-10-21 | 1980-10-21 | リジング及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼冷延薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5770229A JPS5770229A (en) | 1982-04-30 |
| JPS5943977B2 true JPS5943977B2 (ja) | 1984-10-25 |
Family
ID=15406330
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55146377A Expired JPS5943977B2 (ja) | 1980-10-21 | 1980-10-21 | リジング及びプレス成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼冷延薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5943977B2 (ja) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50122414A (ja) * | 1974-03-07 | 1975-09-26 | ||
| JPS5144888A (ja) * | 1974-10-15 | 1976-04-16 | Sharp Kk |
-
1980
- 1980-10-21 JP JP55146377A patent/JPS5943977B2/ja not_active Expired
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50122414A (ja) * | 1974-03-07 | 1975-09-26 | ||
| JPS5144888A (ja) * | 1974-10-15 | 1976-04-16 | Sharp Kk |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5770229A (en) | 1982-04-30 |
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