JPS59576B2 - 加工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄鋼板の製造法 - Google Patents
加工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄鋼板の製造法Info
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- JPS59576B2 JPS59576B2 JP55108813A JP10881380A JPS59576B2 JP S59576 B2 JPS59576 B2 JP S59576B2 JP 55108813 A JP55108813 A JP 55108813A JP 10881380 A JP10881380 A JP 10881380A JP S59576 B2 JPS59576 B2 JP S59576B2
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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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、フェライト系ステンレス薄鋼板の製造方法、
特に、製造工程を簡略化しうる加工性のすぐれたフェラ
イト系ステンレス薄鋼板の製造方法に関するものである
。
特に、製造工程を簡略化しうる加工性のすぐれたフェラ
イト系ステンレス薄鋼板の製造方法に関するものである
。
従来、フェライト系ステンレス薄鋼板（ＳＵＳ４３０）
は熱間圧延鋼帯を８００〜８５０℃で２時間以上の長時
間の箱焼鈍又は、９００〜１１００℃の温度範囲の短時
間の連続焼鈍を行ったのち、冷間圧延し、最終焼鈍を行
う方法によって製造されている。
は熱間圧延鋼帯を８００〜８５０℃で２時間以上の長時
間の箱焼鈍又は、９００〜１１００℃の温度範囲の短時
間の連続焼鈍を行ったのち、冷間圧延し、最終焼鈍を行
う方法によって製造されている。
熱延板焼鈍の技術的な意味は（１）成形に際して発生す
るりジンクを軽減する、（２）深絞り性を向上させる、
深絞り性の指標としては通常Ｔ値で代表され、Ｔ値は１
３０以上高い方がよい、（３）冷延性を向上させる、熱
延のままでは硬いため、冷延性が悪い、の３点にある。
本発明は、フェライト系ステンレス薄鋼板の製造にあた
り従来不可欠とされたこの熱延板焼鈍を省略する技術を
多量のｋｌを添加すること及び熱間圧延方法を制御する
ことで可能なことを発見したことにより完成されたもの
である。
るりジンクを軽減する、（２）深絞り性を向上させる、
深絞り性の指標としては通常Ｔ値で代表され、Ｔ値は１
３０以上高い方がよい、（３）冷延性を向上させる、熱
延のままでは硬いため、冷延性が悪い、の３点にある。
本発明は、フェライト系ステンレス薄鋼板の製造にあた
り従来不可欠とされたこの熱延板焼鈍を省略する技術を
多量のｋｌを添加すること及び熱間圧延方法を制御する
ことで可能なことを発見したことにより完成されたもの
である。
まず現在行われている熱延板焼鈍の冶金的意義について
説明する。
説明する。
熱延板焼鈍を箱焼鈍で行う場合の冶金的意義は、１）熱
間圧延中ｌこ形成された＜１１０＞／／ ＲＤ集合組織
を再結晶化させることで最終製品のりジンク及び深絞り
性を向上させる、２）熱間圧延中のγ相から形成された
硬い相をフェライト＋炭化物に完全に分離し、冷延性と
最終製品の深絞り性を向上させる、の２点（こある。
間圧延中ｌこ形成された＜１１０＞／／ ＲＤ集合組織
を再結晶化させることで最終製品のりジンク及び深絞り
性を向上させる、２）熱間圧延中のγ相から形成された
硬い相をフェライト＋炭化物に完全に分離し、冷延性と
最終製品の深絞り性を向上させる、の２点（こある。
他方連続焼鈍の冶金的意義は、前記１）の場合の如く再
結晶させることにあるのは箱焼鈍と同一であるが、連続
焼鈍の場合は圧延終了後に存在する硬い相は、フェライ
ト＋炭化物に完全には分離せず一部は熱延直後の組織と
は若干異なった硬い相として連続焼鈍後も、フェライト
マトリックス中に存在し、この硬い相が冷間圧延工程に
おけるすベー変形機構に変化を与え再結晶しｌこくい■
１１０■／／ＲＤ集合組織を最終焼鈍工程において再
結晶させやすくし、リジングを向上させる役割も存在す
る。しかしこのような硬い相があるため、深絞り性に優
利な（１１１）面の発達が不十分であり、箱焼鈍した場
合と比べて、に値が劣るという欠点がある。以上の知見
から熱延板焼鈍も箱焼鈍方式とじて製品を製潰した場合
は、絞り性は連続焼鈍方式と比べて良好であるが、りジ
ンク特性が若干劣るという欠点があり、他方熱延板焼鈍
を連続焼鈍方式とした場合は、りジンク特性は箱焼鈍方
式と比べて良好、ｒ値が若干劣るという欠点がある。
結晶させることにあるのは箱焼鈍と同一であるが、連続
焼鈍の場合は圧延終了後に存在する硬い相は、フェライ
ト＋炭化物に完全には分離せず一部は熱延直後の組織と
は若干異なった硬い相として連続焼鈍後も、フェライト
マトリックス中に存在し、この硬い相が冷間圧延工程に
おけるすベー変形機構に変化を与え再結晶しｌこくい■
１１０■／／ＲＤ集合組織を最終焼鈍工程において再
結晶させやすくし、リジングを向上させる役割も存在す
る。しかしこのような硬い相があるため、深絞り性に優
利な（１１１）面の発達が不十分であり、箱焼鈍した場
合と比べて、に値が劣るという欠点がある。以上の知見
から熱延板焼鈍も箱焼鈍方式とじて製品を製潰した場合
は、絞り性は連続焼鈍方式と比べて良好であるが、りジ
ンク特性が若干劣るという欠点があり、他方熱延板焼鈍
を連続焼鈍方式とした場合は、りジンク特性は箱焼鈍方
式と比べて良好、ｒ値が若干劣るという欠点がある。
本発明者は、熱延板焼鈍におけるこれらの欠点を一挙に
解決し、且つ従来不可欠とされていたこの熱延板焼鈍工
程を省略する方策を見い出したものである。ますＡｌを
多量添加した理由について説明する。
解決し、且つ従来不可欠とされていたこの熱延板焼鈍工
程を省略する方策を見い出したものである。ますＡｌを
多量添加した理由について説明する。
ＡＡを添加した理由は４点ある。第１点は冷延性の向上
にある。即ち冷延特性としての冷延前の素材の硬さであ
るが、最近の冷延枝術の進歩により、熱延ままで硬度が
高い場合も容易に圧延出来るが、第１図に示す如＜ Ｓ
ＯＡ．６Ｊを０．０ｓ％以上添加することにより、熱延
板焼鈍を行った場合と同等に軟化出来ることがわかる。
にある。即ち冷延特性としての冷延前の素材の硬さであ
るが、最近の冷延枝術の進歩により、熱延ままで硬度が
高い場合も容易に圧延出来るが、第１図に示す如＜ Ｓ
ＯＡ．６Ｊを０．０ｓ％以上添加することにより、熱延
板焼鈍を行った場合と同等に軟化出来ることがわかる。
ＳＯｌＡｌの上限を０．５％としたのは、これ以上の添
加を行っても効果がみられないからである。Ａ７を添加
することで熱延板のままで軟化している理由については
、こう考えている。Ａｌを添加することによりＡ３変態
温度を上昇し、γ租→α相＋炭化物への分解が熱延工程
で促進され、熱延板焼鈍の冶金的意義の第２点であるγ
相→フエライト＋炭化物の分離が促進され、熱延後にマ
ルテンサイトの如き硬い相が少ないためと推定している
。Ａ７添加の理由の第２点は絞り性の向上にある。
加を行っても効果がみられないからである。Ａ７を添加
することで熱延板のままで軟化している理由については
、こう考えている。Ａｌを添加することによりＡ３変態
温度を上昇し、γ租→α相＋炭化物への分解が熱延工程
で促進され、熱延板焼鈍の冶金的意義の第２点であるγ
相→フエライト＋炭化物の分離が促進され、熱延後にマ
ルテンサイトの如き硬い相が少ないためと推定している
。Ａ７添加の理由の第２点は絞り性の向上にある。
ＡＡを０．０ｓ％以上含有している場合は、熱延後にマ
ルテンサイトの如き硬い相が少なくなる。このような硬
い相を多量に含んだまま冷延を行った場合は、冷延しに
くいばかりでなぐ冷延集合組織、冷延後の再結晶集合組
織のいづれもランダム化し、絞り性に有利な｛１１１｝
面の発達が不十分となり、絞り性が劣化する。しかしな
がら本発明の如くＡｌを０．０８ｆ０以上含んでいる場
合には、熱延ままの状態で硬い相が少なく、熱延板焼鈍
なしでも、絞り性に有利な｛１１１｝面の発達が促進さ
れ、絞り性が向上する。絞り性を一層向上させるために
、熱延終了後の銅帯中にＡｌＮを析出させることが必要
である。ｌ’ＪＮの析出量はスラブ加熱温度、熱延温度
、素材のＣ，Ｎ等によっても異なるが、例えばスラブカ
ロ熱温度１１００’Ｃ、ＣＯ．Ｏ５％、ＮｌＯＯｐｐｍ
で０．０８％以上のＡＡ添加があれば、本発明の対象鋼
種であるフエライ系ステンレスｔこおいてはＮａｓＡ７
Ｎとして約３０ｐｐｍ以上の析出が可能であり、Ｎａｓ
ＡｌＮが冷延前に３０ｐｐｍ以上の析出があれば深絞り
性が著しく向上するからである。Ａｌ添加の理由の第３
点は、熱延板を酸洗する場合に発生する粒界腐食を防止
することにある。
ルテンサイトの如き硬い相が少なくなる。このような硬
い相を多量に含んだまま冷延を行った場合は、冷延しに
くいばかりでなぐ冷延集合組織、冷延後の再結晶集合組
織のいづれもランダム化し、絞り性に有利な｛１１１｝
面の発達が不十分となり、絞り性が劣化する。しかしな
がら本発明の如くＡｌを０．０８ｆ０以上含んでいる場
合には、熱延ままの状態で硬い相が少なく、熱延板焼鈍
なしでも、絞り性に有利な｛１１１｝面の発達が促進さ
れ、絞り性が向上する。絞り性を一層向上させるために
、熱延終了後の銅帯中にＡｌＮを析出させることが必要
である。ｌ’ＪＮの析出量はスラブ加熱温度、熱延温度
、素材のＣ，Ｎ等によっても異なるが、例えばスラブカ
ロ熱温度１１００’Ｃ、ＣＯ．Ｏ５％、ＮｌＯＯｐｐｍ
で０．０８％以上のＡＡ添加があれば、本発明の対象鋼
種であるフエライ系ステンレスｔこおいてはＮａｓＡ７
Ｎとして約３０ｐｐｍ以上の析出が可能であり、Ｎａｓ
ＡｌＮが冷延前に３０ｐｐｍ以上の析出があれば深絞り
性が著しく向上するからである。Ａｌ添加の理由の第３
点は、熱延板を酸洗する場合に発生する粒界腐食を防止
することにある。
本発明の対象鋼でｋｌを含有していない通常の４３０鋼
においては、熱延板焼鈍を行わないで酸洗する場合には
粒界部分が腐食されやすくなり、冷延時の疵や、冷延焼
鈍後｝こいわゆるきらきら疵と呼ばれる表面欠陥を生じ
やすい。しかしながら本発明の如＜ＡＡを０．０ｓ％以
上添力曝せるとこのような欠陥が生じない。このような
表面欠陥は通常冷延後や冷延焼鈍後の鋼板の表面を観察
することにより見い出されるが、熱延板のままの状態で
ＨｕｅｙＴｅｓｔ法による腐食減量を測定することによ
り、冷延、焼鈍後に表面欠陥が生じるか否かの判定が可
能である。即ちＨｕｅｙＴｅｓｔの減量で２９／Ｒｎ：
以下であれば表面欠陥が生じない。第２図はスラブ加熱
温度を１０００〜１２００℃と変えて熱延した熱延板の
ＨｕｅｙＴｅｓｔによる粒界腐食減量の調査結果の一例
であるが、図中ＡはＡ７Ｏ．ｌ５％含有する４３０熱延
板（本発明鋼）の場合を、ＢはＡＡＯ．Ｏ２係以下の４
３０熱延板（従来鋼）の場合を夫々示している。この結
果、スラブ加熱温度に関係なく、本発明鋼Ａでは粒界腐
食減量が少なく冷延、焼鈍後の表面欠陥が生じないこと
がわかる（捲取温度６５０℃）。第３図は熱延後の捲取
温度と熱延板のＨｕｅｙＴｅｓｔによる腐食減量の関係
を示したもので、従来鋼Ｂにおいては、特に捲取温度が
低い程腐食減量が増し、冷延、焼鈍後に表面欠陥が生じ
ることがわかるが、本発明鋼Ａにおいては、捲取温度を
低温としても腐食減量が少く冷延、焼鈍後の表面欠陥は
先しないことがわかる（スラブ加熱温度１１００先Ｃ）
Ａｌ添加の理由の第４点は、製品の機械的性質特に降伏
点を下け、降伏点伸びを減少させることにある。第４図
Ａ，Ｂは本発明鋼Ａと従来鋼Ｂをスラブ加熱温度１００
０〜１２００℃と変化させて、本発明の方法で熱延後、
熱延板焼鈍することなぐ冷延して焼鈍した材料の機械的
性質即ち、降伏点（（Ａ）図）、降伏点伸び（（Ｂ）図
）を示したもので、本発明鋼Ａでは降伏点が低く、降伏
点伸びが少ないことがわかる。従来鋼Ｂの場合は、スラ
ブ加熱温度でも異なり第４図Ａに示す如（４０ｋｇ／Ｒ
ｎ：程度の高降伏点を示すため、スキンパス圧延でのウ
エット圧延ではスキンパス圧下率は１．５％以上必要と
なり、伸びが減少する等の問題が生じるので、スキンパ
ス圧下率を減らす為、例えばドライ圧延とウエット圧延
の２回のスキンパスをかける必要が生じる。本発明鋼Ａ
ではウエット圧延の場合０．６〜０．７％程度の圧下率
でスキンパス圧延すればよい。又図から明かな如く、従
来鋼Ｂにおいては、伸びが少ない等の欠陥もある。本発
明の効果をより効果的（こ発揮させるには、Ｃ量につい
ても重要であり、Ｃは硬い相形成のために００３％以上
含有することが望ましい。
においては、熱延板焼鈍を行わないで酸洗する場合には
粒界部分が腐食されやすくなり、冷延時の疵や、冷延焼
鈍後｝こいわゆるきらきら疵と呼ばれる表面欠陥を生じ
やすい。しかしながら本発明の如＜ＡＡを０．０ｓ％以
上添力曝せるとこのような欠陥が生じない。このような
表面欠陥は通常冷延後や冷延焼鈍後の鋼板の表面を観察
することにより見い出されるが、熱延板のままの状態で
ＨｕｅｙＴｅｓｔ法による腐食減量を測定することによ
り、冷延、焼鈍後に表面欠陥が生じるか否かの判定が可
能である。即ちＨｕｅｙＴｅｓｔの減量で２９／Ｒｎ：
以下であれば表面欠陥が生じない。第２図はスラブ加熱
温度を１０００〜１２００℃と変えて熱延した熱延板の
ＨｕｅｙＴｅｓｔによる粒界腐食減量の調査結果の一例
であるが、図中ＡはＡ７Ｏ．ｌ５％含有する４３０熱延
板（本発明鋼）の場合を、ＢはＡＡＯ．Ｏ２係以下の４
３０熱延板（従来鋼）の場合を夫々示している。この結
果、スラブ加熱温度に関係なく、本発明鋼Ａでは粒界腐
食減量が少なく冷延、焼鈍後の表面欠陥が生じないこと
がわかる（捲取温度６５０℃）。第３図は熱延後の捲取
温度と熱延板のＨｕｅｙＴｅｓｔによる腐食減量の関係
を示したもので、従来鋼Ｂにおいては、特に捲取温度が
低い程腐食減量が増し、冷延、焼鈍後に表面欠陥が生じ
ることがわかるが、本発明鋼Ａにおいては、捲取温度を
低温としても腐食減量が少く冷延、焼鈍後の表面欠陥は
先しないことがわかる（スラブ加熱温度１１００先Ｃ）
Ａｌ添加の理由の第４点は、製品の機械的性質特に降伏
点を下け、降伏点伸びを減少させることにある。第４図
Ａ，Ｂは本発明鋼Ａと従来鋼Ｂをスラブ加熱温度１００
０〜１２００℃と変化させて、本発明の方法で熱延後、
熱延板焼鈍することなぐ冷延して焼鈍した材料の機械的
性質即ち、降伏点（（Ａ）図）、降伏点伸び（（Ｂ）図
）を示したもので、本発明鋼Ａでは降伏点が低く、降伏
点伸びが少ないことがわかる。従来鋼Ｂの場合は、スラ
ブ加熱温度でも異なり第４図Ａに示す如（４０ｋｇ／Ｒ
ｎ：程度の高降伏点を示すため、スキンパス圧延でのウ
エット圧延ではスキンパス圧下率は１．５％以上必要と
なり、伸びが減少する等の問題が生じるので、スキンパ
ス圧下率を減らす為、例えばドライ圧延とウエット圧延
の２回のスキンパスをかける必要が生じる。本発明鋼Ａ
ではウエット圧延の場合０．６〜０．７％程度の圧下率
でスキンパス圧延すればよい。又図から明かな如く、従
来鋼Ｂにおいては、伸びが少ない等の欠陥もある。本発
明の効果をより効果的（こ発揮させるには、Ｃ量につい
ても重要であり、Ｃは硬い相形成のために００３％以上
含有することが望ましい。
又Ｃ量が０．１係を超えると、本発明の如＜ｋｌ添加を
行なっても冷延性が低下するのでＣは０．１０；ｂ以下
とする必要がある。次に熱間圧延条件を規制した理由は
熱延板焼鈍なしでもりジンクを向．上させるためである
。
行なっても冷延性が低下するのでＣは０．１０；ｂ以下
とする必要がある。次に熱間圧延条件を規制した理由は
熱延板焼鈍なしでもりジンクを向．上させるためである
。
本発明者は、熱間圧延中における再結晶挙動と、製品の
りジンクの関係について次の知見を得た。即ち熱間圧延
温度９００〜１１５０゜Ｃ１好ましくは１０００〜１１
００℃の温度範囲で、累積圧下率８０％以上、好ましく
は９０係以上でかつ１パスの圧下率は少なくとも３５係
以上を含むような条件で粗工程で熱間圧延された場合に
、熱延板焼鈍なしの工程ですぐれたりジンク特性が得ら
れることを見い出した。その理由は、第５図に示す如く
、９００〜１１５０℃の温度範囲で１パスの圧下率８０
係以上の圧延を行うことで熱間圧延中に再結晶し、組織
が微細化するからであり、第６図に示す如く、複数パス
にわけて熱間圧延を行った場合は、再結晶しにくくなる
が、累積圧下率が高くなる程再結晶しやすくなる傾向が
あり、９０％以上の累積圧下を与えることで、ほぼ１０
０％再結晶させることが可能となるためと思われる。
りジンクの関係について次の知見を得た。即ち熱間圧延
温度９００〜１１５０゜Ｃ１好ましくは１０００〜１１
００℃の温度範囲で、累積圧下率８０％以上、好ましく
は９０係以上でかつ１パスの圧下率は少なくとも３５係
以上を含むような条件で粗工程で熱間圧延された場合に
、熱延板焼鈍なしの工程ですぐれたりジンク特性が得ら
れることを見い出した。その理由は、第５図に示す如く
、９００〜１１５０℃の温度範囲で１パスの圧下率８０
係以上の圧延を行うことで熱間圧延中に再結晶し、組織
が微細化するからであり、第６図に示す如く、複数パス
にわけて熱間圧延を行った場合は、再結晶しにくくなる
が、累積圧下率が高くなる程再結晶しやすくなる傾向が
あり、９０％以上の累積圧下を与えることで、ほぼ１０
０％再結晶させることが可能となるためと思われる。
又累積圧下率が８０％以上の場合も、 I パスの圧下率
は少なくとも３５係以上を累積圧延の後段にもたらすよ
うな圧延を行うと、より再結晶が促進され、熱延板焼鈍
なしの工程ですぐれたりジンク特性が得られた。又同じ
よう１こ再結晶する場合、低温で熱延する程、熱延中の
再結晶粒が細かくなり、りジンク特性がより向上した。
熱延温度９００’Ｃ以下の鴨合は再結晶が不充分であり
、１１５０℃以上の場合は、再結晶は充分行われても再
結晶後の結晶粒が大きく、りジンク特性は悪いため不適
当である。なお、上記の粗圧延工程での累積・圧下率は
高い程良いが、通常の熱間圧延におけるスラブ厚み及び
粗圧延後の厚みから、累積圧下率の上限は約９７係であ
り、これ以上の圧下率をとることは熱間圧延機の設備能
力等からみて不可能である。
は少なくとも３５係以上を累積圧延の後段にもたらすよ
うな圧延を行うと、より再結晶が促進され、熱延板焼鈍
なしの工程ですぐれたりジンク特性が得られた。又同じ
よう１こ再結晶する場合、低温で熱延する程、熱延中の
再結晶粒が細かくなり、りジンク特性がより向上した。
熱延温度９００’Ｃ以下の鴨合は再結晶が不充分であり
、１１５０℃以上の場合は、再結晶は充分行われても再
結晶後の結晶粒が大きく、りジンク特性は悪いため不適
当である。なお、上記の粗圧延工程での累積・圧下率は
高い程良いが、通常の熱間圧延におけるスラブ厚み及び
粗圧延後の厚みから、累積圧下率の上限は約９７係であ
り、これ以上の圧下率をとることは熱間圧延機の設備能
力等からみて不可能である。
本発明の熱間圧延条件の考え方を、実験用の圧延機で、
熱間圧延した実験結果に基づいて更に詳細に説明する。
スラブ加熱温度と、熱間圧延温度の効果を分離するため
、表１に示す成分からなる厚さ１８０ｍｍノ連鋳スラブ
ガラ、２５１ｒＬｒＩｔｔＸ７Ｑ”” ＸｌＯＯ”’（
７）試片を切り出し、１３５０℃の温度に３０分加熱し
、ついで試片を大気中に引出し、材料温度（板厚中心部
）が１２５０゜Ｃから８５０料Ｃの各温度に達した時点
で→１５１→９１ｎ１→５７２→３．７に０の４パス熱
延を行った。
熱間圧延した実験結果に基づいて更に詳細に説明する。
スラブ加熱温度と、熱間圧延温度の効果を分離するため
、表１に示す成分からなる厚さ１８０ｍｍノ連鋳スラブ
ガラ、２５１ｒＬｒＩｔｔＸ７Ｑ”” ＸｌＯＯ”’（
７）試片を切り出し、１３５０℃の温度に３０分加熱し
、ついで試片を大気中に引出し、材料温度（板厚中心部
）が１２５０゜Ｃから８５０料Ｃの各温度に達した時点
で→１５１→９１ｎ１→５７２→３．７に０の４パス熱
延を行った。
累積圧下率８０％（３パス後、板厚５ｍｒｎ）となった
時の材料温度を熱延開始温度との関係を第７図ａに示し
たが、図で点線で示した熱延開始温度範囲１１５０〜１
０２５℃で熱延開始した場合が、累積圧下率８０係後も
９００℃以上の温度となり、本発明の熱延条件範囲を満
足していた。こうして試作した熱延板を次の２通りの冷
延工程により、０７ｍｍの薄板製品とした。工程 １（
本発明の工程）？ｅ間圧延（ ３．７”−）０．７”）
→連続焼鈍（ ８３０℃×２分）工程 ２（比較工程） 箱焼鈍（８５０工Ｃ×６ｈｒ）→冷間圧延（ ３．７ｍ
ｍ→０．７７ｎｒｆ′）→連続焼鈍（８３０℃×２分）
第７図ｂに示した如く、熱間圧延温度９００゜Ｃから１
１５０゜Ｃの範囲で累積圧下率８０係の熱間圧延した場
合が、従来の熱延板焼鈍工程と、同等又はそれ以上の良
好なりジンク特性が得られた。
時の材料温度を熱延開始温度との関係を第７図ａに示し
たが、図で点線で示した熱延開始温度範囲１１５０〜１
０２５℃で熱延開始した場合が、累積圧下率８０係後も
９００℃以上の温度となり、本発明の熱延条件範囲を満
足していた。こうして試作した熱延板を次の２通りの冷
延工程により、０７ｍｍの薄板製品とした。工程 １（
本発明の工程）？ｅ間圧延（ ３．７”−）０．７”）
→連続焼鈍（ ８３０℃×２分）工程 ２（比較工程） 箱焼鈍（８５０工Ｃ×６ｈｒ）→冷間圧延（ ３．７ｍ
ｍ→０．７７ｎｒｆ′）→連続焼鈍（８３０℃×２分）
第７図ｂに示した如く、熱間圧延温度９００゜Ｃから１
１５０゜Ｃの範囲で累積圧下率８０係の熱間圧延した場
合が、従来の熱延板焼鈍工程と、同等又はそれ以上の良
好なりジンク特性が得られた。
尚りジンク特性は、圧延方向に切り出したＪＩ８５号試
験片に１６係の引張歪を与えた時の表面あらさにより評
価した。表１ 供試材の化学成分 （係） ＣＳｉＭｎＣｒＮＳＯｌＡＡ’ ０．０５６０．３５０．４５１６．５１０．０１１００
．０６７次にｒ値と強い相関のあるＡｌＮについて更に
詳しく説明する。
験片に１６係の引張歪を与えた時の表面あらさにより評
価した。表１ 供試材の化学成分 （係） ＣＳｉＭｎＣｒＮＳＯｌＡＡ’ ０．０５６０．３５０．４５１６．５１０．０１１００
．０６７次にｒ値と強い相関のあるＡｌＮについて更に
詳しく説明する。
本発明工程における７値は、前述の如く熱延されたまま
の熱延板のＡｌＮの析出量と密接な関係がありＮａｓＡ
ｌＮが高い程７値が高くなる。
の熱延板のＡｌＮの析出量と密接な関係がありＮａｓＡ
ｌＮが高い程７値が高くなる。
例えば、熱延板のＮａｓＡｌＮで３０ｐｐｍで下値１．
０、５０ｐｐｍで１．２０、６５ｐｐｍで１．４０等で
ある。熱延板焼鈍を行う工程についても、ｌを含む熱延
板を焼鈍することによりＫｌＮを析出させると７値の向
上はみられるが、この場合４５さ傾いた方向のｒ値が最
も低くなるのに対し本発明の７値は、圧延方向から４５
な傾いた方向のｒ値が最も高くなりｒ値向上のメカニズ
ムが全く異なっている。熱延されたままの熱延板でＡｌ
Ｎが析出している状態にする方法としては、熱間圧延開
始前の状態ですでに析出させておくか、熱間圧延中又は
熱間圧延終了後捲取工程いづれで析出させても良い。Ａ
ｌＮの析出量は、Ａｌ，Ｎ，Ｃの量によっても異なり、
例えばスラブ加熱温度を１１００゜Ｃと限定した場合、
Ｎ；７０〜１５０ｐｐｍ１Ｃ：０．０４〜０．０７係で
Ａｌを０．０８係以上とすれば、スラブ加熱の段階でＮ
ａｓＭＮとして３０ｐｐｍ以上の析出量確保が可能であ
る。スラブ加熱温度が１２０００Ｃの場合ＡｌＮはほぼ
完全に固溶するので熱間圧延開始前に析出させるために
はスラブ加熱温度は１２００℃以下が望ましい。熱間圧
延開始前に析出しない場合は熱間圧延中に析出させるこ
とも可能である。
０、５０ｐｐｍで１．２０、６５ｐｐｍで１．４０等で
ある。熱延板焼鈍を行う工程についても、ｌを含む熱延
板を焼鈍することによりＫｌＮを析出させると７値の向
上はみられるが、この場合４５さ傾いた方向のｒ値が最
も低くなるのに対し本発明の７値は、圧延方向から４５
な傾いた方向のｒ値が最も高くなりｒ値向上のメカニズ
ムが全く異なっている。熱延されたままの熱延板でＡｌ
Ｎが析出している状態にする方法としては、熱間圧延開
始前の状態ですでに析出させておくか、熱間圧延中又は
熱間圧延終了後捲取工程いづれで析出させても良い。Ａ
ｌＮの析出量は、Ａｌ，Ｎ，Ｃの量によっても異なり、
例えばスラブ加熱温度を１１００゜Ｃと限定した場合、
Ｎ；７０〜１５０ｐｐｍ１Ｃ：０．０４〜０．０７係で
Ａｌを０．０８係以上とすれば、スラブ加熱の段階でＮ
ａｓＭＮとして３０ｐｐｍ以上の析出量確保が可能であ
る。スラブ加熱温度が１２０００Ｃの場合ＡｌＮはほぼ
完全に固溶するので熱間圧延開始前に析出させるために
はスラブ加熱温度は１２００℃以下が望ましい。熱間圧
延開始前に析出しない場合は熱間圧延中に析出させるこ
とも可能である。
粗圧延機と仕上圧延機とからなる連続熱間圧延機で熱延
する場合、仕上熱延は数１０秒で終了するので仕上熱延
中の析出は時間が短かく困難であるが、粗圧延工程及び
、粗圧延から仕上圧延を行う間にデイレ一することによ
り析出させることも可能である。
する場合、仕上熱延は数１０秒で終了するので仕上熱延
中の析出は時間が短かく困難であるが、粗圧延工程及び
、粗圧延から仕上圧延を行う間にデイレ一することによ
り析出させることも可能である。
ＡｌＮの析出ノーズは８００こＣ附近にあるので、８０
０゜Ｃ以上の温度で捲取り、捲取後熱延板の温度が低下
しないよう保熱カバー等をかけることにより、捲取工程
で析出させることも出来る。いづれの方法によってＫｌ
Ｎを析出させる場合も、本発明に示した如くＡｌが０．
０ｓ％以上ない場合は、熱延ままの状態でＫｌＮを３０
ｐｐｍ以上とすることは困難である。
０゜Ｃ以上の温度で捲取り、捲取後熱延板の温度が低下
しないよう保熱カバー等をかけることにより、捲取工程
で析出させることも出来る。いづれの方法によってＫｌ
Ｎを析出させる場合も、本発明に示した如くＡｌが０．
０ｓ％以上ない場合は、熱延ままの状態でＫｌＮを３０
ｐｐｍ以上とすることは困難である。
本発明の適用鋼のＮ含有量はＮが最大１５０ｐｐｍ含ま
れているので、Ａｌ添加量を増したり、熱延条件を種々
コントロールしてもＮａｓＡＡＮの上限としては１５０
ｐｐｍが得られる。以下本発明を実施例に基いて詳細に
説明する。
れているので、Ａｌ添加量を増したり、熱延条件を種々
コントロールしてもＮａｓＡＡＮの上限としては１５０
ｐｐｍが得られる。以下本発明を実施例に基いて詳細に
説明する。
実施例 １スラブ加熱温度と、熱間圧延温度の効果を分
離するため、表２の０．１２１％Ａｌを含んだ成分から
なる厚さ２００１“の連鋳スラブを１３５０゜Ｃの温度
に３０分加熱し、１０裂→２２．２←３５←３５係→３
５係→３５％の６パスの粗圧延を行い、厚さ２５ｍｍの
粗バ一とした。
離するため、表２の０．１２１％Ａｌを含んだ成分から
なる厚さ２００１“の連鋳スラブを１３５０゜Ｃの温度
に３０分加熱し、１０裂→２２．２←３５←３５係→３
５係→３５％の６パスの粗圧延を行い、厚さ２５ｍｍの
粗バ一とした。
粗圧延温度は、粗圧延２パス直後の温度（２パス後の板
厚１４０”）１１４０のＣと、３パス直後の温度が１１
７０延Ｃ（３パス後の板厚９１１ｎ７ＩＬ）の２条件と
し、厚さ２５１″１まで圧延した時の温度はいづれも１
０８０゜Ｃになるように圧延した。２パス後１１５０℃
で圧延したものは本発明の粗圧延条件を満足（１１５０
〜１０８０゜Ｃの温度で累積圧下率８２、１係）したが
、３パス直後１１７０℃で圧延したものは本発明の条件
を満足していなかった（１１７０〜１０８０℃温度で累
積圧下率７２．８％）。
厚１４０”）１１４０のＣと、３パス直後の温度が１１
７０延Ｃ（３パス後の板厚９１１ｎ７ＩＬ）の２条件と
し、厚さ２５１″１まで圧延した時の温度はいづれも１
０８０゜Ｃになるように圧延した。２パス後１１５０℃
で圧延したものは本発明の粗圧延条件を満足（１１５０
〜１０８０゜Ｃの温度で累積圧下率８２、１係）したが
、３パス直後１１７０℃で圧延したものは本発明の条件
を満足していなかった（１１７０〜１０８０℃温度で累
積圧下率７２．８％）。
こうして粗圧延した材料を直ちに仕上圧延を行い、３．
７酊の熱延板とした。ついで熱延板焼鈍をすることなぐ
冷延し、厚さ０．７１１の薄板として、８４０Ｘ２ｍｉ
ｎの焼鈍を行った。本発明の熱延条件で熱間圧延したも
のはりジンク９μｍと良好であったが、比較条件で圧延
したものは、りジンク３０μｍと著しく悪かった。実施
例 ２ 表２に示す成分のＳＵＳ４３Ｏの２００″ｎ１厚スラブ
を１１０００Ｃで２時間加熱後直ちに３０係．３６係，
５２％，５５係（累積圧下率９５．５係）のパス・スケ
ジュールで４パスで２０１まで圧延した。
７酊の熱延板とした。ついで熱延板焼鈍をすることなぐ
冷延し、厚さ０．７１１の薄板として、８４０Ｘ２ｍｉ
ｎの焼鈍を行った。本発明の熱延条件で熱間圧延したも
のはりジンク９μｍと良好であったが、比較条件で圧延
したものは、りジンク３０μｍと著しく悪かった。実施
例 ２ 表２に示す成分のＳＵＳ４３Ｏの２００″ｎ１厚スラブ
を１１０００Ｃで２時間加熱後直ちに３０係．３６係，
５２％，５５係（累積圧下率９５．５係）のパス・スケ
ジュールで４パスで２０１まで圧延した。
２０１“まで圧延された時の材料温度は１０００゜Ｃで
あり本発明の熱延条件の望ましい範囲に入っていた。
あり本発明の熱延条件の望ましい範囲に入っていた。
次いで７パスの熱延を行い、３．７７Ｘ０の熱延板とし
た。熱延板のＡｌＮを分析した所、表２Ｉこ示す如く、
ＮａｓＭＮとして５〜６５ｐｐｍの範囲にあった。ＳＯ
ｌｌ’−１１約０．０８％以上の場合がＮａｓＡｌＮ３
Ｏｐｐｍ以上となっており、ＮａｓＡｌＮとＳＯｌＡｌ
とは、正の相関があった。このようにして作成した熱延
板を次の２通りの冷延工程により、０．７７ｆｔ″の薄
板製品を製造した。工程１（本発明の工程）冷間圧延（
３．７ｍｍ→０．ｉシ→連続焼鈍（８３００ＣＸ２分
）工程２（比較工程） 箱焼鈍（８５０℃Ｘ６ｈｒ）−）冷間圧延（ ３．７ｍ
ｍ→０．７１ジ→連続焼鈍（８３０℃×２分）第８図に
得られた製品の〒値と熱延板の時のＮａｓＡＡＮの関係
を示した。
た。熱延板のＡｌＮを分析した所、表２Ｉこ示す如く、
ＮａｓＭＮとして５〜６５ｐｐｍの範囲にあった。ＳＯ
ｌｌ’−１１約０．０８％以上の場合がＮａｓＡｌＮ３
Ｏｐｐｍ以上となっており、ＮａｓＡｌＮとＳＯｌＡｌ
とは、正の相関があった。このようにして作成した熱延
板を次の２通りの冷延工程により、０．７７ｆｔ″の薄
板製品を製造した。工程１（本発明の工程）冷間圧延（
３．７ｍｍ→０．ｉシ→連続焼鈍（８３００ＣＸ２分
）工程２（比較工程） 箱焼鈍（８５０℃Ｘ６ｈｒ）−）冷間圧延（ ３．７ｍ
ｍ→０．７１ジ→連続焼鈍（８３０℃×２分）第８図に
得られた製品の〒値と熱延板の時のＮａｓＡＡＮの関係
を示した。
図に示す如く、本発明の工程処置においてはＮａｓＡｌ
Ｎが３０ｐｐｍ以上でｒ値１．０以上、６５ｐｐｍ以上
で１．４０以上となった。比較工程で処理した場合のＴ
値は、熱延板のＮａｓＡｌＮの分析値との相関は明瞭で
なく、〒１．０〜１．３０の範囲にばらついていた。尚
本実験のＴ値は、圧延方向に対しては００，４５。，９
０験傾いた方向のｒ値を夫々ＲＯｌｒ４５ｊｒ９Ｏとし
、平均ｒ値〒一（ＲＯ＋２ｒ４５−＋−１−９０）／４
を求めｒ値としたものである。本発明の工程の場合はＲ
４５が最も高い値を示すのに対し、比較工程の場合はＲ
４５が最も低い値を示し、本発明工程と、比較工程では
ｒ値形成のメカニズムは異なる。実施例 ３多パス圧延
における、１パス圧下の圧下量の影響を調査するため、
表３に示した成分からなる厚さ２００”の連鋳スラブを
１１００’Ｃで２時間加熱後次の４種類の圧下配分で２
．５”“まで圧延した。
Ｎが３０ｐｐｍ以上でｒ値１．０以上、６５ｐｐｍ以上
で１．４０以上となった。比較工程で処理した場合のＴ
値は、熱延板のＮａｓＡｌＮの分析値との相関は明瞭で
なく、〒１．０〜１．３０の範囲にばらついていた。尚
本実験のＴ値は、圧延方向に対しては００，４５。，９
０験傾いた方向のｒ値を夫々ＲＯｌｒ４５ｊｒ９Ｏとし
、平均ｒ値〒一（ＲＯ＋２ｒ４５−＋−１−９０）／４
を求めｒ値としたものである。本発明の工程の場合はＲ
４５が最も高い値を示すのに対し、比較工程の場合はＲ
４５が最も低い値を示し、本発明工程と、比較工程では
ｒ値形成のメカニズムは異なる。実施例 ３多パス圧延
における、１パス圧下の圧下量の影響を調査するため、
表３に示した成分からなる厚さ２００”の連鋳スラブを
１１００’Ｃで２時間加熱後次の４種類の圧下配分で２
．５”“まで圧延した。
１）５パス熱延 ２０％→２７．７係→４０％→４０係
（累積圧下率８７、５係）２）６パス熱延 １０％→２
２．２％→３５％→３５％→２５チ（累積圧下率８７．
５係）３）６パス熱延 ２０％→３１係３１％→３１％
３１％−）３１％（ 累積圧下率Ｓ７．５％ ）４）７
パス熱延 ２０％→２８φ→２６％→２６％−＋２６．
５チ→２６％→２６％→（累積 一圧下率８７．５係）
２５″Ｘｆｆｌに圧延された時の材料温度はいづれも９
５０℃であった。
（累積圧下率８７、５係）２）６パス熱延 １０％→２
２．２％→３５％→３５％→２５チ（累積圧下率８７．
５係）３）６パス熱延 ２０％→３１係３１％→３１％
３１％−）３１％（ 累積圧下率Ｓ７．５％ ）４）７
パス熱延 ２０％→２８φ→２６％→２６％−＋２６．
５チ→２６％→２６％→（累積 一圧下率８７．５係）
２５″Ｘｆｆｌに圧延された時の材料温度はいづれも９
５０℃であった。
いづれの条件も本発明範囲内の圧延条件（累積圧下８０
係以上、圧延温度１１００件Ｃ〜９５００Ｇ）であった
が、圧下配分のみ異なるものである。ついで工程１（本
発明の工程）で処理する材料は直ちに７パスで仕上熱延
を行い３．７ｍｍの熱延板とした。工程２（比較工程）
で処理する材料は、材料温度が８５０゜Ｃ迄低下するま
で大気中で、放冷後７パスで仕上熱延を行い、３．７ｍ
１ｎの熱延板とした。こうして試作した熱延板は、次の
２通りの冷延工程により０．７”″！の薄板製品とした
。王程１（本発明の工程、粗圧延後直ちに仕上圧延を行
った材料を処理）Ａ間圧延（ ３．７”＋０．７” ）
→連ａ焼鈍（Ｓ３Ｏ゜Ｃ×２分）王程２（比較工程、
粗圧延後８５０゜Ｃまで温度低下してから仕上圧延を行
った材料を処理）箱焼鈍（８５０℃Ｘ６ｈｒ）→冷間圧
延（ ３７ｍ７ｒＬ→０．７″Ｘジ→連続焼鈍（８３０
゜ＣＸ２分）第９図に、粗圧延工程における圧下配分と
りジンクの関係を示した。
係以上、圧延温度１１００件Ｃ〜９５００Ｇ）であった
が、圧下配分のみ異なるものである。ついで工程１（本
発明の工程）で処理する材料は直ちに７パスで仕上熱延
を行い３．７ｍｍの熱延板とした。工程２（比較工程）
で処理する材料は、材料温度が８５０゜Ｃ迄低下するま
で大気中で、放冷後７パスで仕上熱延を行い、３．７ｍ
１ｎの熱延板とした。こうして試作した熱延板は、次の
２通りの冷延工程により０．７”″！の薄板製品とした
。王程１（本発明の工程、粗圧延後直ちに仕上圧延を行
った材料を処理）Ａ間圧延（ ３．７”＋０．７” ）
→連ａ焼鈍（Ｓ３Ｏ゜Ｃ×２分）王程２（比較工程、
粗圧延後８５０゜Ｃまで温度低下してから仕上圧延を行
った材料を処理）箱焼鈍（８５０℃Ｘ６ｈｒ）→冷間圧
延（ ３７ｍ７ｒＬ→０．７″Ｘジ→連続焼鈍（８３０
゜ＣＸ２分）第９図に、粗圧延工程における圧下配分と
りジンクの関係を示した。
比較工程は、低温仕手熱延による蓄積歪が大きいため、
熱延板焼鈍により静的再結晶が促進されるから、粗圧延
工程における圧下配分の効果は、比較的小さくなるが、
本発明工程では、 I パスの圧下率の大きい程良好なり
ジンク特性を示している。従来法は、低温仕上熱延を行
なうため、圧延ロールにかかる負荷が増加し、結果とし
て熱延鋼板表面にいわゆるスケール疵が発生したが、本
発明による仕上熱延は比較的高温で行われ、ロールにか
かる負荷が少なく、いわゆるスケール疵は発生せず、良
好な表面性状が得られた。以上説明したように本発明の
方法により加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼
が得られることが明らかである。
熱延板焼鈍により静的再結晶が促進されるから、粗圧延
工程における圧下配分の効果は、比較的小さくなるが、
本発明工程では、 I パスの圧下率の大きい程良好なり
ジンク特性を示している。従来法は、低温仕上熱延を行
なうため、圧延ロールにかかる負荷が増加し、結果とし
て熱延鋼板表面にいわゆるスケール疵が発生したが、本
発明による仕上熱延は比較的高温で行われ、ロールにか
かる負荷が少なく、いわゆるスケール疵は発生せず、良
好な表面性状が得られた。以上説明したように本発明の
方法により加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼
が得られることが明らかである。
【図面の簡単な説明】
第１図は熱延ままの硬度と熱延板のＳＯｌＡｌの関係を
示す図、第２図は本発明鋼と従来鋼の熱延板の腐食減量
とスラブ加熱温度の関係を示す図、第３図は本発明鋼と
従来鋼の熱延板の腐食減量と捲取温度の関係を示す図、
第４図Ａ，Ｂは本発明鋼と従来鋼の製品の降伏点と降伏
点のひとスラブ加熱温度の関係を示す図、第５図はＳＵ
Ｓ４３Ｏの１パス熱延における熱延温度と圧下率と、熱
延中の再結晶率の関係を示す図（係は再結晶面積率）、
第６図はＳＵＳ４３Ｏの多パス熱延（熱延温度１１００
゜Ｃ）における熱延中の再結晶率の関係を示す図、第７
図ａは熱延開始温度と３パス熱延後の温度（累積圧下率
８０係）の関係を示す図、第７図ｂは熱延開始温度とり
ジンク特性の関係を示す図、第８図は熱延板のままの状
態のＮａＳＡｌＮと、薄板製品のｒ値との関係を示す図
、第９図は、粗圧延工程における後段パスの圧下率とり
ジンクの関係を示す図である。
示す図、第２図は本発明鋼と従来鋼の熱延板の腐食減量
とスラブ加熱温度の関係を示す図、第３図は本発明鋼と
従来鋼の熱延板の腐食減量と捲取温度の関係を示す図、
第４図Ａ，Ｂは本発明鋼と従来鋼の製品の降伏点と降伏
点のひとスラブ加熱温度の関係を示す図、第５図はＳＵ
Ｓ４３Ｏの１パス熱延における熱延温度と圧下率と、熱
延中の再結晶率の関係を示す図（係は再結晶面積率）、
第６図はＳＵＳ４３Ｏの多パス熱延（熱延温度１１００
゜Ｃ）における熱延中の再結晶率の関係を示す図、第７
図ａは熱延開始温度と３パス熱延後の温度（累積圧下率
８０係）の関係を示す図、第７図ｂは熱延開始温度とり
ジンク特性の関係を示す図、第８図は熱延板のままの状
態のＮａＳＡｌＮと、薄板製品のｒ値との関係を示す図
、第９図は、粗圧延工程における後段パスの圧下率とり
ジンクの関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ ＳｏｌＡｌ０．０８〜０５％含有するフェライト系
ステンレス鋼スラブを、板厚中心温度が１１５０〜９０
０℃の温度範囲で累積圧下率が８０〜９７％である粗熱
間圧延を行い、引続き仕上熱間圧延を行った後、熱延板
焼鈍を行うことなく１段の冷間圧延で製品厚みまで冷間
圧延することを特徴とする加工性のすぐれたフェライト
系ステンレス薄鋼板の製造方法。 ２ 熱間圧延のままの状態の熱延板のＡｌＮがＮａｓＡ
ｌＮで３０〜１５０ｐｐｍであることを特徴とする特許
請求の範囲第１項記載の方法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55108813A JPS59576B2 (ja) | 1980-08-09 | 1980-08-09 | 加工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄鋼板の製造法 |
| US06/290,713 US4394188A (en) | 1980-08-09 | 1981-08-06 | Process for producing ferrite stainless steel sheets having excellent workability |
| EP81106203A EP0045958B2 (en) | 1980-08-09 | 1981-08-07 | Ferrite stainless steel sheets having excellent workability and process for producing the same |
| DE8181106203T DE3169384D1 (en) | 1980-08-09 | 1981-08-07 | Ferrite stainless steel sheets having excellent workability and process for producing the same |
| ES504640A ES504640A0 (es) | 1980-08-09 | 1981-08-07 | Procedimiento para la obtencion de acero inoxidable ferriti-co de excelente elaboracion |
| BR8105105A BR8105105A (pt) | 1980-08-09 | 1981-08-07 | Processo para a producao de aco inoxidavel ferritico que tem excelente processabilidade e chapa de aco inoxidavel |
| KR1019810002901A KR850001011B1 (ko) | 1980-08-09 | 1981-08-08 | 가공성이 우수한 페라이트 계 스테인레스 박강판의 제조법 |
| MX81100755U MX7674E (es) | 1980-08-09 | 1981-08-10 | Metodo mejorado para producir hojas de acero inoxidable de ferrita |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55108813A JPS59576B2 (ja) | 1980-08-09 | 1980-08-09 | 加工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5735634A JPS5735634A (en) | 1982-02-26 |
| JPS59576B2 true JPS59576B2 (ja) | 1984-01-07 |
Family
ID=14494142
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55108813A Expired JPS59576B2 (ja) | 1980-08-09 | 1980-08-09 | 加工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄鋼板の製造法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4394188A (ja) |
| EP (1) | EP0045958B2 (ja) |
| JP (1) | JPS59576B2 (ja) |
| KR (1) | KR850001011B1 (ja) |
| BR (1) | BR8105105A (ja) |
| DE (1) | DE3169384D1 (ja) |
| ES (1) | ES504640A0 (ja) |
| MX (1) | MX7674E (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6045689B2 (ja) * | 1982-02-19 | 1985-10-11 | 川崎製鉄株式会社 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS58158648A (ja) * | 1982-03-16 | 1983-09-20 | Canon Inc | 光導電部材 |
| US5133205A (en) * | 1990-11-13 | 1992-07-28 | Mannesmann Aktiengesellschaft | System and process for forming thin flat hot rolled steel strip |
| CA2139522C (en) * | 1994-01-11 | 2008-03-18 | Michael F. Mcguire | Continuous method for producing final gauge stainless steel product |
| JP2772237B2 (ja) * | 1994-03-29 | 1998-07-02 | 川崎製鉄株式会社 | 面内異方性が小さいフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法 |
| DE102005063058B3 (de) * | 2005-12-29 | 2007-05-24 | Thyssenkrupp Nirosta Gmbh | Verfahren zum Herstellen eines Kaltbands mit ferritischem Gefüge |
| KR101921595B1 (ko) * | 2016-12-13 | 2018-11-26 | 주식회사 포스코 | 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2851384A (en) * | 1953-07-03 | 1958-09-09 | Armco Steel Corp | Process of diminishing of ridging in 17-chrome stainless steel |
| US2808353A (en) * | 1953-09-22 | 1957-10-01 | Sharon Steel Corp | Method of making deep drawing stainless steel |
| US3067072A (en) * | 1960-11-07 | 1962-12-04 | Sharon Steel Corp | Method of annealing type 430 stainless steel |
| US3128211A (en) * | 1961-08-14 | 1964-04-07 | Armco Steel Corp | Process for minimizing ridging in chromium steels |
| DE1433713B2 (de) * | 1963-11-09 | 1970-02-19 | Fried. Krupp Hüttenwerke AG, 4630 Bochum | Verfahren zur Herstellung von ropingfreiem Chromblech |
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