JPS6024326A - 成形性にすぐれたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性にすぐれたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPS6024326A JPS6024326A JP13024183A JP13024183A JPS6024326A JP S6024326 A JPS6024326 A JP S6024326A JP 13024183 A JP13024183 A JP 13024183A JP 13024183 A JP13024183 A JP 13024183A JP S6024326 A JPS6024326 A JP S6024326A
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- annealing
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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
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（技術分野）
フェライト系ステンレス鋼板の製造法に関して、この明
細声にのべる技術内容は、製造工程をとくに簡略化して
、しかも従来法により製造された製品と比べて同等もし
くはそれ以上のりジング性ならびに成形性確保を同舟し
た開発成果に関連している。
細声にのべる技術内容は、製造工程をとくに簡略化して
、しかも従来法により製造された製品と比べて同等もし
くはそれ以上のりジング性ならびに成形性確保を同舟し
た開発成果に関連している。
（問題点）
フェライト系ステンレス鋼板の冷間圧延製品は、従来鋼
塊を分塊圧延して得たスラブや連続鋳造法によるスラブ
（連鋳スラブ）を熱間圧延した熱間圧延鋼帯をコイル状
に巻いた状態でバッチ方式で６５０〜８５０°Ｃでの長
時間焼なましく通常ベル焼なましと呼ばれている）を行
った後、−回の冷間圧延（−回冷延法）か又は中間焼な
ましをはさんだ２回の冷間圧延（２回冷延法）により最
終の板厚に冷延し、ついで最終仕上焼なましを行って製
品とされている。
塊を分塊圧延して得たスラブや連続鋳造法によるスラブ
（連鋳スラブ）を熱間圧延した熱間圧延鋼帯をコイル状
に巻いた状態でバッチ方式で６５０〜８５０°Ｃでの長
時間焼なましく通常ベル焼なましと呼ばれている）を行
った後、−回の冷間圧延（−回冷延法）か又は中間焼な
ましをはさんだ２回の冷間圧延（２回冷延法）により最
終の板厚に冷延し、ついで最終仕上焼なましを行って製
品とされている。
しかしベル焼なましは通常４０時間にも及ぶ在炉時間を
要するのでコスト低減の観点から熱延仮焼なましの短時
間化が図られるようになった。
要するのでコスト低減の観点から熱延仮焼なましの短時
間化が図られるようになった。
フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延銅帯を従来のコイ
ル状のままの焼なましに代えて、コイルを展開し、炉内
を連続的に通過させる間に、短時間（生産能率の点から
２０分以内）で焼なましするいわゆる連続焼なましと呼
ばれる焼なまし法が近年各種提案されている。
ル状のままの焼なましに代えて、コイルを展開し、炉内
を連続的に通過させる間に、短時間（生産能率の点から
２０分以内）で焼なましするいわゆる連続焼なましと呼
ばれる焼なまし法が近年各種提案されている。
短時間で連続焼なましを行うためには、焼なまし温度と
しては、通常８５０°Ｃ以上の高温で行われる場合が多
いが、その後の冷間圧延・仕上焼なましを経て得られる
製品は、リジング軽減はなされ得ても成形性の劣化を伴
い易く、このため連続焼なまし法は、なかなか実用化さ
れるに至っていないのが現状である。
しては、通常８５０°Ｃ以上の高温で行われる場合が多
いが、その後の冷間圧延・仕上焼なましを経て得られる
製品は、リジング軽減はなされ得ても成形性の劣化を伴
い易く、このため連続焼なまし法は、なかなか実用化さ
れるに至っていないのが現状である。
（発明の目的）
そこでフェライト系ステンレス鋼の熱間圧延銅帯を従来
のバッチ方式ベル焼なましに代え、短時間の連続方式で
焼なましする場合において、従来法により製造した製品
に比して、リジング性、成形性ともに同等又はそれ以上
のものを得ることを可能ならしめるフェライト系ステン
レス鋼板の製造法を提案することが、この発明の目的で
ある。
のバッチ方式ベル焼なましに代え、短時間の連続方式で
焼なましする場合において、従来法により製造した製品
に比して、リジング性、成形性ともに同等又はそれ以上
のものを得ることを可能ならしめるフェライト系ステン
レス鋼板の製造法を提案することが、この発明の目的で
ある。
（発想の端緒）
上記目的を達成するために、鋼中成分組成やスラブの加
熱温度ならびに熱延板の焼なまし条件について詳しい研
究を行った結果、Ａｌ及びＴａを含有するフェライト系
ステンレス鋼スラブを、１０００〜１２８０°Ｃに加熱
保持後、熱間圧延を行うことにより、その後の熱延仮焼
なましは、８００〜１１００°Ｃの温度で２０分以内の
短時間焼なましをもってしても、最終製品板厚に冷間圧
延して仕上焼なましを行ったとき、従来法により製造し
た製品に比してリジング性、成形性ともに同等もしくは
それ以□上のものが得られることが明らかになった。
熱温度ならびに熱延板の焼なまし条件について詳しい研
究を行った結果、Ａｌ及びＴａを含有するフェライト系
ステンレス鋼スラブを、１０００〜１２８０°Ｃに加熱
保持後、熱間圧延を行うことにより、その後の熱延仮焼
なましは、８００〜１１００°Ｃの温度で２０分以内の
短時間焼なましをもってしても、最終製品板厚に冷間圧
延して仕上焼なましを行ったとき、従来法により製造し
た製品に比してリジング性、成形性ともに同等もしくは
それ以□上のものが得られることが明らかになった。
この実験内容は次のとおりである。
すなわち第１図は、０００６重量％（以下単に％で示す
）Ｏ−１７，８％Ｃｒ鋼において、種々なＡｌ含有量に
対してテ値へ及ぼすＴａ −０゜００５％の１との複合
添加効果を示し、また第２図は同じくリジング性評価へ
の影響を示したものである。
）Ｏ−１７，８％Ｃｒ鋼において、種々なＡｌ含有量に
対してテ値へ及ぼすＴａ −０゜００５％の１との複合
添加効果を示し、また第２図は同じくリジング性評価へ
の影響を示したものである。
？値は大きい方が好ましく、リジング性評価は小さい方
が好ましいのはいうまでもない。
が好ましいのはいうまでもない。
第１図、第２図に従い、ＡｌとＴａを複合添加させるこ
とによってテ値ならびにリジング性が大幅に改善される
ことがわかる。
とによってテ値ならびにリジング性が大幅に改善される
ことがわかる。
一方第８図及び第４図は、０６０６％Ｃ−１７，３％Ｑ
ｒ −ｏ。１１％Ａｔのフェライト系ステンレス鋼につ
き、テ値ならびにリジング性に及ぼすＴａの効果を示し
たものであり、ＡｌとＴａを複合添加することにより、
テ値は、増大し、リジング性評価の値は小さくなり、い
でれも特性が大幅に向上していることが示される。
ｒ −ｏ。１１％Ａｔのフェライト系ステンレス鋼につ
き、テ値ならびにリジング性に及ぼすＴａの効果を示し
たものであり、ＡｌとＴａを複合添加することにより、
テ値は、増大し、リジング性評価の値は小さくなり、い
でれも特性が大幅に向上していることが示される。
ここで第２図、第４図における縦軸にとったりジング性
の評価は、目視観察により、１，２，８゜４．５に等級
づけを行い、数が小さい方が良好で数が大きくなるにつ
れて、悪くなるものである。
の評価は、目視観察により、１，２，８゜４．５に等級
づけを行い、数が小さい方が良好で数が大きくなるにつ
れて、悪くなるものである。
さらに各等級の間のグレードとして１．５，２゜５゜３
．５，４゜５の評価値も用いた。
．５，４゜５の評価値も用いた。
第２図に従い、Ａｌによる改善効果に加わるＴａの添加
の効果は、特にリジング性評価で、Ｔａ無添加の場合に
比し、約１ランク向上し、大幅な改善をもたらしている
。
の効果は、特にリジング性評価で、Ｔａ無添加の場合に
比し、約１ランク向上し、大幅な改善をもたらしている
。
ちなみに以上のＡｌ−Ｔａの複合添加効果は、熱延板の
ベル焼なましを行う場合に格別な実効を生じないのに反
して、とくに８００〜１１００°Ｃにおける２０分間以
内の連続焼なましを行った場合に限って、とくに顕著に
生じ、連続焼なまし法の適用における独自の効果である
。
ベル焼なましを行う場合に格別な実効を生じないのに反
して、とくに８００〜１１００°Ｃにおける２０分間以
内の連続焼なましを行った場合に限って、とくに顕著に
生じ、連続焼なまし法の適用における独自の効果である
。
以上の研究開発の成果を踏まえてこの発明は、次の事項
を骨子とする、成形性にすぐれたフェライト系ステンレ
ス鋼板の製造方法を確立したもの以下”；Ｑ ％ Ｏｒ
： １２〜２０％およびＮ ： ０．０２５％以下を
含み、かつｌ ： ０．０５〜０．８０％とＴａ：０．
０００８〜０゜１０００％とを複合含有して、残部は不
可避的不純物と実質的にＦｅの組成からなるフェライト
系ステンレス鋼スラブを１０００〜１２８０°Ｃに加熱
保持後熱間圧延し、ついで熱延板に、８００〜１１００
℃の温度で２０分以内の短時間焼なましを行い、 その後最終製品板厚に冷間圧延し、仕上り′さなましを
行う、 ことを特徴とする成形性にすぐれたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法（第１発明）。
を骨子とする、成形性にすぐれたフェライト系ステンレ
ス鋼板の製造方法を確立したもの以下”；Ｑ ％ Ｏｒ
： １２〜２０％およびＮ ： ０．０２５％以下を
含み、かつｌ ： ０．０５〜０．８０％とＴａ：０．
０００８〜０゜１０００％とを複合含有して、残部は不
可避的不純物と実質的にＦｅの組成からなるフェライト
系ステンレス鋼スラブを１０００〜１２８０°Ｃに加熱
保持後熱間圧延し、ついで熱延板に、８００〜１１００
℃の温度で２０分以内の短時間焼なましを行い、 その後最終製品板厚に冷間圧延し、仕上り′さなましを
行う、 ことを特徴とする成形性にすぐれたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法（第１発明）。
２）Ｃ： ０．１ ％以下、 Ｓｉ ： １．０％以下
、 １ｉ（ｎ ： １．０ ％以下で、Ｏｒ：１２〜２
０％およびＮ ： ０．０２５ ％以下を含み、かつｆ
ｉ、ｌ ： （１，０５〜０．８０％とＴａ：０゜００
０８〜０．１０００％とを複合含有し、さらにｏ、ｏ
ｏ ａ ｏ％％以下Ｂ、１゜０％以下のＭＯならびに何
れも０．５％以下のＴｉ、Ｎｂ、Ｖおよびｚｒよりなる
群のうちから選んだ少くとも一種を含んで残部は不可避
的不純物と実質的にＦｅの組成からなるフェライト系ス
テンレス鋼スラブを、１０００〜１２８０°Ｃに加熱保
持後熱間圧延し、その後最終製品板厚に冷間圧延し、仕
上焼なましを行う、 ことを特徴とする成形性にすぐれたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法（第２発明）。
、 １ｉ（ｎ ： １．０ ％以下で、Ｏｒ：１２〜２
０％およびＮ ： ０．０２５ ％以下を含み、かつｆ
ｉ、ｌ ： （１，０５〜０．８０％とＴａ：０゜００
０８〜０．１０００％とを複合含有し、さらにｏ、ｏ
ｏ ａ ｏ％％以下Ｂ、１゜０％以下のＭＯならびに何
れも０．５％以下のＴｉ、Ｎｂ、Ｖおよびｚｒよりなる
群のうちから選んだ少くとも一種を含んで残部は不可避
的不純物と実質的にＦｅの組成からなるフェライト系ス
テンレス鋼スラブを、１０００〜１２８０°Ｃに加熱保
持後熱間圧延し、その後最終製品板厚に冷間圧延し、仕
上焼なましを行う、 ことを特徴とする成形性にすぐれたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法（第２発明）。
ここで上記のように成分組成及び製造条件を限定するＤ
ｊ１山についてまずのべる。
ｊ１山についてまずのべる。
Ｃ！ ： ０．１％以下
Ｃは強度を上昇させるのに大いに効果のある元素である
。しかし多量の添加は強度の上昇は得られるが、０．１
％をこえると伸び及び成形性の低下を生じるので上限を
０．１％にした。
。しかし多量の添加は強度の上昇は得られるが、０．１
％をこえると伸び及び成形性の低下を生じるので上限を
０．１％にした。
ｓｔ ： ｔ、ｏ％％以
下ｉは、脱酸元素として鋼に添加されるが１゜０％をこ
える多量の添加はｓｉ、ｏ２系の介在物が残存して成形
性に好ましくないので上限を１゜０％とした。
える多量の添加はｓｉ、ｏ２系の介在物が残存して成形
性に好ましくないので上限を１゜０％とした。
Ｍｎ ： １．０％以下
）４ｎは、脱酸元素として網に添加されるが、１．０％
をこえる多量の添加は鎖の脆化をもたらすので、上限を
１．０％とした。
をこえる多量の添加は鎖の脆化をもたらすので、上限を
１．０％とした。
Ｏｒ：１２〜２０％
Ｏｒは、ステンレス鋼としての耐食性を付与するのに欠
かせないものであるが、１２％未満では所期する耐食性
が十分に得られＵｄＧ ＜ 、一方２０％を超えてもそ
のＱｒ増加に見合う程の耐食性の増加は得られず、コス
ト上昇の不利が大きいので上限を２０％に限定した。
かせないものであるが、１２％未満では所期する耐食性
が十分に得られＵｄＧ ＜ 、一方２０％を超えてもそ
のＱｒ増加に見合う程の耐食性の増加は得られず、コス
ト上昇の不利が大きいので上限を２０％に限定した。
Ｎｅｏ。０２５％以下
ＮはＣと同じく強度上昇に大きい効果を有する元素であ
るが０．０２５％をこえて静置となると、伸び、成形性
の低下を生じるので、０．０２５％以下に限定した。
るが０．０２５％をこえて静置となると、伸び、成形性
の低下を生じるので、０．０２５％以下に限定した。
１ ： ０００５〜０．３０％
Ａｌは脱酸元素として一般に少量含有されるが、成形性
の向上に関するｈｔの添加効果に加えて、次にのべるＴ
ａの適量を、複合して含有させることにより、とくにス
ラブを熱間圧延して得られる熱延板を連続焼なましする
際に、再結晶を促進させる効果が顕著に生じて冷延・仕
上焼なまし後の製品板において成形性ならびにリジング
性の向上に著しく寄与することがさきに触れたようにし
て知見されたのである。Ｔａとのかかる複合添加効果を
得るために、Ａノは０゜０５％以上の添加が必要であり
、一方０．８％を超えると、その効果は飽和するととも
に経済的にも好ましくなくなるのでその上限を０．３％
とした。
の向上に関するｈｔの添加効果に加えて、次にのべるＴ
ａの適量を、複合して含有させることにより、とくにス
ラブを熱間圧延して得られる熱延板を連続焼なましする
際に、再結晶を促進させる効果が顕著に生じて冷延・仕
上焼なまし後の製品板において成形性ならびにリジング
性の向上に著しく寄与することがさきに触れたようにし
て知見されたのである。Ｔａとのかかる複合添加効果を
得るために、Ａノは０゜０５％以上の添加が必要であり
、一方０．８％を超えると、その効果は飽和するととも
に経済的にも好ましくなくなるのでその上限を０．３％
とした。
Ｔａ ： ０．０００８〜０．１％
Ｔａは、上記のようにＡ／との複合添加効果によって、
成形性ならびにリジング性の向上をもたらすために、０
゜０００８％以上の添加が必要であるが、一方０．１％
を超えるとその効果が飽和するうえ、Ｔａが高価な原料
であり、コストアップともなるので、その上限を０．１
％とした。
成形性ならびにリジング性の向上をもたらすために、０
゜０００８％以上の添加が必要であるが、一方０．１％
を超えるとその効果が飽和するうえ、Ｔａが高価な原料
であり、コストアップともなるので、その上限を０．１
％とした。
次に以下のべるＢ、ＭＯならびにＴｉ、Ｎｂ、Ｖおよび
Ｚｒは、熱延板連続焼なまし工程を経て得られるこの発
明のフエラント系ステンレス鋼板の成形性向上に関し作
用効果を同じくする均等成分である。
Ｚｒは、熱延板連続焼なまし工程を経て得られるこの発
明のフエラント系ステンレス鋼板の成形性向上に関し作
用効果を同じくする均等成分である。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは成形性、リジング性の改善に効果のある元素であり
、この効果を得るためには、０．０００５％以上の添加
が望ましいが、ｏ、ｏ ｏ ａ ｏ％を超えるとその効
果は飽和してしまう上、ざらにボロン化合物が析出する
ようになって、耐食性、熱間加工性が劣化するのでこの
上限をｏ、ｏ ｏ ａ ｏ％とじた。
、この効果を得るためには、０．０００５％以上の添加
が望ましいが、ｏ、ｏ ｏ ａ ｏ％を超えるとその効
果は飽和してしまう上、ざらにボロン化合物が析出する
ようになって、耐食性、熱間加工性が劣化するのでこの
上限をｏ、ｏ ｏ ａ ｏ％とじた。
ＭＯ： １．０％以下
ＭＯの添加は、耐食性の向上が得られることのほか、と
くに熱延板の連続焼なましを経る製品の成形性向上に０
゜０３％以上でのぞましい効果を生じるが、一方１．０
％を超えると、その効果は持続するものの経済性の点か
ら好ましくないので上限を０．１％に限定した。
くに熱延板の連続焼なましを経る製品の成形性向上に０
゜０３％以上でのぞましい効果を生じるが、一方１．０
％を超えると、その効果は持続するものの経済性の点か
ら好ましくないので上限を０．１％に限定した。
Ｔｉ、ｌＪｂ、ＶおよびＺｒ ｊ ０．５％以下これら
の元素はいずれも安、定な炭屋化物を形成する元素であ
って、焼なまし再結晶過程で生成する微細析出物が核と
なって結晶粒の微細化が得られ、伸び、靭性の増大を介
して成形性の向上の、のぞましい効果が、均しく ０．
００５％以上の添加によって発揮されるが、一方０．５
％を超えるとその効果が飽和するので、経済性の観点か
ら、その上限を０．５％とした。
の元素はいずれも安、定な炭屋化物を形成する元素であ
って、焼なまし再結晶過程で生成する微細析出物が核と
なって結晶粒の微細化が得られ、伸び、靭性の増大を介
して成形性の向上の、のぞましい効果が、均しく ０．
００５％以上の添加によって発揮されるが、一方０．５
％を超えるとその効果が飽和するので、経済性の観点か
ら、その上限を０．５％とした。
次にフェライト系ステンレス舖スラブの加熱温度範囲は
、１０００°Ｃ〜１２８０℃に規定され、この限定は、
以下の理由による。
、１０００°Ｃ〜１２８０℃に規定され、この限定は、
以下の理由による。
すなわち上述の成分組成とした冷延板の壬値とりジング
性に及ぼす加工履歴のうち、とくにスラブ加熱温度の影
響を、９００°ＣＸ２分間にわたる熱延板焼なましを行
った場合について調べた結果を第５図に示すところにお
いて、モ値は１゜０％以上が望ましくまたリジング性評
価については、３より小さいことが好ましいことから、
この両方の条件を満足し、しかもスラブ加熱時の結晶粒
の粗大化を生じさせないために、スラブ加熱温度は、１
２８０℃以下でなければならない。
性に及ぼす加工履歴のうち、とくにスラブ加熱温度の影
響を、９００°ＣＸ２分間にわたる熱延板焼なましを行
った場合について調べた結果を第５図に示すところにお
いて、モ値は１゜０％以上が望ましくまたリジング性評
価については、３より小さいことが好ましいことから、
この両方の条件を満足し、しかもスラブ加熱時の結晶粒
の粗大化を生じさせないために、スラブ加熱温度は、１
２８０℃以下でなければならない。
一方スラブ加熱温度が１０００°Ｃより低いと、熱間圧
延終了温度が低下し、圧延機に過大な負荷がかかるため
、スラブ加熱温度を１０００°Ｃ以上とした。
延終了温度が低下し、圧延機に過大な負荷がかかるため
、スラブ加熱温度を１０００°Ｃ以上とした。
次に熱延板焼なまし条件の限定理由について述べる。
焼なまし温度を８００℃以上に限定したのは、８００°
Ｃ未満の温度では、２０分間の短時間で十分な再結晶が
得られず、このためリジング性及び成形性改善の効果を
も得られないためである。
Ｃ未満の温度では、２０分間の短時間で十分な再結晶が
得られず、このためリジング性及び成形性改善の効果を
も得られないためである。
一方熱延板焼なまし温度を１１００°Ｃ以下と限定した
のは、この温度を超えると結晶粒の粗大化が見られ、成
形性、リジング性が低下するためである。
のは、この温度を超えると結晶粒の粗大化が見られ、成
形性、リジング性が低下するためである。
焼なまし時間を２０分以内と限定したのは、２０分を超
える焼なましを行ってもリジング性、成形性とも、時間
増加に見合う程、特性向上が得られないこと及び長時間
の焼なましはコスト増になるからである。
える焼なましを行ってもリジング性、成形性とも、時間
増加に見合う程、特性向上が得られないこと及び長時間
の焼なましはコスト増になるからである。
（実施例）
以下実施例により詳細に説明する。
実施例１
表１に示した化学成分のフェライト系ステンレス鋼８種
（Ａ）、（Ｂｌおよび（ｃ）について、表２に示すごと
く、 スラブ加熱を１２５０°Ｃで行い、熱間圧延後、熱延仮
焼なましを９５０°Ｃで行った場合、（甲法）スラブ加
熱を］１００°Ｃで行い、熱間圧延後熱延仮焼なましを
９００℃で行った場合、（色決）の両実施例につき甲法
と色決との成績を、従来法として熱延仮焼なましを、ベ
ル焼なましすなわち８５０°Ｃで８時間焼なまし後引続
き７５０°Ｃで５時間焼なましした場合と対比した。
（Ａ）、（Ｂｌおよび（ｃ）について、表２に示すごと
く、 スラブ加熱を１２５０°Ｃで行い、熱間圧延後、熱延仮
焼なましを９５０°Ｃで行った場合、（甲法）スラブ加
熱を］１００°Ｃで行い、熱間圧延後熱延仮焼なましを
９００℃で行った場合、（色決）の両実施例につき甲法
と色決との成績を、従来法として熱延仮焼なましを、ベ
ル焼なましすなわち８５０°Ｃで８時間焼なまし後引続
き７５０°Ｃで５時間焼なましした場合と対比した。
表１ （重１ｊｔ％）
甲法、色決とも従来のベル貌なまし法による製品に比べ
て、リジング性、ｆ値とも優れている。
て、リジング性、ｆ値とも優れている。
実施例２
表３に示した化学成分のフェ２イ）Ｊステンレス１ｉｊ
４３種（ヰ、 （Ｉｉ′ｌおよび（Ｆｌに対して、スラ
ブ加熱温度が１２７０’Ｃ及び１．０００″Ｃで熱延仮
焼なまし温度がそれぞれ１０００ ’Ｃと９００″Ｃと
した各場合の実施結果を表４に示す。
４３種（ヰ、 （Ｉｉ′ｌおよび（Ｆｌに対して、スラ
ブ加熱温度が１２７０’Ｃ及び１．０００″Ｃで熱延仮
焼なまし温度がそれぞれ１０００ ’Ｃと９００″Ｃと
した各場合の実施結果を表４に示す。
衣８ （重量％）
表４
いずれも従来法に比べてリジング性、ｒ″値が大幅に改
善されていることが示される。
善されていることが示される。
（発明の適用）
以上この発明の具体的な適用につき、連鋳スラブを例に
して説明したが、鋼塊を用いた場合にも同様な効果がも
たらされる。
して説明したが、鋼塊を用いた場合にも同様な効果がも
たらされる。
第１図は、０．０６％ｃ−１７゜ａ％Ｑｒ鋼につき、種
々なＡｌ含有喰に対して’ｒａ ： ０．００５％添加
にによるデ値への彫物、また 第２図は同じくリジング性への影響をそれぞれ示したグ
ラフ、 第３図、第４図はそれぞれ？値、リジング性に及ぼすＴ
ａの効果を示したグラフであり、第５図はテ値およびリ
ジング性へのスラブ加熱温度の影響を示したグラフであ
る。 ０ ００５ ０、ｆ ０１５ θ２０ ０．２５ θ３
０ＡＩ 舊膚ｆ（重量２） 第２図 ＡＩ′ｓ４量（！量２〕 第３図 −シた力σ更 Ｃψ１ｆ幻 第４図 ｎシト重量（重量％）
々なＡｌ含有喰に対して’ｒａ ： ０．００５％添加
にによるデ値への彫物、また 第２図は同じくリジング性への影響をそれぞれ示したグ
ラフ、 第３図、第４図はそれぞれ？値、リジング性に及ぼすＴ
ａの効果を示したグラフであり、第５図はテ値およびリ
ジング性へのスラブ加熱温度の影響を示したグラフであ
る。 ０ ００５ ０、ｆ ０１５ θ２０ ０．２５ θ３
０ＡＩ 舊膚ｆ（重量２） 第２図 ＡＩ′ｓ４量（！量２〕 第３図 −シた力σ更 Ｃψ１ｆ幻 第４図 ｎシト重量（重量％）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＬＯ：０．１重量％以下 Ｓｉ：１．０重量％以下 Ｍｎ、＝１゜０重量％以下で Ｃ！ｒ：１２〜２０重量％および Ｎ：０゜０２５重量％以下を含み、かつＡｌ： ０．０
５〜０．３０重量％とＴａ ： ０．０００８．。 〜０゜１０００重量％ とを複合合羽して、残部は不可避的不純物と実質的にＦ
ｅの組成からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを、 １０００〜１２８０℃に加熱保持後熱間在延し、 ついで熱延板に８００〜１１００°Ｃの温度で２０分以
内の短時間焼なましを行い、その後最終製品板厚に冷間
圧延し、仕上焼なましを行う、 ことを特徴とする成形性にすぐれたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法。 ａａ：ｏ、１重量％以下 Ｓｉ：１゜０重量％以下 Ｍｎ：ｉ、ｏ重ＪＫＪｆ、％以下で Ｏｒ：１２〜２０重債％および Ｎ：０００２５重量％以下を含み、かつＡｔ ： ０．
０５〜０．３０重量％とＴａ ： ０．０００８〜０．
１０００重量％ とを複合含有し、さらに ｏ、ｏ ｏ ａ ｏ重量％以下のＢ、 １゜０重量％以
下のＭＯならびに何れも０．５重機％以下のＴｉ。 Ｎｂ、ＶおよびＺｒよりなる群のうちから選んだ少くと
も一種を含んで残部は不可避的不純物と実質的にＦｅの
組成からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを、 １０００〜１２８０℃に加熱保持後熱間圧延し、 その後最終製品板厚に冷間圧延し、仕上焼なましを行う
、 ことを特徴とする成形性にすぐ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 |
|---|---|---|---|
| JP13024183A JPS6024326A (ja) | 1983-07-19 | 1983-07-19 | 成形性にすぐれたフエ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 |
|---|---|---|---|
| JP13024183A JPS6024326A (ja) | 1983-07-19 | 1983-07-19 | 成形性にすぐれたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6024326A true JPS6024326A (ja) | 1985-02-07 |
Family
ID=15029497
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13024183A Pending JPS6024326A (ja) | 1983-07-19 | 1983-07-19 | 成形性にすぐれたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6024326A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100434879B1 (ko) * | 1999-12-30 | 2004-06-07 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 안정화 페라이트계 스테인레스강의제조방법 |
| KR100435457B1 (ko) * | 1999-12-09 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 성형성 및 리찡 저항성이 우수한 페라이트계스테인레스강의 제조방법 |
-
1983
- 1983-07-19 JP JP13024183A patent/JPS6024326A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100435457B1 (ko) * | 1999-12-09 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 성형성 및 리찡 저항성이 우수한 페라이트계스테인레스강의 제조방법 |
| KR100434879B1 (ko) * | 1999-12-30 | 2004-06-07 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 안정화 페라이트계 스테인레스강의제조방법 |
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