JPS6119685B2 - - Google Patents
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- JPS6119685B2 JPS6119685B2 JP14644280A JP14644280A JPS6119685B2 JP S6119685 B2 JPS6119685 B2 JP S6119685B2 JP 14644280 A JP14644280 A JP 14644280A JP 14644280 A JP14644280 A JP 14644280A JP S6119685 B2 JPS6119685 B2 JP S6119685B2
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- Japan
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- annealing
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- ridging
- rolled
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Links
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Classifications
-
- 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
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、フエライト系ステンレス薄鋼板の製
造法、特に製造工程を簡略化しうるリジングの少
ないフエライト系ステンレス薄鋼板の製造に関す
るものである。本発明に供されるフエライト系ス
テンレス鋼とは通常11〜20％のCr、0.1％までの
Ｃ、１％までのMn、１％までのSi、0.05％まで
のＮを含む鋼を指しこのようなフエライト系系ス
テンレス鋼は通常転炉又は電気炉等で溶製し、イ
ンゴツト法で作られる場合は分塊圧延によりスラ
ブとなし、連続鋳造法の場合は直接スラブとなし
て熱間圧延法により熱延鋼帯とし、熱延板焼鈍を
行つた後１回の冷延又は中間焼鈍をはさんだ２回
以上の冷間圧延を行つた後、最終焼鈍を行つて製
品とされている。 従来フエ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
間以上箱焼鈍するか又は900〜1100℃の温度範囲
の短時間の連続焼鈍を行なつたのち、冷間圧延
し、最終焼鈍を行なう方法によつて製造されてい
る。熱延板焼鈍の技術的意味は(1)成形に際して発
生するリジングを軽減する、(2)深絞り性を向上さ
せる、(3)冷延性を向上させることの３点にある。 本発明はフエ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
Al添加及び冷延圧下率を下げることにより省略
できることを発見したことにより完成されたもの
である。 熱延板焼鈍の治金的意義は(1)再結晶による熱延
集合組識の破壊、(2)ｒ相が変態して出来た硬い相
のフエライト＋炭化物への分離の２点にあると考
えられる。熱延板焼鈍をしない場合は、この硬い
相が冷延性を劣化させ、最終焼鈍でもフエライト
＋炭化物に完全に分離しないため、加工性、特に
深絞り性が著しく劣化する。本発明者は、Alを
0.08％〜0.5％添加することで熱間加工中はフエ
ライト＋オーステナイトの混合組織とし、熱延終
了後には若干の硬い相を残して大部分はフエライ
ト＋炭化物として冷延性を向上させ、最終焼鈍に
おいてはフエライト＋炭化物のみからなる組成に
することで熱延板焼鈍なしで、リジング並びにｒ
値を向上させることが出来ることを発見したが、
更に冷延圧下率を75％以下とすることで、リジン
グが著しく向上することがわかり、本発明が完成
されたものである。 まずAlを0.08％〜0.5％添加した理由について
説明する。Alを添加した理由は３点ある。第１
点は、Alを添加することで熱間工程でｒ相→α
相＋炭化物への分離が進行し、熱延板焼鈍を行な
わないでも冷延性が向上するためであり、この目
的のためのAlは0.08％以上あればよい。第２点
は、鋼中のＮを熱延のままの状態で、一部分AlN
の形で析出させるためであり、NasAlNとして析
出量が約30ppm以上あれば、深絞り性が向上す
るが、通常のフエライト系ステンレス鋼、例えば
SUS430においては、Al 0.08％以上あればこの条
件はほぼ満足できる。第３点は、最終焼鈍工程に
おいて鋼板中に残存していた硬い相をフエライト
＋炭化物に短時間で完全に分離するためであり、
Alが0.08％以下低い程長時間の焼鈍を行なわない
と分離が不充分で、製品の深絞り特性が劣化し、
降伏応力が高く、伸びが減少することになる。以
上の３点からAl 0.08％を添加の下限としたが、
1.0％以上添加すると、より顕著にこの効果があ
らわれる。Alの添加量が多い程、これらの効果
は増加する傾向がみられるが、Al 0.5％を越える
と効果が飽和に達し、これ以上の添加は経済的に
好ましくないことから0.5％を添加の上限とし
た。好ましい上限量は0.3％である。 本発明の効果をより効果的に発揮するにはＣ量
の制御も重要であり、熱延終了後の鋼帯に若干の
硬い相が存在するためには、0.03％以上含有する
ことが望ましく、又0.1％を越えると、本発明の
如くAl添加を行つても冷延性が低下するのでＣ
は0.1％以下とすることが必要である。 次に冷間圧延の圧下率を75％以下とした理由に
ついて説明する。熱延板焼鈍有りの通常工程の場
合は通常のSUS430も、本発明のAl添加した430
鋼も冷延圧下率と製品のリジング特性との関係
は、あまり顕著ではなく、冷延圧下率が90％以上
の場合は、リジングが若干大きくなる傾向がみら
れる。熱延板焼鈍を行なわない本発明の場合通常
のSUS430鋼の場合は、冷延圧下率を75％以下と
すると、若干リジングが軽減される傾向がみられ
るが、リジングの冷延圧下率依存性は比較的少な
い。しかしながら本発明で示した如くAl 0.08％
〜0.5％添加したSUS430鋼はリジングの冷延圧下
率依存性が極めて大きいことを発見した。即ち冷
延圧下率80％以上の場合は、冷延圧下率を増して
もリジング特性は殆んど変化しないが、80％以下
冷延圧下率が減少すると急激に減少する。第１図
に本発明のAl添加SUS430鋼の熱延板焼鈍有、無
と冷間圧下率とリジング高さの関係を模式的に示
した。図から明らかな如く、リジング特性を向上
させる臨界圧延圧下率のようなものが存在し、通
常の熱延板焼鈍工程では85％以下であるのに対
し、本発明の如く、熱延板焼鈍なしの工程では75
％以下の低圧下側に移行している。熱延板焼鈍な
しの工程で低圧下率側にシフトしている治金的な
理由についてはわからないが、本発明の如くAl
が添加されているSUS430鋼の場合も熱延板の硬
度、すなわち冷間圧延開始前の硬度は、熱延板焼
鈍した材料と比べて若干高い。冷間圧延の低下率
が増加する程硬度は増加するが、熱延板焼鈍なし
の材料は、熱延板焼鈍有の材料と比べてより低圧
下率側で、同一の硬さになる。このことから、熱
延板焼鈍なしの場合の冷延集合組織は、より低圧
下冷延の場合に、熱延板焼鈍工程の場合と近似し
た組織になつていると想定されることから、最終
再結晶鈍後のストラクチヤー、集合組織も、熱延
板焼鈍なしの場合は、熱延板焼鈍した場合と比較
すると低圧下側で近似してくると考えられる。リ
ジング特性は、これらストラクチヤー、集合組織
と密切な関係があるので、リジング特性が変化す
る臨界圧圧下率も、熱延板焼鈍なし工程では、低
圧下側にシフトしているとも考えられる。なぜリ
ジング特性が急激に変化する臨界圧下率が存在す
るかについては、明らかではない。 なお、冷間圧延いおいて、通常40％未満の冷延
圧下率では再結晶しにくく、再結晶した場合も、
結晶粒が粗大化して所望の材質（延び、絞り性、
表面性状等）を得ることができないので、本発明
においてはこの冷延圧下率の下限を40％とする。 以下本発明を実施例に従つて詳細に説明する。 実施例 表１に示す化学成分のSUS430のスラブを通常
の方法で熱間圧延し、熱延板焼鈍を行うことな
く、冷延圧下率60％、70％、80％、93％の４条件
で冷間圧延をした後、再結晶焼鈍を行なつた。比
較のため、熱延板焼鈍を行なつた場合についても
一部同様な実験を行なつた。 得られた製品のリジング高さを第２図に示し
た。図から明かな如く、本発明のAl添加SUS430
鋼を素材とするものは、熱延板焼鈍なしでも、冷
間圧下率75％以下でリジング特性が良好なことが
わかる。
造法、特に製造工程を簡略化しうるリジングの少
ないフエライト系ステンレス薄鋼板の製造に関す
るものである。本発明に供されるフエライト系ス
テンレス鋼とは通常11〜20％のCr、0.1％までの
Ｃ、１％までのMn、１％までのSi、0.05％まで
のＮを含む鋼を指しこのようなフエライト系系ス
テンレス鋼は通常転炉又は電気炉等で溶製し、イ
ンゴツト法で作られる場合は分塊圧延によりスラ
ブとなし、連続鋳造法の場合は直接スラブとなし
て熱間圧延法により熱延鋼帯とし、熱延板焼鈍を
行つた後１回の冷延又は中間焼鈍をはさんだ２回
以上の冷間圧延を行つた後、最終焼鈍を行つて製
品とされている。 従来フエ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
間以上箱焼鈍するか又は900〜1100℃の温度範囲
の短時間の連続焼鈍を行なつたのち、冷間圧延
し、最終焼鈍を行なう方法によつて製造されてい
る。熱延板焼鈍の技術的意味は(1)成形に際して発
生するリジングを軽減する、(2)深絞り性を向上さ
せる、(3)冷延性を向上させることの３点にある。 本発明はフエ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
Al添加及び冷延圧下率を下げることにより省略
できることを発見したことにより完成されたもの
である。 熱延板焼鈍の治金的意義は(1)再結晶による熱延
集合組識の破壊、(2)ｒ相が変態して出来た硬い相
のフエライト＋炭化物への分離の２点にあると考
えられる。熱延板焼鈍をしない場合は、この硬い
相が冷延性を劣化させ、最終焼鈍でもフエライト
＋炭化物に完全に分離しないため、加工性、特に
深絞り性が著しく劣化する。本発明者は、Alを
0.08％〜0.5％添加することで熱間加工中はフエ
ライト＋オーステナイトの混合組織とし、熱延終
了後には若干の硬い相を残して大部分はフエライ
ト＋炭化物として冷延性を向上させ、最終焼鈍に
おいてはフエライト＋炭化物のみからなる組成に
することで熱延板焼鈍なしで、リジング並びにｒ
値を向上させることが出来ることを発見したが、
更に冷延圧下率を75％以下とすることで、リジン
グが著しく向上することがわかり、本発明が完成
されたものである。 まずAlを0.08％〜0.5％添加した理由について
説明する。Alを添加した理由は３点ある。第１
点は、Alを添加することで熱間工程でｒ相→α
相＋炭化物への分離が進行し、熱延板焼鈍を行な
わないでも冷延性が向上するためであり、この目
的のためのAlは0.08％以上あればよい。第２点
は、鋼中のＮを熱延のままの状態で、一部分AlN
の形で析出させるためであり、NasAlNとして析
出量が約30ppm以上あれば、深絞り性が向上す
るが、通常のフエライト系ステンレス鋼、例えば
SUS430においては、Al 0.08％以上あればこの条
件はほぼ満足できる。第３点は、最終焼鈍工程に
おいて鋼板中に残存していた硬い相をフエライト
＋炭化物に短時間で完全に分離するためであり、
Alが0.08％以下低い程長時間の焼鈍を行なわない
と分離が不充分で、製品の深絞り特性が劣化し、
降伏応力が高く、伸びが減少することになる。以
上の３点からAl 0.08％を添加の下限としたが、
1.0％以上添加すると、より顕著にこの効果があ
らわれる。Alの添加量が多い程、これらの効果
は増加する傾向がみられるが、Al 0.5％を越える
と効果が飽和に達し、これ以上の添加は経済的に
好ましくないことから0.5％を添加の上限とし
た。好ましい上限量は0.3％である。 本発明の効果をより効果的に発揮するにはＣ量
の制御も重要であり、熱延終了後の鋼帯に若干の
硬い相が存在するためには、0.03％以上含有する
ことが望ましく、又0.1％を越えると、本発明の
如くAl添加を行つても冷延性が低下するのでＣ
は0.1％以下とすることが必要である。 次に冷間圧延の圧下率を75％以下とした理由に
ついて説明する。熱延板焼鈍有りの通常工程の場
合は通常のSUS430も、本発明のAl添加した430
鋼も冷延圧下率と製品のリジング特性との関係
は、あまり顕著ではなく、冷延圧下率が90％以上
の場合は、リジングが若干大きくなる傾向がみら
れる。熱延板焼鈍を行なわない本発明の場合通常
のSUS430鋼の場合は、冷延圧下率を75％以下と
すると、若干リジングが軽減される傾向がみられ
るが、リジングの冷延圧下率依存性は比較的少な
い。しかしながら本発明で示した如くAl 0.08％
〜0.5％添加したSUS430鋼はリジングの冷延圧下
率依存性が極めて大きいことを発見した。即ち冷
延圧下率80％以上の場合は、冷延圧下率を増して
もリジング特性は殆んど変化しないが、80％以下
冷延圧下率が減少すると急激に減少する。第１図
に本発明のAl添加SUS430鋼の熱延板焼鈍有、無
と冷間圧下率とリジング高さの関係を模式的に示
した。図から明らかな如く、リジング特性を向上
させる臨界圧延圧下率のようなものが存在し、通
常の熱延板焼鈍工程では85％以下であるのに対
し、本発明の如く、熱延板焼鈍なしの工程では75
％以下の低圧下側に移行している。熱延板焼鈍な
しの工程で低圧下率側にシフトしている治金的な
理由についてはわからないが、本発明の如くAl
が添加されているSUS430鋼の場合も熱延板の硬
度、すなわち冷間圧延開始前の硬度は、熱延板焼
鈍した材料と比べて若干高い。冷間圧延の低下率
が増加する程硬度は増加するが、熱延板焼鈍なし
の材料は、熱延板焼鈍有の材料と比べてより低圧
下率側で、同一の硬さになる。このことから、熱
延板焼鈍なしの場合の冷延集合組織は、より低圧
下冷延の場合に、熱延板焼鈍工程の場合と近似し
た組織になつていると想定されることから、最終
再結晶鈍後のストラクチヤー、集合組織も、熱延
板焼鈍なしの場合は、熱延板焼鈍した場合と比較
すると低圧下側で近似してくると考えられる。リ
ジング特性は、これらストラクチヤー、集合組織
と密切な関係があるので、リジング特性が変化す
る臨界圧圧下率も、熱延板焼鈍なし工程では、低
圧下側にシフトしているとも考えられる。なぜリ
ジング特性が急激に変化する臨界圧下率が存在す
るかについては、明らかではない。 なお、冷間圧延いおいて、通常40％未満の冷延
圧下率では再結晶しにくく、再結晶した場合も、
結晶粒が粗大化して所望の材質（延び、絞り性、
表面性状等）を得ることができないので、本発明
においてはこの冷延圧下率の下限を40％とする。 以下本発明を実施例に従つて詳細に説明する。 実施例 表１に示す化学成分のSUS430のスラブを通常
の方法で熱間圧延し、熱延板焼鈍を行うことな
く、冷延圧下率60％、70％、80％、93％の４条件
で冷間圧延をした後、再結晶焼鈍を行なつた。比
較のため、熱延板焼鈍を行なつた場合についても
一部同様な実験を行なつた。 得られた製品のリジング高さを第２図に示し
た。図から明かな如く、本発明のAl添加SUS430
鋼を素材とするものは、熱延板焼鈍なしでも、冷
間圧下率75％以下でリジング特性が良好なことが
わかる。
【表】
以上の如く本発明に従えば、リジングの低いフ
エライト系ステンレス薄鋼板を熱延板焼鈍なしで
１回の冷延と再結晶化焼鈍により製造することが
出来る。
エライト系ステンレス薄鋼板を熱延板焼鈍なしで
１回の冷延と再結晶化焼鈍により製造することが
出来る。
第１図は本発明に従つてAlを多量に添加した
鋼の熱延板焼鈍有、無で工程処理を行い製品とし
た場合の冷延圧下率と製品のリジングの関係を模
式的に示した図、第２図は本発明に従つてAlを
多量に添加した鋼及び従来鋼を熱延板焼鈍有、無
で工程処理を行ない製品とした場合の冷延圧下率
とリジングの関係を示した図である。
鋼の熱延板焼鈍有、無で工程処理を行い製品とし
た場合の冷延圧下率と製品のリジングの関係を模
式的に示した図、第２図は本発明に従つてAlを
多量に添加した鋼及び従来鋼を熱延板焼鈍有、無
で工程処理を行ない製品とした場合の冷延圧下率
とリジングの関係を示した図である。
Claims (1)
- １ SolAl 0.08％〜0.5％含有するフエライト系
ステンレス鋼スラブを熱間圧延した後、熱延板焼
鈍を行うことなく１回の冷間圧延で製品の厚みま
で冷間圧延後焼鈍する製造工程において、１回の
冷間圧延の圧下率を40％以上75％以下とすること
を特徴とするリジングの少ないフエライト系ステ
ンレス薄鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14644280A JPS5770224A (en) | 1980-10-20 | 1980-10-20 | Production of ferritic stainless steel with little ribbing |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14644280A JPS5770224A (en) | 1980-10-20 | 1980-10-20 | Production of ferritic stainless steel with little ribbing |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5770224A JPS5770224A (en) | 1982-04-30 |
| JPS6119685B2 true JPS6119685B2 (ja) | 1986-05-19 |
Family
ID=15407739
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14644280A Granted JPS5770224A (en) | 1980-10-20 | 1980-10-20 | Production of ferritic stainless steel with little ribbing |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5770224A (ja) |
-
1980
- 1980-10-20 JP JP14644280A patent/JPS5770224A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5770224A (en) | 1982-04-30 |
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