JPS6151611B2 - - Google Patents
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- JPS6151611B2 JPS6151611B2 JP55095699A JP9569980A JPS6151611B2 JP S6151611 B2 JPS6151611 B2 JP S6151611B2 JP 55095699 A JP55095699 A JP 55095699A JP 9569980 A JP9569980 A JP 9569980A JP S6151611 B2 JPS6151611 B2 JP S6151611B2
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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
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips 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鋼板の製造方
法の連続化および省工程化に関するものである。 従来、フエライト系ステンレス鋼板
（SUS430）の製造方法は熱延板をボツクス焼鈍炉
で800〜850℃に加熱後２時間以上保持し、次いで
室温まで徐冷するという長時間焼鈍を行ない、中
間板厚まで一次冷延した後、中間焼鈍し、製品板
厚まで二次冷延し、最終焼鈍を行なつて（この工
程を2CRと呼ぶ）最終製品を得ている。上記従来
の製造法の製造上の主要なポイントは２点ある。
第１のポイントは熱延板のボツクス焼鈍である。
すなわちフエライト系ステンレス鋼板の熱間圧延
組織は普通鋼の場合と異なり、冷間圧延組織に近
く、焼鈍を施さずに冷延工程に入ると最終製品の
材質が著しく劣化するため省略することができ
ず、良好な最終製品材質を得るために800〜850℃
で２時間以上の保持が必要であつた。また、850
℃を越えるような高温での焼鈍はオーステナイト
変態相を生じ材質劣化につながり、さらに冷却速
度が速いと焼鈍後の酸洗時に粒界腐食を生じ最終
製品の表面性状を著しく阻害するため、炉冷する
ことが必要である。これらのことからフエライト
系ステンレス鋼熱延鋼板の焼鈍はボツクス焼鈍に
よらざるを得なかつた。第２のポイントは冷延工
程を2CRで行うことである。すなわち、一次冷延
を省略した工程（この工程を1CRと呼ぶ）で製造
した最終製品はプレス加工により深絞り加工を行
う等の場合、激しいリジングが発生するとともに
深絞り性支配因子である値が劣化し、深絞り加
工性が極めて低下する等の問題が生じるため2CR
工程の1CR化は実用化されていない。 本発明の目的は、フエライト系ステンレス鋼の
熱延鋼板を連続焼鈍後、1CR工程によつて最終成
品とし従来のボツクス焼鈍−2CR工程と同等以上
の材質を得る方法を提供しようとするものであ
る。 すなわち本発明はAlを含有するフエライト系
ステンレス鋼スラブを1250℃以下の温度に加熱
後、熱間圧延を行ない、熱延鋼板を900℃以上
1050℃未満の温度域に加熱し20分以下の短時間保
持した後、室温まで空冷することからなる連続焼
鈍を施した後、1CR工程によつて最終製品を製造
する連続化および簡略化された製造方法を提供す
るものである。 フエライト系ステンレス熱延鋼板の焼鈍の連続
化に当つての第１の問題点は、先にも触れたよう
に熱延板を焼鈍した後の酸洗時における粒界腐食
である。すなわち、焼鈍を連続的に行うためには
短時間で焼鈍を終了しなければならないが、その
ためには従来のボツクス焼鈍条件である加熱温度
800℃〜850℃、保持時間２時間以上と同等の熱履
歴を与えるためには850℃を超える高温焼鈍を行
う必要がある。しかし通常のフエライト系ステン
レス鋼板では850℃を越える温度に加熱後空冷す
ると、加熱時に固溶し粒界に濃化した炭素が空冷
過程でCrと結合し、粒界にクロム炭化物を析出
し粒界近傍のCrを消費するため粒界近傍のCr含
有量が低下し、このため焼鈍後の酸洗時に粒界が
選択的に溶解し粒界腐食を生ずる。このことが従
来、フエライト系ステンレス鋼熱延鋼板の焼鈍が
連続化しえなかつた原因の１つとなつていた。 本発明者等は上記粒界腐食の防止法について種
種検討した結果、Alがフエライト系ステンレス
鋼熱延鋼板の焼鈍時に発生する粒界腐食性に対し
て極めて有効であることを見出した。 第１図はその結果を示す図で、各焼鈍温度に保
持し空冷後の酸洗による粒界腐食の有無を種々の
Al添加量のフエライト系ステンレス鋼板につい
て調査したものである。第１図からAl添加量を
0.10wt％を超えて添加すると粒界腐食の焼鈍温度
依存性が改善され、焼鈍温度を900℃以上に上げ
ることが可能である。一方通常のボツクス焼鈍サ
イクルである800℃〜850℃焼鈍材を２回冷延工程
によつて製造した最終製品のリジング高さは25〜
35μである。この従来法によつて製造した製品と
同等のリジング高さを得るには、第６図の実施例
結果からも明らかなように熱延板焼鈍温度は900
℃で十分である。図中斜線で示したのは従来法に
よる水準である。さらに熱延板焼鈍温度を上げれ
ば一層リジング性が良好な製品を1CR工程で製造
可能であることは第６図あるいは後述するように
明白である。しかしながら熱延板焼鈍温度を1050
℃以上にするとリジング性は極めて良好になる
が、この温度域での焼鈍は第１図からAl添加量
を増しても粒界腐食が発生し、最終製品の表面特
性を損うため焼鈍温度の上限は粒界腐食の点から
1050℃未満とした。 次に、最終製品の材質を確保する上から熱延板
の焼鈍および冷延工程は極めて重要である。すな
わち器物等の深絞りに用いる最終冷延焼鈍製品に
要求されるリジング性および値は熱延板焼鈍
を十分に行う、冷延工程は２回冷延、２回焼鈍
（2CR）の２点によつて製造している。すなわち
熱延板焼鈍が不十分であるとリジング性が悪くな
り、冷延工程を１回冷延、１回焼鈍するとリジン
グ性および値ともに低下するため材質の面から
も熱延板の焼鈍および1CR化は困難であつた。 本発明者等は、このリジング性および値に及
ぼす製造条件の影響を分離して考察し次のことを
明らかにした。すなわち、リジング性は冷延工程
とともに熱延板焼鈍工程および冷延工程が極めて
大きな影響を与えていることを見い出した。熱延
板の焼鈍温度を850℃よりも更に上げれば、リジ
ング性が著しく改善され、1CR工程によつても材
質的に十分満足出来る最終製品を製造することが
可能であるが、従来のボツクス焼鈍では炉の構造
上850℃よりも高温での焼鈍は炉の損傷が著しく
実用にはならない。またボツクス焼鈍のこの欠点
をカバーすべく連続焼鈍炉によつて1000℃まで焼
鈍温度を上げ短時間で焼鈍を完了する方法も知ら
れているが、従来の成分系では変態点が低くこの
ような高温ではγ相を生じ、冷却過程でマルテン
サイトに変態するため、1000℃加熱のままでは、
次工程での冷間圧延時に冷延割れを生ずるため
1000℃での熱処理後800℃前後で長時間の焼戻し
処理を行わなければならない等実用化し得ない方
法が知られている。 本発明は、高温焼鈍によるリジング性の改善効
果を得、かつ高温焼鈍時に生ずるγ相を抑制する
方法を見い出したものである。すなわち0.10％超
〜0.25％のAl添加によつて変態点を上げるととも
に焼鈍に際して900℃以上1050℃未満の高温域で
の保持時間を20分以下と短かくすることによつて
γ相が生成しないうちに、冷却しγ相の生成を抑
制するものである。このため900℃以上1050℃未
満という高温焼鈍でありながら従来のボツクス焼
鈍と同様の冷延性を得るとともに、リジング性の
良好な素材を得ることが可能となり、１回冷延に
よつてもリジング性が優れた最終製品の製造を可
能にしたものである。 更に、本発明者らは最終製品の値に及ぼす製
造条件の影響を検討し、値が冷延前の固溶Ｎ
（〔鋼板中の全Ｎ−NasAlN〕を仮りに固溶Ｎと呼
ぶ）量によつて大きく影響されることを見いだし
た。この関係を第２図に示す。第２図は、冷延前
固溶Ｎと1CR材の値を示したものであるが、固
溶Ｎの減少とともに値が上昇している。従来の
ボツクス焼鈍−2CR工程による製造法では二次冷
延前の固溶Ｎはボツクス焼鈍温度が800〜850℃と
窒素の析出促進域であること、ボツクス焼鈍にお
ける冷却速度が遅いこと、中間焼鈍時にさらに析
出が促進されること等によつて極めて低減されて
いるが、熱延板焼鈍を連続化した場合には、前述
の短時間焼鈍に伴なう高温焼鈍化により、鋼板中
の固溶Ｎが増加し、さらに連続焼鈍では冷却速度
が速く冷却過程でのＮの析出がほとんどないた
め、冷延前固溶Ｎは増大している。冷延工程が
2CR工程であれば、中間焼鈍時に大部分の固溶Ｎ
は析出し、２次冷延前の固溶Ｎを低減することが
可能であり、値は高くなるが、1CR工程では冷
延前に固溶Ｎを低減する工程がないため値は低
くなり材質的に不満足なものであつた。 本発明者等はこの固溶Ｎの製造工程での挙動を
追求し、連続焼鈍−1CR工程によつて十分高い
値を得る方法を明らかにした。上述の様に通常熱
延板中の固溶Ｎは、高温短時間焼鈍では析出し得
ないため、この固溶Ｎを低減するためには単純に
Ti等の窒化物形成元素の添加、高温焼鈍後の析
出処理等が考えられるが、窒化物形成元素の添加
は製造コストアツプにつながり、析出促進処理
は、連続焼鈍時間が延長されるため、連続焼鈍に
よる短時間化を阻害するものである。そこで、熱
延ままの状態で固溶Ｎを何らかの方法で低減させ
れば、いいかえれば固溶Ｎを析出させれば良いこ
とに注目した。ところが通常の熱間圧延板中の固
溶Ｎは、加熱炉内での平衡値と殆んど変らない。
すなわち、加熱炉を出てから熱延板になるまでの
熱延過程では、固溶Ｎの析出は起きていないこと
を発見した。したがつて熱延板中の固溶Ｎを低減
させるには、熱延以前の加熱炉内での固溶Ｎの平
衡値を十分下げておく必要がある。このために
Al添加および加熱温度コントロールが極めて重
要であることを見い出した。 一般にAlを添加した鋼の鋼中ＮとAlNの平衡析
出量（固溶Ｎ）はAl添加量と鋼中Ｎ、温度の関
数であることが知られているがフエライト系ステ
ンレス鋼に関してのこれら３者間の関係式は未だ
確定していないが、繰返し実験を重ねた結果、普
通鋼で良く用いられているいわゆる下記の
Darkenの式が実験データと比較的良く一致する
ことを見出した。 〔Ｎ〕〔Al〕＝exp（1.95−7400／Ｔ） 〔Ｎ〕：鋼中Ｎ（wt％） 〔Al〕：鋼中Al（wt％） Ｔ：温度〓 さらに、通常の市販のフエライト系ステンレス
鋼板の値が1.0〜1.4であること、および第２図
から冷延前の固溶Ｎが80ppm以下であれば、
値は1.0以上であることが明らかであるため、加
熱炉内で固溶Ｎを80ppm以下に抑えれば良いこ
とがわかる。 第３図イ，ロに上記Darkenの式によつて固溶
Ｎの加熱炉内での平衡値を各加熱温度で計算した
ものを示した。これらの図から加熱炉内での固溶
Ｎを80ppmに押えるためには、Al添加量を増せ
ば、1300℃加熱においても固溶Ｎを80ppm以下
とすることが可能であるが、Al添加によるコス
トアツプを考えればAl添加量0.25％が限度である
ことから加熱温度は1250℃以下とするのが工業的
には有利である。また上記の見地からすれば加熱
温度は低い方が固溶Ｎを押えるためには好ましい
が、あまり加熱温度を下げると熱間圧延時の負荷
が急激に増大すること、熱延板の表面性状が極度
に劣化することから、加熱温度の下限は1050℃と
することが工業上望しい。 このように、Al添加量と加熱条件とのバラン
スをとつて製造した熱延板中の固溶Ｎの一例を第
４図に示した。この図より、第３図から推定され
る様に、熱延板中の固溶Ｎは十分に減少しており
1CR材の値は1.0以上確保することが可能であ
る。また、熱延板の連続焼鈍温度の上限が加熱炉
加熱温度よりも低く、AlNの再固溶はなくむしろ
AlNの析出が促進される温度域である。 以下実施例によつて本発明を説明する。 実施例 第１表に示す成分を有するスラブを1200℃加熱
によつて板厚3.0mmの熱延板を製造した。
法の連続化および省工程化に関するものである。 従来、フエライト系ステンレス鋼板
（SUS430）の製造方法は熱延板をボツクス焼鈍炉
で800〜850℃に加熱後２時間以上保持し、次いで
室温まで徐冷するという長時間焼鈍を行ない、中
間板厚まで一次冷延した後、中間焼鈍し、製品板
厚まで二次冷延し、最終焼鈍を行なつて（この工
程を2CRと呼ぶ）最終製品を得ている。上記従来
の製造法の製造上の主要なポイントは２点ある。
第１のポイントは熱延板のボツクス焼鈍である。
すなわちフエライト系ステンレス鋼板の熱間圧延
組織は普通鋼の場合と異なり、冷間圧延組織に近
く、焼鈍を施さずに冷延工程に入ると最終製品の
材質が著しく劣化するため省略することができ
ず、良好な最終製品材質を得るために800〜850℃
で２時間以上の保持が必要であつた。また、850
℃を越えるような高温での焼鈍はオーステナイト
変態相を生じ材質劣化につながり、さらに冷却速
度が速いと焼鈍後の酸洗時に粒界腐食を生じ最終
製品の表面性状を著しく阻害するため、炉冷する
ことが必要である。これらのことからフエライト
系ステンレス鋼熱延鋼板の焼鈍はボツクス焼鈍に
よらざるを得なかつた。第２のポイントは冷延工
程を2CRで行うことである。すなわち、一次冷延
を省略した工程（この工程を1CRと呼ぶ）で製造
した最終製品はプレス加工により深絞り加工を行
う等の場合、激しいリジングが発生するとともに
深絞り性支配因子である値が劣化し、深絞り加
工性が極めて低下する等の問題が生じるため2CR
工程の1CR化は実用化されていない。 本発明の目的は、フエライト系ステンレス鋼の
熱延鋼板を連続焼鈍後、1CR工程によつて最終成
品とし従来のボツクス焼鈍−2CR工程と同等以上
の材質を得る方法を提供しようとするものであ
る。 すなわち本発明はAlを含有するフエライト系
ステンレス鋼スラブを1250℃以下の温度に加熱
後、熱間圧延を行ない、熱延鋼板を900℃以上
1050℃未満の温度域に加熱し20分以下の短時間保
持した後、室温まで空冷することからなる連続焼
鈍を施した後、1CR工程によつて最終製品を製造
する連続化および簡略化された製造方法を提供す
るものである。 フエライト系ステンレス熱延鋼板の焼鈍の連続
化に当つての第１の問題点は、先にも触れたよう
に熱延板を焼鈍した後の酸洗時における粒界腐食
である。すなわち、焼鈍を連続的に行うためには
短時間で焼鈍を終了しなければならないが、その
ためには従来のボツクス焼鈍条件である加熱温度
800℃〜850℃、保持時間２時間以上と同等の熱履
歴を与えるためには850℃を超える高温焼鈍を行
う必要がある。しかし通常のフエライト系ステン
レス鋼板では850℃を越える温度に加熱後空冷す
ると、加熱時に固溶し粒界に濃化した炭素が空冷
過程でCrと結合し、粒界にクロム炭化物を析出
し粒界近傍のCrを消費するため粒界近傍のCr含
有量が低下し、このため焼鈍後の酸洗時に粒界が
選択的に溶解し粒界腐食を生ずる。このことが従
来、フエライト系ステンレス鋼熱延鋼板の焼鈍が
連続化しえなかつた原因の１つとなつていた。 本発明者等は上記粒界腐食の防止法について種
種検討した結果、Alがフエライト系ステンレス
鋼熱延鋼板の焼鈍時に発生する粒界腐食性に対し
て極めて有効であることを見出した。 第１図はその結果を示す図で、各焼鈍温度に保
持し空冷後の酸洗による粒界腐食の有無を種々の
Al添加量のフエライト系ステンレス鋼板につい
て調査したものである。第１図からAl添加量を
0.10wt％を超えて添加すると粒界腐食の焼鈍温度
依存性が改善され、焼鈍温度を900℃以上に上げ
ることが可能である。一方通常のボツクス焼鈍サ
イクルである800℃〜850℃焼鈍材を２回冷延工程
によつて製造した最終製品のリジング高さは25〜
35μである。この従来法によつて製造した製品と
同等のリジング高さを得るには、第６図の実施例
結果からも明らかなように熱延板焼鈍温度は900
℃で十分である。図中斜線で示したのは従来法に
よる水準である。さらに熱延板焼鈍温度を上げれ
ば一層リジング性が良好な製品を1CR工程で製造
可能であることは第６図あるいは後述するように
明白である。しかしながら熱延板焼鈍温度を1050
℃以上にするとリジング性は極めて良好になる
が、この温度域での焼鈍は第１図からAl添加量
を増しても粒界腐食が発生し、最終製品の表面特
性を損うため焼鈍温度の上限は粒界腐食の点から
1050℃未満とした。 次に、最終製品の材質を確保する上から熱延板
の焼鈍および冷延工程は極めて重要である。すな
わち器物等の深絞りに用いる最終冷延焼鈍製品に
要求されるリジング性および値は熱延板焼鈍
を十分に行う、冷延工程は２回冷延、２回焼鈍
（2CR）の２点によつて製造している。すなわち
熱延板焼鈍が不十分であるとリジング性が悪くな
り、冷延工程を１回冷延、１回焼鈍するとリジン
グ性および値ともに低下するため材質の面から
も熱延板の焼鈍および1CR化は困難であつた。 本発明者等は、このリジング性および値に及
ぼす製造条件の影響を分離して考察し次のことを
明らかにした。すなわち、リジング性は冷延工程
とともに熱延板焼鈍工程および冷延工程が極めて
大きな影響を与えていることを見い出した。熱延
板の焼鈍温度を850℃よりも更に上げれば、リジ
ング性が著しく改善され、1CR工程によつても材
質的に十分満足出来る最終製品を製造することが
可能であるが、従来のボツクス焼鈍では炉の構造
上850℃よりも高温での焼鈍は炉の損傷が著しく
実用にはならない。またボツクス焼鈍のこの欠点
をカバーすべく連続焼鈍炉によつて1000℃まで焼
鈍温度を上げ短時間で焼鈍を完了する方法も知ら
れているが、従来の成分系では変態点が低くこの
ような高温ではγ相を生じ、冷却過程でマルテン
サイトに変態するため、1000℃加熱のままでは、
次工程での冷間圧延時に冷延割れを生ずるため
1000℃での熱処理後800℃前後で長時間の焼戻し
処理を行わなければならない等実用化し得ない方
法が知られている。 本発明は、高温焼鈍によるリジング性の改善効
果を得、かつ高温焼鈍時に生ずるγ相を抑制する
方法を見い出したものである。すなわち0.10％超
〜0.25％のAl添加によつて変態点を上げるととも
に焼鈍に際して900℃以上1050℃未満の高温域で
の保持時間を20分以下と短かくすることによつて
γ相が生成しないうちに、冷却しγ相の生成を抑
制するものである。このため900℃以上1050℃未
満という高温焼鈍でありながら従来のボツクス焼
鈍と同様の冷延性を得るとともに、リジング性の
良好な素材を得ることが可能となり、１回冷延に
よつてもリジング性が優れた最終製品の製造を可
能にしたものである。 更に、本発明者らは最終製品の値に及ぼす製
造条件の影響を検討し、値が冷延前の固溶Ｎ
（〔鋼板中の全Ｎ−NasAlN〕を仮りに固溶Ｎと呼
ぶ）量によつて大きく影響されることを見いだし
た。この関係を第２図に示す。第２図は、冷延前
固溶Ｎと1CR材の値を示したものであるが、固
溶Ｎの減少とともに値が上昇している。従来の
ボツクス焼鈍−2CR工程による製造法では二次冷
延前の固溶Ｎはボツクス焼鈍温度が800〜850℃と
窒素の析出促進域であること、ボツクス焼鈍にお
ける冷却速度が遅いこと、中間焼鈍時にさらに析
出が促進されること等によつて極めて低減されて
いるが、熱延板焼鈍を連続化した場合には、前述
の短時間焼鈍に伴なう高温焼鈍化により、鋼板中
の固溶Ｎが増加し、さらに連続焼鈍では冷却速度
が速く冷却過程でのＮの析出がほとんどないた
め、冷延前固溶Ｎは増大している。冷延工程が
2CR工程であれば、中間焼鈍時に大部分の固溶Ｎ
は析出し、２次冷延前の固溶Ｎを低減することが
可能であり、値は高くなるが、1CR工程では冷
延前に固溶Ｎを低減する工程がないため値は低
くなり材質的に不満足なものであつた。 本発明者等はこの固溶Ｎの製造工程での挙動を
追求し、連続焼鈍−1CR工程によつて十分高い
値を得る方法を明らかにした。上述の様に通常熱
延板中の固溶Ｎは、高温短時間焼鈍では析出し得
ないため、この固溶Ｎを低減するためには単純に
Ti等の窒化物形成元素の添加、高温焼鈍後の析
出処理等が考えられるが、窒化物形成元素の添加
は製造コストアツプにつながり、析出促進処理
は、連続焼鈍時間が延長されるため、連続焼鈍に
よる短時間化を阻害するものである。そこで、熱
延ままの状態で固溶Ｎを何らかの方法で低減させ
れば、いいかえれば固溶Ｎを析出させれば良いこ
とに注目した。ところが通常の熱間圧延板中の固
溶Ｎは、加熱炉内での平衡値と殆んど変らない。
すなわち、加熱炉を出てから熱延板になるまでの
熱延過程では、固溶Ｎの析出は起きていないこと
を発見した。したがつて熱延板中の固溶Ｎを低減
させるには、熱延以前の加熱炉内での固溶Ｎの平
衡値を十分下げておく必要がある。このために
Al添加および加熱温度コントロールが極めて重
要であることを見い出した。 一般にAlを添加した鋼の鋼中ＮとAlNの平衡析
出量（固溶Ｎ）はAl添加量と鋼中Ｎ、温度の関
数であることが知られているがフエライト系ステ
ンレス鋼に関してのこれら３者間の関係式は未だ
確定していないが、繰返し実験を重ねた結果、普
通鋼で良く用いられているいわゆる下記の
Darkenの式が実験データと比較的良く一致する
ことを見出した。 〔Ｎ〕〔Al〕＝exp（1.95−7400／Ｔ） 〔Ｎ〕：鋼中Ｎ（wt％） 〔Al〕：鋼中Al（wt％） Ｔ：温度〓 さらに、通常の市販のフエライト系ステンレス
鋼板の値が1.0〜1.4であること、および第２図
から冷延前の固溶Ｎが80ppm以下であれば、
値は1.0以上であることが明らかであるため、加
熱炉内で固溶Ｎを80ppm以下に抑えれば良いこ
とがわかる。 第３図イ，ロに上記Darkenの式によつて固溶
Ｎの加熱炉内での平衡値を各加熱温度で計算した
ものを示した。これらの図から加熱炉内での固溶
Ｎを80ppmに押えるためには、Al添加量を増せ
ば、1300℃加熱においても固溶Ｎを80ppm以下
とすることが可能であるが、Al添加によるコス
トアツプを考えればAl添加量0.25％が限度である
ことから加熱温度は1250℃以下とするのが工業的
には有利である。また上記の見地からすれば加熱
温度は低い方が固溶Ｎを押えるためには好ましい
が、あまり加熱温度を下げると熱間圧延時の負荷
が急激に増大すること、熱延板の表面性状が極度
に劣化することから、加熱温度の下限は1050℃と
することが工業上望しい。 このように、Al添加量と加熱条件とのバラン
スをとつて製造した熱延板中の固溶Ｎの一例を第
４図に示した。この図より、第３図から推定され
る様に、熱延板中の固溶Ｎは十分に減少しており
1CR材の値は1.0以上確保することが可能であ
る。また、熱延板の連続焼鈍温度の上限が加熱炉
加熱温度よりも低く、AlNの再固溶はなくむしろ
AlNの析出が促進される温度域である。 以下実施例によつて本発明を説明する。 実施例 第１表に示す成分を有するスラブを1200℃加熱
によつて板厚3.0mmの熱延板を製造した。
【表】
全鋼種について850℃〜1050℃の温度域に2min
保持後、室温まで空冷する連続焼鈍を施した後、
1CR工程によつて0.5mmの冷延焼鈍板を得た。な
お、このときの連続焼鈍後の冷却曲線を第５図に
示した。この工程で、連続焼鈍後の酸洗時におけ
る粒界腐食の有無を走査型電子顕微鏡にて観察し
た結果を第２表に示した。
保持後、室温まで空冷する連続焼鈍を施した後、
1CR工程によつて0.5mmの冷延焼鈍板を得た。な
お、このときの連続焼鈍後の冷却曲線を第５図に
示した。この工程で、連続焼鈍後の酸洗時におけ
る粒界腐食の有無を走査型電子顕微鏡にて観察し
た結果を第２表に示した。
【表】
×は粒界腐食あり
なお、リジング性の焼鈍温度依存性を第６図に
示し、また値の焼鈍温度依存性を第７図に熱延
板中の固溶Ｎ量と合せて示した。 第２表に示すように、連続焼鈍後の酸洗時にお
ける粒界腐食は、焼鈍温度850℃の場合は比較
例、本発明共満足な値を示すが、焼鈍温度900℃
以上では比較例（鋼番Ａ，Ｂ，Ｃ）は、粒界腐食
が大となる。しかしながら本発明の鋼番Ｄ〜Ｆは
Al含有量が大な程900℃以上の高温焼鈍によつて
も粒界腐食が生ぜず、1000℃の高温焼鈍を行つて
も粒界腐食は満足な値を示した。しかしながら焼
鈍温度が1050℃では粒界腐食が生じるので、焼鈍
温度は粒界腐食の点からは1050℃未満とすべきで
ある。 第６図は本発明に係る焼鈍温度とリジング高さ
の関係を示したものであり、この図から焼鈍温度
を900℃以上とするとリジング高さを従来法によ
る水準（斜線の範囲）以下にすることが可能であ
る。 また、第７図は焼鈍温度と値との関係を示し
たものである。この図から本発明の鋼番Ｄ〜Ｆは
焼鈍温度が1000℃以下で値1.0となり、焼鈍温
度が1050℃になると値は急激に悪化することが
わかる。 以上述べたように本発明によれば、熱延鋼板の
長時間焼鈍を短時間の連続焼鈍とし、なおかつ中
間冷延、中間焼鈍を省いても、得られるステンレ
ス鋼板の粒界腐食、リジング性、値は従来法に
より製造した場合に比較し優れた値とすることが
できるという顕著な効果を奏する。
なお、リジング性の焼鈍温度依存性を第６図に
示し、また値の焼鈍温度依存性を第７図に熱延
板中の固溶Ｎ量と合せて示した。 第２表に示すように、連続焼鈍後の酸洗時にお
ける粒界腐食は、焼鈍温度850℃の場合は比較
例、本発明共満足な値を示すが、焼鈍温度900℃
以上では比較例（鋼番Ａ，Ｂ，Ｃ）は、粒界腐食
が大となる。しかしながら本発明の鋼番Ｄ〜Ｆは
Al含有量が大な程900℃以上の高温焼鈍によつて
も粒界腐食が生ぜず、1000℃の高温焼鈍を行つて
も粒界腐食は満足な値を示した。しかしながら焼
鈍温度が1050℃では粒界腐食が生じるので、焼鈍
温度は粒界腐食の点からは1050℃未満とすべきで
ある。 第６図は本発明に係る焼鈍温度とリジング高さ
の関係を示したものであり、この図から焼鈍温度
を900℃以上とするとリジング高さを従来法によ
る水準（斜線の範囲）以下にすることが可能であ
る。 また、第７図は焼鈍温度と値との関係を示し
たものである。この図から本発明の鋼番Ｄ〜Ｆは
焼鈍温度が1000℃以下で値1.0となり、焼鈍温
度が1050℃になると値は急激に悪化することが
わかる。 以上述べたように本発明によれば、熱延鋼板の
長時間焼鈍を短時間の連続焼鈍とし、なおかつ中
間冷延、中間焼鈍を省いても、得られるステンレ
ス鋼板の粒界腐食、リジング性、値は従来法に
より製造した場合に比較し優れた値とすることが
できるという顕著な効果を奏する。
第１図はフエライト系ステンレス鋼熱延鋼板の
Al含有率と焼鈍温度を変化させた場合の粒界腐
食の有無を示す図、第２図は冷延前のフエライト
系ステンレス鋼板の固溶Ｎと値との関係を示す
図、第３図イ及びロは加熱炉における加熱温度と
固溶Ｎの関係をAl含有量を変化させて示した
図、第４図は鋼中Al含有量と熱延板中の固溶Ｎ
との関係を示す図、第５図は本発明に係る連続焼
鈍における冷却速度を例示した図、第６図は焼鈍
温度とリジング高さの関係を示す図、第７図は焼
鈍温度と値の関係を示す図である。
Al含有率と焼鈍温度を変化させた場合の粒界腐
食の有無を示す図、第２図は冷延前のフエライト
系ステンレス鋼板の固溶Ｎと値との関係を示す
図、第３図イ及びロは加熱炉における加熱温度と
固溶Ｎの関係をAl含有量を変化させて示した
図、第４図は鋼中Al含有量と熱延板中の固溶Ｎ
との関係を示す図、第５図は本発明に係る連続焼
鈍における冷却速度を例示した図、第６図は焼鈍
温度とリジング高さの関係を示す図、第７図は焼
鈍温度と値の関係を示す図である。
Claims (1)
- １ Alを0.10％超〜0.25％含有する17Crフエライ
ト系ステンレス鋼スラブを、1050〜1250℃の温度
域に加熱後、熱間圧延により熱間圧延鋼帯とな
し、この熱間圧延鋼帯を900℃以上1050℃未満の
温度域に加熱し20分以下の短時間保持した後、室
温まで空冷することからなる連続焼鈍を施し、そ
の後最終製品板厚まで中間焼鈍することなく冷間
圧延し、次いで再結晶焼鈍することを特徴とする
フエ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 |
|---|---|---|---|
| JP9569980A JPS5723024A (en) | 1980-07-15 | 1980-07-15 | Manufacture of ferrite stainless steel plate |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9569980A JPS5723024A (en) | 1980-07-15 | 1980-07-15 | Manufacture of ferrite stainless steel plate |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5723024A JPS5723024A (en) | 1982-02-06 |
| JPS6151611B2 true JPS6151611B2 (ja) | 1986-11-10 |
Family
ID=14144742
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9569980A Granted JPS5723024A (en) | 1980-07-15 | 1980-07-15 | Manufacture of ferrite stainless steel plate |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5723024A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01176604A (ja) * | 1987-12-29 | 1989-07-13 | Horikawa Densen Kk | 柔軟性シールド電線 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100598576B1 (ko) * | 1999-09-01 | 2006-07-13 | 주식회사 포스코 | 성형성 및 리징성이 우수한 페라이트계 스테인레스강의 제조방법 |
| JP4949124B2 (ja) * | 2007-05-22 | 2012-06-06 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法 |
| WO2015111403A1 (ja) * | 2014-01-24 | 2015-07-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法 |
| CN111793763A (zh) * | 2020-07-09 | 2020-10-20 | 兰州理工大学 | 一种超高强度和塑性304不锈钢的制备方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5340625A (en) * | 1976-09-28 | 1978-04-13 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel sheet |
| JPS5362724A (en) * | 1976-11-17 | 1978-06-05 | Kawasaki Steel Co | Cold rolled plate of stainless steel based on extremelyylowwcarbon nitrogen ferrite and containing aluminum |
| JPS5747734A (en) * | 1980-09-05 | 1982-03-18 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Cutting method for glass or crystal |
-
1980
- 1980-07-15 JP JP9569980A patent/JPS5723024A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5340625A (en) * | 1976-09-28 | 1978-04-13 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel sheet |
| JPS5362724A (en) * | 1976-11-17 | 1978-06-05 | Kawasaki Steel Co | Cold rolled plate of stainless steel based on extremelyylowwcarbon nitrogen ferrite and containing aluminum |
| JPS5747734A (en) * | 1980-09-05 | 1982-03-18 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Cutting method for glass or crystal |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01176604A (ja) * | 1987-12-29 | 1989-07-13 | Horikawa Densen Kk | 柔軟性シールド電線 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5723024A (en) | 1982-02-06 |
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