JPS62136525A - 表面性状および成形性に優れるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状および成形性に優れるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPS62136525A JPS62136525A JP27658285A JP27658285A JPS62136525A JP S62136525 A JPS62136525 A JP S62136525A JP 27658285 A JP27658285 A JP 27658285A JP 27658285 A JP27658285 A JP 27658285A JP S62136525 A JPS62136525 A JP S62136525A
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- 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
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- 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
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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】
（産業上の利用分野）
表面性状および成形性に優れるフェライト系ステンレス
鋼板の製造方法に関しこの明細書では、熱間圧延後の焼
鈍を低温度かつ短時間で行うことについて述べる。
鋼板の製造方法に関しこの明細書では、熱間圧延後の焼
鈍を低温度かつ短時間で行うことについて述べる。
フェライト系ステンレス鋼板は、家庭用具、自動車部品
、厨房用品などに広く使用されている。
、厨房用品などに広く使用されている。
しかしながらこれらの製品化に当りフェライト系ステン
レス鋼板をプレス成形すると、リジングとよばれる圧延
方向に沿った特有の凹凸が発生し易くこれによって成形
品の表面美麗さが著しく損なわれる。このためリジング
の防止が、フェライト系ステンレス鋼板を製造する上で
大きな課題とな７ている。
レス鋼板をプレス成形すると、リジングとよばれる圧延
方向に沿った特有の凹凸が発生し易くこれによって成形
品の表面美麗さが著しく損なわれる。このためリジング
の防止が、フェライト系ステンレス鋼板を製造する上で
大きな課題とな７ている。
本発明の対象とするフェライト系ステンレス鋼板とは、
Ｃ：０．１ｗｔ％（以下単に％と示す）以下、Ｓｉ：１
％以下、Ｍｎ：１％以下およびＣｒ：１０〜２０％を含
有し、このような成分のフェライト系ステンレス鋼板は
、連続鋳造スラブ、又はインゴットを分塊圧延したスラ
ブ、を熱間圧延後、バッチ式焼鈍あるいは連続焼鈍を施
し、引続き冷間圧延、仕上焼鈍を行う工程にて製造され
る。
Ｃ：０．１ｗｔ％（以下単に％と示す）以下、Ｓｉ：１
％以下、Ｍｎ：１％以下およびＣｒ：１０〜２０％を含
有し、このような成分のフェライト系ステンレス鋼板は
、連続鋳造スラブ、又はインゴットを分塊圧延したスラ
ブ、を熱間圧延後、バッチ式焼鈍あるいは連続焼鈍を施
し、引続き冷間圧延、仕上焼鈍を行う工程にて製造され
る。
該製造工程の熱間圧延に続く焼鈍は耐リジング性および
成形性の向上に必要な工程であるが、焼鈍をバッチ式焼
鈍で行う場合は数１０時間の処理を要するため生産効率
の著しい低下を招く。そこで焼鈍の処理時間短縮を目的
とした連続焼鈍による処理が実施されつつある。
成形性の向上に必要な工程であるが、焼鈍をバッチ式焼
鈍で行う場合は数１０時間の処理を要するため生産効率
の著しい低下を招く。そこで焼鈍の処理時間短縮を目的
とした連続焼鈍による処理が実施されつつある。
（従来の技術）
特公昭５９−２９０９０号公報には、Ａ１を含有するフ
ェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯の焼鈍を９５０
〜１１００℃の温度範囲で行い、その後７５０〜８５０
℃の温度範囲で２分以上保持後、室温まで１０℃／Ｓ以
上の冷却速度で冷却する方法が開示されている。
ェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯の焼鈍を９５０
〜１１００℃の温度範囲で行い、その後７５０〜８５０
℃の温度範囲で２分以上保持後、室温まで１０℃／Ｓ以
上の冷却速度で冷却する方法が開示されている。
また特公昭５９−４３９７８号公報には、Ｂ：ｏ、ｏｔ
〜０．２％、Ｎ ： ０．０２５％を含有するフェライ
ト系ステンレス鋼スラブを、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、？００〜１ｏｓｏ℃の温度に加
熱し急冷する連続焼鈍を行う方法が開示されている。
〜０．２％、Ｎ ： ０．０２５％を含有するフェライ
ト系ステンレス鋼スラブを、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、？００〜１ｏｓｏ℃の温度に加
熱し急冷する連続焼鈍を行う方法が開示されている。
（発明が解決しようとする問題点）
しかしながら上記の連続焼鈍を用いた製造方法はいずれ
もリジング発生防止又は成形性の向上に有効な手段であ
るが、焼鈍温度が高く処理時間も長いところに問題を残
していた。
もリジング発生防止又は成形性の向上に有効な手段であ
るが、焼鈍温度が高く処理時間も長いところに問題を残
していた。
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、優れ
た耐リジング性および成形性を備えるフェライト系ステ
ンレス鋼板を低温、短時間の焼鈍によって製造する、す
なわち生産効率の向上および省エネルギーを併せて実現
することを目的とする。
た耐リジング性および成形性を備えるフェライト系ステ
ンレス鋼板を低温、短時間の焼鈍によって製造する、す
なわち生産効率の向上および省エネルギーを併せて実現
することを目的とする。
（問題点を解決するための手段）
この発明は、Ａｊ！：０．０３〜０．２％およびＮ ７
０．００８〜０．０４％を含有するフェライト系ステン
レス鋼に、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施
し、引続き焼鈍を行い、その後冷間圧延、次いで仕上焼
鈍を施す一連の工程によってフェライト系ステンレス鋼
板を製造するに当り、上記粗圧延後、仕上圧延に先立ち
、８５０〜１１００°Ｃの温度範囲において鋼片表層で
１．０〜１５．０％に相当する圧延方向の曲げ歪εの曲
げ加工を施すこと、上記焼鈍を、（８３０−３７ＩＩ
ｎ（１−１２８ｇ ） ） ’ｃ以上、８００℃以下の
温度範囲で施すこと、を特徴とする表面性状および成形
性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であ
る。
０．００８〜０．０４％を含有するフェライト系ステン
レス鋼に、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施
し、引続き焼鈍を行い、その後冷間圧延、次いで仕上焼
鈍を施す一連の工程によってフェライト系ステンレス鋼
板を製造するに当り、上記粗圧延後、仕上圧延に先立ち
、８５０〜１１００°Ｃの温度範囲において鋼片表層で
１．０〜１５．０％に相当する圧延方向の曲げ歪εの曲
げ加工を施すこと、上記焼鈍を、（８３０−３７ＩＩ
ｎ（１−１２８ｇ ） ） ’ｃ以上、８００℃以下の
温度範囲で施すこと、を特徴とする表面性状および成形
性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であ
る。
以下この発明の基礎となった実験について説明する。
表１にＡ、Ｂ、Ｃ鋼として示す組成の小型鋼塊を真空高
周波小型溶解炉でそれぞれ溶製し、１２００℃に加熱後
、熱間圧延を施して４ｍｍ厚の熱延板としたのち、０〜
１２００℃の温度範囲で実質的に保持を行わない焼鈍を
行った。次いで酸洗、１回冷延法で０．８ｍｍ厚に冷間
圧延したのち、８５０℃、３０Ｓの仕上焼鈍を施して冷
延板を作製した。
周波小型溶解炉でそれぞれ溶製し、１２００℃に加熱後
、熱間圧延を施して４ｍｍ厚の熱延板としたのち、０〜
１２００℃の温度範囲で実質的に保持を行わない焼鈍を
行った。次いで酸洗、１回冷延法で０．８ｍｍ厚に冷間
圧延したのち、８５０℃、３０Ｓの仕上焼鈍を施して冷
延板を作製した。
表 １ 帆
均かくして得られた各冷延板の下値および耐リジング性
について調査した結果を第１図ａ、ｂにそれぞれ示す。
均かくして得られた各冷延板の下値および耐リジング性
について調査した結果を第１図ａ、ｂにそれぞれ示す。
なお第１図ａにおける下値はＪＩＳ ５号試験片を用い
、１５％の引張予ひずみを与えた後３点法により測定し
、Ｌ方向（圧延方向）、Ｃ方向（圧延方向に直角°方向
）、Ｄ方向（圧延方向に４５°方向）の３方向の平均値
ｒ ”” （ｒｔ ＋ ｒｅ ＋ ２ｒｏ）／４として
求めた。
、１５％の引張予ひずみを与えた後３点法により測定し
、Ｌ方向（圧延方向）、Ｃ方向（圧延方向に直角°方向
）、Ｄ方向（圧延方向に４５°方向）の３方向の平均値
ｒ ”” （ｒｔ ＋ ｒｅ ＋ ２ｒｏ）／４として
求めた。
また第１図すにおけるリジング性は圧延方向から切り出
したＪＩＳ ５号試験片を用い、２０％の引張予ひずみ
を付加し表面の凹凸を表面粗度計を用いて測定し、次の
基準でリジング性を評価した。
したＪＩＳ ５号試験片を用い、２０％の引張予ひずみ
を付加し表面の凹凸を表面粗度計を用いて測定し、次の
基準でリジング性を評価した。
リジングランク 鋼板のうねり高さｌ
（良） θ〜 ５μｍ５ （劣）〉４０
μｍ なお上掲の評価１．２は実用上問題のないリジング性を
示す。
（良） θ〜 ５μｍ５ （劣）〉４０
μｍ なお上掲の評価１．２は実用上問題のないリジング性を
示す。
同図に示した結果から明らかなように、下値については
、Ａｌ含有量の比較的高いＢ鋼およびＣ鋼では熱延板焼
鈍が１０００℃以下の温度であれば良好な値が得られる
こと、一方耐リジング性については、Ａｌ含有量が高い
Ｃ鋼を除いて８００℃程度以下の方がかえって良好な結
果が得られる。
、Ａｌ含有量の比較的高いＢ鋼およびＣ鋼では熱延板焼
鈍が１０００℃以下の温度であれば良好な値が得られる
こと、一方耐リジング性については、Ａｌ含有量が高い
Ｃ鋼を除いて８００℃程度以下の方がかえって良好な結
果が得られる。
すなわちＡｌ含有量が０．１０％程度のＢ鋼では、焼鈍
温度を従来よりも低い８００℃以下とした場合であって
も、良好な下値および耐リジング性が得られることが判
明した。
温度を従来よりも低い８００℃以下とした場合であって
も、良好な下値および耐リジング性が得られることが判
明した。
しかしながら上記の如き低温焼鈍を行った場合には、冷
延板の表面に局所的な表面疵が多数発生する新たな問題
が生じた。かかる表面疵は、従来からフェライト系ステ
ンレス鋼において問題とされた、熱延板の鋭敏化に起因
して酸洗後の粒界腐食によって発生するいわゆるきらき
ら疵と考えられる。
延板の表面に局所的な表面疵が多数発生する新たな問題
が生じた。かかる表面疵は、従来からフェライト系ステ
ンレス鋼において問題とされた、熱延板の鋭敏化に起因
して酸洗後の粒界腐食によって発生するいわゆるきらき
ら疵と考えられる。
そこで発明者らは、かかる表面疵の原因である粒界腐食
と焼鈍温度との関係について調べた。その結果を第１図
Ｃに示す。
と焼鈍温度との関係について調べた。その結果を第１図
Ｃに示す。
同図から明らかなように、熱延板のままではＡ。
ＢおよびＣ鋼とも鋭敏化に起因する粒界腐食が生じてい
る。
る。
これに対して焼鈍を行うと、まずＡＩ！含有量が多いＣ
鋼は結晶粒界近傍のＣｒ欠乏層へのＣｒの拡散により８
５０℃以上で鋭敏化の回復がみられたが、１１５０℃以
上の温度で再び鋭敏化傾向を呈し、また同様にＢＥは８
５０℃以上で鋭敏化が回復するが、１１００℃以上の温
度で再び鋭敏化し、一方Ａ鋼はいかなる焼鈍温度でも鋭
敏化の回復はみられなかった。
鋼は結晶粒界近傍のＣｒ欠乏層へのＣｒの拡散により８
５０℃以上で鋭敏化の回復がみられたが、１１５０℃以
上の温度で再び鋭敏化傾向を呈し、また同様にＢＥは８
５０℃以上で鋭敏化が回復するが、１１００℃以上の温
度で再び鋭敏化し、一方Ａ鋼はいかなる焼鈍温度でも鋭
敏化の回復はみられなかった。
従来、Ａｌを含有するフェライト系ステンレス鋼は９０
０〜１０００℃の温度範囲の焼鈍で最も優れた特性を備
える冷延鋼板が得られ、該温度より低温の焼鈍では耐リ
ジング性が劣化する、とされてきた。ところが前掲第１
図に示したように焼鈍温度による影響を詳細に検討した
結果では、従来とは異なり８００℃以下程度の焼鈍の方
がかえって耐リジング性の向上が著しいことがわかった
。さらに適量のＡｌを含有させれば、焼鈍温度に影響さ
れずに高い下値を維持できることも見い出した。しかし
ながら８５０℃未満の焼鈍では鋭敏化の回復が達成され
ずに次の酸洗で粒界腐食を生じるという問題が残る。
０〜１０００℃の温度範囲の焼鈍で最も優れた特性を備
える冷延鋼板が得られ、該温度より低温の焼鈍では耐リ
ジング性が劣化する、とされてきた。ところが前掲第１
図に示したように焼鈍温度による影響を詳細に検討した
結果では、従来とは異なり８００℃以下程度の焼鈍の方
がかえって耐リジング性の向上が著しいことがわかった
。さらに適量のＡｌを含有させれば、焼鈍温度に影響さ
れずに高い下値を維持できることも見い出した。しかし
ながら８５０℃未満の焼鈍では鋭敏化の回復が達成され
ずに次の酸洗で粒界腐食を生じるという問題が残る。
そこで発明者らはさらにこの問題を解決するために鋭意
研究を重ねたところ、以下に述べるように熱間仕上圧延
に先立って鋼板に曲げ歪を導入してやることにより、上
記の問題が有利に解決されることを突止めた。
研究を重ねたところ、以下に述べるように熱間仕上圧延
に先立って鋼板に曲げ歪を導入してやることにより、上
記の問題が有利に解決されることを突止めた。
Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．３％、Ｍｎ：０．３％、Ｃ
ｒ：１６．２％、Ｐ：０．０２％およびＳ：０．００３
％を含み、さらにＡｌを０．０１〜０．２％、またＮを
０．００２〜０．０６％の範囲で変化させた組成になる
種々の小型鋼塊を溶製し、１２００℃に加熱後熱間粗圧
延にて２５ｍｍ厚の鋼片を作製し直ちに１０００℃の状
態で鋼片表層で０〜２０％に相当する曲げ加工を圧延方
向に与え、引続き熱間仕上圧延を施して４ｍｍ厚の熱延
板を作製した。該熱延板に対して０〜９００℃の温度範
囲で実質的に保持を行わない焼鈍を行った後、シュドラ
ウス試験によって鋭敏化挙動の調査を行った。
ｒ：１６．２％、Ｐ：０．０２％およびＳ：０．００３
％を含み、さらにＡｌを０．０１〜０．２％、またＮを
０．００２〜０．０６％の範囲で変化させた組成になる
種々の小型鋼塊を溶製し、１２００℃に加熱後熱間粗圧
延にて２５ｍｍ厚の鋼片を作製し直ちに１０００℃の状
態で鋼片表層で０〜２０％に相当する曲げ加工を圧延方
向に与え、引続き熱間仕上圧延を施して４ｍｍ厚の熱延
板を作製した。該熱延板に対して０〜９００℃の温度範
囲で実質的に保持を行わない焼鈍を行った後、シュドラ
ウス試験によって鋭敏化挙動の調査を行った。
第２図に、Ｎを０．０１％に固定し、Ａ１を０．０１〜
０．２％の範囲で変化させたときの鋭敏化挙動に及ぼす
曲げ加工および焼鈍の影響を示す。
０．２％の範囲で変化させたときの鋭敏化挙動に及ぼす
曲げ加工および焼鈍の影響を示す。
第２図から明らかなように、鋭敏化の回復に必要な焼鈍
温度（以下回復温度という）は、Ａｊ２含有量の如何に
かかわらず熱間圧延中の曲げ加工による導入歪量が増す
ほど回復温度が低下すること、すなわち曲げ歪が１％で
は６５０℃、１５％では５５０℃まで低下する。しかし
ながら１５％をこえると回復温度はさらに低下するもの
の、曲げによる割れが鋼片に発生する。またＡｌ含有量
が０．０３％未満では、回復温度の低減効果に乏しく、
該温度は以前として高い。
温度（以下回復温度という）は、Ａｊ２含有量の如何に
かかわらず熱間圧延中の曲げ加工による導入歪量が増す
ほど回復温度が低下すること、すなわち曲げ歪が１％で
は６５０℃、１５％では５５０℃まで低下する。しかし
ながら１５％をこえると回復温度はさらに低下するもの
の、曲げによる割れが鋼片に発生する。またＡｌ含有量
が０．０３％未満では、回復温度の低減効果に乏しく、
該温度は以前として高い。
次に第３図にＡｌｔを０．１％に固定し、Ｎを０．００
２〜０．０６％に変化させたときの鋭敏化挙動について
示す。第２図の場合と同様に曲げ歪の増加によって回復
温度は低下する。例えば曲げ歪が１％では６５０℃、１
５％では５５０℃まで低下した。しかしながら１５％を
こえると回復温度はさらに低下するものの、やはり曲げ
による割れが鋼片に発生した。
２〜０．０６％に変化させたときの鋭敏化挙動について
示す。第２図の場合と同様に曲げ歪の増加によって回復
温度は低下する。例えば曲げ歪が１％では６５０℃、１
５％では５５０℃まで低下した。しかしながら１５％を
こえると回復温度はさらに低下するものの、やはり曲げ
による割れが鋼片に発生した。
またＮ含有量が０．００８％未満あるいは０．０４％を
こえた場合には回復温度の低減効果はほとんどみられな
かった。
こえた場合には回復温度の低減効果はほとんどみられな
かった。
上述のような実験に準じて数多くの実験を行い、導入し
た曲げ歪と鋭敏化回復温度との関係について調べた結果
を整理して第４図に示す。
た曲げ歪と鋭敏化回復温度との関係について調べた結果
を整理して第４図に示す。
同図に示した曲線よりも上側の領域が効果的な鋭敏化の
回復が実現される温度域である。ここに上記の曲線は、
Ｔ ＝８３０−３７１ ｎ（１−１２８ｇ ）で表わさ
れる。
回復が実現される温度域である。ここに上記の曲線は、
Ｔ ＝８３０−３７１ ｎ（１−１２８ｇ ）で表わさ
れる。
すなわち回復温度Ｔ （’Ｃ）と曲げ歪ε （％）の間
に、Ｔ ＝８３０−３７１ ｎ（１−１２８ε）なる関
係があることがわかり、熱延板焼鈍温度がＴ℃以上であ
れば鋭敏化が回復することを見い出した。
に、Ｔ ＝８３０−３７１ ｎ（１−１２８ε）なる関
係があることがわかり、熱延板焼鈍温度がＴ℃以上であ
れば鋭敏化が回復することを見い出した。
（作 用）
まずこの発明の各限定理由を説明する。
Ａｌ：０．０３〜０．２％
Ａｌは、Ｎとともに添加することによって低温度の熱延
板焼鈍で成形性の向上を図れ、回復温度を低下する効果
がある。ただし０．０３％未満では前掲第２図にも示し
たように回復温度を下げる効果に乏しく、また成形性の
点でも好ましくなく、一方また０、２％をこえると耐リ
ジング性の劣化を招くため、０．０３〜０．２％とした
。
板焼鈍で成形性の向上を図れ、回復温度を低下する効果
がある。ただし０．０３％未満では前掲第２図にも示し
たように回復温度を下げる効果に乏しく、また成形性の
点でも好ましくなく、一方また０、２％をこえると耐リ
ジング性の劣化を招くため、０．０３〜０．２％とした
。
Ｎ ： ０．００８〜０．０４％
Ｎ量が０．００８％に満たなかったり０．０４％をこえ
た場合には、前掲第３図に示したように回復温度の低域
効果に乏しく、また耐リジング性や成形性の点でも好ま
しくないので、ｏ、ｏｏｓ〜０．０４％とした。
た場合には、前掲第３図に示したように回復温度の低域
効果に乏しく、また耐リジング性や成形性の点でも好ま
しくないので、ｏ、ｏｏｓ〜０．０４％とした。
次に曲げ歪を与える際の温度が８５０℃に未たなかった
り、１１００℃をこえた場合には、満足のいくほどの回
復温度の低減効果が得られないため、８５０〜１１００
℃の範囲に限定した。
り、１１００℃をこえた場合には、満足のいくほどの回
復温度の低減効果が得られないため、８５０〜１１００
℃の範囲に限定した。
曲げ歪εは、１％未満では回復温度低下の効果が少なく
、１５％をこえると曲げによる割れが発生するため、１
〜１５％とした。なお適切な焼鈍を行えば曲げ歪εが１
％未満であっても鋭敏化の回復は可能ではあるが、曲げ
歪量による回復温度の変動が大きくその結果、適正焼鈍
温度範囲がせまくなり安定した操業を得にくいので、こ
の発明では１％以上とした。
、１５％をこえると曲げによる割れが発生するため、１
〜１５％とした。なお適切な焼鈍を行えば曲げ歪εが１
％未満であっても鋭敏化の回復は可能ではあるが、曲げ
歪量による回復温度の変動が大きくその結果、適正焼鈍
温度範囲がせまくなり安定した操業を得にくいので、こ
の発明では１％以上とした。
熱延板焼鈍温度は、鋭敏化の回復を効果的に図るために
は前掲第４図に示したとおり（８３０−３７１ｎ（１−
１２８８））℃以上を必要とするが、８００℃をこえる
と耐リジング性が劣化するので、（８３０−３７１（１
−１２８８））℃以上、８００℃以下とした。
は前掲第４図に示したとおり（８３０−３７１ｎ（１−
１２８８））℃以上を必要とするが、８００℃をこえる
と耐リジング性が劣化するので、（８３０−３７１（１
−１２８８））℃以上、８００℃以下とした。
なお熱延板焼鈍が上記温度範囲であれば、該温度域に到
達させるだけで十分で、と（に保持する必要はないが、
該温度域での滞留時間が３０Ｏ８をこえると耐リジング
性が劣化するきらいにあるので３００ Ｓ以下とするの
が好ましい。
達させるだけで十分で、と（に保持する必要はないが、
該温度域での滞留時間が３０Ｏ８をこえると耐リジング
性が劣化するきらいにあるので３００ Ｓ以下とするの
が好ましい。
（実施例）
表２に鋼りおよび１ｉｌＥとして示す２種類のフェライ
ト系ステンレス鋼を真空小型溶解炉で溶製し４ＩＩＩＩ
１１厚に熱間圧延後、表３に示す種々の条件下で熱延板
焼鈍を施し、引続き酸洗し、次いで１回法で０．８ｍｍ
厚に冷間圧延し、８５０℃×３Ｏ８の仕上焼鈍を施した
。
ト系ステンレス鋼を真空小型溶解炉で溶製し４ＩＩＩＩ
１１厚に熱間圧延後、表３に示す種々の条件下で熱延板
焼鈍を施し、引続き酸洗し、次いで１回法で０．８ｍｍ
厚に冷間圧延し、８５０℃×３Ｏ８の仕上焼鈍を施した
。
かくして得られた各製品の熱延板焼鈍後のシュドラウス
試験による粒界腐食の有無ならびに冷延板の耐リジング
性および成形性について調査結果を表３に併記する。
試験による粒界腐食の有無ならびに冷延板の耐リジング
性および成形性について調査結果を表３に併記する。
表 ２ 鼠
（財）表 ３ この発明に従い、ＡＩｏ、１％、Ｎ ：０．０１２％を
含有するＤ鋼に、熱間圧延中に１．５％の曲げ歪を与え
、７００℃×６Ｏ８の熱延板焼鈍を行った場合には、粒
界腐食が発生せず、また優れた耐リジング性、成形性が
得られた。
（財）表 ３ この発明に従い、ＡＩｏ、１％、Ｎ ：０．０１２％を
含有するＤ鋼に、熱間圧延中に１．５％の曲げ歪を与え
、７００℃×６Ｏ８の熱延板焼鈍を行った場合には、粒
界腐食が発生せず、また優れた耐リジング性、成形性が
得られた。
この点曲げ加工を行わないと粒界腐食が生じ、一方９５
０℃×６０８の高温短時間の焼鈍を行った場合には粒界
腐食は生じないが耐リジング性が劣化した。
０℃×６０８の高温短時間の焼鈍を行った場合には粒界
腐食は生じないが耐リジング性が劣化した。
また八ｌの含有量がこの発明の下限に満たないＥ鋼では
、曲げ加工の有無にかかわらず、適正な熱延板焼鈍を行
っても粒界腐食が生じ、また成形性にも劣っていた。
、曲げ加工の有無にかかわらず、適正な熱延板焼鈍を行
っても粒界腐食が生じ、また成形性にも劣っていた。
さらにバッチ式焼鈍（８２０℃ｘ２ｈ）を行った場合は
粒界腐食は生じないものの、耐リジング性、成形性とも
この発明の実施例と比較すると幾分劣る。
粒界腐食は生じないものの、耐リジング性、成形性とも
この発明の実施例と比較すると幾分劣る。
（発明の効果）
この発明では、耐リジング性および成形性に優れるフェ
ライト系ステンレス鋼板を低温度、短時間の熱延板焼鈍
によって製造することができ、省エネルギー、生産効率
の向上とともにコストの低減を実現し得る。
ライト系ステンレス鋼板を低温度、短時間の熱延板焼鈍
によって製造することができ、省エネルギー、生産効率
の向上とともにコストの低減を実現し得る。
第１図ａ、ｂ、ｃはそれぞれ焼鈍温度がＴ値、耐リジン
グ性および粒界腐食に及ぼす影響を示すグラフ、 第２図および第３図はそれぞれ鋼中ＡＩ量、Ｎ量と回復
温度との関係を導入して曲げ歪をパラメータとして示す
グラフ、 第４図は曲げ歪と回復温度との関係を示すグラフである
。
グ性および粒界腐食に及ぼす影響を示すグラフ、 第２図および第３図はそれぞれ鋼中ＡＩ量、Ｎ量と回復
温度との関係を導入して曲げ歪をパラメータとして示す
グラフ、 第４図は曲げ歪と回復温度との関係を示すグラフである
。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ａｌ：０．０３〜０．２ｗｔ％および Ｎ：０．００８〜０．０４ｗｔ％ を含有するフェライト系ステンレス鋼に、粗圧延および
仕上圧延からなる熱間圧延を施し、引続き焼鈍を行い、
その後冷間圧延、次いで仕上焼鈍を施す一連の工程によ
ってフェライト系ステンレス鋼板を製造するに当り、 上記粗圧延後、仕上圧延に先立ち、８５０〜１１００℃
の温度範囲において鋼片表層で１．０〜１５．０％に相
当する圧延方向の曲げ歪εの曲げ加工を施すこと、 上記焼鈍を、｛８３０−３７ｌｎ（１−１２８ε）｝℃
以上、８００℃以下の温度範囲で施すこと、を特徴とす
る表面性状および成形性に優れる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 |
|---|---|---|---|
| JP27658285A JPS62136525A (ja) | 1985-12-09 | 1985-12-09 | 表面性状および成形性に優れる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 |
|---|---|---|---|
| JP27658285A JPS62136525A (ja) | 1985-12-09 | 1985-12-09 | 表面性状および成形性に優れるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62136525A true JPS62136525A (ja) | 1987-06-19 |
| JPH0564214B2 JPH0564214B2 (ja) | 1993-09-14 |
Family
ID=17571470
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27658285A Granted JPS62136525A (ja) | 1985-12-09 | 1985-12-09 | 表面性状および成形性に優れる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) | JPS62136525A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0583413U (ja) * | 1992-04-17 | 1993-11-12 | シーケーディ株式会社 | ブレーキ付空気圧シリンダ用制御装置 |
| WO2012173272A1 (ja) | 2011-06-16 | 2012-12-20 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 |
-
1985
- 1985-12-09 JP JP27658285A patent/JPS62136525A/ja active Granted
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0583413U (ja) * | 1992-04-17 | 1993-11-12 | シーケーディ株式会社 | ブレーキ付空気圧シリンダ用制御装置 |
| WO2012173272A1 (ja) | 2011-06-16 | 2012-12-20 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 |
| KR20140014275A (ko) | 2011-06-16 | 2014-02-05 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 내 리징성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20150084074A (ko) | 2011-06-16 | 2015-07-21 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 내 리징성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 |
| US9771640B2 (en) | 2011-06-16 | 2017-09-26 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferritic stainless steel plate which has excellent ridging resistance and method of production of same |
| US10358707B2 (en) | 2011-06-16 | 2019-07-23 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferritic stainless steel plate which has excellent ridging resistance and method of production of same |
| US10513763B2 (en) | 2011-06-16 | 2019-12-24 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferritic stainless steel plate which has excellent ridging resistance and method of production of same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0564214B2 (ja) | 1993-09-14 |
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Legal Events
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