JPS6261646B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS6261646B2 JPS6261646B2 JP13467382A JP13467382A JPS6261646B2 JP S6261646 B2 JPS6261646 B2 JP S6261646B2 JP 13467382 A JP13467382 A JP 13467382A JP 13467382 A JP13467382 A JP 13467382A JP S6261646 B2 JPS6261646 B2 JP S6261646B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolled
- hot
- rolling
- rough
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 28
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 20
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 15
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 8
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims description 7
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 5
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 description 21
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 10
- 239000000463 material Substances 0.000 description 8
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 8
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 6
- 239000000047 product Substances 0.000 description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 5
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 3
- 238000012733 comparative method Methods 0.000 description 2
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
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 Steel (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加工性のすぐれ
たフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法に関す
るものである。 以下の説明において特別な場合を除き、フエラ
イト系ステンレス鋼とは通常11〜20％Cr，0.1％
までのＣ、１％までのMn，１％までのSi、0.05
％までのＮを含むものであり転炉又は電気炉で溶
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、また連続鋳造法の場合は直接
スラブとなし、之を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回の冷間圧延又は
中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延を行い、
次いで、最終焼鈍を施して製品とされるものをい
う。 ステンレス薄鋼板の製造過程において、熱延板
焼鈍は通常800〜850℃で２時間以上の箱焼鈍する
方法が採用されている。この熱延板の箱焼鈍は(1)
成形に際して発生するリジングを軽減すること、
(2)深絞り性を向上させること、(3)冷延性を向上さ
せることに技術的な意味があり、従来工程におい
ては、この熱延板の箱焼鈍が必須条件とされてい
た。 一般にフエライト系ステンレス薄鋼板のリジン
グを軽減させるには、α，γ２相域で大圧下熱延
行い、再結晶を促進させることが良いことが知ら
れており、γ相の領域を増すＣ，Ｎ，Mn等の含
有量を増すことでリジングは軽減出来ると言われ
ている。しかしながらこのようなγ相の多いまま
で熱延を終了した場合、γ相は熱延ままの状態で
は硬いマルテンサイト相に変化する。従つてこの
まま冷延した場合には硬くてもろいので、冷延性
が著しく悪く、又ｒ値も著しく低くなる。そのた
め前記した箱焼鈍を行い、マルテンサイト相をフ
エライト相と炭化物に変態させているが、本発明
者等はAlを0.08％以上添加することにより、γ→
α変態が短時間で起こることに着目し、粗圧延工
程では従来技術通りα，γ２相領域で大圧下熱延
を行うことにより、再結晶を促進させて組織を微
細化させることでリジング特性の改善をはかり、
粗圧延終了後短時間保熱又は加熱を行つて(i)γ→
α変態の促進および(ii)AlNの析出促進によるＮの
固定化をはかることにより、熱延板焼鈍なしでも
冷延性に支障がなくｒ値が向上出来ることを見い
出した。 即ち、本発明者は、Al0.08〜0.5％，C0.03〜
0.1％を含んだフエライト系ステンレス鋼におい
ては、仕上圧延開始前に粗圧延片を900〜1100℃
の温度範囲で10分以内保持又は加熱することによ
り、従来必須条件とされていた熱延板の箱焼鈍を
行わずにそのまま冷間圧延を行つても、箱焼鈍を
行つたと同等以上の作用効果が得られることを見
い出し、本発明を完成させたものである。 以下、本発明を詳細に説明する。 第１図はCr17％，C0.05％，N100ppm，Al0.15
％及び0.06％含有した厚さ200mmのフエライト系
ステンレス鋼スラブを1100℃の温度で２時間加熱
後、４パス（120mm→80mm→40mm→20mm）で20mm
とし、そのまま仕上圧延した場合と仕上圧延開始
前に900℃で５分〜15分，1000℃で５分〜15分，
1100℃×０秒〜10分保持加熱後仕上圧延した熱延
板を出発素材として、熱延板焼鈍を行うことなく
１回の冷間圧延で最終厚みとした場合の製品の
値（ランクフオード値）とリジング高さ（μｍ）
と熱延条件の関係を示したものである。同図から
Al0.06％を含有した素材の場合は、仕上熱延開始
前に保熱又は加熱した場合にもｒ値の向上は認め
られないが、Al0.15％を含有した素材の場合は、
そのような熱処理を行うことにより、ｒ値が向上
することがわかる。Alが高い場合にｒ値向上の
理由はこの熱処理でγ→α変態が促進すること、
AlNが析出するためである。 リジング特性は粗圧延工程における２相域熱延
の再結晶挙動によつてほぼ決まるので、粗圧延終
了後、このような熱処理を行つても同図に示す如
く殆んど影響を受けないが、γ量が増すような
1100℃加熱の場合には、ｒ値は劣化するがリジン
グの軽減効果がみられる。ｒ値が劣化する理由
は、AlNの析出量が減少することと、熱延ままの
状態でマルテンサイト相が増すためであり、リジ
ングが低下する理由は、仕上熱延工程も、２相領
域でかつ再結晶微細化が生じること及び、熱延ま
まの状態で硬い相が増すため冷延焼鈍工程で再結
晶しがたい｛100｝＜110＞方位の再結晶微細化が
進むためと考えられる。 本発明でAl0.08％以上と規定したのは、0.08％
末満のAlでは粗圧延終了後の熱処理効果がない
からであり、Al0.5％以下としたのは、0.5％を超
えるAl添加でも添加量を増す程ｒ値向上効果は
みられるが、Al添加量を増すことは、経済的で
ないので上限を0.5％としたものである。Ｃを
0.03％以上としたのは、これ未満のＣ値ではｒ値
は向上するが、リジングが急激に劣化するからで
あり、Ｃを0.1％以下としたのは、0.1％を超える
とｒ値が低下し、伸びが劣化するためである。 本発明における粗圧延工程での圧延温度は、α
＋γ２相域である温度即ち、SUS430鋼であれ
ば、凡そ1150〜1050℃の温度域内でもγ相が最大
となる1100℃近傍の温度が好ましい。 従つて、粗圧延過程前段でのスラブ温度は、
1100〜1200℃程度がよい。 しかしながら、本発明にあつては、フエライト
系ステンレス鋼スラブを粗圧延した後、900〜
1000℃の温度域で保加熱を行ない、その段階で静
的再結晶およびγ→α変態の促進によるAlNの析
出を生ぜしめるので、前記粗圧延過程前段でのス
ラブ温度1100〜1200℃には、必ずしもこだわる必
要はない。即ち、低温域で圧延すれば、歪蓄積効
果により、前述の、粗圧延後の900〜1000℃の温
度域での保加熱過程で再結晶が促進される。けれ
ども、低温域での圧延においては、材料の変形抵
抗が大きく、通常の熱間圧延機では、圧延機剛
性、圧延動力の制約から圧延を困難なものとする
から、粗圧延過程前段でのスラブ温度の下限を
950℃とした。 一方、本発明の効果をよりよく発揮させるため
には、粗圧延過程前段でのスラブ温度の上限は特
にないが、1300℃を超える温度域では、粒成長を
起こし、粗圧延後、材料を保加熱しても、再結晶
後の粒が粗大となり、好ましくないことのほか、
たとえば1300℃を超える温度にスラブを加熱する
には、加熱のためのエネルギを多量に要し、好ま
しくない。従つて、粗圧延過程前段でのスラブの
温度の上限を1300℃とする。なお、本発明では、
後述する実施例にも示しているように、連続鋳造
過程から直接に圧延過程へスラブが供給されるプ
ロセス域いは、連続鋳造後、所謂ホツトチヤージ
によつてスラブ温度を均一に若しくは上昇せしめ
る過程を含むプロセス、さらには、連続鋳造後ス
ラブを常温にまで降下せしめた後、再加熱して圧
延過程へ供給するプロセスの何れをも採り得る。 本発明で粗圧延材の熱処理条件を900〜1100℃
の温度範囲で10分以内としたのは次の理由によ
る。熱処理温度900℃以上としたのは、900℃未満
の温度では、仕上熱延工程での温度降下が蓄しく
特に熱延板焼鈍なしの工程で処理した場合ｒ値向
上効果がないからであり、1100℃以下としたの
は、1100℃を超える温度では、AlNの析出が少な
く、γ量減少効果がないのでｒ値が向上しないか
らであり、熱処理温度を10分以内としたのは、こ
れ以上の長時間加熱でも効果があるが、10分を超
えると熱延能率が低下し、経済的でないからであ
る。 以上熱延板焼鈍を行うことなく、製品厚みまで
冷延後仕上焼鈍を行う工程の場合について説明し
たが、本発明は、熱延板焼鈍を900〜1100℃で数
分の連続焼鈍を行う場合や、800〜850℃で数時間
の箱焼鈍を行う工程を適用してもｒ値向上効果が
あることは言うまでもない。 次に本発明を実施例に従つて具体的に説明す
る。 実施例 １ C0.080％，N0.010％，Al0.20％，Cr17％，残
部Fe及び不純物からなる厚さ200mmの連続鋳造ス
ラブを５パスで厚さ20mmの粗圧延片とした。粗圧
延終了後の温度は1000℃であつた。この粗圧延片
を直ちに仕上熱延して3.8mmの熱延板としたもの
（比較法）と、1000℃の温度で５分間保持後仕上
熱延して3.8mmの熱延板としたもの（本発明法）
の２種類の熱延板を作成した。これらの熱延板を
熱延板焼鈍なしの１回の冷延で厚さ0.7mmまで冷
間圧延後、840℃で２分間の焼鈍を行つた。比較
のため、Al0.05％を含む以外は同一の化学成分組
成のスラブについても同一工程で処理した。第１
表にこのようにして製造した製品のｒ値、リジン
グ特性を示した。表に示した如く、本発明の如く
Alを含有し、粗〜仕上熱延間で1000℃で５分間
保持した場合は、ｒ値、リジングともに良好な特
性を示した。
法、特に製造工程を簡略化しうる加工性のすぐれ
たフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法に関す
るものである。 以下の説明において特別な場合を除き、フエラ
イト系ステンレス鋼とは通常11〜20％Cr，0.1％
までのＣ、１％までのMn，１％までのSi、0.05
％までのＮを含むものであり転炉又は電気炉で溶
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、また連続鋳造法の場合は直接
スラブとなし、之を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回の冷間圧延又は
中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延を行い、
次いで、最終焼鈍を施して製品とされるものをい
う。 ステンレス薄鋼板の製造過程において、熱延板
焼鈍は通常800〜850℃で２時間以上の箱焼鈍する
方法が採用されている。この熱延板の箱焼鈍は(1)
成形に際して発生するリジングを軽減すること、
(2)深絞り性を向上させること、(3)冷延性を向上さ
せることに技術的な意味があり、従来工程におい
ては、この熱延板の箱焼鈍が必須条件とされてい
た。 一般にフエライト系ステンレス薄鋼板のリジン
グを軽減させるには、α，γ２相域で大圧下熱延
行い、再結晶を促進させることが良いことが知ら
れており、γ相の領域を増すＣ，Ｎ，Mn等の含
有量を増すことでリジングは軽減出来ると言われ
ている。しかしながらこのようなγ相の多いまま
で熱延を終了した場合、γ相は熱延ままの状態で
は硬いマルテンサイト相に変化する。従つてこの
まま冷延した場合には硬くてもろいので、冷延性
が著しく悪く、又ｒ値も著しく低くなる。そのた
め前記した箱焼鈍を行い、マルテンサイト相をフ
エライト相と炭化物に変態させているが、本発明
者等はAlを0.08％以上添加することにより、γ→
α変態が短時間で起こることに着目し、粗圧延工
程では従来技術通りα，γ２相領域で大圧下熱延
を行うことにより、再結晶を促進させて組織を微
細化させることでリジング特性の改善をはかり、
粗圧延終了後短時間保熱又は加熱を行つて(i)γ→
α変態の促進および(ii)AlNの析出促進によるＮの
固定化をはかることにより、熱延板焼鈍なしでも
冷延性に支障がなくｒ値が向上出来ることを見い
出した。 即ち、本発明者は、Al0.08〜0.5％，C0.03〜
0.1％を含んだフエライト系ステンレス鋼におい
ては、仕上圧延開始前に粗圧延片を900〜1100℃
の温度範囲で10分以内保持又は加熱することによ
り、従来必須条件とされていた熱延板の箱焼鈍を
行わずにそのまま冷間圧延を行つても、箱焼鈍を
行つたと同等以上の作用効果が得られることを見
い出し、本発明を完成させたものである。 以下、本発明を詳細に説明する。 第１図はCr17％，C0.05％，N100ppm，Al0.15
％及び0.06％含有した厚さ200mmのフエライト系
ステンレス鋼スラブを1100℃の温度で２時間加熱
後、４パス（120mm→80mm→40mm→20mm）で20mm
とし、そのまま仕上圧延した場合と仕上圧延開始
前に900℃で５分〜15分，1000℃で５分〜15分，
1100℃×０秒〜10分保持加熱後仕上圧延した熱延
板を出発素材として、熱延板焼鈍を行うことなく
１回の冷間圧延で最終厚みとした場合の製品の
値（ランクフオード値）とリジング高さ（μｍ）
と熱延条件の関係を示したものである。同図から
Al0.06％を含有した素材の場合は、仕上熱延開始
前に保熱又は加熱した場合にもｒ値の向上は認め
られないが、Al0.15％を含有した素材の場合は、
そのような熱処理を行うことにより、ｒ値が向上
することがわかる。Alが高い場合にｒ値向上の
理由はこの熱処理でγ→α変態が促進すること、
AlNが析出するためである。 リジング特性は粗圧延工程における２相域熱延
の再結晶挙動によつてほぼ決まるので、粗圧延終
了後、このような熱処理を行つても同図に示す如
く殆んど影響を受けないが、γ量が増すような
1100℃加熱の場合には、ｒ値は劣化するがリジン
グの軽減効果がみられる。ｒ値が劣化する理由
は、AlNの析出量が減少することと、熱延ままの
状態でマルテンサイト相が増すためであり、リジ
ングが低下する理由は、仕上熱延工程も、２相領
域でかつ再結晶微細化が生じること及び、熱延ま
まの状態で硬い相が増すため冷延焼鈍工程で再結
晶しがたい｛100｝＜110＞方位の再結晶微細化が
進むためと考えられる。 本発明でAl0.08％以上と規定したのは、0.08％
末満のAlでは粗圧延終了後の熱処理効果がない
からであり、Al0.5％以下としたのは、0.5％を超
えるAl添加でも添加量を増す程ｒ値向上効果は
みられるが、Al添加量を増すことは、経済的で
ないので上限を0.5％としたものである。Ｃを
0.03％以上としたのは、これ未満のＣ値ではｒ値
は向上するが、リジングが急激に劣化するからで
あり、Ｃを0.1％以下としたのは、0.1％を超える
とｒ値が低下し、伸びが劣化するためである。 本発明における粗圧延工程での圧延温度は、α
＋γ２相域である温度即ち、SUS430鋼であれ
ば、凡そ1150〜1050℃の温度域内でもγ相が最大
となる1100℃近傍の温度が好ましい。 従つて、粗圧延過程前段でのスラブ温度は、
1100〜1200℃程度がよい。 しかしながら、本発明にあつては、フエライト
系ステンレス鋼スラブを粗圧延した後、900〜
1000℃の温度域で保加熱を行ない、その段階で静
的再結晶およびγ→α変態の促進によるAlNの析
出を生ぜしめるので、前記粗圧延過程前段でのス
ラブ温度1100〜1200℃には、必ずしもこだわる必
要はない。即ち、低温域で圧延すれば、歪蓄積効
果により、前述の、粗圧延後の900〜1000℃の温
度域での保加熱過程で再結晶が促進される。けれ
ども、低温域での圧延においては、材料の変形抵
抗が大きく、通常の熱間圧延機では、圧延機剛
性、圧延動力の制約から圧延を困難なものとする
から、粗圧延過程前段でのスラブ温度の下限を
950℃とした。 一方、本発明の効果をよりよく発揮させるため
には、粗圧延過程前段でのスラブ温度の上限は特
にないが、1300℃を超える温度域では、粒成長を
起こし、粗圧延後、材料を保加熱しても、再結晶
後の粒が粗大となり、好ましくないことのほか、
たとえば1300℃を超える温度にスラブを加熱する
には、加熱のためのエネルギを多量に要し、好ま
しくない。従つて、粗圧延過程前段でのスラブの
温度の上限を1300℃とする。なお、本発明では、
後述する実施例にも示しているように、連続鋳造
過程から直接に圧延過程へスラブが供給されるプ
ロセス域いは、連続鋳造後、所謂ホツトチヤージ
によつてスラブ温度を均一に若しくは上昇せしめ
る過程を含むプロセス、さらには、連続鋳造後ス
ラブを常温にまで降下せしめた後、再加熱して圧
延過程へ供給するプロセスの何れをも採り得る。 本発明で粗圧延材の熱処理条件を900〜1100℃
の温度範囲で10分以内としたのは次の理由によ
る。熱処理温度900℃以上としたのは、900℃未満
の温度では、仕上熱延工程での温度降下が蓄しく
特に熱延板焼鈍なしの工程で処理した場合ｒ値向
上効果がないからであり、1100℃以下としたの
は、1100℃を超える温度では、AlNの析出が少な
く、γ量減少効果がないのでｒ値が向上しないか
らであり、熱処理温度を10分以内としたのは、こ
れ以上の長時間加熱でも効果があるが、10分を超
えると熱延能率が低下し、経済的でないからであ
る。 以上熱延板焼鈍を行うことなく、製品厚みまで
冷延後仕上焼鈍を行う工程の場合について説明し
たが、本発明は、熱延板焼鈍を900〜1100℃で数
分の連続焼鈍を行う場合や、800〜850℃で数時間
の箱焼鈍を行う工程を適用してもｒ値向上効果が
あることは言うまでもない。 次に本発明を実施例に従つて具体的に説明す
る。 実施例 １ C0.080％，N0.010％，Al0.20％，Cr17％，残
部Fe及び不純物からなる厚さ200mmの連続鋳造ス
ラブを５パスで厚さ20mmの粗圧延片とした。粗圧
延終了後の温度は1000℃であつた。この粗圧延片
を直ちに仕上熱延して3.8mmの熱延板としたもの
（比較法）と、1000℃の温度で５分間保持後仕上
熱延して3.8mmの熱延板としたもの（本発明法）
の２種類の熱延板を作成した。これらの熱延板を
熱延板焼鈍なしの１回の冷延で厚さ0.7mmまで冷
間圧延後、840℃で２分間の焼鈍を行つた。比較
のため、Al0.05％を含む以外は同一の化学成分組
成のスラブについても同一工程で処理した。第１
表にこのようにして製造した製品のｒ値、リジン
グ特性を示した。表に示した如く、本発明の如く
Alを含有し、粗〜仕上熱延間で1000℃で５分間
保持した場合は、ｒ値、リジングともに良好な特
性を示した。
【表】
実施例 ２
C0.045％，N0.010％，Al0.15％，Cr17％，残
部Fe及び不純物からなる厚さ200mmの連続鋳造ス
ラブを1150℃で２時間加熱後５パス（170mm→120
mm→70mm→40mm→20mm）で厚さ20mmの粗圧延片と
した。ついでこの粗圧延片を1000℃の温度で10分
保持したものと、このような中間保熱なしのもの
を仕上熱延して3.8mmの熱延板とした。ついでこ
の熱延板を1000℃に加熱し空冷後、厚さ0.7mmま
で冷延した後840℃で２分間の焼鈍を行つた。第
２表にこのようにして製造した製品のｒ値、リジ
ング特性を示した。本発明の如く、粗〜仕上間で
1000℃で10分間保持した場合は、ｒ値が向上して
いることがわかる。
部Fe及び不純物からなる厚さ200mmの連続鋳造ス
ラブを1150℃で２時間加熱後５パス（170mm→120
mm→70mm→40mm→20mm）で厚さ20mmの粗圧延片と
した。ついでこの粗圧延片を1000℃の温度で10分
保持したものと、このような中間保熱なしのもの
を仕上熱延して3.8mmの熱延板とした。ついでこ
の熱延板を1000℃に加熱し空冷後、厚さ0.7mmま
で冷延した後840℃で２分間の焼鈍を行つた。第
２表にこのようにして製造した製品のｒ値、リジ
ング特性を示した。本発明の如く、粗〜仕上間で
1000℃で10分間保持した場合は、ｒ値が向上して
いることがわかる。
【表】
実施例 ３
C0.065％，N0.015％，Al0.15％，Cr17％，残
部Fe及び不純物からなる厚さ250mmの連続鋳造ス
ラブを1050℃の温度で２時間加熱後６パス（200
mm→160mm→115mm→70mm→40mm→20mm）で厚さ20
mmの粗圧延片とした。ついでこの粗圧延片を直ち
に仕上圧延したもの（比較法）と、975℃で５分
間保熱後仕上熱延したもの（本発明法）の２種の
熱延板を作つた。ついで熱延板焼鈍を行うことな
く１回の冷延で厚さ0.7mmまで冷間圧延を行い、
840℃で２分間の焼鈍を行つた。第３表にこのよ
うにして製造した製品のｒ値、リジング特性を示
した。本発明の如く、粗〜仕上間で975℃で５分
間保持した場合はｒ値が向上していることがわか
る。
部Fe及び不純物からなる厚さ250mmの連続鋳造ス
ラブを1050℃の温度で２時間加熱後６パス（200
mm→160mm→115mm→70mm→40mm→20mm）で厚さ20
mmの粗圧延片とした。ついでこの粗圧延片を直ち
に仕上圧延したもの（比較法）と、975℃で５分
間保熱後仕上熱延したもの（本発明法）の２種の
熱延板を作つた。ついで熱延板焼鈍を行うことな
く１回の冷延で厚さ0.7mmまで冷間圧延を行い、
840℃で２分間の焼鈍を行つた。第３表にこのよ
うにして製造した製品のｒ値、リジング特性を示
した。本発明の如く、粗〜仕上間で975℃で５分
間保持した場合はｒ値が向上していることがわか
る。
【表】
実施例 ４
C0.055％，N0.010％，Al0.15％，Cr17％残部
Fe及び不純物からなる厚さ200mmの連鋳スラブを
５パスで〔200mm→120mm→80mm→40mm→10mm〕で
厚さ10mmの粗圧延片とした。ついでその粗圧延片
を直ちに３パスで厚さ3.7mmの熱延板とした。又
本発明の方法に従い粗圧延片を1000℃の温度で１
分保定後、仕上圧延して熱延板としたものも製造
した。それらの２条件で製造した熱延板を熱延板
焼鈍することなく冷間圧延して厚さ0.7mmの冷延
板とした後、840℃で２分の焼鈍を行つた。この
ようにして作つた材料のｒ値、リジングを第４表
に示した。本発明の如く、粗〜仕上間で1000℃で
１分間保持した場合はｒ値、リジングともに向上
していることがわかる。
Fe及び不純物からなる厚さ200mmの連鋳スラブを
５パスで〔200mm→120mm→80mm→40mm→10mm〕で
厚さ10mmの粗圧延片とした。ついでその粗圧延片
を直ちに３パスで厚さ3.7mmの熱延板とした。又
本発明の方法に従い粗圧延片を1000℃の温度で１
分保定後、仕上圧延して熱延板としたものも製造
した。それらの２条件で製造した熱延板を熱延板
焼鈍することなく冷間圧延して厚さ0.7mmの冷延
板とした後、840℃で２分の焼鈍を行つた。この
ようにして作つた材料のｒ値、リジングを第４表
に示した。本発明の如く、粗〜仕上間で1000℃で
１分間保持した場合はｒ値、リジングともに向上
していることがわかる。
【表】
実施例 ５
C0.050％，N0.012％，Al0.12％，Cr17％，残
部Fe及び不純物からなる厚さ200mmの連鋳スラブ
を５パス（200mm→120mm→80mm→40mm→10mm）で
厚さ10mmの粗圧延片とした。ついでこの粗圧延片
を1000℃の温度で１分保定した後３パスで厚さ
3.7mmの熱延板とした。 比較のため、10mmの粗圧延片を直ちに３パス圧
延した熱延板も試作した。 これらの２条件で製造した熱延板を熱延板焼純
することなく冷間圧延して厚さ0.7mmの冷延板と
した後、840℃２分の焼鈍を行つた。このように
して作つた材料のｒ値、リジングを表５に示し
た。本発明法で製造した薄鋼板はｒ値が向上して
いることがわかる。
部Fe及び不純物からなる厚さ200mmの連鋳スラブ
を５パス（200mm→120mm→80mm→40mm→10mm）で
厚さ10mmの粗圧延片とした。ついでこの粗圧延片
を1000℃の温度で１分保定した後３パスで厚さ
3.7mmの熱延板とした。 比較のため、10mmの粗圧延片を直ちに３パス圧
延した熱延板も試作した。 これらの２条件で製造した熱延板を熱延板焼純
することなく冷間圧延して厚さ0.7mmの冷延板と
した後、840℃２分の焼鈍を行つた。このように
して作つた材料のｒ値、リジングを表５に示し
た。本発明法で製造した薄鋼板はｒ値が向上して
いることがわかる。
第１図は、熱延板焼鈍なし工程で処理した材料
のｒ値、リジングに及ぼす熱延中の熱処理効果を
示す図である。
のｒ値、リジングに及ぼす熱延中の熱処理効果を
示す図である。
Claims (1)
- １ 重量％で、Al：0.08〜0.5％，Ｃ：0.03〜0.1
％を含むフエライト系ステンレス鋼スラブを、粗
圧延機および連続仕上圧延機列から構成される熱
間圧延設備によつて熱間圧延し、次いで冷間圧延
してフエライト系ステンレス鋼薄板を製造するに
あたり、連続鋳造のままで或は加熱によつて950
℃以上1300℃以下の温度域にある如くせしめたフ
エライト系ステンレス鋼スラブを、粗圧延し、得
られた粗圧延片を、900〜1100℃の温度域で10分
間以内保持加熱後、仕上圧延を行なうことを特徴
とする加工性のすぐれた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 |
|---|---|---|---|
| JP13467382A JPS5925933A (ja) | 1982-08-03 | 1982-08-03 | 加工性のすぐれたフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13467382A JPS5925933A (ja) | 1982-08-03 | 1982-08-03 | 加工性のすぐれたフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5925933A JPS5925933A (ja) | 1984-02-10 |
| JPS6261646B2 true JPS6261646B2 (ja) | 1987-12-22 |
Family
ID=15133885
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13467382A Granted JPS5925933A (ja) | 1982-08-03 | 1982-08-03 | 加工性のすぐれたフエライト系ステンレス薄鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5925933A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02114295U (ja) * | 1989-02-28 | 1990-09-12 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6126723A (ja) * | 1984-07-18 | 1986-02-06 | Kawasaki Steel Corp | 冷延板の成形加工性および表面性状の優れたフエライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法 |
| JPS61253324A (ja) * | 1985-04-30 | 1986-11-11 | Kawasaki Steel Corp | クロム系ステンレス鋼板の製造方法 |
| AU618534B2 (en) * | 1987-06-17 | 1992-01-02 | Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha | Air conditioner |
| EP0952233B1 (en) * | 1998-04-21 | 2003-03-19 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | Steel wire rod or bar with good cold deformability and machine parts made thereof |
-
1982
- 1982-08-03 JP JP13467382A patent/JPS5925933A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02114295U (ja) * | 1989-02-28 | 1990-09-12 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5925933A (ja) | 1984-02-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH08199235A (ja) | Ｎｂ含有フェライト鋼板の製造方法 | |
| JPH0713262B2 (ja) | 軟磁気特性の優れた珪素鉄板の製造方法 | |
| JP4214671B2 (ja) | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPS6261646B2 (ja) | ||
| JPS59133325A (ja) | 絞り性の優れた低炭素鋼板の製造方法 | |
| JPH07242995A (ja) | 深絞り用低炭素アルミキルド冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0144771B2 (ja) | ||
| JP3917320B2 (ja) | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPS6148531A (ja) | 深絞り性の優れた低炭素薄手熱延鋼板の製造方法 | |
| JP4332960B2 (ja) | 高加工性軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6283426A (ja) | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0125379B2 (ja) | ||
| JPS5841327B2 (ja) | 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 | |
| JPH0160531B2 (ja) | ||
| JPH03215627A (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3061915B2 (ja) | 加工用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS59575B2 (ja) | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 | |
| JPH075989B2 (ja) | 極めて深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH10280035A (ja) | 加工性と耐熱性に優れた高純フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法 | |
| JPH0317233A (ja) | ストリツプキヤステイングによる深絞り成形用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH09287021A (ja) | 加工性に優れた高純フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法 | |
| JP3397244B2 (ja) | 超加工用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH01294823A (ja) | 超深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS58100629A (ja) | 加工用連続鋳造冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6235462B2 (ja) |