WO1984002535A1 - Process for producing corrosion-resistant alloy steel - Google Patents

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WO1984002535A1
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Shigeaki Maruhashi
Kazuo Hoshino
Yoshihiro Uematsu
Katsuhisa Miyakusu
Takehiro Fujimura
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Nisshin Steel Co Ltd
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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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
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    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a corrosion-resistant alloy steel sheet having excellent workability.
  • the present inventors have found that, by weight%, C: 0.05% or less, Cr: 10.00% or more, 18.0 Q% or less, Si: 1.00% or less, Mn: 00% or less, P: 0.04 Over 0%, 0.150% or less, S; 0.050% or less, Ni: 0.00% or less, sol.A1; 0.005% or more, Q.50% or less, if necessary, 1.00% or less Add one or two types of Cu or less than 1.00% of Mo, and further add one or more types of Ti of less than 0.50% or Nb of less than 0.50% as necessary. Or two kinds in total of 0.50% or less, and the balance is a new corrosion-resistant alloy with excellent workability and pickling properties consisting of Fe and impurities unavoidably mixed in. Was developed.
  • the present invention establishes a manufacturing method capable of further improving the workability of the cold-rolled steel sheet by using the corrosion-resistant alloy, and widely provides an inexpensive corrosion-resistant alloy steel sheet having excellent workability to society. is there.
  • This new corrosion resistant alloy is compared to ferritic stainless steel, which is one of the common corrosion resistant materials.
  • the P content is more than 0.040% and 0.15.0% or less, while having the same corrosion resistance as the ferrite stainless steel. Since steel is specified as higher than steel, the hot metal with a high P concentration in the steelmaking process is charged directly to the converter by subjecting it to special de-P treatment. It can be manufactured by adding an auxiliary material such as an Fe-Cr alloy. Furthermore, the pickling properties of the hot rolled sheet after hot rolling are remarkably superior to those of ordinary ferritic stainless steel.] , It is possible to improve manufacturability and drastically reduce manufacturing costs! ) And, eventually, inexpensive. ⁇ It is possible to provide corrosion-resistant alloy steel sheets.
  • this corrosion-resistant alloy steel sheet is an alternative to ordinary ferritic stainless steel, and is not sufficient in terms of corrosion resistance.
  • the use of inexpensive plated steel plates and painted steel plates1), as well as the use of ordinary steel plates for further coating treatment, is also required. It is possible.
  • the annealing methods can be broadly classified into two types: continuous annealing and box-type annealing.
  • continuous annealing the material is continuously passed through an annealing furnace maintained at a constant temperature. Therefore, usually, the material is rapidly heated at a heating rate of 200 ° C. min or more and then air-cooled. Therefore, the soaking time at the annealing temperature is very short. ⁇
  • box-type annealing is a batch type in which a hot-rolled steel strip or cold-rolled steel strip is annealed in the form of a coil.
  • the heating rate is 300 uCZ h r Below D, it is remarkably slow in comparison with the Kasumi-yaki.
  • the holding time at the annealing temperature is longer than that of continuous annealing, and the cooling is slow cooling by furnace cooling.
  • hot-rolled sheet annealing of ferritic stainless steel is performed in a box-type annealing furnace with a slow heating rate or a continuous annealing furnace with a fast heating rate.
  • the final annealing in the case of cold rolling, the intermediate annealing in the case of performing two cold rollings, and the finish annealing are usually performed in a continuous annealing furnace with a high heating rate.
  • the present inventors have found that the workability of a corrosion-resistant alloy with an increased P can be achieved by using a continuous annealing furnace with a high heating rate, as in the case where the final annealing is performed on ferritic stainless steel. Also, it is better to use a box-type annealing furnace with a slow heating rate. I found something to go up. Regarding the presence or absence of hot-rolled sheet annealing and hot-rolled sheet annealing, regardless of the annealing method, and regardless of the presence or absence of intermediate annealing, the final annealing is performed at a heating rate of 300 ° CZhr or less. It has been found that workability can be improved by performing annealing in the same manner as box annealing in which heating is performed and maintained at an annealing temperature.
  • the present invention provides, as an essential component, 0.05% or less (:, 10.0% to 8.00% of 0,
  • P hot-rolled steel sheet is heated at a heating rate of 500 ° CZhr or less (a) without annealing.
  • a heating rate of 500 ° CZhr or less In a box-type annealing furnace or in a continuous annealing furnace heated at a heating rate of 200 ° C min or more, followed by cold rolling in one or more stages, and in multiple-stage cold rolling. May be carried out or may be carried out at an intermediate temperature.Then, the temperature range above 0 ° C ⁇ is raised to 50 ° C to 90 ° C
  • the present invention provides a method for producing a corrosion-resistant alloy steel sheet having excellent workability that can be subjected to final annealing by heating to a temperature range of not less than 1.
  • the reasons for the limitations on the amount of each component added are summarized as follows.
  • the C content is sufficiently high. If it is high, the martensite phase that is partially formed in the hot rolling state is hard. And na! The enrichment of P impairs the toughness and ductility of the material in the hot-rolled state and adversely affects the toughness, workability and weldability of the material after cold rolling annealing. .
  • the upper limit of C must be set to 0.05%.
  • the lower limit of Cr 10.0%, is the minimum necessary for maintaining corrosion resistance.
  • the upper limit is set to 18.00%.
  • the content of Si and Mn is usually 1.00% or less of the allowable limit, and 1.00% or less. If S is too high, the corrosion resistance and hot workability will be adversely affected, so a lower value is preferred.
  • Ni is effective in improving the toughness of ferritic metallic materials, If it is too high, the product will be expensive, so the upper limit specified for normal ferritic stainless steel is the allowable limit.
  • the effect is saturated and the product becomes expensive, so the content is limited to 0.005% or more and 0.50% or less Cu and Mo are effective for improving corrosion resistance
  • the upper limit is set to 1.00% each, and Ti and Nb each produce compounds such as (:, N, etc., and are stabilized.
  • it is effective in improving toughness, corrosion resistance, intergranular corrosion, and mechanical properties, but when the content exceeds 0.50%, the effect is saturated.
  • the conditions for the final annealing are defined for the following reasons.
  • the upper limit of the heating rate is set to 300 ° CZiir.
  • Two-stage annealing that is, keeping the holding temperature at two levels! ?
  • the method is to maintain the temperature at a low level and then raise the temperature again to maintain the temperature at a high level, it is still 300.
  • the average heating rate up to C and up to the maximum annealing temperature is 30 O ⁇ Z hr or less, the method of the present invention can be used without any problem.
  • the maximum annealing temperature was ⁇ 5 0 ° C over 9 0 0 ° C or less, at temperatures below ⁇ 5 0 ° C, recrystallization was sufficiently a 3 ⁇ 4 Ku or a 9 0 0 D C Beyond that, the crystal grains become very coarse.
  • the upper limit is set to 900 ° C because the surface properties after processing the product are inferior.
  • the holding time at the annealing temperature may be arbitrary.
  • Fig. 1 is a graph showing the relationship between the P content and the r-value of the corrosion-resistant alloy steel by the difference in the final annealing method.
  • Curve A in Fig. 1 is basically 13% Cr, 0.02%
  • Blanks for Ni, Mo, Cu, Ti, and N ⁇ indicate the extent to which they are contained as impurities.
  • Table 2 also shows the elongation, r-value, Erichsen value and CCV, which are test values for model formability, of these steel sheets.
  • Steel J has a low P content and is not a target steel of the present invention.
  • the final annealing was heated in a box-type annealing furnace at a heating rate of 120 Zhr for 4 hours at 820 ° C. Even if it is carried out by the method of furnace cooling after holding, each characteristic value is not much different from the case of continuous annealing, and the improvement of workability is not clear.
  • steels A, B, and C which are the target steels of the present invention, are rapidly heated at a heating rate of 400 U CZ min, kept at 82 CTC for 1 minute, and then air-cooled. After the final annealing, each property value is improved compared to steel J "to improve the workability.
  • the forces; steel A, B, and C were heated at a rate of 1 2 According to the method of the present invention in which heating is performed at 0 V / hr, holding at 220 U C for 4 hours, and then furnace cooling, the improvement of each characteristic value is remarkable.
  • cold-rolled steel sheets having a thickness of 0.7 mm were manufactured by the processes shown in Table 3 and the conditions shown in Table 3.
  • the first cold rolling was performed to a sheet thickness of 1.8 Nada
  • the specified intermediate annealing was performed
  • the second cold rolling was performed.
  • Table 3 shows the elongation, r-value, Erichsen value, and CCV of these steel sheets.
  • the present invention heats the final annealing in a box-type annealing furnace at a heating rate of 80 ° C / hr, holds it at 220 ° C for 4 hours, and then cools the furnace.
  • each characteristic value of each steel is improved, and workability is improved.
  • each characteristic value is further improved.
  • steel sheets with a thickness of 0.7 Nada are produced by cold rolling and the annealing process shown in Table 4 under the conditions shown in Table 4. did. 3 ⁇ 4 In all cases, the intermediate annealing was carried out with a work thickness of 1.8.
  • Steels F, G, and H were added with Ti, Nb, and A1 mainly for the purpose of improving workability. Also these steels in Table 4 results or Akira Luo Ni Let 's 3 ⁇ 4, heating rate of final annealing in box-type annealing furnace 2 0 0 (:. / / 111 was heated with ", 8 2 0 ° C Alternatively, the steel sheet is kept at 840 ° C. for 4 hours and then cooled in the furnace. By performing the method D according to the method of the present invention, a steel sheet having more excellent workability can be obtained.

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Description

明 細
細
耐食性合金鋼板の製造法 技術分野
本発明は、 加工性に優れた耐食性合金鋼板の製造法 に関する 。
背景技術
本発明者 らは、 重量％で、 C ; 0.0 5 %以下、 Cr ； 1 0.0 0 %以上 1 8.0 Q %以下、 Si ； 1.0 0 %以 ' 下、 Mn ; 0 0 %以下、 P ； 0.0 4 0 %を越え 0.1 50 %以下、 S ； 0.0 5 0 %以下、 Ni ； 0.0 0 %以下、 sol .A1 ； 0.0 0 5 %以上 Q.5 0 %以下、 必要に応 じ て 1.0 0 %以下の Cu ま たは 1.0 0 %以下の Moの 1 種 ま たは 2 種を添加 し、 さ ら に必要に応 じて 0.5 0 %以 下の Ti ま たは 0.5 0 %以下の Nb の 1 種ま たは 2 種を 合計量で 0.5 0 %以下 を添加 し、 残部が Feお よ び不 可避に混入 して く る不純物か ら成る 加工性お よ び酸洗 性に優れた耐食性合金を新たに 開発 した。
本発明は、 こ の耐食性合金に よ る 冷延鋼板の加工性 を さ ら に向上 し得る製造方法を確立 し、 優れた加工性 を有する 安価な 耐食性合金鋼板を広 く 社会に提供する も ので ある。
この新 しい耐食性合金は、 一般的な耐食性材料の一 つ と し て存在する フ ェ ラ イ ト 系 ス テ ン レ ス 鋼 に-比較 し
OMPI て、 同等の耐食性を有 しなが ら、 その化学成分組成に いて、 ； P 量を 0 . 0 4 0 %を越え 0 . 1 5 .0 %以下 と フ ェ ラ イ ト 系ス テ ン レ ス 鋼 よ 1? も高 く 規定 して る こ と か ら、 製鋼工程において P濃度の高い普通鋼高炉溶銑 を特別な脱 P処理を施すこ と ¾ く 転炉に直接装入 し、 これに Fe— Cr合金などの副原料を添加する方法で製造 が可能である。 そ して、 さ らにはその熱間圧延後の熱 延板の酸洗性が通常の フ ェ ラ イ ト 系ス テ ン レ ス 鋼 よ ]? も著し く 優れている こ と か ら、 製造性の向上な らびに 大幅な製造費の低減が可能であ ！） 、 ひいては安価 ¾耐 食性合金鋼板の提供が可能である。
したがって、 本耐食性合金鋼板は通常の フ ェ ラ イ ト 系ス テ ン レ ス 鋼の代替ばか Uか、 耐食性に関 しては不 十分であ 1} るが ら も材料の価格的な面か らやむな く ス テ ン レ ス鋼よ f) も安価なめっき鋼板や塗装鋼板を使用 した 1) 、 普通鋼板を用いてさ ら に塗装処理を施 してい る よ う な用途に も適用が可能である。
しかるに、 この よ う な用途においては鋼板がそのま ま の状態で使用される こ と は稀であ ！？ 、 多 く の場合プ レ ス成形な どの加工が施されて実用に供されるため、 その加工性が重要視されている。 したがって、 本耐食 性合金も 、 なお一層の加工性の向上が強 く 望まれる。
従来の フ ェ ラ イ ト 系ス テ ン レ ス 鋼冷延鋼板 · 銅帯は、 通常、 製鋼工程で得られたス ラ ブ （ 篛片 ） を熱間圧延 に よ D熱延鋼板 · 鋼帯と な し、 場合に よ っては-熱延板
ΟΜΡΙ = 焼鈍を施 し、 酸洗に よ るデ ス ケ一 リ ン グ後、 1 回の冷 間圧延ま たは中間焼銶をはさんだ 2 回の冷間圧延を行 ¾い、 最終焼鈍を施 して製品 と される。
こ こで、 焼鈍工程についてみる と 、 焼鈍方式は連続 焼鈍と箱型焼鈍の 2 種に大別でき る。 連続焼鈍は、 一 定温度に保持した焼鈍炉内を連続的に通板する も ので、 通常、 材料は 2 0 0 °C mi n以上の昇温速度で急速加熱 された後、 空冷される。 したがって、 焼鈍温度での均 熱時間は非常に短い。 ·
—方、 箱型焼鈍は、 熱延鋼帯ま たは冷延鋼帯を コ ィ ル状のま ま で焼鈍するバ ッ チ式の も ので、 一般に昇温 速度は 3 0 0 uC Z hr以下であ D 、 違続焼純に比べ著 し く 遅い。 ま た、 焼鈍温度での保持時間は連続焼鈍 よ D も長 く 、 冷却も 炉冷 ¾ どに よ る徐冷である。
—般に フ ェ ラ イ ト 系ス テ ン レ ス 鋼の熱延板焼鈍は、 昇温速度の遅い箱型焼鈍炉か昇温速度の速い連続焼鈍 炉に よって行なわれるが、 1 回の冷間圧延を行なった 場合の最終焼鈍および 2 回の冷間圧延を行なった場合 の中間焼鈍な らびに仕上焼鈍は、 昇温速度の速い連続 焼鈍炉に よって行なわれているのが通常である。
発明の開示
本発明者 らは、 P を高めた耐食性合金の加工性は、 最終焼鈍を フ ェ ラ イ 卜 系ス テ ン レ ス 鋼で実施されて い る よ う な昇温速度の速い連続焼鈍炉て行 ¾ う よ 1? も 、 昇温速度の遅い箱型焼鈍炉で行な う こ と に よ 層向 上する こ と を見い出 した。 そ して、 熱延板焼鈍の有無 および熱延板焼鈍を行 う場合はその焼鈍方法に拘わ らず、 ま た中間焼鈍の有無に拘わらず最終焼鈍を 300 °CZhr以下の昇温速度で加熱 し、. 焼鈍温度に保持する 箱型焼鈍と 同—様の焼鈍を行なえば加工性の向上が得ら れる こ と を見い出 した。
すなわち本発明は、 必須成分と して、 重量％で、 0.0 5 %以下の （：、 1 0.0 0 〜 1 8.0 0 %の 0、
0.0 0 5〜 0.5 0 %の s o 1. A1、 および 0.0 4 0超〜
0.1 50%有利には 0>045〜0.1 50 %の Pを含有する鋼 の熱延板を、 （ィ)焼鈍することな く、 （口） 5 0 0 °CZ hr以下 の昇温速度で加熱する箱型焼鈍炉で焼鈍するかまたは 2 0 0 °C min以上の昇温速度で加熱する連続焼鈍炉で焼 鈍したあと、 一段または多段で冷間圧延し、 多段冷間圧 延の場合には中間焼鈍を実施するかまたはし ¾ く ても よ く、 次いで、 0 0 °C ^上の温度域を 5 0 (D °C hr以下の昇 温速度で ό 5 0 〜 9 0 0 °Cの温度範囲に加熱する最終 焼鈍を施すこ とか らな る加工性に優れた耐食性合金鋼 板の製造法を提供する も のである。 詳細は後記実施例 に示すが、 熱延板の焼鈍の有無ま たは型式と して前記 (ィ）、 （口）、 のいづれにおいて も 良好な加工性が得られ る。 本発明法の対象と する鋼は、 冒頭に述べた よ う に 本発明者 らの開発した耐食性合金であ ]? 、 C ； 0.0 5 %以下、 Cr ； 1 0.0 0〜 1 8.0 0 %、 sol .Al ； 0.005 〜 0.5 0 %と した うえで、 P を 0.0 4 0 %超〜 0.1 50 %の量で含有させた点に特徴があ ？ 、 この成分のほか に、 Si ； 1.0 0 %以下、 Μπ ； 1.0 0 %以下、 S ； 0.0 5 0 %以下、 Ni ； 0.0 0 %以下を通常含有 し、 さ らに耐食性の面か ら Mo ； 1.0 0 %以下お よ び/ま たは Cu ； 1.0 0 %以下、 さ らには耐食性お よ び機械 的性質等の面か ら Ti ； 0.5 0 %お よ び Zま たは Nb ； 0.5 0 %を合計量で 0.5 0 %以下添加する こ と も好 ま し く 、 前述の必須成分に こ の よ う ¾元素を含有する 合金も 本発明法の対象 と される。 この各成分の添加量 についての限定理由の概要を述べれば次の如 く である C 量は あま i? 高い と熱間圧延状態で部分的に生成す る マ ル テ ン サ イ ト 相が硬質 と な ！） 、 Pが富化されてい るため熱間圧延状態での材料の靱性 · 延性が損なわれ る と と も に 、 冷延焼鈍後の材料の靱性、 加工性お よ び 溶接性に害を及ぼす。 したがって これ らを回避するた めには、 Cの上限を 0.0 5 % と する必要がある。 Cr の下限、 1 0.0 0 %は、 耐食性保持のための必要最低 量である。 ま た Cr量が高い と靭性が損な われ、 Pが 富化されているために著 し く 脆化するので 1 8.0 0 % を上限と する。 Si および Mnは通常、 許容されている限 度の 1.0 0 %以下、 1.0 0 %以下 と する。 S は高すぎ る と耐食性や熱間加工性に悪影響をお よぼすため低い 方が好ま しいが、 高炉溶銑では S も 高 く 脱 S処理工程 を も 省略するため許容の上限を 0.0 5 0 % と する。 Niはフェ ラ イ ト系金属材料の靱性改善に効果があるが、 高 すぎる と製品が高価と ¾ るため、 通常の フ ェ ラ イ ト 系 ス テ ン レ ス 鋼 で規定されている上限を許容限度と し
0.0 0 %以下 と する。 P は 0.0 4 0 %以下では、 高炉 溶銑の予備脱 P または、 転炉における特別 ¾脱？処理 を要 し、 安価 ¾耐食性合金を製造する利点が失 ¾われ、 ま た、 Pの富化に よ る加工性およ び酸洗性改善の劾果 が得られないので下限を 0. (3 4 0 %越える 量有利には 0.0 4 5 %以上と する。 ま た、 0.1 5 0 %を越える と 靱性ゃ熱間加工性の面で好ま し く な く 、 ま た、 加工性 も劣下するので、 0.150 %を上限とする。 sol .Ai は、 Pの富化に よ る靱性の低下の緩和お よび加工性の改善 に効果があるが、 0 ,0 0 5 %未満ではその効果が十分 で く 、 ま た 0.5 0 %を越える とその効果が飽和する と と も に製品が高価と なるため 0.0 0 5 %以上 0.5 0 %以下と 限定する。 Cuおよび Moは耐食性の向上に効杲 があるが高すぎる と製品が高価と な るので、 それぞれ 1.0 0 %を上限とする。 さ らに Ti、 Nbはそれぞれ（：、 Nな ど と化合物を生成 し、 安定化元素 と して靱性、 耐 食性、 粒界腐食性、 機械的性質の改善に効果があるが、 0.5 0 %を越える と その効果が飽和する。
本発明において、 最終焼鈍の条件の規定は以下の理 由に よ る ものである。
3 0 0 nC以上の温度域の昇温速度を 3 0 0 °C / r 以下 と規定 したのは、 3 0 0 UC未満の温度では材料の 回復、 再結晶は起こ D 得ず昇温速度は任意で よ-い。 し
O PI か し、 5 0 0 °C以上の温度域では、 加工性におよぼす 昇温速度の影響が大き く ¾ ？ 、 3 0 0 DC Z hr を越える 昇温速度では、 加工性向上の効果が十分で ¾いため、 昇温速 度の上限を 3 0 0 °CZiir とする。 、 2 段階焼鈍、 す なわち、 保持温度を 2 水準に と ！？ 、 低い温度に一担保 持し、 その後再び昇温 して よ 高い温度に保持する方 法であって も 、 3 0 0 。C以上、 最高焼鈍温度ま での平 均昇温速度が 3 0 O ^ Z hr以下であれば本発明の方法 と して、 一向に差支えない。
ま た、 最高焼鈍温度を ό 5 0 °C以上 9 0 0 °C以下 と したのは、 ό 5 0 °C未満の温度では、 再結晶が十分で ¾ く ま た、 9 0 0 DCを越える と結晶粒の粗大化が著 し く ¾ i？ 、 製品を加工 した後の表面性状が劣下するため、 上限を 9 0 0 °C と する。 ま た焼鈍温度での保持時間は 任意で よ い。
図面の簡単な説明
第 1 図は耐食性合金鋼の ； P含有量と r 値 と の関係を 最終焼鈍の方式の違いに よ って示 したグ ラ フである。
第 1 図の曲線 Aは、 基本的に 1 3 % Cr、 0.0 2 %
C . 0.0 1 % Nおよび様々 な 量の P を含有する耐食性 合金を通常の熱間圧延後、 熱延板焼鈍を施すこ と ¾ く デス ケ ー リ ン グのみを行ない、 1 回の冷間圧延で得た 冷延板に仕上焼鈍を昇温速度が 1 2 0 °C Z hr と遅い箱 型焼鈍炉で行なって得た試料について、 そ して第 1 図 の曲線 Bは、 前記冷延板に仕上焼鈍を昇温速度.が 400
O PI UC / minと速い連続焼鈍炉で行なって得た試料につい て、 : P含有量と深絞 D性の指標である r 値の関係をそ れぞれ示 したも のである。 第 1 図か らわかる よ う に、 仕上焼鈍は箱型焼鈍炉、 連続焼鈍炉のいずれに よって も 、 P含有量が 0.0 4 0 〜 0.1 5 0 %の範囲で r 値は 向上するが、 箱型焼鈍に よ る方が r 値の向上が著しい。 するわち、 Pの富化に よ る加工性の改善は、 最終の仕 上焼鈍を加熱速度の遅い箱型焼鈍炉で実施する こ と に よって、 よ ]? —層顕著と な る こ と がわかるであろ う。
発明を実施するための最良の形態
以下、 実施例お よび比較対照例に よ ！） 本発明を さ ら に説明する。
以下の例において、 熱延ま での段階は、 第 1 表に示 す化学成分を有する鋼を溶製し、 熱間圧延に よ 、 板 厚 3.2観の熱延銅帯と した。
_OMPI 実施例に用いた鋼の化学成分（重量％ )
Figure imgf000011_0001
※ Ni、 Mo、 Cu、 Ti、 N¾の空欄は、 不純物として含有される程度
実施例 1
第 1 表に示 した鋼 A、 B 、 C . J" の熱延板を用いて、 冷間圧延および第 2表にその条件を示 した焼鈍工程に よ ！？ 、 板厚 0 . 7 娜 の鋼板を製造した。
これ ら鋼板の、 伸び、 r 値および模型成形性試験値 である エ リ ク セ ン値、 C C Vを第 2 表に併せて示 した。
第 2 表の結果か ら明 らかな よ う に、 本発明の対象鋼 A、 B 、 C につい ては、 熱延板焼鈍の有無にかかわ ら ず、 最終焼鈍を箱型焼鈍炉で昇温速度 1 2 0 "C h r で加熱、 8 2 0 °Cに 4 時間保持 した後炉冷する本発明 の方法に よれば、 伸び、 r 値、 エ リ ク セ ン値、 C C V ( C C Vは値が小さい程深絞 ！）性は良好 ） は良好であ 、 加工性に優れている こ とが明 らかである。
鋼 J" は、 P 量が低 く 本発明の対象鋼ではない。 この 鋼 J では、 最終焼鈍を箱型焼鈍炉で昇温速度 1 2 0 Z hr で加熱 し 8 2 0 °C に 4 時間保持 した後、 炉冷する 方法で行なって も 、 各特性値は、 連続焼鈍 した場合と 大差はな く 、 加工性の改善は明 らかでない。
—方、 本発明の対象鋼である鋼 A、 B 、 C を昇温速 度 4 0 0 UC Z mi nで急速加熱し、 8 2 CTC に 1 分間保持 した後空冷する連続焼鈍炉に よ i?最終焼鈍すれば、 各 特性値は鋼 J" に比較 して向上してお 加工性が改善さ れている。 しか しる力； ら、 鋼 A、 B 、 C を、 昇温速度 1 2 0 V / hrで加熱 し、 8 2 0 UCで 4 時間保持した後 炉冷する本発明の方法に よれば、 各特性値の向 ·上は著
OMPI し く ¾ お一層加工性に優れた材料が得 られる こ と が明 ら；^で あ る。
第 2 表
Figure imgf000014_0002
AO；空 )/4
Figure imgf000014_0001
実施例 2
第 1 表に示 した鋼 D 、 E 、 I の熱延板 ¾用いて、 冷 間圧延お よび第 3 表にその条件を示 した工程に よ 板 厚 0 . 7 丽の鋼板を製造 した。 なお、 中間焼鈍を施す場 合は、 1 回 目の冷間圧延で板厚 1 . 8 灘ま で圧延 し、 所 定の中間焼鈍を実施 した後、 2 回 目 の冷間圧延を行 つた。
これ ら鋼板の伸び、 r 値、 エ リ ク セ ン値、 C C V を 第 3 表に併せて示す。
第 3 表の結果か らわかる よ う に 、 最終焼鈍を、 箱型 焼鈍炉で昇温速度 8 0 °C / h rで加熱し、 8 2 0 °C に 4 時間保持 した後炉冷する本発明の方法に よ 実施すれ ば、 各鋼の各特性値はいずれ も 向上 し、 加工性は改善 されている。 ま た、 中間焼鈍を実施すれば、 各特性値 は よ U 向上する。
OMPI
J wito ， 第 3
Figure imgf000016_0001
※ 焼鈍条件中の略記は第 2表と同じ ※※ 算出方法は第 2表と同じ
実施例 3
第 1 表に示 した鋼 F、 G、 Hの熱延板を用いて、 冷 間圧延お よ び第 4表にその条件を示 した焼鈍工程に よ 1?、 板厚 0.7灘の鋼板を製造 した。 ¾お、 中間焼鈍は いずれ も 板厚 1.8 職で実施 した。
鋼 F、 G、 Hは、 主 と して加工性の 向上を 目 的に Ti、 Nb、 A1を添加した も の であ る。 これ ら鋼について も 第 4表の結果か ら 明 らか. ¾ よ う に、 最終焼鈍を箱型焼鈍 炉で昇温速度 2 0 0 (： // 111" で加熱 し、 8 2 0 °C も し く は 8 4 0 °Cに 4時間保持 した後炉冷する 本発明の方 法に よ D行えば、 ¾ お一層加工性に優れた鋼板が得 ら れ る。
ΟΜΡΙ
く d 表
Figure imgf000018_0001
焼鈍条件中の略記は第 2表と同じ ※※ 算出方法は第 2表と同じ

Claims

請 求 の 範 囲
1. 必須成分と して、 重量％で、 0.0 5 %以下の C、 1 0.0 0 〜 1 8.0 0 %の 0、 0.0 0 5 〜 0.5 0 %の sol .A1、 および 0.0 4 0 超〜 0.1 5 0 %の P を含有す る鋼の熱延板を焼鈍する こ と な く 、 冷間圧延 し、 箱型 焼鈍炉で 5 0 0 °C以上の温度域を 3 0 CTC Z hr以下の 昇温速度で ό 5 0〜 9 0 0 °Cの温度範囲に加熱する最終焼鈍 を施すことから ¾る加工性に優れた耐食性合金鋼板の製造法。
2. 鋼の化学成分が、 重量％で、 C ； 0.0 5 %以下、 Cr 1 0.0 [！ 〜 1 8.0 0 %、 Si ； 1 .0 0 %以下、 Mn ； 1 .0 0 %以下、 S ； 0.0 5 0 % ·以下、 Ni ； 0. ό 0 % 以下、 sol .Ai ； 0.0 0 5 〜 0.5 0 %、 P ； 0.0 4 0 超 〜 0,1 5 0 %、 お よび不可避的不純物である請求の範 囲第 1 項記載の製造法。
5. 鋼の化学成分が、 Mo ； 1 .0 0 %以下ま たは Cii ； 1 .0 0 %以下の 1 種ま たは 2 種を さ らに含有する請求 の範囲第 2 項記載の製造法。
4. 鋼の化学成分が、 Ti ； 0.5 0 %以下ま たは Nb ； 0,5 0 %以下のいづれか 1 種ま たは 2 種を合計量て
0.50 下の量でさ ら に含有する請求の範囲第 2項ま たは第 3 項記載の製造法。
5. 必須成分と して、 重量％で、 0 · 0 5 %以下の （： 、 1 0.0 0 〜 1 8.0 ΰ %の Cr、 0.0 0 5 〜 0.5 0 %の sol ·Α1 、 および 0.0 4 0 超〜 0.1 5 0 %の ； Ρ を含有す
ΟΜΡΙ る鋼の熱延板を 3 0 O uC Z hr以下の昇温速度で加熱す る箱型焼鈍'炉で焼鈍 し、 冷間圧延 し、 箱型焼鈍炉で δ 0 0 °C以上の温度域を 5 0 0 X hr以下の昇温速度 て ό 5 0〜9 0 crcの温度範囲に加熱する最終焼鈍を施すこ • とからなる加工性に優れた耐食性合金鋼板の製造法。
6. 鋼の化学成分が、 重量％で、 C ； 0.0 5 %以下、 Cr
； 1 (3.0 0 〜 1 8.0 0 %、 Si ； 1.0 0 %以下、 Μπ ; 1.0 0 %以下、 S ； 0.0 5 0 %以下、 Ni ； 0.0 0 % 以下、 sol. A1 ; 0.0 0 5〜 0.5 0 %、 P ; 0.0 4 0超 〜 0,1 5 0 %、 およ び不可避的不純物である請求の範 囲第 5項記載の製造法。
7. 鋼の化学成分が、 Mo ； 1.0 0 %以下ま たは Cu ； 1.0 0 %以下の 1 種ま たは 2 種を さ らに含有する請求 の範囲第 ό項記載の製造法。
8. 鋼の化学成分が、 Ti ； 0.5 0 Q/o以下ま たは Nb ； 0.5 0 %以下のいづれか 1 種または 2 種を合計量で
0.5 0 %以下の量でさ ら に含有する請求の範囲第 ό項 ま たは第 7 項記載の製造法。
9. 必須成分と して、 重量％で 0.0 5 %以下の （：、
1 0.0 C！ 〜 1 8.0 0 %の 0、 0.0 0 5〜 0.5 0 %の sol.Al、 およ び 0.0 4 0超〜 0.1 5 0 %の P を含有す る鋼の熱延板を 2 Q 0 °C Zmin以上の昇温速度で加熱 する連続燒鈍炉で焼鈍 し、 冷間圧延 し、 箱型焼鈍炉で 5 0 0 UC以上の温度域を 3 0 C3 °C Z hr以下の昇温速度 で ό 5 0 〜 9 0 0 UCの温度範囲に加熱する最終焼鈍を
OMPI
、 WIPO 施すこ とか ら ¾ る加工性に優れた耐食性合金鋼板の製 法 o
10. 鋼の化学成分が、 重量％で、 C ； 0.0 5 %以下、
Cr ； 1 0.0 0 〜 1 8.0 0 %、 Sに； 1.0 0 %以下、 Mn
； 1.□ 0 %以下、 S ； 0 5 0 %以下、 Ni ； 0.6 0
%以下、 sol .AI ； 0.0 0 5 〜 0.5 0 %、 P ； 0.0 4 0 超〜 0.1 5 0 %、 およ び不可避的不純物である請求の 範囲第 9項記載の製造法。
11. 鋼の化学成分が、 Mo ； 1.0 0 %以下ま たは Cu ；
1.0 0 %以下の 1 種ま たは 2 種を さ らに含有する請求
の範囲第 1 0 項記載の製造法。
12. 鋼の化学成分が、 Ti ； 0.5 Q %以下ま たは Nb ；
0.5 0 %以下のいづれか 1 種ま たは 2 種を合計量で
0.5 0 %以下の量でさ らに含有する請求範囲第 1 0 項
ま たは第 1 1 項記載の製造法。
13. 鋼が 0 4 5 %以上 0.1 5 0 %以下の P を含有す
る前記請求の範囲のいずれか一項に記載の製造法。
、¾¾^ ンノ
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