JPH0578751A - フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
フエライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPH0578751A JPH0578751A JP24552091A JP24552091A JPH0578751A JP H0578751 A JPH0578751 A JP H0578751A JP 24552091 A JP24552091 A JP 24552091A JP 24552091 A JP24552091 A JP 24552091A JP H0578751 A JPH0578751 A JP H0578751A
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- JP
- Japan
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- stainless steel
- hot
- ferritic stainless
- rolled sheet
- annealing
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 熱間圧延工程でのスラブ加熱温度を極端に低
温化しなくても軟質化材を安定して製造できるフェライ
ト系ステンレス鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 フェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延
し、続く熱延板焼鈍、冷間圧延および冷延板仕上げ焼鈍
工程によりフェライト系ステンレス鋼板を製造する方法
において、Ti、Nbの添加、さらにスラブを1040
〜1200℃の範囲で均熱保持した後熱間圧延し、さら
に950〜1050℃の範囲で熱延板焼鈍および冷延板
仕上げ焼鈍を行うことを特徴とするフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法。
温化しなくても軟質化材を安定して製造できるフェライ
ト系ステンレス鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 フェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延
し、続く熱延板焼鈍、冷間圧延および冷延板仕上げ焼鈍
工程によりフェライト系ステンレス鋼板を製造する方法
において、Ti、Nbの添加、さらにスラブを1040
〜1200℃の範囲で均熱保持した後熱間圧延し、さら
に950〜1050℃の範囲で熱延板焼鈍および冷延板
仕上げ焼鈍を行うことを特徴とするフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明はフェライト系ステンレス
鋼を軟質化し成形加工性の改善を図ったフェライト系ス
テンレス鋼板の製造方法に関する。
鋼を軟質化し成形加工性の改善を図ったフェライト系ス
テンレス鋼板の製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】従来、特開昭58−71356号や特開
昭63−219527号に見られるように、スラブ加熱
温度(SRT)の低温化や、Ti、Nb等の炭素窒素固
溶元素の添加を行い、炭窒化物を析出させ粒界の移動を
妨げて結晶粒の粗大化を防ぎ、均一微細化を図ってラン
クフォード値(以下、 ̄r値とする)やリジング性を改
善して成形性を改善する試みがなされていた。
昭63−219527号に見られるように、スラブ加熱
温度(SRT)の低温化や、Ti、Nb等の炭素窒素固
溶元素の添加を行い、炭窒化物を析出させ粒界の移動を
妨げて結晶粒の粗大化を防ぎ、均一微細化を図ってラン
クフォード値(以下、 ̄r値とする)やリジング性を改
善して成形性を改善する試みがなされていた。
【0003】また、本出願人による特願平02−426
50号に見られるように、NbとTiの複合添加をはか
り、かつ熱間圧延でのSRTを960〜1040℃と低
下させ、炭窒化物の析出分布を疎にして転位の移動を容
易にすることにより、フェライト系ステンレス鋼の軟質
化を図る方法がある。
50号に見られるように、NbとTiの複合添加をはか
り、かつ熱間圧延でのSRTを960〜1040℃と低
下させ、炭窒化物の析出分布を疎にして転位の移動を容
易にすることにより、フェライト系ステンレス鋼の軟質
化を図る方法がある。
【0004】さらに、本出願人による特願平03−90
710号に見られるように、Nb、場合によってはTi
を含有するフェライト系ステンレス鋼に、さらにTiよ
り安定な炭窒化物を形成するZrまたはVの1種または
2種を添加し、SRTを960〜1170℃とすること
により炭窒化物の析出分布を疎として、軟質化を図る試
みもなされている。
710号に見られるように、Nb、場合によってはTi
を含有するフェライト系ステンレス鋼に、さらにTiよ
り安定な炭窒化物を形成するZrまたはVの1種または
2種を添加し、SRTを960〜1170℃とすること
により炭窒化物の析出分布を疎として、軟質化を図る試
みもなされている。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】しかし、特開昭58−
71356号や特開昭63−219527号に見られる
ような技術はプレス成形性から見たものであり、軟質化
の点からは検討がなされていない。近年、高級化指向お
よび人件費節減対策ならびに特殊技能施工者不足対策と
してメンテナンスフリー化を図る傾向に伴い、多岐にわ
たる材料において普通鋼からステンレス鋼使用に移行す
る趨勢にある。また、従来からステンレス鋼が使用され
ていたものについても、さらに高耐食性が要求され高C
r化等の材料変更を余技なくされることが多い。このよ
うに普通鋼からステンレス鋼へ、あるいは低Crステン
レス鋼から高Crステンレス鋼へ材料を変更した場合、
硬質となるので、従来の加工機械におけるプレス成形に
おいては金型の摩耗が著しくなり、正確な加工が困難に
なるなどの問題が生じてきた。また、工業的にはスラブ
加熱温度1040℃以下での操業は、表面傷や熱間圧延
抵抗が大きいため板厚精度不良などによる歩留りが悪
く、スラブ加熱温度の高温化が望まれている。
71356号や特開昭63−219527号に見られる
ような技術はプレス成形性から見たものであり、軟質化
の点からは検討がなされていない。近年、高級化指向お
よび人件費節減対策ならびに特殊技能施工者不足対策と
してメンテナンスフリー化を図る傾向に伴い、多岐にわ
たる材料において普通鋼からステンレス鋼使用に移行す
る趨勢にある。また、従来からステンレス鋼が使用され
ていたものについても、さらに高耐食性が要求され高C
r化等の材料変更を余技なくされることが多い。このよ
うに普通鋼からステンレス鋼へ、あるいは低Crステン
レス鋼から高Crステンレス鋼へ材料を変更した場合、
硬質となるので、従来の加工機械におけるプレス成形に
おいては金型の摩耗が著しくなり、正確な加工が困難に
なるなどの問題が生じてきた。また、工業的にはスラブ
加熱温度1040℃以下での操業は、表面傷や熱間圧延
抵抗が大きいため板厚精度不良などによる歩留りが悪
く、スラブ加熱温度の高温化が望まれている。
【0006】本発明は、熱間圧延工程でのスラブ加熱温
度を極端に低温化しなくても軟質化材を安定して製造で
きるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供する
ことを目的としている。
度を極端に低温化しなくても軟質化材を安定して製造で
きるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供する
ことを目的としている。
【0007】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明によれば、フェライト系ステンレス鋼スラブを
熱間圧延し、続く熱延板焼鈍、冷間圧延および冷延板仕
上げ焼鈍工程によりフェライト系ステンレス鋼板を製造
する方法において、 C :0.02重量%以下 N :0.02重量%以下 Cr:12〜25重量% Al:0.1重量%以下 TiまたはNbを単独または複合で Ti* (重量%)=Ti(重量%)− (47.9/14)N(重量%) X= ( Ti*( 重量%)/47.9 + Nb(重量%)/92.9)/(C (重量%)/12) として表される変数Xが2〜8の値をとる範囲を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを
1040〜1200℃の範囲で均熱保持した後熱間圧延
し、さらに950〜1050℃の範囲で熱延板焼鈍およ
び冷延板仕上げ焼鈍を行うことを特徴とするフェライト
系ステンレス鋼板の製造方法が提供される。
に本発明によれば、フェライト系ステンレス鋼スラブを
熱間圧延し、続く熱延板焼鈍、冷間圧延および冷延板仕
上げ焼鈍工程によりフェライト系ステンレス鋼板を製造
する方法において、 C :0.02重量%以下 N :0.02重量%以下 Cr:12〜25重量% Al:0.1重量%以下 TiまたはNbを単独または複合で Ti* (重量%)=Ti(重量%)− (47.9/14)N(重量%) X= ( Ti*( 重量%)/47.9 + Nb(重量%)/92.9)/(C (重量%)/12) として表される変数Xが2〜8の値をとる範囲を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを
1040〜1200℃の範囲で均熱保持した後熱間圧延
し、さらに950〜1050℃の範囲で熱延板焼鈍およ
び冷延板仕上げ焼鈍を行うことを特徴とするフェライト
系ステンレス鋼板の製造方法が提供される。
【0008】以下に本発明をさらに詳細に説明する。従
来技術によれば、析出物の分布が疎となるように熱延板
の組織制御を行うことにより軟質化することができると
されているが、本発明者らは化学成分や熱間圧延条件、
熱延板焼鈍条件および冷延板焼鈍条件を種々変化させて
研究を重ねた結果、熱延板中の析出物分布を疎として
も、続く熱延板焼鈍および冷延板焼鈍の条件によっては
必ずしも軟質化しないことを見いだした。
来技術によれば、析出物の分布が疎となるように熱延板
の組織制御を行うことにより軟質化することができると
されているが、本発明者らは化学成分や熱間圧延条件、
熱延板焼鈍条件および冷延板焼鈍条件を種々変化させて
研究を重ねた結果、熱延板中の析出物分布を疎として
も、続く熱延板焼鈍および冷延板焼鈍の条件によっては
必ずしも軟質化しないことを見いだした。
【0009】表1は、熱間圧延時の圧下率が84%であ
る18.12 %Cr−0.0095%C−0.0073%N−0.25%Ti
鋼の製造条件と、その条件下によるYSおよび ̄r値の
結果である。SRTを1250℃と高温とした条件下で
はYSは高く軟質化しない。他方SRTを低温(110
0℃)、かつ冷延板焼鈍温度を950、1000、10
40℃とした条件下では軟質化の効果が認められる。し
かし、SRTを1100℃と低温とした条件下でも冷延
板焼鈍温度を1100℃と高温とすると結晶粒は成長す
るにも関わらずYSは高く軟質化しなくなる。一方、 ̄
r値は熱延板焼鈍温度に対応し、熱延板焼鈍温度110
0℃の処理を施したものより1040℃あるいは100
0℃としたほうが ̄r値は大きく向上している。本発明
者らは研究の結果、このような現象はTiあるいはNb
の炭化物の析出形態の変化と密接に関係するものである
ことを見いだした。すなわち、SRTを低温にすること
により炭化物を粗大に析出させ、つづく熱延板焼鈍を炭
化物が固溶しない温度とすることにより ̄r値を向上
し、冷延板焼鈍を炭化物が固溶しない温度とすることに
より軟質化を図ることができ、以上の条件を組み合わせ
ることにより、軟質でかつ成形加工性にも優れたフェラ
イト系ステンレス鋼の製造が可能となる。
る18.12 %Cr−0.0095%C−0.0073%N−0.25%Ti
鋼の製造条件と、その条件下によるYSおよび ̄r値の
結果である。SRTを1250℃と高温とした条件下で
はYSは高く軟質化しない。他方SRTを低温(110
0℃)、かつ冷延板焼鈍温度を950、1000、10
40℃とした条件下では軟質化の効果が認められる。し
かし、SRTを1100℃と低温とした条件下でも冷延
板焼鈍温度を1100℃と高温とすると結晶粒は成長す
るにも関わらずYSは高く軟質化しなくなる。一方、 ̄
r値は熱延板焼鈍温度に対応し、熱延板焼鈍温度110
0℃の処理を施したものより1040℃あるいは100
0℃としたほうが ̄r値は大きく向上している。本発明
者らは研究の結果、このような現象はTiあるいはNb
の炭化物の析出形態の変化と密接に関係するものである
ことを見いだした。すなわち、SRTを低温にすること
により炭化物を粗大に析出させ、つづく熱延板焼鈍を炭
化物が固溶しない温度とすることにより ̄r値を向上
し、冷延板焼鈍を炭化物が固溶しない温度とすることに
より軟質化を図ることができ、以上の条件を組み合わせ
ることにより、軟質でかつ成形加工性にも優れたフェラ
イト系ステンレス鋼の製造が可能となる。
【0010】上記の知見により、本発明の製造条件を以
下のように限定した。スラブ加熱温度は熱間圧延板中に
析出する炭窒化物粒径を左右し、1200℃超とすると
析出物が微細となり、かつその分布も密となるためその
上限を1200℃に限定する。また、スラブ加熱温度が
低すぎても表面傷などが生じ易くなり、かつ熱間圧延抵
抗が大きいため板厚精度が悪化するなど工業的に好まし
くない。従ってその下限を1040℃とする。
下のように限定した。スラブ加熱温度は熱間圧延板中に
析出する炭窒化物粒径を左右し、1200℃超とすると
析出物が微細となり、かつその分布も密となるためその
上限を1200℃に限定する。また、スラブ加熱温度が
低すぎても表面傷などが生じ易くなり、かつ熱間圧延抵
抗が大きいため板厚精度が悪化するなど工業的に好まし
くない。従ってその下限を1040℃とする。
【0011】熱延板焼鈍温度は1050℃超とするとス
ラブ加熱時に析出した炭窒化物の再固溶量が増加し、冷
却後に基地中に残存する固溶元素量が増大するため、 ̄
r値が低下し成形性の点で好ましくない。従って、その
上限を1050℃とする。また、950℃未満では連続
焼鈍によって再結晶が完全に終了しない場合があるた
め、その下限を950℃とする。
ラブ加熱時に析出した炭窒化物の再固溶量が増加し、冷
却後に基地中に残存する固溶元素量が増大するため、 ̄
r値が低下し成形性の点で好ましくない。従って、その
上限を1050℃とする。また、950℃未満では連続
焼鈍によって再結晶が完全に終了しない場合があるた
め、その下限を950℃とする。
【0012】冷延板焼鈍温度も熱延板焼鈍温度の限定理
由と同様の理由により、その上限を1050℃とする。
一方950℃未満では連続焼鈍によって再結晶が完全に
終了しない場合があり、同時に再結晶粒径が微細になり
すぎ軟質化しないためその下限は950℃とする。
由と同様の理由により、その上限を1050℃とする。
一方950℃未満では連続焼鈍によって再結晶が完全に
終了しない場合があり、同時に再結晶粒径が微細になり
すぎ軟質化しないためその下限は950℃とする。
【0013】次に化学成分の限定理由について述べる。
C、Nは成形性および耐食性に有害な元素であり、T
i、Nbの添加の点からも少ない方が望ましい。そこで
その上限を0.02重量%とする。
C、Nは成形性および耐食性に有害な元素であり、T
i、Nbの添加の点からも少ない方が望ましい。そこで
その上限を0.02重量%とする。
【0014】Crは25重量%を超える添加では硬質に
なり、本発明による処置を行っても効果が少ないのでそ
の上限を25重量%とする。また、下限は熱間圧延温度
でフェライト単相組織を得る上から、また耐食性の見地
から12重量%以上とする。
なり、本発明による処置を行っても効果が少ないのでそ
の上限を25重量%とする。また、下限は熱間圧延温度
でフェライト単相組織を得る上から、また耐食性の見地
から12重量%以上とする。
【0015】Alはその添加量が多くなると表面傷の原
因となるのでその上限を0.1重量%とした。
因となるのでその上限を0.1重量%とした。
【0016】Ti、NbはいずれもCおよびNと安定な
炭窒化物を形成しフェライト基地も純化するため、本発
明において最も重要な添加元素である。ここでTi、N
bはいずれも炭化物よりも窒化物を熱力学的により安定
に形成し易いので Ti* (重量%)=Ti(重量%)− (47.9/14)N(重量%) X= ( Ti*( 重量%)/47.9 + Nb(重量%)/92.9)/(C (重量%)/12) として得られた変数Xと降伏強度YSとの関係を調べ
た。その結果を図1に示す。ただし、基本組成は18重
量%Cr−0.008 重量%N鋼でありTiおよびNbの添
加量はそれぞれ(Ti*( 重量%)/47.9)/(C(重量%)/12)、(N
b(重量%)/92.9)/(C(重量%))/12) で表される変数がほぼ
等量となる組成とし、製造はSRT1100℃、熱延板
焼鈍温度1000℃、冷延板焼鈍温度1000℃の条件
下で行った。これよりいずれのC含有量においてもXの
増加につれて軟質化するがX=3〜6の付近で極小値を
持ち、Xのそれ以上の増加においては強度上昇をもたら
すことがわかる。Ti、Nbを添加しない場合と比較し
て、その添加により明らかに軟質化の効果が認められる
のは、そのC含有量によって異なるがほぼX=2〜8と
なる領域である。またX=8超のTi、Nbの添加はコ
スト的にも不利である。したがってTi、Nbの成分限
定範囲は Ti* (重量%)=Ti(重量%)− (47.9/14)N(重量%) X= ( Ti*( 重量%)/47.9 + Nb(重量%)/92.9)/(C (重量%)/12) として表される変数Xが2〜8の値をとる範囲とする。
炭窒化物を形成しフェライト基地も純化するため、本発
明において最も重要な添加元素である。ここでTi、N
bはいずれも炭化物よりも窒化物を熱力学的により安定
に形成し易いので Ti* (重量%)=Ti(重量%)− (47.9/14)N(重量%) X= ( Ti*( 重量%)/47.9 + Nb(重量%)/92.9)/(C (重量%)/12) として得られた変数Xと降伏強度YSとの関係を調べ
た。その結果を図1に示す。ただし、基本組成は18重
量%Cr−0.008 重量%N鋼でありTiおよびNbの添
加量はそれぞれ(Ti*( 重量%)/47.9)/(C(重量%)/12)、(N
b(重量%)/92.9)/(C(重量%))/12) で表される変数がほぼ
等量となる組成とし、製造はSRT1100℃、熱延板
焼鈍温度1000℃、冷延板焼鈍温度1000℃の条件
下で行った。これよりいずれのC含有量においてもXの
増加につれて軟質化するがX=3〜6の付近で極小値を
持ち、Xのそれ以上の増加においては強度上昇をもたら
すことがわかる。Ti、Nbを添加しない場合と比較し
て、その添加により明らかに軟質化の効果が認められる
のは、そのC含有量によって異なるがほぼX=2〜8と
なる領域である。またX=8超のTi、Nbの添加はコ
スト的にも不利である。したがってTi、Nbの成分限
定範囲は Ti* (重量%)=Ti(重量%)− (47.9/14)N(重量%) X= ( Ti*( 重量%)/47.9 + Nb(重量%)/92.9)/(C (重量%)/12) として表される変数Xが2〜8の値をとる範囲とする。
【0017】この他必要に応じて脱酸剤としてSiを、
脱硫剤としてMnを、耐食性向上のためにMo、Cuを
適量添加してもよい。
脱硫剤としてMnを、耐食性向上のためにMo、Cuを
適量添加してもよい。
【0018】
【実施例】以下に本発明を実施例に基づき具体的に説明
する。 (実施例1)表2に示すような成分組成の本発明鋼およ
び比較鋼を高周波真空溶解炉で溶製しそれぞれ100k
gの鋼塊とした。これらの鋼塊について表3に示す条件
で熱間圧延(仕上げ厚さ4mm、圧下率84%)、熱延
板連続焼鈍、冷間圧延(圧下率75%)および仕上げ板
連続焼鈍を施し仕上げ厚さ1mmの冷延鋼板を作製し
た。これより圧延方向に対して0°、45°、90°の
3方向についてJIS13号B試験片を切り出し、引張
試験を行い機械的性質を調査した。表4にその結果の一
例を示す。
する。 (実施例1)表2に示すような成分組成の本発明鋼およ
び比較鋼を高周波真空溶解炉で溶製しそれぞれ100k
gの鋼塊とした。これらの鋼塊について表3に示す条件
で熱間圧延(仕上げ厚さ4mm、圧下率84%)、熱延
板連続焼鈍、冷間圧延(圧下率75%)および仕上げ板
連続焼鈍を施し仕上げ厚さ1mmの冷延鋼板を作製し
た。これより圧延方向に対して0°、45°、90°の
3方向についてJIS13号B試験片を切り出し、引張
試験を行い機械的性質を調査した。表4にその結果の一
例を示す。
【0019】同程度のC含有量(0.01重量%)、製
造方法を一定(本発明条件1)の条件で比較した場合、
Ti、Nbを含まない比較鋼2のYSおよび ̄r値(比
較例2に示す)に対して、Ti、Nbを複合添加(本発
明例1、2)、Ti単独添加(本発明例3)およびNb
単独添加(本発明例4)したものはいずれもYSは低下
し ̄r値は上昇しており、その効果が認められる。しか
し、Ti、Nbの過剰添加を行った場合(比較例3)、
これらの元素の固溶硬化のためと思われるYSの上昇が
生じ機械的特性が劣化する。Xがほぼ同一となるように
Ti、Nbの添加を行うと、C含有量が少ない方が低Y
S、高 ̄r値となり良好な機械的特性が得られる(比較
例1、本発明例2、本発明例5)。一方、本発明の成分
組成を満たす鋼であってもその製造条件が本発明の範囲
を満たさない場合(比較例4、5、6)は、本発明製造
条件を満たすもの(本発明例2、6、7)と比較してい
ずれも高YSあるいは低 ̄r値となり、本発明の求める
効果を達成できないことがわかる。この傾向はTi単独
添加系(本発明例3、8、比較例7、8)、Nb単独添
加系(本発明例4、9、比較例9、10)およびC含有
量の低い系(本発明例5、10、比較例11、12)に
おいても同様に認められる。
造方法を一定(本発明条件1)の条件で比較した場合、
Ti、Nbを含まない比較鋼2のYSおよび ̄r値(比
較例2に示す)に対して、Ti、Nbを複合添加(本発
明例1、2)、Ti単独添加(本発明例3)およびNb
単独添加(本発明例4)したものはいずれもYSは低下
し ̄r値は上昇しており、その効果が認められる。しか
し、Ti、Nbの過剰添加を行った場合(比較例3)、
これらの元素の固溶硬化のためと思われるYSの上昇が
生じ機械的特性が劣化する。Xがほぼ同一となるように
Ti、Nbの添加を行うと、C含有量が少ない方が低Y
S、高 ̄r値となり良好な機械的特性が得られる(比較
例1、本発明例2、本発明例5)。一方、本発明の成分
組成を満たす鋼であってもその製造条件が本発明の範囲
を満たさない場合(比較例4、5、6)は、本発明製造
条件を満たすもの(本発明例2、6、7)と比較してい
ずれも高YSあるいは低 ̄r値となり、本発明の求める
効果を達成できないことがわかる。この傾向はTi単独
添加系(本発明例3、8、比較例7、8)、Nb単独添
加系(本発明例4、9、比較例9、10)およびC含有
量の低い系(本発明例5、10、比較例11、12)に
おいても同様に認められる。
【0020】
【0021】
【0022】
【0023】
【0024】
【発明の効果】本発明は以上説明したように構成されて
いるので、従来普通鋼板を使用していた屋根や物置な
ど、建材、屋内外装装飾部材におけるステンレス鋼化
や、近年、より耐食性の向上が要求されている自動車排
気系部材のCr添加量の増加などに伴い素材が硬質化し
たため、従来の加工技術および加工装置では製造が難し
かった点を解消し得ると同時に、ステンレス鋼の軟質化
材を生産するに当たって、熱間圧延工程でのスラブ加熱
温度を極端に低温化しなくても軟質化材を安定に製造す
ることが可能となった。
いるので、従来普通鋼板を使用していた屋根や物置な
ど、建材、屋内外装装飾部材におけるステンレス鋼化
や、近年、より耐食性の向上が要求されている自動車排
気系部材のCr添加量の増加などに伴い素材が硬質化し
たため、従来の加工技術および加工装置では製造が難し
かった点を解消し得ると同時に、ステンレス鋼の軟質化
材を生産するに当たって、熱間圧延工程でのスラブ加熱
温度を極端に低温化しなくても軟質化材を安定に製造す
ることが可能となった。
【図1】変数Xと降伏強度YSとの関係を示すグラフで
ある。
ある。
Claims (1)
- 【請求項1】フェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧
延し、続く熱延板焼鈍、冷間圧延および冷延板仕上げ焼
鈍工程によりフェライト系ステンレス鋼板を製造する方
法において、 C :0.02重量%以下 N :0.02重量%以下 Cr:12〜25重量% Al:0.1重量%以下 TiまたはNbを単独または複合で Ti* (重量%)=Ti(重量%)− (47.9/14)N(重量%) X= ( Ti*( 重量%)/47.9 + Nb(重量%)/92.9)/(C (重量%)/12) として表される変数Xが2〜8の値をとる範囲を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを
1040〜1200℃の範囲で均熱保持した後熱間圧延
し、さらに950〜1050℃の範囲で熱延板焼鈍およ
び冷延板仕上げ焼鈍を行うことを特徴とするフェライト
系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24552091A JPH0578751A (ja) | 1991-09-25 | 1991-09-25 | 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 |
---|---|---|---|
JP24552091A JPH0578751A (ja) | 1991-09-25 | 1991-09-25 | フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0578751A true JPH0578751A (ja) | 1993-03-30 |
Family
ID=17134909
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24552091A Withdrawn JPH0578751A (ja) | 1991-09-25 | 1991-09-25 | 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) | JPH0578751A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0758685A1 (en) * | 1995-08-14 | 1997-02-19 | Kawasaki Steel Corporation | Fe-Cr alloy exhibiting excellent ridging resistance and surface characteristics |
EP4043605A4 (en) * | 2019-12-20 | 2023-04-12 | Posco | FERRITIC STAINLESS STEEL HAVING ENHANCED MAGNETICITY AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
-
1991
- 1991-09-25 JP JP24552091A patent/JPH0578751A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0758685A1 (en) * | 1995-08-14 | 1997-02-19 | Kawasaki Steel Corporation | Fe-Cr alloy exhibiting excellent ridging resistance and surface characteristics |
US5662864A (en) * | 1995-08-14 | 1997-09-02 | Kawasaki Steel Corporation | Fe-Cr alloy exhibiting excellent ridging resistance and surface characteristics |
EP4043605A4 (en) * | 2019-12-20 | 2023-04-12 | Posco | FERRITIC STAINLESS STEEL HAVING ENHANCED MAGNETICITY AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
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