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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