JPH06228640A - 耐ローピング性の優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
耐ローピング性の優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPH06228640A JPH06228640A JP1423193A JP1423193A JPH06228640A JP H06228640 A JPH06228640 A JP H06228640A JP 1423193 A JP1423193 A JP 1423193A JP 1423193 A JP1423193 A JP 1423193A JP H06228640 A JPH06228640 A JP H06228640A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、耐ローピング性の優れるフェライ
ト系ステンレス鋼の製造法を提供する。 【構成】 フェライト系ステンレス鋼の熱延仕上り温度
を８５０℃以上とし、熱延板の板厚中心層部における
｛１００｝〈０１１〉方位の結晶方位分布密度ｆ（ｇ）
を１５．０以下とすることにより、冷延板のローピング
発生を低減できる。ｆ（ｇ）が１５．０を超える場合
は、冷延・焼鈍条件を選択して、これを防止する。
ト系ステンレス鋼の製造法を提供する。 【構成】 フェライト系ステンレス鋼の熱延仕上り温度
を８５０℃以上とし、熱延板の板厚中心層部における
｛１００｝〈０１１〉方位の結晶方位分布密度ｆ（ｇ）
を１５．０以下とすることにより、冷延板のローピング
発生を低減できる。ｆ（ｇ）が１５．０を超える場合
は、冷延・焼鈍条件を選択して、これを防止する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐ローピング性の優れ
るフェライト系ステンレス鋼板を経済的に製造する方法
に関する。
るフェライト系ステンレス鋼板を経済的に製造する方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系
ステンレス鋼板において品質上特に問題となるものに
は、冷延焼鈍を加えた後の製品に対してプレス成形等の
加工を行った場合に表面性状を損なう現象として知られ
るリジングがある。これは成形後の鋼板表面に１０〜３
０μｍ前後の畝状の”しわ”が現れることで、リジング
が発生すると表面の光沢が損なわれるばかりでなく、成
形後に研磨によって除去する必要が生ずる。
ステンレス鋼板において品質上特に問題となるものに
は、冷延焼鈍を加えた後の製品に対してプレス成形等の
加工を行った場合に表面性状を損なう現象として知られ
るリジングがある。これは成形後の鋼板表面に１０〜３
０μｍ前後の畝状の”しわ”が現れることで、リジング
が発生すると表面の光沢が損なわれるばかりでなく、成
形後に研磨によって除去する必要が生ずる。
【０００３】このリジングの防止策としては、従来から
１）Ｃ，Ｍｎ等のオーステナイト形成元素を増加させ、
オーステナイトポテンシャルを上昇させる、２）熱延で
の仕上げ圧延終了温度低下により歪蓄積をはかり、続く
熱延板焼鈍工程中の再結晶を活性化させる、３）冷延中
に再結晶中間焼鈍（２回冷延法）を行う、等の方法がが
知られている。熱延板焼鈍工程や冷延中の中間焼鈍工程
を省略する製造法においては４）粗圧延中の再結晶進行
を促進させる、５）熱延後急冷してオーステナイト相を
硬いマルテンサイト相に変態させる、等の方法が知られ
ている。これらはいずれも熱延集合組織を熱延中もしく
は冷延中に破壊して冷延焼鈍後のフェライト相の繊維組
織の発達を防止することを意図したものである。
１）Ｃ，Ｍｎ等のオーステナイト形成元素を増加させ、
オーステナイトポテンシャルを上昇させる、２）熱延で
の仕上げ圧延終了温度低下により歪蓄積をはかり、続く
熱延板焼鈍工程中の再結晶を活性化させる、３）冷延中
に再結晶中間焼鈍（２回冷延法）を行う、等の方法がが
知られている。熱延板焼鈍工程や冷延中の中間焼鈍工程
を省略する製造法においては４）粗圧延中の再結晶進行
を促進させる、５）熱延後急冷してオーステナイト相を
硬いマルテンサイト相に変態させる、等の方法が知られ
ている。これらはいずれも熱延集合組織を熱延中もしく
は冷延中に破壊して冷延焼鈍後のフェライト相の繊維組
織の発達を防止することを意図したものである。
【０００４】上記のリジングに加えて、品質上問題とな
るものとして、冷延中に鋼板表面に発生する０．２〜
１．５μｍ前後の畝状の表面欠陥としてのローピングが
ある。このローピングは冷延鋼板の光沢性を劣化させる
ので、プレス加工に供しない用途の場合にも商品価値を
劣化させる。また冷延中にローピングが発生すると、圧
延方向に平行な微細なうねりの谷部に圧延潤滑油の油膜
が形成され、オイルピットが誘発されて製品の光沢を著
しく低下させる。
るものとして、冷延中に鋼板表面に発生する０．２〜
１．５μｍ前後の畝状の表面欠陥としてのローピングが
ある。このローピングは冷延鋼板の光沢性を劣化させる
ので、プレス加工に供しない用途の場合にも商品価値を
劣化させる。また冷延中にローピングが発生すると、圧
延方向に平行な微細なうねりの谷部に圧延潤滑油の油膜
が形成され、オイルピットが誘発されて製品の光沢を著
しく低下させる。
【０００５】従来、リジングの防止策については上記の
ように多くの工業的に実効的な手段が確立されている
が、ローピングについてはリジング防止策をそのまま適
用しても必ずしも有効ではない場合があった。とくに熱
延板焼鈍を省略する経済的製造方法を採用する場合に、
ローピングが発生する傾向がみられるため、その完全な
防止技術が望まれていた。また熱延板の特性から冷間圧
延中に発生するローピングの程度を予測できないため
に、ローピング特性不良コイルの救済技術の確立が必要
であった。
ように多くの工業的に実効的な手段が確立されている
が、ローピングについてはリジング防止策をそのまま適
用しても必ずしも有効ではない場合があった。とくに熱
延板焼鈍を省略する経済的製造方法を採用する場合に、
ローピングが発生する傾向がみられるため、その完全な
防止技術が望まれていた。また熱延板の特性から冷間圧
延中に発生するローピングの程度を予測できないため
に、ローピング特性不良コイルの救済技術の確立が必要
であった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、熱延
板焼鈍を行うことなく冷間圧延して最終焼鈍する経済的
なフェライト系ステンレス鋼板の製造工程において、冷
延中に発生するローピングの発生機構を解明して工業的
に有効なローピング防止技術を確立し、耐ローピング性
の優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供
することにある。
板焼鈍を行うことなく冷間圧延して最終焼鈍する経済的
なフェライト系ステンレス鋼板の製造工程において、冷
延中に発生するローピングの発生機構を解明して工業的
に有効なローピング防止技術を確立し、耐ローピング性
の優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供
することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】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、次いで熱延板
焼鈍を行うことなく冷間圧延して最終焼鈍するステンレ
ス鋼板の製造方法において、上記の熱間圧延を行うに際
し、仕上り温度が８５０℃以上になるように熱間圧延
し、熱延板中心層部における｛１００｝〈０１１〉方位
の結晶方位分布密度ｆ（ｇ）を１５．０以下とすること
を特徴とする耐ローピング性の優れ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。
イト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延し、次いで熱延板
焼鈍を行うことなく冷間圧延して最終焼鈍するステンレ
ス鋼板の製造方法において、上記の熱間圧延を行うに際
し、仕上り温度が８５０℃以上になるように熱間圧延
し、熱延板中心層部における｛１００｝〈０１１〉方位
の結晶方位分布密度ｆ（ｇ）を１５．０以下とすること
を特徴とする耐ローピング性の優れ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】また本発明によれば、フェライト系ステン
レス鋼スラブを熱間圧延し、次いで熱延板焼鈍を行うこ
となく冷間圧延して最終焼鈍するステンレス鋼板の製造
方法において、上記の熱間圧延を行うに際し、当該熱延
板の板厚中心層部における｛１００｝〈０１１〉方位の
結晶方位密度ｆ（ｇ）の値に基づいて、熱間圧延に引き
続いてなされる冷間圧延及び焼鈍の条件を選択すること
を特徴とする耐ローピング性の優れ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。
レス鋼スラブを熱間圧延し、次いで熱延板焼鈍を行うこ
となく冷間圧延して最終焼鈍するステンレス鋼板の製造
方法において、上記の熱間圧延を行うに際し、当該熱延
板の板厚中心層部における｛１００｝〈０１１〉方位の
結晶方位密度ｆ（ｇ）の値に基づいて、熱間圧延に引き
続いてなされる冷間圧延及び焼鈍の条件を選択すること
を特徴とする耐ローピング性の優れ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。
【０００９】結晶方位分布密度ｆ（ｇ）は、通常（１０
０），（１１０），（１１２）正極点図等３種類以上の
正極点測定データを基にしてＨ．Ｊ．Ｂｕｎｇｅらによ
り提唱されている級数展開法による結晶方位分布解析法
（Ｔｅｘｔｕｒｅ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｉｎ Ｍａｔｅ
ｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ，Ｂｕｔｔｅｒｗｏｒｔｈ
ｓ，Ｌｏｎｄｏｎ，１９８２；解析法アルゴリズムと計
算機プログラムを含む）により算出され、結晶方位分布
が完全にランダムな場合は、ｆ（ｇ）＝１と定義され
る。従来から使用されている軸密度値や正・逆極点図は
原理的に集合組織の半定量的評価方法であるのにくら
べ、このｆ（ｇ）は集合組織の高精度な定量的記述を可
能にする指標である。また本発明中のｆ（ｇ）は、通常
行われている偶数項展開法によって展開次数Ｌ＝２２と
して算出している。
０），（１１０），（１１２）正極点図等３種類以上の
正極点測定データを基にしてＨ．Ｊ．Ｂｕｎｇｅらによ
り提唱されている級数展開法による結晶方位分布解析法
（Ｔｅｘｔｕｒｅ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｉｎ Ｍａｔｅ
ｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ，Ｂｕｔｔｅｒｗｏｒｔｈ
ｓ，Ｌｏｎｄｏｎ，１９８２；解析法アルゴリズムと計
算機プログラムを含む）により算出され、結晶方位分布
が完全にランダムな場合は、ｆ（ｇ）＝１と定義され
る。従来から使用されている軸密度値や正・逆極点図は
原理的に集合組織の半定量的評価方法であるのにくら
べ、このｆ（ｇ）は集合組織の高精度な定量的記述を可
能にする指標である。また本発明中のｆ（ｇ）は、通常
行われている偶数項展開法によって展開次数Ｌ＝２２と
して算出している。
【００１０】以下、本発明を詳細に説明する。本発明者
らはＡｌを０．１mass％含むＳＵＳ４３０鋼スラブを種
々の条件で熱間圧延し、次いで熱延板焼鈍を行うことな
く冷間圧延して、最終焼鈍を行い冷延材のローピング特
性と最終焼鈍後のリジング特性を調べ、これらと熱延、
冷延及び焼鈍集合組織との関係について詳細に検討し、
冷延中のローピングの発生機構を以下に記すように解明
した。
らはＡｌを０．１mass％含むＳＵＳ４３０鋼スラブを種
々の条件で熱間圧延し、次いで熱延板焼鈍を行うことな
く冷間圧延して、最終焼鈍を行い冷延材のローピング特
性と最終焼鈍後のリジング特性を調べ、これらと熱延、
冷延及び焼鈍集合組織との関係について詳細に検討し、
冷延中のローピングの発生機構を以下に記すように解明
した。
【００１１】すなわち熱延仕上り温度を７８０℃としか
つ巻取り温度を６１４℃とした板厚３．０mmの熱延コイ
ルを、タンデム圧延機により板厚１．０mmまで冷間圧延
し、さらにゼンジミア圧延機により板厚０．４mmまで冷
間圧延をした後、実験室にて８７５℃あるいは９５０℃
にて最終焼鈍（保定１２０秒）を行い、熱延と冷延及び
最終焼鈍材の板厚中心層部の結晶方位分布解析を行っ
た。この場合、冷延率８７％の加工を加えた板厚０．４
mmの冷延材には顕著なローピング（ローピング高さＲma
x ：０．５μｍ）が、また同板厚の８７５℃最終焼鈍材
にはリジングが観察された（リジング高さＲmax ：２６
μｍ）。
つ巻取り温度を６１４℃とした板厚３．０mmの熱延コイ
ルを、タンデム圧延機により板厚１．０mmまで冷間圧延
し、さらにゼンジミア圧延機により板厚０．４mmまで冷
間圧延をした後、実験室にて８７５℃あるいは９５０℃
にて最終焼鈍（保定１２０秒）を行い、熱延と冷延及び
最終焼鈍材の板厚中心層部の結晶方位分布解析を行っ
た。この場合、冷延率８７％の加工を加えた板厚０．４
mmの冷延材には顕著なローピング（ローピング高さＲma
x ：０．５μｍ）が、また同板厚の８７５℃最終焼鈍材
にはリジングが観察された（リジング高さＲmax ：２６
μｍ）。
【００１２】図１にそれぞれの工程に対応する主要結晶
方位のｆ（ｇ）の推移を示す。熱延材においてはｆ
（ｇ）が２０以上となる主方位｛１００｝〈０１１〉
が、また副方位｛１１２｝〈０１１〉や｛１１１｝〈０
１１〉が存在し、いわゆるα繊維組織（〈０１１〉／／
ＲＤ）が顕著に発達している。冷延工程においては冷間
圧延率の増大とともに、｛１００｝〈０１１〉のｆ
（ｇ）は減少し、反対に｛１１２｝〈０１１〉や｛１１
１｝〈０１１〉及び｛１１１｝〈１１２〉が増大する
（図２に典型的なα繊維組織を示した冷延板の冷延率８
７％における結晶方位分布を示す）。
方位のｆ（ｇ）の推移を示す。熱延材においてはｆ
（ｇ）が２０以上となる主方位｛１００｝〈０１１〉
が、また副方位｛１１２｝〈０１１〉や｛１１１｝〈０
１１〉が存在し、いわゆるα繊維組織（〈０１１〉／／
ＲＤ）が顕著に発達している。冷延工程においては冷間
圧延率の増大とともに、｛１００｝〈０１１〉のｆ
（ｇ）は減少し、反対に｛１１２｝〈０１１〉や｛１１
１｝〈０１１〉及び｛１１１｝〈１１２〉が増大する
（図２に典型的なα繊維組織を示した冷延板の冷延率８
７％における結晶方位分布を示す）。
【００１３】本発明者らはこの実験によって圧延率が８
０％を超えるとローピングが発生することを知見した
が、これと並行して、図３に示すようにＸ線回折線積分
幅測定を行い、圧延率の増大とともにα相の加工硬化が
進行することを確認した。たとえば図３から８７％冷延
材は６７％冷延材の約２倍程度加工硬化することがわか
る。
０％を超えるとローピングが発生することを知見した
が、これと並行して、図３に示すようにＸ線回折線積分
幅測定を行い、圧延率の増大とともにα相の加工硬化が
進行することを確認した。たとえば図３から８７％冷延
材は６７％冷延材の約２倍程度加工硬化することがわか
る。
【００１４】また熱延板の１／４板厚層部近傍において
は表面剪断変形が支配的になるため、α繊維組織の発達
は弱くなり、｛１１２｝〈０１１〉〜｛３３２｝〈１１
３〉方位から構成されるβ繊維組織（〈１１０〉６０°
ＲＤ）が形成されることを知見した。β繊維組織方位は
冷延中に｛５５４｝〈２２５〉〜｛１１１｝〈１１２〉
方位に結晶回転してα繊維組織を形成しないことが知ら
れている。従って結晶塑性学的にみて１／４板厚層を含
む表面層近傍部が、圧延応力下で板厚方向のうねり（ロ
ーピング）に寄与している可能性は少ないと考えられ
る。
は表面剪断変形が支配的になるため、α繊維組織の発達
は弱くなり、｛１１２｝〈０１１〉〜｛３３２｝〈１１
３〉方位から構成されるβ繊維組織（〈１１０〉６０°
ＲＤ）が形成されることを知見した。β繊維組織方位は
冷延中に｛５５４｝〈２２５〉〜｛１１１｝〈１１２〉
方位に結晶回転してα繊維組織を形成しないことが知ら
れている。従って結晶塑性学的にみて１／４板厚層を含
む表面層近傍部が、圧延応力下で板厚方向のうねり（ロ
ーピング）に寄与している可能性は少ないと考えられ
る。
【００１５】以上述べた知見から、ローピング現象は以
下の形成機構に基づいていると結論された。すなわち
熱延板中の中心層部に存在する｛１００｝〈０１１〉を
主とする著しく発達したα繊維組織がその直接の原因で
ある。これが冷延工程において圧延率の増大ととも
に、｛１１２｝〈０１１〉や｛１１１｝〈０１１〉方位
へ結晶回転しながら加工硬化する。これらの方位群の
圧延バンド組織が加工硬化の進行とともに冷延ロールに
よる板厚方向の拘束変形下においても、個々の塑性歪比
（ｒ値）に基づく変形をするため、板厚方向の畝状起伏
が生じてローピングが発生する。これに対して、冷延後
焼鈍板の成形加工時に発生するリジングは、板厚方向の
変形拘束が存在しない成形条件のもとで、比較的低い加
工歪を受ける場合に主として｛１１１｝〈１１２〉方位
からなるγ繊維組織（〈１１１〉／／ＮＤ）と少量のα
繊維組織の塑性異方性に起因して発生することが理解で
きる。
下の形成機構に基づいていると結論された。すなわち
熱延板中の中心層部に存在する｛１００｝〈０１１〉を
主とする著しく発達したα繊維組織がその直接の原因で
ある。これが冷延工程において圧延率の増大ととも
に、｛１１２｝〈０１１〉や｛１１１｝〈０１１〉方位
へ結晶回転しながら加工硬化する。これらの方位群の
圧延バンド組織が加工硬化の進行とともに冷延ロールに
よる板厚方向の拘束変形下においても、個々の塑性歪比
（ｒ値）に基づく変形をするため、板厚方向の畝状起伏
が生じてローピングが発生する。これに対して、冷延後
焼鈍板の成形加工時に発生するリジングは、板厚方向の
変形拘束が存在しない成形条件のもとで、比較的低い加
工歪を受ける場合に主として｛１１１｝〈１１２〉方位
からなるγ繊維組織（〈１１１〉／／ＮＤ）と少量のα
繊維組織の塑性異方性に起因して発生することが理解で
きる。
【００１６】以上詳述したように、本発明者らはローピ
ングの直接的原因は、熱延板中心層部に顕著に発達する
｛１００｝〈０１１〉方位を主とするα繊維組織（〈０
１１〉／／ＲＤ）であることを解明した。従って熱延板
の｛１００｝〈０１１〉を低減すれば、冷延によるα繊
維組織の発達が抑制でき、ローピングは低下すると考え
られる。本発明者らは上記の知見に基づいて熱延板中心
層部の｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）と、冷延板
のローピング特性との関係を求めた。すなわち図４は種
々の条件で熱間圧延を行った０．１mass％Ａｌを含むＳ
ＵＳ４３０鋼の板厚３．０mmの熱延コイルの板厚中心層
部の｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）と、この熱延
コイルをタンデム圧延機により板厚１．０mmまで冷間圧
延し、その後ゼンジミア圧延機により板厚０．４mmまで
冷間圧延（冷延率８７％）した冷延板のローピング高さ
Ｒmax との関係を示す。ローピング高さが許容限界
（０．３μｍ）以下となる良好な表面特性は、熱延板中
心層部の｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）が１５．
０以下の場合に得られることがわかる。
ングの直接的原因は、熱延板中心層部に顕著に発達する
｛１００｝〈０１１〉方位を主とするα繊維組織（〈０
１１〉／／ＲＤ）であることを解明した。従って熱延板
の｛１００｝〈０１１〉を低減すれば、冷延によるα繊
維組織の発達が抑制でき、ローピングは低下すると考え
られる。本発明者らは上記の知見に基づいて熱延板中心
層部の｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）と、冷延板
のローピング特性との関係を求めた。すなわち図４は種
々の条件で熱間圧延を行った０．１mass％Ａｌを含むＳ
ＵＳ４３０鋼の板厚３．０mmの熱延コイルの板厚中心層
部の｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）と、この熱延
コイルをタンデム圧延機により板厚１．０mmまで冷間圧
延し、その後ゼンジミア圧延機により板厚０．４mmまで
冷間圧延（冷延率８７％）した冷延板のローピング高さ
Ｒmax との関係を示す。ローピング高さが許容限界
（０．３μｍ）以下となる良好な表面特性は、熱延板中
心層部の｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）が１５．
０以下の場合に得られることがわかる。
【００１７】さらに本発明者らによる、少量のＡｌを含
有するＳＵＳ４３０鋼等のフェライト系ステンレス鋼の
熱間圧延中のα相の再結晶進行挙動と、｛１００｝〈０
１１〉方位形成に関する一連の研究に基づくと、図５に
示すように熱延仕上り温度を８５０℃以上として熱延を
終了するとα相の再結晶進行が促進されて、熱延板中心
層部の｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）を１５．０
以下とすることが可能であることを解明した。さらに熱
延仕上り温度を８５０℃以上とすると、熱延板中の残留
歪は再結晶あるいは回復により消失し、冷延中の加工硬
化進行が低減する効果も認められた。
有するＳＵＳ４３０鋼等のフェライト系ステンレス鋼の
熱間圧延中のα相の再結晶進行挙動と、｛１００｝〈０
１１〉方位形成に関する一連の研究に基づくと、図５に
示すように熱延仕上り温度を８５０℃以上として熱延を
終了するとα相の再結晶進行が促進されて、熱延板中心
層部の｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）を１５．０
以下とすることが可能であることを解明した。さらに熱
延仕上り温度を８５０℃以上とすると、熱延板中の残留
歪は再結晶あるいは回復により消失し、冷延中の加工硬
化進行が低減する効果も認められた。
【００１８】熱延板中心層部のｆ（ｇ）を１５．０以下
とするための方法として、上記のように熱延仕上り温度
を一定温度以上に確保する方法があるが、粗圧延から仕
上げ熱延中の再結晶進行が不十分であったり、なんらか
の原因によって熱延仕上り温度が８５０℃より低下し熱
延板中心層部のｆ（ｇ）が１５．０を上回る場合があ
る。こうした場合は、前に詳述した理由により冷延中に
とくに約８０％以上の高冷延率の圧延を付加するとロー
ピングが発生する。
とするための方法として、上記のように熱延仕上り温度
を一定温度以上に確保する方法があるが、粗圧延から仕
上げ熱延中の再結晶進行が不十分であったり、なんらか
の原因によって熱延仕上り温度が８５０℃より低下し熱
延板中心層部のｆ（ｇ）が１５．０を上回る場合があ
る。こうした場合は、前に詳述した理由により冷延中に
とくに約８０％以上の高冷延率の圧延を付加するとロー
ピングが発生する。
【００１９】このような望ましくない場合の救済法とし
て、本発明者は以下に述べる方法を実施する。すなわち
熱延板の板厚中心層部におけるｆ（ｇ）が１５．０を上
回るコイルについては、たとえば１段目の冷延を約７０
％だけ施した後に中間焼鈍（９００℃）を行い、その後
最終製品板厚にまで冷延を行ういわゆる２回冷延法を実
施するものとする。中間焼鈍後には板厚中心層部におけ
る｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）は約４．０にま
で低下する。またこのとき｛１１１｝〈０１１〉方位と
｛１１１｝〈１１２〉方位のｆ（ｇ）はそれぞれ約４．
０と約８．０となる。
て、本発明者は以下に述べる方法を実施する。すなわち
熱延板の板厚中心層部におけるｆ（ｇ）が１５．０を上
回るコイルについては、たとえば１段目の冷延を約７０
％だけ施した後に中間焼鈍（９００℃）を行い、その後
最終製品板厚にまで冷延を行ういわゆる２回冷延法を実
施するものとする。中間焼鈍後には板厚中心層部におけ
る｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）は約４．０にま
で低下する。またこのとき｛１１１｝〈０１１〉方位と
｛１１１｝〈１１２〉方位のｆ（ｇ）はそれぞれ約４．
０と約８．０となる。
【００２０】これは｛１００｝〈０１１〉方位がこれら
の方位粒の再結晶・粒成長により蚕食されて大きく低減
したものと考えられる。本発明者らはこの中間焼鈍板に
さらに６０％程度の冷間圧延を施して、板厚０．４mmの
冷延板を製造した場合においても、α繊維組織の発達は
抑制されるためにローピングは発生しないことを確認し
た。
の方位粒の再結晶・粒成長により蚕食されて大きく低減
したものと考えられる。本発明者らはこの中間焼鈍板に
さらに６０％程度の冷間圧延を施して、板厚０．４mmの
冷延板を製造した場合においても、α繊維組織の発達は
抑制されるためにローピングは発生しないことを確認し
た。
【００２１】以上詳述したように、ローピングは熱延板
における｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）に強く依
存するので、この値が１５．０以下である場合は通常の
方法で冷間圧延し、この値が１５．０を超える場合には
以降の工程条件を選択することにより、ｆ（ｇ）の値に
かかわらず、冷延オイルピットやローピングの発生を防
止することができる。
における｛１００｝〈０１１〉方位のｆ（ｇ）に強く依
存するので、この値が１５．０以下である場合は通常の
方法で冷間圧延し、この値が１５．０を超える場合には
以降の工程条件を選択することにより、ｆ（ｇ）の値に
かかわらず、冷延オイルピットやローピングの発生を防
止することができる。
【００２２】以下、本発明に関するステンレス鋼の成分
上の考え方を述べる。本発明は主としてＳＵＳ４３０鋼
（１７mass％Ｃｒ鋼）の研究結果に基づいて完成された
が、本発明の結果として得られた冶金学的知見は、一般
のフェライト系ステンレス鋼に対しても適用することが
できる。すなわち本発明はＳＵＳ４３０鋼に代表される
Ｃｒ系ステンレスに主に適用されるが、この鋼以外に、
たとえば１５〜１９mass％程度のＣｒを含むステンレス
鋼であってもなんら差し支えない。またＡｌのような耐
酸化性や加工性を改善する少量の第３元素の添加につい
ても、とくに制限するものではない。
上の考え方を述べる。本発明は主としてＳＵＳ４３０鋼
（１７mass％Ｃｒ鋼）の研究結果に基づいて完成された
が、本発明の結果として得られた冶金学的知見は、一般
のフェライト系ステンレス鋼に対しても適用することが
できる。すなわち本発明はＳＵＳ４３０鋼に代表される
Ｃｒ系ステンレスに主に適用されるが、この鋼以外に、
たとえば１５〜１９mass％程度のＣｒを含むステンレス
鋼であってもなんら差し支えない。またＡｌのような耐
酸化性や加工性を改善する少量の第３元素の添加につい
ても、とくに制限するものではない。
【００２３】
〔実施例１〕表１に示す組成のフェライト系ステンレス
鋼（ＳＵＳ４３０鋼）の連続鋳造鋳片を、表２に示す種
々の熱間圧延条件で熱間圧延して、板厚３．０mmの熱延
コイルを作製した。この熱延コイルを熱延板焼鈍するこ
となくタンデム圧延機により板厚１．０mmまで冷間圧延
し、さらにゼンジミア圧延機により板厚０．４mmまで冷
間圧延（冷延率８７％）し、その後実験室にて最終焼鈍
（８７５℃、保定１２０秒）を加えた。これらの工程材
のうち板厚３．０mmの熱延コイルの板厚中心層部の結晶
方位分布解析を行い、｛１００｝〈０１１〉方位の結晶
方位分布密度ｆ（ｇ）を求めた。また０．４mm板厚の冷
延板のローピング高さの測定及び同板厚の最終焼鈍材の
リジング高さ、ｒ値、降伏強度を評価した。
鋼（ＳＵＳ４３０鋼）の連続鋳造鋳片を、表２に示す種
々の熱間圧延条件で熱間圧延して、板厚３．０mmの熱延
コイルを作製した。この熱延コイルを熱延板焼鈍するこ
となくタンデム圧延機により板厚１．０mmまで冷間圧延
し、さらにゼンジミア圧延機により板厚０．４mmまで冷
間圧延（冷延率８７％）し、その後実験室にて最終焼鈍
（８７５℃、保定１２０秒）を加えた。これらの工程材
のうち板厚３．０mmの熱延コイルの板厚中心層部の結晶
方位分布解析を行い、｛１００｝〈０１１〉方位の結晶
方位分布密度ｆ（ｇ）を求めた。また０．４mm板厚の冷
延板のローピング高さの測定及び同板厚の最終焼鈍材の
リジング高さ、ｒ値、降伏強度を評価した。
【００２４】それらの結果を表３に示す。本発明例（熱
延板（１），（２），（３），（４））については、い
ずれもローピング高さが許容限度（０．３μｍ）以下と
なり良好であったが、比較例（熱延板（５），（６），
（７））については、ローピング高さが許容限度を上回
り不良であった。
延板（１），（２），（３），（４））については、い
ずれもローピング高さが許容限度（０．３μｍ）以下と
なり良好であったが、比較例（熱延板（５），（６），
（７））については、ローピング高さが許容限度を上回
り不良であった。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】〔実施例２〕表１に示す組成のフェライト
系ステンレス鋼（ＳＵＳ４３０鋼）の連続鋳造鋳片を、
種々の熱間圧延条件で熱間圧延して、板厚３．０mmの熱
延コイルを作製した。これらのうちから熱延板の板厚中
心層部における｛１００｝〈０１１〉方位の結晶方位分
布密度ｆ（ｇ）が１５．０を上回る熱延コイル（表４中
の（８），（９），（１０））を選定した。これらのコ
イルを熱延板焼鈍をすることなくタンデム圧延機により
板厚１．０mmまで冷間圧延（冷延率６７％）し、その後
中間焼鈍（９００℃）を行い、さらに２段目の冷延とし
てゼンジミア圧延機により板厚０．４mmまで冷間圧延
（２段目冷延率６０％）し、ローピング高さの測定を行
った。その後実験室にて最終焼鈍（８７５℃、保定１２
０秒）を加えた。これらの最終焼鈍板のリジング高さ、
ｒ値、降伏強度もあわせて評価した。
系ステンレス鋼（ＳＵＳ４３０鋼）の連続鋳造鋳片を、
種々の熱間圧延条件で熱間圧延して、板厚３．０mmの熱
延コイルを作製した。これらのうちから熱延板の板厚中
心層部における｛１００｝〈０１１〉方位の結晶方位分
布密度ｆ（ｇ）が１５．０を上回る熱延コイル（表４中
の（８），（９），（１０））を選定した。これらのコ
イルを熱延板焼鈍をすることなくタンデム圧延機により
板厚１．０mmまで冷間圧延（冷延率６７％）し、その後
中間焼鈍（９００℃）を行い、さらに２段目の冷延とし
てゼンジミア圧延機により板厚０．４mmまで冷間圧延
（２段目冷延率６０％）し、ローピング高さの測定を行
った。その後実験室にて最終焼鈍（８７５℃、保定１２
０秒）を加えた。これらの最終焼鈍板のリジング高さ、
ｒ値、降伏強度もあわせて評価した。
【００２９】以上の各工程材における特性を表４にまと
めて示す。（８），（９），（１０）のコイルのいずれ
とも板厚０．４mmの冷延板のローピング高さが許容限度
（０．３μｍ）以下となり良好な表面特性を示した。ま
た最終焼鈍の材質特性も良好であった。このように熱延
板における｛１００｝〈０１１〉方位が許容限度を超え
る場合にも、適切な工程条件を選定することによりロー
ピングの発生が防止できる。
めて示す。（８），（９），（１０）のコイルのいずれ
とも板厚０．４mmの冷延板のローピング高さが許容限度
（０．３μｍ）以下となり良好な表面特性を示した。ま
た最終焼鈍の材質特性も良好であった。このように熱延
板における｛１００｝〈０１１〉方位が許容限度を超え
る場合にも、適切な工程条件を選定することによりロー
ピングの発生が防止できる。
【００３０】
【表４】
【００３１】
【発明の効果】本発明によれば耐ローピング性の優れる
フェライト系ステンレス鋼板を経済的に製造できる。
フェライト系ステンレス鋼板を経済的に製造できる。
【図１】熱延から冷延及び最終焼鈍工程における主要方
位の結晶方位分布密度ｆ（ｇ）の推移を示すグラフであ
る。
位の結晶方位分布密度ｆ（ｇ）の推移を示すグラフであ
る。
【図２】典型的なα繊維組織を示す冷延板（冷延率８７
％）の板厚中心層部の結晶方位分布解析図である。
％）の板厚中心層部の結晶方位分布解析図である。
【図３】Ｘ線回折線の積分幅の冷延率依存性を示すグラ
フである。
フである。
【図４】熱延板中心層部の｛１００｝〈０１１〉方位の
結晶方位分布密度ｆ（ｇ）と冷延板のローピング高さの
関係を示すグラフである。
結晶方位分布密度ｆ（ｇ）と冷延板のローピング高さの
関係を示すグラフである。
【図５】熱延仕上り温度と熱延板中心層部の｛１００｝
〈０１１〉方位の結晶方位分布密度ｆ（ｇ）の関係を示
すグラフである。
〈０１１〉方位の結晶方位分布密度ｆ（ｇ）の関係を示
すグラフである。
Claims (2)
- 【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、次いで熱延板焼鈍を行うことなく冷間圧延して
最終焼鈍するステンレス鋼板の製造方法において、上記
の熱間圧延を行うに際し、仕上り温度が８５０℃以上に
なるように熱間圧延し、当該熱延板の板厚中心層部にお
ける｛１００｝〈０１１〉方位の結晶方位分布密度ｆ
（ｇ）を１５．０以下とすることを特徴とする耐ローピ
ング性の優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】 熱延板の板厚中心層部における｛１０
０｝〈０１１〉の結晶方位分布密度ｆ（ｇ）の値に基づ
いて、熱間圧延に引き続いてなされる冷間圧延及び焼鈍
の条件を選択することを特徴とする請求項１記載の耐ロ
ーピング性の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 |
|---|---|---|---|
| JP1423193A JPH06228640A (ja) | 1993-01-29 | 1993-01-29 | 耐ローピング性の優れるフェ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 |
|---|---|---|---|
| JP1423193A JPH06228640A (ja) | 1993-01-29 | 1993-01-29 | 耐ローピング性の優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06228640A true JPH06228640A (ja) | 1994-08-16 |
Family
ID=11855303
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1423193A Pending JPH06228640A (ja) | 1993-01-29 | 1993-01-29 | 耐ローピング性の優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06228640A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1053817A (ja) * | 1996-08-08 | 1998-02-24 | Nippon Steel Corp | 耐ローピング性、リジング性および成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPH10130735A (ja) * | 1996-10-31 | 1998-05-19 | Nippon Steel Corp | 耐ローピング性に優れたＡｌ添加フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP2001316775A (ja) * | 1999-12-03 | 2001-11-16 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性および成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板ならびにその製造方法 |
| WO2003076526A1 (fr) | 2002-03-14 | 2003-09-18 | Nittetsu Mining Co., Ltd. | Poudre enrobee, composition de revetement et articles revetus |
| JP2006328524A (ja) * | 2005-01-24 | 2006-12-07 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 成形時の面内異方性が小さく耐リジング性及び耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60262922A (ja) * | 1984-06-08 | 1985-12-26 | Nippon Steel Corp | 表面性状及び加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPH02290917A (ja) * | 1989-02-23 | 1990-11-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 |
-
1993
- 1993-01-29 JP JP1423193A patent/JPH06228640A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60262922A (ja) * | 1984-06-08 | 1985-12-26 | Nippon Steel Corp | 表面性状及び加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPH02290917A (ja) * | 1989-02-23 | 1990-11-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1053817A (ja) * | 1996-08-08 | 1998-02-24 | Nippon Steel Corp | 耐ローピング性、リジング性および成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
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| JP2001316775A (ja) * | 1999-12-03 | 2001-11-16 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性および成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板ならびにその製造方法 |
| JP4590719B2 (ja) * | 1999-12-03 | 2010-12-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐リジング性および成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板ならびにその製造方法 |
| WO2003076526A1 (fr) | 2002-03-14 | 2003-09-18 | Nittetsu Mining Co., Ltd. | Poudre enrobee, composition de revetement et articles revetus |
| JP2006328524A (ja) * | 2005-01-24 | 2006-12-07 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 成形時の面内異方性が小さく耐リジング性及び耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 19970708 |