JPS5856734B2 - フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼板の製造方法

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JPS5856734B2
JPS5856734B2 JP55001883A JP188380A JPS5856734B2 JP S5856734 B2 JPS5856734 B2 JP S5856734B2 JP 55001883 A JP55001883 A JP 55001883A JP 188380 A JP188380 A JP 188380A JP S5856734 B2 JPS5856734 B2 JP S5856734B2
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Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法に関
するもので、製造工程を簡略化して、しかも従来法によ
り製造した製品に比して、材質は同等もしくはそれ以上
のものかえられることを目的とする。
従来、フェライト系ステンレス鋼板の冷間圧延製品は、
熱間圧延鋼帯をコイル状に巻いたものをバッチ方式で８
００〜８５０℃でボックス焼鈍したのち冷間圧延と再結
晶焼鈍を主に２回繰返して製造されている。
熱間圧延鋼帯は不均一な組織を有しているため、これを
そのまま冷間圧延すると所望の加工性が得られないので
、バッチ方式による長時間の拡散焼鈍が必要とされてい
た。
しかし、銅帯をコスト状に巻いたものをコイルの内部ま
で均一に加熱し拡散焼鈍を行うためには、通常４０時間
以上にも及ぶ在炉時間を要し、製造所要時間の延長とあ
わせて製造コスト上きわめて不利であった。
フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯のこのような
バッチ方式の長時間拡散焼鈍に代えて、コイルを展開し
炉内を連続的に通過させて短時間で焼鈍するいわゆる連
続焼鈍方式が従来各種提案されている。
しかし従来の連続焼鈍方式は、α十γ２相領域に加熱す
るもので、これによって冷間圧延製品のりツジングは軽
減されるが、深絞り加工性はむしろ劣化し、さらに製品
板に貼付したビニール等の被膜を剥いだときに製品表面
が局部的に剥離するいわゆるゴールドダストが発生する
等の問題点を有しているため、実用化されていない。
本発明は、フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯を
従来のバッチ方式に代えて短時間の連続焼鈍方式で焼鈍
し、しかも従来法により製造した製品に比してリツジン
グ性、深絞り性共に同等もしくはそれ以上のものが得ら
れ、コールドダスト発生等の問題点もないフェライト系
ステンレス鋼板の製造法を提供することを目的とする。
すなわち本発明はＡｎを含有したフェライト系ステンレ
ス鋼の熱間圧延鋼帯を８５０℃以上１１００℃以下の温
度範囲に加熱後、７．００℃以上９００℃以下の温度範
囲までまでを１℃／秒を超え１５℃／秒よりも小さい平
均冷却速度で冷却し、ついでその冷却温度に２分以上保
持することなく２００℃以下までをＡｌ含有量に応じて
添付の第４図の曲線で示される冷却速度以上で冷却した
のち、製品板厚まで冷間１圧延と再結晶焼鈍を組合せて
製造することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板
の製造方法を要旨とする。
本発明法においては、まず通常の方法で製造されたＡＡ
添加フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯を８５０
℃以上１１００℃以下の温度（以下この温度Ｈ１温度と
記す）に加熱し、Ａｌと通常の溶製法で含有されている
Ｎとによって形成されたＡＡＮを一部あるいはほとんど
全部を固溶させる。
ついで７００℃以上９００℃以下の温度範囲（以下この
温度をＨ２温度と記す）まで冷却し、この間にＡｌＮを
分散して析出させる。
その後は粒界への比較的大きなＣｒ炭窒化物の析出が原
因と考えられている局部的耐食性劣化によって生じるい
わゆるゴールドダストを防止するためにＡ７含有量に応
じて制御冷却する。
すなわち、Ａｌ含有が高いとＡＩＮの析出量が多く、こ
の分だけＣｒ炭窒化物の析出を抑制するため、この場合
の冷却速度は小さい方が良く、他方、Ａｌ含有量が低い
とＣｒ炭窒化物の析出抑制効果が少ないため、冷却速度
は大きい方が良い。
従って後述するように冷却速度は第４図に示す領域とす
る。
このようにしてＡＡＮが分散して析出した状態の熱間圧
延鋼帯を冷間圧延し、再結晶焼鈍すると、従来法の製造
材と同等もしくはそれ以上の深絞り性、リツジング性お
よび耐食性を有する製品がえらられる。
Ｈｌの加熱温度が８５０℃より低いときは、ん□□□の
固溶が少なく、また１１００℃より高いと結晶粒が粗大
化し、何れの場合も製品の深絞り性等が劣化する。
Ｈ１温度よりＨ２温度（７００℃以上９００℃以下の温
度範囲）まで冷却では、平均冷却速度は１５°Ｃ／秒よ
りも小さくしなければならない。
また１°Ｃ／秒以下にする必要はない。
深絞り性などの特性におよぼす冷却速度の影響について
は、Ｍ％と密接な関係があり、冷却速度が１５℃／秒以
下の範囲内で、冷却速度が大きい場合には、高Ｍ％で効
果があり、低Ａ１％になると、その効果はやや少なくな
る傾向になる。
１５°Ｃ／秒よりも大きい速度で冷却した場合またはＨ
２の温度が９００℃より高い場合は、析出が不充分とな
り、製品の深絞り性が劣化する。
Ｈ２の温度が７００℃より低い場合は、粒界に比較的大
きいＣｒ炭窒化物が析出しやすく局部的に耐食性が劣化
し、これによっていわゆるゴールドダストが発生する場
合が多い。
この場合、Ａｌ含有量によって耐食性も変わり、Ａ７含
有量が高いほど耐食性もよくなる傾向にはあるが、その
うち良好なる耐食性を確保するためには、Ｈ２温度は７
００℃以上としなければならない。
なお、Ｈ１温度が９００℃以下の場合は、Ｈ２温度はＨ
１以下となる。
以下実施例により、詳細に説明する。
表１に示すように、Ａｌ含有量を各々変えた１７Ｃｒフ
エライト系ステンレス鋼について、通常の溶製方法、圧
延条件により製造した熱延鋼板を、Ｈｌの温度として１
０００℃に加熱後、制御冷却した。
この場合Ｈ１からＨ２の温度範囲での冷却速度は、高温
側で大きく、低温側では小さくなる場合、あるいはその
逆になる場合があったが、ここでは、ＨｌとＨ２の各々
の温度とＨｌからＨ２への冷却に要した時間をとって、
これより平均冷却速度をもとめてこれを冷却速度とした
。
このようにして処理された鋼板を脱スケールした後、冷
間圧延により、０．７ｍｍまでにし、しかるのち８３０
℃で再結晶焼鈍した。
冷間圧延は、中間の板厚で再結晶焼鈍することなく１回
で０．７ｍｒｎまで圧延した場合（１ＣＲ）、および途
中２．０山で再結晶焼鈍した場合（２ＣＲ）について行
った。
また比較例として、同様の熱延板を通常のボックス焼鈍
条件（８１５℃加熱後炉冷）で焼鈍したものを冷間圧延
、再結晶焼鈍で０．７ ｙＩｔｍまでにした。
これら０．７ｍｒｎ厚薄板製品について、深絞り性の指
標となるｒ値を測定し、平均ｒ値ｒ −（ｒ □＋２ｒ
４５＋ｒ、ｏ）／４をもとめ、また各々について、リツ
ジング高さをもとめた。
但し、ｒＯｔｒ４５ 、ｒｏｏはそれぞれ圧延方向に対
してＯｏ、４５°、９０°傾いた方向のｒ値である。
そのときの冷却条件、冷間圧延条件と材質の関係を表２
に示す。
表２より、ｒ値とＨ２温度の関係（Ｈ１→Ｈ２温度への
平均冷却速度は１５℃／秒以下）をもとめ第１図に示す
。
これより明らかなごと＜Ｈ２温度９００°Ｃ以上の温度
まで１５℃／秒以下で冷却し、その後急冷したものは、
急激な７値の低下を示す。
７値とＡ７％との間には関係があり、高Ａｌ材では、Ｈ
２の温度が７００℃以下でも、かなり高いｒ値を示すが
次に述べる腐食試験結果より総合的には７００℃以上と
しなければならない。
すなわち第２図は、結晶粒界へのＣｒ炭窒化物の析出に
よる粒界腐食性を評価する方法として、６５％硝酸水溶
液での腐食減量について、Ｈ２温度との関係（供試材Ｃ
）を別の実験で求めたものであるが、これより明らかな
ように、Ｈ２温度が７００℃以下になると腐食減量は急
激に増加し、耐食性は劣化する傾向にある。
以上の理由によりＨ２温度は、７００℃以上９００°Ｃ
以下と規定した。
リツジング性については、Ｈ２温度依存性が少なく、Ｈ
２温度の適正範囲７００℃以上９００℃以下で、従来材
と同等のものかえられている。
７値におよぼすＨｏからＨ２までの平均冷却速度の影響
を図示すると第３図のようになる。
第３図から明らかなように、ＨｏよりＨ２の平均冷却速
度は１５℃／秒よりも小さくなければならない。
但し平均冷却速度がこの範囲内でもＡｌ含有量との関係
があり、高Ａｌ材では冷却速度がすきい場合まで、ｒ値
は高いが、低Ａｌ材では、冷却速度が大きくなると、下
がる傾向がある。
したがって冷却速度は小さい方が望ましい。
ただし、１℃／秒以下にする必要はない。
Ｈ２温度まで前記冷却速度で冷却した後は、その冷却温
度に２分以上保持することなくつぎの冷却に移行させる
。
すなわちＨ２温度に到達後直ちにつぎの冷却に移行させ
てもよく、また２分未満の保持を行った後移行させても
よい。
Ｈ２温度より２００℃以下までの冷却速度は、Ａｌ含有
量に応じて制御する。
第４図の曲線に示される冷却速度以上で冷却する。
各種Ａ７含有量の供試材を用いてＨ２温度より２００℃
以下までの冷却速度を変えて冷却し、その後６５％硝酸
水溶液による粒界腐食性を調べ、実用的に無害な１Ｅ１
７ｍ・ｈｒ以下の腐食減量となる冷却速度を求めると、
Ａｌ含有量に応じて第４図の曲線以上の領域となる。
すなわち、低Ａｌ材では約り０℃／秒以上が必要である
が、高Ａｌ材ではより遅い冷却速度でもよい。
この実施例はＡｌを添加したフェライト系ステンレス鋼
板について行なったものであり、例えば第５図の金属組
織顕微鏡写真（倍率１５０００）に示すように、本発明
の処理を施こしたものはＡｌＮが分散して析出し、その
状態で冷間圧延することにより、再結晶焼鈍時にｒ値の
向上に好ましい結晶方位に、再結晶すると考えられる。
Ａｌの添加量は、下限としてＮ含有量の２倍が望ましい
。
上限は第１図に示すとと＜、０．４％程度までその効果
を示している。
以上述べた如く、本発明に従えば、従来の製造法と同等
もしくはそれ以上の深絞り性、リツジング性および耐食
性を有するフェライト系ステンレス鋼板が提供されうる
と共に熱延板の焼鈍を、従来のように長時間かけて行な
うボックス焼鈍工程の代りに、短時間の連続焼鈍を行な
い、しかるのち冷間圧延と焼鈍工程を組合せることによ
り、深絞り用途に用いられるフェライト系ステンレス鋼
板の製造を連続化しつるという効果が奏せられ、従って
本発明は産業界へ貢献するところが極めて太きい。
【図面の簡単な説明】
第１図はＨ２温度とｒ値との関係を示す図、第２図はＨ
２温度と腐食減量との関係を示す図、第３図はｒ値にお
よぼすＨｌからＨ２までの平均冷却速度の影響を示す図
、第４図はＡｌ含有量に応じたＨ２温度からの制御冷却
曲線図、第５図は本発明方法により得られた鋼板の金属
組織を示す顕微鏡写真図である。

Claims (1)

    【特許請求の範囲】
  1. Ｉ Ａ７を含有したフェライト系ステンレス鋼の熱間
    圧延鋼帯を８５０℃以上１１００℃以下の温度範囲に加
    熱後、７００℃以上９００℃以下の温度範囲までを１°
    Ｃ／秒を超え１５℃／秒よりも小さい平均冷却速度で冷
    却し、ついでその冷却温度に２分以上保持することなく
    ２００℃以下までをＡｌ含有量に応じて添付の第４図の
    曲線で示される冷却速度以上で冷却したのち、製品板厚
    まで冷間圧延と再結晶焼鈍を組合せて製造することを特
    徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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