JPS59226119A - Production of ferritic stainless steel sheet having excellent workability - Google Patents

Abstract

PURPOSE:To produce a ferritic stainless steel sheet having exellent workability by ending the finish rolling in a hot rolling stage at a high temp. and cold rolling the hot rolled seet without annealing. CONSTITUTION:Finish rolling in a hot rolling stage in a process for producing a ferritic stainless steel sheet by cold rolling without annealing of a hot rolled sheet is ended at >=850 deg.C to remove a heterogeous deformation zone, by which the ferritic stainless steel sheet having good deep drawability is obtd. A 430 steel contg. about 0.03-0.08% C, about 0.02-0.1% Ti, and about 0.06-0.2% Al is suitable when the raw material for which the above-mentioned method is applied is intended for deep drawing. An ordinary 430 steel added with about 0.08-0.2% Al is suitable when said material is intended for light working.

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は熱延板焼鈍を行うことなく、冷間圧延して製造
するフェライト系ステンレス薄板の製造法に関するもの
である。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The present invention relates to a method for producing a ferritic stainless steel thin plate by cold rolling without hot-rolled plate annealing.

熱延板焼鈍を行った後、冷間圧延して製造するフェライ
ト系ステンレス薄板の製造法においては熱間圧延の仕上
圧延温度をできるだけ低温とすることが望ましいとされ
ている。本発明者は、熱延板焼鈍を行うことなく冷間圧
延して製造するフェライト系ステンレス薄板の熱間圧延
仕上圧延温度の影響について調査したところ熱延板焼鈍
後、冷間圧延した場合と全く逆に熱間圧延の仕上圧延終
了温度が高い程、成品のｒ値が向上することを見い出し
本発明を完成させたものである。In a method for producing a ferritic stainless steel thin plate by hot rolling annealing and then cold rolling, it is considered desirable to set the finish rolling temperature of the hot rolling as low as possible. The present inventor investigated the effect of hot rolling finish rolling temperature on ferritic stainless thin sheets produced by cold rolling without hot rolling annealing, and found that On the contrary, the present invention was completed by discovering that the higher the finishing temperature of hot rolling, the higher the r value of the finished product.

以下本発明の詳細な説明する。The present invention will be explained in detail below.

フェライト系ステンレス薄板を製造するに当シ熱間圧延
における仕上圧延温度を低くして熱延板焼鈍を省略する
とｒ値が劣化するが、その冶金的な理由は熱間圧延の低
温仕上圧延では第１図（Ｂ）に示した如く熱間圧延まま
の状態で不均質な変形帯が形成され、これが冷延板焼鈍
後に深絞９性に有利な（ｉｉｉ）の発達を妨げるからで
ある。第１図はフェライト系ステンレス鋼熱延板のミク
ロ組織におよばず仕上圧延温度の影響をみたもので（４
）は仕上圧延開始温度９５０℃、終了温度８００℃で熱
間圧延を行った場合、但）は仕上圧延開始温度９５０℃
、終了温度５７０℃で熱間圧延を行った場合の板厚中心
部（圧延方向に平行な断面）を各々示している。図から
明、らかなように、Ｑ３）においては（６）には見られ
ない不均質な変形帯が明瞭にあられれている。When producing ferritic stainless steel thin sheets, if the finish rolling temperature in hot rolling is lowered and hot rolled plate annealing is omitted, the r value deteriorates. This is because, as shown in FIG. 1(B), inhomogeneous deformation bands are formed in the as-hot-rolled state, and this hinders the development of (iii), which is advantageous for deep drawability, after annealing the cold-rolled sheet. Figure 1 shows the effect of finish rolling temperature on the microstructure of hot-rolled ferritic stainless steel sheets (4
) is when hot rolling is performed at a finish rolling start temperature of 950°C and an end rolling temperature of 800°C; however,) is a finish rolling start temperature of 950°C
, respectively show the central part of the plate thickness (cross section parallel to the rolling direction) when hot rolling is performed at a finishing temperature of 570°C. As is clear from the figure, a heterogeneous deformation zone that is not seen in (6) is clearly seen in Q3).

フェライト系ステンレス薄板の絞り加工性の指標の代表
特性としてｒ値を目安としておシ、深絞シ加工せず、軽
度の絞シ加工を付与する用途ではｒ値は０．８以上必要
であり、深絞シ加工する場合は、１．１０以上の７値が
あれば良いと考えられる。The r value is used as a representative characteristic of the drawability index of ferritic stainless thin sheets.In applications where light drawing is applied without deep drawing, the r value is required to be 0.8 or more. When performing deep drawing processing, it is considered that a value of 7 of 1.10 or more is sufficient.

本発明において仕上圧延終了温度を８５０℃以上とした
のは、この温度であると、第１図の（Ｂ）にみられる不
均質な変形帯が消え７値が０．８以上の製品が得られる
からである。In the present invention, the finish rolling end temperature is set at 850°C or higher. At this temperature, the non-uniform deformation band seen in FIG. This is because it will be done.

本発明が適用される素材としては、深絞シ用加工を目的
とした場合には、Ｃ０，０３〜０．０８％。The material to which the present invention is applied is C0.03 to 0.08% when the purpose is deep drawing processing.

Ｔｉ　０１０２〜０．１チ、　Ａｔ０．０６〜０．２係
含有した４３０鋼が適している。Ｃは低い程ｒ値が向上
す　。430 steel containing 0.1 to 0.1% Ti and 0.06 to 0.2% At is suitable. The lower the C, the better the r value.

るが、００３％未満ではりジング特性が劣化し、且つ溶
接部の耐粒界腐食性を低下するため少なくとも０．０３
％以上含有することが望ましい。Ｃが０．０８％を超え
るとｒ値の絶対レベルが低下し深絞り加工に適したｒ値
が得られないので０．−０８　％以下がよい。However, if it is less than 0.03%, the welding properties will deteriorate and the intergranular corrosion resistance of the weld will decrease, so it should be at least 0.03%.
% or more is desirable. If C exceeds 0.08%, the absolute level of the r value will decrease and it will not be possible to obtain an r value suitable for deep drawing. -08% or less is preferable.

Ｔ１を添加するのは、ｒ値及びリジング特性を向上させ
るためであるが、０．０２％未満ではｒ値向上効果がな
くなるので、０．０２％以上添加する必要がある。Ｔ１
は添加量か多い程ｒ値は向上するが、０．１％を超える
とりジング特性が劣化するので０、ＬＬ：Ｉ６以下が望
ましい。The purpose of adding T1 is to improve the r value and ridging properties, but if it is less than 0.02%, the effect of improving the r value disappears, so it is necessary to add T1 in an amount of 0.02% or more. T1
The larger the amount added, the better the r value is, but since over 0.1% the deterioration properties deteriorate, 0, LL: I6 or less is desirable.

Ａｔを添加する理由は主としてｒ値及びリジング特性を
向上させるためで、０．０６％未満ではｒ値が低下する
ので、０．ｔ）６％以上としているものであｆｉ、０．
２％以下としたのは、これ以上の添加ではりジング特性
が劣化するからである。The reason for adding At is mainly to improve the r value and ridging properties, and if it is less than 0.06%, the r value will decrease. t) 6% or more, fi, 0.
The reason why the content is set to 2% or less is that adding more than this will deteriorate the creeping properties.

軽加工用を目的とした場合は、通常の４３０鋼にＡｔを
０．０８％〜０．２％程度添加したものが適している。When intended for light processing, ordinary 430 steel to which At is added in an amount of about 0.08% to 0.2% is suitable.

この場合Ａｔを０．０８％以上としたのは、０．０８Ｌ
ｉ６未満では、仕上圧延温度を高くしてもｒ値が向上し
ないからでｌＬｏ、２％以下としたのは、これを超えて
添加してもｒ値向上効果はほぼ飽和するためである。こ
の場合Ｃは０．０３％〜０．０８−程度の範囲がよい。In this case, At is set to 0.08% or more because 0.08L
If it is less than i6, the r value will not improve even if the finish rolling temperature is increased, so the reason why lLo is set to 2% or less is because the effect of improving the r value is almost saturated even if it is added in excess of this. In this case, C is preferably in the range of about 0.03% to 0.08%.

その理由はＡｔ　、　Ｔｉ複合添加した鋼と同様、ｒ値
及びリジング特性を確保し、且つ溶接部の粒界腐食性の
劣化を防ぐことを目的としているからである。その他Ａ
ｔ添加鋼が適している理由は、低降伏点化、きらきら疵
発生防止、伸びの減少防止、冷延性の向上効果等を狙っ
ているからである＠ 以下に本発明の詳細な説明する。The reason for this is that, like steel with a composite addition of At and Ti, the purpose is to ensure the r value and ridging properties, and to prevent deterioration of intergranular corrosion in the weld zone. Others A
The reason why t-added steel is suitable is that it aims to lower the yield point, prevent the occurrence of sparkling defects, prevent decrease in elongation, improve cold rollability, etc. The present invention will be explained in detail below.

実施例１ 仕上圧延終了温度の影響を調査する目的で表１に示した
Ａｔ添加成分で厚さ２００＋ｎｍのＳＵＳ　４３０系フ
エライト系ステンレス鋼のスラブを１２００℃の温度で
２時間加熱後、７／ｆスで厚さ２０ｍｍに粗圧延し、引
続き、仕上圧延を行い、３．７ｍｍの熱延板とした。仕
上圧延開始温度は、いづれも１０００℃であったが、仕
上圧延終了温度は５５０℃〜９５０℃と変化させた。こ
うして作成した熱延板は、熱延板焼鈍することなく、冷
間圧延して厚さ０．７配とし、８４０℃Ｘ２ｍ１ｎの焼
鈍を行った後、ｒ値を測定した。表２に仕上圧延終了温
度と７値の関係を示したが、８５０℃以上の温度で仕上
圧延を終了した場きは、７は０．８以上と良好であった
。Example 1 For the purpose of investigating the influence of finish rolling end temperature, a slab of SUS 430 ferritic stainless steel with a thickness of 200+ nm was heated at a temperature of 1200°C for 2 hours with the At addition components shown in Table 1, and then 7/f. The material was roughly rolled to a thickness of 20 mm using a steel mill, and then finished rolled to obtain a hot rolled sheet of 3.7 mm. The finish rolling start temperature was 1000°C in all cases, but the finish rolling end temperature was varied from 550°C to 950°C. The hot-rolled sheets thus created were cold-rolled to a thickness of 0.7 mm without hot-rolled sheet annealing, and after annealing at 840° C. x 2 ml, the r value was measured. Table 2 shows the relationship between finish rolling completion temperature and 7 value, and when finish rolling was finished at a temperature of 850° C. or higher, 7 was good at 0.8 or higher.

表１　供試材の成分（重量％） 表２　仕上圧延終了温度と成品の７値 実施例・２ 仕上圧延終了温度の影響を調査する目的で表３に示した
Ａｔ、　’ＴＩ添加成分で厚さ１００　ｔｒａｍ（Ｄ　
ＳＵＳ４３０系フエライト系ステンレス鋼スラブを１１
００℃の温度で２時間加熱後、３ノ々スで２０閣まで粗
圧延し、引続き、３・やスで仕上圧延し、３．７ｒｔｍ
Ｏ熱延板とした。仕上圧延開始温度はいづれも９６０℃
であったが、仕上圧延終了温度は、６００℃〜８５０℃
と変化させた。こうして作成した熱延板は熱延板焼鈍す
ることなく冷間圧延して厚さ０．７胃とし、８４０℃Ｘ
　２　ｍｉｎの焼鈍を行った後ｒ値を測定した。表４に
仕上圧延終了温度と７値の関係を示したが、８５０℃以
上の温度で仕上圧延した場合は、ｒ値は１．１０以上と
良好であった。Table 1 Components of the sample material (wt%) Table 2 Seven-value example of finish rolling finish temperature and finished product 2 In order to investigate the influence of finish rolling finish temperature, At and 'TI additive components shown in Table 3 Sa100 tram (D
11 SUS430 ferrite stainless steel slabs
After heating at a temperature of 00°C for 2 hours, it was roughly rolled to 20 degrees with a 3-noise mill, and then finished rolled with a 3-mill mill to 3.7 rtm.
It was made into an O hot rolled sheet. Finish rolling start temperature is 960℃ in all cases.
However, the finish rolling finish temperature was 600°C to 850°C.
and changed it. The hot-rolled sheet thus produced was cold-rolled to a thickness of 0.7 mm without annealing the hot-rolled sheet, and was heated to 840°C
After annealing for 2 min, the r value was measured. Table 4 shows the relationship between finish rolling end temperature and 7 values, and when finish rolling was performed at a temperature of 850° C. or higher, the r value was good at 1.10 or higher.

表３　供試材の成分（重量％ン 表４　仕上圧延終了温度と成品のｉ値 以上の如く、本発明によれば熱延板焼鈍工程なしに加工
性のすぐれたフェライト系ステンレス薄板を典造するこ
とができるので産業上稗益するところが極めて犬である
。Table 3 Components of the sample material (wt%) Table 4 Finish rolling temperature and i value of the finished product As shown in Table 4, the present invention can produce a ferritic stainless steel sheet with excellent workability without a hot-rolled sheet annealing process. Dogs are extremely useful in industry because they can do this.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]

第１図はフェライト系ステンレス鋼熱延板のミクロ組織
におよぼす仕上圧延温度の影響を示す金属顕微鏡写真で
（ハ）は仕上圧延開始温度９５０℃、終了温度８００℃
で熱間圧延を行りた場合、但）は仕上圧延開始温度９５
０℃、終了温度５７０℃で熱間圧延を行った場合の板厚
中心部（圧延方向に平行な断面）を示す。 第１図 手続補正書（自発） 昭和５８年７月７、−日 特許庁長官若杉和夫殿 ■、　事件の表示 昭和５８年名許願第０９８５１’１号 ２、　発明の名称 加工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄板の製造法 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新ト１本製鐵株式會社 代表者　武　　１）　　　豊 ６　補正の対象 明　　　　細　　　　書 １、発明の名称 加工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄板の製造法 ２、特許請求の範囲 熱延板焼鈍を行うことなく冷間圧延するフェライト系ス
テンレス薄板の製造法において、熱間圧延工程での仕上
圧延終了温度を８５０℃以上とすることを特徴とする加
工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄板の製造法。 ３、発明の詳細な説明 本発明は熱延板焼鈍を行うことなく、冷間圧延して製造
するフェライト系ステンレス薄板の製造法に関するもの
である。 熱延板焼鈍を行った後、冷間圧延して製造するフェライ
ト系ステンレス薄板の製造法においては熱間圧延の仕上
圧延温度をできるだけ低温とすることが望ましいとされ
ている。本発明者は、熱延板焼鈍を行うことなく冷間圧
延して製造するフェライト系ステンレス薄板の熱間圧延
仕上圧延温度の影響について調査したところ熱・延板焼
鈍後、冷間圧延した場合と全く逆に熱間圧延の仕上圧延
終了温度が高い程、成品のｒ値が向上することを見い出
し本発明を完成させたものである。 以下本発明の詳細な説明する。 フェライト系ステンレス薄板を製造するに当り熱間圧延
における仕上圧延温度を低くして熱延板焼鈍を省略する
とｒ値が劣化するが、その冶金的な理由は熱間圧延の低
温仕上圧延では第１図（Ｂ）に示した如く熱間圧延まま
の状態で不均質な変形帯が形成され、これが冷延板焼鈍
後に深絞り性に有利な（１１１）の発達を妨げるからで
ある。第１図はフェライト系ステンレス鋼熱延板のミク
ロ組織におよぼす仕上圧延温度の影響をみたもので（Ａ
）は仕上圧延開始温度９５０℃、終了温度８００℃で熱
間圧延を行なった場合、（Ｂ）は仕上圧延開始温度９５
０℃、終了温度５７０℃で熱間圧延を行った場合の板厚
中心部（圧延方向に平行な断面）を各告示している。図
から明らかなように、ω）においては（Ａ）には見られ
ない不均質な変形帯が明瞭にあられれている。 フェライト系ステンレス薄板の絞シ加工性の指標の代表
特性としてｒ値を目安としておｐ１深絞シ加工せず、軽
度の絞シ加工を付与する用途では７値は０．８以上必要
であシ、深絞シ加工する場合は、１．１０以上の７値が
あれば良いと考えられる。 本発明において仕上圧延終了温度を８５０℃以上とした
のは、この温度であると、第１図の（Ｂ）にみられる不
均質な変形帯が消えｒ値が０．８以上の製品が得られる
からである。 本発明が適用される素材として軽刀Ｕ工用を目的とした
場合は、通常の４３０鋼にＡｔを０．０８％〜０．２係
程度添加したものが適している。この場合Ａｚｉ０．０
８％以上としたのは、０．０８％未満では、仕上圧延温
度を高くしてもｒ値が向上しないからであυ、０．２％
以下としたのは、これを超えて添加してもｒ値開上効果
はほぼ飽和するためである。 この場合Ｃは０．０３％〜０．０８％程度の範囲がよい
。その理由はＡＡ　、　Ｔｌ複合添加した鋼と同様、ｒ
値及びリジング特性を確保し、且つ溶接部の粒界腐食性
の劣化を防ぐことを目的としているからである。その他
Ａｔ添加鋼が適している理由は、低降伏点化、きらきら
疵発生防止、伸びの減少防止、冷延性の向上効果等を狙
っているからである。 本発明が適用される素材としては、深絞ｐ加工用を目的
とした場合には、Ｃ０，０３〜０．０８％。 Ｔ１０．０２〜０．１襲、Ａｔ０．０６〜０．２％含有
した４　３０　′ｊ１４が適している。Ｃは低い程ｒ値
が向上するが、０．０３％未満ではりジング特性が劣化
するため少なくとも０．０３％以上含有することが望ま
しい。Ｃが０．０８％を超えるとｒ値の絶対レベルが低
下し深絞シ加工に適したｒ値が得られないので０．０８
チ以下がよい。 Ｔ１を添加するのは、ｒ値及びリジング特性を同上させ
るためであるが、０．０２％未満ではｒ値向上効果がな
くなるので、０．０２％以上添加する必要がある。Ｔｉ
は添加量が多い程ｒ値は向上するが、０．１チを超える
とりジング特性が劣化するので０．１係以下が望ましい
。 Ａｔを添加する理由は主とし−Ｃｒ値及びリジング特性
を向上させるためで、０．０６％未満ではｒ値が低下す
るので、０．０６％以上としているもので１．０．２％
以下としたのは、これ以上の添加ではりジング特性が劣
化するからである。 なお、ｒ値１．２〜１．４以上の高い深絞９用を目的と
した場合はＣを０．０３％以下にし、ＴＩ、又はＮｂを
０．０２〜０．５ｑ６単独又は複合添加したもの、更に
１．５優程度までＣｕを添加した４３０鋼が適している
。Ｃを下げてこれらの元素を添加した理由は、Ｔ１Ｎｂ
については固溶Ｎを低減させることによるｒ値向上効果
を狙ったもので、Ｃｕ添加はε−Ｃｕ相の析出により、
ｒ値向上効果を狙ったものである。この場合、リジング
特性が劣化するので、後工程で手入作業が必要となる。 以下に本発明の詳細な説明する。 実施例１ 仕上圧延終了温度の影響を調査する目的で表１に示した
Ａｔ添加成分で厚さ２００咽のＳＵＳ　４３０系フエラ
イト系ステンレス鋼のスラブを１２００℃の温度で２時
間加熱後、７パスで厚さ２０■に粗圧延し、引続き、仕
上圧延を行い、３．７Ｍの熱延板とした。仕上圧延開始
温度は、いづれも１０００℃であったが、仕上圧延開始
温度は５５０℃〜９５０℃と変化させた。こうして作成
した熱延板は、熱延板焼鈍することなく、冷間圧延して
厚さ０．７問とし、８４０℃Ｘ　２　ｍｉｎの焼鈍を行
った後、ｒ値を測定した。表２に仕上圧延終了温度と７
値の関係を示したが、８５０℃以上の温度で仕上圧延を
終了した場合は、７は０．８以上と良好であった。 表１　供試材の成分（Ｍ関係） 表２　仕上圧延終了温度と成品の７値 実施例２ 仕上圧延終了温度の影響を調査する目的で表３に示した
）Ｌ　、　Ｔｉ添加成分で厚さ１００　ｗｎ（７）　５
ＵＳ４３０系フエライト系ステンレス鋼スラブを１１０
０℃の温度で２時間加熱後、３パスで２０ｙｍｎまで粗
圧延し、引続き、３パスで仕上圧延し、３．７ｗａの熱
延板とした。仕上圧延開始温度はいづれも９６０℃であ
ったが）仕上圧延終了温度は、６００℃〜８５０℃と変
化させた。こうして作成した熱延板は熱延板焼鈍するこ
となく冷間圧延して厚さ０．７爛とし、８４０℃Ｘ２’
ｍｌｎの焼鈍を行った後ｒ値を測定した。表４に仕上圧
延終了温度と７値の関係を示したが、８５０℃以上の温
度で仕上圧延した場合は、ｒ値は１．１０以上と良好で
あった。 表３　供試材の成分（重量係） 表４　仕上圧延終了温度と成品の７値 実施例３ 表・５に示した成分の厚さ２００ｍｍの４３０系ステン
レス鋼スラブを１２００℃で２時間加熱後、６ノクスで
厚さ２０■の粗圧延とし、仕上圧延終了温度８７０℃と
７００℃の２東件で厚さ３ＩＩＩＩ１１の熱延板とした
。ついで熱延板焼鈍することなく０．７瓢まで冷間圧延
し、９００℃Ｘ　２　ｍｉｎの再結晶焼鈍を行いｒ値を
測定した。本発明法に従って８７０℃で仕上圧延を終了
したものはｒ値１．３５と良好でありたが、７００℃で
仕上圧延したものはｒ値は１．２０と低く、超深絞シ用
どしては不適当であった。 表５　供試料の成分（ｉｆｌ、チ） 実施例４ 表６に示した成分の厚さ２５０簡の４３０系ステンレス
鋼スラブを１２５０℃で２時間加熱後７ノ９スで厚さ２
０ｍｍの粗圧延とし、６／ぐスで厚さ３．Ｏａｍの熱延
板とした。仕上熱延終了温度は９００℃と７５０℃の２
条件で行った。こうして製造した熱延板を、熱延板焼鈍
することな（０，７＋ｍｎまで冷延し、９００℃×１０
秒の再結晶焼鈍を行った。 こうして製造した薄板のｒ（ｉｆ、を測定した所、本発
明の方法に従って９００℃で仕上圧延を終了した材料は
ｒ値は１．４５と良好でちったが、７５０℃で仕上圧延
したものは１．２０と低かった。 表６　供試材の成分（重量俤） 以上の如く、本発明によれば熱延板焼鈍工程なしに加工
性のすぐれたフェライト系ステンレス薄板を製造するこ
とができるので産業上稗益するところが極めて大である
。 ４、図面の簡単な説明 第１図はフェライト系ステンレス鋼熱延板のミクロ組織
におよぼす仕上圧延温度の影響を示す余滴顕微鏡写真で
仏）は仕上圧延開始温度９５０℃、終了温度８００℃で
熱間圧延を行った場合、（Ｂ）は仕上圧延開始温度９５
０℃、終了温度５７０℃で熱間圧延を行った場合の板厚
中心部（圧延方向に平行な断面）、を示す。Figure 1 is a metallurgical micrograph showing the effect of finish rolling temperature on the microstructure of hot-rolled ferritic stainless steel sheets.
However, when hot rolling is carried out at the finish rolling start temperature of 95
The center part of the plate thickness (cross section parallel to the rolling direction) is shown when hot rolling is performed at 0°C and a finishing temperature of 570°C. Figure 1 Procedural Amendment (Voluntary) July 7, 1980 - Mr. Kazuo Wakasugi, Commissioner of the Japan Patent Office ■, Incident Indication 1985 Name Application No. 09851'1 No. 2, Name of Invention Ferrite with excellent workability Manufacturing method for thin stainless steel sheets 3, relationship with the case of the person making the amendment Patent applicant: 6-3 Otemachi 2-chome, Chiyoda-ku, Tokyo (665) Representative of Shinto Ippon Steel Co., Ltd. Take 1) Yutaka 6 Amendment Description of the subject matter: 1. Title of the invention: Process for manufacturing a thin ferritic stainless steel sheet with excellent workability. A method for producing a ferritic stainless steel thin plate with excellent workability, characterized in that the final rolling temperature in the inter-rolling step is 850° C. or higher. 3. Detailed Description of the Invention The present invention relates to a method for producing a ferritic stainless steel thin plate by cold rolling without hot-rolled plate annealing. In a method for producing a ferritic stainless steel thin plate by hot rolling annealing and then cold rolling, it is considered desirable to set the finish rolling temperature of the hot rolling as low as possible. The present inventor investigated the influence of hot rolling finish rolling temperature on ferritic stainless thin sheets produced by cold rolling without hot rolling annealing, and found that On the contrary, we have completed the present invention by discovering that the higher the finishing temperature of hot rolling, the higher the r value of the finished product. The present invention will be explained in detail below. When manufacturing ferritic stainless steel thin sheets, if the finish rolling temperature in hot rolling is lowered and hot rolled sheet annealing is omitted, the r value deteriorates, but the metallurgical reason for this is that low temperature finish rolling of hot rolling This is because, as shown in Figure (B), inhomogeneous deformation bands are formed in the as-hot-rolled state, and this hinders the development of (111), which is advantageous for deep drawability, after annealing the cold-rolled sheet. Figure 1 shows the effect of finish rolling temperature on the microstructure of hot-rolled ferritic stainless steel sheets (A
) is when hot rolling is performed at a finish rolling start temperature of 950°C and an end temperature of 800°C, and (B) is a finish rolling start temperature of 95°C.
Each notice shows the central part of the plate thickness (cross section parallel to the rolling direction) when hot rolling is performed at 0°C and a finishing temperature of 570°C. As is clear from the figure, a heterogeneous deformation zone that is not seen in (A) is clearly seen in ω). The r value is used as a guideline as a representative characteristic of the drawing processability index of ferritic stainless thin sheets.P1For applications where light drawing is applied without deep drawing, a value of 7 is required to be 0.8 or higher. When performing deep drawing processing, it is considered that a value of 7 of 1.10 or more is sufficient. In the present invention, the finish rolling end temperature is set at 850°C or higher. At this temperature, the heterogeneous deformation band seen in FIG. This is because it will be done. When the material to which the present invention is applied is intended for use in light sword U work, ordinary 430 steel to which 0.08% to 0.2% of At is added is suitable. In this case Azi0.0
The reason why it is set at 8% or more is because if it is less than 0.08%, the r value will not improve even if the finish rolling temperature is increased, υ, 0.2%.
The reason why the amount is set below is that even if the amount is added in excess of this amount, the effect of increasing the r value is almost saturated. In this case, C is preferably in the range of about 0.03% to 0.08%. The reason is that r
This is because the purpose is to ensure good value and ridging properties, and to prevent deterioration of intergranular corrosion in the welded part. Other reasons why At-added steel is suitable is that it aims to lower the yield point, prevent the occurrence of sparkling defects, prevent decrease in elongation, and improve cold rollability. The material to which the present invention is applied is C0.03 to 0.08% when it is intended for deep drawing p processing. 430'j14 containing T10.02 to 0.1% and At 0.06 to 0.2% is suitable. The lower the carbon content, the better the r value, but if it is less than 0.03%, the crimp properties deteriorate, so it is desirable to contain at least 0.03% or more. If C exceeds 0.08%, the absolute level of the r value will decrease and it will not be possible to obtain an r value suitable for deep drawing.
Less than 1 is better. The purpose of adding T1 is to improve the r value and ridging properties, but if it is less than 0.02%, the effect of improving the r value disappears, so it is necessary to add 0.02% or more. Ti
The larger the amount added, the better the r value is, but the r-value deteriorates when the coefficient exceeds 0.1 inch, so it is desirable that the coefficient is 0.1 coefficient or less. The reason for adding At is mainly to improve the -Cr value and ridging properties.If it is less than 0.06%, the r value will decrease, so if it is 0.06% or more, it is 1.0.2%.
The reason why the amount is set below is that adding more than this will deteriorate the sliding properties. In addition, when the purpose is deep drawing 9 with a high r value of 1.2 to 1.4 or more, C is reduced to 0.03% or less, and TI or Nb is added in the amount of 0.02 to 0.5q6 alone or in combination. Furthermore, 430 steel with Cu added to about 1.5% is suitable. The reason for adding these elements to lower C is that T1Nb
This is aimed at improving the r value by reducing solid solution N, and the addition of Cu is due to the precipitation of the ε-Cu phase.
This is aimed at improving the r value. In this case, the ridging properties deteriorate, and maintenance work is required in the post-process. The present invention will be explained in detail below. Example 1 For the purpose of investigating the influence of finish rolling end temperature, a slab of SUS 430 ferritic stainless steel with a thickness of 200mm was heated at a temperature of 1200°C for 2 hours with the At addition components shown in Table 1, and then subjected to 7 passes. The sample was roughly rolled to a thickness of 20 mm, and then finished rolled to obtain a 3.7M hot-rolled plate. The finish rolling start temperature was 1000°C in all cases, but the finish rolling start temperature was varied from 550°C to 950°C. The hot-rolled sheets thus created were cold-rolled to a thickness of 0.7 mm without hot-rolled sheet annealing, and after annealing at 840° C. for 2 min, the r value was measured. Table 2 shows finish rolling finishing temperature and 7
The relationship between the values was shown, and when finish rolling was completed at a temperature of 850° C. or higher, 7 was 0.8 or higher, which was good. Table 1 Components of the sample material (M relationship) Table 2 Example 2 of 7 values of finish rolling finish temperature and finished product (shown in Table 3 for the purpose of investigating the influence of finish rolling finish temperature) L, thickness with Ti additive components 100wn(7) 5
US430 series ferritic stainless steel slab 110
After heating at a temperature of 0° C. for 2 hours, it was roughly rolled to 20 ymn in 3 passes, and then finished rolled in 3 passes to obtain a hot rolled sheet of 3.7 wa. The finish rolling start temperature was 960°C in all cases, but the finish rolling end temperature was varied from 600°C to 850°C. The hot-rolled sheet thus created was cold-rolled to a thickness of 0.7 without annealing, and was heated at 840°C x 2'
The r value was measured after annealing the mln. Table 4 shows the relationship between finish rolling end temperature and 7 values, and when finish rolling was performed at a temperature of 850° C. or higher, the r value was good at 1.10 or higher. Table 3 Components of the sample material (weight) Table 4 Example 3 of 7 values of finish rolling end temperature and finished product After heating a 430 series stainless steel slab with a thickness of 200 mm with the components shown in Table 5 at 1200°C for 2 hours The sheet was roughly rolled to a thickness of 20 mm at 6 mm, and then finished to a hot rolled sheet with a thickness of 3III11 at 870°C and 700°C. Next, the hot-rolled sheet was cold-rolled to 0.7 mm without annealing, recrystallization annealed at 900° C. for 2 min, and the r value was measured. The product finished rolling at 870°C according to the method of the present invention had a good r value of 1.35, but the product finished rolling at 700°C had a low r value of 1.20, making it difficult to use for ultra-deep drawing. It was inappropriate. Table 5 Components of sample (ifl, chi) Example 4 A 430 series stainless steel slab with a thickness of 250 sheets having the components shown in Table 6 was heated at 1250°C for 2 hours, and then heated to a thickness of 2
Roughly rolled to 0mm, 6mm thick and 3mm thick. A hot rolled sheet of Oam was used. Finish hot rolling finish temperature is 900℃ and 750℃.
I went with the conditions. The hot-rolled sheet produced in this way is not annealed (cold-rolled to 0.7 + mn, 900°C x 10
A second recrystallization annealing was performed. When we measured the r (if) of the thin plate produced in this way, the material finished rolling at 900°C according to the method of the present invention had a good r value of 1.45, but the material finished rolling at 750°C had a good r value of 1.45. It was as low as 1.20. Table 6 Components of the sample material (weight) As described above, according to the present invention, a ferritic stainless steel sheet with excellent workability can be manufactured without a hot-rolled sheet annealing process. The industrial benefits are extremely large. 4. Brief explanation of the drawings Figure 1 is an afterdrop micrograph showing the effect of finish rolling temperature on the microstructure of hot rolled ferritic stainless steel sheets. When hot rolling is performed at a starting temperature of 950°C and a finishing temperature of 800°C, (B) is a finish rolling starting temperature of 95°C.
The center part of the plate thickness (cross section parallel to the rolling direction) when hot rolling is performed at 0°C and a finishing temperature of 570°C is shown.

Claims (1)

【特許請求の範囲】[Claims] 熱延板焼鈍を行うことなく冷間圧延するフェライト系ス
テンレス薄板の製造法において、熱間圧延工程での仕上
圧延終了温度を８５０℃以上とすることを特徴とする加
工性のすぐれたフェライト系ステンレス薄板の製造法。A ferritic stainless steel with excellent workability, characterized in that the finish rolling end temperature in the hot rolling process is 850°C or higher, in a method for producing a thin ferritic stainless steel plate that is cold rolled without hot rolling sheet annealing. Method of manufacturing thin plates.