JPH0741854A - 靱性に優れたフェライト単相ステンレス熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
靱性に優れたフェライト単相ステンレス熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH0741854A JPH0741854A JP18471693A JP18471693A JPH0741854A JP H0741854 A JPH0741854 A JP H0741854A JP 18471693 A JP18471693 A JP 18471693A JP 18471693 A JP18471693 A JP 18471693A JP H0741854 A JPH0741854 A JP H0741854A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 靱性に優れたフェライト単相ステンレス熱延
鋼板の製造方法を提供することを目的とする。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．
０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以
下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２５．０
％及びＮ：０．０３％以下を含有し、更にＭｏ：０．１
〜３．０％、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｔｉ：０．１〜
１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＮｂ：０．
１〜１．０％から選ばれた１種又は２種以上を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式を満
足するフェライト単相ステンレス鋼のスラブを１２３０
℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、１パス当りの圧
下率２０％以上、合計圧下率９０％以上の粗圧延を行
い、粗圧延終了温度１０３０℃以上で２０秒以上放冷
し、再結晶終了後、続いて仕上圧延を行う。 【数１】
鋼板の製造方法を提供することを目的とする。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．
０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以
下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２５．０
％及びＮ：０．０３％以下を含有し、更にＭｏ：０．１
〜３．０％、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｔｉ：０．１〜
１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＮｂ：０．
１〜１．０％から選ばれた１種又は２種以上を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式を満
足するフェライト単相ステンレス鋼のスラブを１２３０
℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、１パス当りの圧
下率２０％以上、合計圧下率９０％以上の粗圧延を行
い、粗圧延終了温度１０３０℃以上で２０秒以上放冷
し、再結晶終了後、続いて仕上圧延を行う。 【数１】
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、靱性に優れたフェライ
ト単相ステンレス熱延鋼板の製造方法に関する。
ト単相ステンレス熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼を熱間圧延の
途中で再結晶させて加工性を向上させる方法として、特
公昭５９−１３０２６号公報が開示されている。この技
術は、ＳＵＳ４３０の高温においてα＋γの２相組織を
有するフェライト系ステンレス鋼のスラブを１０００〜
１２００℃に加熱後、粗圧延中に１５秒以上のパス間時
間をとって再結晶を促進し、製品板のｒ値、リジング性
の向上を図ったものである。
途中で再結晶させて加工性を向上させる方法として、特
公昭５９−１３０２６号公報が開示されている。この技
術は、ＳＵＳ４３０の高温においてα＋γの２相組織を
有するフェライト系ステンレス鋼のスラブを１０００〜
１２００℃に加熱後、粗圧延中に１５秒以上のパス間時
間をとって再結晶を促進し、製品板のｒ値、リジング性
の向上を図ったものである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、フェラ
イト単相ステンレス鋼を用いて、前記特公昭５９−１３
０２６号公報のようにスラブを１０００〜１２００℃に
加熱し、粗圧延中に１５秒程度のパス間時間をとっても
十分な熱延板靱性を得ることができなかった。本発明の
目的は、フェライト単相ステンレス鋼を熱間粗圧延で十
分に再結晶させ、フェライト系ステンレス鋼の短所であ
る低温切欠靱性を改善した熱延鋼板を提供することにあ
る。併せて、この熱延鋼板を冷延、焼鈍することによっ
てリジング性の優れた冷延製品を製造することを図った
ものである。
イト単相ステンレス鋼を用いて、前記特公昭５９−１３
０２６号公報のようにスラブを１０００〜１２００℃に
加熱し、粗圧延中に１５秒程度のパス間時間をとっても
十分な熱延板靱性を得ることができなかった。本発明の
目的は、フェライト単相ステンレス鋼を熱間粗圧延で十
分に再結晶させ、フェライト系ステンレス鋼の短所であ
る低温切欠靱性を改善した熱延鋼板を提供することにあ
る。併せて、この熱延鋼板を冷延、焼鈍することによっ
てリジング性の優れた冷延製品を製造することを図った
ものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】フェライト系ステンレス
鋼熱延板を通板中、しばしばコイルが破断する場合があ
る。これは低温切欠靱性が乏しいためである。この特性
改善のためには、結晶粒の微細化が有効であることが知
られている。結晶粒を微細化するための熱間圧延中の再
結晶条件を見出すことにより、本発明は成されたもので
ある。すなわち、本発明は合金組成をフェライト単相ス
テンレス鋼に限定し、スラブ加熱温度を従来知見よりも
高めることにより粗圧延後の保有エネルギーを高め、か
つ粗圧延での加工率を著しく大きくとることにより、粗
圧延後の再結晶を容易にして仕上圧延前に再結晶を終了
させ、結晶粒を微細化して仕上圧延を行うことにより、
圧延板の靱性を向上せしめることを特徴とする。
鋼熱延板を通板中、しばしばコイルが破断する場合があ
る。これは低温切欠靱性が乏しいためである。この特性
改善のためには、結晶粒の微細化が有効であることが知
られている。結晶粒を微細化するための熱間圧延中の再
結晶条件を見出すことにより、本発明は成されたもので
ある。すなわち、本発明は合金組成をフェライト単相ス
テンレス鋼に限定し、スラブ加熱温度を従来知見よりも
高めることにより粗圧延後の保有エネルギーを高め、か
つ粗圧延での加工率を著しく大きくとることにより、粗
圧延後の再結晶を容易にして仕上圧延前に再結晶を終了
させ、結晶粒を微細化して仕上圧延を行うことにより、
圧延板の靱性を向上せしめることを特徴とする。
【０００５】すなわち、本発明は重量％で、Ｃ：０．０
３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：
１０．０〜２５．０％及びＮ：０．０３％以下を含有
し、更にＭｏ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：０．２〜１．
０％、Ｔｉ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．
１０％及びＮｂ：０．１〜１．０％から選ばれた１種又
は２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
り、かつ下記式を満足するフェライト単相ステンレス鋼
のスラブを１２３０℃以上１３００℃以下の温度に加熱
し、１パス当りの圧下率を２０％以上、合計圧下率を９
０％以上、かつ圧延終了温度１０３０℃以上とする粗圧
延を行い、前記粗圧延終了温度から２０秒以上放冷する
ことによって再結晶を終了させた後、仕上圧延を行うこ
とを特徴とする靱性に優れたフェライト単相ステンレス
熱延鋼板の製造方法を要旨とするものである。
３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：
１０．０〜２５．０％及びＮ：０．０３％以下を含有
し、更にＭｏ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：０．２〜１．
０％、Ｔｉ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．
１０％及びＮｂ：０．１〜１．０％から選ばれた１種又
は２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
り、かつ下記式を満足するフェライト単相ステンレス鋼
のスラブを１２３０℃以上１３００℃以下の温度に加熱
し、１パス当りの圧下率を２０％以上、合計圧下率を９
０％以上、かつ圧延終了温度１０３０℃以上とする粗圧
延を行い、前記粗圧延終了温度から２０秒以上放冷する
ことによって再結晶を終了させた後、仕上圧延を行うこ
とを特徴とする靱性に優れたフェライト単相ステンレス
熱延鋼板の製造方法を要旨とするものである。
【０００６】
【数２】
【０００７】以下、本発明を詳細に説明する。
【０００８】
【作用】先ず本発明において、鋼の化学成分を上記のよ
うに限定した理由を説明する。Ｃは、鋼の加工性、靱性
に悪影響を及ぼすので、含有量を０．０３％以下とす
る。Ｓｉ、Ｍｎは、鋼の脱酸剤として有効なので、それ
ぞれ１．０％以下含有する。１．０％を超えると機械的
性質が劣化する。
うに限定した理由を説明する。Ｃは、鋼の加工性、靱性
に悪影響を及ぼすので、含有量を０．０３％以下とす
る。Ｓｉ、Ｍｎは、鋼の脱酸剤として有効なので、それ
ぞれ１．０％以下含有する。１．０％を超えると機械的
性質が劣化する。
【０００９】Ｐ、Ｓは、不純物元素で靱性および耐食性
が劣化するので、０．０４０％以下および０．０３０％
以下とする。Ｃｒは、耐食性および耐高温酸化性の向上
のため最低限１０．０％を必要とし、又２５．０％を超
すと靱性が劣化し製造が極めて困難になるので、１０．
０〜２５．０％をその範囲とする。
が劣化するので、０．０４０％以下および０．０３０％
以下とする。Ｃｒは、耐食性および耐高温酸化性の向上
のため最低限１０．０％を必要とし、又２５．０％を超
すと靱性が劣化し製造が極めて困難になるので、１０．
０〜２５．０％をその範囲とする。
【００１０】ＮはＣと同様に、鋼の加工性、靱性を劣化
せしめるので、含有量の上限を０．０３％とする。更
に、耐食性を向上させるため、上記化学成分以外に下記
成分より１種又は２種以上を選んで含有させる。Ｍｏ
は、耐食性を向上させるという顕著な効果を奏するの
で、０．１〜３．０％の範囲で含有させる。上限を超え
ると加工性が劣化し、コストアップとなる。
せしめるので、含有量の上限を０．０３％とする。更
に、耐食性を向上させるため、上記化学成分以外に下記
成分より１種又は２種以上を選んで含有させる。Ｍｏ
は、耐食性を向上させるという顕著な効果を奏するの
で、０．１〜３．０％の範囲で含有させる。上限を超え
ると加工性が劣化し、コストアップとなる。
【００１１】Ｃｕは、耐食性を向上させるため、０．２
〜１．０％の範囲で含有させる。上限を超えると、高温
域でγが生成し靱性が劣化する。Ｔｉは、耐粒界腐食性
の向上とともにプレス性も向上させるが、０．１％未満
ではその特性が得られず、又１．０％超では、これらの
特性が飽和し加工性が劣化する。
〜１．０％の範囲で含有させる。上限を超えると、高温
域でγが生成し靱性が劣化する。Ｔｉは、耐粒界腐食性
の向上とともにプレス性も向上させるが、０．１％未満
ではその特性が得られず、又１．０％超では、これらの
特性が飽和し加工性が劣化する。
【００１２】Ａｌは、Ｔｉと同様な特性を有するので、
０．０１〜０．１０％の範囲で含有させる。Ｎｂは、
Ｃ、Ｎと結合してＣｒ炭化物の粒界析出を防止し、耐粒
界腐食性を向上させる特性を有するが、その含有量が
０．１％未満では上記特性が得られず、又１．０％を超
えると、上記特性が飽和する上に加工性が劣化する。従
って、０．１〜１．０％をその範囲とする。
０．０１〜０．１０％の範囲で含有させる。Ｎｂは、
Ｃ、Ｎと結合してＣｒ炭化物の粒界析出を防止し、耐粒
界腐食性を向上させる特性を有するが、その含有量が
０．１％未満では上記特性が得られず、又１．０％を超
えると、上記特性が飽和する上に加工性が劣化する。従
って、０．１〜１．０％をその範囲とする。
【００１３】本発明の対象ステンレス鋼は熱延板の靱性
を確保するために、常温でマルテンサイトが生成しない
成分組成すなわち、前記１式で示されるガンマポテンシ
ャルが０％以下の組成に限定した。次に、スラブの加熱
温度について説明する。Ｃ：０．００８％、Ｓｉ：０．
１５％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０２２％、Ｓ：
０．００３％、Ｎｉ：０．１０％、Ｃｒ：１８．９０
％、Ｍｏ：１．９２％、Ｃｕ：０．０１％、Ｔｉ：０．
２５％、Ａｌ：０．０５３％、Ｎｂ：０．３６％、Ｎ：
０．００８７％を含み、残部は実質的にＦｅからなるフ
ェライト単相ステンレス鋼を転炉で溶製し、２５０ｍｍ
厚さのスラブを鋳造した。これを熱間圧延のため１１５
０〜１３５０℃に加熱後、１パス当たりの圧下率２０〜
３０％、合計圧下率９１．６％を粗圧延で加え、２１ｍ
ｍ厚さの粗バーとした。その際、粗圧延終了温度が１０
３０℃になるように圧延条件を調整し、２０秒放冷後仕
上圧延を行い、５ｍｍ厚の熱延板とした。
を確保するために、常温でマルテンサイトが生成しない
成分組成すなわち、前記１式で示されるガンマポテンシ
ャルが０％以下の組成に限定した。次に、スラブの加熱
温度について説明する。Ｃ：０．００８％、Ｓｉ：０．
１５％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０２２％、Ｓ：
０．００３％、Ｎｉ：０．１０％、Ｃｒ：１８．９０
％、Ｍｏ：１．９２％、Ｃｕ：０．０１％、Ｔｉ：０．
２５％、Ａｌ：０．０５３％、Ｎｂ：０．３６％、Ｎ：
０．００８７％を含み、残部は実質的にＦｅからなるフ
ェライト単相ステンレス鋼を転炉で溶製し、２５０ｍｍ
厚さのスラブを鋳造した。これを熱間圧延のため１１５
０〜１３５０℃に加熱後、１パス当たりの圧下率２０〜
３０％、合計圧下率９１．６％を粗圧延で加え、２１ｍ
ｍ厚さの粗バーとした。その際、粗圧延終了温度が１０
３０℃になるように圧延条件を調整し、２０秒放冷後仕
上圧延を行い、５ｍｍ厚の熱延板とした。
【００１４】通常の熱間圧延を行った場合、熱延板表面
に生じるスケール疵は、圧延の変形抵抗、つまりスラブ
加熱温度によって大きく異なるので、上記の熱延板につ
いてスケール疵の深さを測定した。また、熱延板の低温
切欠靱性を調べるため、０℃においてＶノッチシャルピ
ー衝撃試験を行った。
に生じるスケール疵は、圧延の変形抵抗、つまりスラブ
加熱温度によって大きく異なるので、上記の熱延板につ
いてスケール疵の深さを測定した。また、熱延板の低温
切欠靱性を調べるため、０℃においてＶノッチシャルピ
ー衝撃試験を行った。
【００１５】スラブ加熱温度の下限は、粗圧延後の再結
晶温度１０３０℃以上を確保するには、スラブサイズ２
５０ｍｍｔ×１０００ｍｍｗ×６ｍｌの場合、粗圧延で
の温度低下約２００℃を見込むと１２３０℃以上必要と
なる。また、図１にスラブ加熱温度と熱延板のスケール
疵の深さの関係を示すが、スケール疵の深さが実用上無
害となる深さ１０μｍ以下にするには、スラブ加熱温度
は１２３０℃以上にしなければならない。
晶温度１０３０℃以上を確保するには、スラブサイズ２
５０ｍｍｔ×１０００ｍｍｗ×６ｍｌの場合、粗圧延で
の温度低下約２００℃を見込むと１２３０℃以上必要と
なる。また、図１にスラブ加熱温度と熱延板のスケール
疵の深さの関係を示すが、スケール疵の深さが実用上無
害となる深さ１０μｍ以下にするには、スラブ加熱温度
は１２３０℃以上にしなければならない。
【００１６】図２には、スラブ加熱温度と熱延板の０℃
のシャルピー衝撃値の関係を示すが、スラブ加熱温度が
１２３０℃以上になると粗圧延後の再結晶が生じるため
衝撃値は急増し、スラブ加熱温度が１３００℃を超える
と、結晶粒の粗大化のため衝撃値が２ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ
2 未満となり、通板中に熱延板が破断する可能性が高く
なる。従って、この両者を満足するスラブ加熱温度は、
１２３０〜１３００℃である。
のシャルピー衝撃値の関係を示すが、スラブ加熱温度が
１２３０℃以上になると粗圧延後の再結晶が生じるため
衝撃値は急増し、スラブ加熱温度が１３００℃を超える
と、結晶粒の粗大化のため衝撃値が２ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ
2 未満となり、通板中に熱延板が破断する可能性が高く
なる。従って、この両者を満足するスラブ加熱温度は、
１２３０〜１３００℃である。
【００１７】次に、熱間粗圧延の圧下率について説明す
る。スラブの加熱温度の限定理由に関して述べた前記ス
ラブと同一成分、同一厚さのスラブを用いて、スラブ加
熱温度１２３０℃、粗圧延の１パス当たりの圧下率を５
〜４０％ランダム圧延で、合計圧下率が５０〜９６％
（粗バー厚さ１０〜１２５ｍｍ）を加え、粗圧延終了温
度が１０３０℃になるように調整し、２０秒放冷後水冷
した。この時のＬ断面組織を観察し、再結晶率（再結晶
部分の面積／観察面積×１００）を測定した。図３に、
粗圧延の合計圧下率と粗圧延後の再結晶率の関係を示す
が、合計圧下率９０％以上の強圧下で粗圧延後１００％
の再結晶組織が得られる。
る。スラブの加熱温度の限定理由に関して述べた前記ス
ラブと同一成分、同一厚さのスラブを用いて、スラブ加
熱温度１２３０℃、粗圧延の１パス当たりの圧下率を５
〜４０％ランダム圧延で、合計圧下率が５０〜９６％
（粗バー厚さ１０〜１２５ｍｍ）を加え、粗圧延終了温
度が１０３０℃になるように調整し、２０秒放冷後水冷
した。この時のＬ断面組織を観察し、再結晶率（再結晶
部分の面積／観察面積×１００）を測定した。図３に、
粗圧延の合計圧下率と粗圧延後の再結晶率の関係を示す
が、合計圧下率９０％以上の強圧下で粗圧延後１００％
の再結晶組織が得られる。
【００１８】また、同一成分の同一厚さスラブをスラブ
加熱温度１２３０℃、粗圧延の１パス当たり５〜４０％
を各パス同一圧下率で合計圧下率が９０％を超える（粗
バー厚さ２５ｍｍ以下）まで加え、粗圧延終了温度が１
０３０℃になるように調整し、２０秒放冷後水冷した。
この時のＬ断面組織を観察し、再結晶率を測定した。図
４に、粗圧延の１パス当たりの圧下率と、粗圧延後の再
結晶率の関係を示すが、１パス当たり２０％以上、合計
圧下率で９０％以上の加工を行うと、粗圧延後１００％
の再結晶組織が得られ、生産効率の良い圧延パススケジ
ュールを選択することができる。
加熱温度１２３０℃、粗圧延の１パス当たり５〜４０％
を各パス同一圧下率で合計圧下率が９０％を超える（粗
バー厚さ２５ｍｍ以下）まで加え、粗圧延終了温度が１
０３０℃になるように調整し、２０秒放冷後水冷した。
この時のＬ断面組織を観察し、再結晶率を測定した。図
４に、粗圧延の１パス当たりの圧下率と、粗圧延後の再
結晶率の関係を示すが、１パス当たり２０％以上、合計
圧下率で９０％以上の加工を行うと、粗圧延後１００％
の再結晶組織が得られ、生産効率の良い圧延パススケジ
ュールを選択することができる。
【００１９】次に、粗圧延終了後、再結晶に必要な温度
と時間について説明する。スラブの加熱温度の限定理由
に関して述べた前記スラブと同一成分、同一厚さのスラ
ブを用いて、スラブ加熱温度１２３０℃、粗圧延の１パ
ス当たりの圧下率２０〜３０％、合計圧下率９１．６％
を加え、２１ｍｍ厚さの粗バーとした。この時、粗圧延
終了温度が９００〜１１５０℃になるように調整し、２
０秒放冷後水冷した。この時のＬ断面組織を観察し、再
結晶率を測定した。図５に、粗圧延終了温度と粗圧延後
の再結晶率の関係を示すが、粗圧延終了温度が１０３０
℃以上で粗圧延後１００％の再結晶組織が得られる。
と時間について説明する。スラブの加熱温度の限定理由
に関して述べた前記スラブと同一成分、同一厚さのスラ
ブを用いて、スラブ加熱温度１２３０℃、粗圧延の１パ
ス当たりの圧下率２０〜３０％、合計圧下率９１．６％
を加え、２１ｍｍ厚さの粗バーとした。この時、粗圧延
終了温度が９００〜１１５０℃になるように調整し、２
０秒放冷後水冷した。この時のＬ断面組織を観察し、再
結晶率を測定した。図５に、粗圧延終了温度と粗圧延後
の再結晶率の関係を示すが、粗圧延終了温度が１０３０
℃以上で粗圧延後１００％の再結晶組織が得られる。
【００２０】また、同一成分の同一厚さスラブをスラブ
加熱温度１２３０℃、粗圧延の１パス当たりの圧下率２
０〜３０％、合計圧下率９１．６％を加え、２１ｍｍ厚
さの粗バーとした。粗圧延終了温度は１０３０℃、粗圧
延終了後の放冷時間を０〜６０秒とって水冷した。この
時のＬ断面組織を観察し、再結晶率を測定した。図６に
粗圧延後の放冷時間と粗圧延後の再結晶率の関係を示す
が、粗圧延終了から仕上圧延開始までの放冷時間を２０
秒以上にすることにより粗圧延後１００％の再結晶組織
が得られる。
加熱温度１２３０℃、粗圧延の１パス当たりの圧下率２
０〜３０％、合計圧下率９１．６％を加え、２１ｍｍ厚
さの粗バーとした。粗圧延終了温度は１０３０℃、粗圧
延終了後の放冷時間を０〜６０秒とって水冷した。この
時のＬ断面組織を観察し、再結晶率を測定した。図６に
粗圧延後の放冷時間と粗圧延後の再結晶率の関係を示す
が、粗圧延終了から仕上圧延開始までの放冷時間を２０
秒以上にすることにより粗圧延後１００％の再結晶組織
が得られる。
【００２１】
実施例１ 表１に示す化学成分を有するフェライト系ステンレス鋼
を転炉で溶製し、２５０ｍｍ厚さの連続鋳造スラブとし
た。これを表２に示すように、スラブ加熱温度１２３６
〜１２８７℃で、粗圧延の１パス当たりの圧下率２５．
０〜３０．０％、合計圧下率９１．６％を加え、粗圧延
終了温度１０３３〜１０６９℃で２２〜３７秒放冷後仕
上熱延を行い、５．０ｍｍ厚さの熱延板とした。
を転炉で溶製し、２５０ｍｍ厚さの連続鋳造スラブとし
た。これを表２に示すように、スラブ加熱温度１２３６
〜１２８７℃で、粗圧延の１パス当たりの圧下率２５．
０〜３０．０％、合計圧下率９１．６％を加え、粗圧延
終了温度１０３３〜１０６９℃で２２〜３７秒放冷後仕
上熱延を行い、５．０ｍｍ厚さの熱延板とした。
【００２２】熱延板の低温切欠靱性を調べるため、０℃
でＶノッチシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃
値を算出した。この結果を表１に示すが、本発明例のフ
ェライト単相ステンレス鋼はいずれも２ｋｇｆ・ｍ／ｃ
ｍ2 以上で、通板中にコイルが破断することはなかっ
た。比較例のＮｏ．８はフェライト単相鋼であるが、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｏが特許請求の範囲を外れており、衝撃値
は著しく低い。
でＶノッチシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃
値を算出した。この結果を表１に示すが、本発明例のフ
ェライト単相ステンレス鋼はいずれも２ｋｇｆ・ｍ／ｃ
ｍ2 以上で、通板中にコイルが破断することはなかっ
た。比較例のＮｏ．８はフェライト単相鋼であるが、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｏが特許請求の範囲を外れており、衝撃値
は著しく低い。
【００２３】またＮｏ．９は、高温においてα＋γの２
相組織でγの残留が多く、衝撃値が２ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ
2 未満であった。Ｎｏ．８、Ｎｏ．９の熱延板は、通板
中のコイル破断の可能性が高いため、８０〜１００℃に
温める必要があった。 実施例２ 表１、Ｎｏ．６の成分の２５０ｍｍ厚さスラブを用い
て、表３、表４（表３のつづき）、表５、表６（表５の
つづき）に示す条件で熱間粗圧延を行い、続いて仕上圧
延にて５．０ｍｍ厚さの熱延板とした。熱延板は、０℃
でＶノッチシャルピー衝撃試験を行った。
相組織でγの残留が多く、衝撃値が２ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ
2 未満であった。Ｎｏ．８、Ｎｏ．９の熱延板は、通板
中のコイル破断の可能性が高いため、８０〜１００℃に
温める必要があった。 実施例２ 表１、Ｎｏ．６の成分の２５０ｍｍ厚さスラブを用い
て、表３、表４（表３のつづき）、表５、表６（表５の
つづき）に示す条件で熱間粗圧延を行い、続いて仕上圧
延にて５．０ｍｍ厚さの熱延板とした。熱延板は、０℃
でＶノッチシャルピー衝撃試験を行った。
【００２４】また、製品板のリジング性を調べるため、
熱延板の焼鈍を行うことなく酸洗、冷延、最終焼鈍、酸
洗で１．０ｍｍ厚さの製品板とした。これを更にＪＩＳ
５号引張試験片に加工後、１６％の引っ張りを加え、表
面に生じたリジングを測定した。リジングのランクを３
つに分け、○印は１０μｍ以下で合格、△印は１１〜１
５μｍで不合格、×印は１６μｍ以上で不合格とし、表
４、表６に示した。
熱延板の焼鈍を行うことなく酸洗、冷延、最終焼鈍、酸
洗で１．０ｍｍ厚さの製品板とした。これを更にＪＩＳ
５号引張試験片に加工後、１６％の引っ張りを加え、表
面に生じたリジングを測定した。リジングのランクを３
つに分け、○印は１０μｍ以下で合格、△印は１１〜１
５μｍで不合格、×印は１６μｍ以上で不合格とし、表
４、表６に示した。
【００２５】本発明例によって製造したものは、熱延板
の衝撃特性、製品板のリジング性共に優れているが、比
較例のものは、粗圧延後の再結晶が不十分か、又はスラ
ブの加熱温度が１３００℃を超えたために再結晶粒が粗
大化して、熱延板の靱性、製品板のリジング性が不良と
なった。
の衝撃特性、製品板のリジング性共に優れているが、比
較例のものは、粗圧延後の再結晶が不十分か、又はスラ
ブの加熱温度が１３００℃を超えたために再結晶粒が粗
大化して、熱延板の靱性、製品板のリジング性が不良と
なった。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】
【表６】
【００３２】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により得ら
れた熱延板は靱性に優れており、産業上の効果は極めて
大である。
れた熱延板は靱性に優れており、産業上の効果は極めて
大である。
【図１】フェライト単相ステンレス鋼のスラブ加熱温度
と熱延板のスケール疵の深さの関係を示す図である。
と熱延板のスケール疵の深さの関係を示す図である。
【図２】フェライト単相ステンレス鋼のスラブ加熱温度
と熱延板の０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃値の関
係を示す図である。
と熱延板の０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃値の関
係を示す図である。
【図３】フェライト単相ステンレス鋼の粗圧延の合計圧
下率と粗圧延後の再結晶率の関係を示す図である。
下率と粗圧延後の再結晶率の関係を示す図である。
【図４】フェライト単相ステンレス鋼の粗圧延の１パス
当たりの圧下率と粗圧延後の再結晶率の関係を示す図で
ある。
当たりの圧下率と粗圧延後の再結晶率の関係を示す図で
ある。
【図５】フェライト単相ステンレス鋼の粗圧延終了温度
と粗圧延後の再結晶率の関係を示す図である。
と粗圧延後の再結晶率の関係を示す図である。
【図６】フェライト単相ステンレス鋼の粗圧延後の放冷
時間と粗圧延後の再結晶率の関係を示す図である。
時間と粗圧延後の再結晶率の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 田中 信一 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２５．
０％及びＮ：０．０３％以下を含有し、更にＭｏ：０．
１〜３．０％、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｔｉ：０．１
〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＮｂ：
０．１〜１．０％から選ばれた１種又は２種以上を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式
を満足するフェライト単相ステンレス鋼のスラブを１２
３０℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、１パス当り
の圧下率を２０％以上、合計圧下率を９０％以上、圧延
終了温度を１０３０℃以上とする粗圧延を行い、続いて
２０秒以上放冷することによって再結晶を終了させ、続
いて仕上圧延を行うことを特徴とする靱性に優れたフェ
ライト単相ステンレス熱延鋼板の製造方法。 【数１】
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18471693A JPH0741854A (ja) | 1993-07-27 | 1993-07-27 | 靱性に優れたフェライト単相ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18471693A JPH0741854A (ja) | 1993-07-27 | 1993-07-27 | 靱性に優れたフェライト単相ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0741854A true JPH0741854A (ja) | 1995-02-10 |
Family
ID=16158119
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18471693A Withdrawn JPH0741854A (ja) | 1993-07-27 | 1993-07-27 | 靱性に優れたフェライト単相ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0741854A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0936280A2 (en) * | 1998-02-17 | 1999-08-18 | Acciai Speciali Terni S.p.A. | Improved ferritic stainless steel and articles produced therewith |
| KR100467719B1 (ko) * | 2000-12-08 | 2005-01-24 | 주식회사 포스코 | 리징 저항성 및 스피닝 가공성이 우수한 페라이트계스테인리스강 및 그 제조 방법 |
| KR100958025B1 (ko) * | 2002-11-07 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 리징성이 개선된 페라이트계 스테인레스강의 제조방법 |
| KR100986844B1 (ko) * | 2002-12-16 | 2010-10-08 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법 |
| CN107429366A (zh) * | 2015-09-22 | 2017-12-01 | Posco公司 | 铁素体系不锈钢及其制造方法 |
| US9885099B2 (en) | 2012-03-09 | 2018-02-06 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet |
| WO2018110866A1 (ko) * | 2016-12-13 | 2018-06-21 | 주식회사 포스코 | 충격 인성이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법 |
| US10385429B2 (en) | 2013-03-27 | 2019-08-20 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip |
-
1993
- 1993-07-27 JP JP18471693A patent/JPH0741854A/ja not_active Withdrawn
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0936280A2 (en) * | 1998-02-17 | 1999-08-18 | Acciai Speciali Terni S.p.A. | Improved ferritic stainless steel and articles produced therewith |
| EP0936280A3 (en) * | 1998-02-17 | 1999-09-15 | Acciai Speciali Terni S.p.A. | Improved ferritic stainless steel and articles produced therewith |
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| WO2018110866A1 (ko) * | 2016-12-13 | 2018-06-21 | 주식회사 포스코 | 충격 인성이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법 |
| KR20180068087A (ko) * | 2016-12-13 | 2018-06-21 | 주식회사 포스코 | 충격 인성이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법 |
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