JP2682335B2 - フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法Info
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- JP2682335B2 JP2682335B2 JP4140637A JP14063792A JP2682335B2 JP 2682335 B2 JP2682335 B2 JP 2682335B2 JP 4140637 A JP4140637 A JP 4140637A JP 14063792 A JP14063792 A JP 14063792A JP 2682335 B2 JP2682335 B2 JP 2682335B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐熱性に優れたフェラ
イト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法に関するもので
ある。
イト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】近年、耐熱材料としてFe−Cr−Al系合金
が注目されており、ストーブ部品、自動車用排ガス部品
等に使用されているが、特に自動車用排ガス浄化装置に
用いられる触媒担体材料として、従来のセラミックスに
代わって、耐衝撃性のすぐれたステンレス鋼箔が用いら
れるようになってきており、使用環境の過酷化にともな
ってより一層の耐熱性が要求されるようになってきてい
る。
が注目されており、ストーブ部品、自動車用排ガス部品
等に使用されているが、特に自動車用排ガス浄化装置に
用いられる触媒担体材料として、従来のセラミックスに
代わって、耐衝撃性のすぐれたステンレス鋼箔が用いら
れるようになってきており、使用環境の過酷化にともな
ってより一層の耐熱性が要求されるようになってきてい
る。
【０００３】ところで、Fe−Cr−Al系合金にＹを添加す
ると、耐熱性が大幅に向上することは知られているが、
一方、Ｙを添加した熱延鋼帯は靱性が著しく劣化し、コ
イル展開あるいはさらに冷間圧延を行う場合、割れや破
断が生じ、トラブルの原因となることも知られている。
ると、耐熱性が大幅に向上することは知られているが、
一方、Ｙを添加した熱延鋼帯は靱性が著しく劣化し、コ
イル展開あるいはさらに冷間圧延を行う場合、割れや破
断が生じ、トラブルの原因となることも知られている。
【０００４】このような脆化現象を防止するための従来
技術としては、例えば特開昭60−228616号公報のように
Ｃ、Ｎを低減し、熱間圧延後に10℃/sec以上の冷却速度
で急冷して450 ℃以下の低温で巻取る方法がある。しか
し、Ｙを添加したFe−Cr−Al系合金では、この方法によ
っても今日求められている程度には十分に靱性が改善さ
れず、そのため現状では 100〜400 ℃に加熱後、温間加
工を経て使用に供している。作業能率の低下、歩留低減
による製造コストの上昇はさけられない。
技術としては、例えば特開昭60−228616号公報のように
Ｃ、Ｎを低減し、熱間圧延後に10℃/sec以上の冷却速度
で急冷して450 ℃以下の低温で巻取る方法がある。しか
し、Ｙを添加したFe−Cr−Al系合金では、この方法によ
っても今日求められている程度には十分に靱性が改善さ
れず、そのため現状では 100〜400 ℃に加熱後、温間加
工を経て使用に供している。作業能率の低下、歩留低減
による製造コストの上昇はさけられない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｙを添加し
てFe−Cr−Al系合金熱延鋼帯の耐熱性を改善する方法に
おいて、得られる熱延鋼帯の靱性を一層改善すること
で、冷間加工を可能とし、製造歩留を向上させ、作業性
を改善し、さらに製品の加工性を向上させることを目的
としたものである。
てFe−Cr−Al系合金熱延鋼帯の耐熱性を改善する方法に
おいて、得られる熱延鋼帯の靱性を一層改善すること
で、冷間加工を可能とし、製造歩留を向上させ、作業性
を改善し、さらに製品の加工性を向上させることを目的
としたものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的のた
めに製造工程およびその条件を検討した結果、完成した
ものであり、その要旨は下記のとおりである。
めに製造工程およびその条件を検討した結果、完成した
ものであり、その要旨は下記のとおりである。
【０００７】重量％にて、 Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：
１．０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、 ただし、Ｃ（％）＋Ｎ（％）：０．０３０％以下、 Ｃｒ：９．０〜３５．０％、Ａｌ：３．０〜８．０％、
Ｙ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．
１０％ さらに、必要により上記Ｍｎを除く成分にＭｏ：０．５
〜５％、Ｓｉ：１．０％超５％以下、 およびＭｎ：１．０％超２％以下のうちの１種以上、 残部：Ｆｅおよび不純物 から成る成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼の
熱延鋼帯を製造するに際し、前記成分組成の鋼を熱間圧
延した後、直ちに２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷
し、４００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする耐
熱性の優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造
方法である。
１．０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、 ただし、Ｃ（％）＋Ｎ（％）：０．０３０％以下、 Ｃｒ：９．０〜３５．０％、Ａｌ：３．０〜８．０％、
Ｙ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．
１０％ さらに、必要により上記Ｍｎを除く成分にＭｏ：０．５
〜５％、Ｓｉ：１．０％超５％以下、 およびＭｎ：１．０％超２％以下のうちの１種以上、 残部：Ｆｅおよび不純物 から成る成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼の
熱延鋼帯を製造するに際し、前記成分組成の鋼を熱間圧
延した後、直ちに２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷
し、４００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする耐
熱性の優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造
方法である。
【０００８】
【作用】本発明の方法において、鋼の組成成分量、およ
び熱間圧延後の冷却・巻取り条件を前記の如くに限定し
た理由を以下に説明する。なお、本明細書において特に
ことわりがない限り、「％」は「重量％」である。
び熱間圧延後の冷却・巻取り条件を前記の如くに限定し
た理由を以下に説明する。なお、本明細書において特に
ことわりがない限り、「％」は「重量％」である。
【０００９】Ｃ、Ｎ:Ｃ、Ｎはそれぞれが0.020 ％を超
えて存在する場合、もしくは( Ｃ＋Ｎ) が0.030 ％を超
える場合は、熱延鋼帯の靱性を著しく低下させる。従っ
て、Ｃ、Ｎはそれぞれ0.020 ％以下でかつＣ＋Ｎの総量
を0.030 ％以下とした。好ましくはＣ:0.010％以下、
Ｎ:0.010％以下である。
えて存在する場合、もしくは( Ｃ＋Ｎ) が0.030 ％を超
える場合は、熱延鋼帯の靱性を著しく低下させる。従っ
て、Ｃ、Ｎはそれぞれ0.020 ％以下でかつＣ＋Ｎの総量
を0.030 ％以下とした。好ましくはＣ:0.010％以下、
Ｎ:0.010％以下である。
【００１０】Cr:Cr はステンレス鋼の耐酸化性および耐
食性を確保する最も基本的な元素である。本発明におい
ては、9.0 ％未満ではこれらの特性が十分に確保され
ず、35.0％を超えると熱延鋼帯の靱性および冷間での加
工性 (延性) が著しく低下する。従って、本発明におい
て、Crの成分範囲は9.0 〜35.0％とした。好ましくは、
18〜25％である。
食性を確保する最も基本的な元素である。本発明におい
ては、9.0 ％未満ではこれらの特性が十分に確保され
ず、35.0％を超えると熱延鋼帯の靱性および冷間での加
工性 (延性) が著しく低下する。従って、本発明におい
て、Crの成分範囲は9.0 〜35.0％とした。好ましくは、
18〜25％である。
【００１１】Al:Alはフェライト系ステンレス鋼の耐酸
化性を向上させる元素である。本発明においては、3.0
％未満では耐酸化性は十分でなく、また8.0 ％を超えて
含有すると、熱延鋼帯での靱性および冷間での加工性を
著しく低下させる。従って、Alの成分範囲は3.0 〜8.0
％とした。好ましくは、 3.0〜6.0 ％である。
化性を向上させる元素である。本発明においては、3.0
％未満では耐酸化性は十分でなく、また8.0 ％を超えて
含有すると、熱延鋼帯での靱性および冷間での加工性を
著しく低下させる。従って、Alの成分範囲は3.0 〜8.0
％とした。好ましくは、 3.0〜6.0 ％である。
【００１２】Ｙ:Ｙは耐酸化性を顕著に向上させるため
に添加し、この効果は0.010 ％未満では十分ではない。
しかし、0.10％を超えて添加すると熱間加工性が著しく
低下する。従って、Ｙの成分範囲は0.010 〜0.10％とし
た。
に添加し、この効果は0.010 ％未満では十分ではない。
しかし、0.10％を超えて添加すると熱間加工性が著しく
低下する。従って、Ｙの成分範囲は0.010 〜0.10％とし
た。
【００１３】Ti:Tiは窒化物あるいは炭化物を形成して
固溶Ｃ、Ｎを減少させ、熱延鋼帯の靱性を向上させる。
この効果は、0.010 ％未満では十分でなく、一方、0.10
％を超えると冷間での加工性を劣化させる。従って、Ti
の成分範囲は0.010 〜0.10％とした。
固溶Ｃ、Ｎを減少させ、熱延鋼帯の靱性を向上させる。
この効果は、0.010 ％未満では十分でなく、一方、0.10
％を超えると冷間での加工性を劣化させる。従って、Ti
の成分範囲は0.010 〜0.10％とした。
【００１４】Ｙ＋Ti添加の相乗的効果 Fe−Cr−Al系合金にＹを単独で添加した場合、耐酸化性
は著しく改善されるが、それにともない、熱延鋼帯の靱
性は著しく低下する。一方、Ti添加によって靱性は著し
く改善される。しかしながら、ＹとTiとの同時添加を行
うと、耐熱性の改善が図られるばかりでなく、靱性につ
いても温水浸漬加熱による温間圧延が可能な程度に改善
されるのである。
は著しく改善されるが、それにともない、熱延鋼帯の靱
性は著しく低下する。一方、Ti添加によって靱性は著し
く改善される。しかしながら、ＹとTiとの同時添加を行
うと、耐熱性の改善が図られるばかりでなく、靱性につ
いても温水浸漬加熱による温間圧延が可能な程度に改善
されるのである。
【００１５】Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ： これらの成分は、任意添加成分であって、Ｍｏはフェラ
イト系ステンレス鋼の耐食性を、Ｓｉ、Ｍｎは耐高温酸
化性をさらに一層改善する作用を有し、Ｍｏ：０．５〜
５％、Ｓｉ：１．０％超５％以下、Ｍｎ：１．０％超２
％以下の少なくとも一種必要により添加される。Ｓｉ、
Ｍｎの下限は特に規定されないが、好ましくは、それぞ
れ０．０１％、０．０１％以上配合されるときにその効
果が見られる。積極的に添加する場合にはそれぞれ１．
０％超添加するのが好ましい。
イト系ステンレス鋼の耐食性を、Ｓｉ、Ｍｎは耐高温酸
化性をさらに一層改善する作用を有し、Ｍｏ：０．５〜
５％、Ｓｉ：１．０％超５％以下、Ｍｎ：１．０％超２
％以下の少なくとも一種必要により添加される。Ｓｉ、
Ｍｎの下限は特に規定されないが、好ましくは、それぞ
れ０．０１％、０．０１％以上配合されるときにその効
果が見られる。積極的に添加する場合にはそれぞれ１．
０％超添加するのが好ましい。
【００１６】本発明においては上述の成分組成の鋼は熱
間圧延を経て熱延鋼帯とする。このとき熱間圧延条件は
特に制限されないが、通常は、例えば加熱温度1100〜12
50℃、終了温度 800〜1000℃で行えば十分である。
間圧延を経て熱延鋼帯とする。このとき熱間圧延条件は
特に制限されないが、通常は、例えば加熱温度1100〜12
50℃、終了温度 800〜1000℃で行えば十分である。
【００１７】冷却速度:熱間圧延終了時の冷却速度が20
℃/secよりも遅くなると、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度
が高くなり、熱延コイル展開や冷間・温間圧延時に脆化
トラブルを発生することが予想される。従って、熱間圧
延後の冷却速度を水スプレー法等によって20℃/sec以上
とする必要がある。
℃/secよりも遅くなると、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度
が高くなり、熱延コイル展開や冷間・温間圧延時に脆化
トラブルを発生することが予想される。従って、熱間圧
延後の冷却速度を水スプレー法等によって20℃/sec以上
とする必要がある。
【００１８】巻取り温度 巻取り温度が400 ℃よりも高いと、熱間圧延終了時の冷
却速度が20℃/sec以上であっても、巻取り後の徐冷中で
の熱サイクルによって熱延鋼帯の脆化を生じるので、巻
取り温度を400 ℃以下と定めた。なお、巻取り温度の下
限は格別に制限されるものではないが、250 ℃よりも低
い温度になると鋼帯の変形強度が著しく高くなり、実用
上巻取りに困難を伴うことから、250 ℃以上で巻取るこ
とが好ましい。
却速度が20℃/sec以上であっても、巻取り後の徐冷中で
の熱サイクルによって熱延鋼帯の脆化を生じるので、巻
取り温度を400 ℃以下と定めた。なお、巻取り温度の下
限は格別に制限されるものではないが、250 ℃よりも低
い温度になると鋼帯の変形強度が著しく高くなり、実用
上巻取りに困難を伴うことから、250 ℃以上で巻取るこ
とが好ましい。
【００１９】熱延鋼帯焼鈍の影響:本発明によって得ら
れた熱延鋼板はそのまゝ温間加工によって所定寸法にま
で加工できるが、所望により焼鈍工程を経て冷間圧延を
行って所定寸法としてもよい。冷間加工を行うに当たっ
ては焼鈍処理を行う必要がある。熱延板焼鈍温度と、衝
撃破面遷移温度との関係があり、熱延帯焼鈍を行う場
合、900 ℃以上で行うことが望ましい。しかしながら、
1050℃超での焼鈍を行った場合、結晶粒の粗粒化が起こ
り、むしろ靱性が低下する可能性があるので、軟質化等
の目的で焼鈍を行う場合は900 〜1050℃が好ましい。
れた熱延鋼板はそのまゝ温間加工によって所定寸法にま
で加工できるが、所望により焼鈍工程を経て冷間圧延を
行って所定寸法としてもよい。冷間加工を行うに当たっ
ては焼鈍処理を行う必要がある。熱延板焼鈍温度と、衝
撃破面遷移温度との関係があり、熱延帯焼鈍を行う場
合、900 ℃以上で行うことが望ましい。しかしながら、
1050℃超での焼鈍を行った場合、結晶粒の粗粒化が起こ
り、むしろ靱性が低下する可能性があるので、軟質化等
の目的で焼鈍を行う場合は900 〜1050℃が好ましい。
【００２０】
【実施例】まず、真空溶解法によって表１に示される如
き成分組成の鋼を溶製した。次いで、これらの各鋼を表
２に示される条件で熱間圧延し、巻取りを行って厚さ4.
5 mmの熱延鋼帯とした。このようにして製造された熱延
鋼帯について特性評価を行った。
き成分組成の鋼を溶製した。次いで、これらの各鋼を表
２に示される条件で熱間圧延し、巻取りを行って厚さ4.
5 mmの熱延鋼帯とした。このようにして製造された熱延
鋼帯について特性評価を行った。
【００２１】なお、靱性評価は、JIS 規格に準拠してサ
ブサイズ (板厚:2.5mm) のＶノッチシャルピー試験片を
圧延方向と直角方向に沿って採取し、衝撃試験を行い、
遷移温度を求めた。遷移温度が100 ℃以下である場合、
温水浸漬による熱延鋼帯の温間圧延が可能である。
ブサイズ (板厚:2.5mm) のＶノッチシャルピー試験片を
圧延方向と直角方向に沿って採取し、衝撃試験を行い、
遷移温度を求めた。遷移温度が100 ℃以下である場合、
温水浸漬による熱延鋼帯の温間圧延が可能である。
【００２２】図１は、Fe−Cr−Al系合金の添加元素の違
いによる、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度の変化を調べた
グラフである。すなわち、鋼種Ａ、Ｋ、Ｌ、Ｍについ
て、加熱温度1200℃、終了温度830 ℃で熱間圧延後、冷
却速度20℃／sec で冷却してから350 ℃で巻取り、得ら
れた熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度の変化を調べた。
いによる、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度の変化を調べた
グラフである。すなわち、鋼種Ａ、Ｋ、Ｌ、Ｍについ
て、加熱温度1200℃、終了温度830 ℃で熱間圧延後、冷
却速度20℃／sec で冷却してから350 ℃で巻取り、得ら
れた熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度の変化を調べた。
【００２３】図１のグラフからは、Fe−Cr−Al系合金に
Ｙを単独添加すると（鋼種Ｍ）、無添加の場合（鋼種
Ｋ）と比較して衝撃破面遷移温度が大幅に上昇し、靱性
が著しく低下していることがわかる。しかしながら、Ｙ
＋Ti添加材（鋼種Ａ）は、Ti単独添加の場合( 鋼種Ｌ）
には及ばないが、衝撃破面遷移温度が75℃と、Ｙ単独添
加の場合と比較して大幅に靱性が改善され、温水浸漬加
熱による温間圧延が可能な範囲となっている。
Ｙを単独添加すると（鋼種Ｍ）、無添加の場合（鋼種
Ｋ）と比較して衝撃破面遷移温度が大幅に上昇し、靱性
が著しく低下していることがわかる。しかしながら、Ｙ
＋Ti添加材（鋼種Ａ）は、Ti単独添加の場合( 鋼種Ｌ）
には及ばないが、衝撃破面遷移温度が75℃と、Ｙ単独添
加の場合と比較して大幅に靱性が改善され、温水浸漬加
熱による温間圧延が可能な範囲となっている。
【００２４】図２は、同様の実験を耐熱性についても行
った場合の結果を示すグラフであって、この場合にもＹ
＋Tiの複合添加の作用効果が顕著であることが分かる。
図３は、Ｙ＋Ti添加材を用いて、巻取り温度と衝撃破面
遷移温度との関係をまとめたグラフである。すなわち、
鋼種Ａについて加熱温度1200℃、終了温度830 ℃で熱間
圧延後、冷却速度20℃／sec で冷却してから巻取り、得
られた熱延鋼帯の巻取り温度と衝撃破面遷移温度との関
係を調べた。
った場合の結果を示すグラフであって、この場合にもＹ
＋Tiの複合添加の作用効果が顕著であることが分かる。
図３は、Ｙ＋Ti添加材を用いて、巻取り温度と衝撃破面
遷移温度との関係をまとめたグラフである。すなわち、
鋼種Ａについて加熱温度1200℃、終了温度830 ℃で熱間
圧延後、冷却速度20℃／sec で冷却してから巻取り、得
られた熱延鋼帯の巻取り温度と衝撃破面遷移温度との関
係を調べた。
【００２５】図２のグラフからは、800 〜500 ℃で巻取
りを行った場合には衝撃破面遷移温度が100 ℃を超えて
しまうのに対して、巻取り温度を400 ℃以下とすれば衝
撃破面遷移温度を75℃以下にでき、温水浸漬による温間
圧延で製造が可能となることがわかる。次に、表１に示
す組成を有する各供試鋼について表２示す条件で熱間圧
延を行い、得られた鋼帯の遷移温度を前述と同様にして
調べた。結果は同じく表２に示す。
りを行った場合には衝撃破面遷移温度が100 ℃を超えて
しまうのに対して、巻取り温度を400 ℃以下とすれば衝
撃破面遷移温度を75℃以下にでき、温水浸漬による温間
圧延で製造が可能となることがわかる。次に、表１に示
す組成を有する各供試鋼について表２示す条件で熱間圧
延を行い、得られた鋼帯の遷移温度を前述と同様にして
調べた。結果は同じく表２に示す。
【００２６】本発明の範囲内の条件で加工することによ
り、遷移温度100 ℃以下が実現されるのが分かる。次
に、表３は、表１の鋼種ＡのＹ＋Ti添加材を用いて、熱
延板焼鈍温度と、衝撃破面遷移温度との関係を調べたも
のである。
り、遷移温度100 ℃以下が実現されるのが分かる。次
に、表３は、表１の鋼種ＡのＹ＋Ti添加材を用いて、熱
延板焼鈍温度と、衝撃破面遷移温度との関係を調べたも
のである。
【００２７】表３の結果からは、700 ℃、800 ℃で焼鈍
を行った場合は、遷移温度が100 ℃を超えてしまうのに
対し、900 ℃焼鈍および焼鈍なしの場合は、遷移温度が
75℃となる。したがって、熱延帯焼鈍を行う場合、900
℃以上で行う必要がある。しかしながら、1050℃超での
焼鈍を行った場合、結晶粒の粗粒化が起こり、靱性が低
下する可能性があるので、軟質化等の目的で焼鈍を行う
場合は900 〜1050℃が好ましい。これらの結果からも分
かるように、本発明方法により製造した熱延鋼帯は、靱
性が大幅に改善されており、温水浸漬による温間圧延が
可能となった。
を行った場合は、遷移温度が100 ℃を超えてしまうのに
対し、900 ℃焼鈍および焼鈍なしの場合は、遷移温度が
75℃となる。したがって、熱延帯焼鈍を行う場合、900
℃以上で行う必要がある。しかしながら、1050℃超での
焼鈍を行った場合、結晶粒の粗粒化が起こり、靱性が低
下する可能性があるので、軟質化等の目的で焼鈍を行う
場合は900 〜1050℃が好ましい。これらの結果からも分
かるように、本発明方法により製造した熱延鋼帯は、靱
性が大幅に改善されており、温水浸漬による温間圧延が
可能となった。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】
【発明の効果】上述のように、本発明によれば、耐酸化
性に優れたFe−Cr−Al系合金熱延鋼帯を温水浸漬によっ
て温間圧延することが可能となり、圧延時の割れや板破
断を防止でき、作業性が改善される。
性に優れたFe−Cr−Al系合金熱延鋼帯を温水浸漬によっ
て温間圧延することが可能となり、圧延時の割れや板破
断を防止でき、作業性が改善される。
【図面の簡単な説明】
【図１】Fe−Cr−Al系合金熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度
に及ぼす添加元素の影響を示すグラフである。
に及ぼす添加元素の影響を示すグラフである。
【図２】同じくFe−Cr−Al系合金熱延鋼帯の耐熱性に及
ぼす添加元素の影響を示すグラフである。
ぼす添加元素の影響を示すグラフである。
【図３】同じくFe−Cr−Al系合金熱延鋼帯の衝撃破面遷
移温度に及ぼす巻取り温度の影響を示すグラフである。
移温度に及ぼす巻取り温度の影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−33064（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−218623（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−331552（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−147944（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：
１．０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、 ただしＣ（％）＋Ｎ（％）：０．０３０％以下、 Ｃｒ：９．０〜３５．０％、Ａｌ：３．０〜８．０％、
Ｙ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．
１０％、 残部：Ｆｅおよび不可避不純物 から成る成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼の
熱延鋼帯を製造するに際し、前記成分組成の鋼を熱間圧
延した後、直ちに２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷
し、４００℃以下の温度で巻取ることを特徴とする耐熱
性の優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方
法。 - 【請求項２】 前記成分組成が、重量％にて、 Ｃ:0.020％以下、Ｎ:0.020％以下、 ただしC(%)＋N(%):0.030％以下、 Cr:9.0〜35.0％、Al:3.0〜8.0 ％、Ｙ:0.010〜0.10％、
Ti:0.010〜0.10％、 さらに、 Si:1.0％超５％以下およびMn:1.0％超２％以下のうちの
１種以上、 残部: Feおよび不可避不純物を含む組成である請求項１
記載の耐熱性の優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼
帯の製造方法。 - 【請求項３】 前記成分組成が、重量％にて、Mo:0.5〜
５％をさらに含む請求項１または２記載の耐熱性の優れ
たフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法。 - 【請求項４】 得られた熱延鋼帯にさらに900 〜1050℃
での焼鈍処理を行う、請求項１〜３のいずれかに記載の
方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4140637A JP2682335B2 (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 |
| DE69317070T DE69317070T2 (de) | 1992-06-01 | 1993-06-01 | Feinbleche und Folie aus ferritisches rostfreies Stahl und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| US08/069,731 US5340415A (en) | 1992-06-01 | 1993-06-01 | Ferritic stainless steel plates and foils and method for their production |
| EP93401384A EP0573343B1 (en) | 1992-06-01 | 1993-06-01 | Ferritic stainless steel sheets and foils and method for their production |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4140637A JP2682335B2 (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05331543A JPH05331543A (ja) | 1993-12-14 |
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