JP2705459B2 - フェライト系ステンレス鋼板の製造法 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼板の製造法Info
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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板の製造方法に関するものである。
特に、自動車排気系部品であるコンバータの触媒担体材
料として、優れた性能を持つフェライト系ステンレス鋼
板の製造方法である。
イト系ステンレス鋼板の製造方法に関するものである。
特に、自動車排気系部品であるコンバータの触媒担体材
料として、優れた性能を持つフェライト系ステンレス鋼
板の製造方法である。
【０００２】
【従来の技術】近年、耐熱材料としてAl含有フェライト
系ステンレス鋼が注目されており、ストーブ部品、自動
車用排ガス部品等に使用されている。しかしながら、使
用環境の過酷化にともない、より一層改善された耐熱性
が要求されるようになってきている。
系ステンレス鋼が注目されており、ストーブ部品、自動
車用排ガス部品等に使用されている。しかしながら、使
用環境の過酷化にともない、より一層改善された耐熱性
が要求されるようになってきている。
【０００３】ところで、かかるAl含有フェライト系ステ
ンレス鋼にＹを添加すると、耐熱性が大幅に向上するこ
とが知られているが、Ｙを添加すると熱延鋼帯の靱性が
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。そのため、現状ではコイル加熱による
温間処理によって製造しているが、製造コストの上昇は
避けられない。すなわち、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、次のようなものが
ある。
ンレス鋼にＹを添加すると、耐熱性が大幅に向上するこ
とが知られているが、Ｙを添加すると熱延鋼帯の靱性が
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。そのため、現状ではコイル加熱による
温間処理によって製造しているが、製造コストの上昇は
避けられない。すなわち、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、次のようなものが
ある。
【０００４】(1) Ｃ、Ｎを低減し、熱間圧延後に10℃/s
ec以上の冷却速度で急冷して450 ℃以下の温度で巻取
る。 (特開昭60−228616号公報参照) (2) 仕上げ板厚を2.5 mm以下として熱間圧延した後、急
冷する。 (特開平１−108316号公報参照) (3) 熱延鋼帯を900 ℃以上の温度で巻取り、900 ℃以上
の温度で５〜10分間保持した後、10℃/sec以上の冷却速
度で450 ℃以下の温度まで冷却する。 (特開平１−1397
18号公報参照) しかしながら、これらの公報に示される従来法では、い
ずれも衝撃破面遷移温度が50℃以上となり、そのまま冷
間圧延を行うことができず、温間処理が必要となる。
ec以上の冷却速度で急冷して450 ℃以下の温度で巻取
る。 (特開昭60−228616号公報参照) (2) 仕上げ板厚を2.5 mm以下として熱間圧延した後、急
冷する。 (特開平１−108316号公報参照) (3) 熱延鋼帯を900 ℃以上の温度で巻取り、900 ℃以上
の温度で５〜10分間保持した後、10℃/sec以上の冷却速
度で450 ℃以下の温度まで冷却する。 (特開平１−1397
18号公報参照) しかしながら、これらの公報に示される従来法では、い
ずれも衝撃破面遷移温度が50℃以上となり、そのまま冷
間圧延を行うことができず、温間処理が必要となる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Al含有フェ
ライト系ステンレス鋼熱延帯の靱性を改善し、冷間圧延
を可能とすることで作業工程の簡素化およびコストダウ
ンを図ることのできる方法を提供することを目的とす
る。より具体的には、本発明は、Ｙ添加により耐熱性を
改善したAl含有フェライト系ステンレス鋼熱延帯の靱性
をそのまま冷間圧延可能な程度にまで改善し、安価な製
造プロセスを確立することを目的とする。
ライト系ステンレス鋼熱延帯の靱性を改善し、冷間圧延
を可能とすることで作業工程の簡素化およびコストダウ
ンを図ることのできる方法を提供することを目的とす
る。より具体的には、本発明は、Ｙ添加により耐熱性を
改善したAl含有フェライト系ステンレス鋼熱延帯の靱性
をそのまま冷間圧延可能な程度にまで改善し、安価な製
造プロセスを確立することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記目的実
現のために、熱延鋼帯の常温処理可能な範囲である衝撃
破面遷移温度が vTs≦30℃となる製造プロセスを検討し
た結果、以下に示すような知見を得るに至った。
現のために、熱延鋼帯の常温処理可能な範囲である衝撃
破面遷移温度が vTs≦30℃となる製造プロセスを検討し
た結果、以下に示すような知見を得るに至った。
【０００７】Al含有量と遷移温度(vTs) との関係を調
べたところ、固溶Alの増加に伴って遷移温度が高くな
り、靱性が劣っていることが分かった。つまり、Al含有
フェライト系ステンレス鋼熱延帯の靱性を左右するのは
固溶Alであって、靱性を改善するには固溶Al量を少なく
させることである。ちなみに、上記特開平１−139718号
公報においては、巻取り温度を900 ℃以上とし、その温
度に5 〜10分間保持することでAlの固溶を促進している
と解釈される。
べたところ、固溶Alの増加に伴って遷移温度が高くな
り、靱性が劣っていることが分かった。つまり、Al含有
フェライト系ステンレス鋼熱延帯の靱性を左右するのは
固溶Alであって、靱性を改善するには固溶Al量を少なく
させることである。ちなみに、上記特開平１−139718号
公報においては、巻取り温度を900 ℃以上とし、その温
度に5 〜10分間保持することでAlの固溶を促進している
と解釈される。
【０００８】一方、耐熱性を改善するには固溶Al量を
増大させることが必要である。 そこで、靱性改善のためには従来の低温巻取りよりは
高い温度であるが、しかし上述の高温巻取り温度よりは
低い温度での巻取り・保持を行うことによりAlの析出を
図り、固溶Al量を少なくするのである。
増大させることが必要である。 そこで、靱性改善のためには従来の低温巻取りよりは
高い温度であるが、しかし上述の高温巻取り温度よりは
低い温度での巻取り・保持を行うことによりAlの析出を
図り、固溶Al量を少なくするのである。
【０００９】固溶Alを減少させることで靱性を改善し
たが、最終的に本系鋼は耐熱性の改善が求められてお
り、したがって、冷間圧延後には、目的製品の用途によ
っては、焼鈍処理によって固溶Alの量を増加させて耐熱
性の回復を図る必要がある。そこで、冷間圧延後に、焼
鈍処理を行うことで、固溶Al量を増加させ、耐熱性の改
善を図ることができる。
たが、最終的に本系鋼は耐熱性の改善が求められてお
り、したがって、冷間圧延後には、目的製品の用途によ
っては、焼鈍処理によって固溶Alの量を増加させて耐熱
性の回復を図る必要がある。そこで、冷間圧延後に、焼
鈍処理を行うことで、固溶Al量を増加させ、耐熱性の改
善を図ることができる。
【００１０】本発明はかかる知見に基づいてなされたも
のであって、その要旨は下記の通りである。すなわち、
本発明は、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％を含有し、さらに
必要により、Mo:0.5〜５％、Si:1.0％超5.0 ％以下、お
よびMn:1.0％超2.0 ％以下のうちの少なくとも１種以上
を含み、残部: Feおよび不純物から成る成分組成を有す
る高純度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、700 〜
800 ℃の温度で巻取り、５〜10分間保持後、10℃/sec以
上の冷却速度で急冷することを特徴とする耐熱性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼板の製造方法である。
のであって、その要旨は下記の通りである。すなわち、
本発明は、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％を含有し、さらに
必要により、Mo:0.5〜５％、Si:1.0％超5.0 ％以下、お
よびMn:1.0％超2.0 ％以下のうちの少なくとも１種以上
を含み、残部: Feおよび不純物から成る成分組成を有す
る高純度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、700 〜
800 ℃の温度で巻取り、５〜10分間保持後、10℃/sec以
上の冷却速度で急冷することを特徴とする耐熱性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼板の製造方法である。
【００１１】また、本発明は別の面からは、上記のよう
にして得たフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯に、冷間
圧延を行って冷延製品とした後、800 〜1000℃の温度域
で５〜60秒間焼鈍し、10℃/sec以上の冷却速度で急冷す
ることを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法である。
にして得たフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯に、冷間
圧延を行って冷延製品とした後、800 〜1000℃の温度域
で５〜60秒間焼鈍し、10℃/sec以上の冷却速度で急冷す
ることを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法である。
【００１２】
【作用】本発明の方法において、鋼の組成成分量、およ
び製造条件を前記のように限定した理由を以下に説明す
る。
び製造条件を前記のように限定した理由を以下に説明す
る。
【００１３】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で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の総量が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で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の総量が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。
【００１４】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％未満ではこれらの特性が十分に確保されず、
35％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、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％未満ではこれらの特性が十分に確保されず、
35％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、Crの成分範囲は9.0
〜35.0％とした。好ましくは、18〜25％である。
【００１５】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、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、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。
【００１６】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延鋼帯の靱性が著
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延鋼帯の靱性が著
しく低下する。従って、Ｙの成分範囲は0.010 〜0.10％
とした。
【００１７】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 ％未満では十分ではなく、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 ％未満では十分ではなく、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。
【００１８】Mo、SiおよびMn:これらの成分は、任意添
加成分であり、それぞれフェライト系ステンレス鋼の耐
食性や耐酸化性、または熱間加工性を向上させる元素で
ある。必要により１種以上を含有させるものであるが、
以下、個々の成分についてその範囲の限定理由を詳述す
る。
加成分であり、それぞれフェライト系ステンレス鋼の耐
食性や耐酸化性、または熱間加工性を向上させる元素で
ある。必要により１種以上を含有させるものであるが、
以下、個々の成分についてその範囲の限定理由を詳述す
る。
【００１９】 Mo Mo成分には、Crと同様に鋼の耐食性を顕著に改善する作
用を有しているが、その含有量が0.5 ％未満では十分な
効果が得られず、一方5.0 ％を超えて含有させると加工
性を劣化させることから、Moの成分範囲を0.5 〜5.0 ％
とした。
用を有しているが、その含有量が0.5 ％未満では十分な
効果が得られず、一方5.0 ％を超えて含有させると加工
性を劣化させることから、Moの成分範囲を0.5 〜5.0 ％
とした。
【００２０】 Si Si成分には、鋼の耐高温酸化性を顕著に改善する作用が
あるが、5.0 ％を超えて含有させると加工性を劣化させ
ることから、Siの成分範囲を5.0 ％以下とした。下限は
特に限定しないが、0.01％程度配合すればその効果が見
られる。特に積極的添加の場合にはSi:1.0％超とする。
あるが、5.0 ％を超えて含有させると加工性を劣化させ
ることから、Siの成分範囲を5.0 ％以下とした。下限は
特に限定しないが、0.01％程度配合すればその効果が見
られる。特に積極的添加の場合にはSi:1.0％超とする。
【００２１】 Mn Mn成分には、鋼の熱間加工性を向上させる作用がある
が、2.0 ％を超えて含有させると加工性を劣化させるこ
とから、Mnの成分範囲を2.0 ％以下とした。下限は特に
限定しないが、0.01％程度配合すればその効果が見られ
る。特に積極的添加の場合にはMn:1.0％超とする。
が、2.0 ％を超えて含有させると加工性を劣化させるこ
とから、Mnの成分範囲を2.0 ％以下とした。下限は特に
限定しないが、0.01％程度配合すればその効果が見られ
る。特に積極的添加の場合にはMn:1.0％超とする。
【００２２】本発明にあっては、上述の成分組成の鋼に
対して熱間圧延を行ってから高温巻取りおよびそれに続
く急冷を行う。ここで、本発明における製造条件の限定
理由についてさらに説明する。
対して熱間圧延を行ってから高温巻取りおよびそれに続
く急冷を行う。ここで、本発明における製造条件の限定
理由についてさらに説明する。
【００２３】巻取り温度:本発明においては、熱間圧延
後の巻取り温度を700 〜800 ℃と従来の高温巻取温度と
低温巻取り温度との中間温度範囲に規定する。700 ℃以
上の高温巻取りを行うことで、vTs ≦30℃となって良好
な靱性値を示す。800 ℃を超えると靱性劣化は免れな
い。
後の巻取り温度を700 〜800 ℃と従来の高温巻取温度と
低温巻取り温度との中間温度範囲に規定する。700 ℃以
上の高温巻取りを行うことで、vTs ≦30℃となって良好
な靱性値を示す。800 ℃を超えると靱性劣化は免れな
い。
【００２４】700〜800 ℃で巻取り、５分以上保持する
ことによって、AlN が析出し、固溶Al量を減少させて靱
性が改善されるが、一方、保持時間が10分を超えると炭
窒化物の粒界析出が生じ、靱性が低下する。この保持方
法は巻取り後５〜10分放置するのみでもよく、必要によ
り保温用のカバーをかぶせたり、炉内に挿入して保持し
てもよい。
ことによって、AlN が析出し、固溶Al量を減少させて靱
性が改善されるが、一方、保持時間が10分を超えると炭
窒化物の粒界析出が生じ、靱性が低下する。この保持方
法は巻取り後５〜10分放置するのみでもよく、必要によ
り保温用のカバーをかぶせたり、炉内に挿入して保持し
てもよい。
【００２５】冷却速度:巻取り・保持後の冷却速度が10
℃/secよりも遅くなると、炭窒化物の粒界析出により遷
移温度が高くなり、後続の加工段階で脆化トラブルが生
じることが予想される。従って、水浸などにより冷却速
度を10℃/sec以上とする必要がある。
℃/secよりも遅くなると、炭窒化物の粒界析出により遷
移温度が高くなり、後続の加工段階で脆化トラブルが生
じることが予想される。従って、水浸などにより冷却速
度を10℃/sec以上とする必要がある。
【００２６】なお、冷却終了温度は特に制限はないが、
冷却終了温度が高いと、475 ℃脆化によって靱性が低下
するため、30℃以下の遷移温度を得るには、400 ℃以下
まで冷却するのが好ましい。
冷却終了温度が高いと、475 ℃脆化によって靱性が低下
するため、30℃以下の遷移温度を得るには、400 ℃以下
まで冷却するのが好ましい。
【００２７】冷延板仕上げ焼鈍:上述のようにして得ら
れた熱延鋼帯は、次いで、冷間圧延を行って冷延製品と
した後、800 〜1000℃の温度範囲で5 〜60秒焼鈍を行い
急冷することにより、高温巻取り時に析出させたAlN を
固溶させる。固溶Al量が増加することにより、冷延製品
の耐高温酸化性が向上する。
れた熱延鋼帯は、次いで、冷間圧延を行って冷延製品と
した後、800 〜1000℃の温度範囲で5 〜60秒焼鈍を行い
急冷することにより、高温巻取り時に析出させたAlN を
固溶させる。固溶Al量が増加することにより、冷延製品
の耐高温酸化性が向上する。
【００２８】仕上げ焼鈍温度が800 ℃より低いと、固溶
Alが少ないために耐酸化性が十分ではなく、一方、1000
℃よりも高いと粗粒化が起こる。仕上げ焼鈍温度を800
〜1000℃とすることにより、耐酸化性が良好となり、か
つ粗粒化を防止できる。しかし、焼鈍時間が５秒未満と
短いとそのような効果は十分でなく、一方60秒を超える
と粗粒化をもたらす恐れがある。
Alが少ないために耐酸化性が十分ではなく、一方、1000
℃よりも高いと粗粒化が起こる。仕上げ焼鈍温度を800
〜1000℃とすることにより、耐酸化性が良好となり、か
つ粗粒化を防止できる。しかし、焼鈍時間が５秒未満と
短いとそのような効果は十分でなく、一方60秒を超える
と粗粒化をもたらす恐れがある。
【００２９】焼鈍後の冷却速度:焼鈍後には急冷する必
要があるが、10℃/secより遅い速度での冷却では、粗粒
化が促進されるばかりでなく、結晶粒界にAlの析出が見
られ、固溶Al量が減少する結果、耐酸化性の劣化をもた
らす。次に、本発明をその実施例によってさらに具体的
に説明する。
要があるが、10℃/secより遅い速度での冷却では、粗粒
化が促進されるばかりでなく、結晶粒界にAlの析出が見
られ、固溶Al量が減少する結果、耐酸化性の劣化をもた
らす。次に、本発明をその実施例によってさらに具体的
に説明する。
【００３０】
【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が
4.5 mmの熱延鋼帯とした。得られた供試鋼帯について靱
性の特性評価を行い、その結果を同じく表２にまとめて
示す。
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が
4.5 mmの熱延鋼帯とした。得られた供試鋼帯について靱
性の特性評価を行い、その結果を同じく表２にまとめて
示す。
【００３１】靱性評価は、JIS 規格に準拠した1/4 サイ
ズ (板厚2.5mm)のＶノッチシャルピー試験片を、圧延方
向と直角方向に採取し、衝撃試験を行い、その平均値で
遷移温度を求めた。遷移温度(vTs)35 ℃以下を冷間圧延
可能と判断した。表２に示す結果からも分かるように、
本発明の範囲内の条件で熱間圧延して得られた熱延鋼帯
はいずれも遷移温度が35℃以下であって、これらは冷間
圧延を行うことができることが分かる。しかし、本発明
の範囲を外れると遷移温度はいずれも50℃以上となり、
これは温間加工は可能であるが、冷間加工は困難である
ことが分かる。
ズ (板厚2.5mm)のＶノッチシャルピー試験片を、圧延方
向と直角方向に採取し、衝撃試験を行い、その平均値で
遷移温度を求めた。遷移温度(vTs)35 ℃以下を冷間圧延
可能と判断した。表２に示す結果からも分かるように、
本発明の範囲内の条件で熱間圧延して得られた熱延鋼帯
はいずれも遷移温度が35℃以下であって、これらは冷間
圧延を行うことができることが分かる。しかし、本発明
の範囲を外れると遷移温度はいずれも50℃以上となり、
これは温間加工は可能であるが、冷間加工は困難である
ことが分かる。
【００３２】図１は、表１の鋼種Ａについて表２の例N
o.1の処理条件 (但し、巻取温度500℃、600 ℃、700
℃、800 ℃と変化) で加工を行った場合について、巻取
り後400 ℃まで急冷 (冷却速度15℃/sec) した場合の、
巻取り温度と遷移温度の関係を示したグラフである。図
２より、700 ℃以上の高温巻取りの場合において、vTs
≦30℃となって良好な靱性値を示すことが分かる。
o.1の処理条件 (但し、巻取温度500℃、600 ℃、700
℃、800 ℃と変化) で加工を行った場合について、巻取
り後400 ℃まで急冷 (冷却速度15℃/sec) した場合の、
巻取り温度と遷移温度の関係を示したグラフである。図
２より、700 ℃以上の高温巻取りの場合において、vTs
≦30℃となって良好な靱性値を示すことが分かる。
【００３３】図２は、図１の場合において、巻取り温度
を770 ℃とし、冷却温度を変えたときの巻取り後の冷却
終了温度と遷移温度の関係を示したグラフである。図２
から、400 ℃以下まで冷却することで、30℃以下の遷移
温度が得られることが分かる。
を770 ℃とし、冷却温度を変えたときの巻取り後の冷却
終了温度と遷移温度の関係を示したグラフである。図２
から、400 ℃以下まで冷却することで、30℃以下の遷移
温度が得られることが分かる。
【００３４】図３は、表１の鋼種Ａについて表２の例N
o.1の処理条件で加工を行った場合について、冷延板の
仕上げ焼鈍温度と耐酸化性 (1150℃に120 時間保持する
高温酸化試験での酸化増量) の関係を示すグラフであ
る。仕上げ焼鈍温度が800 ℃より低いと、固溶Alが少な
いために耐酸化性が十分ではなく、一方、1000℃よりも
高いと粗粒化が起こることが分かる。800 〜1000℃の焼
鈍処理で最も良好な耐酸化性が得られることが分かる。
o.1の処理条件で加工を行った場合について、冷延板の
仕上げ焼鈍温度と耐酸化性 (1150℃に120 時間保持する
高温酸化試験での酸化増量) の関係を示すグラフであ
る。仕上げ焼鈍温度が800 ℃より低いと、固溶Alが少な
いために耐酸化性が十分ではなく、一方、1000℃よりも
高いと粗粒化が起こることが分かる。800 〜1000℃の焼
鈍処理で最も良好な耐酸化性が得られることが分かる。
【００３５】次に、表１の鋼種Ａについて表３に示す熱
間圧延条件で熱間圧延を行い、得られた熱延板に50μm
まで冷間圧延した箔を表３に示される条件で仕上げ焼鈍
を行い、幅20mm、長さ30mmの試験片を採取して、1150℃
大気中雰囲気で酸化試験を行った。結果は同じく表３に
まとめて示す。
間圧延条件で熱間圧延を行い、得られた熱延板に50μm
まで冷間圧延した箔を表３に示される条件で仕上げ焼鈍
を行い、幅20mm、長さ30mmの試験片を採取して、1150℃
大気中雰囲気で酸化試験を行った。結果は同じく表３に
まとめて示す。
【００３６】なお、ここでの耐酸化性の評価は以下の基
準による。 ○ : 50μm 厚の箔で1150℃×120 時間大気中加熱後の
重量増加が1.0mg/cm2未満 × : 50μm 厚の箔で1150℃×120 時間大気中加熱後の
重量増加が1.0mg/cm2以上 以上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、常温で
の冷間圧延が可能となった。また、冷間圧延後の仕上げ
焼鈍により、冷間圧延板の耐酸化性についても十分な性
能を得ることができた。
準による。 ○ : 50μm 厚の箔で1150℃×120 時間大気中加熱後の
重量増加が1.0mg/cm2未満 × : 50μm 厚の箔で1150℃×120 時間大気中加熱後の
重量増加が1.0mg/cm2以上 以上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、常温で
の冷間圧延が可能となった。また、冷間圧延後の仕上げ
焼鈍により、冷間圧延板の耐酸化性についても十分な性
能を得ることができた。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【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Al含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯を
常温で冷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、作業性が改善された。製造コストの
低減効果は顕著である。
性に優れたAl含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯を
常温で冷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、作業性が改善された。製造コストの
低減効果は顕著である。
【図１】熱延鋼帯の巻取り温度と遷移温度との関係を示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】熱延鋼帯の巻取り後の冷却終了温度と遷移温度
との関係を示すグラフである。
との関係を示すグラフである。
【図３】冷延板の仕上げ焼鈍温度と酸化増量との関係を
示すグラフである。
示すグラフである。
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ:0.020％以下、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、Ｎ:0.0
20％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
成分組成を有する高純度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、700 〜800 ℃の温度で巻取り、５〜10分間保持
後、10℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで急冷する
ことを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステンレ
ス鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記成分組成が、重量％にて、 Ｃ:0.020％以下、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、 Si:1.0％超5.0 ％以下、 残部: Feおよび不可避不純物である請求項１記載の耐熱
性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 前記成分組成が、重量％にて、 Ｃ:0.020％以下、Si: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、 Mn:1.0％超2.0 ％以下、 残部: Feおよび不可避不純物である請求項１記載の耐熱
性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 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5.0 ％以下、 Mn:1.0％超2.0 ％以下、 残部: Feおよび不可避不純物である請求項１記載の耐熱
性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 前記成分組成が、重量％にて、Mo:0.5〜
５％をさらに含む、請求項１〜４のいずれかに記載の耐
熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１または２に記載した方法で得ら
れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯に、冷間圧延を
行って冷延製品とした後、800 〜1000℃の温度域で５〜
60秒間焼鈍し、10℃/sec以上の冷却速度で急冷すること
を特徴とする耐熱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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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14063892A JP2705459B2 (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | フェライト系ステンレス鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14063892A JP2705459B2 (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | フェライト系ステンレス鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05331552A JPH05331552A (ja) | 1993-12-14 |
| JP2705459B2 true JP2705459B2 (ja) | 1998-01-28 |
Family
ID=15273337
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14063892A Expired - Fee Related JP2705459B2 (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | フェライト系ステンレス鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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| JP (1) | JP2705459B2 (ja) |
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| EP3748026A4 (en) * | 2018-01-30 | 2021-01-20 | JFE Steel Corporation | FE-CR ALLOY, METHOD OF MANUFACTURING IT, AND RESISTANT HEATING ELEMENT |
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-
1992
- 1992-06-01 JP JP14063892A patent/JP2705459B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05331552A (ja) | 1993-12-14 |
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