JPH0124206B2 - - Google Patents
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- JPH0124206B2 JPH0124206B2 JP17553884A JP17553884A JPH0124206B2 JP H0124206 B2 JPH0124206 B2 JP H0124206B2 JP 17553884 A JP17553884 A JP 17553884A JP 17553884 A JP17553884 A JP 17553884A JP H0124206 B2 JPH0124206 B2 JP H0124206B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
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- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
この発明は、高い延性と優れた耐食性とを兼備
する軟質な加工用２相ステンレス鋼熱延鋼帯を、
熱延のままで得る方法に関するものである。 近年、化学工業、船舶、或いは発電関係等の分
野を中心として、海水熱交換器や海水構造物等へ
の使用を目的とした、海水に対して安定な耐食性
を有する金属材料の需要が益々増大する傾向をみ
せてきた。そして、このような状況を背景に、腐
食性の厳しい塩化物環境において優れた耐食性を
示すとして注目されている２相ステンレス鋼が、
各方面に広く使用されるようになつた。 〈従来の技術〉 ところで、常温付近においてフエライト相とオ
ーステナイト相の２相を呈する２相ステンレス鋼
板は、従来、所定成分組成の鋼を熱間圧延し、巻
取り温度：600℃以上程度で巻取られた熱延鋼帯
を熱処理（APライン等での溶体化焼鈍）するか、
或いは冷間圧延とそれに続く熱処理とを施して製
造されるのが普通であつた。 なぜなら、熱間圧延のままでは、所望の耐食
性、靭性、延性等を発揮しなかつたからである。 〈発明が解決しようとする問題点〉 しかしながら、前記従来の２相ステンレス鋼板
の製造法に必須とされる熱処理工程や冷間圧延工
程は、極めて高価な設備を必要とする上、鋼板製
造能率を著しく害すると言う不都合な面を有して
おり、しかも、これらの工程によつてもなお製品
鋼板に十分満足できる加工性を付与することが難
かしく、「次の工程での加工が極めて困難な素材
である」との２相ステンレス鋼に対する既成概念
を打破できないでいるのが現状であつた。 〈問題点を解決するための手段〉 そこで本発明者等は、製造能率向上や製造コス
ト低減の大きな障害となつている２相ステンレス
鋼板製造工程中の冷間圧延や熱処理を省略し、熱
間圧延のみによつて、高耐食性を発揮することは
もちろんのこと、従来法によつて得られる２相ス
テンレス鋼板のイメージが一掃されるような優れ
た加工性を有する軟質・高延性２相ステンレス鋼
熱延鋼帯を製造すべく、鋼の成分組成や熱間圧延
条件等について様々な観点からの検討を加えた結
果、次に示される如き知見を得るに至つたのであ
る。即ち、 (a) Ｃ，Ｐ及びＳ等を制限するなどして特定の化
学成分組成に調整した鋼を使用し、これを熱間
圧延した後、従来では思いも寄らない著しく低
い温度域にまで急冷を行つて、該低温域で巻取
りを実施すると、熱延後の冷却過程或いは巻取
り後の徐冷途中で現われがちなCr炭化物やσ
相の析出が抑制され、熱延のままでも、耐食性
に優れ、かつ高延性をも具備した軟質２相ステ
ンレス鋼熱延鋼帯が得られること。 (b) 更に、この際、熱間圧延を825℃以上の高温
で終了するとともに、５〜20秒間の空冷時間を
確保した上で巻取り温度域までの急冷を実施す
ると、ともすれば生じがちな温間加工組織の残
存が有効に防止でき、製品鋼板の軟質化、高延
性化がより安定・確実に実現されること。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.05％以下、（以降、成分割合は重量基準
とする）、Si：2.0％以下、Mn：2.0％以下、Ｐ：
0.03％以下、Ｓ：0.015％以下、Cr：16.0〜30.0
％、Ni：3.0〜9.0％、Mo：0.2〜5.0％、Ｎ：0.45
％以下 を含有するとともに、必要により更に、 sol.Al：0.05％以下、Ca：0.0100％以下、希土
類元素：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Cu：2.0
％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.05％以下、
Ti：0.05％以下 のうちの１種以上をも含み、残部が実質的にFe
から成る鋼を熱間圧延し、該熱間圧延を825℃以
上で終了後、５〜20秒間の空冷を行い、引き続い
て５℃／sec以上の冷却速度で急冷して、550℃以
下の温度域にて巻取ることにより、耐食性及び延
性がともに優れた加工用２相ステンレス鋼熱延鋼
帯をコスト安く、安定して製造する点に特徴を有
するものである。 次いで、この発明の方法において、鋼の組成成
分量、及び熱延・巻取り条件を前記の如くに数値
限定した理由を説明する。 Ａ 組成成分量 Ｃ Ｃは、鋼中にて炭化物となつて析出し、鋼材の
延性を劣化するばかりか、耐食性をも劣化するこ
とから、可能な限り少ない方が好ましい不純物元
素である。そして、その含有量が0.05％を越える
と、熱間圧延後に急冷を施し、かつ低温巻取りを
行つたとしても前記炭化物の析出を十分に抑える
ことができず、靭性、延性及び耐食性に所望の値
が得られなくなることから、Ｃ含有量は0.05％以
下と定めた。 Si Si成分は、鋼の脱酸作用を有するとともに耐食
性をも向上する好ましい元素であるが、その含有
量が2.0％を越えると溶接性及び加工性を阻害す
ることとなるので、Si含有量は2.0％以下と定め
た。なお、Si成分は、極く微量であつても上記特
性を発揮するものであるが、より顕著な効果を確
保するためには少なくとも0.10％以上を含有せし
めるのが好ましい。 Mn Mn成分も鋼の脱酸作用を有する有用な元素で
あり、しかも鋼の熱間加工性の改善作用をも備え
た好ましい成分であるが、その含有量が2.0％を
越えた場合には鋼材の耐食性を劣化するので、
Mn含有量は2.0％以下と定めた。Mn成分も、微
量の添加で所望の効果を得られるものであるが、
好ましくは0.50％以上の含有量を確保するのが良
い。 Ｐ Ｐは、鋼の溶接性並びに熱間加工性を阻害する
ので、可能な限り少ない方が好ましい不純物元素
である。特に、その含有量が0.03％を越えると上
記悪影響が顕著になるので、Ｐ含有量を0.03％以
下と定めた。 Ｓ Ｓは、鋼の耐食性、延性及び靭性を劣化するの
で可及的に少ない方が好ましい不純物元素であ
る。特に、その含有量が0.015％を越えると上記
悪影響が顕著となるので、Ｓ含有量を0.015％以
下と定めた。 Cr Cr成分は、鋼の耐食性を向上させる極めて重
要な元素であり、耐海水鋼として満足し得る耐食
性を付与するためには、16.0％以上の添加が必須
なのである。一方、その含有量が30.0％を越える
と、鋼の加工性及び溶接性が劣化するとともに、
２相組織を得るため、必然的に高価なNi含有量
を増加させる必要を生ずることから、Cr含有量
は16.0〜30.0％と定めた。 Ni Ni成分は、鋼に高靭性を付与し、耐食性を高
めるための必須成分であり、その含有量が3.0％
未満では所望の靭性及び耐食性を確保することが
できない。一方、その含有量が9.0％を越えると、
前記効果が飽和してしまつて経済的な不利を招く
ことから、Ni含有量は3.0〜9.0％と定めた。 Mo Mo成分には、鋼の耐海水性を大きく向上させ
る作用があるが、その含有量が0.2％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、他方、5.0％を
越えて含有させても、より以上の向上効果が得ら
れないことから、Mo含有量は0.2〜5.0％と定め
た。 Ｎ Ｎ成分には、不純物に近い0.0100％と言う微量
の添加によつても鋼の耐食性を向上する顕著な効
果があるが、工業上、例えば加圧雰囲気中であつ
ても0.45％を越えてＮを固溶させることは困難で
あることから、Ｎ含有量を0.45％以下と定めた。 sol.Al，Ca，希土類元素，Zr，Cu，Nb，Ｖ
及びTi これらの成分は、鋼の脱酸剤として、熱間加工
性や耐食性を一層向上させるために必要に応じて
１種以上添加含有せしめられるものであるが、以
下、個々の元素についてその添加量を制限した理
由を説明する。 sol.Al sol.Al成分は、鋼の脱酸剤として添加され
るものであるが、その含有量が0.05％を越え
ても脱酸効果は飽和してしまうことから、
sol.Al含有量は0.05％以下と定めた。 Ca，希土類元素，及びZr これらの成分は、鋼の熱間加工性を向上さ
せるために１種以上添加されるものである
が、Ca含有量が0.0100％を、希土類元素含有
量が0.10％を、そしてZr含有量が0.10％をそ
れぞれ越えると靭性の劣化を招くようになる
ことから、Ca含有量は0.0100％、希土類元素
含有量は0.10％以下、Zr含有量は0.10％以下
とそれぞれ定めた。 Cu，Nb，Ｖ，及びTi これらの成分は、鋼の耐食性を一層向上さ
せるために１種以上添加されるものである
が、Cuの含有量が2.0％を、そしてNb，Ｖ及
びTi各々の含有量がそれぞれ0.05％を越えて
もより以上の耐食性向上効果が得られないこ
とから、Cu含有量は2.0％以下、Nb含有量は
0.05％以下、Ｖ含有量は0.05％以下、Ti含有
量は0.05％以下とそれぞれ定めた。 Ｂ 熱延・巻取り条件 熱間圧延終了温度 熱間圧延の終了温度が825℃より低くなると、
所定の急冷後低温巻取りを行つてCr炭化物やσ
相の析出を抑制したとしても、温間加工組織が残
存して十分に軟質で高延性の鋼帯を得られなくな
る恐れが生じることから、熱間圧延は、終了温度
が825℃以上のものと定めた。 空冷時間 熱間圧延終了の後直ちに実施する空冷の時間が
５秒未満では、熱間圧延終了温度を825℃以上と
し、かつ急冷後低温巻取りを行つたとしても、温
間加工組織が残存する恐れを生じ、十分に軟質で
高延性の鋼帯を安定して得ることが困難となり、
一方、空冷時間が20秒を越えると、例え温間加工
組織が十分に回復したとしてもCr炭化物やσ相
の析出が生じ、やはり鋼帯は硬化して延性並びに
耐食性の劣化を来たすことから、空冷時間は５〜
20秒と定めた。 空冷後に実施する急冷の冷却速度 急冷工程での冷却速度が５℃／secよりも遅く
なると、冷却途中でCr炭化物やσ相が析出する
こととなり、鋼帯の延性や耐食性の劣化を来たす
ことから、急冷工程での冷却速度は５℃／sec以
上と定めた。 巻取り温度 巻取り温度が550℃よりも高いと、空冷時間や
急冷工程での冷却速度が適正であつたとしても、
巻取り後の徐冷中にCr炭化物やσ相析出するこ
ととなつて、やはり鋼帯の延性及び耐食性が劣化
することから、巻取り温度を550℃と定めた。 なお、熱間圧延を870℃以上の高温仕上げとす
ると、フエライトの温間加工組織が一層軽減され
て鋼帯の延性が一段と安定して向上し、また、空
冷及び急冷後の巻取り温度を500〜200℃に調整す
れば、Cr炭化物やσ相の析出がほぼ完全に抑制
される上、例え温間加工組織が持ち来たされるよ
うなことがあつたとしても巻取り後の徐冷中に焼
戻される機会をも確保するできるので、より一層
優れた加工性を安定して実現することが可能とな
る。従つて、熱間圧延を870℃以上の高温で終了
し、空冷及び急冷の後500〜200℃で巻取ることが
推奨される。 添付図面は、本発明方法の対象鋼である0.008
％Ｃ−0.52％Si−1.60％Mn−0.008％Ｐ−0.0005
％Ｓ−21.9％Cr−5.5％Ni−2.78％Mo−0.138％Ｎ
鋼の強度、断面絞り率、及び耐食性に及ぼす熱間
圧延終了温度、空冷時間及び巻取り温度の影響を
示すグラフであり、熱延加熱温度はいずれも1200
℃とし、仕上板厚を5.5mmとしたものである。な
お、空冷時の冷却速度は約２℃／secで、空冷終
了から巻取りまでの間の冷却速度は全て５〜45
℃／secの範囲に入つており、また、腐食減量は、
海水浸漬実地試験（６ケ月）を行つて測定した値
である。 該図面からも、熱間圧延終了温度、空冷時間、
及び巻取り温度等の条件を本発明方法で規定する
範囲内に調整することが、鋼の耐食性並びに加工
性向上に極めて重要な要因であることは明白であ
る。 次に、この発明を実施例により比較例と対比し
ながら具体的に説明する。 〈実施例〉 まず、通常の方法によつて第１表に示される如
き成分組成の鋼Ａ〜Ｎを溶製した。 次いで、これらの各鋼を第２表に示される条件
で熱間圧延し、巻取りを行つて、厚さ：6.0mmの
熱延鋼帯を製造した。 このようにして得られた各熱延鋼帯から試験片
を切り出し、その機械的性質並びに耐食性を調べ
たところ、同じく第２表に示される如き結果が得
られた。 第２表に示される結果からも明らかなように、
本発明方法における条件を満足する方法で得られ
た熱延鋼帯は全て、熱間圧延のままで軟質であ
り、高延性を有し、更に良好な耐食性を示してい
るのに対して、本発明方法における条件を外れた
もの、つまり熱間圧延仕上温度の低いもの（試験
番号４）や空冷時間の短かいもの（試験番号１）
は、硬質で延性が劣化していることがわかり、ま
た、冷却速度が遅いもの（試験番号２）や巻取り
温度の高いもの（試験番号３）は、硬質で延性が
良くないばかりか、耐食性にも劣つていることが
わかる。 以上の実施例における結果からも理解できるよ
うに、本発明方法によつて製造される熱延鋼帯は
軟質で高延性を有しているので、次工程での取り
扱いが極めて容易であり、また、熱延のままでも
耐食性が優れているのでそのままの使用が可能で
あるなど、極めて経済性の高い２相ステンレス鋼
帯となつている。 なお、付言ながら、冷圧時の荷重軽減のための
熱延鋼帯の製造や、近年脚光を浴びているところ
の、２相ステンレス鋼を合せ材としたクラツドの
熱延コイルの製造にも、本発明方法の適用が有効
であることは無論のことである。 〈総括的な効果〉 上述のように、この発明によれば、熱間圧延の
ままで、耐食性及び延性がともに優れた軟質の加
工用２相ステンレス鋼板材を、コスト安く、安定
して製造することができ、海水を用いる熱交換器
する軟質な加工用２相ステンレス鋼熱延鋼帯を、
熱延のままで得る方法に関するものである。 近年、化学工業、船舶、或いは発電関係等の分
野を中心として、海水熱交換器や海水構造物等へ
の使用を目的とした、海水に対して安定な耐食性
を有する金属材料の需要が益々増大する傾向をみ
せてきた。そして、このような状況を背景に、腐
食性の厳しい塩化物環境において優れた耐食性を
示すとして注目されている２相ステンレス鋼が、
各方面に広く使用されるようになつた。 〈従来の技術〉 ところで、常温付近においてフエライト相とオ
ーステナイト相の２相を呈する２相ステンレス鋼
板は、従来、所定成分組成の鋼を熱間圧延し、巻
取り温度：600℃以上程度で巻取られた熱延鋼帯
を熱処理（APライン等での溶体化焼鈍）するか、
或いは冷間圧延とそれに続く熱処理とを施して製
造されるのが普通であつた。 なぜなら、熱間圧延のままでは、所望の耐食
性、靭性、延性等を発揮しなかつたからである。 〈発明が解決しようとする問題点〉 しかしながら、前記従来の２相ステンレス鋼板
の製造法に必須とされる熱処理工程や冷間圧延工
程は、極めて高価な設備を必要とする上、鋼板製
造能率を著しく害すると言う不都合な面を有して
おり、しかも、これらの工程によつてもなお製品
鋼板に十分満足できる加工性を付与することが難
かしく、「次の工程での加工が極めて困難な素材
である」との２相ステンレス鋼に対する既成概念
を打破できないでいるのが現状であつた。 〈問題点を解決するための手段〉 そこで本発明者等は、製造能率向上や製造コス
ト低減の大きな障害となつている２相ステンレス
鋼板製造工程中の冷間圧延や熱処理を省略し、熱
間圧延のみによつて、高耐食性を発揮することは
もちろんのこと、従来法によつて得られる２相ス
テンレス鋼板のイメージが一掃されるような優れ
た加工性を有する軟質・高延性２相ステンレス鋼
熱延鋼帯を製造すべく、鋼の成分組成や熱間圧延
条件等について様々な観点からの検討を加えた結
果、次に示される如き知見を得るに至つたのであ
る。即ち、 (a) Ｃ，Ｐ及びＳ等を制限するなどして特定の化
学成分組成に調整した鋼を使用し、これを熱間
圧延した後、従来では思いも寄らない著しく低
い温度域にまで急冷を行つて、該低温域で巻取
りを実施すると、熱延後の冷却過程或いは巻取
り後の徐冷途中で現われがちなCr炭化物やσ
相の析出が抑制され、熱延のままでも、耐食性
に優れ、かつ高延性をも具備した軟質２相ステ
ンレス鋼熱延鋼帯が得られること。 (b) 更に、この際、熱間圧延を825℃以上の高温
で終了するとともに、５〜20秒間の空冷時間を
確保した上で巻取り温度域までの急冷を実施す
ると、ともすれば生じがちな温間加工組織の残
存が有効に防止でき、製品鋼板の軟質化、高延
性化がより安定・確実に実現されること。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.05％以下、（以降、成分割合は重量基準
とする）、Si：2.0％以下、Mn：2.0％以下、Ｐ：
0.03％以下、Ｓ：0.015％以下、Cr：16.0〜30.0
％、Ni：3.0〜9.0％、Mo：0.2〜5.0％、Ｎ：0.45
％以下 を含有するとともに、必要により更に、 sol.Al：0.05％以下、Ca：0.0100％以下、希土
類元素：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Cu：2.0
％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.05％以下、
Ti：0.05％以下 のうちの１種以上をも含み、残部が実質的にFe
から成る鋼を熱間圧延し、該熱間圧延を825℃以
上で終了後、５〜20秒間の空冷を行い、引き続い
て５℃／sec以上の冷却速度で急冷して、550℃以
下の温度域にて巻取ることにより、耐食性及び延
性がともに優れた加工用２相ステンレス鋼熱延鋼
帯をコスト安く、安定して製造する点に特徴を有
するものである。 次いで、この発明の方法において、鋼の組成成
分量、及び熱延・巻取り条件を前記の如くに数値
限定した理由を説明する。 Ａ 組成成分量 Ｃ Ｃは、鋼中にて炭化物となつて析出し、鋼材の
延性を劣化するばかりか、耐食性をも劣化するこ
とから、可能な限り少ない方が好ましい不純物元
素である。そして、その含有量が0.05％を越える
と、熱間圧延後に急冷を施し、かつ低温巻取りを
行つたとしても前記炭化物の析出を十分に抑える
ことができず、靭性、延性及び耐食性に所望の値
が得られなくなることから、Ｃ含有量は0.05％以
下と定めた。 Si Si成分は、鋼の脱酸作用を有するとともに耐食
性をも向上する好ましい元素であるが、その含有
量が2.0％を越えると溶接性及び加工性を阻害す
ることとなるので、Si含有量は2.0％以下と定め
た。なお、Si成分は、極く微量であつても上記特
性を発揮するものであるが、より顕著な効果を確
保するためには少なくとも0.10％以上を含有せし
めるのが好ましい。 Mn Mn成分も鋼の脱酸作用を有する有用な元素で
あり、しかも鋼の熱間加工性の改善作用をも備え
た好ましい成分であるが、その含有量が2.0％を
越えた場合には鋼材の耐食性を劣化するので、
Mn含有量は2.0％以下と定めた。Mn成分も、微
量の添加で所望の効果を得られるものであるが、
好ましくは0.50％以上の含有量を確保するのが良
い。 Ｐ Ｐは、鋼の溶接性並びに熱間加工性を阻害する
ので、可能な限り少ない方が好ましい不純物元素
である。特に、その含有量が0.03％を越えると上
記悪影響が顕著になるので、Ｐ含有量を0.03％以
下と定めた。 Ｓ Ｓは、鋼の耐食性、延性及び靭性を劣化するの
で可及的に少ない方が好ましい不純物元素であ
る。特に、その含有量が0.015％を越えると上記
悪影響が顕著となるので、Ｓ含有量を0.015％以
下と定めた。 Cr Cr成分は、鋼の耐食性を向上させる極めて重
要な元素であり、耐海水鋼として満足し得る耐食
性を付与するためには、16.0％以上の添加が必須
なのである。一方、その含有量が30.0％を越える
と、鋼の加工性及び溶接性が劣化するとともに、
２相組織を得るため、必然的に高価なNi含有量
を増加させる必要を生ずることから、Cr含有量
は16.0〜30.0％と定めた。 Ni Ni成分は、鋼に高靭性を付与し、耐食性を高
めるための必須成分であり、その含有量が3.0％
未満では所望の靭性及び耐食性を確保することが
できない。一方、その含有量が9.0％を越えると、
前記効果が飽和してしまつて経済的な不利を招く
ことから、Ni含有量は3.0〜9.0％と定めた。 Mo Mo成分には、鋼の耐海水性を大きく向上させ
る作用があるが、その含有量が0.2％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、他方、5.0％を
越えて含有させても、より以上の向上効果が得ら
れないことから、Mo含有量は0.2〜5.0％と定め
た。 Ｎ Ｎ成分には、不純物に近い0.0100％と言う微量
の添加によつても鋼の耐食性を向上する顕著な効
果があるが、工業上、例えば加圧雰囲気中であつ
ても0.45％を越えてＮを固溶させることは困難で
あることから、Ｎ含有量を0.45％以下と定めた。 sol.Al，Ca，希土類元素，Zr，Cu，Nb，Ｖ
及びTi これらの成分は、鋼の脱酸剤として、熱間加工
性や耐食性を一層向上させるために必要に応じて
１種以上添加含有せしめられるものであるが、以
下、個々の元素についてその添加量を制限した理
由を説明する。 sol.Al sol.Al成分は、鋼の脱酸剤として添加され
るものであるが、その含有量が0.05％を越え
ても脱酸効果は飽和してしまうことから、
sol.Al含有量は0.05％以下と定めた。 Ca，希土類元素，及びZr これらの成分は、鋼の熱間加工性を向上さ
せるために１種以上添加されるものである
が、Ca含有量が0.0100％を、希土類元素含有
量が0.10％を、そしてZr含有量が0.10％をそ
れぞれ越えると靭性の劣化を招くようになる
ことから、Ca含有量は0.0100％、希土類元素
含有量は0.10％以下、Zr含有量は0.10％以下
とそれぞれ定めた。 Cu，Nb，Ｖ，及びTi これらの成分は、鋼の耐食性を一層向上さ
せるために１種以上添加されるものである
が、Cuの含有量が2.0％を、そしてNb，Ｖ及
びTi各々の含有量がそれぞれ0.05％を越えて
もより以上の耐食性向上効果が得られないこ
とから、Cu含有量は2.0％以下、Nb含有量は
0.05％以下、Ｖ含有量は0.05％以下、Ti含有
量は0.05％以下とそれぞれ定めた。 Ｂ 熱延・巻取り条件 熱間圧延終了温度 熱間圧延の終了温度が825℃より低くなると、
所定の急冷後低温巻取りを行つてCr炭化物やσ
相の析出を抑制したとしても、温間加工組織が残
存して十分に軟質で高延性の鋼帯を得られなくな
る恐れが生じることから、熱間圧延は、終了温度
が825℃以上のものと定めた。 空冷時間 熱間圧延終了の後直ちに実施する空冷の時間が
５秒未満では、熱間圧延終了温度を825℃以上と
し、かつ急冷後低温巻取りを行つたとしても、温
間加工組織が残存する恐れを生じ、十分に軟質で
高延性の鋼帯を安定して得ることが困難となり、
一方、空冷時間が20秒を越えると、例え温間加工
組織が十分に回復したとしてもCr炭化物やσ相
の析出が生じ、やはり鋼帯は硬化して延性並びに
耐食性の劣化を来たすことから、空冷時間は５〜
20秒と定めた。 空冷後に実施する急冷の冷却速度 急冷工程での冷却速度が５℃／secよりも遅く
なると、冷却途中でCr炭化物やσ相が析出する
こととなり、鋼帯の延性や耐食性の劣化を来たす
ことから、急冷工程での冷却速度は５℃／sec以
上と定めた。 巻取り温度 巻取り温度が550℃よりも高いと、空冷時間や
急冷工程での冷却速度が適正であつたとしても、
巻取り後の徐冷中にCr炭化物やσ相析出するこ
ととなつて、やはり鋼帯の延性及び耐食性が劣化
することから、巻取り温度を550℃と定めた。 なお、熱間圧延を870℃以上の高温仕上げとす
ると、フエライトの温間加工組織が一層軽減され
て鋼帯の延性が一段と安定して向上し、また、空
冷及び急冷後の巻取り温度を500〜200℃に調整す
れば、Cr炭化物やσ相の析出がほぼ完全に抑制
される上、例え温間加工組織が持ち来たされるよ
うなことがあつたとしても巻取り後の徐冷中に焼
戻される機会をも確保するできるので、より一層
優れた加工性を安定して実現することが可能とな
る。従つて、熱間圧延を870℃以上の高温で終了
し、空冷及び急冷の後500〜200℃で巻取ることが
推奨される。 添付図面は、本発明方法の対象鋼である0.008
％Ｃ−0.52％Si−1.60％Mn−0.008％Ｐ−0.0005
％Ｓ−21.9％Cr−5.5％Ni−2.78％Mo−0.138％Ｎ
鋼の強度、断面絞り率、及び耐食性に及ぼす熱間
圧延終了温度、空冷時間及び巻取り温度の影響を
示すグラフであり、熱延加熱温度はいずれも1200
℃とし、仕上板厚を5.5mmとしたものである。な
お、空冷時の冷却速度は約２℃／secで、空冷終
了から巻取りまでの間の冷却速度は全て５〜45
℃／secの範囲に入つており、また、腐食減量は、
海水浸漬実地試験（６ケ月）を行つて測定した値
である。 該図面からも、熱間圧延終了温度、空冷時間、
及び巻取り温度等の条件を本発明方法で規定する
範囲内に調整することが、鋼の耐食性並びに加工
性向上に極めて重要な要因であることは明白であ
る。 次に、この発明を実施例により比較例と対比し
ながら具体的に説明する。 〈実施例〉 まず、通常の方法によつて第１表に示される如
き成分組成の鋼Ａ〜Ｎを溶製した。 次いで、これらの各鋼を第２表に示される条件
で熱間圧延し、巻取りを行つて、厚さ：6.0mmの
熱延鋼帯を製造した。 このようにして得られた各熱延鋼帯から試験片
を切り出し、その機械的性質並びに耐食性を調べ
たところ、同じく第２表に示される如き結果が得
られた。 第２表に示される結果からも明らかなように、
本発明方法における条件を満足する方法で得られ
た熱延鋼帯は全て、熱間圧延のままで軟質であ
り、高延性を有し、更に良好な耐食性を示してい
るのに対して、本発明方法における条件を外れた
もの、つまり熱間圧延仕上温度の低いもの（試験
番号４）や空冷時間の短かいもの（試験番号１）
は、硬質で延性が劣化していることがわかり、ま
た、冷却速度が遅いもの（試験番号２）や巻取り
温度の高いもの（試験番号３）は、硬質で延性が
良くないばかりか、耐食性にも劣つていることが
わかる。 以上の実施例における結果からも理解できるよ
うに、本発明方法によつて製造される熱延鋼帯は
軟質で高延性を有しているので、次工程での取り
扱いが極めて容易であり、また、熱延のままでも
耐食性が優れているのでそのままの使用が可能で
あるなど、極めて経済性の高い２相ステンレス鋼
帯となつている。 なお、付言ながら、冷圧時の荷重軽減のための
熱延鋼帯の製造や、近年脚光を浴びているところ
の、２相ステンレス鋼を合せ材としたクラツドの
熱延コイルの製造にも、本発明方法の適用が有効
であることは無論のことである。 〈総括的な効果〉 上述のように、この発明によれば、熱間圧延の
ままで、耐食性及び延性がともに優れた軟質の加
工用２相ステンレス鋼板材を、コスト安く、安定
して製造することができ、海水を用いる熱交換器
【表】
【表】
【表】
(注) ※印は、本発明の条件から外れていることを示
す。
をはじめ、化学製造機器、或いは食塩製造機器等
の素材に使用して優れた性能を発揮し得るなど、
産業上極めて有用な効果がもたらされるのであ
る。
す。
をはじめ、化学製造機器、或いは食塩製造機器等
の素材に使用して優れた性能を発揮し得るなど、
産業上極めて有用な効果がもたらされるのであ
る。
添付図面は、２相ステンレス鋼の強度、断面絞
り率及び耐食性に及ぼす、熱間圧延終了温度、空
冷時間及び巻取り温度の影響を示すグラフであ
る。
り率及び耐食性に及ぼす、熱間圧延終了温度、空
冷時間及び巻取り温度の影響を示すグラフであ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量割合にて、 Ｃ：0.05％以下、Si：2.0％以下、Mn：2.0％以
下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.015％以下、Cr：16.0
〜30.0％、Ni：3.0〜9.0％、Mo：0.2〜5.0％、
Ｎ：0.45％以下 を含有し、残部が実質的にFeから成る鋼を熱間
圧延し、該熱間圧延を825℃以上で終了後、５〜
20秒間の空冷を行ない、引き続いて５℃／sec以
上の冷却速度で急冷して、550℃以下の温度域に
て巻取ることを特徴とする、加工用２相ステンレ
ス鋼熱延鋼帯の製造方法。 ２ 熱間圧延の終了温度を870℃以上とするとと
もに、巻取り温度を500〜200℃とする、特許請求
の範囲第１項に記載の加工用２相ステンレス鋼熱
延鋼帯の製造方法。 ３ 重量割合にて、 Ｃ：0.05％以下、Si：2.0％以下、Mn：2.0％以
下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.015％以下、Cr：16.0
〜30.0％、Ni：3.0〜9.0％、Mo：0.2〜5.0％、
Ｎ：0.45％以下、 を含有すると共に、 sol.Al：0.05％以下、Ca：0.0100％以下、希土
類元素：0.10％以下、Zr：0.10％以下、Cu：2.0
％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.05％以下、
Ti：0.05％以下、 のうちの１種以上をも含み、残部が実質的にFe
から成る鋼を熱間圧延し、該熱間圧延を825℃以
上で終了後、５〜20秒間の空冷を行ない、引き続
いて５℃／sec以上の冷却速度で急冷して、550℃
以下の温度域にて巻取ることを特徴とする、加工
用２相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法。 ４ 熱間圧延の終了温度を870℃以上とするとと
もに、巻取り温度を500〜200℃とする、特許請求
の範囲第３項に記載の加工用２相ステンレス鋼熱
延鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17553884A JPS6156236A (ja) | 1984-08-23 | 1984-08-23 | 加工用２相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17553884A JPS6156236A (ja) | 1984-08-23 | 1984-08-23 | 加工用２相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6156236A JPS6156236A (ja) | 1986-03-20 |
| JPH0124206B2 true JPH0124206B2 (ja) | 1989-05-10 |
Family
ID=15997824
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17553884A Granted JPS6156236A (ja) | 1984-08-23 | 1984-08-23 | 加工用２相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6156236A (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0814005B2 (ja) * | 1987-12-26 | 1996-02-14 | 日新製鋼株式会社 | 耐粒界腐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法 |
| JP3446294B2 (ja) * | 1994-04-05 | 2003-09-16 | 住友金属工業株式会社 | 二相ステンレス鋼 |
| JP5406230B2 (ja) * | 2011-01-27 | 2014-02-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 合金元素節減型二相ステンレス熱延鋼材およびその製造方法 |
| KR20130105721A (ko) * | 2011-01-27 | 2013-09-25 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 합금 원소 절감형 2상 스테인리스 열연 강재, 클래드재로서 2상 스테인리스강을 구비하는 클래드 강판 및 그들의 제조 방법 |
| JP5406233B2 (ja) * | 2011-03-02 | 2014-02-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板およびその製造方法 |
| JP6427907B2 (ja) * | 2013-03-21 | 2018-11-28 | 大日本印刷株式会社 | ステンレス鋼加工部材の製造方法 |
| CN107354392A (zh) * | 2017-09-12 | 2017-11-17 | 江苏金利化工机械有限公司 | 一种既耐腐蚀又耐磨的双相钢合金 |
| JP7442270B2 (ja) * | 2019-03-29 | 2024-03-04 | 日鉄ステンレス株式会社 | クラッド鋼板およびその製造方法 |
-
1984
- 1984-08-23 JP JP17553884A patent/JPS6156236A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6156236A (ja) | 1986-03-20 |
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