JPH0453956B2 - - Google Patents
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- JPH0453956B2 JPH0453956B2 JP62333656A JP33365687A JPH0453956B2 JP H0453956 B2 JPH0453956 B2 JP H0453956B2 JP 62333656 A JP62333656 A JP 62333656A JP 33365687 A JP33365687 A JP 33365687A JP H0453956 B2 JPH0453956 B2 JP H0453956B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
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Description
<産業上の利用分野>
本発明は自動車外装部品や各種装飾用素材とし
て用いられている高クロム・フエライト系ステン
レス鋼の製造方法に係り、特に成形性と耐食性に
優れる高クロム・フエライト系ステンレス鋼の製
造方法に関する。 <従来技術およびその問題点> SUS430に代表されるフエライト系ステンレス
鋼は、安価で耐応力腐食割れ性にも優れているた
め自動車外装部品をはじめとし各種装飾用素材と
して広く使用されている。 ところが、フエライト系ステンレス鋼はNiを
多量に含むオーステナイト系ステンレス鋼と比べ
ると塩素イオンを含む水溶液における耐銹性をは
じめとする一般耐食性が劣つている。 近年、ステンレス鋼溶製技術の進歩に伴ない、
極低C、Nの高クロム・フエライト系ステンレス
鋼の製造が可能となり、耐食性の点では著しく改
善された鋼種が開発されているが、製造コストの
上昇が著しいために価格では逆にオーステナイト
系ステンレス鋼より高く設定されている。 これは高クロム・フエライト系ステンレス鋼で
はクロム炭化物を生成し耐食性が逆に低下する危
険性が増大するためにC、Nが0.01重量%以下に
厳しく制限されるためである。 0.015〜0.03重量%のC、Nを含有する高クロ
ム・フエライト系ステンレス鋼において、十分な
成形性と優れた耐食性を有する高クロム・フエラ
イト系ステンレス鋼の開発が望まれている。 フエライト系ステンレス鋼は表面光沢度の大き
な光輝焼鈍(BA)材として使用されることが多
く、従来よりSUS430系鋼が用いられている。 フエライト系ステンレス鋼の耐食性は、素材の
組成だけで決まるものではなく、光輝焼鈍時に生
成される酸化被膜の組成、構造あるいは表面粗度
など様々な要因に支配されているため、数多くの
特許出願がなされ、表面の耐食性の向上が計られ
ている。 例えば、特開昭58−61220号において、フエラ
イトステンレス鋼に光輝焼鈍を行なつた場合の耐
食性向上の技術が開示されている。 また、近年、海岸地帯をはじめとする厳しい環
境下で使用される外装用部材が増加し、従来の鋼
種では耐食性が不十分である事が明らかとなり、
耐食性の向上が求められている。 すなわち、従来鋼種(SUS430系)において、
BAによる酸化被膜の最適化だけによる表面の耐
食性向上では、母材内部との耐食性に差が生じる
ため、一部の箇所での酸化被膜の機械的破損に対
し充分な耐食性を維持出来なくなつてきた。 また、外装用部材は、様々な形状に加工される
ため、上記耐食性の向上に加え、成形性に優れた
高クロム・フエライト系ステンレス鋼の開発が望
まれている。 <発明の目的> 本発明の目的は上述した従来技術の問題点を解
決しようとするもので、成形性および耐食性の優
れた高クロム・フエライト系ステンレス鋼の製造
方法を提供しようとするものである。 <発明の構成> 本発明者らは20〜25重量%の高いクロム含有量
のフエライト系ステンレス鋼において製造コスト
の著しい増大をまねくことなくかつ成形性を損わ
ず、高い耐食性を付与することができる母材組成
と、冷延鋼板の仕上焼鈍とその後の電解処理条件
について検討を行つた。 C、Nを0.015〜0.03重量%含有する高クロム
ステンレス鋼では、0.01重量%以下の極低C、N
高クロムステンレス鋼に比べて、耐食性が低下す
るのみならず、著しい高強度を示すため、成形性
は低下する。 ところがC、Nが0.015〜0.03重量%含有する
高クロムステンレス鋼にNbとTiおよび/または
Zrを複合添加することにより、固溶状態のC、
Nを固定し、Crの炭窒化物の生成による耐食性
の劣化を防ぐとともに、強度が低下し、加工性が
改善することが判明した。さらに、上記高クロ
ム・フエライト系ステンレス鋼を光輝焼鈍し、そ
の後電解処理を行なうことにより成形性および耐
食性の優れた高クロム・フエライト系ステンレス
鋼を製造することができることを見い出し、本発
明を完成するに至つた。 即ち、本発明はC;0.015〜0.03重量%、Si;
0.1〜1.0重量%、Mn;1重量%以下、S;0.01重
量%以下、Cr;20〜25重量%、Mo;0.3〜1.0重
量%、Ni;0.1〜1.5重量%、Cu;0.04〜0.5重量
%、N;0.015〜0.03重量%、Nb;8(C+N)〜
20(C+N)、さらにTiおよび/またはZrをTi+
Zr/2の総量で;0.02〜0.1重量%含有し、残部
Feおよび不可避的不純物の組成であるフエライ
ト系ステンレス鋼を、露点が−60〜−45℃の非酸
化性ガス雰囲気中で925〜975℃にて光輝焼鈍を行
ない、その後5〜30重量%硝酸溶液中で、2〜30
クーロン/dm2の電気量の電解処理を行なうこと
を特徴とする成形性と耐食性に優れる高クロム・
フエライト系ステンレス鋼の製造方法を提供する
ものである。 以下、本発明の高クロム・フエライト系ステン
レス鋼の製造方法について詳細に説明する。 本発明に用いる鋼の組成は、C;0.015〜0.03
重量%、Si;0.1〜10重量%、Mn;1重量%以
下、S;0.01重量%以下、Cr;20〜25重量%、
Mo;0.3〜1.0重量%、Ni;0.1〜1.5重量%、
Cu;0.04〜0.5重量%、N;0.015〜0.03重量%、
Nb;8(C+N)〜20(C+N)、さらにTiおよ
び/またはZrをTi+Zr/2の総量で;0.02〜0.1
重量%含有し、残部Feおよび不可避的不純物で
ある。 Cは耐食性、靭性の面から少ない方が好ましい
が、Cが0.015重量%未満であると、溶製が困難
であり、製造コストが高くなる。 Cが0.03重量%を超えると、クロム炭化物が生
成し、耐食性と靭性が劣化する。 Siは脱酸効果のある元素であるが、Siが0.1重
量%未満であると、脱酸効果が充分でなく、Siが
1.0重量%を超えると、成形性が劣化する。 Mnは脱硫、脱酸作用のある元素であるが、
Mnが1重量%を超えると、耐食性が劣化する。 Sは0.01重量%を超えると、耐食性が劣化す
る。 Crは耐食性を決定する中心元素であり、オー
ステナイト系ステンレス鋼と同等の耐食性を得る
には、20重量%以上の添加が必要であるが25重量
%を越えると、靱性の低下が大きく、製造が困難
となる。 Moは耐食性を向上させる元素であるが、Mo
が0.3重量%未満では、上記耐食性が不十分であ
り、また、Moは高価なため、Moが1.0重量%を
超えると製造コストが高くなる。 Niは耐食性および靱性を向上させる元素であ
るが、Niが0.1重量%未満であるとその効果が不
十分であり、またNiは高価なため、Niが1.5重量
%を超えると製造コストが高くなる。 Cuは大気中における耐銹性を向上させる元素
であるが、Cuが0.04重量%未満であるとその効果
が不十分であり、またCuが0.5重量%を超えると、
熱間圧延時に表面割れが生じることがある。 NはCと同様に、Cr窒化物を生成し、耐食性
および靱性を劣化させるため、少ない方が好まし
いが、Nが0.015重量%未満であると溶製が困難
であり、製造コストが高くなる。また、Nが0.03
重量%を超えるとCr窒化物が生成し、耐食性お
よび靭性が劣化する。 Nbは炭窒化物生成傾向がCrに比べて大きく、
Crの炭窒化物の生成を抑制し、耐食性および靱
性の劣化を防ぐ効果がある。NbがC+Nの総量
の8倍未満であると、上記効果は不十分であり、
また、NbがC+Nの総量の20倍を超えても、上
記効果は飽和し、向上せず製造コストの上昇を招
く。 Tiおよび/またはZrは、Cr、NbよりC、Nの
固定に有効である。Ti+Zr/2の総量が0.02重量
%未満であると、上記効果が不十分であり、また
Ti+Zr/2の総量が0.1重量%を超えるとTiおよ
びZrの粗大な窒化物が生成し、表面清浄を著し
く低下させる。 TiおよびZrの添加量は上記理由により制限さ
れるため、C、Nを固定するためにはNbとの複
合添加が必要である。 なお、Nbの単独添加では、炭窒化物が加熱に
対して不安定であるため、微細な炭窒化物析出に
伴なう強度上昇により成形性が不足する。 上記の組成の高クロム・フエライト系ステンレ
ス鋼を冷間圧延鋼板(鋼の形態は、鋼板に限らな
い)と成し、該冷間圧延鋼板をガス雰囲気の露点
が−60〜−45℃の非酸化性ガス雰囲気中で、925
〜975℃の光輝焼鈍を行なう。 上記酸化性ガスは、例えばアンモニア分解ガ
ス、水素ガス等が好ましいが、これに限定される
ものではない。 非酸化性ガスの露点が−45℃を超えると、耐食
性の良好な酸化被膜が形成されず、また、鋼板表
面の着色が著しくなる。炉内を−60℃未満の露点
に保つことは工程生産上困難である。 光輝焼鈍温度が975℃を超えると結晶粒の粗大
化が生じ、値が低下する。また光輝焼鈍温度が
925℃未満であると、再結晶が充分完了せず、強
度が高く、値が低下し、成形性が劣化する。 なお、光輝焼鈍の焼鈍時間は、20〜120秒程度
とすればよい。 上記光輝焼鈍を行なつた高クロム・フエライト
系ステンレス鋼を、5〜30重量%硝酸水溶液の電
解浴中で、2〜30クーロン/dm2の電気量の電解
処理を行なうことにより、成形性と耐食性に優れ
る高クロム・フエライト系ステンレス鋼を製造す
ることができる。 電解液である硝酸水溶液の硝酸濃度が5重量%
未満であると、光輝焼鈍で高クロム・フエライト
系ステンレス鋼の表面に生じた微かな着色を取り
除くことができない。また、硝酸濃度30重量%を
超えると槽壁、配管の損傷の危険性が増大する。 電解液の温度は特に限定されないが通常10〜60
℃程度であればよい。 電気量が2クローン/dm2未満であると耐食性
改善効果がほとんど得られず、また電気量が30ク
ローン/dm2を超えると表面の白色化を生じ光沢
の低下の問題が生じる。 <実施例> 以下、本発明の実施例を具体的に説明する。 (実施例) 下記第1表に示す組成の鋼を溶製し、厚さ4mm
の熱延鋼板を製造した。本発明の組成の範囲にあ
るNo.1〜No.8を本発明鋼とし、Tiおよび/また
はZrの組成が本発明の範囲外のNo.9〜No.13を比
較鋼とし、430系ステンレス鋼をNo14の従来鋼と
した。 上記熱延鋼板を焼鈍酸洗後、冷間圧延し、厚さ
1.6mmの冷延鋼板を製造した。 上記冷延鋼板を再度、焼鈍酸洗し、冷間圧延
し、厚さ0.4mmの薄鋼板を製造した。得られた薄
鋼板を露点−55〜−50℃の範囲に制御したアンモ
ニア分解ガス中にて950℃、30秒間光輝焼鈍を行
つた。 その後、光輝焼鈍を行つた薄鋼板に10重量%硝
酸水溶液中で第2表に示す電気量にて電解処理を
行なつた。 さらに、電解処理を行なつた薄鋼板に、圧下率
1.5%の調質圧延を行なつた。 得られた薄鋼板のL.C.X方向より、JIS13号B
試験片を採取し、引張試験を行ない、0.2%耐力、
引張強さ、値を測定した。 その結果を第2表および第4図に示す。 また、耐食性の評価法として、海岸より100m
の位置に前記試験片を置いて大気暴露試験(1ヶ
月)を実施し、試験後、画像解析により試験片の
発銹部の面積率を測定した。また、暴露試験前の
試験片の白色度を色素計により測定した。 その結果を第2表、第1図および第2図に示
す。 第2表に示すように、本発明例における発銹面
積率は3.3%以下であるのに対して比較例におけ
る発銹面積率は、8.7%以上であつた。 第1図は本発明鋼であるNo3鋼の光輝焼鈍時の
アンモニア分解ガスの露点および光輝焼鈍後の電
解処理の耐食性に及ぼす影響を示すグラフであ
る。 露点が本発明の範囲である−60〜−45℃のと
き、発銹面積率は小さく、高クロム・フエライト
系ステンレス鋼の耐食性は良好であつた。 光輝焼鈍後電解処理を行なうと、発銹面積率は
さらに小さくなり、鋼板表面の微かな着色も消滅
した。 第2a図および第2b図は電解処理時の電気量
と発銹面積率および白色度の関係を示すグラフで
ある。 電気量が本発明の範囲である2〜30クーロン/
dm2のとき、発銹面積率および白色度は小さい。
電気量2クーロン/dm2未満のときは、発銹面積
率が大きく、30クーロン/dm2を超えるときは、
白色度が大きかつた。 第3a図、第3b図および第3c図は、光輝焼
鈍時の焼鈍温度と機械的性質(値、引張強さ、
0.2%耐力)の関係を示すグラフである。 焼鈍温度が本発明の温度範囲925〜975℃のとき
は、値は高く、引張強さおよび0.2%耐力は小
さく、よつて高クロム・フエライト系ステンレス
鋼の加工性(成形性)は良好であつた。 焼鈍温度が925℃未満のときは、値は低く、
引張強さおよび0.2%耐力は大きく、また焼鈍温
度が975℃を超えるときは、γ値が低く、高クロ
ム・フエライト系ステンレス鋼の加工性は悪い。 第4a図、第4b図および第4c図は、Ti+
Zr/2の総量と機械的性質(値、引張強さ、
0.2%耐力)の関係を示すグラフである。 Ti+Zr/2の総量が本発明の範囲0.02〜0.1重
量%のときは、値が高く、引張強さおよび0.2
%耐力が小さく、よつて高クロム・フエライト系
ステンレス鋼の加工性が良好であつた。 Ti+Zr/2の総量が0.02重量%未満のときは、
r値が低く、引張強さおよび0.2%耐力が大きく、
高クロム・フエライト系ステンレス鋼の加工性が
悪い。 Ti+Zr/2の総量が0.1重量%を超えるときは、
加工性は良好であるが、TiおよびZrの粗大な窒
化物が生成し、表面清浄が著しく低下した。
て用いられている高クロム・フエライト系ステン
レス鋼の製造方法に係り、特に成形性と耐食性に
優れる高クロム・フエライト系ステンレス鋼の製
造方法に関する。 <従来技術およびその問題点> SUS430に代表されるフエライト系ステンレス
鋼は、安価で耐応力腐食割れ性にも優れているた
め自動車外装部品をはじめとし各種装飾用素材と
して広く使用されている。 ところが、フエライト系ステンレス鋼はNiを
多量に含むオーステナイト系ステンレス鋼と比べ
ると塩素イオンを含む水溶液における耐銹性をは
じめとする一般耐食性が劣つている。 近年、ステンレス鋼溶製技術の進歩に伴ない、
極低C、Nの高クロム・フエライト系ステンレス
鋼の製造が可能となり、耐食性の点では著しく改
善された鋼種が開発されているが、製造コストの
上昇が著しいために価格では逆にオーステナイト
系ステンレス鋼より高く設定されている。 これは高クロム・フエライト系ステンレス鋼で
はクロム炭化物を生成し耐食性が逆に低下する危
険性が増大するためにC、Nが0.01重量%以下に
厳しく制限されるためである。 0.015〜0.03重量%のC、Nを含有する高クロ
ム・フエライト系ステンレス鋼において、十分な
成形性と優れた耐食性を有する高クロム・フエラ
イト系ステンレス鋼の開発が望まれている。 フエライト系ステンレス鋼は表面光沢度の大き
な光輝焼鈍(BA)材として使用されることが多
く、従来よりSUS430系鋼が用いられている。 フエライト系ステンレス鋼の耐食性は、素材の
組成だけで決まるものではなく、光輝焼鈍時に生
成される酸化被膜の組成、構造あるいは表面粗度
など様々な要因に支配されているため、数多くの
特許出願がなされ、表面の耐食性の向上が計られ
ている。 例えば、特開昭58−61220号において、フエラ
イトステンレス鋼に光輝焼鈍を行なつた場合の耐
食性向上の技術が開示されている。 また、近年、海岸地帯をはじめとする厳しい環
境下で使用される外装用部材が増加し、従来の鋼
種では耐食性が不十分である事が明らかとなり、
耐食性の向上が求められている。 すなわち、従来鋼種(SUS430系)において、
BAによる酸化被膜の最適化だけによる表面の耐
食性向上では、母材内部との耐食性に差が生じる
ため、一部の箇所での酸化被膜の機械的破損に対
し充分な耐食性を維持出来なくなつてきた。 また、外装用部材は、様々な形状に加工される
ため、上記耐食性の向上に加え、成形性に優れた
高クロム・フエライト系ステンレス鋼の開発が望
まれている。 <発明の目的> 本発明の目的は上述した従来技術の問題点を解
決しようとするもので、成形性および耐食性の優
れた高クロム・フエライト系ステンレス鋼の製造
方法を提供しようとするものである。 <発明の構成> 本発明者らは20〜25重量%の高いクロム含有量
のフエライト系ステンレス鋼において製造コスト
の著しい増大をまねくことなくかつ成形性を損わ
ず、高い耐食性を付与することができる母材組成
と、冷延鋼板の仕上焼鈍とその後の電解処理条件
について検討を行つた。 C、Nを0.015〜0.03重量%含有する高クロム
ステンレス鋼では、0.01重量%以下の極低C、N
高クロムステンレス鋼に比べて、耐食性が低下す
るのみならず、著しい高強度を示すため、成形性
は低下する。 ところがC、Nが0.015〜0.03重量%含有する
高クロムステンレス鋼にNbとTiおよび/または
Zrを複合添加することにより、固溶状態のC、
Nを固定し、Crの炭窒化物の生成による耐食性
の劣化を防ぐとともに、強度が低下し、加工性が
改善することが判明した。さらに、上記高クロ
ム・フエライト系ステンレス鋼を光輝焼鈍し、そ
の後電解処理を行なうことにより成形性および耐
食性の優れた高クロム・フエライト系ステンレス
鋼を製造することができることを見い出し、本発
明を完成するに至つた。 即ち、本発明はC;0.015〜0.03重量%、Si;
0.1〜1.0重量%、Mn;1重量%以下、S;0.01重
量%以下、Cr;20〜25重量%、Mo;0.3〜1.0重
量%、Ni;0.1〜1.5重量%、Cu;0.04〜0.5重量
%、N;0.015〜0.03重量%、Nb;8(C+N)〜
20(C+N)、さらにTiおよび/またはZrをTi+
Zr/2の総量で;0.02〜0.1重量%含有し、残部
Feおよび不可避的不純物の組成であるフエライ
ト系ステンレス鋼を、露点が−60〜−45℃の非酸
化性ガス雰囲気中で925〜975℃にて光輝焼鈍を行
ない、その後5〜30重量%硝酸溶液中で、2〜30
クーロン/dm2の電気量の電解処理を行なうこと
を特徴とする成形性と耐食性に優れる高クロム・
フエライト系ステンレス鋼の製造方法を提供する
ものである。 以下、本発明の高クロム・フエライト系ステン
レス鋼の製造方法について詳細に説明する。 本発明に用いる鋼の組成は、C;0.015〜0.03
重量%、Si;0.1〜10重量%、Mn;1重量%以
下、S;0.01重量%以下、Cr;20〜25重量%、
Mo;0.3〜1.0重量%、Ni;0.1〜1.5重量%、
Cu;0.04〜0.5重量%、N;0.015〜0.03重量%、
Nb;8(C+N)〜20(C+N)、さらにTiおよ
び/またはZrをTi+Zr/2の総量で;0.02〜0.1
重量%含有し、残部Feおよび不可避的不純物で
ある。 Cは耐食性、靭性の面から少ない方が好ましい
が、Cが0.015重量%未満であると、溶製が困難
であり、製造コストが高くなる。 Cが0.03重量%を超えると、クロム炭化物が生
成し、耐食性と靭性が劣化する。 Siは脱酸効果のある元素であるが、Siが0.1重
量%未満であると、脱酸効果が充分でなく、Siが
1.0重量%を超えると、成形性が劣化する。 Mnは脱硫、脱酸作用のある元素であるが、
Mnが1重量%を超えると、耐食性が劣化する。 Sは0.01重量%を超えると、耐食性が劣化す
る。 Crは耐食性を決定する中心元素であり、オー
ステナイト系ステンレス鋼と同等の耐食性を得る
には、20重量%以上の添加が必要であるが25重量
%を越えると、靱性の低下が大きく、製造が困難
となる。 Moは耐食性を向上させる元素であるが、Mo
が0.3重量%未満では、上記耐食性が不十分であ
り、また、Moは高価なため、Moが1.0重量%を
超えると製造コストが高くなる。 Niは耐食性および靱性を向上させる元素であ
るが、Niが0.1重量%未満であるとその効果が不
十分であり、またNiは高価なため、Niが1.5重量
%を超えると製造コストが高くなる。 Cuは大気中における耐銹性を向上させる元素
であるが、Cuが0.04重量%未満であるとその効果
が不十分であり、またCuが0.5重量%を超えると、
熱間圧延時に表面割れが生じることがある。 NはCと同様に、Cr窒化物を生成し、耐食性
および靱性を劣化させるため、少ない方が好まし
いが、Nが0.015重量%未満であると溶製が困難
であり、製造コストが高くなる。また、Nが0.03
重量%を超えるとCr窒化物が生成し、耐食性お
よび靭性が劣化する。 Nbは炭窒化物生成傾向がCrに比べて大きく、
Crの炭窒化物の生成を抑制し、耐食性および靱
性の劣化を防ぐ効果がある。NbがC+Nの総量
の8倍未満であると、上記効果は不十分であり、
また、NbがC+Nの総量の20倍を超えても、上
記効果は飽和し、向上せず製造コストの上昇を招
く。 Tiおよび/またはZrは、Cr、NbよりC、Nの
固定に有効である。Ti+Zr/2の総量が0.02重量
%未満であると、上記効果が不十分であり、また
Ti+Zr/2の総量が0.1重量%を超えるとTiおよ
びZrの粗大な窒化物が生成し、表面清浄を著し
く低下させる。 TiおよびZrの添加量は上記理由により制限さ
れるため、C、Nを固定するためにはNbとの複
合添加が必要である。 なお、Nbの単独添加では、炭窒化物が加熱に
対して不安定であるため、微細な炭窒化物析出に
伴なう強度上昇により成形性が不足する。 上記の組成の高クロム・フエライト系ステンレ
ス鋼を冷間圧延鋼板(鋼の形態は、鋼板に限らな
い)と成し、該冷間圧延鋼板をガス雰囲気の露点
が−60〜−45℃の非酸化性ガス雰囲気中で、925
〜975℃の光輝焼鈍を行なう。 上記酸化性ガスは、例えばアンモニア分解ガ
ス、水素ガス等が好ましいが、これに限定される
ものではない。 非酸化性ガスの露点が−45℃を超えると、耐食
性の良好な酸化被膜が形成されず、また、鋼板表
面の着色が著しくなる。炉内を−60℃未満の露点
に保つことは工程生産上困難である。 光輝焼鈍温度が975℃を超えると結晶粒の粗大
化が生じ、値が低下する。また光輝焼鈍温度が
925℃未満であると、再結晶が充分完了せず、強
度が高く、値が低下し、成形性が劣化する。 なお、光輝焼鈍の焼鈍時間は、20〜120秒程度
とすればよい。 上記光輝焼鈍を行なつた高クロム・フエライト
系ステンレス鋼を、5〜30重量%硝酸水溶液の電
解浴中で、2〜30クーロン/dm2の電気量の電解
処理を行なうことにより、成形性と耐食性に優れ
る高クロム・フエライト系ステンレス鋼を製造す
ることができる。 電解液である硝酸水溶液の硝酸濃度が5重量%
未満であると、光輝焼鈍で高クロム・フエライト
系ステンレス鋼の表面に生じた微かな着色を取り
除くことができない。また、硝酸濃度30重量%を
超えると槽壁、配管の損傷の危険性が増大する。 電解液の温度は特に限定されないが通常10〜60
℃程度であればよい。 電気量が2クローン/dm2未満であると耐食性
改善効果がほとんど得られず、また電気量が30ク
ローン/dm2を超えると表面の白色化を生じ光沢
の低下の問題が生じる。 <実施例> 以下、本発明の実施例を具体的に説明する。 (実施例) 下記第1表に示す組成の鋼を溶製し、厚さ4mm
の熱延鋼板を製造した。本発明の組成の範囲にあ
るNo.1〜No.8を本発明鋼とし、Tiおよび/また
はZrの組成が本発明の範囲外のNo.9〜No.13を比
較鋼とし、430系ステンレス鋼をNo14の従来鋼と
した。 上記熱延鋼板を焼鈍酸洗後、冷間圧延し、厚さ
1.6mmの冷延鋼板を製造した。 上記冷延鋼板を再度、焼鈍酸洗し、冷間圧延
し、厚さ0.4mmの薄鋼板を製造した。得られた薄
鋼板を露点−55〜−50℃の範囲に制御したアンモ
ニア分解ガス中にて950℃、30秒間光輝焼鈍を行
つた。 その後、光輝焼鈍を行つた薄鋼板に10重量%硝
酸水溶液中で第2表に示す電気量にて電解処理を
行なつた。 さらに、電解処理を行なつた薄鋼板に、圧下率
1.5%の調質圧延を行なつた。 得られた薄鋼板のL.C.X方向より、JIS13号B
試験片を採取し、引張試験を行ない、0.2%耐力、
引張強さ、値を測定した。 その結果を第2表および第4図に示す。 また、耐食性の評価法として、海岸より100m
の位置に前記試験片を置いて大気暴露試験(1ヶ
月)を実施し、試験後、画像解析により試験片の
発銹部の面積率を測定した。また、暴露試験前の
試験片の白色度を色素計により測定した。 その結果を第2表、第1図および第2図に示
す。 第2表に示すように、本発明例における発銹面
積率は3.3%以下であるのに対して比較例におけ
る発銹面積率は、8.7%以上であつた。 第1図は本発明鋼であるNo3鋼の光輝焼鈍時の
アンモニア分解ガスの露点および光輝焼鈍後の電
解処理の耐食性に及ぼす影響を示すグラフであ
る。 露点が本発明の範囲である−60〜−45℃のと
き、発銹面積率は小さく、高クロム・フエライト
系ステンレス鋼の耐食性は良好であつた。 光輝焼鈍後電解処理を行なうと、発銹面積率は
さらに小さくなり、鋼板表面の微かな着色も消滅
した。 第2a図および第2b図は電解処理時の電気量
と発銹面積率および白色度の関係を示すグラフで
ある。 電気量が本発明の範囲である2〜30クーロン/
dm2のとき、発銹面積率および白色度は小さい。
電気量2クーロン/dm2未満のときは、発銹面積
率が大きく、30クーロン/dm2を超えるときは、
白色度が大きかつた。 第3a図、第3b図および第3c図は、光輝焼
鈍時の焼鈍温度と機械的性質(値、引張強さ、
0.2%耐力)の関係を示すグラフである。 焼鈍温度が本発明の温度範囲925〜975℃のとき
は、値は高く、引張強さおよび0.2%耐力は小
さく、よつて高クロム・フエライト系ステンレス
鋼の加工性(成形性)は良好であつた。 焼鈍温度が925℃未満のときは、値は低く、
引張強さおよび0.2%耐力は大きく、また焼鈍温
度が975℃を超えるときは、γ値が低く、高クロ
ム・フエライト系ステンレス鋼の加工性は悪い。 第4a図、第4b図および第4c図は、Ti+
Zr/2の総量と機械的性質(値、引張強さ、
0.2%耐力)の関係を示すグラフである。 Ti+Zr/2の総量が本発明の範囲0.02〜0.1重
量%のときは、値が高く、引張強さおよび0.2
%耐力が小さく、よつて高クロム・フエライト系
ステンレス鋼の加工性が良好であつた。 Ti+Zr/2の総量が0.02重量%未満のときは、
r値が低く、引張強さおよび0.2%耐力が大きく、
高クロム・フエライト系ステンレス鋼の加工性が
悪い。 Ti+Zr/2の総量が0.1重量%を超えるときは、
加工性は良好であるが、TiおよびZrの粗大な窒
化物が生成し、表面清浄が著しく低下した。
【表】
【表】
【表】
【表】
<発明の効果>
本発明の高クロム・フエライト系ステンレス鋼
の製造方法によれば成形性(加工性)および耐食
性の優れた高クロム・フエライト系ステンレス鋼
を得ることができる。
の製造方法によれば成形性(加工性)および耐食
性の優れた高クロム・フエライト系ステンレス鋼
を得ることができる。
第1図は、光輝焼鈍時の雰囲気ガスの露点と発
銹面積率との関係を示すグラフである。第2a図
および第2b図は、それぞれ電解処理時の電気量
と発銹面積率および白色度の関係を示すグラフで
ある。第3a図、第3b図および第3c図は、そ
れぞれ光輝焼鈍時の焼鈍温度と機械的性質(
値、引張強さ、0.2%耐力)との関係を示すグラ
フである。第4a図、第4b図および第4c図
は、それぞれ鋼中のTi+Zr/2の総量と機械的
性質(値、引張強さ、0.2%耐力)との関係を
示すグラフである。
銹面積率との関係を示すグラフである。第2a図
および第2b図は、それぞれ電解処理時の電気量
と発銹面積率および白色度の関係を示すグラフで
ある。第3a図、第3b図および第3c図は、そ
れぞれ光輝焼鈍時の焼鈍温度と機械的性質(
値、引張強さ、0.2%耐力)との関係を示すグラ
フである。第4a図、第4b図および第4c図
は、それぞれ鋼中のTi+Zr/2の総量と機械的
性質(値、引張強さ、0.2%耐力)との関係を
示すグラフである。
Claims (1)
- 1 C;0.015〜0.03重量%、Si;0.1〜1.0重量%、
Mn;1重量%以下、S;0.01重量%以下、Cr;
20〜25重量%、Mo;0.3〜1.0重量%、Ni;0.1〜
1.5重量%、Cu;0.04〜0.5重量%、N;0.015〜
0.03重量%、Nb;8(C+N)〜20(C+N)、さ
らにTiおよび/またはZrをTi+Zr/2の総量
で;0.02〜0.1重量%含有し、残部Feおよび不可
避的不純物の組成であるフエライト系ステンレス
鋼を、露点が−60〜−45℃の非酸化性ガス雰囲気
中で925〜975℃にて光輝焼鈍を行ない、その後5
〜30重量%硝酸溶液中で、2〜30クーロン/dm2
の電気量の電解処理を行なうことを特徴とする成
形性と耐食性に優れる高クロム・フエライト系ス
テンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33365687A JPH01176094A (ja) | 1987-12-28 | 1987-12-28 | 成形性と耐食性に優れる高クロム・フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP33365687A JPH01176094A (ja) | 1987-12-28 | 1987-12-28 | 成形性と耐食性に優れる高クロム・フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01176094A JPH01176094A (ja) | 1989-07-12 |
JPH0453956B2 true JPH0453956B2 (ja) | 1992-08-28 |
Family
ID=18268497
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP33365687A Granted JPH01176094A (ja) | 1987-12-28 | 1987-12-28 | 成形性と耐食性に優れる高クロム・フェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01176094A (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
MY180753A (en) * | 2005-12-21 | 2020-12-08 | Exxonmobil Res & Eng Co | Corrosion resistant material for reduced fouling, heat transfer component with improved corrosion and fouling resistance, and method for reducing fouling |
ES2838098T3 (es) * | 2014-07-31 | 2021-07-01 | Jfe Steel Corp | Acero inoxidable ferrítico y método para producir el mismo |
WO2016103565A1 (ja) * | 2014-12-24 | 2016-06-30 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
CN110284054B (zh) * | 2019-06-04 | 2020-12-11 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种耐高温抗变形电解槽用钢及其制备方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5861220A (ja) * | 1981-10-09 | 1983-04-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐銹性に優れたフエライトステンレス鋼の製造方法 |
JPS612760A (ja) * | 1984-06-15 | 1986-01-08 | Mitsubishi Chem Ind Ltd | ナフタレンジスアゾ化合物 |
-
1987
- 1987-12-28 JP JP33365687A patent/JPH01176094A/ja active Granted
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS5861220A (ja) * | 1981-10-09 | 1983-04-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐銹性に優れたフエライトステンレス鋼の製造方法 |
JPS612760A (ja) * | 1984-06-15 | 1986-01-08 | Mitsubishi Chem Ind Ltd | ナフタレンジスアゾ化合物 |
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JPH01176094A (ja) | 1989-07-12 |
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