JPH05331543A - 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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- JPH05331543A JPH05331543A JP14063792A JP14063792A JPH05331543A JP H05331543 A JPH05331543 A JP H05331543A JP 14063792 A JP14063792 A JP 14063792A JP 14063792 A JP14063792 A JP 14063792A JP H05331543 A JPH05331543 A JP H05331543A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Fe−Cr−Al系合金熱延鋼帯の耐熱性を改善す
べくＹ添加を行う際にみられる靱性劣化を改善するこ
と。 【構成】 Ｃ:0.02 ％以下、Ｎ:0.02 ％以下、ただしC
(%)＋N(%):0.03 ％以下、Cr:9.0〜35.0％、Al:3.0〜8.0
％から成るFe−Cr−Al系合金に、Ｙ:0.01 〜0.1 ％お
よびTi:0.01 〜0.1 ％を配合する。 【効果】 ＹとTiの複合添加の相乗作用によって耐熱性
と靱性が改善され、温水浸漬による温間加工で製造が可
能となる。
べくＹ添加を行う際にみられる靱性劣化を改善するこ
と。 【構成】 Ｃ:0.02 ％以下、Ｎ:0.02 ％以下、ただしC
(%)＋N(%):0.03 ％以下、Cr:9.0〜35.0％、Al:3.0〜8.0
％から成るFe−Cr−Al系合金に、Ｙ:0.01 〜0.1 ％お
よびTi:0.01 〜0.1 ％を配合する。 【効果】 ＹとTiの複合添加の相乗作用によって耐熱性
と靱性が改善され、温水浸漬による温間加工で製造が可
能となる。
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、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。
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、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は高純度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。
分であって、Moは高純度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。
【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。
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:0.0
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、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 |
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