JPH0575809B2 - - Google Patents
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- JPH0575809B2 JPH0575809B2 JP62017381A JP1738187A JPH0575809B2 JP H0575809 B2 JPH0575809 B2 JP H0575809B2 JP 62017381 A JP62017381 A JP 62017381A JP 1738187 A JP1738187 A JP 1738187A JP H0575809 B2 JPH0575809 B2 JP H0575809B2
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Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は高強度を有するオーステナイト系ステ
ンレス鋼の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 厚板ステンレス鋼はその使用実績の９割以上が
SUS304(L)、SUS316(L)のオーステナイト系ステ
ンレス鋼の２鋼種で占められ、耐食材料、耐熱材
料はもとより構造用非磁性鋼、低温用鋼、さらに
近年では低合金鋼と組み合せたクラツド用鋼とし
て用いられている。 従来、オーステナイト系ステンレス鋼において
は組織の均一化と炭化物の固溶により耐食性の向
上を目的として溶体化処理が施されている。しか
し、このような溶体化処理材は強度、特に耐力が
低く、構造用材料としてのステンレス厚板の使用
範囲が制約される場合がある。その対策として、
オーステナイト系ステンレス鋼に加工熱処理を適
用し、再結晶域での圧延による細粒化強化により
高張力化を達成する方法（特開昭60−26619号）
や、未再結晶域で30％以上の累積圧下を加え転位
強化により高張力化を達成する方法（特開昭60−
197817号）が提案されている。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかし、オーステナイト系ステンレス鋼を細粒
化した場合の強度の粒度依存性は低合金鋼の2/3
以下と小さく、細粒化強化による大巾な強度上昇
は望めない。一方、未再結晶域での圧延による転
位強化は大巾な高張力化に有効であるが、第１図
に示すように、SUS304の場合970℃から900℃の
温度範囲で強度が大巾に変化しており、0.2％PS
＝30〜50Kg／mm2を目標とした場合、圧延時の仕上
温度の変動により大巾な強度のバラツキが生じ、
実操業において目標強度を安定して確保できない
という問題がある。このため実操業における圧延
温度の多少の変動にかかわらず、目標強度を安定
して確保可能な圧延方法の確立が望まれていた。 〔問題を解決するための手段〕 本発明者等はこのような背景の下に、オーステ
ナイト系ステンレス鋼に対して加工熱処理法を適
用するに当つての最適条件を検討したものであ
り、この結果、 (1) 完全再結晶域で圧延を中断し、 (2) 次いで、特定の温度域で目標強度により決定
される一定の圧下率を加え、 (3) 引き続き、成分で決定される臨界冷却速度以
上で加速冷却を行う。 ことにより、圧延時の温度管理に多少の変動があ
つても目標強度を安定して確保し得るという新た
な圧延方法を見い出した。 すなわち本発明は、オーステナイト系ステンレ
ス鋼を、1000〜1300℃の温度範囲に加熱後、下記
するTR（℃）以上の温度で圧延を中断し、引き続
きTF（℃）以上、TR−40（℃）以下の温度範囲で
５〜30％の累積圧下を加え、圧延終了後速やかに
500℃以下の温度まで下記するRC（℃／ｓ）以上
の冷却速度で冷却するようにしたことをその基本
的特徴とする。 TR＝940＋30×〔％Mo〕 TF＝600 （但し、Ｃ0.03wt％の場合） TF＝5000×〔％Ｃ〕＋450 （但し、Ｃ＞0.03wt％の場合） logRC＝42.5×〔％Ｃ〕−0.07×〔％Mo〕 −1.55 （但し、Ｃ0.06wt％の場合） logRC＝１−0.07×〔％Mo〕 （但し、Ｃ＞0.06wt％の場合） 〔但し、 〔％Mo〕：Mo含有量（wt％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（wt％）〕 このような本発明の対象とするオーステナイト
系ステンレス鋼とは、Ｃ：0.08wt％以下、Si：
1.0wt％以下、Mn：2.0wt％以下、Ni：8.0〜
16.0wt％、Cr：16.0〜20.0wt％、Ｎ：0.25wt％以
下基本成分組成とし、更に必要に応じMo：
4.0wt％以下、Cu：3.0wt％以下、Ｗ：0.5wt％以
下、Ti：0.5wt％以下、Nb：0.5wt％以下、Ｖ：
0.5wt％以下、Zr：0.5wt％以下、La：0.02wt％
以下、Ce：0.02wt％以下、及びCa：0.02wt％以
下の一種又は二種以上を含み、残部がFe及び不
可避不純物からなるものである。 以下、本発明の詳細を説明する。 完全再結晶域で圧延を中断するための条件を得
るため、オーステナイト系ステンレス鋼再結晶挙
動の検討を行つたところ、再結晶挙動は主として
γ径、圧下率、温度及び化学成分によつて支配さ
れることを確認した。しかし、実操業における圧
延では、加熱温度は1100〜1250℃、１パス当りの
圧下率は10〜20％の範囲であり、このため、実操
業において実際に再結晶に影響を及ぼす因子（変
動因子）は、上記諸因子のうち温度と化学成分と
いうことになる。第２図は、第１表に示されるよ
うなSUS304LをベースにMo量を3.2％まで変化
させた鋼（Ａ〜Ｄ鋼）、SUS304（Ｅ鋼）、SUS316
（Ｆ鋼）、SUS316L（Ｇ鋼）を1200℃に加熱後、１
パス圧下率10〜20％で12mmに圧延し、空冷した場
合の仕上温度と組織との関係を示したものであ
る。 これによれば、SUS304LをベースにMo量を増
加させるにつれて、完全再結晶組織とするために
必要な圧延仕上温度は上昇している。しかしＡ鋼
とＥ鋼、Ｃ鋼とＦ、Ｇ鋼は、Mo量がほとんど同
じである（Ａ、Ｅ鋼はMo無添加）以外はＣ、
Ｎ、Ｐ、Ｓ、Cr、Ni量とも異つているにもかか
わらず、その再結晶挙動はほとんど同じてある。
つまり、Nb、Ti等の析出型元素を含まない
SUS304、SUS316（Ｌ、Ｎ、LNグレードを含む）
グレードのオーステナイト系ステンレス鋼では、
再結晶温度はMo量により決定され、TR＝940＋
30×〔％Mo〕以上の温度で圧延を終了すること
により完全再結晶組織を得ることが可能であるこ
とが判る。 次に本発明において大きな課題である、目標強
度を実操業において安定して確保するための圧延
条件の検討を行つた。第３図は第１表に示す鋼Ａ
（SUS304L）を用い、TR以上（本鋼種の場合、
TR：940℃）である970℃で圧延を一旦中断し、
550〜925℃の温度範囲で５〜30％の圧下を加えた
後、３℃／ｓで加速冷却を行つた場合の強度変化
を示している。なお、板厚は20mmである。これに
よれば、いずれの場合も上記温度域での圧下率の
増加に伴い、降伏応力は上昇するが、圧下率一定
の場合600℃以上、900℃以下の温度範囲では、圧
下温度の変化に伴う強度の変動が小さい。これに
対し、TRより40℃低い900℃を超える高温域、及
び600℃未満の低温域では圧延温度変化に伴う強
度変動が大きく、この両温度領域での圧延は、目
標強度が安定して確保できない。また、600℃よ
り低温域での圧延は、圧延時の荷重が増大する点
からも望ましくない。このためＣ0.03％の鋼で
は、600℃以上、（TR−40）℃以下の温度範囲で
圧延を行う必要がある。 また、ノーマルグレードでは通常条件の圧延後
速かに加速冷却を行つても、圧延中のCr炭化物
の析出に起因する耐食性の劣化が懸念されるた
め、Cr炭化物の析出しない圧延温度をＣ量との
関係で検討した。第４図はその結果を示すもの
で、第２表中の鋼Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋについて、TR
以上（本鋼種の場合、TR：940℃）である1000℃
で圧延を中断後、600〜850℃の温度範囲で20％の
圧下（仕上板厚20mm）を加え、圧延温度より20℃
低い温度から室温まで10℃／ｓで加速冷却を行
い、得られた材料について炭化物の析出の有無を
10％しゆう酸電解エツチ（JIS G0571）で判定し
たものである。ここで、加速冷却開始時に圧延温
度より20℃低い温度に設定したのは、圧延終了後
速やかに加速冷却を開始しようとしても実操業時
には冷却装置までの移送に時間を要して鋼板が不
可避的に放冷され、そしてその不可避的温度降下
の最大が約20℃であることから、その誤差を考慮
して設定したものである。これによれば、0.08wt
％Ｃ鋼では850℃未満での圧延によりCr炭化物の
析出が生じるのに対し、0.030wt％Ｃ鋼ではいず
れの温度においても析出は生ぜず、圧延により
Cr炭化物が生じる最低温度はＣ量の関数として、
5000×〔％Ｃ〕＋450（℃）で示される。したがつて
高張力化のための未再結晶域での圧延の下限温度
はＬグレード（Ｃ0.03wt％）ではTF（℃）＝
600、ノーマルグレード（Ｃ＞0.03wt％）ではTF
（℃）＝5000×〔％Ｃ〕＋450を満足する必要がある。 第５図は、第１表中の鋼Ｆ（SUS316）をTR以
上（本鋼種の場合、TR：1010℃）である1050℃
で圧延中断後、700℃から1000℃の領域で圧延
（仕上板厚32mm）し、その圧延終了後速やかに10
℃／ｓで加速冷却した場合の強度変化を示したも
のである。これによれば、第３図に示した
SUS304Lの場合と同様、完全再結晶温度TRより
40℃低い970℃から700℃の温度範囲では、圧下率
が一定であれば圧延温度の変動が小さいことが判
る。しかし、700℃で圧延を終了した場合は、上
記圧延下限温度（TF＝5000×〔％Ｃ〕＋450℃）を
満足していないためCr炭化物の析出が認められ
た。 また、以上のような温度領域での圧下率は、目
標とする強度により変化するが、第３図及び第５
図の結果からの一応の目安として、溶体化処理材
の強度に較べ、10Kg／mm2程度降伏点の上昇を図る
場合は５％、10Kg／mm2程度の場合は10％、20Kg／
mm2程度の場合は20％である。上記温度領域での圧
下率が５％未満では、高張力化への寄与が小さく
本発明の効果が発揮されない。一方、30％を超え
る圧下は強度が上昇し過ぎ、溶接後の継手引張り
において溶接部破断の恐れが生じる。以上の点か
ら圧下率は５〜30％とする。 さらに、上記のような温度域で圧延を行つた場
合について、粒界へのCr炭化物、窒化物の析出
を抑制するための冷却条件の検討を行つた。この
検討には高速圧縮試験機を用いて圧延をシユミレ
ートし、その後種々の冷却速度で冷却した材料を
10％しゆう酸電解エツチ（JIS G0571）で判定す
る手法を用いた。第６図はその結果を示すもの
で、第１表に示した鋼Ａ、Ｅ、Ｆ、Ｇ及び第２表
に示した鋼Ｈ〜Ｐを1200℃に加熱後、それぞれの
再結晶温度以上で20％の加工を２パス与えて微細
再結晶組織にし、さらに850℃で10％の圧下を加
え、種々の冷却速度で冷却した場合について、粒
界へのCr炭化物が生じない臨界冷却速度をＣ量
に対して示したものである。これによれば、いず
れのMoレベルにおいてもＣ0.06wt％の領域で
はＣ量が増加する程、臨界冷却速度が上昇する
が、Ｃ＞0.06wt％で大概10℃／ｓと一定である。
また同一Ｃ量ではMo量が増加するほど臨界冷却
速度は低下するが、Ｎ量に伴う変化は認められ
ず、その臨界冷却速度RCは次式で与えられる。 logRC＝42.5×〔％Ｃ〕−0.07×〔％Mo〕 −1.55 （但し、Ｃ0.06wt％の場合） logRC＝１−0.07×〔％Mo〕 （但し、Ｃ＞0.06wt％の場合） なお、圧延時の加熱温度は圧延仕上温度の確保
及び加熱粒径の極端な粗大化抑制の観点から1000
℃〜1300℃が望ましい。 また、冷却速度及び冷却停止温度は前記した通
りであるが、加速冷却後の鋼板の歪防止の観点か
ら、冷却速度はRC：50℃／ｓ以下、冷却停止温
度は200℃〜500℃とすることが望ましい。 以上のように、TR℃（＝940＋30×〔％Mo〕）
で示される再結晶温度以上で圧延を中断後、TF
℃（Ｃ0.03wt％ではTF＝600℃、Ｃ＞0.03wt％
ではTF＝5000×〔％℃〕＋450℃）以上、TR−40℃
以下の温度範囲で５％〜30％の圧下率で累積圧下
を１パスまたは多パスで与え、圧延終了後速やか
にRC℃／ｓ（Ｃ0.06wt％ではlogRC＝42.5×〔％
Ｃ〕−0.07×〔％Mo〕−1.55、Ｃ＞0.06wt％では
logRC＝１−0.07×〔％Mo〕で示される臨界冷却
速度以上で冷却することにより、溶体化処理材と
同等かそれ以上の耐食性を有し、しかも溶体化処
理材より高降伏点のステンレス鋼板を実操業にお
いて安定して製造することができる。 次に、本発明の対象とするオーステナイト系ス
テンレス鋼の成分の限定理由について述べる。 Ｃは、第６図に示したようにCr炭化物が形成
される臨界冷却速度を上昇させるために0.08wt％
以下に抑えられる。 Siは脱酸のため必要であるが、1.0wt％を超え
ると熱間加工性を著しく阻害し、このため1.0wt
％以下に抑えられる。但し、脱酸のため0.05wt％
以上添加することが好ましい。 Mnは脱酸のため必要であるが、2.0wt％を超
えると耐食性を劣化させ、このため2.0wt％以下
に抑えられる。但し、脱酸のため0.05wt％以上添
加することが好ましい。 Crは、耐孔食性をはじめ耐食性に極めて有効
な元素であり、16.0wt％未満では耐食性が十分で
ない。一方、Crが20.0wt％を超えると、オース
テナイト組織を維持するためにNiを多量に添加
することが必要になつて経済性を損ね、また製造
性も低下する。このためCrは16.0〜20.0wt％とす
る。 Niは耐食性の改善に有効であり、上述したCr
量の範囲内でオーステナイト組織を維持するため
には8.0wt％以上が必要であるが、経済的な理由
からその上限は16.0wt％とする。このためNiは
8.0〜16.0wt％とする。 Ｎは耐食性を高める作用があるが、0.25wt％を
超える添加は本発明成分範囲では困難である。 以上の基本成分に対し、耐食性、熱間加工性の
改善を目的とし、Mo：4.0wt％以下、Cu：3.0wt
％以下、Ｗ：0.5wt％以下、Ti：0.5wt％以下、
Nb：0.5wt％以下、Ｖ：0.5wt％以下、Zr：0.5wt
％以下、La：0.02wt％以下、Ce：0.02wt％以下
及びCa：0.02wt％以下の１種または２種以上を
含むことができる。
ンレス鋼の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 厚板ステンレス鋼はその使用実績の９割以上が
SUS304(L)、SUS316(L)のオーステナイト系ステ
ンレス鋼の２鋼種で占められ、耐食材料、耐熱材
料はもとより構造用非磁性鋼、低温用鋼、さらに
近年では低合金鋼と組み合せたクラツド用鋼とし
て用いられている。 従来、オーステナイト系ステンレス鋼において
は組織の均一化と炭化物の固溶により耐食性の向
上を目的として溶体化処理が施されている。しか
し、このような溶体化処理材は強度、特に耐力が
低く、構造用材料としてのステンレス厚板の使用
範囲が制約される場合がある。その対策として、
オーステナイト系ステンレス鋼に加工熱処理を適
用し、再結晶域での圧延による細粒化強化により
高張力化を達成する方法（特開昭60−26619号）
や、未再結晶域で30％以上の累積圧下を加え転位
強化により高張力化を達成する方法（特開昭60−
197817号）が提案されている。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかし、オーステナイト系ステンレス鋼を細粒
化した場合の強度の粒度依存性は低合金鋼の2/3
以下と小さく、細粒化強化による大巾な強度上昇
は望めない。一方、未再結晶域での圧延による転
位強化は大巾な高張力化に有効であるが、第１図
に示すように、SUS304の場合970℃から900℃の
温度範囲で強度が大巾に変化しており、0.2％PS
＝30〜50Kg／mm2を目標とした場合、圧延時の仕上
温度の変動により大巾な強度のバラツキが生じ、
実操業において目標強度を安定して確保できない
という問題がある。このため実操業における圧延
温度の多少の変動にかかわらず、目標強度を安定
して確保可能な圧延方法の確立が望まれていた。 〔問題を解決するための手段〕 本発明者等はこのような背景の下に、オーステ
ナイト系ステンレス鋼に対して加工熱処理法を適
用するに当つての最適条件を検討したものであ
り、この結果、 (1) 完全再結晶域で圧延を中断し、 (2) 次いで、特定の温度域で目標強度により決定
される一定の圧下率を加え、 (3) 引き続き、成分で決定される臨界冷却速度以
上で加速冷却を行う。 ことにより、圧延時の温度管理に多少の変動があ
つても目標強度を安定して確保し得るという新た
な圧延方法を見い出した。 すなわち本発明は、オーステナイト系ステンレ
ス鋼を、1000〜1300℃の温度範囲に加熱後、下記
するTR（℃）以上の温度で圧延を中断し、引き続
きTF（℃）以上、TR−40（℃）以下の温度範囲で
５〜30％の累積圧下を加え、圧延終了後速やかに
500℃以下の温度まで下記するRC（℃／ｓ）以上
の冷却速度で冷却するようにしたことをその基本
的特徴とする。 TR＝940＋30×〔％Mo〕 TF＝600 （但し、Ｃ0.03wt％の場合） TF＝5000×〔％Ｃ〕＋450 （但し、Ｃ＞0.03wt％の場合） logRC＝42.5×〔％Ｃ〕−0.07×〔％Mo〕 −1.55 （但し、Ｃ0.06wt％の場合） logRC＝１−0.07×〔％Mo〕 （但し、Ｃ＞0.06wt％の場合） 〔但し、 〔％Mo〕：Mo含有量（wt％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（wt％）〕 このような本発明の対象とするオーステナイト
系ステンレス鋼とは、Ｃ：0.08wt％以下、Si：
1.0wt％以下、Mn：2.0wt％以下、Ni：8.0〜
16.0wt％、Cr：16.0〜20.0wt％、Ｎ：0.25wt％以
下基本成分組成とし、更に必要に応じMo：
4.0wt％以下、Cu：3.0wt％以下、Ｗ：0.5wt％以
下、Ti：0.5wt％以下、Nb：0.5wt％以下、Ｖ：
0.5wt％以下、Zr：0.5wt％以下、La：0.02wt％
以下、Ce：0.02wt％以下、及びCa：0.02wt％以
下の一種又は二種以上を含み、残部がFe及び不
可避不純物からなるものである。 以下、本発明の詳細を説明する。 完全再結晶域で圧延を中断するための条件を得
るため、オーステナイト系ステンレス鋼再結晶挙
動の検討を行つたところ、再結晶挙動は主として
γ径、圧下率、温度及び化学成分によつて支配さ
れることを確認した。しかし、実操業における圧
延では、加熱温度は1100〜1250℃、１パス当りの
圧下率は10〜20％の範囲であり、このため、実操
業において実際に再結晶に影響を及ぼす因子（変
動因子）は、上記諸因子のうち温度と化学成分と
いうことになる。第２図は、第１表に示されるよ
うなSUS304LをベースにMo量を3.2％まで変化
させた鋼（Ａ〜Ｄ鋼）、SUS304（Ｅ鋼）、SUS316
（Ｆ鋼）、SUS316L（Ｇ鋼）を1200℃に加熱後、１
パス圧下率10〜20％で12mmに圧延し、空冷した場
合の仕上温度と組織との関係を示したものであ
る。 これによれば、SUS304LをベースにMo量を増
加させるにつれて、完全再結晶組織とするために
必要な圧延仕上温度は上昇している。しかしＡ鋼
とＥ鋼、Ｃ鋼とＦ、Ｇ鋼は、Mo量がほとんど同
じである（Ａ、Ｅ鋼はMo無添加）以外はＣ、
Ｎ、Ｐ、Ｓ、Cr、Ni量とも異つているにもかか
わらず、その再結晶挙動はほとんど同じてある。
つまり、Nb、Ti等の析出型元素を含まない
SUS304、SUS316（Ｌ、Ｎ、LNグレードを含む）
グレードのオーステナイト系ステンレス鋼では、
再結晶温度はMo量により決定され、TR＝940＋
30×〔％Mo〕以上の温度で圧延を終了すること
により完全再結晶組織を得ることが可能であるこ
とが判る。 次に本発明において大きな課題である、目標強
度を実操業において安定して確保するための圧延
条件の検討を行つた。第３図は第１表に示す鋼Ａ
（SUS304L）を用い、TR以上（本鋼種の場合、
TR：940℃）である970℃で圧延を一旦中断し、
550〜925℃の温度範囲で５〜30％の圧下を加えた
後、３℃／ｓで加速冷却を行つた場合の強度変化
を示している。なお、板厚は20mmである。これに
よれば、いずれの場合も上記温度域での圧下率の
増加に伴い、降伏応力は上昇するが、圧下率一定
の場合600℃以上、900℃以下の温度範囲では、圧
下温度の変化に伴う強度の変動が小さい。これに
対し、TRより40℃低い900℃を超える高温域、及
び600℃未満の低温域では圧延温度変化に伴う強
度変動が大きく、この両温度領域での圧延は、目
標強度が安定して確保できない。また、600℃よ
り低温域での圧延は、圧延時の荷重が増大する点
からも望ましくない。このためＣ0.03％の鋼で
は、600℃以上、（TR−40）℃以下の温度範囲で
圧延を行う必要がある。 また、ノーマルグレードでは通常条件の圧延後
速かに加速冷却を行つても、圧延中のCr炭化物
の析出に起因する耐食性の劣化が懸念されるた
め、Cr炭化物の析出しない圧延温度をＣ量との
関係で検討した。第４図はその結果を示すもの
で、第２表中の鋼Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋについて、TR
以上（本鋼種の場合、TR：940℃）である1000℃
で圧延を中断後、600〜850℃の温度範囲で20％の
圧下（仕上板厚20mm）を加え、圧延温度より20℃
低い温度から室温まで10℃／ｓで加速冷却を行
い、得られた材料について炭化物の析出の有無を
10％しゆう酸電解エツチ（JIS G0571）で判定し
たものである。ここで、加速冷却開始時に圧延温
度より20℃低い温度に設定したのは、圧延終了後
速やかに加速冷却を開始しようとしても実操業時
には冷却装置までの移送に時間を要して鋼板が不
可避的に放冷され、そしてその不可避的温度降下
の最大が約20℃であることから、その誤差を考慮
して設定したものである。これによれば、0.08wt
％Ｃ鋼では850℃未満での圧延によりCr炭化物の
析出が生じるのに対し、0.030wt％Ｃ鋼ではいず
れの温度においても析出は生ぜず、圧延により
Cr炭化物が生じる最低温度はＣ量の関数として、
5000×〔％Ｃ〕＋450（℃）で示される。したがつて
高張力化のための未再結晶域での圧延の下限温度
はＬグレード（Ｃ0.03wt％）ではTF（℃）＝
600、ノーマルグレード（Ｃ＞0.03wt％）ではTF
（℃）＝5000×〔％Ｃ〕＋450を満足する必要がある。 第５図は、第１表中の鋼Ｆ（SUS316）をTR以
上（本鋼種の場合、TR：1010℃）である1050℃
で圧延中断後、700℃から1000℃の領域で圧延
（仕上板厚32mm）し、その圧延終了後速やかに10
℃／ｓで加速冷却した場合の強度変化を示したも
のである。これによれば、第３図に示した
SUS304Lの場合と同様、完全再結晶温度TRより
40℃低い970℃から700℃の温度範囲では、圧下率
が一定であれば圧延温度の変動が小さいことが判
る。しかし、700℃で圧延を終了した場合は、上
記圧延下限温度（TF＝5000×〔％Ｃ〕＋450℃）を
満足していないためCr炭化物の析出が認められ
た。 また、以上のような温度領域での圧下率は、目
標とする強度により変化するが、第３図及び第５
図の結果からの一応の目安として、溶体化処理材
の強度に較べ、10Kg／mm2程度降伏点の上昇を図る
場合は５％、10Kg／mm2程度の場合は10％、20Kg／
mm2程度の場合は20％である。上記温度領域での圧
下率が５％未満では、高張力化への寄与が小さく
本発明の効果が発揮されない。一方、30％を超え
る圧下は強度が上昇し過ぎ、溶接後の継手引張り
において溶接部破断の恐れが生じる。以上の点か
ら圧下率は５〜30％とする。 さらに、上記のような温度域で圧延を行つた場
合について、粒界へのCr炭化物、窒化物の析出
を抑制するための冷却条件の検討を行つた。この
検討には高速圧縮試験機を用いて圧延をシユミレ
ートし、その後種々の冷却速度で冷却した材料を
10％しゆう酸電解エツチ（JIS G0571）で判定す
る手法を用いた。第６図はその結果を示すもの
で、第１表に示した鋼Ａ、Ｅ、Ｆ、Ｇ及び第２表
に示した鋼Ｈ〜Ｐを1200℃に加熱後、それぞれの
再結晶温度以上で20％の加工を２パス与えて微細
再結晶組織にし、さらに850℃で10％の圧下を加
え、種々の冷却速度で冷却した場合について、粒
界へのCr炭化物が生じない臨界冷却速度をＣ量
に対して示したものである。これによれば、いず
れのMoレベルにおいてもＣ0.06wt％の領域で
はＣ量が増加する程、臨界冷却速度が上昇する
が、Ｃ＞0.06wt％で大概10℃／ｓと一定である。
また同一Ｃ量ではMo量が増加するほど臨界冷却
速度は低下するが、Ｎ量に伴う変化は認められ
ず、その臨界冷却速度RCは次式で与えられる。 logRC＝42.5×〔％Ｃ〕−0.07×〔％Mo〕 −1.55 （但し、Ｃ0.06wt％の場合） logRC＝１−0.07×〔％Mo〕 （但し、Ｃ＞0.06wt％の場合） なお、圧延時の加熱温度は圧延仕上温度の確保
及び加熱粒径の極端な粗大化抑制の観点から1000
℃〜1300℃が望ましい。 また、冷却速度及び冷却停止温度は前記した通
りであるが、加速冷却後の鋼板の歪防止の観点か
ら、冷却速度はRC：50℃／ｓ以下、冷却停止温
度は200℃〜500℃とすることが望ましい。 以上のように、TR℃（＝940＋30×〔％Mo〕）
で示される再結晶温度以上で圧延を中断後、TF
℃（Ｃ0.03wt％ではTF＝600℃、Ｃ＞0.03wt％
ではTF＝5000×〔％℃〕＋450℃）以上、TR−40℃
以下の温度範囲で５％〜30％の圧下率で累積圧下
を１パスまたは多パスで与え、圧延終了後速やか
にRC℃／ｓ（Ｃ0.06wt％ではlogRC＝42.5×〔％
Ｃ〕−0.07×〔％Mo〕−1.55、Ｃ＞0.06wt％では
logRC＝１−0.07×〔％Mo〕で示される臨界冷却
速度以上で冷却することにより、溶体化処理材と
同等かそれ以上の耐食性を有し、しかも溶体化処
理材より高降伏点のステンレス鋼板を実操業にお
いて安定して製造することができる。 次に、本発明の対象とするオーステナイト系ス
テンレス鋼の成分の限定理由について述べる。 Ｃは、第６図に示したようにCr炭化物が形成
される臨界冷却速度を上昇させるために0.08wt％
以下に抑えられる。 Siは脱酸のため必要であるが、1.0wt％を超え
ると熱間加工性を著しく阻害し、このため1.0wt
％以下に抑えられる。但し、脱酸のため0.05wt％
以上添加することが好ましい。 Mnは脱酸のため必要であるが、2.0wt％を超
えると耐食性を劣化させ、このため2.0wt％以下
に抑えられる。但し、脱酸のため0.05wt％以上添
加することが好ましい。 Crは、耐孔食性をはじめ耐食性に極めて有効
な元素であり、16.0wt％未満では耐食性が十分で
ない。一方、Crが20.0wt％を超えると、オース
テナイト組織を維持するためにNiを多量に添加
することが必要になつて経済性を損ね、また製造
性も低下する。このためCrは16.0〜20.0wt％とす
る。 Niは耐食性の改善に有効であり、上述したCr
量の範囲内でオーステナイト組織を維持するため
には8.0wt％以上が必要であるが、経済的な理由
からその上限は16.0wt％とする。このためNiは
8.0〜16.0wt％とする。 Ｎは耐食性を高める作用があるが、0.25wt％を
超える添加は本発明成分範囲では困難である。 以上の基本成分に対し、耐食性、熱間加工性の
改善を目的とし、Mo：4.0wt％以下、Cu：3.0wt
％以下、Ｗ：0.5wt％以下、Ti：0.5wt％以下、
Nb：0.5wt％以下、Ｖ：0.5wt％以下、Zr：0.5wt
％以下、La：0.02wt％以下、Ce：0.02wt％以下
及びCa：0.02wt％以下の１種または２種以上を
含むことができる。
【表】
【表】
実施例 １
第３表に示す鋼Ｑを用い、このインゴツトを
1150℃に加熱して圧延するとともに、TR以上で
ある970℃で圧延中断し、引き続き第４表に示す
温度で15mm厚まで圧延し、空冷した。得られた鋼
板の強度及び耐食性を第４表に示す。 これによれば、本鋼種は低Ｃ系であるため空冷
した場合においても良好な耐食性を有している。
本発明条件を満足しているNo.４〜No.８は、従来の
溶体化処理材（No.１）に較べ降伏点が10Kg／mm2以
上も向上している。これに対し比較法たるNo.２、
No.３は溶体化処理材に較べ高降伏点は確保されて
いるものの、強度上昇量は５Kg／mm2以下とわずか
である。また、No.４〜No.６は圧下温度が230℃も
差があるのに対し、強度差は1.5Kg／mm2以下であ
り、前述したように実操業において鋼板内での温
度の変動、圧延時の温度管理のバラツキにも安定
して強度を確保できることが判る。 実施例 ２ 第３表に示す鋼Ｒを用い、このインゴツトを
1200℃に加熱して圧延するとともに、TR以上で
ある1000℃で圧延を中断し、引き続き730℃と850
℃の温度で10％の圧下を加え、その圧延終了後
種々の冷却速度で冷却した。得られた強度と耐食
性を第５表に示す。 これによれば、850℃で10％の圧下を加えたNo.
１〜No.３は、いずれも溶体化処理材（No.５）に比
べ大巾な高張力化が達成されているが、本鋼種の
臨界冷却条件（RC10℃／ｓ）を満足していな
いNo.１、No.２では、10％しゆう酸試験で粒界腐食
が認められるとともに65％沸とう硝酸試験におけ
る腐食減量が増加している。また、冷却条件は満
足しているものの圧延条件を満足していないNo.４
においても、耐食性の劣化が認められる。これに
対し、本発明条件を満足しているNo.３では溶体化
処理材と同等の耐食性を有し、かつ溶体化条件材
に比べ大巾な高張力化が達成されている。 実施例 ３ 第３表に示す鋼Ｓ〜Ｚを用い、このインゴツト
を1250℃に加熱して圧延するとともに、1060℃で
圧延を中断し、引き続き840℃で５％ずつ２回の
圧下を加えて50mmに圧延し、その圧延終了後３
℃／ｓで加速冷却した。このようにして得られた
鋼板の強度及び耐食性を1050℃溶体化処理材のそ
れとともに第６表に示した。 これによれば、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Ｎ量
にかかわらず、いずれの鋼においても本発明鋼は
比較材である溶体化処理材と同等の耐食性を有
し、かつ溶体化処理材に比べ15Kg／mm2程度の高張
力化が達成されている。
1150℃に加熱して圧延するとともに、TR以上で
ある970℃で圧延中断し、引き続き第４表に示す
温度で15mm厚まで圧延し、空冷した。得られた鋼
板の強度及び耐食性を第４表に示す。 これによれば、本鋼種は低Ｃ系であるため空冷
した場合においても良好な耐食性を有している。
本発明条件を満足しているNo.４〜No.８は、従来の
溶体化処理材（No.１）に較べ降伏点が10Kg／mm2以
上も向上している。これに対し比較法たるNo.２、
No.３は溶体化処理材に較べ高降伏点は確保されて
いるものの、強度上昇量は５Kg／mm2以下とわずか
である。また、No.４〜No.６は圧下温度が230℃も
差があるのに対し、強度差は1.5Kg／mm2以下であ
り、前述したように実操業において鋼板内での温
度の変動、圧延時の温度管理のバラツキにも安定
して強度を確保できることが判る。 実施例 ２ 第３表に示す鋼Ｒを用い、このインゴツトを
1200℃に加熱して圧延するとともに、TR以上で
ある1000℃で圧延を中断し、引き続き730℃と850
℃の温度で10％の圧下を加え、その圧延終了後
種々の冷却速度で冷却した。得られた強度と耐食
性を第５表に示す。 これによれば、850℃で10％の圧下を加えたNo.
１〜No.３は、いずれも溶体化処理材（No.５）に比
べ大巾な高張力化が達成されているが、本鋼種の
臨界冷却条件（RC10℃／ｓ）を満足していな
いNo.１、No.２では、10％しゆう酸試験で粒界腐食
が認められるとともに65％沸とう硝酸試験におけ
る腐食減量が増加している。また、冷却条件は満
足しているものの圧延条件を満足していないNo.４
においても、耐食性の劣化が認められる。これに
対し、本発明条件を満足しているNo.３では溶体化
処理材と同等の耐食性を有し、かつ溶体化条件材
に比べ大巾な高張力化が達成されている。 実施例 ３ 第３表に示す鋼Ｓ〜Ｚを用い、このインゴツト
を1250℃に加熱して圧延するとともに、1060℃で
圧延を中断し、引き続き840℃で５％ずつ２回の
圧下を加えて50mmに圧延し、その圧延終了後３
℃／ｓで加速冷却した。このようにして得られた
鋼板の強度及び耐食性を1050℃溶体化処理材のそ
れとともに第６表に示した。 これによれば、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Ｎ量
にかかわらず、いずれの鋼においても本発明鋼は
比較材である溶体化処理材と同等の耐食性を有
し、かつ溶体化処理材に比べ15Kg／mm2程度の高張
力化が達成されている。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
第１図はSUS304鋼の圧延仕上温度と強度との
関係を示すものである。第２図は第１表に示す各
鋼における仕上温度と結晶組織との関係を示すも
のである。第３図は第１表のＡ鋼を所定の条件で
処理した場合の圧延温度と強度との関係を示すも
のである。第４図は、ノーマルグレードの鋼にお
ける、Cr炭化物の析出しない圧延温度をＣ量と
の関係で示すものである。第５図は第１表中の鋼
Ｆを所定の条件で処理した場合の圧延温度と強度
との関係を示すものである。第６図はＣ量、Mo
量等の成分と臨界冷却速度との関係を示すもので
ある。
関係を示すものである。第２図は第１表に示す各
鋼における仕上温度と結晶組織との関係を示すも
のである。第３図は第１表のＡ鋼を所定の条件で
処理した場合の圧延温度と強度との関係を示すも
のである。第４図は、ノーマルグレードの鋼にお
ける、Cr炭化物の析出しない圧延温度をＣ量と
の関係で示すものである。第５図は第１表中の鋼
Ｆを所定の条件で処理した場合の圧延温度と強度
との関係を示すものである。第６図はＣ量、Mo
量等の成分と臨界冷却速度との関係を示すもので
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ オーステナイト系ステンレス鋼を、1000〜
1300℃の温度範囲に加熱後、下記するTR（℃）以
上の温度で圧延を中断し、引き続きTF（℃）以
上、TR−40（℃）以下の温度範囲で５〜30％の累
積圧下を加え、その圧延終了後速やかに500℃以
下の温度まで下記するRC（℃／ｓ）以上の冷却速
度で冷却することを特徴とする高強度オーステナ
イト系ステンレス鋼の製造方法。 TR＝940＋30×〔％Mo〕 TF＝600 （但し、Ｃ≦0.03wt％の場合） TF＝5000×〔％Ｃ〕＋450 （但し、Ｃ＞0.03wt％の場合） logRC＝42.5〔％Ｃ〕−0.07×〔％Mo〕−
1.55 （但し、Ｃ≦0.06wt％の場合） logRC＝１−0.07×〔％Mo〕 （但し、Ｃ＞0.06wt％の場合） 〔但し、 〔％Mo〕：Mo含有量（wt％） 〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（wt％）〕。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1738187A JPS63186822A (ja) | 1987-01-29 | 1987-01-29 | 高強度オ−ステナ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 |
|---|---|---|---|
| JP1738187A JPS63186822A (ja) | 1987-01-29 | 1987-01-29 | 高強度オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63186822A JPS63186822A (ja) | 1988-08-02 |
| JPH0575809B2 true JPH0575809B2 (ja) | 1993-10-21 |
Family
ID=11942427
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1738187A Granted JPS63186822A (ja) | 1987-01-29 | 1987-01-29 | 高強度オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63186822A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3825634C2 (de) * | 1988-07-28 | 1994-06-30 | Thyssen Stahl Ag | Verfahren zur Erzeugung von Warmbad oder Grobblechen |
| JPH0637671B2 (ja) * | 1988-08-24 | 1994-05-18 | 新日本製鐵株式会社 | 熱間制御圧延による強度と耐食性に優れたステンレス鋼板の製造法 |
| KR100415722B1 (ko) * | 1999-12-22 | 2004-01-31 | 주식회사 포스코 | 고강도 오스테나이트계 스테인레스강 제조방법 |
| JP2008036698A (ja) * | 2006-08-09 | 2008-02-21 | Daido Steel Co Ltd | オーステナイト系ステンレス鋼大型鍛造品の製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5347764A (en) * | 1976-10-13 | 1978-04-28 | Hitachi Ltd | Production of semiconductor device |
| JPS6026619A (ja) * | 1983-07-22 | 1985-02-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 |
| JPS61272317A (ja) * | 1985-05-29 | 1986-12-02 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐食性に優れた常温および高温域での高強度オ−ステナイト・ステンレス鋼材の製造方法 |
| JPS624825A (ja) * | 1985-07-01 | 1987-01-10 | Kawasaki Steel Corp | オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 |
-
1987
- 1987-01-29 JP JP1738187A patent/JPS63186822A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5347764A (en) * | 1976-10-13 | 1978-04-28 | Hitachi Ltd | Production of semiconductor device |
| JPS6026619A (ja) * | 1983-07-22 | 1985-02-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 |
| JPS61272317A (ja) * | 1985-05-29 | 1986-12-02 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐食性に優れた常温および高温域での高強度オ−ステナイト・ステンレス鋼材の製造方法 |
| JPS624825A (ja) * | 1985-07-01 | 1987-01-10 | Kawasaki Steel Corp | オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63186822A (ja) | 1988-08-02 |
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|---|---|---|---|
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