JPH0617516B2 - フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 - Google Patents
フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法Info
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- JPH0617516B2 JPH0617516B2 JP59083302A JP8330284A JPH0617516B2 JP H0617516 B2 JPH0617516 B2 JP H0617516B2 JP 59083302 A JP59083302 A JP 59083302A JP 8330284 A JP8330284 A JP 8330284A JP H0617516 B2 JPH0617516 B2 JP H0617516B2
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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
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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
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Description
【発明の詳細な説明】 この発明は、靭性の優れた高純度フエライト系ステンレ
ス鋼熱延鋼帯の製造方法に関するものである。
ス鋼熱延鋼帯の製造方法に関するものである。
＜産業上の利用分野＞ 近年、鋼の真空溶解法や電子ビーム溶解精製法の技術的
進歩にともない、高耐食性フエライト系ステンレス鋼或
いは高耐熱性フエライト系ステンレス鋼として、９〜３
５％（以下，成分割合を表わす％は重量％とする）のCr
を含むとともに、耐食性を高めるためにはMoを５％以
下、そして耐熱性を高めるためにはSi及びAlの１種以上
を５％以下含み、かつＣ含有量を０．０２％以下に、Ｎ
含有量を０．０２％以下にそれぞれ抑えた高純度フエラ
イト系ステンレス鋼が注目されるようになつてきた。
進歩にともない、高耐食性フエライト系ステンレス鋼或
いは高耐熱性フエライト系ステンレス鋼として、９〜３
５％（以下，成分割合を表わす％は重量％とする）のCr
を含むとともに、耐食性を高めるためにはMoを５％以
下、そして耐熱性を高めるためにはSi及びAlの１種以上
を５％以下含み、かつＣ含有量を０．０２％以下に、Ｎ
含有量を０．０２％以下にそれぞれ抑えた高純度フエラ
イト系ステンレス鋼が注目されるようになつてきた。
なぜなら、これらの高純度フエライト系ステンレス鋼
は、耐食部材用のものではＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６
等のオーステナイト系ステンレス鋼で問題とされる応力
腐食割れに対して強い抵抗性を示し、一方耐熱部材用の
ものではオーステナイト系ステンレス鋼よりもはるかに
優れた耐酸化性を有することが明らかとなつてきたから
であり、このため、最近では化学工業用各種プラント，
家庭用品，ストーブ部品，自動車部品等、広範囲な用途
に使われ始めるようになつている。
は、耐食部材用のものではＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６
等のオーステナイト系ステンレス鋼で問題とされる応力
腐食割れに対して強い抵抗性を示し、一方耐熱部材用の
ものではオーステナイト系ステンレス鋼よりもはるかに
優れた耐酸化性を有することが明らかとなつてきたから
であり、このため、最近では化学工業用各種プラント，
家庭用品，ストーブ部品，自動車部品等、広範囲な用途
に使われ始めるようになつている。
ところが、一般にフエライト系ステンレス鋼はオーステ
ナイト系ステンレス鋼又は二相ステンレス鋼に比べて靭
性が劣るものであるけれども、特にCr，Mo，Si，Al等を
多く含有した前記フエライト系ステンレス鋼では、熱延
後のホツトコイルに著しい脆化が生じ、これがコイルの
展開や冷間圧延等のような常温におけるコイル処理工程
でのトラブル発生の原因となつて、その後の製品製造コ
ストの上昇や、甚だしいときにはコイル処理の不能と言
つた事態を招く恐れがあるとの問題を抱えていたのであ
る。
ナイト系ステンレス鋼又は二相ステンレス鋼に比べて靭
性が劣るものであるけれども、特にCr，Mo，Si，Al等を
多く含有した前記フエライト系ステンレス鋼では、熱延
後のホツトコイルに著しい脆化が生じ、これがコイルの
展開や冷間圧延等のような常温におけるコイル処理工程
でのトラブル発生の原因となつて、その後の製品製造コ
ストの上昇や、甚だしいときにはコイル処理の不能と言
つた事態を招く恐れがあるとの問題を抱えていたのであ
る。
＜従来技術＞ もちろん、上述のような高純度フエライト系ステンレス
鋼熱延鋼帯にみられる脆化現象を阻止しようとして従来
から様々な研究がなされており、例えば、 “熱間圧延の際の終了温度を９００℃以上にするととも
に、高温巻取りを行つた鋼帯を直ちに水槽中に入れて水
冷すると、顕著な靭性改善効果が現われる。” 等の報告も見受けられるようになつてきた（「鉄と
鋼」、第６５年第１４号、第１２０頁）。
鋼熱延鋼帯にみられる脆化現象を阻止しようとして従来
から様々な研究がなされており、例えば、 “熱間圧延の際の終了温度を９００℃以上にするととも
に、高温巻取りを行つた鋼帯を直ちに水槽中に入れて水
冷すると、顕著な靭性改善効果が現われる。” 等の報告も見受けられるようになつてきた（「鉄と
鋼」、第６５年第１４号、第１２０頁）。
しかしながら、巻取りの直後に熱延鋼帯を水槽に入れて
水冷するためにはそれ相応の特別仕様の設備を必要とす
る上、このような方法によつて得られた熱延鋼帯の靭性
値にはバラツキが多く、従つて、前記提案になる方法
は、靭性の優れた高純度フエライト系ステンレス鋼熱延
鋼帯を工業的規模で安定して量産する手段とはほど遠い
ものであるとの結論を出さざるを得ないものであつた。
水冷するためにはそれ相応の特別仕様の設備を必要とす
る上、このような方法によつて得られた熱延鋼帯の靭性
値にはバラツキが多く、従つて、前記提案になる方法
は、靭性の優れた高純度フエライト系ステンレス鋼熱延
鋼帯を工業的規模で安定して量産する手段とはほど遠い
ものであるとの結論を出さざるを得ないものであつた。
＜発明の目的＞ 本発明者等は、上述のような観点から、熱延コイルの冷
間展開、冷間圧延及び各種ハンドリング時に発生しがち
な割れ等のトラブルを生じることのない、靭性の優れた
高純度フエライトステンレス鋼熱延鋼帯を、各別な設備
等を要することなく安定して量産し得る方法を見出すべ
く、試行錯誤を繰り返しながら研究を行つた結果、以下
に示す如き知見を得るに至つたものである。
間展開、冷間圧延及び各種ハンドリング時に発生しがち
な割れ等のトラブルを生じることのない、靭性の優れた
高純度フエライトステンレス鋼熱延鋼帯を、各別な設備
等を要することなく安定して量産し得る方法を見出すべ
く、試行錯誤を繰り返しながら研究を行つた結果、以下
に示す如き知見を得るに至つたものである。
＜知見事項＞ (a) 高純度フエライト系ステンレス鋼の高耐食性を有
する高Cr−高Mo鋼，あるいは高耐熱性を有する高Si，高
Alを含む高Cr鋼等の熱延鋼帯にみられる脆化原因は、熱
延時或いは熱延巻取り時の熱サイクルにあり、これによ
つて、Moを多く含有するものでは熱間圧延中、特に熱間
圧延終了後から巻取り・冷却の工程において非常に脆い
金属間化合物を析出することとなり、一方、Moを含有せ
ずにCr，Si及びAlを多く含有するものであつても、その
原因については不明な点が多く、従来より知られている
４７５℃脆性も影響しているようではあるものの、やは
り巻取り時の熱サイクルが脆化の大きな原因になつてい
るようであること。
する高Cr−高Mo鋼，あるいは高耐熱性を有する高Si，高
Alを含む高Cr鋼等の熱延鋼帯にみられる脆化原因は、熱
延時或いは熱延巻取り時の熱サイクルにあり、これによ
つて、Moを多く含有するものでは熱間圧延中、特に熱間
圧延終了後から巻取り・冷却の工程において非常に脆い
金属間化合物を析出することとなり、一方、Moを含有せ
ずにCr，Si及びAlを多く含有するものであつても、その
原因については不明な点が多く、従来より知られている
４７５℃脆性も影響しているようではあるものの、やは
り巻取り時の熱サイクルが脆化の大きな原因になつてい
るようであること。
(b) ところが、高純度フエライト系ステンレス鋼を熱
間圧延した後、直ちに従来では考えられないような著し
く低い温度域にまで急冷を行い、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冷却途中
で生じがちな４７５℃脆性も有効に抑制されるなど脆化
原因がスムーズに回避され、熱延のままでも常温でのコ
イル展開が可能な高靭性熱延鋼帯を安定して製造できる
こと。
間圧延した後、直ちに従来では考えられないような著し
く低い温度域にまで急冷を行い、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冷却途中
で生じがちな４７５℃脆性も有効に抑制されるなど脆化
原因がスムーズに回避され、熱延のままでも常温でのコ
イル展開が可能な高靭性熱延鋼帯を安定して製造できる
こと。
(c) 即ち、高純度フエライト系ステンレス鋼を熱間圧
延した後１〜５℃／sec 程度の冷却速度で冷却し、巻取
り速度：８００〜７００℃で巻取ると言う従来の処理条
件では、得られる熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度が０℃以
上と靭性に劣ることとなり、コイル展開時に割れを発生
しやすくなつたのに対して、上記(b)項に示したよう
に、熱間圧延後直ちに急冷を行い、低温巻取りを実施し
た熱延鋼帯では、衝撃破面遷移温度が−２０℃以下とな
つて、冬期であつてもコイル展開時等における割れの発
生を生じなくなること。
延した後１〜５℃／sec 程度の冷却速度で冷却し、巻取
り速度：８００〜７００℃で巻取ると言う従来の処理条
件では、得られる熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度が０℃以
上と靭性に劣ることとなり、コイル展開時に割れを発生
しやすくなつたのに対して、上記(b)項に示したよう
に、熱間圧延後直ちに急冷を行い、低温巻取りを実施し
た熱延鋼帯では、衝撃破面遷移温度が−２０℃以下とな
つて、冬期であつてもコイル展開時等における割れの発
生を生じなくなること。
＜発明の構成＞ この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 Mn：２％以下，Cr：９〜３５％， を含有するとともに、 Mo：０．５〜５％ Si：１〜５％， Al：１〜５％ のうちの１種以上を含み、更に必要により Ti，Nb及びZrのうちの１種以上：１％以下， をも含有し、 残部：Fe及び不純物 から成る成分組成を有しており、かつ不純物元素である
Ｃ，Ｐ，Ｓ及びＮの含有量を、それぞれ、 Ｃ：０．０３％以下， Ｐ：０．０４％以下， Ｓ：０．０１％以下， Ｎ：０．０３％以下 に抑えた高純度フエ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１０℃／sec 以上の冷却速度にて急冷を行い、４
５０℃以下の温度で巻取ることにより、靭性の優れた高
純度フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯を安定して量産
できるようにした点、 に特徴を有するものである。
Ｃ，Ｐ，Ｓ及びＮの含有量を、それぞれ、 Ｃ：０．０３％以下， Ｐ：０．０４％以下， Ｓ：０．０１％以下， Ｎ：０．０３％以下 に抑えた高純度フエ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１０℃／sec 以上の冷却速度にて急冷を行い、４
５０℃以下の温度で巻取ることにより、靭性の優れた高
純度フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯を安定して量産
できるようにした点、 に特徴を有するものである。
次に、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。
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 (a) Mn Mn成分は、鋼の脱酸に有効な働きをする元素であるが、
その含有量が２％を越えると鋼材コストの上昇を来たす
ことから、Mn含有量を２％以下と定めた。
その含有量が２％を越えると鋼材コストの上昇を来たす
ことから、Mn含有量を２％以下と定めた。
(b) Cr Cr成分は、鋼の耐食性，耐高温酸化性のいずれの特性を
高めるにも有益な元素であり、これらの特性を所望値以
上に高めるためには９％以上の含有量を確保する必要が
ある。一方、３５％を越えて含有させると鋼材コストの
上昇を来たすことから、Cr含有量を９〜３５％と定め
た。
高めるにも有益な元素であり、これらの特性を所望値以
上に高めるためには９％以上の含有量を確保する必要が
ある。一方、３５％を越えて含有させると鋼材コストの
上昇を来たすことから、Cr含有量を９〜３５％と定め
た。
(c) Mo，Si，及びAl これらの成分は、高純度フエライト系ステンレス鋼の耐
食性や耐高温酸化性を向上させる元素であり、１種又は
２種以上を積極的に含有させるものであるが、以下、個
々の成分についてその含有割合の限定理由を詳述する。
食性や耐高温酸化性を向上させる元素であり、１種又は
２種以上を積極的に含有させるものであるが、以下、個
々の成分についてその含有割合の限定理由を詳述する。
i 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％未満では高耐
食用鋼として所望の耐食性向上効果が得られず、一方５
％を越えて含有させると加工性の劣化を招くことから、
Mo含有量を０．５〜５％と定めた。
用を有しているが、その含有量が０．５％未満では高耐
食用鋼として所望の耐食性向上効果が得られず、一方５
％を越えて含有させると加工性の劣化を招くことから、
Mo含有量を０．５〜５％と定めた。
ii 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
あり、耐熱用としての所望の耐高温酸化性向上効果を確
保するためには１％以上の含有量を確保する必要があ
る。一方、５％を越えてSiを含有させると加工性の劣化
を招くことから、Si含有量を１〜５％と定めた。
あり、耐熱用としての所望の耐高温酸化性向上効果を確
保するためには１％以上の含有量を確保する必要があ
る。一方、５％を越えてSiを含有させると加工性の劣化
を招くことから、Si含有量を１〜５％と定めた。
iii Al Al成分には、Siと同様の鋼の耐高温酸化性を顕著に改善
する作用があるが、その含有量が１％未満では耐熱用と
して所望の耐高温酸化性向上効果を確保することができ
ず、一方５％を越えてAlを含有させると加工性を害する
ようになることから、Al含有量を１〜５％と定めた。
する作用があるが、その含有量が１％未満では耐熱用と
して所望の耐高温酸化性向上効果を確保することができ
ず、一方５％を越えてAlを含有させると加工性を害する
ようになることから、Al含有量を１〜５％と定めた。
(d) Ti，Nb，及びZr これらの成分は、Ｃ或いはＮと炭・窒化物を形成するこ
とでCr炭化物の粒界析出を防止し、鋼の耐食性及び耐熱
性を改善する有効な元素であるので、必要により１種又
は２種以上を添加・含有させるものである。そして、こ
れらの成分は微量添加でも上記効果を発揮するものであ
るが、Ｃ或いはＮの含有量が０．０２％以下の場合に上
記元素の合計含有量が１％を越ると鋼の加工性を害する
ようになるので、Ti，Nb及びZrの含有量は、合計量で１
％以下と定めた。
とでCr炭化物の粒界析出を防止し、鋼の耐食性及び耐熱
性を改善する有効な元素であるので、必要により１種又
は２種以上を添加・含有させるものである。そして、こ
れらの成分は微量添加でも上記効果を発揮するものであ
るが、Ｃ或いはＮの含有量が０．０２％以下の場合に上
記元素の合計含有量が１％を越ると鋼の加工性を害する
ようになるので、Ti，Nb及びZrの含有量は、合計量で１
％以下と定めた。
(e) Ｃ Ｃは、鋼の耐食性，加工性及び靭性に悪影響を及ぼす不
純物元素であり、その含有量が０．０３％を越えると前
記悪影響が顕著になることから、Ｃ含有量を０．０３％
と定めた。好ましくは０．０２％以下とするのが良い。
純物元素であり、その含有量が０．０３％を越えると前
記悪影響が顕著になることから、Ｃ含有量を０．０３％
と定めた。好ましくは０．０２％以下とするのが良い。
(f) Ｐ Ｐは、製鋼時に不可避的に混入する不純物元素であり、
耐食性を害する有害なものであるが、特にその含有量が
０．０４％を越えると耐食性に対する悪影響が顕著にな
ることから、Ｐ含有量を０．０４％以下と定めた。
耐食性を害する有害なものであるが、特にその含有量が
０．０４％を越えると耐食性に対する悪影響が顕著にな
ることから、Ｐ含有量を０．０４％以下と定めた。
(g) Ｓ Ｓも、鋼の耐食性を害する有害な元素であり、特にその
含有量が０．０１％を越えると耐食性劣化傾向が著しく
なることから、その含有量を０．０１％以下と定めた。
含有量が０．０１％を越えると耐食性劣化傾向が著しく
なることから、その含有量を０．０１％以下と定めた。
(h) Ｎ Ｎは、Ｃと同様に鋼の耐食性，加工性及び靭性を害する
不純物元素であり、その含有量が０．０２％を越えると
前記悪影響が顕著になることから、Ｎ含有量を０．０３
％以下と定めた。好ましくは０．０２％以下とするのが
良い。
不純物元素であり、その含有量が０．０２％を越えると
前記悪影響が顕著になることから、Ｎ含有量を０．０３
％以下と定めた。好ましくは０．０２％以下とするのが
良い。
Ｂ. 熱延・巻取り条件 (a) 冷却速度 熱間圧延終了の冷却速度が10℃／sec よりも遅くなる
と、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度が０℃を越えてしまう
こととなる。因に、熱延コイルの展開や冷間圧延をトラ
ブルなしで行うには衝撃破面遷移温度が０℃以下でなけ
ればならいことが、既に経験的に知られている。
と、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度が０℃を越えてしまう
こととなる。因に、熱延コイルの展開や冷間圧延をトラ
ブルなしで行うには衝撃破面遷移温度が０℃以下でなけ
ればならいことが、既に経験的に知られている。
そして、衝撃破面遷移温度：０℃以下を得るには熱延後
の冷却速度を水スプレー法等によつて１０℃／sec 以上
とする必要があるのである。
の冷却速度を水スプレー法等によつて１０℃／sec 以上
とする必要があるのである。
第１図は、本発明方法の対象鋼であるところの、０．０
０５％はＣ−０．２０％Si−０．１８％Mn−0.019％Ｐ
−0.002％Ｓ−２６．０％Cr−１．０５％Mo−０．０５
％Al−０．２０％Nb−０．０１４％Ｎ鋼の衝撃破面遷移
温度〔ｖＴｓ〕に及ぼす熱延後の冷却速度の影響を調べ
たグラフであり、熱間終止温度：９１０℃の熱間圧延に
よつて２５mm厚のスラブを３mm厚にまで熱間圧延した
後、４００℃で巻取つたものについての値である 第１図からも明らかなように、通常の方法で得られた熱
延鋼帯の靭性は、衝撃破面遷移温度が20℃以上と高く、
常温、特に冬期においては熱延鋼帯の取り扱いが遷移温
度以下となるので種々の脆化トラブルを発生することが
予想される。これに対して、熱間圧延後に１０℃／sec
以上の冷却速度で急冷して低温巻取りすると衝撃破面遷
移温度が０℃を下回るようになり、上記脆化トラブルの
心配がなくなることがわかる。
０５％はＣ−０．２０％Si−０．１８％Mn−0.019％Ｐ
−0.002％Ｓ−２６．０％Cr−１．０５％Mo−０．０５
％Al−０．２０％Nb−０．０１４％Ｎ鋼の衝撃破面遷移
温度〔ｖＴｓ〕に及ぼす熱延後の冷却速度の影響を調べ
たグラフであり、熱間終止温度：９１０℃の熱間圧延に
よつて２５mm厚のスラブを３mm厚にまで熱間圧延した
後、４００℃で巻取つたものについての値である 第１図からも明らかなように、通常の方法で得られた熱
延鋼帯の靭性は、衝撃破面遷移温度が20℃以上と高く、
常温、特に冬期においては熱延鋼帯の取り扱いが遷移温
度以下となるので種々の脆化トラブルを発生することが
予想される。これに対して、熱間圧延後に１０℃／sec
以上の冷却速度で急冷して低温巻取りすると衝撃破面遷
移温度が０℃を下回るようになり、上記脆化トラブルの
心配がなくなることがわかる。
(b) 巻取り温度 巻取り温度が４５０℃よりも高いと、熱巻圧延終了後の
冷却速度が１０℃／sec 以上であつたとしても、巻取り
後の徐冷中での熱サイクルによつて熱延鋼帯の脆化を生
じるので、巻取り温度を 450℃以下と定めた。
冷却速度が１０℃／sec 以上であつたとしても、巻取り
後の徐冷中での熱サイクルによつて熱延鋼帯の脆化を生
じるので、巻取り温度を 450℃以下と定めた。
第２図は、第１図の場合と同様の対象鋼を用い、熱間圧
延終了後の冷却速度を１５〜２０℃／sec としたほかは
第１図の場合と同様の条件で熱間圧延したものについ
て、巻取り温度と衝撃破面遷移温度〔ｖＴｓ〕との関係
を調べたグラフであるが、この第２図からは、通常の熱
延条件である８００〜７００℃で巻取りを行つた場合に
は衝撃破面遷移温度が０℃を越えてしまうのに対して、
巻取り温度を４５０℃以下とすれば、衝撃破面遷移温度
を安定して０℃以下にできることがわかる。
延終了後の冷却速度を１５〜２０℃／sec としたほかは
第１図の場合と同様の条件で熱間圧延したものについ
て、巻取り温度と衝撃破面遷移温度〔ｖＴｓ〕との関係
を調べたグラフであるが、この第２図からは、通常の熱
延条件である８００〜７００℃で巻取りを行つた場合に
は衝撃破面遷移温度が０℃を越えてしまうのに対して、
巻取り温度を４５０℃以下とすれば、衝撃破面遷移温度
を安定して０℃以下にできることがわかる。
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、実用上巻取りに大きな困難をともな
うことから、２５０℃以上で巻取ることが好ましい。
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、実用上巻取りに大きな困難をともな
うことから、２５０℃以上で巻取ることが好ましい。
以上述べたように、従来の方法で得られる高純度フエラ
イト系ステンレス鋼熱延鋼帯では、巻取り後の鋼帯の取
り扱いに種々のトラブルが発生していたのに対して、こ
の発明の方法によれば、優れた靭性を備えた熱延鋼帯を
安定して得られるので脆化に起因するトラブルを一掃す
ることができるのである。
イト系ステンレス鋼熱延鋼帯では、巻取り後の鋼帯の取
り扱いに種々のトラブルが発生していたのに対して、こ
の発明の方法によれば、優れた靭性を備えた熱延鋼帯を
安定して得られるので脆化に起因するトラブルを一掃す
ることができるのである。
もつとも、従来法によつて得られた熱延鋼帯であつて
も、９００〜９５０℃の焼鈍によつて衝撃破面遷移温度
の改善は可能であるが、焼鈍後に急冷（空冷以上の冷却
速度での冷却）が必要とされ、コイル形態ではこのよう
な急冷は不可能なことである。万が一そのような急冷が
可能であつたとしても、再加熱時に結晶粒が粗大化する
危険を伴うこととなる。しかし、熱間圧延後に低温巻取
りを行う本発明の方法では、たとえ熱間圧延の加熱温度
が高かつたとしても圧延によつて十分な細粒化がなされ
るので、上記のような心配は全くない。
も、９００〜９５０℃の焼鈍によつて衝撃破面遷移温度
の改善は可能であるが、焼鈍後に急冷（空冷以上の冷却
速度での冷却）が必要とされ、コイル形態ではこのよう
な急冷は不可能なことである。万が一そのような急冷が
可能であつたとしても、再加熱時に結晶粒が粗大化する
危険を伴うこととなる。しかし、熱間圧延後に低温巻取
りを行う本発明の方法では、たとえ熱間圧延の加熱温度
が高かつたとしても圧延によつて十分な細粒化がなされ
るので、上記のような心配は全くない。
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。
体的に説明する。
＜実施例＞ まず、真空溶解法によつて第１表に示される如き成分組
成の鋼Ａ〜Ｊを溶製した。
成の鋼Ａ〜Ｊ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：３mmの熱延鋼帯を製造し
た。
延し、巻取りを行つて厚さ：３mm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コイルについて常温
でのコイル展開試験を実施したところ、同じく第２表に
示される如き結果が得られた。
でのコイル展開試験を実施したところ、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
熱間圧延のままで優れた靭性を有していてコイル展開時
等のトラブルを生じる恐れ がないのに対して、高純度フエライト系ステンレス鋼を
対象とした上で、熱間圧延終了から巻取り開始までの間
の冷却速度や巻取り温度が本発明の条件から外れている
比較法によつて得られた熱延鋼帯は、靭性に著しく劣つ
ており、展開時にコイル破断のトラブルを発生すること
がわかる。
おける条件を満足する方法で得られた熱延鋼帯は、全て
熱間圧延のままで優れた靭性を有していてコイル展開時
等のトラブルを生じる恐れ がないのに対して、高純度フエライト系ステンレス鋼を
対象とした上で、熱間圧延終了から巻取り開始までの間
の冷却速度や巻取り温度が本発明の条件から外れている
比較法によつて得られた熱延鋼帯は、靭性に著しく劣つ
ており、展開時にコイル破断のトラブルを発生すること
がわかる。
＜総括的な効果＞ 上述のように、この発明によれば、特別な設備等を必要
とすることなく、熱延のままで良好な靭性を示す高純度
フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯を安定して量産する
ことでき、比較的コストの安いフエライト系ステンレス
鋼の適用分野が一段と拡大されるなど、産業上有用な効
果がもたらされるのである。
とすることなく、熱延のままで良好な靭性を示す高純度
フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯を安定して量産する
ことでき、比較的コストの安いフエライト系ステンレス
鋼の適用分野が一段と拡大されるなど、産業上有用な効
果がもたらされるのである。
第１図は高純度フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の靭
性に及ぼす熱延後の冷却速度の影響を示すグラフ、第２
図は同じく高純度フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の
靭性に及ぼす巻取り温度の影響を示すグラフである。
性に及ぼす熱延後の冷却速度の影響を示すグラフ、第２
図は同じく高純度フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の
靭性に及ぼす巻取り温度の影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 恒松 章一 和歌山県和歌山市湊1850番地 住友金属工 業株式会社和歌山製鉄所内 (56)参考文献 特公 昭49−17932（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭58−56012（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (1)
- 【請求項１】重量割合にて、 Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：９〜35％ を含有するとともに、 Ｍｏ：0.5 〜５％、 Ｓｉ：１〜５％、 Ａｌ：１〜５％、 のうちの１種以上を含み、更に必要により、 Ｔｉ，Ｎｂ及びＺｒのうちの１種以上：１％以下、 をも含有し、 残部：Ｆｅ及び不純物 から成る成分組成を有しており、かつ不純物元素である
Ｃ，Ｐ，Ｓ及びＮの含有量を、それぞれ、 Ｃ：0.03％以下、 Ｐ：0.04％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Ｎ：0.03％以下 に抑えた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10℃／sec 以上の冷却速度にて急冷を行い、450
℃以下の温度で巻取ることを特徴とする、靭性の優れた
高純度フェライト系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 |
|---|---|---|---|
| JP59083302A JPH0617516B2 (ja) | 1984-04-25 | 1984-04-25 | フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59083302A JPH0617516B2 (ja) | 1984-04-25 | 1984-04-25 | フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60228616A JPS60228616A (ja) | 1985-11-13 |
| JPH0617516B2 true JPH0617516B2 (ja) | 1994-03-09 |
Family
ID=13798611
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59083302A Expired - Lifetime JPH0617516B2 (ja) | 1984-04-25 | 1984-04-25 | フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0617516B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US10385429B2 (en) | 2013-03-27 | 2019-08-20 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip |
| JP6261648B2 (ja) | 2016-05-16 | 2018-01-17 | 日新製鋼株式会社 | 排気管フランジ部品用Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板および製造方法 |
| KR102377928B1 (ko) | 2017-02-28 | 2022-03-23 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 페라이트계 스테인리스 강판, 핫 코일 및 자동차 배기계 플랜지 부재 |
| KR102371041B1 (ko) | 2017-02-28 | 2022-03-07 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 페라이트계 스테인리스 강판, 핫 코일 및 자동차 배기계 플랜지 부재 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US4326915A (en) * | 1979-11-15 | 1982-04-27 | Xerox Corporation | Sheet de-curler |
| JPS6044217B2 (ja) * | 1980-06-16 | 1985-10-02 | 松下電送株式会社 | 記録紙のカ−ル取り装置 |
| JPS5930156U (ja) * | 1982-08-20 | 1984-02-24 | キヤノン株式会社 | 定着装置 |
| JPS5930157U (ja) * | 1982-08-20 | 1984-02-24 | キヤノン株式会社 | 定着装置 |
-
1984
- 1984-04-25 JP JP59083302A patent/JPH0617516B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1787620A1 (en) | 2005-11-21 | 2007-05-23 | ISSHIKI CO., Ltd. | Waterproofing structure |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60228616A (ja) | 1985-11-13 |
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