JPH06269959A - 高純度フェライト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 - Google Patents
高純度フェライト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法Info
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- JPH06269959A JPH06269959A JP5085098A JP8509893A JPH06269959A JP H06269959 A JPH06269959 A JP H06269959A JP 5085098 A JP5085098 A JP 5085098A JP 8509893 A JP8509893 A JP 8509893A JP H06269959 A JPH06269959 A JP H06269959A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 重量％で、Ｃｒ：１６．０〜３２．０％、Ｍ
ｏ：２．５％以下を含む高純度フェライト系ステンレス
鋼と炭素鋼もしくは低合金鋼を重ね合わせてスラブを、
熱間で圧延して高純度フェライト系ステンレスクラッド
鋼板を製造する方法において、１１００〜１２００℃に
スラブを加熱後、第１段目の熱間圧延を９５０℃以上の
高温で行った後一旦圧延を中断し、９００℃以下で再び
累積圧下率５０％以上の熱間圧延を施すことを特徴とす
る加工後の表面性状に優れた高純度フェライト系ステン
レスクラッド鋼板の製造方法。 【効果】 従来法により製造された鋼板に比べて加工後
の表面性状に優れており、鏡板加工等の加工後に合せ材
の研磨工程の短縮・省略が可能となり、その結果大幅な
コスト低減が可能である。
ｏ：２．５％以下を含む高純度フェライト系ステンレス
鋼と炭素鋼もしくは低合金鋼を重ね合わせてスラブを、
熱間で圧延して高純度フェライト系ステンレスクラッド
鋼板を製造する方法において、１１００〜１２００℃に
スラブを加熱後、第１段目の熱間圧延を９５０℃以上の
高温で行った後一旦圧延を中断し、９００℃以下で再び
累積圧下率５０％以上の熱間圧延を施すことを特徴とす
る加工後の表面性状に優れた高純度フェライト系ステン
レスクラッド鋼板の製造方法。 【効果】 従来法により製造された鋼板に比べて加工後
の表面性状に優れており、鏡板加工等の加工後に合せ材
の研磨工程の短縮・省略が可能となり、その結果大幅な
コスト低減が可能である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は鏡板加工などの加工後の
表面性状に優れた高純度フェライト系ステンレスクラッ
ド鋼板の製造方法に関するものである。
表面性状に優れた高純度フェライト系ステンレスクラッ
ド鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＳＵＳ４４４に代表される高純度フェラ
イト系ステンレス鋼は、ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６な
どの汎用オーステナイト系ステンレス鋼の欠点である耐
塩化物応力腐食割れ性に優れるという特徴から温水タン
クや化学プラントの圧力容器などに使用が広がってい
る。しかしながら、板厚の増加に伴い靭性の確保が困難
となるため、厚物材の用途でクラッド鋼板の需要が高ま
っている。ところが、従来法で製造した高純度フェライ
ト系ステンレスクラッド鋼板は、製造後の合せ材表面に
肌荒れが生じたり、超音波探傷試験において雑エコーが
発生し探傷試験が不可能な場合がある等の問題があっ
た。また、高純度フェライト系ステンレスクラッド鋼板
は、温水タンクや圧力容器のヘッドのように鏡板に加工
して使用される場合が多いが、この場合も合せ材の表面
にしわが生じ、加工後の研磨工程に手間が掛かる等の問
題があった。
イト系ステンレス鋼は、ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６な
どの汎用オーステナイト系ステンレス鋼の欠点である耐
塩化物応力腐食割れ性に優れるという特徴から温水タン
クや化学プラントの圧力容器などに使用が広がってい
る。しかしながら、板厚の増加に伴い靭性の確保が困難
となるため、厚物材の用途でクラッド鋼板の需要が高ま
っている。ところが、従来法で製造した高純度フェライ
ト系ステンレスクラッド鋼板は、製造後の合せ材表面に
肌荒れが生じたり、超音波探傷試験において雑エコーが
発生し探傷試験が不可能な場合がある等の問題があっ
た。また、高純度フェライト系ステンレスクラッド鋼板
は、温水タンクや圧力容器のヘッドのように鏡板に加工
して使用される場合が多いが、この場合も合せ材の表面
にしわが生じ、加工後の研磨工程に手間が掛かる等の問
題があった。
【０００３】鏡板加工など曲げ加工や引張加工後に表面
性状が悪化する現象は、粗大結晶粒が原因であることは
良く知られており、類似の現象として薄板のリジングが
ある。リジングはフェライト系ステンレス鋼の強圧下時
に生じる粗大な伸長組織と集合組織が原因であるとさ
れ、その対策として特開昭５５−１３４１２８等が提案
されている。これは、粗大な伸長組織を破壊するため
に、熱間圧延工程の比較的低温度域で大圧下を加え、そ
の後の焼鈍により微細な再結晶組織を得ようとするもの
である。また、一般的に結晶粒を小さくする技術とし
て、圧延開始温度から仕上げ温度の間に変態点を通過さ
せる方法が考えられる。一方、従来圧延法による高純度
フェライト系ステンレスクラッド鋼板の製造において
は、一般にクラッド圧延前のスラブ加熱温度を高温にす
るほど高い接合強度が得られることからスラブをなるべ
く高温に加熱し、連続して圧延を行い製造する方法が主
に採用されており、また母材の機械的性質の観点から熱
間圧延後に必要に応じて焼ならし熱処理を施す場合があ
るが、この双方が表面性状の観点からは有害であり、加
工後の合せ材の表面のしわ等の不都合は高純度フェライ
ト系ステンレスクラッド鋼板の欠点であった。
性状が悪化する現象は、粗大結晶粒が原因であることは
良く知られており、類似の現象として薄板のリジングが
ある。リジングはフェライト系ステンレス鋼の強圧下時
に生じる粗大な伸長組織と集合組織が原因であるとさ
れ、その対策として特開昭５５−１３４１２８等が提案
されている。これは、粗大な伸長組織を破壊するため
に、熱間圧延工程の比較的低温度域で大圧下を加え、そ
の後の焼鈍により微細な再結晶組織を得ようとするもの
である。また、一般的に結晶粒を小さくする技術とし
て、圧延開始温度から仕上げ温度の間に変態点を通過さ
せる方法が考えられる。一方、従来圧延法による高純度
フェライト系ステンレスクラッド鋼板の製造において
は、一般にクラッド圧延前のスラブ加熱温度を高温にす
るほど高い接合強度が得られることからスラブをなるべ
く高温に加熱し、連続して圧延を行い製造する方法が主
に採用されており、また母材の機械的性質の観点から熱
間圧延後に必要に応じて焼ならし熱処理を施す場合があ
るが、この双方が表面性状の観点からは有害であり、加
工後の合せ材の表面のしわ等の不都合は高純度フェライ
ト系ステンレスクラッド鋼板の欠点であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従来の高純度フェライ
ト系ステンレスクラッド鋼板の製造においては、前述の
薄板リジング対策あるいは変態点利用技術をそのまま適
用することはできない。すなわち、薄板リジング対策で
ある熱間圧延工程の低温域において大圧下を加える方法
は、従来のクラッド鋼板製造工程において組立スラブを
できる限り高温に加熱しそこから連続圧延する方法と相
反するもので、スラブ設計及び圧延能力から限られた圧
下量の中で高温域での圧下量が制限されるため、高い接
合強度が得られないというような問題点を生起すること
になる。一方、接合強度を高めるためスラブを高温に加
熱することは、結晶粒の粗大化を促進し、その後の工程
における組織の微細化を困難なものにする。また、圧延
時に変態点を通過させる方法は、高純度フェライト系ス
テンレス鋼が室温から融点までほぼフェライト単相であ
り相変態を起こさないことから適用することができな
い。本発明は上記のような問題点を解決するためになさ
れたもので、加工後の表面性状に優れた高純度フェライ
ト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法を提供すること
を目的とする。
ト系ステンレスクラッド鋼板の製造においては、前述の
薄板リジング対策あるいは変態点利用技術をそのまま適
用することはできない。すなわち、薄板リジング対策で
ある熱間圧延工程の低温域において大圧下を加える方法
は、従来のクラッド鋼板製造工程において組立スラブを
できる限り高温に加熱しそこから連続圧延する方法と相
反するもので、スラブ設計及び圧延能力から限られた圧
下量の中で高温域での圧下量が制限されるため、高い接
合強度が得られないというような問題点を生起すること
になる。一方、接合強度を高めるためスラブを高温に加
熱することは、結晶粒の粗大化を促進し、その後の工程
における組織の微細化を困難なものにする。また、圧延
時に変態点を通過させる方法は、高純度フェライト系ス
テンレス鋼が室温から融点までほぼフェライト単相であ
り相変態を起こさないことから適用することができな
い。本発明は上記のような問題点を解決するためになさ
れたもので、加工後の表面性状に優れた高純度フェライ
ト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法を提供すること
を目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明の方法は、重量％で、Ｃｒ：１６．０〜３
２．０％、Ｍｏ：２．５％以下を含む高純度フェライト
系ステンレス鋼と炭素鋼もしくは低合金鋼を重ね合わせ
たスラブを、熱間で圧延して高純度フェライト系ステン
レスクラッド鋼板を製造する方法において、１１００〜
１２００℃にスラブを加熱後、第１段目の熱間圧延を９
５０℃以上の高温で行った後一旦圧延を中断し、９００
℃以下で再び累積圧下率５０％以上の熱間圧延を施すこ
とを特徴とする加工後の表面性状に優れた高純度フェラ
イト系ステンレスクラッド鋼板を製造する方法である。
また、上記の熱間圧延後に、８５０〜１０００℃で焼な
らし熱処理を施すことを特徴とする加工後の表面性状に
優れた高純度フェライト系ステンレスクラッド鋼板の製
造方法である。
に、本発明の方法は、重量％で、Ｃｒ：１６．０〜３
２．０％、Ｍｏ：２．５％以下を含む高純度フェライト
系ステンレス鋼と炭素鋼もしくは低合金鋼を重ね合わせ
たスラブを、熱間で圧延して高純度フェライト系ステン
レスクラッド鋼板を製造する方法において、１１００〜
１２００℃にスラブを加熱後、第１段目の熱間圧延を９
５０℃以上の高温で行った後一旦圧延を中断し、９００
℃以下で再び累積圧下率５０％以上の熱間圧延を施すこ
とを特徴とする加工後の表面性状に優れた高純度フェラ
イト系ステンレスクラッド鋼板を製造する方法である。
また、上記の熱間圧延後に、８５０〜１０００℃で焼な
らし熱処理を施すことを特徴とする加工後の表面性状に
優れた高純度フェライト系ステンレスクラッド鋼板の製
造方法である。
【０００６】この製造法の特徴は次の通りである。高純
度フェライト系ステンレスクラッド鋼板において、高い
接合強度と加工後の良好な表面性状の両特性を同時に得
るためには、熱間圧延工程を目的の異なる２つの工程に
分け、それらを最適な条件で組み合わせることが有効で
あることを見いだした。すなわち、高温域での第１段目
の熱間圧延工程と、低温域での第２段目の熱間圧延工程
の、２つの工程に熱間圧延工程を分割し、前工程で高い
接合強度を得ることを目的とし、後工程で微細な組織を
得ることを目的とし、これらの工程を最適な条件で組み
合わせることにより、高い接合強度と微細な組織の両方
を得ることができる。ここで、第１段目の熱間圧延工程
の条件が不適切であると、高い接合強度が得られない
か、あるいはそれ以降の工程における組織の微細化を阻
害し加工後の良好な表面性状を得ることができない。ま
た、第２段目の熱間圧延工程の条件が不適切であると、
加工後の表面性状が良好になるような微細な組織が得ら
れないか、あるいは接合に寄与する第１段目の熱間圧延
における圧下率を十分確保することができなくなる。す
なわち、２つに分割した圧延工程の各条件のうち１つで
も不適切なものがあれば、高い接合強度あるいは加工後
の良好な表面性状あるいはその両方を得ることができな
くなるため、各条件を全工程の組み合わせの中で最適化
する必要がある。
度フェライト系ステンレスクラッド鋼板において、高い
接合強度と加工後の良好な表面性状の両特性を同時に得
るためには、熱間圧延工程を目的の異なる２つの工程に
分け、それらを最適な条件で組み合わせることが有効で
あることを見いだした。すなわち、高温域での第１段目
の熱間圧延工程と、低温域での第２段目の熱間圧延工程
の、２つの工程に熱間圧延工程を分割し、前工程で高い
接合強度を得ることを目的とし、後工程で微細な組織を
得ることを目的とし、これらの工程を最適な条件で組み
合わせることにより、高い接合強度と微細な組織の両方
を得ることができる。ここで、第１段目の熱間圧延工程
の条件が不適切であると、高い接合強度が得られない
か、あるいはそれ以降の工程における組織の微細化を阻
害し加工後の良好な表面性状を得ることができない。ま
た、第２段目の熱間圧延工程の条件が不適切であると、
加工後の表面性状が良好になるような微細な組織が得ら
れないか、あるいは接合に寄与する第１段目の熱間圧延
における圧下率を十分確保することができなくなる。す
なわち、２つに分割した圧延工程の各条件のうち１つで
も不適切なものがあれば、高い接合強度あるいは加工後
の良好な表面性状あるいはその両方を得ることができな
くなるため、各条件を全工程の組み合わせの中で最適化
する必要がある。
【０００７】また、高純度フェライト系ステンレスクラ
ッド鋼板においては、母材の機械的性質の観点から、熱
間圧延後に焼ならし熱処理を施す場合がある。この場
合、焼ならし熱処理条件あるいは熱間圧延条件が不適切
であると、熱間圧延により得られた微細な組織が粗大化
し、加工後に良好な表面性状が得られない。そこで、熱
間圧延後に焼ならし熱処理を施した場合でも組織の粗大
化を防止する必要がある。そのためには、熱間圧延工程
における低温域での第２段目の熱間圧延工程において組
織内に蓄積された歪エネルギーにより、焼ならし熱処理
において微細な再結晶組織を形成させ、結晶粒の粗大化
を防止することができる。その際、第２段目の熱間圧延
工程において、圧下量が少なく、組織内に十分な歪みエ
ネルギーが蓄積されていないと、再結晶が起こらない
か、あるいは再結晶の核生成サイトの数が少なく、微細
な再結晶粒組織が得られない。また、焼ならし熱処理に
おいて、熱処理温度が低いと再結晶が十分起こらず、逆
に熱処理温度が高いと再結晶後の粒成長により結晶粒が
粗大化してしまう。このため、熱間圧延工程及び焼なら
し熱処理の条件を最適化する必要がある。
ッド鋼板においては、母材の機械的性質の観点から、熱
間圧延後に焼ならし熱処理を施す場合がある。この場
合、焼ならし熱処理条件あるいは熱間圧延条件が不適切
であると、熱間圧延により得られた微細な組織が粗大化
し、加工後に良好な表面性状が得られない。そこで、熱
間圧延後に焼ならし熱処理を施した場合でも組織の粗大
化を防止する必要がある。そのためには、熱間圧延工程
における低温域での第２段目の熱間圧延工程において組
織内に蓄積された歪エネルギーにより、焼ならし熱処理
において微細な再結晶組織を形成させ、結晶粒の粗大化
を防止することができる。その際、第２段目の熱間圧延
工程において、圧下量が少なく、組織内に十分な歪みエ
ネルギーが蓄積されていないと、再結晶が起こらない
か、あるいは再結晶の核生成サイトの数が少なく、微細
な再結晶粒組織が得られない。また、焼ならし熱処理に
おいて、熱処理温度が低いと再結晶が十分起こらず、逆
に熱処理温度が高いと再結晶後の粒成長により結晶粒が
粗大化してしまう。このため、熱間圧延工程及び焼なら
し熱処理の条件を最適化する必要がある。
【０００８】
【作用】以下本発明について詳細に説明する。まず、合
せ材の高純度フェライト系ステンレス鋼の成分を限定し
た理由を説明する。従来化学プラント等には耐食性に優
れたオーステナイト系ステンレス鋼が広く用いられてい
るが、オーステナイト系ステンレス鋼は塩化物環境下に
おいて応力腐食割れを発生する危険性を有している。こ
れに対し、フェライト系ステンレス鋼の耐食性はオース
テナイト系ステンレス鋼よりも劣っているが、耐応力腐
食割れ性に優れているという特徴を有している。近年、
フェライト系ステンレス鋼においてＣ、Ｎ等の不純物元
素量を低減化し耐食性を改善した高純度フェライト系ス
テンレス鋼が開発され、化学プラント、温水タンク等に
使用されるようになってきた。高純度フェライト系ステ
ンレス鋼においてオーステナイト系ステンレス鋼と同等
の耐食性を有するためにはＣｒが重量％で１６％以上必
要である。また、同様に耐食性の観点からＭｏの添加が
望ましい。しかし、Ｃｒ、Ｍｏは多量に添加すると製造
性、溶接性、経済性等を損なうため、Ｃｒは３２％を、
またＭｏは２．５％を上限とした。
せ材の高純度フェライト系ステンレス鋼の成分を限定し
た理由を説明する。従来化学プラント等には耐食性に優
れたオーステナイト系ステンレス鋼が広く用いられてい
るが、オーステナイト系ステンレス鋼は塩化物環境下に
おいて応力腐食割れを発生する危険性を有している。こ
れに対し、フェライト系ステンレス鋼の耐食性はオース
テナイト系ステンレス鋼よりも劣っているが、耐応力腐
食割れ性に優れているという特徴を有している。近年、
フェライト系ステンレス鋼においてＣ、Ｎ等の不純物元
素量を低減化し耐食性を改善した高純度フェライト系ス
テンレス鋼が開発され、化学プラント、温水タンク等に
使用されるようになってきた。高純度フェライト系ステ
ンレス鋼においてオーステナイト系ステンレス鋼と同等
の耐食性を有するためにはＣｒが重量％で１６％以上必
要である。また、同様に耐食性の観点からＭｏの添加が
望ましい。しかし、Ｃｒ、Ｍｏは多量に添加すると製造
性、溶接性、経済性等を損なうため、Ｃｒは３２％を、
またＭｏは２．５％を上限とした。
【０００９】次に、クラッド圧延前のスラブ加熱温度を
１１００〜１２００℃とした理由を説明する。一般にク
ラッド圧延においては、スラブ加熱温度を高温にするほ
ど低い圧下比でも安定して高い接合強度が得られるよう
になる。そこで、スラブ加熱の下限温度としては、通常
の圧延において安定して高い接合強度が得られる１１０
０℃とした。一方、上限温度としては、１２００℃を越
える温度に加熱すると、合せ材の結晶粒が粗大化し、そ
れ以降の圧延工程でいかに大きな圧下を加えても、合せ
材の微細な組織を得ることができなくなり、製造後及び
加工後に肌荒れが生じるため、１２００℃とした。
１１００〜１２００℃とした理由を説明する。一般にク
ラッド圧延においては、スラブ加熱温度を高温にするほ
ど低い圧下比でも安定して高い接合強度が得られるよう
になる。そこで、スラブ加熱の下限温度としては、通常
の圧延において安定して高い接合強度が得られる１１０
０℃とした。一方、上限温度としては、１２００℃を越
える温度に加熱すると、合せ材の結晶粒が粗大化し、そ
れ以降の圧延工程でいかに大きな圧下を加えても、合せ
材の微細な組織を得ることができなくなり、製造後及び
加工後に肌荒れが生じるため、１２００℃とした。
【００１０】次に圧延条件と焼ならし熱処理条件を限定
した理由を説明する。表１に供試高純度フェライト系ス
テンレスクラッド鋼板の合せ材と母材の化学成分を示
す。合せ材にはＣ量及びＮ量がそれぞれ０．００７ｗｔ
％、０．００８２ｗｔ％と高純度の１８ｗｔ％Ｃｒ−２
ｗｔ％Ｍｏ系のＳＵＳ４４４を用いた。母材にはＳＳ４
００を用いた。表２に上記の合せ材と母材を組み合わ
せ、３条件で圧延を行ったものについて、曲げ半径を板
厚ｔとして表曲げ試験を行った後の合せ材表面性状を示
した。熱間圧延を高温から連続して行い、９００℃仕上
の条件で圧延を行ったものは、曲げ試験後の合せ材表
面に肌荒れが生じた。これに対し、第１段目の熱間圧延
を９５０℃以上の温度で一旦中断し、９００℃以下で再
び累積圧下率５０％以上の熱間圧延を施した条件及び
で圧延を行ったものは、曲げ試験後の合せ材表面に肌
荒れが生じず、良好な表面性状であった。さらに、表２
に示す３条件で圧延を行った後、８００℃〜１０５０℃
の温度で３０分間焼ならし熱処理したときの再結晶率と
結晶粒径の変化を図１に示した。圧延後の焼ならし熱処
理時の再結晶挙動は圧延条件の影響を大きく受け、９０
０℃以下で圧下を加えたものは８５０℃の焼ならし熱処
理で再結晶がほぼ完了するのに対し、９００℃仕上材で
は完全再結晶組織を得るには１０５０℃の焼ならし熱処
理が必要であった。また、９００℃以下で圧下を加えた
ものは圧延後の８５０℃〜１０００℃の焼ならし熱処理
により微細な再結晶組織を得ることができた。
した理由を説明する。表１に供試高純度フェライト系ス
テンレスクラッド鋼板の合せ材と母材の化学成分を示
す。合せ材にはＣ量及びＮ量がそれぞれ０．００７ｗｔ
％、０．００８２ｗｔ％と高純度の１８ｗｔ％Ｃｒ−２
ｗｔ％Ｍｏ系のＳＵＳ４４４を用いた。母材にはＳＳ４
００を用いた。表２に上記の合せ材と母材を組み合わ
せ、３条件で圧延を行ったものについて、曲げ半径を板
厚ｔとして表曲げ試験を行った後の合せ材表面性状を示
した。熱間圧延を高温から連続して行い、９００℃仕上
の条件で圧延を行ったものは、曲げ試験後の合せ材表
面に肌荒れが生じた。これに対し、第１段目の熱間圧延
を９５０℃以上の温度で一旦中断し、９００℃以下で再
び累積圧下率５０％以上の熱間圧延を施した条件及び
で圧延を行ったものは、曲げ試験後の合せ材表面に肌
荒れが生じず、良好な表面性状であった。さらに、表２
に示す３条件で圧延を行った後、８００℃〜１０５０℃
の温度で３０分間焼ならし熱処理したときの再結晶率と
結晶粒径の変化を図１に示した。圧延後の焼ならし熱処
理時の再結晶挙動は圧延条件の影響を大きく受け、９０
０℃以下で圧下を加えたものは８５０℃の焼ならし熱処
理で再結晶がほぼ完了するのに対し、９００℃仕上材で
は完全再結晶組織を得るには１０５０℃の焼ならし熱処
理が必要であった。また、９００℃以下で圧下を加えた
ものは圧延後の８５０℃〜１０００℃の焼ならし熱処理
により微細な再結晶組織を得ることができた。
【００１１】
【表１】
【００１２】
【表２】
【００１３】図１中には２ＭＨｚ及び５ＭＨｚで行った
超音波探傷の可否を併せて示した。再結晶率が９０％以
上で、かつ結晶粒径が９０μｍ以下の組織を有するもの
は超音波探傷が可能であったが、再結晶率が９０％未満
あるいは結晶粒径が９０μｍを越える組織のものは雑エ
コーが発生し超音波探傷が不可能であった。この超音波
探傷が可能な組織を有するものは、曲げ半径を板厚ｔと
した表曲げ試験において、試験後合せ材の表面性状が概
ね良好であった。これに対し、超音波探傷が不可能な組
織を有するものは、表曲げ試験後の合せ材表面に肌荒れ
が観察された。すなわち、焼ならし熱処理を施した場
合、加工後の合せ材表面に肌荒れが生じないようにする
ためには、超音波探傷可能な微細な再結晶粒組織を得る
ことが必要である。
超音波探傷の可否を併せて示した。再結晶率が９０％以
上で、かつ結晶粒径が９０μｍ以下の組織を有するもの
は超音波探傷が可能であったが、再結晶率が９０％未満
あるいは結晶粒径が９０μｍを越える組織のものは雑エ
コーが発生し超音波探傷が不可能であった。この超音波
探傷が可能な組織を有するものは、曲げ半径を板厚ｔと
した表曲げ試験において、試験後合せ材の表面性状が概
ね良好であった。これに対し、超音波探傷が不可能な組
織を有するものは、表曲げ試験後の合せ材表面に肌荒れ
が観察された。すなわち、焼ならし熱処理を施した場
合、加工後の合せ材表面に肌荒れが生じないようにする
ためには、超音波探傷可能な微細な再結晶粒組織を得る
ことが必要である。
【００１４】図２に１２００℃にスラブを加熱後、熱間
圧延を１０００℃で一旦中断し、９００℃以下または８
５０℃以下で累積圧下率１０％〜５０％の圧延を行い、
９１０℃で３０分の焼ならし熱処理を施したときの再結
晶率と結晶粒径の変化を示した。加工後の合せ材表面性
状が良好となる再結晶率が９０％以上で、かつ結晶粒径
が９０μｍ以下の組織を得るためには、９００℃以下で
の累積圧下率が５０％以上必要であることが分かる。し
たがって、加工後の合せ材表面性状が良好となるような
微細な組織を得るためには、９００℃以下での累積圧下
率が５０％以上の熱間圧延を施すこと、またその後焼な
らし熱処理を施す場合には、焼ならし熱処理温度を８５
０℃〜１０００℃とすることが必要である。ここで、９
００℃以下での圧下率が大きくなると、接合に寄与する
第１段目の圧下比を十分にとることができなくなる。逆
に、第１段目の圧延で必要以上の圧下を加えると、９０
０℃以下での圧下率を確保することができず、組織の微
細化を図ることができない。そこで、９５０℃以下の圧
延が接合に寄与しないことから、全圧下を接合に寄与す
る９５０℃以上の圧延と組織微細化のための９００℃以
下での圧延に効率的に振り分けるため、第１段目の圧延
を９５０℃以上で集中的に行い一旦圧延を中断すること
が望ましい。
圧延を１０００℃で一旦中断し、９００℃以下または８
５０℃以下で累積圧下率１０％〜５０％の圧延を行い、
９１０℃で３０分の焼ならし熱処理を施したときの再結
晶率と結晶粒径の変化を示した。加工後の合せ材表面性
状が良好となる再結晶率が９０％以上で、かつ結晶粒径
が９０μｍ以下の組織を得るためには、９００℃以下で
の累積圧下率が５０％以上必要であることが分かる。し
たがって、加工後の合せ材表面性状が良好となるような
微細な組織を得るためには、９００℃以下での累積圧下
率が５０％以上の熱間圧延を施すこと、またその後焼な
らし熱処理を施す場合には、焼ならし熱処理温度を８５
０℃〜１０００℃とすることが必要である。ここで、９
００℃以下での圧下率が大きくなると、接合に寄与する
第１段目の圧下比を十分にとることができなくなる。逆
に、第１段目の圧延で必要以上の圧下を加えると、９０
０℃以下での圧下率を確保することができず、組織の微
細化を図ることができない。そこで、９５０℃以下の圧
延が接合に寄与しないことから、全圧下を接合に寄与す
る９５０℃以上の圧延と組織微細化のための９００℃以
下での圧延に効率的に振り分けるため、第１段目の圧延
を９５０℃以上で集中的に行い一旦圧延を中断すること
が望ましい。
【００１５】
【実施例】本発明の特徴を明らかにするために、本発明
により製造したＳＵＳ４４４クラッド鋼板と、従来法及
び本発明に当てはまらない条件で製造したＳＵＳ４４４
クラッド鋼板ついて特性を比較した。表３に合せ材に用
いたＳＵＳ４４４の成分を示す。母材にはすべてＳＳ４
００を用いた。表４に焼ならし熱処理を施さない場合の
供試クラッド鋼板の製造条件を示す。表５に表４により
製造した鋼板の特性を示す。また、表６に焼ならし熱処
理を施した場合の供試クラッド鋼板の製造条件を示す。
表７に表６により製造した鋼板の特性を示す。表５及び
表７の剪断強度はＪＩＳ Ｇ ０６０１の剪断強度試験
法により測定した。製造後の合せ材表面性状は、粗さ計
により測定した合せ材表面の最大高さＲｍａｘが０．１
ｍｍ未満の場合を良好とした。曲げ加工後の合せ材表面
性状も圧延後の合せ材表面性状に準じて評価を行った。
また、表７の超音波探傷は２ＭＨｚ及び５ＭＨｚで行っ
た。
により製造したＳＵＳ４４４クラッド鋼板と、従来法及
び本発明に当てはまらない条件で製造したＳＵＳ４４４
クラッド鋼板ついて特性を比較した。表３に合せ材に用
いたＳＵＳ４４４の成分を示す。母材にはすべてＳＳ４
００を用いた。表４に焼ならし熱処理を施さない場合の
供試クラッド鋼板の製造条件を示す。表５に表４により
製造した鋼板の特性を示す。また、表６に焼ならし熱処
理を施した場合の供試クラッド鋼板の製造条件を示す。
表７に表６により製造した鋼板の特性を示す。表５及び
表７の剪断強度はＪＩＳ Ｇ ０６０１の剪断強度試験
法により測定した。製造後の合せ材表面性状は、粗さ計
により測定した合せ材表面の最大高さＲｍａｘが０．１
ｍｍ未満の場合を良好とした。曲げ加工後の合せ材表面
性状も圧延後の合せ材表面性状に準じて評価を行った。
また、表７の超音波探傷は２ＭＨｚ及び５ＭＨｚで行っ
た。
【００１６】
【表３】
【００１７】
【表４】
【００１８】
【表５】
【００１９】
【表６】
【００２０】
【表７】
【００２１】Ａ１〜Ａ５及びＮ１〜Ｎ６は本発明により
製造したクラッド鋼板であり、剪断強度も高く、製造後
と曲げ加工後の合せ材表面性状は良好であり、Ｎ１〜Ｎ
６はさらに超音波探傷も可能であった。一方、スラブ加
熱後連続した圧延を施した従来鋼板のＡ６〜Ａ８及びＮ
７〜Ｎ９は接合強度は高かったが、曲げ加工後に合せ材
表面に肌荒れが発生し、Ｎ７〜Ｎ９はさらに超音波探傷
が雑エコー発生のため不可能であった。さらに、Ａ６，
Ａ７，Ｎ７は製造後にも合せ材表面に肌荒れが生じてい
た。また、本発明法によらない比較鋼板のＡ９〜Ａ１３
及びＮ１０〜Ｎ１６は、接合強度、あるいは製造後また
は曲げ加工後の合せ材表面性状に劣っているか、あるい
は超音波探傷が不可能であった。
製造したクラッド鋼板であり、剪断強度も高く、製造後
と曲げ加工後の合せ材表面性状は良好であり、Ｎ１〜Ｎ
６はさらに超音波探傷も可能であった。一方、スラブ加
熱後連続した圧延を施した従来鋼板のＡ６〜Ａ８及びＮ
７〜Ｎ９は接合強度は高かったが、曲げ加工後に合せ材
表面に肌荒れが発生し、Ｎ７〜Ｎ９はさらに超音波探傷
が雑エコー発生のため不可能であった。さらに、Ａ６，
Ａ７，Ｎ７は製造後にも合せ材表面に肌荒れが生じてい
た。また、本発明法によらない比較鋼板のＡ９〜Ａ１３
及びＮ１０〜Ｎ１６は、接合強度、あるいは製造後また
は曲げ加工後の合せ材表面性状に劣っているか、あるい
は超音波探傷が不可能であった。
【００２２】Ａ９とＮ１０はスラブ加熱温度が低かった
ため剪断強度が劣っていた。Ａ１０とＮ１１はスラブ加
熱温度が高かったため製造後と曲げ加工後の合せ材の表
面に肌荒れが生じ、Ｎ１１はさらに超音波探傷が不可能
であった。Ａ１１とＮ１２は第２段目の熱間圧延を９５
０℃で開始し累積圧下率が５０％であったため、９００
℃以下での累積圧下率が不足し、曲げ加工後の合せ材表
面に肌荒れが生じ、Ｎ１２ではさらに超音波探傷が不可
能であった。Ａ１２とＮ１３は第１段目の熱間圧延をそ
れぞれ９０７℃、９１９℃まで行い、第２段目の圧下率
を確保することができなかったため、曲げ加工後の合せ
材表面に肌荒れが生じ、Ｎ１３はさらに超音波探傷が不
可能であった。Ａ１３とＮ１４は第２段目の熱間圧延の
圧下率が不足したため、Ｎ１５は焼ならし熱処理温度が
低かったため、Ｎ１６は焼ならし熱処理温度が高かった
ため、曲げ加工後の合せ材表面に肌荒れが生じ、Ｎ１４
〜Ｎ１６はさらに超音波探傷が不可能であった。本発明
により製造したクラッド鋼板の鏡板加工後の合せ材表面
性状を確認するため、実際に表６のＮ１について冷間ス
ピニング加工による鏡板加工を実施し、加工後の合せ材
表面性状を調査した。鏡板の形状は内径１２５０ｍｍの
半楕円型とした。加工後の合せ材表面性状は肌荒れがな
く良好なものであり、本発明鋼は鏡板加工後も優れた合
せ材表面性状を有することが確認された。
ため剪断強度が劣っていた。Ａ１０とＮ１１はスラブ加
熱温度が高かったため製造後と曲げ加工後の合せ材の表
面に肌荒れが生じ、Ｎ１１はさらに超音波探傷が不可能
であった。Ａ１１とＮ１２は第２段目の熱間圧延を９５
０℃で開始し累積圧下率が５０％であったため、９００
℃以下での累積圧下率が不足し、曲げ加工後の合せ材表
面に肌荒れが生じ、Ｎ１２ではさらに超音波探傷が不可
能であった。Ａ１２とＮ１３は第１段目の熱間圧延をそ
れぞれ９０７℃、９１９℃まで行い、第２段目の圧下率
を確保することができなかったため、曲げ加工後の合せ
材表面に肌荒れが生じ、Ｎ１３はさらに超音波探傷が不
可能であった。Ａ１３とＮ１４は第２段目の熱間圧延の
圧下率が不足したため、Ｎ１５は焼ならし熱処理温度が
低かったため、Ｎ１６は焼ならし熱処理温度が高かった
ため、曲げ加工後の合せ材表面に肌荒れが生じ、Ｎ１４
〜Ｎ１６はさらに超音波探傷が不可能であった。本発明
により製造したクラッド鋼板の鏡板加工後の合せ材表面
性状を確認するため、実際に表６のＮ１について冷間ス
ピニング加工による鏡板加工を実施し、加工後の合せ材
表面性状を調査した。鏡板の形状は内径１２５０ｍｍの
半楕円型とした。加工後の合せ材表面性状は肌荒れがな
く良好なものであり、本発明鋼は鏡板加工後も優れた合
せ材表面性状を有することが確認された。
【００２３】
【発明の効果】本発明により製造された高純度フェライ
ト系ステンレスクラッド鋼板は、従来法により製造され
た鋼板に比べて加工後の表面性状に優れていた。ゆえ
に、本発明によれば鏡板加工等の加工後に合せ材の研磨
工程の短縮・省略が可能となり、その結果大幅なコスト
低減が可能である。
ト系ステンレスクラッド鋼板は、従来法により製造され
た鋼板に比べて加工後の表面性状に優れていた。ゆえ
に、本発明によれば鏡板加工等の加工後に合せ材の研磨
工程の短縮・省略が可能となり、その結果大幅なコスト
低減が可能である。
【図１】圧延条件及び焼ならし熱処理条件による組織変
化を示した図である。
化を示した図である。
【図２】圧延条件による組織変化を示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｚ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｈ 38/22 (72)発明者 木村 秀途 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃｒ：１６．０〜３２．０
％、Ｍｏ：２．５％以下を含む高純度フェライト系ステ
ンレス鋼と炭素鋼もしくは低合金鋼を重ね合わせたスラ
ブを、熱間で圧延して高純度フェライト系ステンレスク
ラッド鋼板を製造する方法において、１１００〜１２０
０℃にスラブを加熱後、第１段目の熱間圧延を９５０℃
以上の高温で行った後一旦圧延を中断し、９００℃以下
で再び累積圧下率５０％以上の熱間圧延を施すことを特
徴とする加工後の表面性状に優れた高純度フェライト系
ステンレスクラッド鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 特許請求の範囲第１項記載の熱間圧延後
に、８５０〜１０００℃で焼ならし熱処理を施すことを
特徴とする加工後の表面性状に優れた高純度フェライト
系ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5085098A JP2748814B2 (ja) | 1993-03-22 | 1993-03-22 | 高純度フェライト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5085098A JP2748814B2 (ja) | 1993-03-22 | 1993-03-22 | 高純度フェライト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06269959A true JPH06269959A (ja) | 1994-09-27 |
| JP2748814B2 JP2748814B2 (ja) | 1998-05-13 |
Family
ID=13849141
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5085098A Expired - Fee Related JP2748814B2 (ja) | 1993-03-22 | 1993-03-22 | 高純度フェライト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2748814B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1061139A1 (fr) * | 1999-06-17 | 2000-12-20 | Sollac | Procédé de fabrication de tôles d' acier aptes à l'emboutissage par coulée directe de bandes minces, et tôles ainsi obtenues |
| WO2015046091A1 (ja) * | 2013-09-27 | 2015-04-02 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | ステンレス鋼部材の接合方法およびステンレス鋼 |
-
1993
- 1993-03-22 JP JP5085098A patent/JP2748814B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1061139A1 (fr) * | 1999-06-17 | 2000-12-20 | Sollac | Procédé de fabrication de tôles d' acier aptes à l'emboutissage par coulée directe de bandes minces, et tôles ainsi obtenues |
| FR2795005A1 (fr) * | 1999-06-17 | 2000-12-22 | Lorraine Laminage | Procede de fabrication de toles aptes a l'emboutissage par coulee directe de bandes minces, et toles ainsi obtenues |
| WO2015046091A1 (ja) * | 2013-09-27 | 2015-04-02 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | ステンレス鋼部材の接合方法およびステンレス鋼 |
| JP6082866B2 (ja) * | 2013-09-27 | 2017-02-22 | 国立研究開発法人産業技術総合研究所 | ステンレス鋼部材の接合方法およびステンレス鋼 |
| US10449629B2 (en) | 2013-09-27 | 2019-10-22 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Method for bonding stainless steel members and stainless steel |
| US10549380B2 (en) | 2013-09-27 | 2020-02-04 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Method for bonding stainless steel members and stainless steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2748814B2 (ja) | 1998-05-13 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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