JPH0757890B2 - 高耐熱耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
高耐熱耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPH0757890B2 JPH0757890B2 JP18363989A JP18363989A JPH0757890B2 JP H0757890 B2 JPH0757890 B2 JP H0757890B2 JP 18363989 A JP18363989 A JP 18363989A JP 18363989 A JP18363989 A JP 18363989A JP H0757890 B2 JPH0757890 B2 JP H0757890B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、耐熱性あるいは耐食性に優れたフェライト系
ステンレス鋼板の製造方法に関するものである。
ステンレス鋼板の製造方法に関するものである。
近年、耐熱性材料としてAlまたはSiを含有するフェラト
系ステンレス鋼が、また耐食性材料としてMoを含有する
フェライト系ステンレス鋼が注目されている。なぜな
ら、このようなフェライト系ステンレス鋼は、耐熱性に
おいてオーステナイト系ステンレス鋼よりもはるかに優
れた耐酸化性を有し、また耐食性においてオーステナイ
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
強い抵抗性を示すことが明かとなってきたためである。
これらは、自動車用排ガス部品、ストーブ部品、加熱炉
々壁等に使用されているが、最近では使用環境の過酷化
に伴ってより一層の耐熱性あるいは耐食性が要求されて
おり、Al,SiあるいはMoの含有量が増加しつつある。
系ステンレス鋼が、また耐食性材料としてMoを含有する
フェライト系ステンレス鋼が注目されている。なぜな
ら、このようなフェライト系ステンレス鋼は、耐熱性に
おいてオーステナイト系ステンレス鋼よりもはるかに優
れた耐酸化性を有し、また耐食性においてオーステナイ
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
強い抵抗性を示すことが明かとなってきたためである。
これらは、自動車用排ガス部品、ストーブ部品、加熱炉
々壁等に使用されているが、最近では使用環境の過酷化
に伴ってより一層の耐熱性あるいは耐食性が要求されて
おり、Al,SiあるいはMoの含有量が増加しつつある。
しかしながら、Al,Si,Moを含有したフェライト系ステン
レス鋼の熱延鋼帯は靭性が著しく低いので、室温で同鋼
帯のコイルを展開するとき、あるいはさらに冷間圧延す
るとき割れや板破断等を生じ、甚だしいときには冷間圧
延ができない場合がある。これを回避するには、鋼帯を
遷移温度以上に予熱して通板すれば良いが、予熱による
工程費アップを招くほか、予熱温度が高い場合は作業性
や能率が悪く、安全上の面からも好ましくない。また、
熱延鋼帯や冷延鋼帯の製品に曲げ、切断、打ち抜き等の
加工を施す場合も、割れの問題がある。
レス鋼の熱延鋼帯は靭性が著しく低いので、室温で同鋼
帯のコイルを展開するとき、あるいはさらに冷間圧延す
るとき割れや板破断等を生じ、甚だしいときには冷間圧
延ができない場合がある。これを回避するには、鋼帯を
遷移温度以上に予熱して通板すれば良いが、予熱による
工程費アップを招くほか、予熱温度が高い場合は作業性
や能率が悪く、安全上の面からも好ましくない。また、
熱延鋼帯や冷延鋼帯の製品に曲げ、切断、打ち抜き等の
加工を施す場合も、割れの問題がある。
従って、熱延鋼帯コイルの展開や冷間圧延等の製造工程
や製品加工において割れの発生しない、高耐熱耐食性フ
ェライト系ステンレス鋼板の製造方法が強く要望されて
いた。
や製品加工において割れの発生しない、高耐熱耐食性フ
ェライト系ステンレス鋼板の製造方法が強く要望されて
いた。
このようなAl,Si,Mo含有フェライト系ステンレス鋼熱延
鋼帯の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60−22816号公報に開示されているように、
C,Nを低減し熱間圧延後に10℃/sec以上の冷却速度急冷
して450℃以下の低温で巻取る方法がある。しかしなが
ら、Al,Si,Moから選ばれる元素の１種または２種以上が
5.0％を超えて含有するフェライト系ステンレス鋼で
は、この方法によっても十分に靭性が改善されない。
鋼帯の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60−22816号公報に開示されているように、
C,Nを低減し熱間圧延後に10℃/sec以上の冷却速度急冷
して450℃以下の低温で巻取る方法がある。しかしなが
ら、Al,Si,Moから選ばれる元素の１種または２種以上が
5.0％を超えて含有するフェライト系ステンレス鋼で
は、この方法によっても十分に靭性が改善されない。
本発明は、Al,Si,Moを多量に含有した高耐熱耐食性フェ
ライト系ステンレス鋼板の靭性を改善することによっ
て、作業性を改善し、さらに製品の加工性を向上させる
ことを目的としている。
ライト系ステンレス鋼板の靭性を改善することによっ
て、作業性を改善し、さらに製品の加工性を向上させる
ことを目的としている。
本発明は、この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、その要旨とするところ
は下記のとおりである。
検討した結果、完成したもので、その要旨とするところ
は下記のとおりである。
（１）重量にて、C:0.02％以下、N:0.02％以下、ただし
Ｃ（％）＋Ｎ（％）:0.03％以下、Cr:10.0〜40.0％と、
Al,Si,Moから選ばれる元素の１種または２種以上：合計
5.0超〜15.0％と、希土類金属元素（REM）：合計0.01〜
0.50％とを含有し、熱間圧延温度域でフェライト単相の
組織を有するフェライト系ステンレス鋼のスラブを、圧
下率を90％以上として熱間圧延した後25℃/sec以上の冷
却速度で冷却し、500℃以下で巻取り、熱延製品とする
ことを特徴とする高耐熱耐食性フェライト系ステンレス
鋼板の製造方法。
Ｃ（％）＋Ｎ（％）:0.03％以下、Cr:10.0〜40.0％と、
Al,Si,Moから選ばれる元素の１種または２種以上：合計
5.0超〜15.0％と、希土類金属元素（REM）：合計0.01〜
0.50％とを含有し、熱間圧延温度域でフェライト単相の
組織を有するフェライト系ステンレス鋼のスラブを、圧
下率を90％以上として熱間圧延した後25℃/sec以上の冷
却速度で冷却し、500℃以下で巻取り、熱延製品とする
ことを特徴とする高耐熱耐食性フェライト系ステンレス
鋼板の製造方法。
（２）上記（１）に記載したフェライト系ステンレス鋼
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延を行っ
て冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性フェラ
イト系ステンレス鋼板の製造方法。
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延を行っ
て冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性フェラ
イト系ステンレス鋼板の製造方法。
（３）上記（１）にに記載したフェライト系ステンレス
鋼の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延と、
850〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25℃/se
c以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または２回
以上行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食
性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
鋼の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延と、
850〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25℃/se
c以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または２回
以上行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食
性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（４）上記（１）に記載したフェライト系ステンレス鋼
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延と、85
0〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25℃/sec
以上の冷却速度で冷却する熱処理とを２回以上行い、つ
いで圧下率を15％以上とする冷間圧延を行って冷延製品
とすることを特徴とする高耐熱耐食性フェライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法。
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延と、85
0〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25℃/sec
以上の冷却速度で冷却する熱処理とを２回以上行い、つ
いで圧下率を15％以上とする冷間圧延を行って冷延製品
とすることを特徴とする高耐熱耐食性フェライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法。
（５）重量％にて、C:0.02％以下、N:0.02％以下、ただ
しＣ（％）＋Ｎ（％）:0.03％以下、Cr:10.0〜40.0％
と、Al,Si,Moから選ばれる元素の１種または２種以上：
合計5.0超〜15.0％と、希土類金属元素（REM）：合計0.
01〜0.50％と、Ti,Nb,V,Zr,Ta,Hf,Bから選ばれる元素の
１種または２種以上：合計0.005〜0.50％とを含有し、
熱間圧延温度域でフェライト単相の組織を有するフェラ
イト系ステンレス鋼のスラブを、圧下率を90％以上とし
て熱間圧延した後25℃/sec以上の冷却速度で冷却し、50
0℃以下で巻取り、熱延製品とすることを特徴とする高
耐熱耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
しＣ（％）＋Ｎ（％）:0.03％以下、Cr:10.0〜40.0％
と、Al,Si,Moから選ばれる元素の１種または２種以上：
合計5.0超〜15.0％と、希土類金属元素（REM）：合計0.
01〜0.50％と、Ti,Nb,V,Zr,Ta,Hf,Bから選ばれる元素の
１種または２種以上：合計0.005〜0.50％とを含有し、
熱間圧延温度域でフェライト単相の組織を有するフェラ
イト系ステンレス鋼のスラブを、圧下率を90％以上とし
て熱間圧延した後25℃/sec以上の冷却速度で冷却し、50
0℃以下で巻取り、熱延製品とすることを特徴とする高
耐熱耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）上記（５）に記載したフェライト系ステンレス鋼
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延を行っ
て冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性フェラ
イト系ステンレス鋼板の製造方法。
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延を行っ
て冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性フェラ
イト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）上記（５）に記載したフェライト系ステンレス鋼
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延と、85
0〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25℃/sec
以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または２回以
上行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延と、85
0〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25℃/sec
以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または２回以
上行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８）上記（５）に記載したフェライト系ステンレス鋼
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延と、85
0〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25℃/sec
以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または２回以
上行い、ついで圧下率を15％以上とする冷間圧延を行っ
て冷延製品とすることを徴とする高耐熱耐食性フェライ
ト系ステンレス鋼板の製造方法。
の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延と、85
0〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25℃/sec
以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または２回以
上行い、ついで圧下率を15％以上とする冷間圧延を行っ
て冷延製品とすることを徴とする高耐熱耐食性フェライ
ト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明の限定理由を以下に詳細に説明する。尚、本発明
におけるスラブとは、連続鋳造鋳片、これにブレイクダ
ウンを行った鋼片、インゴット鋳片とこれに分塊圧延を
行った鋼片である。
におけるスラブとは、連続鋳造鋳片、これにブレイクダ
ウンを行った鋼片、インゴット鋳片とこれに分塊圧延を
行った鋼片である。
請求項１〜４における成分の限定理由はつぎのとおりで
ある。
ある。
C,Nは、それぞれが0.02％を超えて存在する場合もしく
はＣ＋Ｎで0.03％を超える場合、熱延鋼帯の靭性を著し
く低下させる。従って、C,Nの成分範囲は、それぞれ0.0
2％以下でかつＣ＋Ｎの総量が0.03％以下とした。
はＣ＋Ｎで0.03％を超える場合、熱延鋼帯の靭性を著し
く低下させる。従って、C,Nの成分範囲は、それぞれ0.0
2％以下でかつＣ＋Ｎの総量が0.03％以下とした。
Crは、ステンレン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、10％未満
ではこれらの特性が十分に確保されず、一方40％を超え
て含有すると特に熱延鋼帯の靭性および冷間での加工性
（延性）が著しく低下する。従って、Crの成分範囲は1
0.0〜40.0％とした。
最も基本的な元素である。本発明においては、10％未満
ではこれらの特性が十分に確保されず、一方40％を超え
て含有すると特に熱延鋼帯の靭性および冷間での加工性
（延性）が著しく低下する。従って、Crの成分範囲は1
0.0〜40.0％とした。
AlおよびSi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り、Moは耐食性を向上させる元素で
ある。本発明においては、これら３元素のうちから所望
の特性に応じて１種または２種以上を含有させる。合計
で5.0％以下では耐酸化性あるいは耐食性を顕著に向上
させるのに十分でなく、15％を超えて含有すると特に熱
延鋼帯の靭性および冷間での加工性を著しく低下する。
従って、Al,Si,Moの成分範囲は合計で5.0超〜15.0％と
した。
向上させる元素であり、Moは耐食性を向上させる元素で
ある。本発明においては、これら３元素のうちから所望
の特性に応じて１種または２種以上を含有させる。合計
で5.0％以下では耐酸化性あるいは耐食性を顕著に向上
させるのに十分でなく、15％を超えて含有すると特に熱
延鋼帯の靭性および冷間での加工性を著しく低下する。
従って、Al,Si,Moの成分範囲は合計で5.0超〜15.0％と
した。
希土類金属元素（REM）は、La,Ce,Pr,Nd等のランタノイ
ドのことであり、耐酸化性を顕著に向上させるために添
加し、この効果は0.01％未満では十分でない。しかしな
がら、0.50％を超えて添加すると、REM系酸化物が粗大
化するため、熱間加工性が著しく低下し熱間圧延にて割
れが発生する。従って、REMの成分範囲は合計で0.01〜
0.50％とした。
ドのことであり、耐酸化性を顕著に向上させるために添
加し、この効果は0.01％未満では十分でない。しかしな
がら、0.50％を超えて添加すると、REM系酸化物が粗大
化するため、熱間加工性が著しく低下し熱間圧延にて割
れが発生する。従って、REMの成分範囲は合計で0.01〜
0.50％とした。
請求項５〜８は、上記成分のほか、さらにTi,Nb,V,Zr,T
a,Hf,Bから選ばれる元素の１種または２種以上を含有す
る。これらの元素は、それぞれが窒化物あるいは炭化物
を形成して固溶C,Nを減少させるとともに熱間圧延中の
大圧下加工により導入される転位上に析出して組織を微
細化させ、熱延鋼帯の靭性を一層向上させる。この効果
は、１種または２種以上合計で0.005％未満では十分で
なく、0.50％を超えて含有すると冷間での加工性を著し
く劣化させる。従って、Ti,Nb,V,Zr,Ta,Hf,Bの成分範囲
は、合計で0.005〜0.50％とした。
a,Hf,Bから選ばれる元素の１種または２種以上を含有す
る。これらの元素は、それぞれが窒化物あるいは炭化物
を形成して固溶C,Nを減少させるとともに熱間圧延中の
大圧下加工により導入される転位上に析出して組織を微
細化させ、熱延鋼帯の靭性を一層向上させる。この効果
は、１種または２種以上合計で0.005％未満では十分で
なく、0.50％を超えて含有すると冷間での加工性を著し
く劣化させる。従って、Ti,Nb,V,Zr,Ta,Hf,Bの成分範囲
は、合計で0.005〜0.50％とした。
本発明におけるフェライト系ステンレス鋼は、熱間圧延
温度域でフェライト単相となるように成分調整する。熱
間圧延温度でオーステナイト相が析出すると、熱間圧延
終了後の急速冷却によりマルテンサイト相に変態しミク
ロクラックの発生核となり靭性を劣化させるからであ
る。熱間圧延温度は、1250〜850℃とするのが好まし
い。
温度域でフェライト単相となるように成分調整する。熱
間圧延温度でオーステナイト相が析出すると、熱間圧延
終了後の急速冷却によりマルテンサイト相に変態しミク
ロクラックの発生核となり靭性を劣化させるからであ
る。熱間圧延温度は、1250〜850℃とするのが好まし
い。
請求項１および５は、上記成分のフェライト系ステンレ
ス鋼スラブを熱間圧延して熱延製品とする。本発明者等
は、熱延鋼帯の靭性に及ぼすREM量と熱間圧延条件の影
響を検討した結果、REM量を合計で0.01％以上含有した
場合、熱間圧延の圧下率を90％以上の大圧下とし、かつ
熱間圧延終了後25℃/sec以上の冷却速度で500℃以下に
急冷すると、靭性が顕著に改善されていることを見い出
した。この靭性改善の機構は現在まだ詳細には明らかに
されていないが、均一に微細分散したREM系酸化物の周
りに熱間圧延の大圧下により導入された転位が高密度に
集積し、熱間圧延終了時までの転位の再配列により微細
なサブグレインが形成されるためと考えられる。この組
織は、その後の急冷により凍結され、常温まで維持され
るため、組織微細化により靭性が著しく改善されるもの
推測される。従って、熱間圧延の圧下率は、90％以上と
した。さらに靭性を向上させるためには、95％以上とす
るのが好ましい。また、熱間圧延終了後の冷却速度は、
25℃/sec以上とし、巻取り温度まで急冷する。冷却速度
25℃/sec未満だとσ相や金属間化合物等の脆化相が析出
し易いため、熱延材の靭性を劣化させるとともに、熱間
圧延終了時の微細なサブグレイン組織を凍結することが
できないからである。
ス鋼スラブを熱間圧延して熱延製品とする。本発明者等
は、熱延鋼帯の靭性に及ぼすREM量と熱間圧延条件の影
響を検討した結果、REM量を合計で0.01％以上含有した
場合、熱間圧延の圧下率を90％以上の大圧下とし、かつ
熱間圧延終了後25℃/sec以上の冷却速度で500℃以下に
急冷すると、靭性が顕著に改善されていることを見い出
した。この靭性改善の機構は現在まだ詳細には明らかに
されていないが、均一に微細分散したREM系酸化物の周
りに熱間圧延の大圧下により導入された転位が高密度に
集積し、熱間圧延終了時までの転位の再配列により微細
なサブグレインが形成されるためと考えられる。この組
織は、その後の急冷により凍結され、常温まで維持され
るため、組織微細化により靭性が著しく改善されるもの
推測される。従って、熱間圧延の圧下率は、90％以上と
した。さらに靭性を向上させるためには、95％以上とす
るのが好ましい。また、熱間圧延終了後の冷却速度は、
25℃/sec以上とし、巻取り温度まで急冷する。冷却速度
25℃/sec未満だとσ相や金属間化合物等の脆化相が析出
し易いため、熱延材の靭性を劣化させるとともに、熱間
圧延終了時の微細なサブグレイン組織を凍結することが
できないからである。
巻取り温度は500℃以下とする。500℃より高いと、熱延
終了後の冷却速度が25℃/sec以上であったとしても、巻
取り後の徐冷中の熱サイクルによりσ相や金属間化合物
等の脆化相が析出し易いため、熱延材の靭性を劣化させ
る。
終了後の冷却速度が25℃/sec以上であったとしても、巻
取り後の徐冷中の熱サイクルによりσ相や金属間化合物
等の脆化相が析出し易いため、熱延材の靭性を劣化させ
る。
請求項１および５における熱延製品は、熱延までも良い
が、特に強加工を行う用途には必要に応じて焼鈍しても
良い。好ましい焼鈍条件としては、靭性確保の点から焼
鈍温度が850〜1100℃で冷却速度が800〜500℃の間で25
℃/sec以上である。
が、特に強加工を行う用途には必要に応じて焼鈍しても
良い。好ましい焼鈍条件としては、靭性確保の点から焼
鈍温度が850〜1100℃で冷却速度が800〜500℃の間で25
℃/sec以上である。
請求項２および６は、請求項１および５で得られた熱延
製品に冷間圧延を行って冷延製品とする。尚、用いる熱
延製品は、熱延ままでも良く、冷間圧延の圧下率が大き
い場合には必要に応じて冷延前に焼鈍しても良い。この
場合の好ましい焼鈍条件としては、後述するように靭性
確保の点から温度が850〜1100℃で冷却速度が800〜500
℃の間で25℃/secである。
製品に冷間圧延を行って冷延製品とする。尚、用いる熱
延製品は、熱延ままでも良く、冷間圧延の圧下率が大き
い場合には必要に応じて冷延前に焼鈍しても良い。この
場合の好ましい焼鈍条件としては、後述するように靭性
確保の点から温度が850〜1100℃で冷却速度が800〜500
℃の間で25℃/secである。
冷間圧延の圧下率は、15％より小さいと、転位が粒界や
析出物等へ不均一に導入されるため、これらの場所にお
ける応力集中が助長されミクロクラックが容易に発生・
伝播し、靭性が発生する。しかしながら、15％以上の冷
間圧延を行うと転位がマトリックスにほぼ均一にかつ高
密度に導入され、このような転位領域は逆にミクロクラ
ックの伝播抵抗となるため、延性脆性遷移温度が下がり
靭性が向上する。従って、冷間圧延の圧下率の範囲を15
％以上とした。さらに靭性を向上させるためには、45％
以上とするのが好ましい。
析出物等へ不均一に導入されるため、これらの場所にお
ける応力集中が助長されミクロクラックが容易に発生・
伝播し、靭性が発生する。しかしながら、15％以上の冷
間圧延を行うと転位がマトリックスにほぼ均一にかつ高
密度に導入され、このような転位領域は逆にミクロクラ
ックの伝播抵抗となるため、延性脆性遷移温度が下がり
靭性が向上する。従って、冷間圧延の圧下率の範囲を15
％以上とした。さらに靭性を向上させるためには、45％
以上とするのが好ましい。
請求項３および７は、請求項１および５で得られた熱延
製品に冷間圧延と熱処理を行って冷延製品とする。冷間
圧延と熱処理は、製品の板厚に応じて２回以上行っても
よい。冷間圧延の圧下率は上記理由により15％以上とし
た。
製品に冷間圧延と熱処理を行って冷延製品とする。冷間
圧延と熱処理は、製品の板厚に応じて２回以上行っても
よい。冷間圧延の圧下率は上記理由により15％以上とし
た。
熱処理における焼鈍温度は、850℃より低いと再結晶が
十分でなく、一方、1100℃を超えると結晶粒が粗大化し
靭性が著しく劣化する。従って、焼鈍温度の範囲を850
〜1100℃とした。
十分でなく、一方、1100℃を超えると結晶粒が粗大化し
靭性が著しく劣化する。従って、焼鈍温度の範囲を850
〜1100℃とした。
焼鈍後の冷却速度は、800〜500℃の間で25℃/sec未満と
するとσ相や金属間化合物等の脆化相がこの温度範囲で
析出し易いため、冷延材の靭性を劣化させる。従って、
焼鈍後の冷却速度は、800〜500℃の間で25℃/sec以上と
した。
するとσ相や金属間化合物等の脆化相がこの温度範囲で
析出し易いため、冷延材の靭性を劣化させる。従って、
焼鈍後の冷却速度は、800〜500℃の間で25℃/sec以上と
した。
請求項４および８は、請求項１および５で得られた熱延
製品に冷間圧延と熱処理を１回または２回以上行い、さ
らに冷間圧延を行って冷延製品とする。冷間圧延の圧下
率は上記理由により15％以上とし、熱処理の温度および
冷却速度も上記理由により850〜1100℃の温度域で焼鈍
したのち800〜500℃の間を25℃/sec以上の冷却速度で冷
却することとした。
製品に冷間圧延と熱処理を１回または２回以上行い、さ
らに冷間圧延を行って冷延製品とする。冷間圧延の圧下
率は上記理由により15％以上とし、熱処理の温度および
冷却速度も上記理由により850〜1100℃の温度域で焼鈍
したのち800〜500℃の間を25℃/sec以上の冷却速度で冷
却することとした。
請求項2,4,6および８における冷延製品は、高強度が要
求される場合、または極薄板あるいは箔として使われる
場合に使用され、請求項３および７における冷延製品
は、加工性が要求される場合に使用される。
求される場合、または極薄板あるいは箔として使われる
場合に使用され、請求項３および７における冷延製品
は、加工性が要求される場合に使用される。
（１）転炉−VOD法あるいは真空溶解法により第１表に
示すフェライト系ステンレス鋼を溶製した。化学成分を
第１表に示す。REMは、鋳造直前にミッシュメタルワイ
ヤーにて添加した。これらの鋼を第２表に示される条件
に従って製造し板厚:3.5〜6.0mmの熱延鋼帯とした。靭
性評価は、JIS規格に準拠したサブサイズ（厚み:3.3m
m）のＶノッチシャルピー試験片を圧延方向と平行に採
取し衝撃試験を行い、衝撃値が2kgm/cm2になる温度（vT
2:℃）で評価した。vT2が20℃以下である場合、予熱せ
ずに熱延鋼帯の冷間圧延が可能である。20℃を超えた場
合には、予熱せずに冷間圧延を行うと、衝撃等による板
破断の危険性が極めて高くなる。
示すフェライト系ステンレス鋼を溶製した。化学成分を
第１表に示す。REMは、鋳造直前にミッシュメタルワイ
ヤーにて添加した。これらの鋼を第２表に示される条件
に従って製造し板厚:3.5〜6.0mmの熱延鋼帯とした。靭
性評価は、JIS規格に準拠したサブサイズ（厚み:3.3m
m）のＶノッチシャルピー試験片を圧延方向と平行に採
取し衝撃試験を行い、衝撃値が2kgm/cm2になる温度（vT
2:℃）で評価した。vT2が20℃以下である場合、予熱せ
ずに熱延鋼帯の冷間圧延が可能である。20℃を超えた場
合には、予熱せずに冷間圧延を行うと、衝撃等による板
破断の危険性が極めて高くなる。
本発明法により製造した熱延鋼帯は、靭性が大いに改善
されており、冷間圧延時に板破断等のトラブルが発生し
ないことがわかる。
されており、冷間圧延時に板破断等のトラブルが発生し
ないことがわかる。
（２）転炉−VOD法あるいは真空溶解法により溶製し熱
延鋼帯とした、第１表に示される本発明対象材を第３表
に示される条件に従って熱処理あるいは冷間圧延した。
靭性評価は、板厚が3.3mmを超えるものについてJIS規格
に準拠したサブサイズ（厚み:3.3mm）のＶノッチシャル
ピー試験片を圧延方向と平行に採取し、板厚が3.3mm以
下1.5mm以上について板厚ままのＶノッチシャルピー試
験片を圧延方向と平行に採取し衝撃試験を行い、vT2で
評価した。板厚が1.5mm未満のものは、2t（t:板厚）密
着曲げ試験により割れが発生する温度で評価した。
延鋼帯とした、第１表に示される本発明対象材を第３表
に示される条件に従って熱処理あるいは冷間圧延した。
靭性評価は、板厚が3.3mmを超えるものについてJIS規格
に準拠したサブサイズ（厚み:3.3mm）のＶノッチシャル
ピー試験片を圧延方向と平行に採取し、板厚が3.3mm以
下1.5mm以上について板厚ままのＶノッチシャルピー試
験片を圧延方向と平行に採取し衝撃試験を行い、vT2で
評価した。板厚が1.5mm未満のものは、2t（t:板厚）密
着曲げ試験により割れが発生する温度で評価した。
本発明により製造した冷延鋼帯は、靭性が大いに改善さ
れており、冷間圧延時に板破断等のトラブルが発生せ
ず、極薄板・箔まで製造することができることがわか
る。
れており、冷間圧延時に板破断等のトラブルが発生せ
ず、極薄板・箔まで製造することができることがわか
る。
〔発明の効果〕 以上のことから明らかな如く、本発明法に従いAl,Si,Mo
を多量に含有する高耐熱耐食性フェライト系ステンレス
鋼板を製造すれば、熱延鋼帯や冷延鋼帯の冷間圧延時に
割れや板破断を防止し、これら鋼帯を製品として使用す
るに際して、曲げ、切断、打ち抜き等を施す場合、割れ
発生を解消し、作業性が大幅に改善される。
を多量に含有する高耐熱耐食性フェライト系ステンレス
鋼板を製造すれば、熱延鋼帯や冷延鋼帯の冷間圧延時に
割れや板破断を防止し、これら鋼帯を製品として使用す
るに際して、曲げ、切断、打ち抜き等を施す場合、割れ
発生を解消し、作業性が大幅に改善される。
Claims (8)
- 【請求項１】重量％にて、C:0.02％以下、N:0.02％以
下、ただしＣ（％）＋Ｎ（％）:0.03％以下、Cr:10.0〜
40.0％と、Al,Si,Moから選ばれる元素の１種または２種
以上：合計5.0超〜15.0％と、希土類金属元素（REM）：
合計0.01〜0.50％とを含有し、熱間圧延温度域でフェラ
イト単相の組織を有するフェライト系ステンレス鋼のス
ラブを、圧下率を90％以上として熱間圧延した後25℃/s
ec以上の冷却速度で冷却し、500℃以下で巻取り、熱延
製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性フェライト系
ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項２】請求項１に記載したフェライト系ステンレ
ス鋼の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延を
行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性フ
ェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項３】請求項１に記載したフェライト系ステンレ
ス鋼の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延
と、850〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25
℃/sec以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または
２回以上行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱
耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項４】請求項１に記載したフェライト系ステンレ
ス鋼の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延
と、850〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25
℃/sec以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または
２回以上行い、ついで圧下率を15％以上とする冷間圧延
を行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項５】重量％にて、C:0.02％以下、N:0.02％以
下、ただしＣ（％）＋Ｎ（％）:0.03％以下、Cr:10.0〜
40.0％と、Al,Si,Moから選ばれる元素の１種または２種
以上：合計5.0超〜15.0％と、希土類金属元素（REM）：
合計0.01〜0.50％と、Ti,Nb,V,Zr,Ta,Hf,Bから選ばれる
元素の１種または２種以上：合計0.005〜0.50％とを含
有し、熱間圧延温度域でフェライト単相の組織を有する
フェライト系ステンレス鋼のスラブを、圧下率を90％以
上として熱間圧延した後25℃/sec以上の冷却速度で冷却
し、500℃以下で巻取り、熱延製品とすることを特徴と
する高耐熱耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方
法。 - 【請求項６】請求項５に記載したフェライト系ステンレ
ス鋼の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延を
行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性フ
ェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項７】請求項５に記載したフェライト系ステンレ
ス鋼の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延
と、850〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25
℃/sec以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または
２回以上行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱
耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項８】請求項５に記載したフェライト系ステンレ
ス鋼の熱延製品に、圧下率を15％以上とする冷間圧延
と、850〜1100℃の温度域で焼鈍し800〜500℃の間を25
℃/sec以上の冷却速度で冷却する熱処理とを１回または
２回以上行い、ついで圧下率を15％以上とする冷間圧延
を行って冷延製品とすることを特徴とする高耐熱耐食性
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18363989A JPH0757890B2 (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 高耐熱耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18363989A JPH0757890B2 (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 高耐熱耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0353025A JPH0353025A (ja) | 1991-03-07 |
| JPH0757890B2 true JPH0757890B2 (ja) | 1995-06-21 |
Family
ID=16139304
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18363989A Expired - Fee Related JPH0757890B2 (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 高耐熱耐食性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0757890B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2801832B2 (ja) * | 1992-04-30 | 1998-09-21 | 川崎製鉄株式会社 | 加工性に優れたＦｅ−Ｃｒ合金 |
| JP2801833B2 (ja) * | 1992-04-30 | 1998-09-21 | 川崎製鉄株式会社 | 加工性および耐孔食性に優れたＦｅ−Ｃｒ合金 |
| JP2801834B2 (ja) * | 1992-05-01 | 1998-09-21 | 川崎製鉄株式会社 | 加工性、耐孔食性および溶接部耐食性に優れるＦｅ−Ｃｒ合金 |
| CN115161564B (zh) * | 2022-07-12 | 2023-04-18 | 中国核动力研究设计院 | 一种FeCrAl不锈钢包壳管及其制备方法 |
-
1989
- 1989-07-18 JP JP18363989A patent/JPH0757890B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0353025A (ja) | 1991-03-07 |
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