JPH0784616B2 - 耐応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造法Info
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- JPH0784616B2 JPH0784616B2 JP1084789A JP8478989A JPH0784616B2 JP H0784616 B2 JPH0784616 B2 JP H0784616B2 JP 1084789 A JP1084789 A JP 1084789A JP 8478989 A JP8478989 A JP 8478989A JP H0784616 B2 JPH0784616 B2 JP H0784616B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はステンレス鋼特に応力腐食割れ抵抗の大きい18
−８ステンレス鋼を双ロール法により製造する方法に関
する。
−８ステンレス鋼を双ロール法により製造する方法に関
する。
（従来の技術） 18−８ステンレスは極めて広い分野で使用されている
が、使用環境によっては応力腐食割れを起こしやすい。
が、使用環境によっては応力腐食割れを起こしやすい。
18−８ステンレスの欠点である応力腐食割れに対して
は、従来から多数の研究がなされ多数の結果が報告され
ている。特に合金組成の影響に関しては研究し尽くされ
た感がある。有効な成分はNi,C,SiでCuも環境によって
は有効である。有害成分はP,N,Mo等である。
は、従来から多数の研究がなされ多数の結果が報告され
ている。特に合金組成の影響に関しては研究し尽くされ
た感がある。有効な成分はNi,C,SiでCuも環境によって
は有効である。有害成分はP,N,Mo等である。
これらの成果をもとに多くの耐応力腐食割れステンレス
鋼が開発されたが、何れも18Cr−8Ni鋼に対してNiが高
く、SiやCuを含みＰを低く制限するもので、耐応力腐食
割れ性については大幅に改良されたが極めて高価な材料
になっている。
鋼が開発されたが、何れも18Cr−8Ni鋼に対してNiが高
く、SiやCuを含みＰを低く制限するもので、耐応力腐食
割れ性については大幅に改良されたが極めて高価な材料
になっている。
一方Niを含まないフェライト系ステンレス鋼は応力腐食
割れを起こさないことから、高純フェライトステンレス
鋼が開発され、耐応力腐食割れステンレス鋼として実用
化が進んでいるが、加工性や溶接性の点で汎用化が遅れ
ている。
割れを起こさないことから、高純フェライトステンレス
鋼が開発され、耐応力腐食割れステンレス鋼として実用
化が進んでいるが、加工性や溶接性の点で汎用化が遅れ
ている。
このフェライトの効果を活用し、フェライトを含有した
２相ステンレス鋼も開発が進み実用化されているが、特
性面で十分とは言えない。この２相ステンレス鋼は製品
でフェライトとオーステナイトが50:50の比率で含有す
るものである。
２相ステンレス鋼も開発が進み実用化されているが、特
性面で十分とは言えない。この２相ステンレス鋼は製品
でフェライトとオーステナイトが50:50の比率で含有す
るものである。
18Cr−8Ni鋼にフェライト相を10〜30％程度含有させる
と応力腐食割れ抵抗は大幅に向上することは既に特願昭
47−9898号、及び特願昭48−14284号に述べられてい
る。しかし第２図、第３図に示したように従来からオー
ステナイトにフェライトが６％から50％を含有する範囲
は熱間加工性が悪いことが、「高温変形と高温破壊」鉄
鋼基礎共同研究会、高温変形部会編（1981年２月17日，
第３回シンポジウムテキストのp.181〜199や川崎製鉄枝
法17,（1985）,3,p.306〜314に述べられているところで
ある。
と応力腐食割れ抵抗は大幅に向上することは既に特願昭
47−9898号、及び特願昭48−14284号に述べられてい
る。しかし第２図、第３図に示したように従来からオー
ステナイトにフェライトが６％から50％を含有する範囲
は熱間加工性が悪いことが、「高温変形と高温破壊」鉄
鋼基礎共同研究会、高温変形部会編（1981年２月17日，
第３回シンポジウムテキストのp.181〜199や川崎製鉄枝
法17,（1985）,3,p.306〜314に述べられているところで
ある。
一方、応力腐食割れ抵抗は本発明者等の研究結果の第４
図に示すように、18G−8Ni鋼よりも低Ni側のフェライト
の多い領域で顕著に改良がなされるか、従来技術では、
熱間加工性の点で実現に至っていない。
図に示すように、18G−8Ni鋼よりも低Ni側のフェライト
の多い領域で顕著に改良がなされるか、従来技術では、
熱間加工性の点で実現に至っていない。
第４図は42％MgCl2沸騰中での応力腐食試験における破
断時間である。
断時間である。
（発明が解決しようとする課題） 上述したように18Cr−8Ni鋼の弱点である応力腐食割れ
に対して経済的な材料の開発は実現していない。従来の
合金組成の影響に関する研究のなかで有力なシーズとみ
なされるフェライト相の活用、特に18Cr−8Ni鋼にフェ
ライト相を10〜30％程度含有させると、材料を熱間加工
性が劣化し実現に至っていない。
に対して経済的な材料の開発は実現していない。従来の
合金組成の影響に関する研究のなかで有力なシーズとみ
なされるフェライト相の活用、特に18Cr−8Ni鋼にフェ
ライト相を10〜30％程度含有させると、材料を熱間加工
性が劣化し実現に至っていない。
本発明では双ロール鋳造法で熱間圧延を省略してこのフ
ェライト相を含有する材料を製造する方法を提供するも
のである。
ェライト相を含有する材料を製造する方法を提供するも
のである。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は重量％でC:0.1％以下、Si:4％以下、Mn:
4％以下、P:0.03％以下、S:0.006％以下、Cr:16〜30
％、Ni:3〜16％、Cu:3％以下、N:0.3％以下、残部は実
質的にFeと不可避の不純物よりなり、δ−Fecal＝３（C
r＋1.5Si）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）
−19.8で決まるδ−Fecal（％）を15〜50％とした溶鋼
を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造機によ
って厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、凝固後可
及的高温から冷却を開始して、1200℃までの平均冷却速
度を50℃/sec以上で冷却して、鋳片の復熱を防止し、12
00〜600℃までの温度域を10℃/sec以上で冷却して巻き
取り、デスケールし冷間圧延し、常法通り焼鈍・酸洗或
いは光輝焼鈍し、調質圧延工程での圧延の伸び率を0.1
〜2.5％の範囲にコントロールすることを特徴とする耐
応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたCr−Ni系ステン
レス鋼薄板の製造法である。
4％以下、P:0.03％以下、S:0.006％以下、Cr:16〜30
％、Ni:3〜16％、Cu:3％以下、N:0.3％以下、残部は実
質的にFeと不可避の不純物よりなり、δ−Fecal＝３（C
r＋1.5Si）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）
−19.8で決まるδ−Fecal（％）を15〜50％とした溶鋼
を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造機によ
って厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、凝固後可
及的高温から冷却を開始して、1200℃までの平均冷却速
度を50℃/sec以上で冷却して、鋳片の復熱を防止し、12
00〜600℃までの温度域を10℃/sec以上で冷却して巻き
取り、デスケールし冷間圧延し、常法通り焼鈍・酸洗或
いは光輝焼鈍し、調質圧延工程での圧延の伸び率を0.1
〜2.5％の範囲にコントロールすることを特徴とする耐
応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたCr−Ni系ステン
レス鋼薄板の製造法である。
（作用） 既に述べた通り熱間圧延では18Cr−8Ni鋼にフェライト
相を10〜30％程度含有させると、材料の熱間加工性が劣
化し製造付加であった。フェライト相を50％を超えて含
有すると、熱間加工性が良くなりいわゆる２相ステンレ
ス鋼として実現している。
相を10〜30％程度含有させると、材料の熱間加工性が劣
化し製造付加であった。フェライト相を50％を超えて含
有すると、熱間加工性が良くなりいわゆる２相ステンレ
ス鋼として実現している。
本発明者らはCr−Ni系ステンレス鋼でこの熱間加工性の
極めて劣るフェライト相を15〜50％程度含有する材料の
実現を目的に研究した。
極めて劣るフェライト相を15〜50％程度含有する材料の
実現を目的に研究した。
実験により双ロール法を用いて各種のCr−Ni系合金を鋳
造し、１〜8mm厚みの鋳片を得た。その後熱延を省略し
てデスケールし冷延し焼鈍・酸洗した。調質圧延後材質
や表面品質及び応力腐食性を調査した。鋳片のδフェラ
イト量で鋳片の製造性、応力腐食性及び表面品質を評価
すると第１図の通りである。
造し、１〜8mm厚みの鋳片を得た。その後熱延を省略し
てデスケールし冷延し焼鈍・酸洗した。調質圧延後材質
や表面品質及び応力腐食性を調査した。鋳片のδフェラ
イト量で鋳片の製造性、応力腐食性及び表面品質を評価
すると第１図の通りである。
鋳片の製造性は割れの程度を示し、表面品質はローピン
グし呼ばれる表面の凹凸の高さで評価している。
グし呼ばれる表面の凹凸の高さで評価している。
この結果ニヤーネットシェイプ鋳造の代表である双ロー
ル鋳造法は、従来の熱間加工に向かないフェライト相
を、９〜50％程度含有する材料の製造に有効で割れもな
く、製品の応力腐食割れ抵抗も大きいこと、又鋳片から
直接冷延して焼鈍・酸洗洗いは光輝焼鈍後0.1〜2.5％の
伸び率の調質圧延を加えることで、表面品質も良好にな
ることが判明した。
ル鋳造法は、従来の熱間加工に向かないフェライト相
を、９〜50％程度含有する材料の製造に有効で割れもな
く、製品の応力腐食割れ抵抗も大きいこと、又鋳片から
直接冷延して焼鈍・酸洗洗いは光輝焼鈍後0.1〜2.5％の
伸び率の調質圧延を加えることで、表面品質も良好にな
ることが判明した。
δフェライト15％未満では鋳片の割れ防止の点での製造
性や、表面品質と応力腐食抵抗も十分ではない。δフェ
ライトが50％を超えても、製造性や品質の改善効果は飽
和し応力腐食割れ抵抗も十分ではない。
性や、表面品質と応力腐食抵抗も十分ではない。δフェ
ライトが50％を超えても、製造性や品質の改善効果は飽
和し応力腐食割れ抵抗も十分ではない。
（実 施 例） 第１表に示す18Cr−8Ni鋼を基本に種々の成分のCr−Ni
系成分を溶製した。δ−Fecalで示すように、フェライ
トの量を６〜50％に変化させた。合金成分ではSi,Cu,Mo
等を検討した。
系成分を溶製した。δ−Fecalで示すように、フェライ
トの量を６〜50％に変化させた。合金成分ではSi,Cu,Mo
等を検討した。
これらの溶鋼を本発明法である内部水冷方式の双ロール
鋳造法によって１〜8mm厚さに鋳片を鋳造した。鋳造後
は相ロール出口から冷却を開始し、鋳片の復熱を防止し
1200℃までを50℃/sec以上で冷却した。
鋳造法によって１〜8mm厚さに鋳片を鋳造した。鋳造後
は相ロール出口から冷却を開始し、鋳片の復熱を防止し
1200℃までを50℃/sec以上で冷却した。
比較法としてはこれらの溶鋼の一部を従来法の連続鋳造
機によって100mm厚以上に鋳片を鋳造し、加熱後熱間圧
延したが、フェライト量が６〜48％のものは全く熱間圧
延が出来なかった。
機によって100mm厚以上に鋳片を鋳造し、加熱後熱間圧
延したが、フェライト量が６〜48％のものは全く熱間圧
延が出来なかった。
その後は常法通りデスケールし、50〜90％の冷間圧延を
行い、1050〜1200℃で20secで焼鈍し酸洗及び光輝焼鈍
を行なって、0.3〜2.0mm厚さの薄板に仕上げた。
行い、1050〜1200℃で20secで焼鈍し酸洗及び光輝焼鈍
を行なって、0.3〜2.0mm厚さの薄板に仕上げた。
こうして得られた薄板を0.1〜3.0％の伸び率の範囲で調
質圧延を行ない、応力腐食試験や表面品質及び材質試験
を行なった。
質圧延を行ない、応力腐食試験や表面品質及び材質試験
を行なった。
これらの結果を第１表に示した。No.1〜３の参考例で
は、製品の耐応力腐食性は42％MgCl2中で10〜15時間経
過後割れが発生したが、δ−Fecal（％）が15〜50％のN
o.4〜10の本発明では100時間経過後でも割れは認められ
なかった。
は、製品の耐応力腐食性は42％MgCl2中で10〜15時間経
過後割れが発生したが、δ−Fecal（％）が15〜50％のN
o.4〜10の本発明では100時間経過後でも割れは認められ
なかった。
本発明法によると従来法では製造不可であったフェライ
ト量15％以上で50％未満の材料の製造が容易に可能で、
しかも鋳片を直接冷延する方式で製造しても、応力腐食
抵抗が大きくかつ薄板の表面品質も極めて優れているこ
とが判明した。
ト量15％以上で50％未満の材料の製造が容易に可能で、
しかも鋳片を直接冷延する方式で製造しても、応力腐食
抵抗が大きくかつ薄板の表面品質も極めて優れているこ
とが判明した。
他方比較法では製造可能のフェライト量に制限があり、
製造可能合金においては応力腐食抵抗が劣ることが判明
した。
製造可能合金においては応力腐食抵抗が劣ることが判明
した。
（発明の効果） 本発明により、製品厚さに近い厚さの薄帯状鋳片を連続
鋳造によって得て、直接冷延で製品化する簡素なプロセ
スによって、表面性状が優れたオーステナイト系ステン
レス鋼薄板を得ることが出来る。
鋳造によって得て、直接冷延で製品化する簡素なプロセ
スによって、表面性状が優れたオーステナイト系ステン
レス鋼薄板を得ることが出来る。
更に、従来プロセスでは製造不可能であったδ−フェラ
イト量が15〜50％の材料を実現出来、新しい耐応力腐食
割れ性の材料を得ることが出来る。
イト量が15〜50％の材料を実現出来、新しい耐応力腐食
割れ性の材料を得ることが出来る。
【図面の簡単な説明】 第１図は本発明のδ−Fecal（％）と鋳片割れ、応力腐
食割れ、表面品質との関係の模式的図表、第２図はCr E
qとNi Eqとの関係の図表、第３図はδ−フェライト
（％）と熱延板耳割れ評点との関係の図表、第４図は破
断時間とNi（％）との関係の図表である。
食割れ、表面品質との関係の模式的図表、第２図はCr E
qとNi Eqとの関係の図表、第３図はδ−フェライト
（％）と熱延板耳割れ評点との関係の図表、第４図は破
断時間とNi（％）との関係の図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/40 (72)発明者 林 義信 山口県光市大字島田3434 新日本製鐵株式 会社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭63−216924（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】重量％で C:0.1％以下、 Si:4％以下、 Mn:4％以下、 P:0.03％以下、 S:0.006％以下、 Cr:16〜30％、 Ni:3〜16％、 Cu:3％以下、 N:0.3％以下、 残部は実質的にFeと不可避の不純物よりなり、δ−Fe
cal＝３（Cr＋1.5Si）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84
（Ｃ＋Ｎ）−19.8で決まるδ−Fecal（％）を15〜50％
とした溶鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続
鋳造機によって厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造
し、凝固後可及的高温から冷却を開始して、1200℃まで
の平均冷却速度を50℃/sec以上で冷却して、鋳片の復熱
を防止し、1200〜600℃までの温度域を10℃/sec以上で
冷却して巻き取り、デスケールし冷間圧延し、常法通り
焼鈍・酸洗或いは光輝焼鈍し、調質圧延工程で圧延の伸
び率を0.1〜2.5％の範囲にコントロールすることを特徴
とする耐応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたCr−Ni
系ステンレス鋼薄板の製造法。 - 【請求項２】重量％で C:0.1％以下、 Si:4％以下、 Mn:4％以下、 P:0.03％以下、 S:0.006％以下、 Cr:16〜30％、 Ni:3〜16％、 Cu:3％以下、 N:0.3％以下、 かつ Mo:13％以下、 W:2％以下、 Ti:1％以下、 Nb:1％以下 の１種又は２種以上 残部は実質的にFeと不可避の不純物よりなり、δ−Fe
cal＝３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）
−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で決まるδ−Fecal（％）を15〜5
0％とした溶鋼を鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連
続鋳造機によって厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造
し、凝固後可及的高温から冷却を開始し、1200℃までの
平均冷却速度を50℃/sec以上で冷却して、鋳片の復熱を
防止し、1200〜600℃までの温度域を10℃/sec以上で冷
却して巻き取り、デスケールし冷間圧延し、常法通り焼
鈍・酸洗或いは光輝焼鈍し、調質圧延工程で圧延の伸び
率を0.1〜2.5％の範囲にコントロールすることを特徴と
する耐対応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたCr−Ni
系ステンレス鋼薄板の製造法。 - 【請求項３】鋳片を巻き取り後、1000℃以上で焼鈍・酸
洗した後冷延することを特徴とする請求項１又は２記載
の耐応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたCr−Ni系ス
テンレス鋼薄板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1084789A JPH0784616B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 耐応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1084789A JPH0784616B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 耐応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02263928A JPH02263928A (ja) | 1990-10-26 |
| JPH0784616B2 true JPH0784616B2 (ja) | 1995-09-13 |
Family
ID=13840468
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1084789A Expired - Fee Related JPH0784616B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 耐応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0784616B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180069605A (ko) * | 2016-12-15 | 2018-06-25 | 주식회사 포스코 | 크랙발생이 저감된 고강도 듀플렉스 스테인리스 강 및 그 제조방법 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2796083B1 (fr) * | 1999-07-07 | 2001-08-31 | Usinor | Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites |
| JP4823534B2 (ja) * | 2005-02-14 | 2011-11-24 | 日新製鋼株式会社 | 耐応力腐食割れ性に優れた低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼材 |
| JP2009079240A (ja) * | 2007-09-25 | 2009-04-16 | Tohoku Univ | オーステナイト系ステンレス鋼とその製造方法、原子炉内構造物及び配管 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63216924A (ja) * | 1987-03-03 | 1988-09-09 | Nippon Steel Corp | 発銹抵抗が大きく研磨性にすぐれたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造法 |
-
1989
- 1989-04-05 JP JP1084789A patent/JPH0784616B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180069605A (ko) * | 2016-12-15 | 2018-06-25 | 주식회사 포스코 | 크랙발생이 저감된 고강도 듀플렉스 스테인리스 강 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02263928A (ja) | 1990-10-26 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |