JPS62267418A - 高強度オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
高強度オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPS62267418A JPS62267418A JP10993486A JP10993486A JPS62267418A JP S62267418 A JPS62267418 A JP S62267418A JP 10993486 A JP10993486 A JP 10993486A JP 10993486 A JP10993486 A JP 10993486A JP S62267418 A JPS62267418 A JP S62267418A
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方
法に係り、特に熱間圧延後のオフラインの固溶化処理を
省略して、熱間圧延のままで従来の固型化処理を施した
と同等の耐食性および高強度特に高耐力でかつ高延性な
らびに高靭性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。
法に係り、特に熱間圧延後のオフラインの固溶化処理を
省略して、熱間圧延のままで従来の固型化処理を施した
と同等の耐食性および高強度特に高耐力でかつ高延性な
らびに高靭性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。
オーステナイト系ステンレス鋼は通常熱間圧延後、１０
１０〜１１５０℃に再加熱して急冷する固溶化処理を施
して製造される。
１０〜１１５０℃に再加熱して急冷する固溶化処理を施
して製造される。
しかし、再加熱固溶化処理は従来、熱間圧延とは別のオ
フラインで行わなければならないため、設備コストがか
さむとどもに処理能率や省エネルギーの点で好ましくな
い。従って熱間圧延後室温まで冷却することなく、熱間
圧延に引き続き固溶化熱処理が実現できれば、熱処理費
用の低減や設備省略、工程短縮等により従来より大幅に
オーステナイト系ステンレス鋼板の製造コストを低減で
きるものと期待される。
フラインで行わなければならないため、設備コストがか
さむとどもに処理能率や省エネルギーの点で好ましくな
い。従って熱間圧延後室温まで冷却することなく、熱間
圧延に引き続き固溶化熱処理が実現できれば、熱処理費
用の低減や設備省略、工程短縮等により従来より大幅に
オーステナイト系ステンレス鋼板の製造コストを低減で
きるものと期待される。
従来の一般的な固溶化熱処理を省略してオーステナイト
系ステンレス鋼板を製造する方法が、特開昭５５−１０
７７２９に開示されている。この提案の方法は熱間圧延
時の累積圧下率、仕上温度および圧延後の冷却速度をそ
れぞれ所定の範囲に規制することによって、熱間圧延後
に改めて再加熱による固溶化処理を行うことなく熱間圧
延のままでＣｒ炭化物の析出のないオーステナイト系ス
テンレス鋼板を得ようとするものである。しかし、この
提案では本発明の目的とする高強度を達成することがで
きない。
系ステンレス鋼板を製造する方法が、特開昭５５−１０
７７２９に開示されている。この提案の方法は熱間圧延
時の累積圧下率、仕上温度および圧延後の冷却速度をそ
れぞれ所定の範囲に規制することによって、熱間圧延後
に改めて再加熱による固溶化処理を行うことなく熱間圧
延のままでＣｒ炭化物の析出のないオーステナイト系ス
テンレス鋼板を得ようとするものである。しかし、この
提案では本発明の目的とする高強度を達成することがで
きない。
すなわち、オーステナイト系ステンレス鋼は耐力が低い
ため、構造部材として使用できる高強度オーステナイト
系ステンレス鋼の開発が望まれていた。
ため、構造部材として使用できる高強度オーステナイト
系ステンレス鋼の開発が望まれていた。
このような要求に対応する従来技術とじて特開昭６０−
１９７８１７および特開昭６０−２６６１９が挙げられ
る。これらの技術は耐食性の優れた高降伏強度オーステ
ナイト系ステンレス鋼材に関するものである。しかし前
者の方法に従又は耐力が約５０ｋｇ／ｌｌｌｌ１１２以
上の高強度化されたステンレス鋼板は得られるものの、
引張破断伸び（延性）やシャルピー吸収エネルギー（靭
性）の低下が著しくなるという欠点や、耐食性において
は９００℃未満の温度で圧延するためＣｒ炭化物が析出
し定量的評価において再加熱固溶化処理材より劣ついて
ろ欠点があった。一方、後者の方法においては従来の固
溶化処理材に比べて０２％耐力を最大１０ ｋｇ／ｍ＋
ｉ２程度向上させることが可能であるが、冷却開始温度
が８００℃と低いため、Ｃｒ炭化物を若干生じ耐食性が
実際の評価では再加熱固溶化処理材より劣っている欠点
があった。
１９７８１７および特開昭６０−２６６１９が挙げられ
る。これらの技術は耐食性の優れた高降伏強度オーステ
ナイト系ステンレス鋼材に関するものである。しかし前
者の方法に従又は耐力が約５０ｋｇ／ｌｌｌｌ１１２以
上の高強度化されたステンレス鋼板は得られるものの、
引張破断伸び（延性）やシャルピー吸収エネルギー（靭
性）の低下が著しくなるという欠点や、耐食性において
は９００℃未満の温度で圧延するためＣｒ炭化物が析出
し定量的評価において再加熱固溶化処理材より劣ついて
ろ欠点があった。一方、後者の方法においては従来の固
溶化処理材に比べて０２％耐力を最大１０ ｋｇ／ｍ＋
ｉ２程度向上させることが可能であるが、冷却開始温度
が８００℃と低いため、Ｃｒ炭化物を若干生じ耐食性が
実際の評価では再加熱固溶化処理材より劣っている欠点
があった。
本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決し、オン
ライン的に従来の再加熱固溶化処理材と同等の延性、靭
性および耐食性が得られる高強度オーステナイト系ステ
ンレス鋼の製造方法を提供するにある。
ライン的に従来の再加熱固溶化処理材と同等の延性、靭
性および耐食性が得られる高強度オーステナイト系ステ
ンレス鋼の製造方法を提供するにある。
〔問題点を解決するための手段および作用〕本発明の要
旨とするところは次の如くである。
旨とするところは次の如くである。
すなわち、重量比にて
Ｃ：０．０８％以下、 Ｓｉ：１．０％以下・Ｍｎ：２
．０％以下、 Ｃｒ ： １６．０〜２６．０％、
Ｎｉ：６．０〜２２０％、Ｎ：０．３０％以下を含有す
る高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法にお
いて、１０５０℃以上の温度域で１パス当り３％以上の
圧下率で累積圧下率５０％以上の圧延を行う段階と、前
記圧延後１０５０℃未満９５０℃以上の温度域で累積圧
下率２０％以上の圧延を行う段階と、前記圧延後９００
〜５００℃の温度域を平均冷却速度Ｖ（℃／Ｓ）が鋼中
の炭素含有Ｃ（重量％）に応じて次 式Ｖ≧Ｃ３×１０４ を満たす条件で冷却する段階と、を有して成り高強度で
かつ延性ならびに靭性の優れたことを特徴とするオンラ
イン固溶化処理による高強度オーステナイト系ステンレ
ス鋼の製造方法である。
．０％以下、 Ｃｒ ： １６．０〜２６．０％、
Ｎｉ：６．０〜２２０％、Ｎ：０．３０％以下を含有す
る高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法にお
いて、１０５０℃以上の温度域で１パス当り３％以上の
圧下率で累積圧下率５０％以上の圧延を行う段階と、前
記圧延後１０５０℃未満９５０℃以上の温度域で累積圧
下率２０％以上の圧延を行う段階と、前記圧延後９００
〜５００℃の温度域を平均冷却速度Ｖ（℃／Ｓ）が鋼中
の炭素含有Ｃ（重量％）に応じて次 式Ｖ≧Ｃ３×１０４ を満たす条件で冷却する段階と、を有して成り高強度で
かつ延性ならびに靭性の優れたことを特徴とするオンラ
イン固溶化処理による高強度オーステナイト系ステンレ
ス鋼の製造方法である。
次に本発明における成分限定理由について説明する。
Ｃ：
Ｃはオーステナイト相を安定し、強度を増加させるのに
有効であるが、量が増大するとＣｒ炭化物が形成されや
すくなり、９００〜５００℃の炭化物析出領域での冷却
速度を増加させろことが必要になるので、Ｃは００８％
以下に限定した。
有効であるが、量が増大するとＣｒ炭化物が形成されや
すくなり、９００〜５００℃の炭化物析出領域での冷却
速度を増加させろことが必要になるので、Ｃは００８％
以下に限定した。
Ｓｌ ：
Ｓｉは通常脱酸元素として添加されるが、１０％を越え
ろ添加は熱間加工性を低下させるので、１０％以下に限
定した。
ろ添加は熱間加工性を低下させるので、１０％以下に限
定した。
Ｍｎ ：
Ｍｎは脱酸と熱間加工性の向上のため添加されるが、２
０％を越える添加は耐食性を阻害するので、２０％息下
に限定した。
０％を越える添加は耐食性を阻害するので、２０％息下
に限定した。
Ｃｒ ；
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を保つのに必須の元素であ
り、オーステナイト系ステンレス鋼においては硫酸、塩
酸等の非酸化性の酸に対する耐食性は１６０％未満では
不十分である。しかし、２６０％を越えろ添加は耐食性
が飽和の傾向を示す一方、オーステナイト組織を保つた
め高価なＮ１を増加する必要があり、コスト上昇を招く
、これらの理由からＣｒは１６０〜２６０％の範囲に限
定した。
り、オーステナイト系ステンレス鋼においては硫酸、塩
酸等の非酸化性の酸に対する耐食性は１６０％未満では
不十分である。しかし、２６０％を越えろ添加は耐食性
が飽和の傾向を示す一方、オーステナイト組織を保つた
め高価なＮ１を増加する必要があり、コスト上昇を招く
、これらの理由からＣｒは１６０〜２６０％の範囲に限
定した。
Ｎ１ ：
Ｎｉはオーステナイト組織を安定化する作用を有すると
共に、硫酸、塩酸等の非酸化性の酸に対する耐食性を改
善するが、６０％未満では十分でない。しかし、２２０
％を越えろ添加は耐食性が飽和の傾向を示しコスト上昇
になることから上限を２２０％とし、６０〜２２０％の
範囲に限定した。
共に、硫酸、塩酸等の非酸化性の酸に対する耐食性を改
善するが、６０％未満では十分でない。しかし、２２０
％を越えろ添加は耐食性が飽和の傾向を示しコスト上昇
になることから上限を２２０％とし、６０〜２２０％の
範囲に限定した。
Ｎ ：
Ｎは強度上昇と耐食性の向上に効果のある元素であるが
、０．３０％を越える添加は製造性を低下するので０．
３０％以下とした。
、０．３０％を越える添加は製造性を低下するので０．
３０％以下とした。
本発明を実施するに当っては上記本発明成分だけでもよ
いし、他に４％以下のＭＯ１２，５％以下のＣｕ、０．
８％以下のＮｂ、０．５％以下のＴ１を添加しても効果
は同じである。添加元素の成分範囲について以下に述べ
る。
いし、他に４％以下のＭＯ１２，５％以下のＣｕ、０．
８％以下のＮｂ、０．５％以下のＴ１を添加しても効果
は同じである。添加元素の成分範囲について以下に述べ
る。
ＭＯ：
Ｍａｉ１食性、持に耐孔食性の向上に著しい効果のある
元素であるが、高価な元素であるため多量の添加はコス
ト増加となるので４％以下に限定した。
元素であるが、高価な元素であるため多量の添加はコス
ト増加となるので４％以下に限定した。
Ｃｕ：
ＣｕはＭｏと同じく耐食性、特に耐孔食性の向上に著し
い効果のある元素であるが、高価な元素であるため多量
の添加はコスト増加となるので２５％以下に限定した。
い効果のある元素であるが、高価な元素であるため多量
の添加はコスト増加となるので２５％以下に限定した。
Ｎｂ：
Ｎｂ１．ｔＮｂ炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑
制して耐粒界腐食性の向上や結晶粒の微細化のために添
加されるがＣと有効に結びつくためのＮｂ量はＣ（％）
Ｎ１０で十分であり、多量の添加は製造性の低下を招く
ので上限を０８％に限定した。
制して耐粒界腐食性の向上や結晶粒の微細化のために添
加されるがＣと有効に結びつくためのＮｂ量はＣ（％）
Ｎ１０で十分であり、多量の添加は製造性の低下を招く
ので上限を０８％に限定した。
Ｔｌ ：
ＴｉはＮｂと同じ（Ｔｉ炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の
生成を抑制して耐粒界腐食性の向上や結晶粒の微細化の
ために添加されるがＣと有効に結びつくためのＴｉ量は
Ｃ（％）Ｎ５で十分であり、多量の添加は製造性の低下
を招くので上限を０５％に限定した。
生成を抑制して耐粒界腐食性の向上や結晶粒の微細化の
ために添加されるがＣと有効に結びつくためのＴｉ量は
Ｃ（％）Ｎ５で十分であり、多量の添加は製造性の低下
を招くので上限を０５％に限定した。
次に製造条件の限定理由を説明する。オーステナイト系
ステンレス鋼の１パス当りの圧下率が再結晶に及ぼす影
響を実験により調査し、その結果を第１図に示した。第
１図から、各温度と１パス当りの圧下率の大きさに応じ
て、再結晶が全く生じない未再結晶領域（Ａ）、部分的
に再結晶の生じる部分再結晶領域ＣＢ）、再結晶が十分
に生じろ再結晶領域（Ｃ）に分かれ、再結晶が生じる部
分再結晶領域（Ｂ）で圧延するためには１パス当りの圧
下率が３％以上必要であることがわかる。従って部分的
再結晶を繰り返して最終的に十分な再結晶をさせるため
には、１パス当りの圧下率を３％以上にする必要がある
。
ステンレス鋼の１パス当りの圧下率が再結晶に及ぼす影
響を実験により調査し、その結果を第１図に示した。第
１図から、各温度と１パス当りの圧下率の大きさに応じ
て、再結晶が全く生じない未再結晶領域（Ａ）、部分的
に再結晶の生じる部分再結晶領域ＣＢ）、再結晶が十分
に生じろ再結晶領域（Ｃ）に分かれ、再結晶が生じる部
分再結晶領域（Ｂ）で圧延するためには１パス当りの圧
下率が３％以上必要であることがわかる。従って部分的
再結晶を繰り返して最終的に十分な再結晶をさせるため
には、１パス当りの圧下率を３％以上にする必要がある
。
次にオーステナイト系ステンレス鋼の累積圧下率が再結
晶に及ぼす影響を実験により調査し、その結果を第２図
に示した。第２図においても、未再結晶領域（Ａ）、部
分再結晶領域（Ｂ）、再結晶領域（Ｃ１の３領域に分け
て示したが、再結晶組はとなるためには１０５０℃以上
の温度で５０％以上の累積圧下率が必要なことが分かる
。
晶に及ぼす影響を実験により調査し、その結果を第２図
に示した。第２図においても、未再結晶領域（Ａ）、部
分再結晶領域（Ｂ）、再結晶領域（Ｃ１の３領域に分け
て示したが、再結晶組はとなるためには１０５０℃以上
の温度で５０％以上の累積圧下率が必要なことが分かる
。
本発明では高強度化のため、１０５０℃以上の高）門で
５０％以上の累積圧下率の圧延の実施に引き続き１０５
０〜９５０℃の温度域で圧下を加丸ろが、高強度化と延
性および靭性の低下防止に対する熱間圧延条件を検討し
た結果、１０５０℃以上の温度域で５０％以上の圧延を
行い再結晶を十分生じさせた後、引き続き１０５０〜９
５０℃の温度域で圧下を加えることにより高強度および
高靭性、高延性が得られることを見い出したことによる
ものである。すなわち熱間圧延時に１０５０℃以上で累
積圧下率５０％以上の圧延をすることにより再結晶が十
分に生じろため、組織のランダム化、微細化ならびに均
一な再結晶が実現されろ。このような再結晶組虞を得た
後、１０５０℃未満、９５０℃以上の温度域で累積圧下
を付与した場合は、１０５０℃以上で５０％以上の累積
圧下率によって十分に再結晶を生じていることに加えて
、１０５０℃未満、９５０℃以上間における圧延により
歪の蓄積が均一に生じろことの相乗効果により、大きい
強度上昇が得られると同時に延性および靭性の低下の割
合は少ないことが判明した。この場合１０５０℃以上で
は、再結晶が進行するため上記の効果は少なく、一方９
５０℃未満では再結晶がほとんど生じないため歪の蓄積
のみを生じるため延性および靭性の低下が大きく上記の
効果は得られない。従って圧延温度は１０５０℃未満で
９５０℃以上の温度域に限定することが必要である。
５０％以上の累積圧下率の圧延の実施に引き続き１０５
０〜９５０℃の温度域で圧下を加丸ろが、高強度化と延
性および靭性の低下防止に対する熱間圧延条件を検討し
た結果、１０５０℃以上の温度域で５０％以上の圧延を
行い再結晶を十分生じさせた後、引き続き１０５０〜９
５０℃の温度域で圧下を加えることにより高強度および
高靭性、高延性が得られることを見い出したことによる
ものである。すなわち熱間圧延時に１０５０℃以上で累
積圧下率５０％以上の圧延をすることにより再結晶が十
分に生じろため、組織のランダム化、微細化ならびに均
一な再結晶が実現されろ。このような再結晶組虞を得た
後、１０５０℃未満、９５０℃以上の温度域で累積圧下
を付与した場合は、１０５０℃以上で５０％以上の累積
圧下率によって十分に再結晶を生じていることに加えて
、１０５０℃未満、９５０℃以上間における圧延により
歪の蓄積が均一に生じろことの相乗効果により、大きい
強度上昇が得られると同時に延性および靭性の低下の割
合は少ないことが判明した。この場合１０５０℃以上で
は、再結晶が進行するため上記の効果は少なく、一方９
５０℃未満では再結晶がほとんど生じないため歪の蓄積
のみを生じるため延性および靭性の低下が大きく上記の
効果は得られない。従って圧延温度は１０５０℃未満で
９５０℃以上の温度域に限定することが必要である。
次に１０５０℃未満、９５０℃以上の温度域におけろＳ
ＵＳ ３０４およびＳＵＳ ３１６ステンレス鋼の累積
圧下率と０２％耐力との関係を実験により調査し、その
結果を第３図に示した。第３図において両ｍ種とも０２
％耐力が４０ ｋｇｆ ７ｍ２以上となるためには２０
％以上の累積圧下率が必要なので、本発明においては１
０５０℃未満、９５０℃以上の温度域における累積圧下
率を２０％以上限定した。
ＵＳ ３０４およびＳＵＳ ３１６ステンレス鋼の累積
圧下率と０２％耐力との関係を実験により調査し、その
結果を第３図に示した。第３図において両ｍ種とも０２
％耐力が４０ ｋｇｆ ７ｍ２以上となるためには２０
％以上の累積圧下率が必要なので、本発明においては１
０５０℃未満、９５０℃以上の温度域における累積圧下
率を２０％以上限定した。
次に上記の熱間圧延後の冷却であるが、９００〜５００
℃のＡ度域での平均冷却速度Ｖ（℃／Ｓ）がＣｒ炭化物
の析出に及ぼす影すを各種の炭素量のオーステナイト系
ステンレス鋼について調べた結果、炭素量Ｃ（％）に応
じて Ｖ２：ＣＸ１０ を満足する場合にはＣｒ炭化物の析出による粒界腐食を
生じず、上記関係式を満足しない遅い平均冷却速度■で
冷却した場合はＣｒ炭化物が析出して粒界腐食を生じろ
ことが判明した。従って本発明では９００〜５００℃の
温度域での平均冷却速度をＶ≧Ｃ３×１０″と規定した
。なお、ここで９００℃を越える高温域あるいは５００
℃未満の低温域におけろ冷却速度はＣｒ炭化物の析出に
影響を与えないので、従って９００〜５００℃の温度域
についてのみ冷却速度を限定した。
℃のＡ度域での平均冷却速度Ｖ（℃／Ｓ）がＣｒ炭化物
の析出に及ぼす影すを各種の炭素量のオーステナイト系
ステンレス鋼について調べた結果、炭素量Ｃ（％）に応
じて Ｖ２：ＣＸ１０ を満足する場合にはＣｒ炭化物の析出による粒界腐食を
生じず、上記関係式を満足しない遅い平均冷却速度■で
冷却した場合はＣｒ炭化物が析出して粒界腐食を生じろ
ことが判明した。従って本発明では９００〜５００℃の
温度域での平均冷却速度をＶ≧Ｃ３×１０″と規定した
。なお、ここで９００℃を越える高温域あるいは５００
℃未満の低温域におけろ冷却速度はＣｒ炭化物の析出に
影響を与えないので、従って９００〜５００℃の温度域
についてのみ冷却速度を限定した。
第１表に示す５種のオーステナイト系ステンレス鋼を用
いて第２表に示す圧延条件および冷却条件で熱間圧延を
行った。
いて第２表に示す圧延条件および冷却条件で熱間圧延を
行った。
第 １ 表
第２表の製造条件において、供試材Ｎｏ、 １〜７は本
発明例、Ｎｏ、８〜２０は比較例、Ｎｏ、２１．２２は
従来例である。本発明の条件を満足していない項目はア
ンダーラインで示したが、比較例Ｎｏ、８．１４．１８
は１０５０℃以上での１パス当りの圧下率が３％息上の
累積圧下率が４０％の例、Ｎ０９（よ１０５０〜９５０
℃での累積圧下率が１０％の場合、Ｎｏ、１１．１２．
１６．２０ば１０５０℃以上での圧下率が０％の場合、
Ｎ０１５．１９は１０５０℃未満、９５０℃以上での圧
下率が０％の場合、Ｎ０１０．１７は圧延後の冷却速度
が遅い場合、Ｎｏ、１３は１０５０℃以上での圧下率が
０％で１０５０℃未満、９５０℃以上で１０％、９５０
〜８５０％で５０％の累積圧下率の圧延を加え８５０℃
で仕上圧延を行った場合である。従来例Ｎｏ、２１．２
２は現在通常行われている再加熱によろ固溶化処理を行
った場合である。
発明例、Ｎｏ、８〜２０は比較例、Ｎｏ、２１．２２は
従来例である。本発明の条件を満足していない項目はア
ンダーラインで示したが、比較例Ｎｏ、８．１４．１８
は１０５０℃以上での１パス当りの圧下率が３％息上の
累積圧下率が４０％の例、Ｎ０９（よ１０５０〜９５０
℃での累積圧下率が１０％の場合、Ｎｏ、１１．１２．
１６．２０ば１０５０℃以上での圧下率が０％の場合、
Ｎ０１５．１９は１０５０℃未満、９５０℃以上での圧
下率が０％の場合、Ｎ０１０．１７は圧延後の冷却速度
が遅い場合、Ｎｏ、１３は１０５０℃以上での圧下率が
０％で１０５０℃未満、９５０℃以上で１０％、９５０
〜８５０％で５０％の累積圧下率の圧延を加え８５０℃
で仕上圧延を行った場合である。従来例Ｎｏ、２１．２
２は現在通常行われている再加熱によろ固溶化処理を行
った場合である。
上記の各種の製造条件による供試材の８１城的性質およ
び耐食性を調査して、結果を同じく第２表に示した。な
お、全面腐食の沸騰５％Ｈ２Ｓｏ、試験は試駆時間５時
間の腐食減量（ｇ ／ ｍ２、ｈ）を示した。
び耐食性を調査して、結果を同じく第２表に示した。な
お、全面腐食の沸騰５％Ｈ２Ｓｏ、試験は試駆時間５時
間の腐食減量（ｇ ／ ｍ２、ｈ）を示した。
第２表におて、本発明例は再加熱固溶化処理材である従
来例Ｎｏ、２１．２２に比べて、０２％耐力が４０ ｋ
ｇ ｆ ７ｍ＋ｍ２以上と高強度化されており、延性、
靭性とのバランスも優れており、耐食性も良好である。
来例Ｎｏ、２１．２２に比べて、０２％耐力が４０ ｋ
ｇ ｆ ７ｍ＋ｍ２以上と高強度化されており、延性、
靭性とのバランスも優れており、耐食性も良好である。
一方、本発明の条件を満足しない比較例は、いずれも本
発明例に比較して機械的性質または耐食性が劣っている
。すなわち、１０５０℃以上での３％／パス以上の累積
圧下率が５０％未満の場合は延性、靭性が劣っており、
この時５０％以上の累積圧下率を与え１０５０℃未満、
９５０℃以上での累積圧下率２０％未満の場合は０２％
耐力が本発明例より劣っている。また、１０５０℃以上
で３％／パス以上の累積圧下率が５０％未満の場合で１
０５０℃未満、９５０℃以上の累積圧下率が２０％以上
の場合は耐力の上昇が十分でな（、かつ延性、靭性の低
下が大きいままである。また、１０５０℃以上で全く圧
下を行わない場合は１０５０℃未満の温度で圧延を行っ
ても延性、靭性の低下が大きい。更に、１０５０℃以上
の温度で圧延を終了する場合は再結晶、軟質化が行われ
るため、０２％耐力が本発明例に比較して著しく低下す
る。また、本発明例と類似の熱間圧延を行った後、冷却
速度が本発明の限定条件より遅い場合は鋭敏化を生じて
耐食性が著しく低下する。また９５０℃未満、８５０℃
以上で圧延を行い８５０℃から冷却を開始する場合は耐
食性特に粒間腐食性が劣ることが示されている。
発明例に比較して機械的性質または耐食性が劣っている
。すなわち、１０５０℃以上での３％／パス以上の累積
圧下率が５０％未満の場合は延性、靭性が劣っており、
この時５０％以上の累積圧下率を与え１０５０℃未満、
９５０℃以上での累積圧下率２０％未満の場合は０２％
耐力が本発明例より劣っている。また、１０５０℃以上
で３％／パス以上の累積圧下率が５０％未満の場合で１
０５０℃未満、９５０℃以上の累積圧下率が２０％以上
の場合は耐力の上昇が十分でな（、かつ延性、靭性の低
下が大きいままである。また、１０５０℃以上で全く圧
下を行わない場合は１０５０℃未満の温度で圧延を行っ
ても延性、靭性の低下が大きい。更に、１０５０℃以上
の温度で圧延を終了する場合は再結晶、軟質化が行われ
るため、０２％耐力が本発明例に比較して著しく低下す
る。また、本発明例と類似の熱間圧延を行った後、冷却
速度が本発明の限定条件より遅い場合は鋭敏化を生じて
耐食性が著しく低下する。また９５０℃未満、８５０℃
以上で圧延を行い８５０℃から冷却を開始する場合は耐
食性特に粒間腐食性が劣ることが示されている。
上記の如く、本発明要件を満足する時のみ、高強度、高
靭性および高延性のバランスに優れ、耐食に慢れたステ
ンレスの製造が可能である。
靭性および高延性のバランスに優れ、耐食に慢れたステ
ンレスの製造が可能である。
本発明は上記実施例からも明らかな如く、オーステナイ
ト系ステンレス鋼を１０５０℃以上で累積圧下率５０％
以上の圧延を行い、更に１０５０℃未満９５０℃以上の
温度域で累積圧下率２０％以上の圧延を行い、９００〜
５００℃の温度域の平均冷却速度を炭素量に応じて限定
することにより、溶体化処理をオンライン的に実施でき
るので再加熱炉が不要となり、降伏強度が高くしかも延
性および靭性にも優れ、かつ耐食性が優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼を得る効果を挙げることができた。
ト系ステンレス鋼を１０５０℃以上で累積圧下率５０％
以上の圧延を行い、更に１０５０℃未満９５０℃以上の
温度域で累積圧下率２０％以上の圧延を行い、９００〜
５００℃の温度域の平均冷却速度を炭素量に応じて限定
することにより、溶体化処理をオンライン的に実施でき
るので再加熱炉が不要となり、降伏強度が高くしかも延
性および靭性にも優れ、かつ耐食性が優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼を得る効果を挙げることができた。
また、従来オーステナイト系ステンレス鋼は０２％耐力
が低いため構造用部材として使用するのに難点があった
が、本発明により高強度を得ろことができるので広く構
造用材料として使用することが可能となった。
が低いため構造用部材として使用するのに難点があった
が、本発明により高強度を得ろことができるので広く構
造用材料として使用することが可能となった。
第１図は１パス当りの圧下率と圧延温度の再結晶状況に
及ぼす影Ｗを示す線図、第２図は累積圧下率と圧延温度
が再結晶状況に及ぼす影１を示す線図、第３図は１０５
０℃未満、９５０℃以上の温度域における累積圧下率と
０２％耐力との関係を示す線図である。
及ぼす影Ｗを示す線図、第２図は累積圧下率と圧延温度
が再結晶状況に及ぼす影１を示す線図、第３図は１０５
０℃未満、９５０℃以上の温度域における累積圧下率と
０２％耐力との関係を示す線図である。
Claims (1)
- （１）重量比で Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．
０％以下、Ｃｒ：１６．０〜２６．０％、Ｎｉ：６．０
〜２２．０％、Ｎ：０．３０％以下を含有する高強度オ
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法において、１０
５０℃以上の温度域で１パス当り３％以上の圧下率で累
積圧下率５０％以上の圧延を行う段階と、前記圧延後１
０５０℃未満９５０℃以上の温度域で累積圧下率２０％
以上の圧延を行う段階と、前記圧延後９００〜５００℃
の温度域を平均冷却速度Ｖ（℃／Ｓ）が鋼中の炭素含有
Ｃ（重量％）に応じて次式 Ｖ≧Ｃ＾３×１０＾４ を満たす条件で冷却する段階と、を有して成り高強度で
かつ延性ならびに靭性の優れたことを特徴とするオンラ
イン固溶化処理による高強度オーステナイト系ステンレ
ス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10993486A JPS62267418A (ja) | 1986-05-14 | 1986-05-14 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP10993486A JPS62267418A (ja) | 1986-05-14 | 1986-05-14 | 高強度オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62267418A true JPS62267418A (ja) | 1987-11-20 |
Family
ID=14522814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10993486A Pending JPS62267418A (ja) | 1986-05-14 | 1986-05-14 | 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) | JPS62267418A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62287051A (ja) * | 1986-06-03 | 1987-12-12 | Kobe Steel Ltd | 耐粒界腐食性並びに耐粒界応力腐食割れ性の優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| KR19990025234A (ko) * | 1997-09-11 | 1999-04-06 | 이구택 | M형 결함이 적은 301 스테인레스 열연강판의 제조방법 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
| JPS6013022A (ja) * | 1983-07-04 | 1985-01-23 | Kobe Steel Ltd | 非磁性鋼板の製造方法 |
| JPS60197817A (ja) * | 1984-03-19 | 1985-10-07 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐食性に優れた高降伏強度オ−ステナイト・ステンレス鋼材の製造方法 |
| JPS60208459A (ja) * | 1984-03-30 | 1985-10-21 | Aichi Steel Works Ltd | 高強度ステンレス鋼およびその製造法 |
| JPS61270356A (ja) * | 1985-05-24 | 1986-11-29 | Kobe Steel Ltd | 極低温で高強度高靭性を有するオ−ステナイト系ステンレス鋼板 |
| 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 |
| JPS62124220A (ja) * | 1985-07-17 | 1987-06-05 | Nippon Steel Corp | ステンレス厚鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-05-14 JP JP10993486A patent/JPS62267418A/ja active Pending
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
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| 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 |
| JPS62124220A (ja) * | 1985-07-17 | 1987-06-05 | Nippon Steel Corp | ステンレス厚鋼板の製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62287051A (ja) * | 1986-06-03 | 1987-12-12 | Kobe Steel Ltd | 耐粒界腐食性並びに耐粒界応力腐食割れ性の優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH0525945B2 (ja) * | 1986-06-03 | 1993-04-14 | Kobe Steel Ltd | |
| KR19990025234A (ko) * | 1997-09-11 | 1999-04-06 | 이구택 | M형 결함이 적은 301 스테인레스 열연강판의 제조방법 |
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