JP5846950B2 - フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5846950B2 JP5846950B2 JP2012024544A JP2012024544A JP5846950B2 JP 5846950 B2 JP5846950 B2 JP 5846950B2 JP 2012024544 A JP2012024544 A JP 2012024544A JP 2012024544 A JP2012024544 A JP 2012024544A JP 5846950 B2 JP5846950 B2 JP 5846950B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- rolled
- less
- temperature
- sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 153
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 153
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims description 87
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 49
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 81
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 63
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 58
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 53
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 45
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 40
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 36
- 238000005554 pickling Methods 0.000 claims description 28
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 23
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 7
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 60
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 31
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 30
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 28
- 230000008569 process Effects 0.000 description 27
- 239000000463 material Substances 0.000 description 24
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 22
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 20
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 18
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 18
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 17
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 17
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 17
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 17
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 16
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 16
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 15
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 14
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 12
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 12
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 12
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 10
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 10
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 9
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 9
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 8
- 229910001068 laves phase Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000000047 product Substances 0.000 description 8
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 7
- 239000000567 combustion gas Substances 0.000 description 7
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 208000027418 Wounds and injury Diseases 0.000 description 6
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 6
- 238000011161 development Methods 0.000 description 6
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 5
- 229910000604 Ferrochrome Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 4
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 4
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 4
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 4
- 230000009471 action Effects 0.000 description 3
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 3
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 3
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 3
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 2
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 239000000284 extract Substances 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 2
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 238000012544 monitoring process Methods 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 2
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 208000025599 Heat Stress disease Diseases 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000565 Non-oriented electrical steel Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910004353 Ti-Cu Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007545 Vickers hardness test Methods 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 1
- 230000003197 catalytic effect Effects 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 1
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 238000002347 injection Methods 0.000 description 1
- 239000007924 injection Substances 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 238000011144 upstream manufacturing Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
SUS429鋼は、比較的低合金のステンレス鋼であるため、加工性に優れるが、その使用環境は最高到達温度が750℃以下の部位に限られた。また、SUS444鋼は、最高到達温度が850℃でも耐えられる高い高温強度を有するが、SUS429鋼に比べると、加工性が劣る問題があった。
例えば特許文献9では、Cuを添加した無方向性電磁鋼板において、巻取温度を550℃以下とする事で靭性を向上させる技術が開発されている。なお、具体的な実施例として、500℃、520℃、540℃で巻き取ると靭性が改善すると説明されている。
例えば、非特許文献1では、Ti添加極低炭素鋼板の材質特性に及ぼすCuの影響について示されている。具体的には、Cuを1.3%含有した鋼では、熱延板の巻取温度をR.T.(室温)にした場合に、ランクフォード値(r値)が最も高くなり、550℃巻取り、780℃巻取りの順で、r値が低下すると説明されている。また、その時の集合組織については、(222)方位に対する巻取温度の影響は認められないが、(211)、(200)方位が、巻取温度をR.T.にした時に最も低くなると示されている。
即ち、従来知られていたCu添加鋼板の加工性向上のための製造技術は、十分に有効ではなく、更なる改善が必要とされるものであった。
ここで、Cu−richクラスタの析出を防止する手段としては以下の2つの方法がある。
また、このように巻取温度を620℃以上とする事で、冷間圧延後の焼鈍(冷延板焼鈍)工程における昇温過程で析出するCuも少なく、{222}面方位を有する再結晶集合組織を十分に発達させることができるため、加工性に優れる鋼板を製造する事が可能になる。
また、650℃より低い温度で巻き取ると、上記酸化スケール除去の問題は解消できるがトップ部、ボトム部の温度降下は危惧される。このような温度降下は熱延巻き取り機や、巻き取り後の冷却方法、等によって変動するため、一概に問題になるとは言えないが、熱延コイル内各部位の温度降下により靭性に差が生じるおそれがある場合には、例えば、仕上げ圧延後の熱延鋼板を注水冷却する際、熱延コイルのトップ部、ボトム部となる部位に対しては冷却条件を適宜調整して冷却を制御することにより、熱延鋼板の温度分布がトップ部、ボトム部となる部位がミドル部となる部位より高温となるように調整し、その後、このような温度分布状態で巻き取るなどの措置を取ることにより、トップ部、ボトム部における温度降下を小さくすることができ、熱延コイル内各部位の靭性のばらつきを抑制することが可能となる。つまり、熱延コイル全長にわたって、コイル内の温度履歴が620〜750℃の温度域で、下記式(1)を満たすようにする事が有効である。
T(20.24+log(t))≧17963 ・・・・ (1)
T:熱延鋼板温度(K)、t:保定時間(h)
このように、熱延後の巻取温度を最適化し、さらに、巻き取り後の熱延コイル内の温度履歴を制御することにより、熱延コイル内部において靭性のばらつきを抑制し、良好な熱延板靭性を得られる事を知見した。さらに、冷間圧延焼鈍後、加工性に有利な{222}面方位が発達する事を見出し、加工性を向上させることを知見した。
このように、熱延後の巻取温度を最適化し、Cu系析出物の形態を制御することで、高い熱延板靭性を得られる事を知見した。さらに、巻き取り条件によっては、冷間圧延焼鈍後、加工性に有利な{222}面方位が発達する事を見出し、加工性を向上させることを知見した。
C:0.02%以下、
N:0.02%以下、
Si:0.1〜1.5%、
Mn:1.5%以下、
P:0.035%以下、
S:0.010%以下、
Ni:1.5%以下、
Cr:10〜20%、
Cu:1.0〜3.0%、
Ti:0.08〜0.30%、
Al:0.3%以下、
をそれぞれ含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
ビッカース硬さで235Hv未満の硬さを有し、衝撃値が55J/cm 2 以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
(2)質量%で、
C:0.02%以下、
N:0.02%以下、
Si:0.1〜1.5%、
Mn:1.5%以下、
P:0.035%以下、
S:0.010%以下、
Ni:1.5%以下、
Cr:10〜20%、
Cu:1.0〜3.0%、
Ti:0.08〜0.30%、
Al:0.3%以下、
をそれぞれ含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
ビッカース硬さで235Hv未満の硬さを有し、衝撃値が20J/cm 2 以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
(3)さらに、質量%で、
Nb:0.3%以下、
Mo:0.3%以下、
Zr:0.3%以下、
Sn:0.5%以下、
V:0.3%以下、
B:0.0002%〜0.0030%、
の1種以上を含むことを特徴とする上記(1)または(2)に記載のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
T(20.24+log(t))≧17963・・・・(1)
(5)上記(2)または(3)に記載の鋼組成を有する鋼片に対して、熱間圧延の仕上げ圧延後850℃〜450℃間の平均冷却速度を10℃/秒以上とするとともに、巻取温度を350℃〜450℃とし巻き取ることを特徴とするビッカース硬さで235Hv未満の硬さを有し、衝撃値が20J/cm 2 以上であるフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
(7)上記(4)または(5)に記載の方法で製造した熱延鋼板を熱延板焼鈍、熱延板酸洗、冷間圧延、冷延板焼鈍、冷延板酸洗を行う事を特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
(8)前記冷間圧延を行う際、ロール径が400mm以上である圧延ワークロールを用いることを特徴とする上記(6)または上記(7)に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
また、巻取温度を制御することにより、Cu系析出物の形態を最適化でき、巻き取り後の工程である冷延板焼鈍後、加工性に有利な{222}面方位を発達させることができる。その結果、鋼板の加工性を向上させることが可能となる。
特に、本発明にかかるフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を自動車などの排気系部材に適用することにより、環境対策や部品の低コスト化などに大きな効果が得られる。
以下に、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板について詳細に説明する。
以下、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の鋼組成を限定した理由について説明する。なお、組成についての%の表記は、特に断りがない場合は質量%を意味する。
Cは、成形性と耐食性、熱延板靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど好ましいため、上限を0.02%とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加をもたらし、また、耐食性の観点から考えると、0.001%〜0.009%とすることが望ましい。
Nは、Cと同様、成形性と耐食性、熱延板靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど好ましいため、0.02%以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、0.003%〜0.015%とすることが望ましい。
Siは、脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度と耐酸化性を改善させる元素である。800℃程度までの高温強度は、Si量の増加とともに向上し、その効果は0.1%以上で発現するため、下限を0.1%とする。しかしながら、過度の添加は常温延性を低下させるため、上限を1.5%とする。なお、耐酸化性を考慮すると0.2%〜1.0%が望ましい。
Mnは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、中温域での高温強度上昇に寄与する元素である。また、長時間使用中にMn系酸化物が表層に形成し、スケール(酸化物)の密着性や異常酸化の抑制効果に寄与する元素である。
一方、過度な添加は、γ相(オーステナイト相)の析出による熱延板靭性の低下を生じる他、MnSを形成して耐食性を低下させるため、上限を1.5%とする。なお、高温延性やスケールの密着性、異常酸化の抑制を考慮すると、0.1〜1.0%が望ましい。
Pは、固溶強化能の大きな元素であるが、フェライト安定化元素であり、しかも耐食性や靭性に対しても有害な元素であるため、可能な限り少ないほうが好ましい。
Pは、ステンレス鋼の原料であるフェロクロムに不純物として含まれるが、ステンレス鋼の溶鋼から脱Pすることは非常に困難であるため、0.010%以上とすることが好ましい。また、Pの含有量は、使用するフェロクロム原料の純度と量でほぼ決定される。しかし、Pは有害な元素であるため、フェロクロム原料のPの純度は低いほうが好ましいが、低Pのフェロクロムは高価であるため、材質や耐食性を大きく劣化させない範囲である0.035%以下とする。なお、好ましくは0.030%以下である。
Sは、硫化物系介在物を形成し、鋼材の一般的な耐食性(全面腐食や孔食)を劣化させるため、その含有量の上限は少ないほうが好ましく、0.010%とする。また、Sの含有量は少ないほど耐食性は良好となるが、低S化には脱硫負荷が増大し、製造コストが増大するので、その下限を0.001%とするのが好ましい。なお、好ましくは0.001〜0.008%である。
Niは、フェライト系ステンレス鋼の合金原料中に不可避的不純物として混入し、一般的に0.03〜0.10%の範囲で含有される。また、孔食の進展抑制に有効な元素であり、その効果は0.05%以上の添加で安定して発揮されるため下限を0.01%とすることが好ましい。
一方、多量の添加は、固溶強化による材質硬化を招くおそれがあるため、その上限を1.5%とする。なお、合金コストを考慮すると0.05〜1.0%が望ましい。
Crは、本発明において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。10%未満では、これらの効果は発現せず、一方で、20%超では加工性の低下や靭性の劣化をもたらすため、10〜20%とする。なお、製造性や高温延性を考慮すると、10%〜18%が望ましい。
Cuは、自動車の高温排気系などに代表される高温環境用部材として使用するために必要とされる高温強度を高めるために必要な元素である。Cuは、500〜750℃では主に析出強化能を発揮し、それ以上の温度に於いては固溶強化によって材料の塑性変形を抑制し、熱疲労特性を高める働きを示す。このような効果は、Cu析出物が生成することによる析出硬化作用であり、1.0%以上の添加により発現する。一方、過度な添加は、高温強度の低下を生じるため上限を3.0%とする。なお、冷間圧延焼鈍時にCuを固溶させ、加工性の低下を抑制することを考えると、1.0%〜1.5%が望ましい。
Tiは、C,N,Sと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性や深絞り性を向上させる元素である。Tiの含有量は、経済的に成しうるC、N、Sの低減可能な量からその量が決まるため、下限を0.08%とする。しかし、Tiの過剰添加は、連続鋳造時に溶鋼に晶出するTiNにより、鋳片の表面欠陥を増大させるため、その上限を0.30%とする。なお、固溶Tiによる耐食性向上効果や、大型の析出物TiNによる熱延板靭性やプレス加工性の低下も生じる事があるため、0.10%〜0.18%とすることが望ましい
Alは、脱酸元素として添加される他、耐酸化性を向上させる元素である。また、固溶強化元素として600〜700℃における強度向上に有用である。その作用は0.01%から安定して発現するため、下限を0.01%とすることが好ましい。
一方、過度の添加は、硬質化して均一伸びを著しく低下させる他、靭性を著しく低下させるため、上限を0.3%とする。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、0.01%〜0.07%が望ましい。
Vは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化作用が生じて高温強度向上に寄与する効果を有するため、必要に応じて添加する。その効果は0.03%以上の添加で安定して発現するため、下限を0.03%とすることが好ましい。
一方、過剰に添加すると、析出物の粗大化を招くおそれがあり、その結果、熱延板靭性が低下するため、上限を0.3%とする。なお、製造コストや製造性を考慮すると、0.03%〜0.1%とすることが望ましい。
Bは、製品のプレス加工時の2次加工性を向上させる元素であると共に、Cu添加鋼の高温強度を向上させる効果もあるため、必要に応じて添加する。その効果は0.0002%以上で発現する。しかし、過度な添加は、Cr2B、(Cr,Fe)23(C、B)6の析出により、靭性や耐食性を損なう他、溶接性も損なう場合もあるため、Bの含有量を、0.0002%〜0.0030%とする。なお、加工性や製造コストを考慮すると、0.0003%〜0.0015%とすることが望ましい。
一方、過度の添加は、Laves相の生成を生じさせ、この結果、Cu析出による析出強化能力を抑制させてしまうため望ましくない。また、熱間圧延で、630℃以上の高温巻き取りを行うと、Laves相による熱延板靭性の低下が生じるおそれがある。これらを考慮し、Nbの上限を0.3%とする。更に、生産性や製造性の観点から、0.01%〜0.2%とすることが望ましい。
一方、過度の添加は、Nbと同様に、Laves相の生成を生じさせて、Cu析出による析出強化能力を抑制させてしまうため望ましくない。また、熱間圧延で630℃以上の高温巻き取りを行うと、Laves相による熱延板靭性の低下を生じるおそれがある。これらを考慮し、Moの上限を0.3%とする。更に、生産性や製造性の観点から、0.01%〜0.2%が望ましい。
しかしながら、過度の添加は、製造性の劣化を著しく招くため、上限を0.3%とする。なお、コストや表面品位を考慮すると、0.1%〜0.2%がより望ましい。
一方、過度に添加すると製造性や溶接性が著しく劣化するため、上限を0.5%とする。なお、耐酸化性等を考慮すると、0.1%〜0.3%が望ましい。
次に、本実施形態におけるフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法について説明する。
第一の実施形態のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法は、上記鋼組成を有したフェライト系ステンレス鋼を製鋼し、製鋼後、鋳造した鋼片(スラブ)に対して、熱間圧延の仕上げ圧延を施し熱延鋼板とした後、この熱延鋼板を、巻取温度を620℃以上750℃以下として巻き取る。
次に、溶製した溶鋼を、公知の鋳造方法(連続鋳造)に従ってスラブとする。そして、このスラブを所定の温度に加熱し、次いで、所定の板厚に熱間圧延することによりスラブを熱延鋼板(熱延板)とする。なお、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度(仕上げ温度)は、800℃〜980℃の範囲内とする。
次に、仕上げ圧延後、熱延鋼板を冷却し、コイル状に巻き取ることにより熱延コイルとする。
ここで、仕上げ圧延後、熱延鋼板をコイル状に巻取る温度(巻取温度)は熱延板靭性に大きく影響する。
以下に、本実施形態における巻取温度の限定理由について説明する。
このような巻取温度の範囲内で巻き取ることにより、Cuをε−Cuとして析出させることができ、巻き取り後の熱延鋼板の硬さを235Hv未満にすることができる。
析出したε−Cuは上述したように、熱延板靭性に基本的に無害である。また、Cu系析出物がε−Cuになる過程では、Cu−richクラスタを形成すると考えられるが、巻き取り後、巻取温度に応じて所定の時間の間保熱することにより、固溶Cuの相当量をε−Cuとして析出させることができる。その結果、常温(冷間)で後工程を通板することが可能な熱延板の靭性を得ることができる。なお、熱延鋼板を巻き取り熱延コイルとした後、この熱延コイルを保熱する時間を保定時間tと呼ぶこととする。
また、このような巻取温度範囲内で巻き取ることにより、後工程である冷延板焼鈍における昇温過程において析出するCuも少なく、{222}面方位を有する再結晶集合組織がよく発達し、加工性に優れる冷延鋼板を製造する事が可能となる。
しかし、620℃未満で巻き取ると、巻き取り後の熱延コイルのトップ部またはボトム部の温度降下が大きくなり、十分な保定時間tを確保できないおそれがある。そして、このように保定時間tを確保できないと、ε−Cuを十分に析出させることができないため、トップ部及びボトム部それぞれの部位で靭性が低下し、熱延コイル内の各部位において靭性に差が生じるおそれがある。
また、750℃超で巻き取ると、熱延コイルの酸化が進み、次工程である熱延板酸洗において、熱延鋼板表面の酸化スケールを除去するために長時間を要してしまう。従って、本実施形態においては、巻取温度を620〜750℃とする。
T(20.24+log(t))≧17963・・・・(1)
以下、上記式(1)について説明する。なお、上記式(1)におけるT(20.24+log(t))をL値と呼ぶこととする。
以下に、このような巻取温度及び上記式(1)の限定理由について詳細に説明するための調査結果を示す。なお、以下で説明する熱延板靭性の評価方法は、サンプル数を3つとし、20℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを求める。そして、得られた結果の最低値で評価した。
次に、得られた熱延板を用いて、熱間圧延後の巻き取りの際の巻取温度の影響を調べるべく、巻き取り時の温度履歴を再現するために、種々の温度で1時間の熱処理を行った。
次に、熱処理後の熱延板(熱処理板)のビッカース硬さを測定するとともに、熱延板から板厚ままのシャルピー衝撃試験片(板厚ままのサブサイズ)のサンプルとして3つ採取し、20℃でシャルピー衝撃試験を行い、熱延板靭性を評価した。なお、種々の温度における吸収エネルギーの最低値を図1に示す。
図1から明らかなように、熱処理温度が450℃超〜600℃の間で、熱延板の硬度が235Hv以上に急激に増加し、一方で、靭性は大きく低下することが分かる。これは、Cu−richクラスタが析出したためと考えられる。しかし、熱処理温度が620℃以上の場合は、硬度が235Hv未満と軟化しているとともに、吸収エネルギーは急激に上昇し、靭性が大きく上昇していることが分かる。
なお、図1に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス鋼の鋼成分は、14%Cr−0.5%Si−0.5%Mn−0.005%C−0.010%N−0.15%Ti-1.2%Cu−0.0005%Bである。
図2により明らかなように、450〜550℃で熱処理したものは延性−脆性遷移温度が100℃近くまで上がっている事が分かる。一方、650℃、700℃で熱処理したものは、延性−脆性遷移温度が20℃以下となり、未熱処理の熱延板と同等以上の靭性を示すことがわかる。
なお、図2に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス鋼の鋼成分は、14%Cr−0.9%Si−0.5%Mn−0.005%C−0.010%N−0.15%Ti-1.5%Cu−0.0005%Bである。
図3(a)から明らかなように、未熱処理の熱延板にはCuの析出物が認められない。一方で、図3(b)に示す550℃熱処理材では、数nmサイズの微細なCuが析出している事が確認できる。この微細なCuはCu−richクラスタであると考えられ、転位上では比較的大きく、その他の場所ではより微細に析出していることが分かる。また、図3(c)に示す700℃熱処理材では、ε−Cuが析出していることが観察でき、観察されるサイズは30〜100nmであった。
なお、Cu−richクラスタによって靭性が低下する原因は明確ではないが、引張試験を行った際に、均一伸びが約10%あったことから、常温における延性が乏しくて脆性破壊を生じたと考えるよりは、析出物が極めて細かく分散しているがために、高速な転位の移動が阻害されて、脆性破壊したものと推測される。
なお、図4に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス鋼の鋼成分は、14%Cr−0.5%Si−0.3%Mn−0.005%C−0.010%N−0.15%Ti-1.2%Cu−0.0005%Bである。
鋼板におけるε−Cuの析出は、Cuの析出ノーズ近傍である温度域、620〜750℃であれば高温の温度域ほど短時間で進行する。また析出現象は原子の拡散律則である事から、鋼板温度と保定時間の対数の積で整理される。そこで、図4における試験結果をL値で整理したところ、L値が17963以上の条件下で、良好な熱延板靭性が得られる事が分かった。これより、本実施形態において、L値の下限を17963とした。なお、操業の管理の難易度を考慮するとL値を18240以上とする事がより好ましい。
図5から明らかなように、620〜750℃の温度範囲でランクフォード値が高くなり、700℃で最も高い値となるころが分かる。つまり、巻取温度を620〜750℃とすることで、冷延板の加工性が向上することが分かった。
また、熱延板の焼鈍を省略することにより、巻き取り時に析出させたε−Cuを、冷間圧延時、そして冷延板焼鈍時の昇温過程で、維持して析出させておく事が可能となる。このため、冷間圧延、冷延板焼鈍後の集合組織が発達し、r値向上や異方性低減によりプレス成形性を向上させることができる。
ここで、ステンレス鋼板の冷間圧延は、通常、ワークロール径(ロール径)が60〜100mm程度のゼンジミア圧延機でリバース圧延されるか、もしくは、ワークロール径が400mm以上のタンデム式圧延機で一方向圧延されるかのいずれかである。なお、いずれも、複数パスで圧延される。
尚、冷間圧延工程における圧下率が低いと、冷延板焼鈍後に再結晶組織が得られなかったり、過度に粗粒化して機械的性質を劣化させたりするため、冷間圧延工程の圧下率は50%以上が望ましい。
なお、本発明はNb無添加ないし含有量が低いので、冷間圧延後の冷延板焼鈍温度は850〜970℃と低い温度とすることができる。但し、冷却過程ではCu−richクラスタの析出による硬化を防止するために、10℃/s以上の冷却速度で冷却する事が望ましい。
以上のように、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板によれば、Cuがε−Cuとして析出しているため、鋼板の硬さを235Hv未満にすることができる。その結果、常温(冷間)で後工程を通板することが可能な熱延板の靭性を得ることができる。
また、巻き取り後の熱延鋼板全体の温度履歴を制御することにより、熱延鋼板の巻き取り後のコイル内部において、靭性のばらつきを抑制することができ、その結果、良好な熱延板靭性を確保することができる。
次に、本発明の第二の実施形態であるフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法は、上記鋼組成を有したフェライト系ステンレス鋼を製鋼し、製鋼後、鋳造した鋼片(スラブ)に対して、熱間圧延の仕上げ圧延後、850℃〜450℃間の平均冷却速度を10℃/秒以上とするとともに、巻取温度を350℃〜450℃とし巻き取る熱延工程を行う。
なお、本実施形態の製造方法は、上記第一の実施形態の製造方法における仕上げ圧延後の冷却条件、及び巻取温度において相違があるが、両実施形態どちらの製造方法を採用した場合でも、上述したような効果を奏することができる。
次に、溶製した溶鋼を、公知の鋳造方法(連続鋳造)に従ってスラブとする。そして、このスラブを、所定の温度に加熱し、所定の板厚に熱間圧延し、スラブを熱延鋼板(熱延板)とする。なお、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度(仕上げ温度)は、800℃〜980℃の範囲内とする。
次に、仕上げ圧延後、熱延鋼板を水冷にて冷却し、コイル状に巻き取る。
ここで、仕上げ圧延後の冷却条件と、その後、熱延鋼板を巻取る温度(巻取温度)は熱延板靭性に大きく影響する。
以下に、本実施形態における冷却条件と、巻取温度の限定理由について説明する。
本実施形態においては、仕上げ圧延後、850℃〜450℃間の平均冷却速度を10℃/秒以上とする。
上述したように、本発明者らの調査によると、Cu添加フェライト系ステンレス鋼の場合、仕上げ圧延後〜450℃(特に、600℃〜450℃)の温度域では、ナノオーダーのCu−richクラスタが析出し、靭性が極端に低下する事が分かった。つまり、このような温度範囲の冷却速度を上げることにより、Cu−richクラスタの析出を防止する事ができる。このような効果は平均冷却速度が10℃/秒以上で安定的に発揮されるため、仕上げ圧延後、850℃〜450℃間の平均冷却速度を10℃/秒以上とする。なお、靭性の改善を考慮すると、20℃/秒以上とすることが好ましい。
本実施形態においては、巻取温度を350℃〜450℃とする。
巻取温度が低すぎると、固溶C、固溶Nが、TiやNb等の炭窒化物として、十分に固定されないために、冷延板焼鈍時に、{222}面の再結晶集合組織発達が阻害されてしまう。その結果、加工性が劣化してしまうおそれがある。一方、巻取温度が高すぎると、Cu−richクラスタが析出し、熱延板靭性が低下するおそれがある。従って、加工性と熱延板靭性の向上を両立させるため、本実施形態においては、巻取温度を350℃〜450℃とする。なお、コイル内の各部位における温度ばらつきを考慮すると、靭性の改善には巻取温度を380℃〜430℃とすることが好ましい。
以下に、このような冷却条件及び巻取温度の限定理由について詳細に説明するための調査結果を示す。なお、以下で説明する熱延板靭性の評価方法は、上記第一の実施形態と同様にサンプル数を3つとし、20℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを求める。そして、得られた結果の最低値で評価した。
なお、図1に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス鋼の鋼成分は、14%Cr−0.5%Si−0.5%Mn−0.005%C−0.010%N−0.15%Ti-1.2%Cu−0.0005%Bである。
図6より明らかなように、平均冷却速度の増加と共に、衝撃値が増加した。また、平均冷却速度が10℃/s以上では衝撃値が20J/cm2を超え、常温での冷間圧延や酸洗処理等の後工程における通板が可能と判断された。
これは、平均冷却速度が10℃/s未満の場合は、冷却過程においてCu−richクラスタが析出してしまい、硬化してしまったためと考えられる。
なお、図6に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス鋼の鋼成分は、17%Cr−0.1%Si−0.2%Mn−0.005%C−0.010%N−0.15%Ti-1.2%Cu−0.0005%Bである。
図7から明らかなように、ボトム部の衝撃値は、巻取温度を500℃〜700℃とした時に、20J/cm2未満となる事が分かる。
これは、図1に示したグラフと同様に、巻取温度を500℃〜700℃の範囲とした場合、ボトム部でCu−richクラスタが析出したため、靭性が低下したものと考えられる。なお、こういった場合では、熱延コイル全長にわたる温度履歴を、上記式(1)を満足するように制御することにより、このような熱延コイル内の各部位における靭性のばらつきを解消することが可能である。
また、図7に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス鋼の鋼成分は、14%Cr−0.9%Si−0.5%Mn−0.005%C−0.010%N−0.15%Ti-1.2%Cu−0.0005%Bである。
次いで、熱延コイルのスケールを酸洗により除去した後、冷間圧延により板厚5mmから板厚2mmまで圧延し、その後、900℃で冷延板焼鈍した。なお、冷延板焼鈍における平均昇温速度は7℃/sで行った。得られた冷延板を用いて測定したランクフォード値と、巻取温度との関係を図8に示す。
図8から明らかなように、ランクフォード値は、巻取温度が350℃〜450℃の間で極大値を示した。つまり、巻取温度を350℃〜450℃の間とすることで、冷延板の加工性が向上することが分かった。一方、450℃超の巻取温度でのランクフォード値の低下は、Cu−richクラスタの析出によるもの、また、350℃未満でのランクフォード値の低下は、固溶C,Nの増加に起因するものであると考えられる。
なお、図8に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス鋼の鋼成分は、14%Cr−0.5%Si−0.5%Mn−0.005%C−0.010%N−0.15%Ti-1.2%Cu−0.0005%Bである。
ここで、本実施形態では巻取温度を350〜450℃と低温側の範囲内と規定している。このように巻取温度が低温側の場合は、冷延板焼鈍における平均昇温速度を5℃/s以上とすることが好ましい。昇温速度が遅すぎると、巻き取り時に析出させたε−CuがCu−richクラスタに成長してしまう場合がある。そのため、冷延板焼鈍における平均昇温速度を5℃/s以上とすることにより、Cu−richクラスタの生成を抑制でき、その結果としてr値の低下を抑制することがより可能となる。
通常のNb添加鋼は熱延鋼板が硬質であるため、冷延する前に熱延板焼鈍が施されるが、本実施形態に係る鋼板は、Nbを添加しないか、若しくは少量添加であるため、熱延鋼板の焼鈍を省略することが可能となり、製造コストの低減をもたらすことができる。
また、冷間圧延、冷延板焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。更に、製品板厚についても、要求部材厚に応じて選択すれば良い。
また、巻取温度を最適化するとともに、熱間圧延後の平均冷却速度を制御することにより、Cuを固溶させることができ、その結果、良好な靭性を確保することができる。
本実施例では、まず、表1及び表2に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造した。このスラブを1190℃に加熱後、仕上げ温度を800〜950℃の範囲内として、板厚5mmまで熱間圧延し、熱延鋼板とした。
次に、平均冷却速度を10〜100℃/sとして、冷却速度に応じて空冷と水冷を使い分けて、表3、4に示す各巻取温度まで冷却した。その後、表3、4に示す所定の巻取温度で巻き取り熱延コイルとした。なお、熱間圧延後の熱延鋼板温度は放射温度計にてモニターしながら計測した。
冷間圧延後、燃焼ガス雰囲気にて冷延板焼鈍を施した後、酸洗時間が140秒になるような通板速度で酸洗を施し、製品板とした。なお、冷延板焼鈍における平均昇温速度は4℃/sで行った。
また、冷間圧延では、大径ロール(直径400mm)を有する圧延機で一方向の多パス圧延を行うか、小径ロール(直径100mm)を有する圧延機でリバース式の多パス圧延を行った。
また、冷延板焼鈍温度は、結晶粒度番号を6〜8程度とするために、880〜950℃の範囲とした。なお、Nb含有量が本発明の上限を外れる比較例については、冷延板焼鈍温度を1000〜1050℃の範囲とした。
表1中のNo.0A〜0C、及び1〜24は本発明例、表2中のNo.25〜44は比較例である。
また、熱延コイルからVノッチシャルピー衝撃試験片を作成し、20℃でシャルピー試験を行って、吸収エネルギーを測定した。なお、シャルピー試験は、JIS Z 2242に準拠し行うとともに、衝撃値が20J/cm2以上を合格(○)、20J/cm2未満を不合格(×)として評価を行った。結果を表3、4に示す。
尚、本実施例における試験片は、熱延板板厚ままのサブサイズ試験片であるため、吸収エネルギーを断面積(単位cm2)で割ることにより、各実施例における熱延板の靭性(衝撃値)を比較し評価した。
以上の製造条件及び評価結果を表3、4に示す。
また、熱延板焼鈍を施した試験番号P58〜60の場合でも、熱延板焼鈍を省略した本発明例と同様の効果が得られることがわかる。
また、試験番号P53については、ビッカース硬度が増加した。これは、Nの含有量が多すぎたため、Cr窒化物が析出してしまい、硬化したものと考えられる。
試験番号P40、45は、それぞれ、Mn,Niの含有量が多く、γ相の析出により、熱延板靭性が劣化すると共に、高温強度、ランクフォード値も劣化した。
試験番号P42は、Sの含有量が高く、MnS析出量の増加によって高温強度が劣った。
一方、試験番号P44はCrの含有量が多かったため、475℃脆性が生じてしまい靭性が劣るとともに、ランクフォード値も劣化した。
一方、試験番号P47は、Cuを過度に添加したため、Cu系析出物量が増えすぎて熱延板靭性、ランクフォード値と高温強度が低下した。
試験番号P49、P50は、Ti、Vの含有量が上限外れのために、析出物が粗大化してしまい、この粗大な析出物が起点となって熱延板靭性が低下した。
試験番号P56は、Zrの含有量が上限を超えたため、熱延板靭性が低下するとともに、高温強度も低下した。
試験番号P57は、Snの含有量が上限を超えたため、Snによる固溶強化により靭性が低下すると共に、耐酸化性の低下により高温強度も低下した。
本実施例では、まず、表5及び表6に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造した。このスラブを実施例1と同様に、1190℃に加熱後、仕上げ温度を800〜950℃の範囲内として、板厚5mmまで熱間圧延し、熱延鋼板とした。
次に、850〜450℃間の平均冷却速度を、表7、8に示すような所定の速度として、熱延鋼板を表7、8に示す各巻取温度まで水冷により冷却した。その後、表7、8に示す所定の巻取温度で巻き取り熱延コイルとした。なお、熱間圧延後の鋼板温度は放射温度計にてモニターしながら計測した。
冷間圧延後、燃焼ガス雰囲気にて冷延板焼鈍を施した後、酸洗を施し、製品板とした。なお、本実施例では、冷延板焼鈍における平均昇温速度を7℃/sとして行った。
なお、熱延コイルの酸洗は、酸洗時間が140秒になるような通板速度で行った。また、表7、8に示すように、スケールの残存が無い物を合格(○)とし、熱延板の酸洗性を評価した。なお、スケールの残存状況は、ルーペにより確認した。
冷間圧延では、大径ロール(直径400mm)を有する圧延機で一方向の多パス圧延を行うか、小径ロール(直径100mm)を有する圧延機でリバース式の多パス圧延を行った。
また、冷延板焼鈍温度は、結晶粒度番号を6〜8程度とするために、880〜950℃の範囲とした。なお、Nb含有量が本発明の上限を外れる比較例については、冷延板焼鈍温度を1000〜1050℃の範囲とした。
なお、表5及び表6中の鋼種0A〜0C、及び1〜24は本発明例、鋼種25〜44は比較例である。
尚、本実施例における試験片は、熱延板板厚ままのサブサイズ試験片であるため、吸収エネルギーを断面積(単位cm2)で割ることにより、各実施例における熱延板の靭性を比較し評価した。
以上の製造条件及び評価結果を表7、8に示す。
また、熱延板焼鈍を施した試験番号P58〜61の場合でも、熱延板焼鈍を省略した本発明例と同様の効果が得られることがわかる。
試験番号P10は、巻取温度を650℃と高温にしていたため、熱延コイルのミドル部やボトム部の温度降下量に大きな差が生じた。そのため、熱延コイルのミドル部の靭性は非常に良かったが、ボトム部の靭性が悪いという結果となってしまい、熱延コイルの各部位の靭性において、大きな差が生じた。また、ランクフォード値も低い結果となった。
試験番号P11、12は、巻取温度を430℃としたが、巻き取りまでの平均冷却速度が10℃/s未満であったため、熱延板の靭性が低下した。これは、平均冷却速度が低かったため、Cu−richクラスタが析出したためと考えられる。また、ランクフォード値も低下した。
P40,P45は、それぞれ、Mn,Niの含有量が多く、γ相の析出により、熱延板靭性が劣化すると共に、高温強度、ランクフォード値も劣化した。
試験番号P42は、Sの含有量が高く、MnS析出量の増加によって高温強度が劣った。
一方、試験番号P44はCrの含有量が多かったため、475℃脆性が生じてしまい、靭性が劣った。
一方、試験番号P47は、Cuを過度に添加したため、Cu系析出物量が増えすぎて熱延板靭性、ランクフォード値と高温強度が低下した。
試験番号P49、P50、P51、P56は、Ti、V、Al、Zrの含有量が上限外れのために、析出物が粗大化してしまい、この粗大な析出物が起点となって熱延板靭性が低下した。
試験番号P57は、Snの含有量が上限を超えたため、Snによる固溶強化により靭性が低下すると共に、耐酸化性の低下により高温強度も低下した。
なお、本発明例である、試験番号P21、P25は、冷間圧延を行う際、直径100mmの小径ロールを有する圧延機を用いた。このため、ランクフォード値は合格値の範囲内であったものの、若干低い値であった。これにより、冷間圧延を行う際、直径400mmの大径ロールを有する圧延機を用いたほうが好ましいことが分かる。
Claims (8)
- 質量%で、
C:0.02%以下、
N:0.02%以下、
Si:0.1〜1.5%、
Mn:1.5%以下、
P:0.035%以下、
S:0.010%以下、
Ni:1.5%以下、
Cr:10〜20%、
Cu:1.0〜3.0%、
Ti:0.08〜0.30%、
Al:0.3%以下、
をそれぞれ含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
ビッカース硬さで235Hv未満の硬さを有し、衝撃値が55J/cm 2 以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。 - 質量%で、
C:0.02%以下、
N:0.02%以下、
Si:0.1〜1.5%、
Mn:1.5%以下、
P:0.035%以下、
S:0.010%以下、
Ni:1.5%以下、
Cr:10〜20%、
Cu:1.0〜3.0%、
Ti:0.08〜0.30%、
Al:0.3%以下、
をそれぞれ含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
ビッカース硬さで235Hv未満の硬さを有し、衝撃値が20J/cm 2 以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。 - さらに、質量%で、
Nb:0.3%以下、
Mo:0.3%以下、
Zr:0.3%以下、
Sn:0.5%以下、
V:0.3%以下、
B:0.0002%〜0.0030%、
の1種以上を含むことを特徴とする請求項1または請求項2に記載のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。 - 請求項1または請求項3に記載の鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造した鋼片に対して熱間圧延の仕上げ圧延を施し熱延鋼板とした後、この熱延鋼板を、巻取温度を620℃以上750℃以下として巻き取り、次いで、熱延コイル全体において、下記式(1)を満足するように熱延鋼板温度T(K)及び保定時間t(h)を制御しつつ、前記熱延コイルを保熱、或いは冷却することを特徴とするビッカース硬さで235Hv未満の硬さを有し、衝撃値が55J/cm 2 以上であるフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
T(20.24+log(t))≧17963・・・・(1) - 請求項2または請求項3に記載の鋼組成を有する鋼片に対して、熱間圧延の仕上げ圧延後850℃〜450℃間の平均冷却速度を10℃/秒以上とするとともに、巻取温度を350℃〜450℃とし巻き取ることを特徴とするビッカース硬さで235Hv未満の硬さを有し、衝撃値が20J/cm 2 以上であるフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
- 請求項4または請求項5に記載の方法で製造した熱延鋼板を熱延板酸洗、冷間圧延、冷延板焼鈍、冷延板酸洗を行う事を特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 請求項4または請求項5に記載の方法で製造した熱延鋼板を熱延板焼鈍、熱延板酸洗、冷間圧延、冷延板焼鈍、冷延板酸洗を行う事を特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延を行う際、ロール径が400mm以上である圧延ワークロールを用いることを特徴とする請求項6または請求項7に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2012024544A JP5846950B2 (ja) | 2011-02-08 | 2012-02-07 | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
US13/981,395 US9399809B2 (en) | 2011-02-08 | 2012-02-08 | Hot rolled ferritic stainless steel sheet, method for producing same, and method for producing ferritic stainless steel sheet |
PCT/JP2012/052901 WO2012108479A1 (ja) | 2011-02-08 | 2012-02-08 | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
CN201280007705.5A CN103348023B (zh) | 2011-02-08 | 2012-02-08 | 铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢板的制造方法 |
US14/873,551 US10072323B2 (en) | 2011-02-08 | 2015-10-02 | Hot rolled ferritic stainless steel sheet, method for producing same, and method for producing ferritic stainless steel sheet |
Applications Claiming Priority (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2011024872 | 2011-02-08 | ||
JP2011024872 | 2011-02-08 | ||
JP2011038252 | 2011-02-24 | ||
JP2011038252 | 2011-02-24 | ||
JP2012024544A JP5846950B2 (ja) | 2011-02-08 | 2012-02-07 | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2012188748A JP2012188748A (ja) | 2012-10-04 |
JP5846950B2 true JP5846950B2 (ja) | 2016-01-20 |
Family
ID=47082221
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2012024544A Active JP5846950B2 (ja) | 2011-02-08 | 2012-02-07 | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びに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) | JP5846950B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP6226955B2 (ja) * | 2013-03-14 | 2017-11-08 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 |
JP6075349B2 (ja) * | 2013-10-08 | 2017-02-08 | Jfeスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
CN105960476B (zh) * | 2014-02-05 | 2018-10-30 | 杰富意钢铁株式会社 | 铁素体系不锈钢热轧退火钢板、其制造方法和铁素体系不锈钢冷轧退火钢板 |
JP5918796B2 (ja) * | 2014-03-28 | 2016-05-18 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 靭性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板および鋼帯 |
JP5652568B1 (ja) * | 2014-07-23 | 2015-01-14 | Jfeスチール株式会社 | 太陽電池基板用フェライト系ステンレス箔の製造方法 |
JP5652567B1 (ja) * | 2014-07-23 | 2015-01-14 | Jfeスチール株式会社 | 太陽電池基板用フェライト系ステンレス箔の製造方法 |
US20170314093A1 (en) | 2014-10-31 | 2017-11-02 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferrite-based stainless steel plate, steel pipe, and production method therefor |
JP6791646B2 (ja) * | 2015-03-30 | 2020-11-25 | 日鉄ステンレス株式会社 | 靭性に優れたステンレス鋼板およびその製造方法 |
JP6420494B1 (ja) * | 2017-01-19 | 2018-11-07 | 日新製鋼株式会社 | フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法、並びに自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼 |
CN113399456B (zh) * | 2021-06-30 | 2023-04-25 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种超薄规格65Mn冷轧宽钢带及其制造方法 |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3322157B2 (ja) * | 1997-03-31 | 2002-09-09 | 住友金属工業株式会社 | Cuを含有するフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法 |
JP3309769B2 (ja) * | 1997-06-13 | 2002-07-29 | 住友金属工業株式会社 | Cu含有ステンレス鋼板及びその製造方法 |
JP4272394B2 (ja) * | 2002-08-08 | 2009-06-03 | 日新製鋼株式会社 | 精密打抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
JP4210495B2 (ja) * | 2002-09-05 | 2009-01-21 | 日新製鋼株式会社 | 高強度軟磁性ステンレス鋼およびその製造方法 |
JP2006274436A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Jfe Steel Kk | 部品用の断面形状をもつ曲管用のフェライト系ステンレス鋼板および鋼管 |
-
2012
- 2012-02-07 JP JP2012024544A patent/JP5846950B2/ja active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2012188748A (ja) | 2012-10-04 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5846950B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
US10072323B2 (en) | Hot rolled ferritic stainless steel sheet, method for producing same, and method for producing ferritic stainless steel sheet | |
US10260134B2 (en) | Hot rolled ferritic stainless steel sheet for cold rolling raw material | |
KR102267129B1 (ko) | Nb함유 페라이트계 스테인리스 열연 강판 및 그 제조 방법과, Nb함유 페라이트계 스테인리스 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
JP5546911B2 (ja) | 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 | |
KR100727497B1 (ko) | 성형성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판 및 그 제조방법 | |
KR101557463B1 (ko) | 내열성과 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 | |
US9243306B2 (en) | Ferritic stainless steel sheet excellent in oxidation resistance | |
JP6851269B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼板、鋼管および排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
JP5904306B2 (ja) | フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板、その製造方法およびフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板 | |
KR20180017220A (ko) | 내산화성이 우수한 내열 페라이트계 스테인리스 강판 | |
WO2012108479A1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
JP2013127099A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP2016191150A (ja) | 靭性に優れたステンレス鋼板およびその製造方法 | |
KR20220073804A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
JP2011219855A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP5208450B2 (ja) | 熱疲労特性に優れたCr含有鋼 | |
KR102463485B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
JP3749615B2 (ja) | 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
US20220356542A1 (en) | Ferritic stainless steel with improved high temperature creep resistance and manufacturing method therefor |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20141009 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150616 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150729 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20151027 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20151124 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5846950 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R371 | Transfer withdrawn |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |