JPH0681037A - 二相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法 - Google Patents
二相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法Info
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- JPH0681037A JPH0681037A JP23200192A JP23200192A JPH0681037A JP H0681037 A JPH0681037 A JP H0681037A JP 23200192 A JP23200192 A JP 23200192A JP 23200192 A JP23200192 A JP 23200192A JP H0681037 A JPH0681037 A JP H0681037A
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Abstract
延鋼帯の製造方法を提供する。 【構成】下記Iのおよびの化学組成をもつ二相ステ
ンレス鋼の連続鋳造スラブを、下記IIのプロセスで処理
する。 I.連続鋳造スラブの化学組成(質量%) C: 0.2%以下、 Si: 2.0%以下、 Mn: 2.0%
以下、P:0.04%以下、 S:0.03%以下、 Cr:20〜
35%、Mo:0.5 〜 6.0%、N:0.08〜0.30%、Ni:4.0〜
9.0 %、B:0.0020〜0.0080%、sol.Al:0.015〜0.050
%、Ca:0.0010〜0.0080%、残部Feおよび不可避不純
物。 上記の合金成分に加えて、更に、Cu:0.60%以
下、W:0.05〜0.8 %、V:0.05〜 1.5%、Nb:0.01〜
0.5%およびTi:0.01〜 0.5%の中の1種以上を含有す
る組成。 II. 処理プロセス 上記組成の連続鋳造スラブを1200〜1300℃の温度に加熱
し、仕上温度 950℃以上で熱間圧延し、450 ℃以下で巻
き取る。
Description
ない表面品質の良好な二相ステンレス鋼熱延鋼帯を効率
よく製造する方法に関する。
とする優れた耐食性を有するため、各種化学工業プラン
トや海洋構造物など、広範な分野において賞用されてい
る。
良くないため、連続熱間圧延で鋼帯を製造する際に、熱
延板に耳割れ等の表面欠陥が発生し、またコイル巻取り
時にコイル破断が起こりやすく、生産の歩留りと能率が
低下するという問題がある。
の製造は鋼塊法で製造したインゴットを分塊圧延して得
たスラブあるいは連続鋳造法により製造したスラブを事
前に加工−熱処理して熱間圧延をしてきた。
ステンレス鋼の分塊圧延前あるいは厚板圧延前または厚
板圧延後の仕上処理において、鋼に 500〜 800℃で温間
加工を加えてフェライト粒を伸長粒にすると同時に粒界
に析出したオーステナイト相を分断し、その後 900〜11
00℃に1〜20hr保持して、フェライト粒とオーステナイ
ト粒を整粒化して均一なフェライト−オーステナイト二
相共存鋼とすることにより、耳割れの発生を防止する方
法が開示されている。
組成および熱間圧延法の両面から改善を加えて、耳割れ
およびコイル破断を防止する発明をなし、先に特許出願
を行った (特開平2− 25203号公報参照) 。
B: 0.002〜 0.008%(以下、成分含有量の%は質量%
を意味する)を含有させて、Mo、Wなどの粗大炭化物や
窒化物の粒界偏析を防止して、粒界脆化による割れを防
止する、粗圧延 (予備圧延) でスラブ表面およびコー
ナー部の結晶粒を微細化し、粗圧延後の混粒を再加熱に
より整粒化し、偏析を軽減する、上記の粗圧延の
後、再加熱し、仕上圧延温度 950℃以上で熱間圧延を行
い、σ相の析出を防止して、σ相脆化による割れを防止
する、という改良の総合効果により、熱延板の耳割れ発
生が抑制される。
より、 475℃脆化 (15〜70%のCrを含有するステンレス
鋼を 450〜500 ℃に長時間曝したときに現れる脆化現
象) によるコイル破断が防止される。
に2回以上の加熱、或いは加熱と予備圧延を行う必要が
あり、生産能率が高いとは言えず、実生産上は未だ解決
すべき課題を残している。
ラブの予備の粗圧延や熱処理を行わなくても耳割れやコ
イル破断を発生させることなしに熱間圧延およびコイル
巻取りを行うことができ、歩留りと生産能率の向上を達
成できる二相ステンレス鋼の熱延鋼帯の製造方法を提供
することを目的とする。
よびの化学組成をもつ二相ステンレス鋼の連続鋳造ス
ラブを、下記IIのプロセスで処理することを特徴とする
二相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法を要旨とする。
以下、P:0.04%以下、 S:0.03%以下、 Cr: 20
〜35%、Mo:0.5 〜 6.0%、N:0.08〜0.30%、Ni:
4.0〜9.0 %、B:0.0020〜0.0080%、 sol.Al:0.010
〜0.050 %、Ca:0.0010〜0.0080%、残部Feおよび不可
避不純物。
u:0.60%以下、W:0.05〜0.8 %、V:0.05〜 1.5
%、Nb:0.01〜 0.5%およびTi:0.01〜0.5 %の中の1
種以上を含有する組成。
行うことなく、1200〜1300℃の温度に加熱し、仕上温度
950℃以上で熱間圧延し、450 ℃以下で巻き取る。
では、上記の化学組成と処理プロセスの組合せの相乗的
な効果として前記の目的を達成し得るのであるが、特に
二相ステンレス鋼中に適正範囲のB、CaおよびAlを含有
させ、熱延加熱からコイル巻取りまでの温度条件を適正
化したことが本発明方法の大きな特徴である。
の化学組成を上述のように限定した理由を説明する。
が、C含有量が過大になると炭化物が結晶粒界に析出し
て耐食性と熱間加工性を劣化させるので 0.2%以下にと
どめるのがよい。
ト生成元素としてフェライト (α) とオーステナイト
(γ) の比率を望ましい範囲に保ち、耐食性を向上させ
る成分である。しかし、Siが 2.0%を超えると鋼の靱性
を害する。
Sを形成して熱間脆性を抑える。さらにオーステナイト
安定化元素として作用するが、二相組織のバランスを保
つために 2.0%以下とする。
せる不純物である。特に二相ステンレス鋼においては、
Pはオーステナイト粒よりもフェライト粒に多く固溶し
てフェライト相の高温変形能を著しく劣化させ、フェラ
イトとオーステナイトの結晶界面からの割れ発生の原因
となる。0.04%は許容上限値であるが、これ以下ででき
るだけ少ない方がよい。
させ、熱間加工性を劣化させる不純物である。0.03%以
下でできるだけ少ない方がよい。
須の成分である。適正な二相組織を得るために20%以上
を含有させる必要がある。しかし、35%を超えるとσ相
脆化が生じやすくなるので上限を35%とする。
o、Nの含有量で支配される。Moはフェライトをベース
にした二相ステンレス鋼を得るためには 0.5%以上の含
有が必要であるが、6.0 %を超えると種々の脆化が生じ
やすくなる。
と機械的性質、特に引張強さ、靱性、延性を向上させる
ので0.08%以上含有させる。しかし、N含有量が0.30%
を超えると衝撃遷移温度特性を劣化させる。
に有効であり、二相ステンレス鋼の基本的な組織と性質
を確保するためには、その含有量を 4.0%以上とする必
要がある。しかし、フェライト・オーステナイトの二相
組織を得るために、Cr、Cu、Mo、Nとのバランスを考慮
して上限を 9.0%とする。
を微細化するとともに粒界の脆化を防止する作用をもつ
元素である。即ち、Bが0.0020%以上になると、熱間加
工性が改善され、熱間圧延時に粒界から発生する耳割れ
が抑制される。
が粗大になり、かえって耳割れが発生しやすくなる。
作用し、結晶粒を微細化して熱間加工性を改善する。こ
のような作用効果を得るには 0.010%以上含有量させる
必要がある。ただし、脱酸作用、結晶粒微細化作用は
0.050%までで充分である。
して、結晶粒内や粒界に微細に分散させ、粒界の脆化を
防止する。したがってCaを適正量含有させると、耳割れ
の発生を防止することができる。かかる効果が顕著にな
るのはCa含有量が0.0010%以上になったときである。し
かし、その含有量が0.0080%を超えると溶接性等が低下
する。
上記の成分以外に下記の成分の中から選ばれる1種以上
の成分を含有させることができる。
食性を増す。また浸炭、窒化に対する抵抗を増し、耐酸
化性を向上させるが、0.60%を超えると鋼の熱間加工性
が劣化するので添加する場合はその含有量の上限を0.60
%とする。
鋼の耐孔食性と耐隙間腐食性を向上させる。その効果は
0.05%未満では発揮されない。一方、Wが 0.8%を超え
ると鋼の加工性と溶接性が劣化する。
ることにより結晶粒を微細化し、高温クリープ強度を増
大させるが多量に添加すると熱間加工性が劣化する。適
正な含有量の範囲は0.05〜1.5 %である。
ることにより微細な炭窒化物を形成して結晶粒を微細化
するとともに耐食性を改善する。しかし 0.5%以上含有
させても効果の増大は少ないので上限値を 0.5%とす
る。
り、C%の5倍以上の含有量で粒界腐食防止の効果が顕
著になる。しかし、Tiを多量に添加するとTiの酸化物や
窒化物の介在物が生成し、表面性状を劣化させるのでそ
の含有量は0.01〜0.5 %の範囲とすべきである。
組成を有する二相ステンレス鋼を溶製し、連続鋳造によ
ってスラブを製造する。このスラブを必要に応じて適度
に表面疵の手入れをした後、1200〜1300℃に加熱して熱
間圧延を行う。
由は次のとおりである。即ち、加熱温度が1300℃を超え
るとスラブ表面が溶融して、いわゆるバーニング現象が
起こり、加熱炉内でのスラブ形状が悪化し、酸化ロスに
よって歩留りも低下する。また、スラブ加熱温度が1200
℃よりも低い場合には、熱間圧延の仕上温度が低くなり
すぎて、σ相析出温度域で圧延することになり熱延板に
耳割れが発生しやすくなる。
150〜240mm 厚のスラブから2〜8mm厚の鋼帯に圧延す
る。この時、仕上温度(最終パスでの温度)を 950℃以
上とする。前述したように 950℃より低温になるとσ相
が生成し、そこで加工するとσ相脆化による耳割れ等の
欠陥が発生するからである。
られる。この巻取り温度を 450℃以下とするのは、これ
より高い温度で巻取ると、450 〜 500℃で 475℃脆性が
現れ、あるいはσ相の生成によりコイルが破断すること
があるからである。
び 475℃脆性の抑制と工程短縮のために、ホットランス
プレーなどによって冷却することが望ましい。
は素材の二相ステンレス鋼中に熱間加工性を改善する効
果を有するB、sol.AlおよびCaを含有させるとともに、
連続鋳造スラブの熱間圧延前の加熱温度、熱延仕上温度
およびコイル巻取り温度がσ相脆性、475 ℃脆性を回避
できるように選定されている。したがって、熱間圧延に
先立ってスラブの予備圧延や熱処理を行わなくても、熱
間圧延中の耳割れなどの欠陥がなく、巻取りの際のコイ
ル破断のない鋼帯を製造することができ、歩留りの向
上、生産能率の向上が達成できる。
体的に説明する。
(No.1〜7)を電気炉−AODプロセスで溶製し、連続
鋳造によってそれぞれ異なった厚みのスラブにした。な
お、No.1の鋼は、sol.AlとCaの含有量を図1に示すよう
に種々変化させたものを多数溶製し、表1にはその平均
組成を示してある。
れを施した後、後述する表2、表3および表4の各条件
で圧延を行って鋼帯を製造し、そのときの欠陥の発生状
況を調べた。その結果を表2〜4中に併記する。なお、
耳割れは目視観察で検出してその長さを計測した。
相ステンレス鋼(表1のNo.1の鋼)であって、sol.Alと
Caの量を図1に示すように変えたものを素材とする例で
あり、表2に示すように事前の粗圧延 (予備圧延) を行
うことなく、本発明の条件で熱間圧延を行った。
鋼 (表1のNo.2の鋼) を使用したもので、その比較例1
では予備の粗圧延を2回行い、比較例2では、予備の粗
圧延を3回実施した。比較例4は実施例1とほぼ同じ条
件であるが、熱間圧延の仕上温度を 900℃と低くした。
板の耳割れ発生状況を示す図である。なお、図中の○印
の中の数字は、耳割れ深さ(mm)を示す。
素材で、sol.Alの 0.010%以上、Caの0.0010%以上を複
合添加することにより、耳割れ深さは0〜5mmとなり、
耳割れの発生を大幅に抑制ないし防止することができ
る。また表2に示すように、実施例1ではコイル破断は
発生しなかった。
の二相ステンレス鋼がAl、CaおよびBを含有していない
ため、熱間圧延は本発明の条件を満たし、かつ予備の粗
圧延を実施して熱間圧延の加工度を低下させているにも
かかわらず耳割れの発生が実施例1より著しい。なお、
コイル巻取り温度は、実施例1と同様に450 ℃より低く
したので、コイル破断は発生しなかった。比較例4は熱
間圧延仕上温度が 950℃より低いため耳割れの発生が実
施例1より高い。
二相ステンレス鋼 (表1のNo.3の鋼) を素材とする例で
あり、表3に示すように予備の粗圧延を行うことなく、
本発明の圧延条件で熱間圧延を行った。比較例5では、
Ca無添加のNo.4の鋼を使用し、予備の粗圧延を2回実施
したこと以外は実施例2と同様の熱間圧延を行った。こ
の比較例5では、素材の二相ステンレス鋼がCaを含有し
ていないため、仕上熱間圧延は本発明の条件を満たし、
予備の粗圧延を実施して仕上熱間圧延の加工度を低下さ
せているにもかかわらず耳割れの発生が実施例2より著
しい。また、コイル巻取り温度が 450℃より高いためコ
イル破断が発生した。
Caを含有するNo.5の鋼を用いたが、比較例6は熱間圧延
の仕上温度が 950℃より低いため耳割れの発生が実施例
2より高い。比較例7はコイル巻取り温度が 450℃より
高いためコイル破断が発生した。これらに対し、本発明
の実施例2では耳割れの発生が極めて少なく、コイル破
断も発生しなかった。
相ステンレス鋼 (表1のNo.6の鋼) を素材とする他の例
であり、表4に示すように予備の粗圧延を行うことな
く、本発明の条件で熱間圧延を行った。比較例8および
比較例9は実施例3と同様、B、Al、Caを含有する素材
(表1のNo.7の鋼) を使用したが、比較例8は熱間圧延
の仕上温度が 950℃より低いため耳割れの発生が実施例
3より多い。比較例9は仕上温度が 950℃より低く、か
つコイル巻取り温度は 450℃より高いために耳割れの発
生は比較例8よりも更に多くなり、コイル破断も発生し
た。
極めて少なく、コイル破断も発生しなかった。
の粗圧延および再加熱や熱処理を行わず、一回の加熱と
熱間圧延で耳割れの発生が極めて少なく、コイル破断も
発生しない熱延板を製造することができる。比較例の結
果からみて、素材の二相ステンレス鋼中に特に適正量の
B、AlおよびCaを含有させることと、加工条件を適正に
選ぶことの両方が重要で、この二つの要件の総合効果と
して上記の効果が得られることが明らかである。
先立ってスラブを熱処理したり、予備の粗圧延を行っ
て、再加熱してから熱間圧延を行うという手間のかかる
プロセスを採らなくても、耳割れ等の欠陥のない二相ス
テンレス鋼の熱延鋼帯が連続鋳造スラブから製造でき
る。また、コイル巻取り時のコイル破断を防止すること
ができる。したがって、生産能率の向上、製造工程の合
理化および歩留り向上と省エネルギーによる製造コスト
の低減効果が大きい。
有量と、熱延板の耳割れ発生との関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項1】質量%で、C: 0.2%以下、Si: 2.0%以
下、Mn: 2.0%以下、P:0.04%以下、S:0.03%以
下、Cr:20〜35%、Mo:0.5 〜 6.0%、N:0.08〜0.30
%、Ni:4.0 〜 9.0%、B:0.0020〜0.0080%、sol.A
l:0.010 〜 0.050%およびCa:0.0010〜0.0080%を含
有し、残部Feおよび不可避不純物からなる二相ステンレ
ス鋼の連続鋳造スラブを、1200〜1300℃の温度に加熱
し、仕上温度 950℃以上で熱間圧延し、450 ℃以下で巻
き取ることを特徴とする二相ステンレス鋼熱延鋼帯の製
造方法。 - 【請求項2】請求項1記載の合金成分に加えて更に質量
%で、Cu:0.60%以下、W:0.05〜0.8 %、V:0.05〜
1.5 %、Nb:0.01〜0.5 %およびTi:0.01〜0.5 %の中
の1種以上を含有する二相ステンレス鋼の連続鋳造スラ
ブを、1200〜1300℃の温度に加熱し、仕上温度 950℃以
上で熱間圧延し、450 ℃以下で巻き取ることを特徴とす
る二相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4232001A JP2765392B2 (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 二相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法 |
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ID=16932389
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