JPS60228616A - フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、靭性の優れた高純度フェライト系ステンレ
ス鋼熱延銅帯の製造方法に関するものである。

〈産業上の利用分野〉 近年、鋼の真空溶解法や電子ビーム溶解精製法の技術的
進歩にともない、高耐食性フェライト系ステンレス鋼或
いは高耐熱性フェライト系ステンレス鋼として、９〜３
５％（以下、成分割合を表わす係は重量係とする）のＣ
ｒを含むとともに、開会性を高めるためにはＭｏを５％
以下、そして面１熱性を高めるためにはＳ＋及びＡｌの
１種以上を５％以下含み、かつＣ含有量を００２％以下
に、Ｎ含有量を００２係以下にそれぞれ抑えた高純度フ
ェライト系ステンレス鋼が注目されるようになってきた
。

なぜなら、これらの高純度フェライト系ステンレス鋼は
、耐食部材用のものではＳＵＳ　３０４や５ＵＳ３］６
等の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し、一方耐熱部材用の
ものでは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することが明らかとなってきたから
であり、このため、最近では化学工業用各種プラント、
家庭用品、ストーブ部品、自動車部品等、広範囲な用途
に使われ始めるようになっている。

ところが、一般にフェライト系ステンレス鋼はオーステ
ナイト系ステンレス鋼又は二相ステンレス鋼に比べて靭
性が劣るものであるけれども、特にＣｒ、　Ｍｏ、　Ｓ
ｉ、　Ａ１等を多く含有した前記フェライト系ステンレ
ス鋼では、熱延後のホットコイルに著しい脆化が生じ、
これがコイルの展開や冷間圧延等のような常温における
コイル処理工程でのトラブル発生の原因となって、その
後の製品製造コストの上昇や、甚だしいときにはコイル
処理の不能と言った事態を招く恐れがあるとの問題を抱
えていたのである。

〈従来技術〉 もちろん、上述のような高純度フェライト系ステンレス
鋼熱延鋼帯にみられる脆化現象を阻止しようとして従来
から様々な研究がなされており、例えば、 ″熱間圧延の際の終了温度を９００℃以上にするととも
に、高温巻取りを行った銅帯を直ちに水槽中に入れて水
冷すると、顕著な靭性改善効果が現われる。゛ 等の報告も見受けられるようになってきた（「鉄と鋼」
、第６５年第１４号、第１２０頁）。

しかしながら、巻取りの直後に熱延鋼帯を水槽に入れて
水冷するためにはそれ相応の特別仕様の設備を必要とす
る上、このような方法によって得られた熱延銅帯の靭性
値にはバラツキが多く、従って、前記提案になる方法は
、靭性の優れた高純度フェライト系ステンレス鋼熱延銅
帯を工業的規模で安定して量産する手段とはほど遠いも
のであるとの結論を出さざるを得ないものであった。

〈発明の目的〉 本発明者等は、上述のような観点から、熱延コイルの冷
間展開、冷間圧延及び各種ハンドリング時に発生しがち
な割れ等のトラブルを生じることのない、靭性の優れた
高純度フェライトステンレス鋼熱延銅帯を、各別な設備
等を要するととなく安定して量産し得る方法を見出すべ
く、試行錯誤を繰り返しながら研究を行った結果、以下
に示す如き知見を得るに至ったのである。

く知見事項〉 （ａｉ　高純度フェライト系ステンレス鋼、中でも特に
高耐食性を有する高Ｃｒ−高ＭＯ鋼、或いは高配５− 熱性を有する高８１．高にを含む高Ｃｒ鋼等の熱延鋼帯
にみられる脆化原因は、熱延時或いは熱延巻取り時の熱
ザイクルにあり、これによって、ＭＯを多く含有するも
のでは熱間圧延中、特に熱間圧延終了後から巻取り・冷
却の工程において非常に脆い金属間化合物を析出するこ
ととなり、一方、Ｍｏを含有せずにＣｒ、　Ｓｉ及びＡ
１１４を多く含有するものであっても、その原因につい
ては不明な点が多く、従来より知られている４７５℃脆
性も影響しているようではあるものの、やはり巻取り時
の熱サイクルが脆化の大きな原因になっているようであ
ること。

（ｂｌ　ところが、高純度フェライト系ステンレス鋼を
熱間圧延した後、直ちに従来では考えられないような著
しく低い温度域にまで急冷を行い、該低温域で巻取りを
実施すると、熱延後の冷却過程或いは巻取り後の冷却途
中で生じがちな４７５℃脆性も有効に抑制されるなど脆
化原因がスムーズに回避され、熱延のままでも常温での
コイル展開が可能な高靭性熱延銅帯を安定して製造でき
るこ６− と。

（ｃｌ　即ち、高純度フェライト系ステンレス鋼を熱間
圧延した後１〜ｂ 却し、巻取り温度：　８００〜７００℃で巻取ると言う
従来の処理条件では、得られる熱延鋼帯の衝撃破面遷移
温度が０℃以上と靭性に劣ることとなり、コイル展開時
に割れを発生しやすくなったのに対して、上記（ｂｉ項
に示したように、熱間圧延後直ちに急冷を行い、低温巻
取りを実施した熱延銅帯では、衝撃破面遷移温度が一２
０℃以下となって、冬期であってもコイル展開時等にお
けろ割れの発生を生じなくなること。

〈発明の構成〉 この発明は、上記知見に基づいてなされたも力であり、 Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：９−３５％。

を含有するとともに、必要（（より、 Ｍ’ｏ　：　０．５〜５％ Ｓｌ：１〜５係。

Ａｌ：１〜５％ のうちの１種以」二を含み、更に必要によりＴＩ、Ｎｂ
　及びＺｒのうちの１種以上：１％以下。

をも含有し、 残部：Ｆｅ及び不純物 から成る成分組成を有しており、かつ不純物元素である
ｃ、ｐ、ｓ及びＮの含有量を、それぞれ、Ｃ：０．０３
％以下。

Ｐ：００４％以下。

Ｓ：ＯＯ］係以下。

Ｎ：０．０３％以下 に抑えた高純度フェライト系ステンレス鋼の熱延鋼帯を
製造するに際し、前記成分組成の鋼を熱間圧延した後、
直ち［１，０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度にて急冷を行い
、４５０℃以下の温度で巻取ることにより、靭性の優れ
た高純度フェライト系ステンレス鋼熱延銅帯を安定して
量産できるようにした点、 に特徴を有１−るものである。

次に、この発明の方法において、鋼の組成成分量、及び
熱延・巻取り条件を前記の如くに数値限定した理由を説
明する。

Ａ１組成成分 （ａ）　Ｍｎ Ｍｎ成分は、鋼の脱酸に有効な働きをする元素であるが
、その含有量が２係を越えると鋼材コストの上昇を来た
すことがら、Ｍｎ含有量を２係以下と定めた。

（ｔ＋）　Ｃｒ Ｃｒ成分は、鋼の面］食性、耐高温酸化性のいずれの特
性を高めるにも有益な元素であり、これらの特性を所望
値以上に高めるためには９係以」二の含有量を確保する
必要がある。一方、３５％を越えて含有させると調料コ
ストの上昇を来たすことがら、Ｃｒ含有量を９〜３５％
と定めた。

（ｃ）　Ｍｏ　、　Ｓｉ　、及びＡＡ これらの成分は、高純度フェライト系ステンレス鋼の耐
食性や耐高温酸化性を向上させる元素であるので、必要
により１種又は２種以上を積極的に含有させるものであ
るが、以下、個々の成分についてその含有割合の限定理
由を詳述する。

９− ■　ＭＯ ＭＯ酸成分は、Ｃｒと同様に鋼の而・１食性を顕著に改
善する作用を有しているが、その含有量が０５％未満で
は高附食用銅として所望の耐食性同士効果が得られず、
一方５％を越えて含有させると加工性の劣化を招くこと
から、ＭＯ含有量を０５〜５％と定めた。

■　５１ Ｓｉ成分には、鋼の耐高温酸化性を顕著に改善する作用
があり、面］熱用としての所望の耐高温酸化性向」二効
果を確保するためには］係以上の含有量を確保する必要
がある。一方、５係を越えてＳｌを含有させると加工性
の劣化を招くことから、Ｓ１含有量を１〜５％と定めた
。

■　Ａ７ Ａｌ成分には、Ｓｌと同様に鋼の耐高温酸化性を顕著に
改善する作用があるが、その含有量が１係未満では耐熱
用として所望の耐高温酸化性向上効果を確保することが
できず、一方１０− ５φを越えてＡ７を含有させると加工性を害１−るよう
になることから、Ｎ含有量を１〜５％と定めた。

（ｄ）　Ｔｉ　、　Ｎｂ　、及びＺｒ これらの成分は、Ｃ或いはＮと炭・窒化物を形成するこ
とでＣｒ炭化物の粒界析出を防止し、鋼の耐食性及び耐
熱性を改善する有効な元素であるので、必要に１より１
種又は２種以上を添加・含有させるものである。そして
、これらの成分は微量添加でも上記効果を発揮するもの
であるが、Ｃ或いはＮの含有量が００２係以下の場合に
上記元素の合計含有量が１係を越えると鋼の加工性を害
するようになるので、Ｔｉ、Ｎｂ及びＺｒの含有量は、
合計量で１チ以下と定めた。

（ｅ）　Ｃ Ｃは、鋼の耐食性、加工性及び靭性に悪影響を及ぼす不
純物元素であり、その含有量が０．０３％を越えると前
記悪影響が顕著になることから、Ｃ含有量を０．０３％
と定めた。好ましくは０．０２％以下とするのが良い。

げ）　Ｐ Ｐは、製鋼時に不可避的に混入する不純物元素であり、
耐食性を害する有害なものであるが、特にその含有量が
０．０４％を越えると耐食性に対する悪影響が顕著にな
ることから、Ｐ含有量を００４％以下と定めた。

（ｇｌ　Ｓ Ｓも、鋼の耐食性を害する有害な元素であり、特にその
含有量が００１％を越えると耐食性劣化傾向が著しくな
ることから、その含有量を０．０１係以下と定めた。

（ｈ）　Ｎ Ｎは、Ｃと同様に鋼の耐食性、加工性及び靭性を害する
不純物元素であり、その含有量が００２饅を越えると前
記悪影響が顕著になることから、Ｎ含有量を０．０３％
以下と定めた。好ましくは０．０２％以下とするのが良
い。

Ｂ、熱延・巻取り条件 （ａｌ　冷却速度 熱間圧延終了後の冷却速度が１０℃／３　ｅ　ｃよりも
遅くなると、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度が０℃を越え
てしまうこととなる。因に、熱延コイルの展開や冷間圧
延をトラブルなしで行うには衝撃破面遷移温度が０℃以
下でなければならないことが、既に経験的に知られてい
る。

そして、衝撃破面遷移温度：０℃以下を得るには熱延後
の冷却速度を水スプレー法等によって１０℃／Ｂｅｅ以
上とする必要があるのである。

第１図は、本発明方法の対象鋼であるところの、０．０
０５％Ｃ−０，２０％５ｉ−０，１８％Ｍｎ−０，０１
９Ｓ　Ｐ　０．０）０．２　％　Ｓ−２６，０％Ｃｒ−
１，０５％Ｍｏ　−０，０５チＡｌ−０，２０％Ｎｂ−
０，０１４チＮ鋼の衝撃破面遷移温度［ｖＴｓｌに及ぼ
す熱延後の冷却速度の影響を調べたグラフであり、熱間
終止温度：９１０℃の熱間圧延によって２５謳厚のスラ
ブを３調厚にまで熱間圧延した後、４００℃で巻取った
ものについての値である。

第１図からも明らかなように、通常の方法で得られた熱
延銅帯の靭性は、衝撃破面遷移温度が２０℃以上と高く
、常温、特に冬期においては熱延鋼１３− 帯の取り扱いが遷移温度以下となるので種々の脆化トラ
ブルを発生することが予想される。これに対して、熱間
圧延後に１０℃／　３　ｅ　ｃ以上の冷却速度で急冷し
て低温巻取すすると衝撃破面遷移温度が０℃を下回るよ
うになり、上記脆化トラブルの心配がなくなることがわ
かる。

（ｂｌ　巻取り温度 巻取り温度が４５０℃よりも高いと、熱間圧延終了後の
冷却速度が１０℃／Ｂｅｅ以上であったとしても、巻取
り後の徐冷中での熱サイクルによって熱延鋼帯の脆化を
生じるので、巻取り温度を４５０℃以下と定めた。

第２図は、第１図の場合と同様の対象鋼を用い、熱間圧
延終了後の冷却速度を１５〜ｂ したほかは第１図の場合と同様の条件で熱間圧延したも
のについて、巻取り温度と衝撃破面遷移温度［ｖＴｓｌ
　との関係を調べたグラフであるが、この第２図からは
、通常の熱延条件である８００〜７００℃で巻取りを行
った場合には衝撃破面遷移温度が０℃を越えてしまうの
に対して、巻取り温１４− 度を４５０℃以下とすれば、衝撃破面遷移温度を安定し
て０℃以下にできることがわかる。

なお、巻取り温度の下限は格別に制限されるものではな
いが、２５０℃よりも低い温度になると銅帯の変形強度
が著しく高（なり、実用」二巻取りに大きな困離をとも
なうことから、２５０℃以上で巻取ることが好ましい。

以上述べたように、従来の方法で得られる高純度フェラ
イト系ステンレス鋼熱延銅帯では、巻取り後の銅帯の取
り扱いに種々のトラブルが発生していたのに対して、こ
の発明の方法によれば、優れた靭性を備えた熱延鋼帯を
安定して得られるので脆化に起因するトラブルを一掃す
ることができるのである。

もつとも、従来法によって得られた熱延銅帯であっても
、９００〜９５０℃の焼鈍によって衝撃破面遷移温度の
改善は可能であるが、焼鈍後に急冷（空冷以」二の冷却
速度での冷却）が必要どされ、コイル形態ではこのよう
な急冷は不可能なことである。万が−そのような急冷が
可能であったとしても、再加熱時に結晶粒が和犬化する
危険を伴うこととなる。しかし、熱間圧延後に低温巻取
りを行う本発明の方法では、たとえ熱間圧延の加熱温度
が高かったとしても圧延によって十分な細粒化がなされ
るので、上記のような心配は全（ない。

次に、この発明を実施例により比較例と対比しながら具
体的に説明する。

〈実施例〉 まず、真空溶解法によって第１表に示される如き成分組
成の鋼Ａ−Ｎを溶製した。

次いで、これらの各鋼を第２表に示される条件で熱間圧
延し、巻取りを行って厚さ＝３ｔｅｌＯ熱延銅帯を製造
した。

このようにして得られた各熱延鋼帯コイルについて常温
でのコイル展開試験を実施したところ、同じく第２表に
示される如き結果が得られた。

第２表に示される結果からも明らかなように、本発明に
おける条件を満足する方法で得られた熱延銅帯は、全て
熱間圧延のままで優れた靭性な有していてコイル展開時
等のトラブルを生じる恐れがないのに対して、高純度フ
エライｌ−Ｍステンレス鋼を対象とした上で、熱間圧延
終了から巻取り開始までの間の冷却速度や巻取り温度が
本発明の条件から外れている比較法によって得られた熱
延鋼帯は、靭性に著しく劣っており、展開時にコイル破
断のトラブルを発生することがわかる。

〈総括的な効果〉 上述のように、この発明によれば、特別な設備等を必要
とすることなく、熱延のままで良好な靭性な示す高純度
フェライト系ステンレス鋼熱延銅帯を安定して量産する
ことができ、比較的コストの安いフェライト系ステンレ
ス鋼の適用分野が一段と拡大されるなど、産業上有用な
効果がもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は高純度フェライト系ステンレス鋼熱延銅帯の靭
性に及ぼす熱延後の冷却速度の影響を示すグラフ、第２
図は同じく高純度フェライト系ステンレス鋼熱延銅帯の
靭性に及ぼす巻取り温度の影響を示すグラフである。 出願人　住友金属工業株式会社 代理人　富　１）　和　夫　はか１名 ｃつ。）　５ユ八 （つ。）　ＳＩＡ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量割合にて、 Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：９−３５％ を含有するとともに、必要により、 Ｍｏ　：　０．５〜５％。 Ｓｉ：１〜５チ。 Ａ７：１〜５％ のうちの１種以上を含み、更に必要により、Ｔｌ＊　Ｎ
   ｂ　及びＺｒのうちの１種以上：１チ以下。 をも含有し、 残部：Ｆｅ及び不純物 から成る成分組成を有しており、かつ不純物元素１− であるｃ、ｐ、ｓ及びＮの含有量を、それぞれ、Ｃ：０
   ．０３％以下。 Ｐ：０．０４％以下。 Ｓ：００１％以下。 Ｎ：０．０３％以下 に抑えた高純度フェライト系ステンレス鋼の熱延鋼帯を
   製造するに際し、前記成分組成の鋼を熱間圧延した後、
   直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度にて急冷を行い、
   ４５０℃以下の温度で巻取ることを特徴とする、靭性の
   優れた高純度フェライト系ステンレス鋼熱延銅帯の製造
   方法。