JPS6169917A - フエライト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
フエライト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPS6169917A JPS6169917A JP19144284A JP19144284A JPS6169917A JP S6169917 A JPS6169917 A JP S6169917A JP 19144284 A JP19144284 A JP 19144284A JP 19144284 A JP19144284 A JP 19144284A JP S6169917 A JPS6169917 A JP S6169917A
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- JP
- Japan
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- less
- rolling
- toughness
- stainless steel
- ferritic stainless
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- Granted
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Classifications
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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】
「発明の目的」
本発明はフェライト系ステンレス鋼の製造方法に係シ、
高靭性を有するフェライト系ステンレス鋼を的確に製造
することのできる方法を提供しようとするものである。
高靭性を有するフェライト系ステンレス鋼を的確に製造
することのできる方法を提供しようとするものである。
産業上の利用分野
フェライト系ステンレス鋼の製造技術。
従来の技術
フェライト系ステンレス鋼は耐応力腐食割れ性に優れ、
特に塩素イオンを含む環境に強く、又高価なNi ′
fr:含まないことなどのオーステナイト系ステンレス
鋼に求め得ない特徴を有するものとして従来から知られ
ている。しかしこのようなフェライト系ステンレス鋼に
おいては靭性がC,N量によって大きく左右され、Cr
量が高いほど高靭性を得るために許容できるC1N量が
減少する。そこでこのようなフェライト系ステンレス鋼
の靭性改善策として従来においてa■VOD (Vac
uum Oxygen decarburizing
)、AOD (Argon Oxygen d@car
burizing ) などの技術を用いてC,Nを
極端に低くする(例えばC+N≦70 ppm )方法
や、■Nb 、 Tiの添加によりc、Nを固着する方
法が採用されている。
特に塩素イオンを含む環境に強く、又高価なNi ′
fr:含まないことなどのオーステナイト系ステンレス
鋼に求め得ない特徴を有するものとして従来から知られ
ている。しかしこのようなフェライト系ステンレス鋼に
おいては靭性がC,N量によって大きく左右され、Cr
量が高いほど高靭性を得るために許容できるC1N量が
減少する。そこでこのようなフェライト系ステンレス鋼
の靭性改善策として従来においてa■VOD (Vac
uum Oxygen decarburizing
)、AOD (Argon Oxygen d@car
burizing ) などの技術を用いてC,Nを
極端に低くする(例えばC+N≦70 ppm )方法
や、■Nb 、 Tiの添加によりc、Nを固着する方
法が採用されている。
発明が解決しようとする問題点
ところが上記■の方法は、それによってC1Nを極端に
低減することがコスト面から困難であり、又■の方法は
Nb 、 7Zの添加によシ形成されるNb(C,Nl
、74N自体が腐食の発生源となる場合がらシ、成程C
,Nを低減又は固着できても工業的に好ましい方法とな
し得ない。
低減することがコスト面から困難であり、又■の方法は
Nb 、 7Zの添加によシ形成されるNb(C,Nl
、74N自体が腐食の発生源となる場合がらシ、成程C
,Nを低減又は固着できても工業的に好ましい方法とな
し得ない。
「発明の構成」
問題点を解決するための手段
本発明は上記したような従来のものの問題点を解消する
ように創案されたもので、 C:0.03wt%以下、SL: 0.3 wt%以下
、Mn : Q、5 wt%以下、 P ニー0.02
wt%以下Cr : 16〜35 wt%、sot、
Al : 0.02〜0.30wt%N : 0.03
wt %以下 全含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、し
かも前記C′jk1N量、Cr 量の間に次のI又は
■式の関係を有する鋼を加熱してから850℃以上で圧
延を終了し、該圧延終了後ただちに10℃/sec以上
の冷却速度で加速冷却すること全特徴とするフェライト
系ステンレス鋼の製造方法。
ように創案されたもので、 C:0.03wt%以下、SL: 0.3 wt%以下
、Mn : Q、5 wt%以下、 P ニー0.02
wt%以下Cr : 16〜35 wt%、sot、
Al : 0.02〜0.30wt%N : 0.03
wt %以下 全含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、し
かも前記C′jk1N量、Cr 量の間に次のI又は
■式の関係を有する鋼を加熱してから850℃以上で圧
延を終了し、該圧延終了後ただちに10℃/sec以上
の冷却速度で加速冷却すること全特徴とするフェライト
系ステンレス鋼の製造方法。
C1%I−)−N(%l≦−0,0015(%Cr )
+0.055〔Cr≦30%〕・・・・・・I Cf%l+Nf%l≦0.010 〔Cr )3
096 ] −−n2よび、 C: 0.03 wt %以下、34 : 0.3 w
t %以下、Mn: 0.5 wt%以下、 P:0.
02wt%以下Cr:16〜35vt%、tIoLAl
: 0.02−vO,30wt%、N:0.03wt
%以下 を含有すると共に Mo: 5 wt %以下、 Cu: 1 wt
96以下、Ni:1wt%以下、 Nb: 0.5
wt%以下、几: 0.5 wt%以下、 の何れか1種又は2種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなシ、シかも前記C量、N・量、Cr
量の間に次のI又は■式の関係を有する鋼を加熱してか
ら850℃以上で圧延を終了し、該圧延終了後ただちに
10℃/就以上の冷却速度で加速冷却することf、tF
j黴とするフェライト系ステンレス鋼の製造方法である
。
+0.055〔Cr≦30%〕・・・・・・I Cf%l+Nf%l≦0.010 〔Cr )3
096 ] −−n2よび、 C: 0.03 wt %以下、34 : 0.3 w
t %以下、Mn: 0.5 wt%以下、 P:0.
02wt%以下Cr:16〜35vt%、tIoLAl
: 0.02−vO,30wt%、N:0.03wt
%以下 を含有すると共に Mo: 5 wt %以下、 Cu: 1 wt
96以下、Ni:1wt%以下、 Nb: 0.5
wt%以下、几: 0.5 wt%以下、 の何れか1種又は2種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなシ、シかも前記C量、N・量、Cr
量の間に次のI又は■式の関係を有する鋼を加熱してか
ら850℃以上で圧延を終了し、該圧延終了後ただちに
10℃/就以上の冷却速度で加速冷却することf、tF
j黴とするフェライト系ステンレス鋼の製造方法である
。
C(%l+N1%)≦−0,001,5(%Cr l
+0.055〔Cr530%」・・;・・・I C(%)+N(%)≦0.01Q 〔Cr〉3
(1%]−=−11作用 wi %(以下単にチという)でC:0.03%以丁
、st: 0.3 %以下、Mn:0.5%以下、P:
0.02%以下、S:0.0020%以下、Cr:16
〜35%、!Io1.M : 0.02〜0.30チ、
N : 0.03%以下を含有し、残部がFahよび不
可避的不純物から成す、シかもCr が30%以下で
あるか或いは30%以上であるかによって■弐又は■式
の関係を満足する特定組成の鋼を用いることにより冷却
中に生ずる析出物の粗大化を回避し、Cr 炭窒化物
析出の駆動力を制御して靭性改善を図シ、父上記組成の
鋼を850℃以上で圧延終了し且つ直ちに10℃/就以
上の冷却速度で力ロ速冷却することにより歪誘起析出を
低減すると共に冷却中におけるCr炭望化物の粒界への
析出をも抑制し、それらの結果としても高靭性化を確保
する。Mo : 5 %以下、Cu : 1%以下、N
i:1%以下、Nb:Q、5%以下、72 : 0.5
1r以下の何れか1穏又は2種以上を含有する場合にお
いても同様の作用が得られる。
+0.055〔Cr530%」・・;・・・I C(%)+N(%)≦0.01Q 〔Cr〉3
(1%]−=−11作用 wi %(以下単にチという)でC:0.03%以丁
、st: 0.3 %以下、Mn:0.5%以下、P:
0.02%以下、S:0.0020%以下、Cr:16
〜35%、!Io1.M : 0.02〜0.30チ、
N : 0.03%以下を含有し、残部がFahよび不
可避的不純物から成す、シかもCr が30%以下で
あるか或いは30%以上であるかによって■弐又は■式
の関係を満足する特定組成の鋼を用いることにより冷却
中に生ずる析出物の粗大化を回避し、Cr 炭窒化物
析出の駆動力を制御して靭性改善を図シ、父上記組成の
鋼を850℃以上で圧延終了し且つ直ちに10℃/就以
上の冷却速度で力ロ速冷却することにより歪誘起析出を
低減すると共に冷却中におけるCr炭望化物の粒界への
析出をも抑制し、それらの結果としても高靭性化を確保
する。Mo : 5 %以下、Cu : 1%以下、N
i:1%以下、Nb:Q、5%以下、72 : 0.5
1r以下の何れか1穏又は2種以上を含有する場合にお
いても同様の作用が得られる。
実施例
上記したような本発明について更に説明すると、本発明
は含有Cr量に応じて制御された(C+Nliを含有せ
しめたフェライトステンレス鋼を加熱後に圧延するに際
し、靭性に悪影響を及ぼす粗大な粒界析出物が歪誘起析
出しないような温度域で圧延を終了することにより組織
を微細にし、更にその後引続き特定冷却速度で急冷し、
冷却中において粗大な析出の発生を抑制することにより
高靭性を有する7エライト系ステンレスを製造するもの
である。
は含有Cr量に応じて制御された(C+Nliを含有せ
しめたフェライトステンレス鋼を加熱後に圧延するに際
し、靭性に悪影響を及ぼす粗大な粒界析出物が歪誘起析
出しないような温度域で圧延を終了することにより組織
を微細にし、更にその後引続き特定冷却速度で急冷し、
冷却中において粗大な析出の発生を抑制することにより
高靭性を有する7エライト系ステンレスを製造するもの
である。
即ち本発明はC:0.03チ以下、320.3%以下、
Mn:υ、5チ以下、P:0.02%以下、S:0.0
02%以下、Cr : 1’6〜35%、Sol、Aシ
: 0.02〜0.30 %、N:0.03%以下、残
部鉄及び不可避不純物からなり、しかも前記C量、N量
、Cr 量の間に下記のfit又は0式の関係を有す
るfi′4(片)を加熱後、850℃以上で圧延を終了
する圧延を行い圧延終了後速ちに10℃/禦以上の冷却
速度で加速冷却すること金行畝とするフェライト系ステ
ンレス塔の裏遣方法に関する。又、本発明は上記した組
成鋼に更に必要に応じて5%以下のMo 、1 %以F
のCu、1−以下のNb、0.5%以下の几の1種又は
2穏以上を含有せしめ得る。
Mn:υ、5チ以下、P:0.02%以下、S:0.0
02%以下、Cr : 1’6〜35%、Sol、Aシ
: 0.02〜0.30 %、N:0.03%以下、残
部鉄及び不可避不純物からなり、しかも前記C量、N量
、Cr 量の間に下記のfit又は0式の関係を有す
るfi′4(片)を加熱後、850℃以上で圧延を終了
する圧延を行い圧延終了後速ちに10℃/禦以上の冷却
速度で加速冷却すること金行畝とするフェライト系ステ
ンレス塔の裏遣方法に関する。又、本発明は上記した組
成鋼に更に必要に応じて5%以下のMo 、1 %以F
のCu、1−以下のNb、0.5%以下の几の1種又は
2穏以上を含有せしめ得る。
C(%l+N(%l≦−〇、0015 XCr(%)+
0.055〔Cr:30%以下のとき]ICf% l+N+%)60.010% ’〔Cr:30%を
超えるとき〕・・・■然してこれをより具体的に説明す
るならば、 添附図面第1図として次の第1表に示す成分を有する銅
片を1200℃に加熱してから仕上り温度950℃で6
胃に圧延し、直ちに15℃/s−cで加速冷却した場合
の靭性を比較・材(1100℃加熱後水冷の溶体化処理
材)と共に示した。
0.055〔Cr:30%以下のとき]ICf% l+N+%)60.010% ’〔Cr:30%を
超えるとき〕・・・■然してこれをより具体的に説明す
るならば、 添附図面第1図として次の第1表に示す成分を有する銅
片を1200℃に加熱してから仕上り温度950℃で6
胃に圧延し、直ちに15℃/s−cで加速冷却した場合
の靭性を比較・材(1100℃加熱後水冷の溶体化処理
材)と共に示した。
即ち同一〇+Nitで比較した場合に2いては、何れの
C+N量に2いても比較材に河しvTsが10℃以上低
く、時にC+N=0.012s附近では60℃と大喝に
靭性が改菩されている。このことはC+Nを極端に低く
した極低C,N鋼、に2いても本発明法は効果を有して
いるばかりでなく、従来はNb 、几を飽加し、C,N
を固着しなければ高靭性の得られなかったC+N=0.
012%の領域においてもこれらの固着元素を添加せず
に高靭性が得らnる大きな利点を有することが明かでる
る。然しC+N≧0.015%では靭性が急激に劣るこ
とは第1図の通りであって本発明法によっても高靭性化
の効果は小さい、 然して本@携による効果がC+N = 0.012%′
附肛で最大となるのは、従来の溶体化材では粗゛粒(d
α≧100μ)のため析出サイトが少く、従って?l中
に生ずる仇出物のサイズが粗大となるのに対し、不発明
法では析出は生じるものの細粒(dα≦20μ)のため
析出サイトか多く、析出物の粗大化が生じないためと認
められる。
C+N量に2いても比較材に河しvTsが10℃以上低
く、時にC+N=0.012s附近では60℃と大喝に
靭性が改菩されている。このことはC+Nを極端に低く
した極低C,N鋼、に2いても本発明法は効果を有して
いるばかりでなく、従来はNb 、几を飽加し、C,N
を固着しなければ高靭性の得られなかったC+N=0.
012%の領域においてもこれらの固着元素を添加せず
に高靭性が得らnる大きな利点を有することが明かでる
る。然しC+N≧0.015%では靭性が急激に劣るこ
とは第1図の通りであって本発明法によっても高靭性化
の効果は小さい、 然して本@携による効果がC+N = 0.012%′
附肛で最大となるのは、従来の溶体化材では粗゛粒(d
α≧100μ)のため析出サイトが少く、従って?l中
に生ずる仇出物のサイズが粗大となるのに対し、不発明
法では析出は生じるものの細粒(dα≦20μ)のため
析出サイトか多く、析出物の粗大化が生じないためと認
められる。
然しCfN>0.015%では細粒化してもCfN量の
増大によるCr 炭窒化物析出の駆動力が増し、冷却
中に粒界へ粗大に析出するため本発明の効果は小さくな
る。なお極低C,N化した場合は溶体化材、本発明材と
も冷却中に析出は生じないが、本発明材の方が細粒のた
め靭性が改善されている。
増大によるCr 炭窒化物析出の駆動力が増し、冷却
中に粒界へ粗大に析出するため本発明の効果は小さくな
る。なお極低C,N化した場合は溶体化材、本発明材と
も冷却中に析出は生じないが、本発明材の方が細粒のた
め靭性が改善されている。
第2図には前記した第1表の銅2を用い、圧延仕上温度
、冷却速度を変化させた場合の靭性変化を示した。仕上
板厚は何れも8剛であシ、圧延後15℃/就で急冷した
場合においても圧延仕上温度が800℃ではvTa =
27℃となり高靭性は得られないが、850℃以上の
圧延仕上温度ではvTs ) 0℃の高靭性が得られて
いる。
、冷却速度を変化させた場合の靭性変化を示した。仕上
板厚は何れも8剛であシ、圧延後15℃/就で急冷した
場合においても圧延仕上温度が800℃ではvTa =
27℃となり高靭性は得られないが、850℃以上の
圧延仕上温度ではvTs ) 0℃の高靭性が得られて
いる。
これは850℃未満で圧延を行った場合は歪訪起析出が
生じ、粗大なCr 炭窒化物が形成されるためである
。又850℃以上で仕上げた場合においても冷却速度が
10℃/奈未溝では急激に靭性が劣化しており、これは
10℃/気未満では冷却中のCr 炭窒化物の粒界へ
の析出が抑制できず、粗大析出物が形成されるためであ
る。
生じ、粗大なCr 炭窒化物が形成されるためである
。又850℃以上で仕上げた場合においても冷却速度が
10℃/奈未溝では急激に靭性が劣化しており、これは
10℃/気未満では冷却中のCr 炭窒化物の粒界へ
の析出が抑制できず、粗大析出物が形成されるためであ
る。
これらのことから圧延仕上温度は850℃以上で且つ圧
延後の冷却速度は10℃/に以上とすることが不可欠で
ある。
延後の冷却速度は10℃/に以上とすることが不可欠で
ある。
次に本発明において圧延に先行して行う鋼の加熱はCr
炭化物をはじめとする析出物を充分に固溶させる目的を
有するもので、少くとも1000℃以上とする必要があ
る。但しMo t″4チ以上含有する場合においてはσ
相をはじめとする金属間化合物の形成を避ける九め10
50℃以上で加熱することが好ましい。又本発明におけ
る圧延行程は単に所定寸法の製品を得るという目的の他
に組織微細化作用をも併せて有するものであって、余)
に小さな圧下ではこの効果を得ることができない。即ち
少くとも素材寸法に対して30%以上の累積圧下をとる
ように圧延することが望まれる。
炭化物をはじめとする析出物を充分に固溶させる目的を
有するもので、少くとも1000℃以上とする必要があ
る。但しMo t″4チ以上含有する場合においてはσ
相をはじめとする金属間化合物の形成を避ける九め10
50℃以上で加熱することが好ましい。又本発明におけ
る圧延行程は単に所定寸法の製品を得るという目的の他
に組織微細化作用をも併せて有するものであって、余)
に小さな圧下ではこの効果を得ることができない。即ち
少くとも素材寸法に対して30%以上の累積圧下をとる
ように圧延することが望まれる。
更に第3図にはCr量、C+Niを変化させた場合にお
いて本発明法を適用した場合、vTs (0℃の高靭性
が得られる領域を)−ンチングを附した実線で示した。
いて本発明法を適用した場合、vTs (0℃の高靭性
が得られる領域を)−ンチングを附した実線で示した。
加工熱処理条件は1150℃に加熱後圧延を行い、90
0℃で6胃に仕上げた後、15℃/就で冷却する手法を
用い喪。Cr量の低下に伴い高靭性の得られるC+N量
許容範囲は拡大し、Cr 量の関数として前記したよう
なLII式が得られる。この第3図には従来法(100
0℃加熱後、水冷の溶体化処理)においてvTg (0
℃の高靭性が得られる領域も併せて実線で示しであるが
、゛本発明法に比較し、そのC−)−N許容量が低くな
っている。この原因は前述したように粒径の差による析
出形態の差によるものである。
0℃で6胃に仕上げた後、15℃/就で冷却する手法を
用い喪。Cr量の低下に伴い高靭性の得られるC+N量
許容範囲は拡大し、Cr 量の関数として前記したよう
なLII式が得られる。この第3図には従来法(100
0℃加熱後、水冷の溶体化処理)においてvTg (0
℃の高靭性が得られる領域も併せて実線で示しであるが
、゛本発明法に比較し、そのC−)−N許容量が低くな
っている。この原因は前述したように粒径の差による析
出形態の差によるものである。
なお上記のような加工熱処理の適用は従来の圧延−溶体
化処理に比較して熱サイクルが1回省略でき、省エネル
ギー面からも望ましい。
化処理に比較して熱サイクルが1回省略でき、省エネル
ギー面からも望ましい。
本発明における銅成分組成限定理を説明すると、以下の
如くである。
如くである。
C,Nは、共に靭性に有害でるり、低い方が望ましく、
C≦0.03%、N≦0.03チとすることが必要であ
るが、更にCr 量との関係において次式の何れかの関
係を満足することが必要である。
C≦0.03%、N≦0.03チとすることが必要であ
るが、更にCr 量との関係において次式の何れかの関
係を満足することが必要である。
Ci%)+N(%)≦−0,0015(SCr l十0
.055〔Cr≦30%〕 c(%l+ N(11≦0.010 〔C
r、l>30%]&は、耐食性の観点から少い方が好ま
しく、0、3%以下にすることが必要である。
.055〔Cr≦30%〕 c(%l+ N(11≦0.010 〔C
r、l>30%]&は、耐食性の観点から少い方が好ま
しく、0、3%以下にすることが必要である。
Mnも、耐食性の観点から少いことが望!しく0.5%
以下にすることが必要である。
以下にすることが必要である。
Pは、不動態特性、荷にct−による不m態破壊抵抗t
−害するため少い方が好ましく、0.02饅以下とした
。
−害するため少い方が好ましく、0.02饅以下とした
。
Sも、不動態特性を害うので少いことが必要でsb、0
.0020%以下とすることが必要である。
.0020%以下とすることが必要である。
Cr は、フェライト系ステンレス鋼に不可欠の元素
で、16%以上で耐食性を大幅に向上することができ、
16%未満では耐食性が不充分でろ9、又35%を超え
ると加工性が劣化するのでこれを上限とした。
で、16%以上で耐食性を大幅に向上することができ、
16%未満では耐食性が不充分でろ9、又35%を超え
ると加工性が劣化するのでこれを上限とした。
々は、靭性に有害lO金脱散するために0.02チ以上
は必要であるが、0.3q6を超えると靭性劣化を米す
ので、これを上限とすべきでるる。
は必要であるが、0.3q6を超えると靭性劣化を米す
ので、これを上限とすべきでるる。
Mo は、耐食性を顕著に改善するが、コストの点か
ら5チ以下とすることが望ましい。
ら5チ以下とすることが望ましい。
Cu、 Niは、何れも耐食性の改善効果がるるが、1
襲を超えるとその効果は飽和するので1−以下とするこ
とが必要でるる。
襲を超えるとその効果は飽和するので1−以下とするこ
とが必要でるる。
Nb 、 Tj、は、靭注改碧および耐食性向上の観点
からそれぞれ0.5%以下とすることが望ましい。
からそれぞれ0.5%以下とすることが望ましい。
本発明によるものは基本的には厚板の製造に関するもの
であるが、本発明lこよる妥旨借成要件を満足して分れ
ば熱延材の製造においてもその効果を充分に発揮するこ
とができる。但し巻取り温度はσ相の形成、Cr 戻
窒11Z物の析出、475℃脆注の観点から450℃以
下とすることが好ましい。
であるが、本発明lこよる妥旨借成要件を満足して分れ
ば熱延材の製造においてもその効果を充分に発揮するこ
とができる。但し巻取り温度はσ相の形成、Cr 戻
窒11Z物の析出、475℃脆注の観点から450℃以
下とすることが好ましい。
本発明によるものはC,SL、 Mn+ P、 S+C
r+sot、At、 Hに関して所定範囲内に含有し、
Cr毀との関係でC+N量全前記ln式の条件上清たす
ように含有した場合のみならず、Mo : 5チ以下、
Cu : 1 %以下、Nj : 1 %以下、Nb:
0.5%以下、n:0.5%以下の1種又は2ね以上を
含有する場合に2いても前記しtよう技術的作用関係を
全く同様に得しめることができる。
r+sot、At、 Hに関して所定範囲内に含有し、
Cr毀との関係でC+N量全前記ln式の条件上清たす
ように含有した場合のみならず、Mo : 5チ以下、
Cu : 1 %以下、Nj : 1 %以下、Nb:
0.5%以下、n:0.5%以下の1種又は2ね以上を
含有する場合に2いても前記しtよう技術的作用関係を
全く同様に得しめることができる。
木兄EA方法による具体的な製造別について説明すると
以下の如くである。
以下の如くである。
夷遺例1゜
次の第2表には本発明者等の用い7”Cl8Cr−1〜
2Mo、 25Cr−3,5Mo、 32Cr −0,
5MOの具体的な成分、組成を示す。
2Mo、 25Cr−3,5Mo、 32Cr −0,
5MOの具体的な成分、組成を示す。
然して、これらの鋼に対し本発明法の加工熱処理条件に
相当する1150℃に加f%後圧延を行い、900℃で
6w+に仕上げてから12℃/(6)で加速冷却した場
合のYS 、 TSおよびvTsは次の第3表の通シで
6って、本発明の重要な成分条件である前記I、■式の
関係を満しているダ1A、C,D、E、GのものはCr
jji、Mo i、Cu。
相当する1150℃に加f%後圧延を行い、900℃で
6w+に仕上げてから12℃/(6)で加速冷却した場
合のYS 、 TSおよびvTsは次の第3表の通シで
6って、本発明の重要な成分条件である前記I、■式の
関係を満しているダ1A、C,D、E、GのものはCr
jji、Mo i、Cu。
Ni 、 Nb 、 nの有無にかかわらずマTs≦−
20℃と極めて良好な靭性を有しているが、このような
I、II式の条件を満足していない鋼B、Fはともにマ
Tmン40℃でろって本発明によるものに比し大幅な靭
性劣化が生じている。
20℃と極めて良好な靭性を有しているが、このような
I、II式の条件を満足していない鋼B、Fはともにマ
Tmン40℃でろって本発明によるものに比し大幅な靭
性劣化が生じている。
第3表
製造例2
次の第4表に示したような具体的成分組成を有する1
9 Cr F+’4118 Cr 74.8 Mo O
H〜0を準備した。
9 Cr F+’4118 Cr 74.8 Mo O
H〜0を準備した。
又これらの鋼H〜0に対する加工熱処理条件とそれによ
る特性を示すと次の第5表の通シであシ、仕上板厚は何
れも6調でるる。
る特性を示すと次の第5表の通シであシ、仕上板厚は何
れも6調でるる。
第5表
即ち19 Cr鋼、28 Cr −4,81Vlo鋼の
何れにおいても本発明法に従った鋼H,Lにおいてはv
Tg≦−30℃の高靭性が得られ、従来法による溶体化
材(鋼I、M)に比し大@な靭性改善が得られている。
何れにおいても本発明法に従った鋼H,Lにおいてはv
Tg≦−30℃の高靭性が得られ、従来法による溶体化
材(鋼I、M)に比し大@な靭性改善が得られている。
又加工熱処理を用いても冷却条件を満足していないロJ
、N、圧延東件を満足していない鋼にでは高靭性が得ら
れていない。加熱温度は本発明の下限仕上温度である8
50℃を確保できれば何れの温度でも問題ないが、g4
0にみられるように高Or 系で加熱時にσ相、X相
が形成される場合には大幅に靭性劣化が生ずるため10
50℃以上の加熱温度が亘ましい。
、N、圧延東件を満足していない鋼にでは高靭性が得ら
れていない。加熱温度は本発明の下限仕上温度である8
50℃を確保できれば何れの温度でも問題ないが、g4
0にみられるように高Or 系で加熱時にσ相、X相
が形成される場合には大幅に靭性劣化が生ずるため10
50℃以上の加熱温度が亘ましい。
「発明の効果」
以上説明したような本発明によるときはCr量との関係
に〉いて、C+Niの如きをも考慮した特定組成のフエ
ラ・イト系ステンレス鋼を粗大なCr R窒化物の歪
誘起析出が生じない温度領域で圧延終了し、次いで特定
冷却速度で急冷することにより好ましい靭性改善を図っ
て、この種7エライト系ステンレス鋼を低コストに、得
しめ、又その有利性を充分に発揮させることができるも
のであって、工業的にその効果の大きい発明である。
に〉いて、C+Niの如きをも考慮した特定組成のフエ
ラ・イト系ステンレス鋼を粗大なCr R窒化物の歪
誘起析出が生じない温度領域で圧延終了し、次いで特定
冷却速度で急冷することにより好ましい靭性改善を図っ
て、この種7エライト系ステンレス鋼を低コストに、得
しめ、又その有利性を充分に発揮させることができるも
のであって、工業的にその効果の大きい発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第1図
はC+Nff1による靭性の変化を1100℃加熱後水
冷の溶体化処理によるものと、1200℃加熱後仕上り
温度950℃で6waK圧延し直ちK15℃/ see
で加連冷却したものについて示した図表、第2図は圧延
・仕上温度と冷却速度を変化さ+!″7′c@合の靭性
変化を示した図表、第3図はCriとC+N仔の変化に
伴う靭性変化′fr:要約して示した図表である。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 者 山 本 定 私用
大 内 千 秋−=/
田 Cf^〆(%) 2°、二、2−5) 玲却速涜(′C)
はC+Nff1による靭性の変化を1100℃加熱後水
冷の溶体化処理によるものと、1200℃加熱後仕上り
温度950℃で6waK圧延し直ちK15℃/ see
で加連冷却したものについて示した図表、第2図は圧延
・仕上温度と冷却速度を変化さ+!″7′c@合の靭性
変化を示した図表、第3図はCriとC+N仔の変化に
伴う靭性変化′fr:要約して示した図表である。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 者 山 本 定 私用
大 内 千 秋−=/
田 Cf^〆(%) 2°、二、2−5) 玲却速涜(′C)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.03wt%以下、Si:0.3wt%以下
、Mn:0.5wt%以下、P:0.02wt%以下C
r:16〜35wt%、sol.Al=0.02〜0.
30wt%、N:0.03wt%以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、し
かも前記C量、N量、Cr量の間に次の I 又はII式の
関係を有する鋼を加熱してから850℃以上で圧延を終
了し、該圧延終了後ただちに10℃/sec以上の冷却
速度で加速冷却することを特徴とするフェライト系ステ
ンレス鋼の製造方法。 C(%)+N(%)≦−0.0015(%Cr)+0.
055〔Cr≦30%〕・・・ I C(%)+N(%)≦0.010〔Cr>30%〕・・
・II 2、C:0.03wt%以下、Si:0.3wt%以下
、Mn:0.5wt%以下、P:0.02wt%以下C
r:16〜35wt%、sol.Al:0.02〜0.
30wt%、N:0.03wt%以下 を含有すると共に Mo:5wt%以下、Cu:1wt%以下、Ni:1w
t%以下、Nb:0.5wt%以下、Ti:0.5wt
%以下 の何れか1種又は2種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、しかも前記C量、N量、Cr量
の間に次の I 又はII式の関係を有する鋼を加熱してか
ら850℃以上で圧延を終了し、該圧延終了後ただちに
10℃/sec以上の冷却速度で加速冷却することを特
徴とするフェライト系ステンレス鋼の製造方法。 C(%)+N(%)≦−0.0015(%Cr)+0.
055〔Cr≦30%〕・・・ I C(%)+N(%)≦0.010〔Cr>30%〕・・
・II
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19144284A JPS6169917A (ja) | 1984-09-14 | 1984-09-14 | フエラ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 |
---|---|---|---|
JP19144284A JPS6169917A (ja) | 1984-09-14 | 1984-09-14 | フエライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6169917A true JPS6169917A (ja) | 1986-04-10 |
JPS6360810B2 JPS6360810B2 (ja) | 1988-11-25 |
Family
ID=16274687
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP19144284A Granted JPS6169917A (ja) | 1984-09-14 | 1984-09-14 | フエライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6169917A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4755233A (en) * | 1985-08-01 | 1988-07-05 | Centro Sperimentale Metallurgico Spa | Heat treatment process for stainless steel wire rod |
Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS50109809A (ja) * | 1974-02-07 | 1975-08-29 | ||
JPS5177523A (ja) * | 1974-12-27 | 1976-07-05 | Kawasaki Steel Co | Oosutenaitokeisutenresukonetsuenkotaino seizohoho |
JPS5486423A (en) * | 1977-12-23 | 1979-07-10 | Showa Denko Kk | Manufacture of hot rolled ferritic stainless steel sheet |
JPS5570404A (en) * | 1978-11-24 | 1980-05-27 | Nisshin Steel Co Ltd | Manufacture of hot coil of austenitic stainless steel |
JPS55158254A (en) * | 1979-05-26 | 1980-12-09 | Nisshin Steel Co Ltd | Nb stabilized ferritic stainless steel with superior local corrosion resistance |
JPS582266A (ja) * | 1981-06-25 | 1983-01-07 | リユ−トガ−スヴエルケ・アクチエンゲゼルシヤフト | 付加的結合剤を含まないコ−クスから成る炭素成形体の製造方法 |
JPS60228616A (ja) * | 1984-04-25 | 1985-11-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 |
-
1984
- 1984-09-14 JP JP19144284A patent/JPS6169917A/ja active Granted
Patent Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS50109809A (ja) * | 1974-02-07 | 1975-08-29 | ||
JPS5177523A (ja) * | 1974-12-27 | 1976-07-05 | Kawasaki Steel Co | Oosutenaitokeisutenresukonetsuenkotaino seizohoho |
JPS5486423A (en) * | 1977-12-23 | 1979-07-10 | Showa Denko Kk | Manufacture of hot rolled ferritic stainless steel sheet |
JPS5570404A (en) * | 1978-11-24 | 1980-05-27 | Nisshin Steel Co Ltd | Manufacture of hot coil of austenitic stainless steel |
JPS55158254A (en) * | 1979-05-26 | 1980-12-09 | Nisshin Steel Co Ltd | Nb stabilized ferritic stainless steel with superior local corrosion resistance |
JPS582266A (ja) * | 1981-06-25 | 1983-01-07 | リユ−トガ−スヴエルケ・アクチエンゲゼルシヤフト | 付加的結合剤を含まないコ−クスから成る炭素成形体の製造方法 |
JPS60228616A (ja) * | 1984-04-25 | 1985-11-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4755233A (en) * | 1985-08-01 | 1988-07-05 | Centro Sperimentale Metallurgico Spa | Heat treatment process for stainless steel wire rod |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6360810B2 (ja) | 1988-11-25 |
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