JPH05320764A

JPH05320764A - 高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH05320764A
Application number: JP6238392A
Authority: JP
Inventors: Takafumi Kaneko; 啓文金子
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1992-03-18
Filing date: 1992-03-18
Publication date: 1993-12-03

Abstract

(57)【要約】【目的】高クロムフェライト系ステンレス鋼の熱間圧
延を可能とするとともに、熱延鋼帯 (熱延まま) の靱性
値が少なくとも４kgf/mm²以上とすることでコイルの保
温なしで焼鈍−表面手入れおよび冷間圧延を可能とし、
量産に適した製造方法を提供することである。【構成】Ｃ＋Ｎ: 80〜160 ppm 、Al: 0.050 〜0.20
％、Ti: 0.050 〜0.30％に規制するとともに、圧延開始
温度: 1200〜1250℃、仕上げ温度 600〜900 ℃、巻取温
度 : 400〜600 ℃とし、巻取り後直ちに水冷する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高クロムフェライト系
ステンレス鋼の製造方法、特にオーステナイト系ステン
レス鋼あるいはチタン材の代替材料として屋根などの建
材、海水用耐食性材料として有用な高クロムフェライト
系ステンレス鋼の熱間圧延および冷間圧延の組み合わせ
による製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】今日、高価な材料であるオーステナイト
系ステンレス鋼あるいはチタン材の代替材料として注目
されている30Cr−2Mo 系の高クロムフェライト系ステン
レス鋼は、熱間圧延のままでは、極めて靱性に乏しくコ
イルの展開あるいは表面手入れライン等ではわずかな曲
げ応力が付加しただけでコイルが破断してしまう。この
ようなことから熱間圧延＋冷間圧延というプロセスで量
産することはできなかった。

【０００３】このような脆化現象を防止するための従来
技術としては、まず連続鋳造スラブをいわゆるホットチ
ャージと呼ばれる熱間圧延方法で熱間圧延を行い、ほぼ
700℃程度で圧延は終了するが、475 ℃脆性と呼ばれて
いる脆性を回避するために仕上熱間圧延時に、水スプレ
ー等で急冷を行っている。かかる従来法は、熱延鋼帯の
靱性が十分でなく、量産プロセスにのせるためには一層
の改善が求められている。

【０００４】特開昭53−33917 号公報には、高クロムフ
ェライト系ステンレス鋼の製造方法としてＣ＋Ｎを0.04
％以下に制限するとともに、Nbを配合することでCrの安
定化を図る方法が開示されている。しかし、ここに開示
された方法では、熱延鋼板の靱性は低く、量産プロセス
としては十分ではない。また、Ｃ＋Ｎもその実施例によ
れば、200ppm以上あり、かなり多いと言わなければなら
ない。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】ここに、本発明の目的
は、熱間圧延後のコイルを保温することなく通板を可能
とするとともに、熱延鋼板の靱性値が少なくとも４kgf/
mm²以上とすることで引き続いて冷間圧延を可能とする
高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供す
ることである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる課
題を達成すべく、種々検討を重ね、次のような知見を得
た。脆性劣化の原因は粒界、粒内へのCr炭化物の析出であ
ることから、C ＋N の含有量を可及的に低減することが
好ましい。所定量のTiおよびAlを配合することで、Ti,Al(C,N)と
して炭素および窒素の固定を促進させ、Cr炭化物の析出
を抑えることが有効である。特に、C ＋Ｎ＝80〜160ppm
程度であっても、Ti、Alを添加することで、Cr炭化物の
析出は効果的に抑制される。

【０００７】コイルの保温を行うことなく連続焼鈍作
業あるいは冷間圧延作業を可能とする。熱間圧延後400 〜600 ℃で巻取り直ちに水冷 (20℃/s
ec) などで急冷することで、複熱を抑制しコイル全長の
靱性の改善を図ることができる。これは、従来より475
℃脆性を回避するために行われていた処理と比較して熱
間圧延後の冷却方法の点で異なっている。

【０００８】かくして、本発明の要旨とするところは、
重量割合で、Ｃ＋Ｎ : 80 〜160 ppm 、Si : 0.5％以下、Mn : 1.0％
以下 Cr : 25 〜35％、Mo : 0.5〜5.0 ％、Nb : 0.1〜0.6 ％ Al : 0.050〜0.20％、Ti: 0.050 〜0.30％、Fe、不純物
: 残部の鋼組成を有する鋼を、好ましくは1200〜1250℃に加熱
後、熱間圧延を開始し、600 〜900 ℃で仕上熱間圧延を
終了してから、400 〜600 ℃で巻取り直ちに水冷以上の
冷却速度で急冷後、得られた熱延鋼帯を冷間圧延するこ
とを特徴とする高クロムフェライト系ステンレス鋼の製
造方法である。

【０００９】

【作用】次に、本発明において鋼組成および処理条件を
上述のように限定した理由を述べる。炭素＋窒素（Ｃ＋Ｎ）：ＣおよびＮは高クロムフェライ
ト系ステンレス鋼にあっては、Crと結合して炭化物、窒
化物を形成し、鋼の靱性の低下をもたらす。従来より、
Ｃ、Ｎ量は低ければ低い程、靱性、溶接性および粒界腐
食性が改善される。しかし、このような各特性に与えな
いような量、通常数100ppm程度以下とされる量までＣと
Ｎ量を低減するには溶製技術並びにコスト的にも困難で
あって、通常の精錬手段(150ppm) でもって実現できる
程度の量でもってCr炭化物、窒化物の生成を阻止するこ
とが好ましい。

【００１０】本発明にあっては、好ましくは、Al＋Ti:
0.10〜0.30％程度配合することでＣ＋Ｎ: 80〜160ppm程
度であっても、クロムの安定化を図ることができること
が判明した。この範囲のC+N においてCr炭化物、窒化物
の析出を経済的にも有利に抑制できる。

【００１１】ケイ素 (Si):Siは脱酸材として不可避的に
含まれる。しかしSiは余り多量に存在すると靱性、延性
が損なわれ、また、そのように多量に存在した場合に
は、475 ℃脆化やσ相脆化を促進する。このため、0.5
％を超える量では望ましくなく、0.5 ％以下とする。

【００１２】マンガン (Mn):Mnは少量の存在によって熱
間加工性を改善し、加工性を良好ならしめる。しかし、
余り多量に存在すれば耐食性と靱性が低下するので、Mn
の上限を1.0 ％とする。

【００１３】クロム (Cr):Crは本発明の対象とする高Cr
フェライト系ステンレス鋼における耐食性を得るための
必須元素である。しかし、Crはその含有量の増加ととも
に、切欠靱性が低下し、延性−脆性遷移温度が上昇する
ため鋼の製造性を害するし、また475 ℃脆化およびσ相
析出による脆化等が起こりやすくなる。このため、本発
明にあってはCrの下限は、十分な耐食性を維持し得る量
として25％以上とし、上限は実質的に製造可能な範囲と
して35％とする。従って、Cr含有量は25〜35％の範囲と
する。

【００１４】モリブデン(Mo):Moは鋼の孔食、隙間腐食
性を向上させる強力な元素であるが、固溶Moが増えると
α相等が析出しやすくなり、鋼が脆化する傾向にある。
したがって、Moの範囲を0.5 〜5.0 ％とする。

【００１５】ニオブ (Nb):Nbは強力な炭窒化物形成元素
であり、鋼中に残存するＣ、Ｎと結合して炭窒化物を形
成し、Cr炭窒化物の析出を抑制する。このためCr炭窒化
物の粒界析出による脆化を抑制するとともに、粒界腐食
性の改善に有効に作用する。このような作用効果を得る
ためには少なくとも0.1 ％の含有量が必要であるが、過
剰に添加すると固溶Nbが増えLaves 相等の脆化相あるい
は溶接時に溶接部の高温割れ発生原因となる。このため
Nb含有量の上限を0.6 ％以下とし原則的には0.1 〜0.6
％の範囲とする。

【００１６】アルミニウム (Al):Alは強力な脱酸元素で
あり、酸素の低減化に有効である。また結晶粒を細粒化
し、溶接部の熱影響部でAlＮを形成して鋼中の遊離Ｎの
固定に有効であり、熱延鋼帯の延性および靱性を向上さ
せる。かかる効果を発揮させるためにAlは0.050％以上
配合する。しかし多量に含有すると、475 ℃脆化を促進
し、また溶接部での高温割れを生じやすくなるので0.20
％以下の含有量とする。

【００１７】チタン (Ti):Tiも強力な脱酸元素であり、
TiＣ、TiＮを容易に生成して固溶Ｃ、Ｎを減少させ、熱
延鋼帯の靱性を向上させる。その効果はAlの方が強力で
あるが、TiはAlと複合で効果を高める。さらに、Tiの炭
窒化物はAlの炭窒化物より安定であり、粒界へのCr炭窒
化物の析出を抑制し、粒界腐食性の改善に有効に作用す
る。本発明にあっては、そのような効果を確保するため
に、Ti:0.050〜0.30％に制限する。

【００１８】本発明によれば、上述のように鋼組成の鋼
は好ましくは1200〜1250℃に加熱してから、仕上げ温度
600 〜900 ℃で熱間圧延を行う。600 ℃未満では十分な
圧延ができなくなることが考えられ、また後続の工程で
温度の低下が著しくなるためである。巻取温度を400 〜
600 ℃に規定するのは、熱間圧延終了後直ちに巻取ると
の趣旨であり、また脱化領域でのコイル保温を避けるた
めである。巻取り後は直ちに急冷 (水冷) する。熱間圧
延終了時の冷却速度が20℃/secよりおくれると、熱延鋼
帯の衝撃破面遷移温度が高温側に移行し、熱延鋼帯の展
開、表面の手入ライン、あるいは冷間圧延時にコイルが
破断するおそれがある。従って熱間圧延後の冷却速度を
水スプレーあるいは水槽での急冷 (20℃/sec) 以上とす
る必要がある。

【００１９】

【実施例】本例では、表１に示す組成の鋼を溶製後、11
80〜1250℃で加熱後4.0mm 厚にまで熱間圧延を行った。
熱間圧延の開始温度は約1180℃、終了温度は750 ℃であ
った。熱間圧延終了後、400 〜600 ℃で巻取ってから直
ちにコイルを水冷槽に浸漬して水冷し室温にまで冷却し
た。そのときの冷却速度はほぼ20℃/secであった。

【００２０】このようにして得られた供試材についてJI
S 規格に準拠したサブサイズの衝撃試験片(2mmＶノッ
チ) を採取し (圧延に対して直角方向) 、衝撃試験を行
い衝撃値(kgf・m/cm²)と遷移温度を求めた。結果は表２
にまとめて示す。図１は比較例である鋼No.1〜4 につい
てＣ＋Ｎと衝撃値との関係を、図２はAl＋Tiと衝撃値と
の関係を示す。

【００２１】図１から分かるように、(C+N) が低下する
につれて靱性は改善されるのが分かる。しかし、４ kgf
・m/cm² を越えるためには80ppm まで低減する必要があ
り、実用上困難な場合もある。図２において基準は鋼N
o.2のものを使用し、これにAl＋Tiの配合量を変えたと
きの衝撃値の変化をみたグラフである。なお、No.5のAl
単独添加は衝撃値の改善効果はみられるが、表２に示す
ようにvTs が33℃とかなり高くなってしまう。

【００２２】次いで、表１の鋼No.8の供試材について熱
間圧延後の巻取りのシミュレーションとして冷却条件を
表３に示すように各種選定して一定時間均熱保持後急冷
を行った。得られた供試材について靱性を評価し、均熱
条件とともに図３にグラフで示す。熱間圧延後短時間で
急冷を行うことで初めて靱性値４kgf/mm²を確保できる
ことが分かる。

【００２３】

【表１】

【００２４】

【表２】

【００２５】

【表３】

【００２６】

【発明の効果】本発明によれば、熱延鋼帯 (熱延のま
ま) の靱性値が少なくとも４kgf/mm²以上となり、コイ
ルの保温なしで焼鈍−表面手入れ、さらに冷間圧延が可
能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｃ＋Ｎと衝撃値との関係を示すグラフである。

【図２】Al＋Tiと衝撃値との関係を示すグラフである。

【図３】得られた試材について靱性の評価と巻取後の保
持時間、つまり均熱条件との関係を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量割合で、Ｃ＋Ｎ : 80 〜160 ppm 、Si : 0.5％以下、Mn : 1.0％
以下 Cr : 25 〜35％、Mo : 0.5〜5.0 ％、Nb : 0.1〜0.6 ％ Al : 0.050〜0.20％、Ti: 0.050 〜0.30％、 Fe、不純物 : 残部の鋼組成を有する鋼を、熱間圧延を開始し、600 〜900
℃で仕上熱間圧延を終了してから、400 〜600 ℃で巻取
り直ちに水冷以上の冷却速度で急冷後、得られた熱延鋼
帯を冷間圧延することを特徴とする高クロムフェライト
系ステンレス鋼の製造方法。