JPS5819725B2

JPS5819725B2 - フエライト系ステンレス鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPS5819725B2
Application number: JP3977279A
Authority: JP
Inventors: 宗昭志村; 裕己徳能; 英八郎田中
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 1979-04-04
Filing date: 1979-04-04
Publication date: 1983-04-19
Also published as: JPS55134131A

Description

【発明の詳細な説明】本発明は靭性の高いフェライト系ステンレス鋼板の製造
方法に関するものである。

近年、高耐食性フェライト系ステンレス鋼として、クロ
ムを１７〜４０％、炭素０．０１％以下、窒素０．０４
％以下を含み、かつ必要に応じて、モリブデン４％以下
、ニッケル４％以下を含む高純度高クロム・フェライト
系ステンレス鋼が開発されて市場に普及しつつある。

これらの高純度高クロム・フェライト系ステンレ鋼は、
５ＵＳ３０４やＳＵＳ３１６などのオーステナイト系
ステンレス鋼の最大の弱点である応力腐食割れに強いば
かりでなく、他の一般的な耐食性も優れ、同時に、従来
のフェライト系ステンレス鋼の欠点とされていた靭性、
加工性および溶接性の乏しさもかなり改善されている。

以上のような緒特性に応じて、高純度高クロム・フェラ
イト系ステンレス鋼は現在、有機酸およびその誘導体の
製造プラント、石油精製プラント、公害防止関係プラン
ト等で使用され始めている。

しかしながら、本発明にかかるこの材料を、一般のフェ
ライト系ステンレス鋼に代表される５ＵＳ４３０と同様
の製造方法で製造すると、靭性の点で問題がでてくる。

即ち、この材料は体心立方格子の結晶構造を有するため
に、シャルピー衝撃値において延性−脆性遷移温度（Ｄ
ＢＴＴ）を示すが、一般にこの遷移温度は板厚の増加と
共に上昇する傾向にあって、通常の製造法による６〜１
５ｍ７ＩＬ厚さの中厚板では、その遷移温度が常温付近
以上になることが多い。

そのため、溶接構造物で靭性を厳しく要求される用途で
は、その使用範囲が著しく制限されている。

本発明者らは、高純度高クロム・フェライト系ステンレ
ス鋼板、特にその中厚板に優れた靭性を付与する目的で
、その製造方法について多くの実験を試みた。

その結果、優れた耐食性を損うことなく、かつ靭性の高
い高純度高クロム・フェライト系ステンレス鋼板の新規
な製造方法を見出すに至った。

本発明の要旨とするところは、主たる成分、炭素０．０
１％以下、窒素０．０４％以下、クロム１７〜４０％を
含み、かつ必要に応じて、モリブデン４％以下、Ｎｉ４
％以下を含むフェライト系ステンレス熱延鋼板を特定の
条件下で製造し、次いで前記熱延鋼板を熱処理すること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法で
ある。

高純度高クロム・フェライト系ステンレス鋼の中厚板は
、普通は１０００°Ｃ近くからの熱間連続圧延で製造さ
れ、その最終パスにおける圧延温度は約８００°Ｃ以上
である。

その後９００℃以上で焼鈍が行われている。

高純度高クロム・フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延
組織は帯状をなしており、そのままでは常温における靭
性は低く、衝撃試験において襞間と層状割れの混合した
破壊挙動を示す。

従って、熱間圧延上りの板は次の焼鈍処理によって再結
晶をおこさせる必要がある。

ところが、高純度高クロム・フェライト系ステンレス鋼
の熱間圧延組織は再結晶に対する抵抗が強く、９００℃
以上で熱処理しなければ完全には再結晶しない。

しかし、９００°Ｃ以上の温度は結晶粒粗大成長温度範
囲でもあるため、結局その熱処理を経た熱延板の結晶粒
はきわめて大きくなる。

通常の熱間圧延工程と焼鈍工程を経た中厚板において、
その靭性が余り高くないこと、およびシャルピー衝撃値
における延性−脆性遷移温度が比較的高いことの主要原
因の一つは、上述の様な工程から不可避的に形成される
粗大結晶粒組織にあり、他の原因は板厚の増加と共に焼
鈍後の冷却速度を大きくすることが困難となって、いわ
ゆる４７５℃脆性の効果が大きくなるためである。

本発明者らは、高純度高クロム・フェライト系ステンレ
ス鋼板、特にその中厚板に優れた靭性を付与するための
最大の条件として、組織を微細化し得る工程に着目した
。

その原理を次に述べる。

微細結晶粒組織をつくり出すための、必要にして充分な
条件は以下の通りである。

（１）加工した材料内に、多数の潜在再結晶核生成点が
ランダムにつくられなければならない。

（２）潜在再結晶核の大部分が同時に駆動するように、
充分な熱エネルギーが供給されなければならない。

（３）次いでランダムに再結晶させるが、その結晶粒同
志が接触した一意て、結晶粒の成長を停止しなければな
らない。

（１）の条件に関して言えば、一般に、多数の潜在核生
成点は低い温度における多量の塑性変形によって導入で
きる。

しかしながら、高純度高クロム・フェライト系ステンレ
ス鋼の圧延においては、この条件は最終板厚、材料の変
形抵抗、圧延機の容量および４７５℃脆性領域等の条件
によって制限をうける。

現実的には、例えば６ｍｍ〜１５ｍｍ厚さの中厚板を最
終製品とする場合には、熱間圧延の開始温度を１０００
℃として連続圧延し、その最終パスにおける圧延温度を
５００〜７５０°Ｃ１好ましくは５００〜７００ ’Ｃ
，その時の圧下率を２０〜８０％、好ましくは３０〜６
５％にすることによって（１）の条件は大体満ｆこされ
る。

圧延温度が５００°Ｃ未満だと本発明のステンレスの鋼
では圧延が困難であり、また４７５°Ｃ脆性の問題が生
じる。

一方７５０°Ｃを越えることは潜在再結晶核生成の点か
ら避けなければならない。

また熱間圧延最終パスの圧下率が２０％未満では多数の
潜在核生成点を均一に得ることができず結晶微細化の効
果が期待できない。

しかし８０％以上の圧下を前記温度範囲の最終パスで加
えることは工業的な圧延設備の能力上困難である。

（２）の条件については上述のような工程の熱間圧延に
よって形成された熱間圧延組織は、前述のような通常の
工程による熱間圧延組織に比べて熱的安定性が低いので
、７５０〜９００°Ｃの熱処理（焼鈍）によって充分に
多数の潜在再結晶核を同時に駆動させることができる。

この条件を充分に満１こすためには普通の大気中におけ
る再結晶処理におけるような緩慢な昇温速度は余り適当
ではなく、大容量の炉又は塩浴炉の使用がのぞましい。

（３）の条件は上記駆動の熱処理をそのまま保持すれば
よい。

この場合、７５０〜９００°Ｃ温度範囲では粒成長はあ
まり急速ではないので６０分以内なら結晶粒同志が接触
する以上に成長することはない。

ま１こ再結晶のため最低５分間程度は保持する必要があ
る。

以上の処理によって、ＡＳＴＭ結晶粒度番号で８〜９程
度の微細粒を得ることが可能であり、その結果、シャル
ピー衝撃値における延性−脆性遷移温度は、普通の製造
工程を経たものよりも５０℃以上低くなる。

本発明の第１項特定発明は以上の熱延鋼板製造工程と熱
処理工程とに特徴を有するものであるが、さらに衝撃試
験の結果から見て７５０〜９００°Ｃの熱処理に続いて
９００〜１０００℃で、５〜１０分程度の軟化熱処理を
行なうことが望ましい場合がある。

これを第２の発明とする。第２の発明が適するのは特に
鋼板の衝撃特性のよいものを必要とする場合、例えば圧
力容器、常温又はそれ以下で使用する目的の装置材料等
に用いる場合である。

熱処理後の冷却速度はできるだけ大きい方がよく、１０
℃／秒（鋼板各部の平均）以上が望ましい。

しかし、組織の微細化に伴なって４７５℃脆性に対する
感受性が減退するので、板厚が小さいもの、例えば１０
ｍｒＩＬ以下のようなものは空冷によって１０℃／秒以
下とすることも可能である。

本発明のステンレス鋼の組成はＣｒ１７〜４０％、Ｃ０
，０１％以下、ＮＯ，Ｑ４％以下望ましくは０．０１％
以下で、かつ必要に応じてＭｏ４％以下、Ｎｉ４％以下
を含み、さらにこれらの鋼にＣ，Ｎの固定化剤として通
常使用されるＴａ、Ｎｂ、Ｔｉ等を少量含有させること
もでき、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるもの
である。

本発明のステンレス鋼板の製造に当り、その溶鋼は真空
炉、アルゴン又は真空脱ガス装置中にて精錬され、その
際Ｃａ等の脱酸剤が使用されることもあるが、その結果
残存する脱酸生成物は０．１％以下であることが望まし
い。

精錬後は鋼塊あるいは鋼片等に鋳造し、必要により熱間
鍛造等を施す。

これから前記しｆこ本発明の方法に従ってステンレス鋼
板が製造される。

次に本発明鋼の組成を限定した理由を述べる。

（１）クロム１７〜４０％；クロムは耐食性を高める上に必須の元素であり、かかる
点からはクロムが多いほど好ましい。

しかしクロムが４０％を越えると熱間および斤量加工性
を損い、同時にクロム１７％未満では耐食性の向上を望
めないばかりでなく、フェライト系ステンレス鋼として
の特性も失うので、クロムは１７％を下限とした。

（２）炭素０．０１％以下；炭素はその製造過程において混入する元素であり、同時
にフェライト系ステンレス鋼では耐食性を損い好ましく
ない。

しかし炭素が０．０１％程度であれば、耐応力腐食割れ
も損うことがない。

（３）窒素０．０４％以下；窒素も炭素と同様、耐食性および靭性を劣化させる元素
であり、その含有量は少ないほど望ましいが、炭素はど
その悪影響は顕著に現われず、良好な耐食性と結晶粒微
細化による靭性の向上を期す１こめ窒素含量を０．０４
％以下好ましくは０．０１％以下とした。

（４）モリブデン４％以下：モリブデンは耐食性を向上する元素であると共に、フェ
ライト形成能を有するため必要に応じて添加する。

モリブデンの上限を４％としたのは、耐食性、加工性の
上からこれ以上必要ではなく、同時にモリブデンは高価
の１こめに、その上限を４％とした。

（５）ニッケ／ｌ／４％以下；ニッケルは主として厚板における低温の衝撃靭性向上の
１こめに添加する。

しかしニッケルは高価であると共に強力なオーステナイ
ト形成元素であり、あまりニッケルが多いことはフェラ
イト鋼としての特性も損うので、ニッケルの上限は４％
とし１こ。

次に本発明の実施例を以下に示す。

第１表は実施例の代表的な化学成分である。

夫々の試料は、高純度の低炭素フェロクロムを主原料と
し、真空誘導溶解炉を使用し、精錬されたものである。

１トンインゴツトを熱間鍛造し、厚さ３５ｍｍの鍛造ビ
レットから出発して、本発明による方法と従来法とによ
って処理し、組織および機械的性質の比較を行つ１こ。

第１図は、供試材Ｉについての熱間圧延工程、熱処理（
焼鈍）工程および冷却工程を示す。

図においてＡ、Ｂは従来法によるもの、Ｄ、Ｅは本発明
によるもの、Ｃは比較法によるものである。

第１図で１，２，３は圧延工程を示し、４，５．−６は
熱処理工程を示す。

これらの条件の詳細は次の第２表に示されている。

第２表はこれらの処理条件と結晶粒度および硬度を示し
１こものである。

なお、第２表で記号Ｆ〜Ｈは供試材■についてのもので
Ｆが従来法、Ｇ。

Ｈが本発明の方法によるものである。

第２表から明らかなように供試材Ｉおよび■とも従来法
によるものＡ、Ｂ、Ｆおよび比較法Ｃは、粗大な結晶粒
をもっているのに対し、本発明のり、Ｅ、Ｇ。

Ｈでは微細な組織になっている。

第１図の工程を経て製造した供試材Ｉについて、厚さ７
龍の板から厚さ６ｍｍのシャルピー試験片を作成し、そ
れを各温度で衝撃試験し１こ結果を第２図に示す。

第２図で記号Ａ、Ｂ等は第２表のＩに対応するものであ
る。

ま１こＡ、Ｂ、Ｄ、Ｅは多数の試験結果の上限を示し、
Ａ’、Ｂ’、Ｉ）’、Ｂ’はその下限を示す。

第２図から明らかなように本発明による製造方法を採用
し１こ場合には従来法に比してシャルフ・エネルギーお
よび延性−脆性遷移温度の点で著しい改善の結果が得ら
れている。

第２図には本発明の供試材Ｉのみについて衝撃試験結果
を示したが、■についても本発明の場合と従来法の場合
の差異は第２図と同様の傾向を示し１こ。

上記の通り、本発明の方法による場合は従来法によるも
のと比較して、格段に高い靭性をもつ高純度高クロムフ
ェライト系ステンレス鋼の中厚板を得ることができた。

【図面の簡単な説明】

第１図はフェライト系ステンレス鋼板の圧延及び熱処理
工程を示す。図でＡ、Ｂは従来法、Ｃは比較法、Ｄ、Ｅは本発明の方
法で、１，２．３が圧延工程、４，５．６が熱処理工程
である。第２図は本発明方法および従来法について温度とシャル
ピー衝撃値の関係を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃｒ１７〜４０％、Ｃ０，０１％以下、ＮＯ，０４
％以下、かつ必要に応じてＭｏ４％以下、Ｎｉ４％以下
、Ｃ，Ｎの固定化Ｍｌ、ＴｈしてＴａ、Ｎｂ。Ｔｉの少なくきも１種を少量含むフェライト系ステンレ
ス鋼を最終パスの温度５００〜７５０°Ｃ１圧下率２０
〜８０％の条件下で圧延し、次いで得られた鋼板を７５
０〜９００°Ｃの温度で熱処理することを特徴とするフ
ェライト系ステンレス鋼板の製造方法。２Ｃｒ１７〜４０％、Ｃ０，０１％以下、ＮＯ，０４
％以下、かつ必要に応じてＭｏ４％以下、Ｎｉ４％
以下、Ｃ，Ｎの固定化剤としてＴａ、Ｎｂ。Ｔｉの少なくとも１種を少量含むフェライト系ステンレ
ス鋼を最終パスの温度５００〜７５０°Ｃ１圧下率２０
〜８０％の条件下で圧延し、次いで得られた鋼板を７５
０〜９００°Ｃの温度で熱処理し。さらに該熱処理を経た鋼板を９００〜１０００°Ｃの温
度で軟化熱処理することを特徴とするフェライト系ステ
ンレス鋼板の製造方法。