JPH0133532B2 - - Google Patents
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- JPH0133532B2 JPH0133532B2 JP58240853A JP24085383A JPH0133532B2 JP H0133532 B2 JPH0133532 B2 JP H0133532B2 JP 58240853 A JP58240853 A JP 58240853A JP 24085383 A JP24085383 A JP 24085383A JP H0133532 B2 JPH0133532 B2 JP H0133532B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- stainless steel
- ferritic stainless
- temperature
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- 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)
Description
本発明は靭性の高いフエ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、高耐食性フエ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、かつモリブテン４％以下、ニ
ツケル４％以下を含む高純度高クロム・フエライ
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・フエライト系ス
テンレス鋼は、SUS304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、他の一般的な耐蝕
性も優れ、同時に、従来のフエライト系ステンレ
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
な諸特性に応じて、高純度高クロム・フエライト
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
般のフエライト系ステンレス鋼に代表される
SUS430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、シヤルビー衝撃
値において延性―脆性遷移温度（DBTT）を示
すが、一般にこの遷移温度は板厚の増加と共に上
昇する傾向にあつて、通常の製造法による６〜15
mm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・フエライト系
ステンレス鋼板、特にその中厚板の優れた靭性を
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・フエライ
ト系ステンレス鋼板の新規な製造方法を見出すに
至つた。 本発明の要旨とするところは、主たる成分、炭
素0.01％以下、窒素0.04％以下、クロム17〜40％
を含み、かつ、モリブデン４％以下、Ni4％以下
を含むフエライト系ステンレス熱延鋼板を特定の
条件で製造し、次いで前記熱延鋼板を熱処理する
ことを特徴とするフエ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・フエライト系ステンレス鋼の
中厚板は、普通は1000℃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℃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・フエライト系ステン
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
いて劈開と層状割れの混合した破壊挙動を示す。
従つて、熱間圧延上りの板は次の焼鈍処理によつ
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・フエ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℃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
ヤルビ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つて、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・フエライト系
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
粒同志が接触した時点で、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
つて導入できる。しかしながら、高純度高クロ
ム・フエ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つて
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℃、好ましくは
500〜700℃、その時の圧下率を20〜80％、好まし
くは30〜65％にすることによつて(1)の条件は大体
満たされる。圧延温度が500℃未満だと本発明の
ステンレス鋼では圧延が困難であり、また475℃
脆性の問題が生じる。一方750℃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
延によつ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℃の熱処理（焼鈍）
によつ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たすた
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℃温度範囲で結晶
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。
また再結晶のため最低５分程度は保持する必要が
ある。 以上の処理によつて、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、シヤルビ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。 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つて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10mm以下のようなものは空冷によつて
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、N0.04％以下望ましくは0.01％以下
で、かつ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
精練され、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。精練後は鋼塊ある
いは鋼片等に鋳造し、必要により熱間鍛造等を施
す。これから前記した本発明の方法に従つてステ
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
冷間加工性を損い、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、フエラ
イト系ステンレス鋼としての特性も失うもの
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、同時にフエ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、炭素ほ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
向上を期すため窒素含量を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、フエライト形成能を有するため添加す
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ために、その上限を４
％とした。 (5) ニツケル４％以下； ニツケルは主として厚板における低温の衝撃
靭性向上のために添加する。しかしニツケルは
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、あまりニツケルが多いことはフエラ
イト鋼としての特性も損うので、ニツケルの上
限は４％とした。 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。
板の製造方法に関するものである。 近年、高耐食性フエ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、かつモリブテン４％以下、ニ
ツケル４％以下を含む高純度高クロム・フエライ
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・フエライト系ス
テンレス鋼は、SUS304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、他の一般的な耐蝕
性も優れ、同時に、従来のフエライト系ステンレ
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
な諸特性に応じて、高純度高クロム・フエライト
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
般のフエライト系ステンレス鋼に代表される
SUS430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、シヤルビー衝撃
値において延性―脆性遷移温度（DBTT）を示
すが、一般にこの遷移温度は板厚の増加と共に上
昇する傾向にあつて、通常の製造法による６〜15
mm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・フエライト系
ステンレス鋼板、特にその中厚板の優れた靭性を
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・フエライ
ト系ステンレス鋼板の新規な製造方法を見出すに
至つた。 本発明の要旨とするところは、主たる成分、炭
素0.01％以下、窒素0.04％以下、クロム17〜40％
を含み、かつ、モリブデン４％以下、Ni4％以下
を含むフエライト系ステンレス熱延鋼板を特定の
条件で製造し、次いで前記熱延鋼板を熱処理する
ことを特徴とするフエ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・フエライト系ステンレス鋼の
中厚板は、普通は1000℃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℃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・フエライト系ステン
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
いて劈開と層状割れの混合した破壊挙動を示す。
従つて、熱間圧延上りの板は次の焼鈍処理によつ
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・フエ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℃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
ヤルビ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つて、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・フエライト系
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
粒同志が接触した時点で、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
つて導入できる。しかしながら、高純度高クロ
ム・フエ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つて
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℃、好ましくは
500〜700℃、その時の圧下率を20〜80％、好まし
くは30〜65％にすることによつて(1)の条件は大体
満たされる。圧延温度が500℃未満だと本発明の
ステンレス鋼では圧延が困難であり、また475℃
脆性の問題が生じる。一方750℃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
延によつ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℃の熱処理（焼鈍）
によつ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たすた
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℃温度範囲で結晶
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。
また再結晶のため最低５分程度は保持する必要が
ある。 以上の処理によつて、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、シヤルビ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。 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つて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10mm以下のようなものは空冷によつて
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、N0.04％以下望ましくは0.01％以下
で、かつ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
精練され、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。精練後は鋼塊ある
いは鋼片等に鋳造し、必要により熱間鍛造等を施
す。これから前記した本発明の方法に従つてステ
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
冷間加工性を損い、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、フエラ
イト系ステンレス鋼としての特性も失うもの
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、同時にフエ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、炭素ほ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
向上を期すため窒素含量を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、フエライト形成能を有するため添加す
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ために、その上限を４
％とした。 (5) ニツケル４％以下； ニツケルは主として厚板における低温の衝撃
靭性向上のために添加する。しかしニツケルは
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、あまりニツケルが多いことはフエラ
イト鋼としての特性も損うので、ニツケルの上
限は４％とした。 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。
【表】
夫々の試料は、高純度の低炭素フエロクロムを
主原料とし、真空誘導溶解炉を使用し、精練され
たものである。１トンインゴツトを熱間鍛造し、
厚さ35mmの鍛造ビレツトから出発して、本発明に
よる方法と従来法とによつて処理し、組織および
機械的性質の比較を行つた。 第１図は、供試材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
度を示したものである。なお、第２表で記号Ｆお
よびＧは供試材についてのものでＦが従来法、
Ｇ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
粒をもつているのに対し、本発明のＤ，Ｇでは微
細な組織になつている。
主原料とし、真空誘導溶解炉を使用し、精練され
たものである。１トンインゴツトを熱間鍛造し、
厚さ35mmの鍛造ビレツトから出発して、本発明に
よる方法と従来法とによつて処理し、組織および
機械的性質の比較を行つた。 第１図は、供試材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
度を示したものである。なお、第２表で記号Ｆお
よびＧは供試材についてのものでＦが従来法、
Ｇ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
粒をもつているのに対し、本発明のＤ，Ｇでは微
細な組織になつている。
【表】
(注) 再結晶していないために結晶粒度測定不能
第１図の工程を経て製造した供試材につい
て、厚さ７mmの板から厚さ６mmのシヤルビー試験
片を作成し、それを各温度で衝撃試験した結果を
第２図に示す。第２図は記号Ａ，Ｂ等は第２表の
に対応するものである。またＡ，Ｂ，Ｄは多数
の試験結果の上限を示し、A′，B′，D′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た場合には従来法に比してシ
ヤルフ・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
した。 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
純度高クロムフエライト系ステンレス鋼の中厚板
を得ることができた。
第１図の工程を経て製造した供試材につい
て、厚さ７mmの板から厚さ６mmのシヤルビー試験
片を作成し、それを各温度で衝撃試験した結果を
第２図に示す。第２図は記号Ａ，Ｂ等は第２表の
に対応するものである。またＡ，Ｂ，Ｄは多数
の試験結果の上限を示し、A′，B′，D′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た場合には従来法に比してシ
ヤルフ・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
した。 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
純度高クロムフエライト系ステンレス鋼の中厚板
を得ることができた。
第１図はフエ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は本発明の方法で、１，２，３が圧延
工程、４，５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
とシヤルビー衝撃値の関係を示す図である。
び熱処理工程を示す。図でＡ，Ｂは従来法、Ｃは
比較法、Ｄは本発明の方法で、１，２，３が圧延
工程、４，５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
とシヤルビー衝撃値の関係を示す図である。
Claims (1)
- １ Cr17〜40％、C0.01％以下、N0.04％以下、
かつMo4％以下、Ni4％以下を含むフエライト系
ステンレス鋼を最終パスの温度500〜750℃、圧下
率20〜80％の条件下で圧延し、次いで得られた鋼
板を750〜900℃の温度で熱処理することを特徴と
するフエライト系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58240853A JPS59177319A (ja) | 1983-12-22 | 1983-12-22 | フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58240853A JPS59177319A (ja) | 1983-12-22 | 1983-12-22 | フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP54039772A Division JPS5819725B2 (ja) | 1979-04-04 | 1979-04-04 | フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59177319A JPS59177319A (ja) | 1984-10-08 |
| JPH0133532B2 true JPH0133532B2 (ja) | 1989-07-13 |
Family
ID=17065683
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58240853A Granted JPS59177319A (ja) | 1983-12-22 | 1983-12-22 | フエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59177319A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0797490B2 (ja) * | 1987-11-17 | 1995-10-18 | 新日本製鐵株式会社 | 高温電池 |
| CN103866194B (zh) * | 2014-03-21 | 2015-11-04 | 东北大学 | 一种反常偏析的含锡低间隙铁素体不锈钢及其制备方法 |
-
1983
- 1983-12-22 JP JP58240853A patent/JPS59177319A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59177319A (ja) | 1984-10-08 |
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