JPH079036B2 - 耐熱性，加工性，溶接性の優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐熱性，加工性，溶接性の優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH079036B2 JPH079036B2 JP63250904A JP25090488A JPH079036B2 JP H079036 B2 JPH079036 B2 JP H079036B2 JP 63250904 A JP63250904 A JP 63250904A JP 25090488 A JP25090488 A JP 25090488A JP H079036 B2 JPH079036 B2 JP H079036B2
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- 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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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は工業炉、燃焼装置等の部品の製造に適した、優
れた耐熱性、加工性、溶接性を有する熱延鋼板を製造す
る方法に関する。
れた耐熱性、加工性、溶接性を有する熱延鋼板を製造す
る方法に関する。
高温で使用される部位には、ステンレス鋼が多く使用さ
れている。これは、ステンレス鋼中に含まれるCrが高温
で表面に保護性のある緻密な酸化皮膜を形成し、優れた
耐酸化性を示すからである。またSiの添加はさらに耐酸
化性を向上させるため、Siを添加したステンレス鋼は耐
熱用途に広く使用されている。さらにSiを添加されたフ
ェライト系ステンレス鋼は低酸素で水分の多い雰囲気、
つまり燃焼雰囲気で赤褐色の鉄系酸化物が生じる所謂異
常酸化が発生しにくいため、燃焼装置あるいは器具用材
料として注目されている。しかしフェライト系のステン
レス鋼にSiを添加すると、室温での靱性が低下し、曲げ
加工や溶接時に脆性割れを生じやすくなる。これは板厚
の大きい熱延中板で顕著であるため、Siの添加された耐
熱フェライト系ステンレス鋼は冷延薄板では使用されて
いるが、熱延中板は延性不足により、曲げ加工や溶接を
必要とする耐熱構造用材料としては使用できないのが現
状である。従って板厚を要する部位にはオーステナイト
系の耐熱鋼を使用してきた。しかしオーステナイト系の
耐熱鋼はフェライト系の材料に比べ延性あるいは高温強
度には優れているが、熱膨張率が高いため熱膨張による
変形を生じやすく、またNiを含有するためコストも割高
となることから、フェライト系で耐熱性に優れ、加工
性、溶接性の良好な熱延鋼板が嘱望されてきた。
れている。これは、ステンレス鋼中に含まれるCrが高温
で表面に保護性のある緻密な酸化皮膜を形成し、優れた
耐酸化性を示すからである。またSiの添加はさらに耐酸
化性を向上させるため、Siを添加したステンレス鋼は耐
熱用途に広く使用されている。さらにSiを添加されたフ
ェライト系ステンレス鋼は低酸素で水分の多い雰囲気、
つまり燃焼雰囲気で赤褐色の鉄系酸化物が生じる所謂異
常酸化が発生しにくいため、燃焼装置あるいは器具用材
料として注目されている。しかしフェライト系のステン
レス鋼にSiを添加すると、室温での靱性が低下し、曲げ
加工や溶接時に脆性割れを生じやすくなる。これは板厚
の大きい熱延中板で顕著であるため、Siの添加された耐
熱フェライト系ステンレス鋼は冷延薄板では使用されて
いるが、熱延中板は延性不足により、曲げ加工や溶接を
必要とする耐熱構造用材料としては使用できないのが現
状である。従って板厚を要する部位にはオーステナイト
系の耐熱鋼を使用してきた。しかしオーステナイト系の
耐熱鋼はフェライト系の材料に比べ延性あるいは高温強
度には優れているが、熱膨張率が高いため熱膨張による
変形を生じやすく、またNiを含有するためコストも割高
となることから、フェライト系で耐熱性に優れ、加工
性、溶接性の良好な熱延鋼板が嘱望されてきた。
Siを添加し、耐熱性を向上させたフェライト系ステンレ
ン鋼の加工性を改善する方法として、鋼中のＣあるいは
Ｎを低減することは、特公昭57-2267号公報にも開示さ
れている。またＣやＮを固定するTi,Nb等を添加するこ
とも特開昭55-161049号公報、特開昭57-164967号公報、
特開昭57-164968号公報、特公昭62-10号公報に開示され
ている。これらの技術はいずれも加工や溶接時に割れの
起点となる炭化物、窒化物の析出を抑制することが目的
であり、冷延薄板の延性を向上させ加工性を改善させる
ためには効果がある。しかしＣやＮを低減することによ
り、フェライトが安定化し、高温でオーステナイトが析
出しなくなり、フェライト単相組織となる。このため熱
延前の加熱時にフェライト粒が粗大化し、また熱延中も
フェライト一相であるため、熱延時に導入される歪が累
積されず、再結晶が進行しない。従って熱延後の組織は
圧延方向に長く伸びた粗大伸展粒となる。この熱延組織
粗大化により熱延板の靱性は十分改善されず、曲げ加工
時にローピングが発生し、脆性破壊を生じたり、また溶
着金属部から溶接熱影響部にかけて低温割れを生じたり
するため、熱延鋼板を耐熱構造用部材として使用できな
かった。
ン鋼の加工性を改善する方法として、鋼中のＣあるいは
Ｎを低減することは、特公昭57-2267号公報にも開示さ
れている。またＣやＮを固定するTi,Nb等を添加するこ
とも特開昭55-161049号公報、特開昭57-164967号公報、
特開昭57-164968号公報、特公昭62-10号公報に開示され
ている。これらの技術はいずれも加工や溶接時に割れの
起点となる炭化物、窒化物の析出を抑制することが目的
であり、冷延薄板の延性を向上させ加工性を改善させる
ためには効果がある。しかしＣやＮを低減することによ
り、フェライトが安定化し、高温でオーステナイトが析
出しなくなり、フェライト単相組織となる。このため熱
延前の加熱時にフェライト粒が粗大化し、また熱延中も
フェライト一相であるため、熱延時に導入される歪が累
積されず、再結晶が進行しない。従って熱延後の組織は
圧延方向に長く伸びた粗大伸展粒となる。この熱延組織
粗大化により熱延板の靱性は十分改善されず、曲げ加工
時にローピングが発生し、脆性破壊を生じたり、また溶
着金属部から溶接熱影響部にかけて低温割れを生じたり
するため、熱延鋼板を耐熱構造用部材として使用できな
かった。
本発明は、耐熱構造用部材として使用できるフェライト
系ステンレス熱延鋼板を製造するために、Siの添加され
た熱延中板の加工性および溶接性を改善することを目的
とする。
系ステンレス熱延鋼板を製造するために、Siの添加され
た熱延中板の加工性および溶接性を改善することを目的
とする。
以下に本発明の構成について説明する。本発明では上記
目的を達成するため、Siの添加された熱延鋼板の組織の
細粒化に着目し、そのための最適成分および製造方法を
追求した。その結果、鋼材の成分を重量パーセントでC
0.05〜0.10％、Si1〜３％、Cr12〜18％、Al0.05〜0.20
％に制御し、かつ熱間圧延前の加熱温度を1100〜1250℃
とし、1050℃以上の温度域で累積圧下率で70％以上圧延
することを特徴とする熱間圧延方法を見出し、熱延板の
細粒化に成功した。また熱延後の焼鈍温度を850〜1000
℃にし、その後好ましくは0.5℃/sec以上で急冷するこ
とにより、熱延板の靱性がさらに改善され、加工性およ
び溶接性の優れた熱延中板を製造できることを見出し
た。
目的を達成するため、Siの添加された熱延鋼板の組織の
細粒化に着目し、そのための最適成分および製造方法を
追求した。その結果、鋼材の成分を重量パーセントでC
0.05〜0.10％、Si1〜３％、Cr12〜18％、Al0.05〜0.20
％に制御し、かつ熱間圧延前の加熱温度を1100〜1250℃
とし、1050℃以上の温度域で累積圧下率で70％以上圧延
することを特徴とする熱間圧延方法を見出し、熱延板の
細粒化に成功した。また熱延後の焼鈍温度を850〜1000
℃にし、その後好ましくは0.5℃/sec以上で急冷するこ
とにより、熱延板の靱性がさらに改善され、加工性およ
び溶接性の優れた熱延中板を製造できることを見出し
た。
以下でさらに各成分の範囲規定の理由および製造方法の
詳細について説明する。
詳細について説明する。
Ｃは熱延板の組織を細粒化するために最も重要な元素で
ある。この元素を0.05％以上添加することにより、1050
℃〜1250℃で細粒化するために必要なオーステナイト相
を析出させることができる。0.05％未満であるとオース
テナイト相が析出しないか、また析出しても熱延板組織
を細粒化させるのに十分な量ではない。従来技術でＣ
は、材料の靱性を劣化させる炭化物を形成する有害元素
として極力下げる方向であったが、この発明では従来有
害元素としてしか考えられなかったＣが、高温で析出す
るオーステナイト相を確保する最も有効な元素であるこ
とを確かめている。しかしＣの添加量が0.10％を越える
と析出する炭化物により、常温での硬さが上昇し加工し
にくくなるばかりで、過剰のＣは何ら効果を奏さない。
ある。この元素を0.05％以上添加することにより、1050
℃〜1250℃で細粒化するために必要なオーステナイト相
を析出させることができる。0.05％未満であるとオース
テナイト相が析出しないか、また析出しても熱延板組織
を細粒化させるのに十分な量ではない。従来技術でＣ
は、材料の靱性を劣化させる炭化物を形成する有害元素
として極力下げる方向であったが、この発明では従来有
害元素としてしか考えられなかったＣが、高温で析出す
るオーステナイト相を確保する最も有効な元素であるこ
とを確かめている。しかしＣの添加量が0.10％を越える
と析出する炭化物により、常温での硬さが上昇し加工し
にくくなるばかりで、過剰のＣは何ら効果を奏さない。
Siは高温での耐酸化性を維持するための元素であり、十
分な効果を有するためには１％以上の含有量が必要であ
る。しかしSiはフェライト相を脆化させる元素であるた
め過剰な添加は避けることが望ましい。本発明に記載さ
れている製造方法により熱延板の組織を細粒化しても３
％を越えて添加すると脆化は著しくなるため、上限を３
％とした。
分な効果を有するためには１％以上の含有量が必要であ
る。しかしSiはフェライト相を脆化させる元素であるた
め過剰な添加は避けることが望ましい。本発明に記載さ
れている製造方法により熱延板の組織を細粒化しても３
％を越えて添加すると脆化は著しくなるため、上限を３
％とした。
Crも高温での耐酸化性を維持するためには必須の元素で
あり、十分な効果を有するためには12％以上の含有量が
必要である。しかしCrはフェライト相を安定化する元素
であるため、含有量が多すぎると、組織を細粒化するオ
ーステナイト相の析出が起こらなかったり、あるいは必
要十分な析出量を確保できなくなる。従ってCrの含有量
の範囲を12〜18％とした。
あり、十分な効果を有するためには12％以上の含有量が
必要である。しかしCrはフェライト相を安定化する元素
であるため、含有量が多すぎると、組織を細粒化するオ
ーステナイト相の析出が起こらなかったり、あるいは必
要十分な析出量を確保できなくなる。従ってCrの含有量
の範囲を12〜18％とした。
Alは熱延後の焼鈍を850℃以上で実施するために必要な
重要な添加元素である。Alが無添加であると、850〜100
0℃の熱延板焼鈍中にオーステナイト相が析出し、焼鈍
後の急冷により析出したオーステナイト相がマルテンサ
イトに変態する。このマルテンサイトは熱延板を著しく
脆化させ、曲げ加工が非常に難しくなる。熱延後の焼鈍
を実施するためには、フェライト→オーステナイト変態
点を焼鈍温度以上に引き上げる必要があり、そのために
はAlの添加量が0.05％以上必要である。しかし0.20％を
越えて添加すると変態点がさらに上昇し、熱延中にオー
ステナイト相が析出しなかったり、析出しても細粒化に
必要な量を確保できなくなるため、Alの添加量は0.05〜
0.20％とした。
重要な添加元素である。Alが無添加であると、850〜100
0℃の熱延板焼鈍中にオーステナイト相が析出し、焼鈍
後の急冷により析出したオーステナイト相がマルテンサ
イトに変態する。このマルテンサイトは熱延板を著しく
脆化させ、曲げ加工が非常に難しくなる。熱延後の焼鈍
を実施するためには、フェライト→オーステナイト変態
点を焼鈍温度以上に引き上げる必要があり、そのために
はAlの添加量が0.05％以上必要である。しかし0.20％を
越えて添加すると変態点がさらに上昇し、熱延中にオー
ステナイト相が析出しなかったり、析出しても細粒化に
必要な量を確保できなくなるため、Alの添加量は0.05〜
0.20％とした。
次に、製造方法について説明する。
まず熱間圧延前の加熱温度はオーステナイト相が十分析
出する1100〜1250℃とする。析出したオーステナイト相
によりフェライト粒の成長が抑制され、組織の粗大化を
防止できる。しかし1250℃を越えて加熱すると、逆に析
出するオーステナイト相は減少し、フェライト相は急激
に粒成長し、組織が粗大化する。また1100℃未満の加熱
温度であると1050℃までに70％以上の累積圧下率を確保
することは困難である。オーステナイト量の多い温度範
囲で圧延し、かつフェライト粒の成長を極力抑えるため
には、熱延前の加熱温度を1150〜1220℃とすることが望
ましい。
出する1100〜1250℃とする。析出したオーステナイト相
によりフェライト粒の成長が抑制され、組織の粗大化を
防止できる。しかし1250℃を越えて加熱すると、逆に析
出するオーステナイト相は減少し、フェライト相は急激
に粒成長し、組織が粗大化する。また1100℃未満の加熱
温度であると1050℃までに70％以上の累積圧下率を確保
することは困難である。オーステナイト量の多い温度範
囲で圧延し、かつフェライト粒の成長を極力抑えるため
には、熱延前の加熱温度を1150〜1220℃とすることが望
ましい。
また圧延中にフェライト粒を再結晶させるためには、十
分な量のオーステナイト相と圧下量が必要である。オー
ステナイト相はフェライト相に比べ高温で硬いため、圧
延中にフェライト相の方に歪を集中させ、再結晶を促進
させる。十分に再結晶を行わせるためには、1050℃以上
の圧延温度で70％以上の累積圧下率が必要となる。1050
℃未満に温度が下がると急激にオーステナイト相が減少
し、オーステナイト相による再結晶促進の効果が失われ
る。従って1050℃未満での圧下はフェライト粒微細化に
効力を有しない。
分な量のオーステナイト相と圧下量が必要である。オー
ステナイト相はフェライト相に比べ高温で硬いため、圧
延中にフェライト相の方に歪を集中させ、再結晶を促進
させる。十分に再結晶を行わせるためには、1050℃以上
の圧延温度で70％以上の累積圧下率が必要となる。1050
℃未満に温度が下がると急激にオーステナイト相が減少
し、オーステナイト相による再結晶促進の効果が失われ
る。従って1050℃未満での圧下はフェライト粒微細化に
効力を有しない。
熱延後の焼鈍は、熱延板材質を軟質化し、その後の急冷
で靱性をさらに改善することができる。前述の如くAlを
0.05〜0.20％添加し、フェライト→オーステナイトへの
変態点を上昇させることにより、850〜1000℃での温度
域でオーステナイト相の析出を抑制しつつ焼鈍が可能と
なり、その後の急冷による靱性向上効果が著しい。850
℃未満の焼鈍ではその後の急冷による靱性向上効果が小
さく、また1000℃を越えるとオーステナイト相が析出
し、急冷によりオーステナイト相がマルテンサイトに変
態し、靱性は著しく悪化するため、焼鈍温度は850〜100
0℃とする。また焼鈍後の冷却速度は0.5℃/sec以上必要
であり、これ未満の冷却速度では靱性は逆に低下する。
これは焼鈍中に固溶したＣやＮが炭化物、あるいは窒化
物として析出することに起因する。さらに焼鈍温度が90
0℃以上では焼鈍時間を短縮できることから、連続焼鈍
装置を使用することが可能で、しかも焼鈍後の急冷も容
易であることから実際の製造では連続焼鈍法を用いるこ
とが望ましい。
で靱性をさらに改善することができる。前述の如くAlを
0.05〜0.20％添加し、フェライト→オーステナイトへの
変態点を上昇させることにより、850〜1000℃での温度
域でオーステナイト相の析出を抑制しつつ焼鈍が可能と
なり、その後の急冷による靱性向上効果が著しい。850
℃未満の焼鈍ではその後の急冷による靱性向上効果が小
さく、また1000℃を越えるとオーステナイト相が析出
し、急冷によりオーステナイト相がマルテンサイトに変
態し、靱性は著しく悪化するため、焼鈍温度は850〜100
0℃とする。また焼鈍後の冷却速度は0.5℃/sec以上必要
であり、これ未満の冷却速度では靱性は逆に低下する。
これは焼鈍中に固溶したＣやＮが炭化物、あるいは窒化
物として析出することに起因する。さらに焼鈍温度が90
0℃以上では焼鈍時間を短縮できることから、連続焼鈍
装置を使用することが可能で、しかも焼鈍後の急冷も容
易であることから実際の製造では連続焼鈍法を用いるこ
とが望ましい。
本発明に従った成分範囲と、熱延あるいは焼鈍方法の両
者を満足したとき、優れた加工性と溶接性を有する熱延
鋼板が製造できるのである。本発明の特徴を模式的に示
したのが第１図である。つまり本発明に従ったSi1〜３
％、Cr12〜18％の鋼において、本発明に従った熱延方法
にて熱延組織を細粒化させるためには十分な量のオース
テナイト相を析出させる必要があり、そのためにはＣを
0.05％以上添加しなければならない。また1000℃以下で
オーステナイト相が析出するのを抑制し、焼鈍可能にす
るためにはAlを0.05％以上添加することを必要とする。
次に熱延は、本発明に従った成分範囲において、加熱温
度を1100〜1250℃とし、オーステナイト相が十分析出し
ている1050℃以上で70％以上の累積圧下率を確保しなけ
ればならない。また焼鈍はオーステナイト相の析出しな
い850〜1000℃で行い、その後好ましくは0.5℃/sec以上
で冷却することで、さらに熱延板の靱性を向上させるこ
とができるのである。
者を満足したとき、優れた加工性と溶接性を有する熱延
鋼板が製造できるのである。本発明の特徴を模式的に示
したのが第１図である。つまり本発明に従ったSi1〜３
％、Cr12〜18％の鋼において、本発明に従った熱延方法
にて熱延組織を細粒化させるためには十分な量のオース
テナイト相を析出させる必要があり、そのためにはＣを
0.05％以上添加しなければならない。また1000℃以下で
オーステナイト相が析出するのを抑制し、焼鈍可能にす
るためにはAlを0.05％以上添加することを必要とする。
次に熱延は、本発明に従った成分範囲において、加熱温
度を1100〜1250℃とし、オーステナイト相が十分析出し
ている1050℃以上で70％以上の累積圧下率を確保しなけ
ればならない。また焼鈍はオーステナイト相の析出しな
い850〜1000℃で行い、その後好ましくは0.5℃/sec以上
で冷却することで、さらに熱延板の靱性を向上させるこ
とができるのである。
以下に本発明の実施例を記載する。
第１表に供試材の化学組成（重量％）を示す。第１表に
示すＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇの鋼塊は実験室で溶製した
小型鋼塊である。またＥとＨの鋼塊は生産に使用されて
いる実際の転炉および連続鋳造で作製した鋼塊である。
示すＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇの鋼塊は実験室で溶製した
小型鋼塊である。またＥとＨの鋼塊は生産に使用されて
いる実際の転炉および連続鋳造で作製した鋼塊である。
実施例−１ 第１表に示すＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇの鋼塊を使用し、
熱延前の加熱温度を、1130℃、1150℃、1200℃、1250
℃、1300℃に変化させ、また1050℃以上での累積圧下率
を60％、70％、80％に制御し圧延を行い、最終的にはい
ずれも7mm厚さまで熱延を行った。熱延板から5mm厚サブ
サイズのシャルピー試験片を切り出し、衝撃値4kgm/cm2
を越える温度で靱性を評価した。その結果を第２表に示
す。この表から室温以下で衝撃値4kgm/cm2を越える良好
な靱性を有する熱延板を得るには、加熱温度を1250℃以
下にし、1050℃以上まで累積圧下率を70％以上確保する
ことが必要であることが判る。次にNo.5、No.8〜12の熱
延板を800〜1050℃で10分加熱し、空冷した。この時の
平均冷却速度は５℃/secであった。この焼鈍板から5mm
厚サブサイズのシャルピー試験片、6mm厚の曲げ試験片
と溶接試験片を切り出し評価を行った。靱性は衝撃値4k
gm/cm2を越える温度で、曲げ加工性は半径12mmで90°曲
げを室温にて行い、割れ発生の有無で、また溶接性は室
温で拘束溶接試験を行い、割れ発生の有無で評価した。
拘束溶接試験の模式図を第２図に、評価結果を第３表に
示す。この評価結果から、オーステナイト相の析出する
1000℃超では著しく靱性が低下し、加工性、溶接性が劣
化し、また850℃未満の焼鈍温度では熱延板の靱性と何
等代わるところがなく靱性向上効果が見られない。さら
にNo.5とNo.10の熱延板を用い、930℃で10分間焼鈍後、
0.1〜10℃/secで冷却し、5mm厚サブサイズのシャルピー
試験片を切り出し、衝撃値4kgm/cm2を越える温度で靱性
を評価した。その結果を第４表に示す。この結果から靱
性を向上させるには0.5℃/sec以上の冷却速度が必要で
あることが判る。
熱延前の加熱温度を、1130℃、1150℃、1200℃、1250
℃、1300℃に変化させ、また1050℃以上での累積圧下率
を60％、70％、80％に制御し圧延を行い、最終的にはい
ずれも7mm厚さまで熱延を行った。熱延板から5mm厚サブ
サイズのシャルピー試験片を切り出し、衝撃値4kgm/cm2
を越える温度で靱性を評価した。その結果を第２表に示
す。この表から室温以下で衝撃値4kgm/cm2を越える良好
な靱性を有する熱延板を得るには、加熱温度を1250℃以
下にし、1050℃以上まで累積圧下率を70％以上確保する
ことが必要であることが判る。次にNo.5、No.8〜12の熱
延板を800〜1050℃で10分加熱し、空冷した。この時の
平均冷却速度は５℃/secであった。この焼鈍板から5mm
厚サブサイズのシャルピー試験片、6mm厚の曲げ試験片
と溶接試験片を切り出し評価を行った。靱性は衝撃値4k
gm/cm2を越える温度で、曲げ加工性は半径12mmで90°曲
げを室温にて行い、割れ発生の有無で、また溶接性は室
温で拘束溶接試験を行い、割れ発生の有無で評価した。
拘束溶接試験の模式図を第２図に、評価結果を第３表に
示す。この評価結果から、オーステナイト相の析出する
1000℃超では著しく靱性が低下し、加工性、溶接性が劣
化し、また850℃未満の焼鈍温度では熱延板の靱性と何
等代わるところがなく靱性向上効果が見られない。さら
にNo.5とNo.10の熱延板を用い、930℃で10分間焼鈍後、
0.1〜10℃/secで冷却し、5mm厚サブサイズのシャルピー
試験片を切り出し、衝撃値4kgm/cm2を越える温度で靱性
を評価した。その結果を第４表に示す。この結果から靱
性を向上させるには0.5℃/sec以上の冷却速度が必要で
あることが判る。
実施例−２ 第１表に示すＥおよびＨの鋼塊を工場の熱間圧延機にて
圧延を行った。このときの加熱温度は1180℃で、1050℃
以上の粗圧延で91％の累積圧下を行い、続く仕上げ熱延
にて最終的には6mm厚まで圧延し、850℃でコイルに巻き
取った。このときの１パス当たりの圧下率は５〜30％で
あった。次にこの熱延コイルを連続焼鈍装置で焼鈍し
た。このときの加熱温度は930℃で２分保定後、20℃/se
cで冷却した。このコイルから5mm厚サブサイズのシャル
ピー試験片を切り出し、衝撃値4kgm/cm2を越える温度で
靱性を評価した。曲げ加工性は6mm厚の試験片で半径12m
mで90°曲げを室温にて行い、割れ発生の有無で評価し
た。また溶接性は6mm厚の試験片を用い、室温にて拘束
溶接試験を行い、割れ発生の有無で評価した。その結果
を第５表に示す。この結果から、本発明の成分範囲にあ
る鋼を、本発明の方法にて製造すると耐熱性、加工性、
溶接性の優れた熱延鋼板ができることが判る。
圧延を行った。このときの加熱温度は1180℃で、1050℃
以上の粗圧延で91％の累積圧下を行い、続く仕上げ熱延
にて最終的には6mm厚まで圧延し、850℃でコイルに巻き
取った。このときの１パス当たりの圧下率は５〜30％で
あった。次にこの熱延コイルを連続焼鈍装置で焼鈍し
た。このときの加熱温度は930℃で２分保定後、20℃/se
cで冷却した。このコイルから5mm厚サブサイズのシャル
ピー試験片を切り出し、衝撃値4kgm/cm2を越える温度で
靱性を評価した。曲げ加工性は6mm厚の試験片で半径12m
mで90°曲げを室温にて行い、割れ発生の有無で評価し
た。また溶接性は6mm厚の試験片を用い、室温にて拘束
溶接試験を行い、割れ発生の有無で評価した。その結果
を第５表に示す。この結果から、本発明の成分範囲にあ
る鋼を、本発明の方法にて製造すると耐熱性、加工性、
溶接性の優れた熱延鋼板ができることが判る。
〔発明の効果〕 上述の如く、本発明はフェライト系ステンレス熱延鋼板
の成分を一定範囲に限定するとともに、熱間圧延におけ
る加熱条件、熱延条件を規定し、さらに必要に応じ熱延
後の熱処理を施すことにより、耐熱性は勿論、従来から
問題とされていた加工性、溶接性も優れた材料を提供す
るものである。
の成分を一定範囲に限定するとともに、熱間圧延におけ
る加熱条件、熱延条件を規定し、さらに必要に応じ熱延
後の熱処理を施すことにより、耐熱性は勿論、従来から
問題とされていた加工性、溶接性も優れた材料を提供す
るものである。
第１図は本発明での製造方法を模式的に表した図、第２
図は拘束溶接試験の溶接条件と拘束状態を模式的に示し
た図である。
図は拘束溶接試験の溶接条件と拘束状態を模式的に示し
た図である。
フロントページの続き (72)発明者 末広 利行 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式會社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭63−162818（ＪＰ，Ａ) 特公 昭57−2267（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭58−19725（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (3)
- 【請求項１】重量パーセントで、C:0.05〜0.10％、Si:1
〜３％、Cr:12〜18％、Al:0.05〜0.20％含み、残部Feお
よび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼
を、熱間圧延前に1100〜1250℃の温度に加熱し、1050℃
以上の温度域にて累積圧下率で70％以上圧延することを
特徴とする耐熱性、加工性、溶接性の優れたフェライト
系ステンレス熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量パーセントで、C:0.05〜0.10％、Si:1
〜３％、Cr:12〜18％、Al:0.05〜0.20％含み、残部Feお
よび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼
を、熱間圧延前に1100〜1250℃の温度に加熱し、1050℃
以上の温度域にて累積圧下率で70％以上圧延し、かくし
て得られた熱延板を850〜1000℃に加熱し、次いで急冷
することを特徴とする耐熱性、加工性、溶接性の優れた
フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】熱延板を850〜1000℃に加熱した後の冷却
速度を0.5℃/sec以上とすることを特徴とする請求項２
記載の耐熱性、加工性、溶接性の優れたフェライト系ス
テンレス熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63250904A JPH079036B2 (ja) | 1988-10-06 | 1988-10-06 | 耐熱性，加工性，溶接性の優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63250904A JPH079036B2 (ja) | 1988-10-06 | 1988-10-06 | 耐熱性，加工性，溶接性の優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02101118A JPH02101118A (ja) | 1990-04-12 |
| JPH079036B2 true JPH079036B2 (ja) | 1995-02-01 |
Family
ID=17214758
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63250904A Expired - Fee Related JPH079036B2 (ja) | 1988-10-06 | 1988-10-06 | 耐熱性，加工性，溶接性の優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH079036B2 (ja) |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS572267A (en) * | 1980-05-09 | 1982-01-07 | Mcneilab Inc | 5-(4-chlorobenzoyl)-1,4-dimethylpyrrole-2- carboxyaldehyde and manufacture |
| JPS5819725A (ja) * | 1981-07-28 | 1983-02-04 | Canon Inc | 回転ヘツド装置 |
| JPH0694574B2 (ja) * | 1986-12-26 | 1994-11-24 | 川崎製鉄株式会社 | プレス成形性のきわめて優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-10-06 JP JP63250904A patent/JPH079036B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02101118A (ja) | 1990-04-12 |
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