JPH0794688B2 - 高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の靭性を改善する製造方法 - Google Patents
高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の靭性を改善する製造方法Info
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- JPH0794688B2 JPH0794688B2 JP62211471A JP21147187A JPH0794688B2 JP H0794688 B2 JPH0794688 B2 JP H0794688B2 JP 62211471 A JP62211471 A JP 62211471A JP 21147187 A JP21147187 A JP 21147187A JP H0794688 B2 JPH0794688 B2 JP H0794688B2
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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〕 本発明はストーブのチムニー，自動車の排気ガス浄化装
置，電熱線などの耐熱用途に使用されるFe−Cr−Alフェ
ライト系ステンレス鋼の熱延鋼帯の靱性を改善する製造
方法に関する。
置，電熱線などの耐熱用途に使用されるFe−Cr−Alフェ
ライト系ステンレス鋼の熱延鋼帯の靱性を改善する製造
方法に関する。
Fe−Cr−Al鋼は優れた耐高温酸化特性を有しストーブの
チムニーをはじめとして各種の耐熱用途に適している。
ストーブのチムニーではその使用温度は通常は850〜900
℃程度であるが，燃焼効率の向上の点からその使用温度
は1000℃程度に上昇する傾向にある。また，使用する板
厚も薄肉化する傾向にある。
チムニーをはじめとして各種の耐熱用途に適している。
ストーブのチムニーではその使用温度は通常は850〜900
℃程度であるが，燃焼効率の向上の点からその使用温度
は1000℃程度に上昇する傾向にある。また，使用する板
厚も薄肉化する傾向にある。
自動車の排気ガス浄化装置の触媒コンバーターでは，従
来のセラミックハニカム担持体に代えてメタル基板の担
持体を使用することが提案されている。この場合，ハニ
カム構造体を構成するメタル基板の表面に触媒担持体で
あるγAl2O3のコーテイング層を形成させ，この触媒担
持体層に触媒物質を含浸または塗布させる。かようなハ
ニカム構造体を構成するメタル基板材料として，例え
ば，特公昭58-1971号公報，特開昭56-96726号公報，特
開昭57-71898号公報，特開昭58-177437号公報にはFe−C
r−Al鋼を使用することが提案されている。
来のセラミックハニカム担持体に代えてメタル基板の担
持体を使用することが提案されている。この場合，ハニ
カム構造体を構成するメタル基板の表面に触媒担持体で
あるγAl2O3のコーテイング層を形成させ，この触媒担
持体層に触媒物質を含浸または塗布させる。かようなハ
ニカム構造体を構成するメタル基板材料として，例え
ば，特公昭58-1971号公報，特開昭56-96726号公報，特
開昭57-71898号公報，特開昭58-177437号公報にはFe−C
r−Al鋼を使用することが提案されている。
この用途では排ガス自身の温度並びに排ガスと触媒との
反応熱により著しい温度上昇があるのでメタル基板には
厳しい耐高温酸化特性が要求されるが,Fe−Cr−Al鋼は
表面に形成されるAl2O3の皮膜によって耐酸化性が維持
される。このためAlの含有が必須となる。また該メタル
基板はその板厚が薄いこと例えば数10μｍ程度の極薄と
することが望まれるが，極薄化するとAlが涸渇して異常
酸化を生じので，そのため一層の高Al化が必要とされ
る。
反応熱により著しい温度上昇があるのでメタル基板には
厳しい耐高温酸化特性が要求されるが,Fe−Cr−Al鋼は
表面に形成されるAl2O3の皮膜によって耐酸化性が維持
される。このためAlの含有が必須となる。また該メタル
基板はその板厚が薄いこと例えば数10μｍ程度の極薄と
することが望まれるが，極薄化するとAlが涸渇して異常
酸化を生じので，そのため一層の高Al化が必要とされ
る。
上記のような要求に対応するにはFe−Cr−Al鋼のAl含有
量を増加する必要がある，高Al含有鋼はその製造が難し
い。従来の用途では製造性および特性の両面から３％Al
が主に使用されていたが，前述のように耐酸化性に対す
る要求の高まりにつれ３％Alレベル以上のAlの含有が必
要となってきた。しかし，このような高AlレベルのFe−
Cr−Al鋼が熱延鋼帯の靱性が極度に低下するので通常の
製造ラインではその熱延鋼帯を製造することができな
い。
量を増加する必要がある，高Al含有鋼はその製造が難し
い。従来の用途では製造性および特性の両面から３％Al
が主に使用されていたが，前述のように耐酸化性に対す
る要求の高まりにつれ３％Alレベル以上のAlの含有が必
要となってきた。しかし，このような高AlレベルのFe−
Cr−Al鋼が熱延鋼帯の靱性が極度に低下するので通常の
製造ラインではその熱延鋼帯を製造することができな
い。
すなわちFe−Cr−Al鋼は従来より475℃脆性が生じやす
くスラブの割れあるいは熱延板の靱性が劣るなどの製造
性に係わる問題を本質的に抱えているが,Al量の増加に
よってこの問題がさらに増強される。特に熱延鋼帯の巻
きかえ作業に割れを発生して大きなトラブルとなり，こ
の傾向は冬期では一層著しくなる。
くスラブの割れあるいは熱延板の靱性が劣るなどの製造
性に係わる問題を本質的に抱えているが,Al量の増加に
よってこの問題がさらに増強される。特に熱延鋼帯の巻
きかえ作業に割れを発生して大きなトラブルとなり，こ
の傾向は冬期では一層著しくなる。
また，適量のTiをFe−Cr−Al鋼に含有させると,Fe−Cr
−Al鋼表面に生成した酸化皮膜の剥離を防止することが
でき，また鋳造組織も微細化できるので，前記の用途に
適した鋼が得られるが，このTiの存在はまた475℃脆性
を一層増強させるという問題が付随する。
−Al鋼表面に生成した酸化皮膜の剥離を防止することが
でき，また鋳造組織も微細化できるので，前記の用途に
適した鋼が得られるが，このTiの存在はまた475℃脆性
を一層増強させるという問題が付随する。
本発明は，このような問題を解決することを目的とした
もので,Tiを含有し且つ高Al含有のFe−Cr−Al鋼の熱延
鋼帯を靱性の大きな低下なく製造することのできる技術
の確立を目的としたものである。
もので,Tiを含有し且つ高Al含有のFe−Cr−Al鋼の熱延
鋼帯を靱性の大きな低下なく製造することのできる技術
の確立を目的としたものである。
本発明は,C;0.03％以下,Si;1.5％以下,Mn;0.5％以下,C
r;13〜26％,S;0.005％以下,Al;3〜７％,N;0.03％以下,T
i;0.05％〜0.4％で且つ下式で示される過剰〔Ti〕 が0.2％以下，さらに，場合によっては,REM,CaおよびＹ
の１種または２種以上を0.1％以下を含有し，残部が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
鋼のスラブを熱間圧延するに際し，当該スラブを1150℃
〜1300℃の範囲で加熱した後，粗圧延および仕上げ圧延
を行う熱間圧延における熱延仕上げ温度Tf（℃）を，鋼
中に含有するAl量と〔Ti〕量に応じて次式を満足する条
件で行い， Tf≧720℃＋80・（Al−３）＋300・〔Ti〕 巻取り後は急水冷することを特徴とする耐高温酸化特性
に優れた高Al含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の
靱性を改善する製造方法を提供するものである。
r;13〜26％,S;0.005％以下,Al;3〜７％,N;0.03％以下,T
i;0.05％〜0.4％で且つ下式で示される過剰〔Ti〕 が0.2％以下，さらに，場合によっては,REM,CaおよびＹ
の１種または２種以上を0.1％以下を含有し，残部が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
鋼のスラブを熱間圧延するに際し，当該スラブを1150℃
〜1300℃の範囲で加熱した後，粗圧延および仕上げ圧延
を行う熱間圧延における熱延仕上げ温度Tf（℃）を，鋼
中に含有するAl量と〔Ti〕量に応じて次式を満足する条
件で行い， Tf≧720℃＋80・（Al−３）＋300・〔Ti〕 巻取り後は急水冷することを特徴とする耐高温酸化特性
に優れた高Al含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の
靱性を改善する製造方法を提供するものである。
本発明によると，好ましくは3.5％以上，更に好ましく
は４％以上の高Alを含有した且つTiを含有した非常に耐
高温酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼の熱延鋼
帯を靱性を低下させることなく通常の鋼帯製造ラインに
よって製造することができる。
は４％以上の高Alを含有した且つTiを含有した非常に耐
高温酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼の熱延鋼
帯を靱性を低下させることなく通常の鋼帯製造ラインに
よって製造することができる。
以下に本発明の内容を具体的に説明する。
本発明は耐高温酸化特性に優れたフェライト系ステンレ
ス鋼の熱延鋼帯の靱性を合金含有量と熱間圧延条件の両
面から改善したものである。
ス鋼の熱延鋼帯の靱性を合金含有量と熱間圧延条件の両
面から改善したものである。
Fe−Cr−Al合金の耐熱性は先述のように主に表面に形成
されるAl2O3の皮膜によって保持される為，本合金の耐
酸化性はAl量に大きく依存している。例えば,2mm程度の
板厚の場合には,Fe−18Cr−3Al合金は1200℃まで十分な
耐酸化性を有する。しかし，板厚が減少することともに
急激に耐酸化性は劣下し，例えば50μｍでは1050℃で連
続100hrで異常酸化を生じる。
されるAl2O3の皮膜によって保持される為，本合金の耐
酸化性はAl量に大きく依存している。例えば,2mm程度の
板厚の場合には,Fe−18Cr−3Al合金は1200℃まで十分な
耐酸化性を有する。しかし，板厚が減少することともに
急激に耐酸化性は劣下し，例えば50μｍでは1050℃で連
続100hrで異常酸化を生じる。
第１図はＣ≦0.015％,Si≒0.4％,Mn≒0.4％,P≒0.02％,
S≦0.002％,N≦0.015％,Cr;13〜23％,Al;2〜６％,Ti;0.
1〜0.5％を含有するFe−Cr−Al合金の厚さ50μｍ材の11
00℃での酸化増量をCr量とAl量で整理したものである。
図中の黒丸は異常酸化が発生したことを示している。白
丸は健全な状態を示し，図中の数字は酸化増量を示す。
異常酸化の発生を示す境界線は主にAl量，次いでCr量に
依存していることがわかる。第１図の一点鎖線は1150
℃，点線は1000℃での異常酸化が発生する境界を示して
いる。
S≦0.002％,N≦0.015％,Cr;13〜23％,Al;2〜６％,Ti;0.
1〜0.5％を含有するFe−Cr−Al合金の厚さ50μｍ材の11
00℃での酸化増量をCr量とAl量で整理したものである。
図中の黒丸は異常酸化が発生したことを示している。白
丸は健全な状態を示し，図中の数字は酸化増量を示す。
異常酸化の発生を示す境界線は主にAl量，次いでCr量に
依存していることがわかる。第１図の一点鎖線は1150
℃，点線は1000℃での異常酸化が発生する境界を示して
いる。
第１図からわかることは，厚み50μｍにおいては,1100
℃以上で十分な耐酸化性を得るには３％を超えるAl,好
ましくは４％以上のAlの含有が必要であるということで
ある。一方，該酸化試験後の表面観察の結果から,Al単
独添加の場合には，該温度からの冷却過程でスケールが
表面からはがれる現象があることがわかった。すなわち
スケールの剥離抵抗がAl単独添加では劣る。このスケー
ルの剥離を防止する為には後述のように微量のTiの添
加，更にはREM,CaおよびＹの微量の添加が有効である。
℃以上で十分な耐酸化性を得るには３％を超えるAl,好
ましくは４％以上のAlの含有が必要であるということで
ある。一方，該酸化試験後の表面観察の結果から,Al単
独添加の場合には，該温度からの冷却過程でスケールが
表面からはがれる現象があることがわかった。すなわち
スケールの剥離抵抗がAl単独添加では劣る。このスケー
ルの剥離を防止する為には後述のように微量のTiの添
加，更にはREM,CaおよびＹの微量の添加が有効である。
他方，高Al,高Cr鋼の製造試験を行った。検討に用いた
鋼の化学成分値を第１表に示す。これらの鋼を200kg真
空溶解した後，鍛造により50mmt×200mmw×Ｌとし，温
間キズ取り後1150℃抽出により熱間圧延を行った。熱間
圧延後は475℃脆性を防止するために急水冷を行った。
仕上げ板厚は2.9mmである。得られた熱間圧延鋼帯は巻
き替えの為，コイルビルドアップラインで巻きかえを行
ったが，レベラーローラー中で脆性的に破断した。この
現象は特に高Al鋼ほど顕著であった。
鋼の化学成分値を第１表に示す。これらの鋼を200kg真
空溶解した後，鍛造により50mmt×200mmw×Ｌとし，温
間キズ取り後1150℃抽出により熱間圧延を行った。熱間
圧延後は475℃脆性を防止するために急水冷を行った。
仕上げ板厚は2.9mmである。得られた熱間圧延鋼帯は巻
き替えの為，コイルビルドアップラインで巻きかえを行
ったが，レベラーローラー中で脆性的に破断した。この
現象は特に高Al鋼ほど顕著であった。
前記の製造性試験での熱延鋼帯の靱性劣下は一つは475
℃脆性によるものと考えられ，その防止の為に巻き取り
後に急水冷を施したものであるがそれでもなお高Al鋼の
靱性を確保するにはいたらなかった。この原因について
種々検討した結果，熱延鋼帯の靱性劣下の要因として， 475℃脆性に対しては， （１） 同一Cr量の場合,Alによって475℃脆性が助長さ
れる， （２） 475℃脆性は〔Ti〕量の増加によって著しく助
長される， ことがわかり，さらに，熱延鋼帯の靱性に対しては （３） 熱延仕上げ温度が低い程，熱延鋼帯の靱性は低
くなる， という傾向があることがわかった。
℃脆性によるものと考えられ，その防止の為に巻き取り
後に急水冷を施したものであるがそれでもなお高Al鋼の
靱性を確保するにはいたらなかった。この原因について
種々検討した結果，熱延鋼帯の靱性劣下の要因として， 475℃脆性に対しては， （１） 同一Cr量の場合,Alによって475℃脆性が助長さ
れる， （２） 475℃脆性は〔Ti〕量の増加によって著しく助
長される， ことがわかり，さらに，熱延鋼帯の靱性に対しては （３） 熱延仕上げ温度が低い程，熱延鋼帯の靱性は低
くなる， という傾向があることがわかった。
熱延仕上げ温度は一般のフェライト単相系ではリジング
を防止する為に低くする傾向にあるが，本系鋼では従来
のように熱延仕上げ温度を低くした熱延方法を採ると，
その靱性が確保できないという新たな知見を得た。そこ
で，この知見にもとずき熱延鋼帯の靱性を向上すべく前
記鋼種のスラブ小片を用いて各鋼の熱延仕上げと曲げ特
性の関係を系統的に調査した。すなわち50mmt×100mmw
×100mmLの小片を1200℃〜1250℃に加熱保持後８パスで
3.2mmtの熱延板にした。仕上げ温度の調整には低温側は
ディレイ圧延を，また，高温側は保熱を行った。熱延板
の靱性の評価は曲げ試験で行った。これはレベラーのロ
ールあるいはルーパーのロールによる曲げあるいはコイ
ルの先端部を起す際など第１に問題となる曲げ操作を再
現するためである。曲げ角度が50°程度あれば通板可能
であるが，さらに90°以上得られれば十分にコイル通板
可能となる。そこで，この曲げ角度と熱延仕上げ温度の
関係を求め第２図を得た。
を防止する為に低くする傾向にあるが，本系鋼では従来
のように熱延仕上げ温度を低くした熱延方法を採ると，
その靱性が確保できないという新たな知見を得た。そこ
で，この知見にもとずき熱延鋼帯の靱性を向上すべく前
記鋼種のスラブ小片を用いて各鋼の熱延仕上げと曲げ特
性の関係を系統的に調査した。すなわち50mmt×100mmw
×100mmLの小片を1200℃〜1250℃に加熱保持後８パスで
3.2mmtの熱延板にした。仕上げ温度の調整には低温側は
ディレイ圧延を，また，高温側は保熱を行った。熱延板
の靱性の評価は曲げ試験で行った。これはレベラーのロ
ールあるいはルーパーのロールによる曲げあるいはコイ
ルの先端部を起す際など第１に問題となる曲げ操作を再
現するためである。曲げ角度が50°程度あれば通板可能
であるが，さらに90°以上得られれば十分にコイル通板
可能となる。そこで，この曲げ角度と熱延仕上げ温度の
関係を求め第２図を得た。
第２図から，先ず第一に,Al量の増加および〔Ti〕量の
増加によって曲げ特性は著しく低下すること，すなわち
Al量の高い領域においてはTiの過剰添加は熱延板の靱性
を劣下させるので好ましくないことがわかる。第二に，
靱性を改善するには熱延の仕上げ温度を高めることが極
めて有利であることがわかる。
増加によって曲げ特性は著しく低下すること，すなわち
Al量の高い領域においてはTiの過剰添加は熱延板の靱性
を劣下させるので好ましくないことがわかる。第二に，
靱性を改善するには熱延の仕上げ温度を高めることが極
めて有利であることがわかる。
この基本事実の知見から，十分な曲げ角度を得るにはAl
量およびTi量（具体的には過剰Ti量である〔Ti〕量）と
熱延仕上げ温度との関係において， Tf≧720℃＋80・（Al−３）＋300・〔Ti〕 の関係を満足するように熱延仕上げ温度Tfを決めればよ
いことがわかった。
量およびTi量（具体的には過剰Ti量である〔Ti〕量）と
熱延仕上げ温度との関係において， Tf≧720℃＋80・（Al−３）＋300・〔Ti〕 の関係を満足するように熱延仕上げ温度Tfを決めればよ
いことがわかった。
これまでに，熱延板の衝撃靱性を向上させる為には熱延
仕上げ温度を低くし繊維状組織を発達させ，セパレーシ
ョン現象を利用して靱性を発現させるという考え方もあ
る。しかし本発明の対象とする鋼では高温仕上げほど靱
性は高くなる。この点について冶金学的に考察してみる
と次のようなことが考えられる。フェライト系ステンレ
ス鋼は動的回復型の合金であり，熱間圧延前段ではほと
んど硬化しないが850℃以下になると歪の蓄積が著しく
なり熱間圧延においても顕著な加工硬化を示す（このこ
とは第２図に示す表面硬さ変化からも明らかである）。
この加工硬化は一般にはその後の急冷によって凍結され
熱延板焼鈍時の再結晶駆動力となる。ところが，本発明
の対象とする高Al鋼においては，この残存する加工硬化
による強度レベルの上昇が曲げ工程における表面応力値
の上昇をもたらし靱性に対し有害となる。すなわち高Al
鋼の熱延鋼帯に熱延による加工歪が残存すると，熱延鋼
帯の強度レベルが上昇し靱性を低下させる。
仕上げ温度を低くし繊維状組織を発達させ，セパレーシ
ョン現象を利用して靱性を発現させるという考え方もあ
る。しかし本発明の対象とする鋼では高温仕上げほど靱
性は高くなる。この点について冶金学的に考察してみる
と次のようなことが考えられる。フェライト系ステンレ
ス鋼は動的回復型の合金であり，熱間圧延前段ではほと
んど硬化しないが850℃以下になると歪の蓄積が著しく
なり熱間圧延においても顕著な加工硬化を示す（このこ
とは第２図に示す表面硬さ変化からも明らかである）。
この加工硬化は一般にはその後の急冷によって凍結され
熱延板焼鈍時の再結晶駆動力となる。ところが，本発明
の対象とする高Al鋼においては，この残存する加工硬化
による強度レベルの上昇が曲げ工程における表面応力値
の上昇をもたらし靱性に対し有害となる。すなわち高Al
鋼の熱延鋼帯に熱延による加工歪が残存すると，熱延鋼
帯の強度レベルが上昇し靱性を低下させる。
また，固溶Alおよび固溶過剰〔Ti〕も同様に熱延鋼帯の
強度レベルを上昇させる。そして，このAlおよび〔Ti〕
は475℃脆性をも助長させる。この475℃脆性を抑止する
為に熱延巻き取り後に水冷することが必須である。しか
し熱延仕上げ温度が低いと熱延での加工歪が残存した熱
延鋼帯となり上述のように強度レベルが上昇し曲げ靱性
をかえって劣下させる結果となる。したがって，靱性劣
下の防止には，熱延仕上げ温度を上昇させること，つま
りフェライト鋼に動的な回復を生じさせて熱延での加工
歪をできるだけ残存させないことが重要となり，引き続
いて475℃脆性を防止する為の急水冷を行なうのであ
る。このようにして熱延での加工硬化を極力防止するこ
とおよび475℃脆性を防止することによって次工程での
曲げ加工時に発生する表面応力を低下させることが可能
となる。
強度レベルを上昇させる。そして，このAlおよび〔Ti〕
は475℃脆性をも助長させる。この475℃脆性を抑止する
為に熱延巻き取り後に水冷することが必須である。しか
し熱延仕上げ温度が低いと熱延での加工歪が残存した熱
延鋼帯となり上述のように強度レベルが上昇し曲げ靱性
をかえって劣下させる結果となる。したがって，靱性劣
下の防止には，熱延仕上げ温度を上昇させること，つま
りフェライト鋼に動的な回復を生じさせて熱延での加工
歪をできるだけ残存させないことが重要となり，引き続
いて475℃脆性を防止する為の急水冷を行なうのであ
る。このようにして熱延での加工硬化を極力防止するこ
とおよび475℃脆性を防止することによって次工程での
曲げ加工時に発生する表面応力を低下させることが可能
となる。
以上のように，本発明においては,Al量と過剰〔Ti〕と
の関連において，熱延仕上げ温度が Tf≧720℃＋80・（Al−３）＋300・〔Ti〕 の関係を満足するように熱間圧延することが，前記の目
的を達成するうえで基本的な条件となることを新たに見
出したものである。
の関連において，熱延仕上げ温度が Tf≧720℃＋80・（Al−３）＋300・〔Ti〕 の関係を満足するように熱間圧延することが，前記の目
的を達成するうえで基本的な条件となることを新たに見
出したものである。
次に，本発明において合金元素の含有量を特許請求の範
囲に記載のように限定した理由の概要を説明する。
囲に記載のように限定した理由の概要を説明する。
ＣおよびN:Fe−Cr−Al鋼に対するＣとＮの耐酸化性に及
ぼす影響としては,C,N量が増すと異常酸化を発生すると
いうことがある。さらにＣおよびＮは該鋼板の靱性を劣
化させかつ冷延時に割れを助長する。これの防止にはTi
の添加が有効であるが,C,N量が増加するとその分多量の
Tiが必要となり，多量のTi添加による弊害を招くことに
なる。このようなことからＣとＮの含有量の上限をそれ
ぞれ0.03％とする。
ぼす影響としては,C,N量が増すと異常酸化を発生すると
いうことがある。さらにＣおよびＮは該鋼板の靱性を劣
化させかつ冷延時に割れを助長する。これの防止にはTi
の添加が有効であるが,C,N量が増加するとその分多量の
Tiが必要となり，多量のTi添加による弊害を招くことに
なる。このようなことからＣとＮの含有量の上限をそれ
ぞれ0.03％とする。
Si:Siは耐高温酸化性の改善に有効である。しかし、多
量添加すると鋼を著しく硬質にし，冷延性，加工性を劣
化させる。このような理由からSiの上限を1.5％とし
た。
量添加すると鋼を著しく硬質にし，冷延性，加工性を劣
化させる。このような理由からSiの上限を1.5％とし
た。
Mn:Mnは多量が含有させるFe−Cr−Al鋼の耐酸化性を劣
化させるようになるので，その上限を0.5％以下とす
る。
化させるようになるので，その上限を0.5％以下とす
る。
Cr:耐酸化性を維持する基本的な元素であるが,13％未満
ではその特性が得られず，また26％を越えて添加すると
靱性を劣化させるので13〜26％の範囲で含有させる。
ではその特性が得られず，また26％を越えて添加すると
靱性を劣化させるので13〜26％の範囲で含有させる。
S:SはMnSとして酸化の起点となる。特に異常酸化の点か
ら0.005％以下とし低い方が望ましい。
ら0.005％以下とし低い方が望ましい。
Al:AlはCrとならび本系鋼の耐酸化性を維持する主要元
素である。本発明の対象としている用途は薄板或いは超
薄板の分野であり，従来よりも高い耐酸化性を維持する
必要がありその為にはAlを３％以上，好ましくは3.5％
以上，更に好ましくは4.0％以上含有させる。一方,7％
を超える含有では熱間加工が実質上困難となる。
素である。本発明の対象としている用途は薄板或いは超
薄板の分野であり，従来よりも高い耐酸化性を維持する
必要がありその為にはAlを３％以上，好ましくは3.5％
以上，更に好ましくは4.0％以上含有させる。一方,7％
を超える含有では熱間加工が実質上困難となる。
Ti:Tiは本発明鋼の製造上において重要な元素である。
すなわちTiは本鋼の鋳造組織を微細化し熱間加工性およ
び冷間加工性を改善する。また,Tiは高温酸化によって
生じた鋼表面のスケール（Al2O3）の密着性を改善し，
また鋼の成形加工性を向上させる。しかし，過剰に添加
するとかえって熱延鋼帯の靱性を急激に劣化させるとい
う本発明の目的に反する結果となる。このため,Cおよび
Ｎの固定に必要なTiを除いた過剰の固溶〔Ti〕量を制限
する必要がある。一般にTiの効果を利用するには少なく
とも0.05％の添加が必要であり，他方,0.4％を超えて添
加すると加工性，特に二次加工性が劣下するので，この
範囲でTiを添加するが,CおよびＮの固定に必要な固定Ti
を除いた過剰〔Ti〕が0.2％を超えると熱延鋼帯の靱性
は著しく劣下してしまうので,Tiの含有量は0.05〜0.4％
の範囲であって且つ下式で表される固溶した過剰量〔T
i〕を0.2％以下とする。
すなわちTiは本鋼の鋳造組織を微細化し熱間加工性およ
び冷間加工性を改善する。また,Tiは高温酸化によって
生じた鋼表面のスケール（Al2O3）の密着性を改善し，
また鋼の成形加工性を向上させる。しかし，過剰に添加
するとかえって熱延鋼帯の靱性を急激に劣化させるとい
う本発明の目的に反する結果となる。このため,Cおよび
Ｎの固定に必要なTiを除いた過剰の固溶〔Ti〕量を制限
する必要がある。一般にTiの効果を利用するには少なく
とも0.05％の添加が必要であり，他方,0.4％を超えて添
加すると加工性，特に二次加工性が劣下するので，この
範囲でTiを添加するが,CおよびＮの固定に必要な固定Ti
を除いた過剰〔Ti〕が0.2％を超えると熱延鋼帯の靱性
は著しく劣下してしまうので,Tiの含有量は0.05〜0.4％
の範囲であって且つ下式で表される固溶した過剰量〔T
i〕を0.2％以下とする。
なお，本発明はストーブのチムニー材料，或いは自動車
の排気ガス浄化装置などの触媒担持体用のメタル基板材
料としてその要求特性を具備する耐高温酸化性に優れた
鋼板を提供しようとするものであるが，より過酷な条件
に備える為にREM,Ca,Yの１種または２種以上を添加する
ことが効果的である。これらはスケールの密着性の改善
を通じて異常酸化抵抗を増す。しかし過剰に添加すると
いわゆる介在物に起因したふくれの原因となり，薄板で
は大きな欠陥になる。したがって，これら元素の含有量
の上限は0.1％とするのがよい。
の排気ガス浄化装置などの触媒担持体用のメタル基板材
料としてその要求特性を具備する耐高温酸化性に優れた
鋼板を提供しようとするものであるが，より過酷な条件
に備える為にREM,Ca,Yの１種または２種以上を添加する
ことが効果的である。これらはスケールの密着性の改善
を通じて異常酸化抵抗を増す。しかし過剰に添加すると
いわゆる介在物に起因したふくれの原因となり，薄板で
は大きな欠陥になる。したがって，これら元素の含有量
の上限は0.1％とするのがよい。
以上の化学成分値のFe−Cr−Alの熱延鋼帯を製造するに
際し，本発明法において粗圧延の開始温度（スラブ加熱
温度）を1150℃以上としたのは1150℃未満では十分な熱
間圧延仕上げ温度を確保することができず，かつ，本発
明鋼のような優れた耐酸化性を有する鋼では低温で熱延
するとロールに金属凝着を生じ線状キズを多量に発生す
ることになるからである。一方，スラブ加熱（抽出）温
度を1300℃以下としたのは,1300℃をこえると結晶粒が
粗大化して次工程における再結晶を困難にするからであ
る。
際し，本発明法において粗圧延の開始温度（スラブ加熱
温度）を1150℃以上としたのは1150℃未満では十分な熱
間圧延仕上げ温度を確保することができず，かつ，本発
明鋼のような優れた耐酸化性を有する鋼では低温で熱延
するとロールに金属凝着を生じ線状キズを多量に発生す
ることになるからである。一方，スラブ加熱（抽出）温
度を1300℃以下としたのは,1300℃をこえると結晶粒が
粗大化して次工程における再結晶を困難にするからであ
る。
また，熱延仕上げ温度の下限をAl量および過剰〔Ti〕量
に従って定めたのは，既に説明したようにAl量および
〔Ti〕量が増すと熱延鋼帯の靱性が劣化する為である。
すなわち,Al量および〔Ti〕量の増加によって475℃脆性
が助長されるとともに鋼の強度レベルが固溶AlおよびTi
によって高くなって靱性劣化が大きくなり，これに熱延
での歪蓄積による強化が脆性をさらに助長するもので,A
l量および〔Ti〕量の増加に従って仕上げ圧延温度（T
f）の下限を制限する必要があるからである。
に従って定めたのは，既に説明したようにAl量および
〔Ti〕量が増すと熱延鋼帯の靱性が劣化する為である。
すなわち,Al量および〔Ti〕量の増加によって475℃脆性
が助長されるとともに鋼の強度レベルが固溶AlおよびTi
によって高くなって靱性劣化が大きくなり，これに熱延
での歪蓄積による強化が脆性をさらに助長するもので,A
l量および〔Ti〕量の増加に従って仕上げ圧延温度（T
f）の下限を制限する必要があるからである。
Tfを次式で定める温度で制限することによって得られる
熱延鋼帯は十分な靱性が確保され，本発明に従うTi含有
の高AlのFe−Cr−Alが熱延鋼帯として製造することがで
きる。
熱延鋼帯は十分な靱性が確保され，本発明に従うTi含有
の高AlのFe−Cr−Alが熱延鋼帯として製造することがで
きる。
Tf≧720℃＋80・（Al−３）＋300・〔Ti〕 以下に本発明の実施例を示す。
第２表に示す化学成分値並びに各鋼のAl量および過剰
〔Ti〕量から算出したTf値を有する供試鋼について厚さ
200mmのスラブを製造し，第３表に示すスラブ加熱温度
（スラブ抽出温度）で粗圧延および仕上げ圧延を行い，
その仕上げ温度と巻き取り条件を第３表に示すような条
件のもとで行って3.0mmの熱間圧延コイルを製造した。
〔Ti〕量から算出したTf値を有する供試鋼について厚さ
200mmのスラブを製造し，第３表に示すスラブ加熱温度
（スラブ抽出温度）で粗圧延および仕上げ圧延を行い，
その仕上げ温度と巻き取り条件を第３表に示すような条
件のもとで行って3.0mmの熱間圧延コイルを製造した。
得られた熱延鋼帯の靱性（90°曲げ試験結果），並びに
該熱延鋼帯から製造した50μｍの薄鋼板の1100℃×100h
rの大気中連続酸化試験の結果を第３表に併記した。
該熱延鋼帯から製造した50μｍの薄鋼板の1100℃×100h
rの大気中連続酸化試験の結果を第３表に併記した。
第３表の結果より，本発明に従う場合には，高Al鋼の熱
延鋼帯の靱性は良好であり，且つこれらの50μｍの薄板
の高温耐酸化性は非常に良好であることがわかる。
延鋼帯の靱性は良好であり，且つこれらの50μｍの薄板
の高温耐酸化性は非常に良好であることがわかる。
これに対し,Tf値より低い仕上げ温度の比較例（ｂ）で
は熱延板に割れが発生して極薄鋼板に製造ができず，比
較例（ｄ）のようにスラブ加熱温度および仕上げ温度が
本発明の条件を満足していても巻き取り時に急水冷しな
かった場合には熱延板に割れが発生して同様に極薄鋼板
の製造ができず，また比較例（ｆ）のように仕上げ温度
並びに急水冷巻き取りを行ってもスラブ加熱温度が本発
明範囲を超える高温の場合には熱延板の靱性が劣ると共
に冷延板のリジングの発生が見られる。さらに,No.5の
鋼では過剰〔Ti〕が多くて熱延板に割れが発生して極薄
鋼板に製造することができず,No.6鋼のように過剰〔T
i〕は本発明の範囲であってもAl含有量の少ない鋼では5
0μｍ板では異常酸化が生じて本発明の目的を達成でき
ない。
は熱延板に割れが発生して極薄鋼板に製造ができず，比
較例（ｄ）のようにスラブ加熱温度および仕上げ温度が
本発明の条件を満足していても巻き取り時に急水冷しな
かった場合には熱延板に割れが発生して同様に極薄鋼板
の製造ができず，また比較例（ｆ）のように仕上げ温度
並びに急水冷巻き取りを行ってもスラブ加熱温度が本発
明範囲を超える高温の場合には熱延板の靱性が劣ると共
に冷延板のリジングの発生が見られる。さらに,No.5の
鋼では過剰〔Ti〕が多くて熱延板に割れが発生して極薄
鋼板に製造することができず,No.6鋼のように過剰〔T
i〕は本発明の範囲であってもAl含有量の少ない鋼では5
0μｍ板では異常酸化が生じて本発明の目的を達成でき
ない。
第１図はエレマ電気炉を用いてFe−Cr−Al鋼の50μｍ薄
鋼板について大気中連続酸化試験（試験条件は1000℃×
200hr,1100℃×100hrおよび1150℃×100hr）を行った場
合の異常酸化を起こす領域をAl量とCr量で整理して示し
た図， 第２図は表示の３種のFe−Cr−Al鋼の熱延仕上げ温度
と，熱延板の表面硬さおよび曲げ試験における曲げ角度
（先端Ｒ＝ｔ（板厚））の曲げ試験結果）との関係を示
す図である。
鋼板について大気中連続酸化試験（試験条件は1000℃×
200hr,1100℃×100hrおよび1150℃×100hr）を行った場
合の異常酸化を起こす領域をAl量とCr量で整理して示し
た図， 第２図は表示の３種のFe−Cr−Al鋼の熱延仕上げ温度
と，熱延板の表面硬さおよび曲げ試験における曲げ角度
（先端Ｒ＝ｔ（板厚））の曲げ試験結果）との関係を示
す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】C;0.03％以下,Si;1.5％以下,Mn;0.5％以
下,Cr;13〜26％,S;0.005％以下,Al;3〜７％,N;0.03％以
下,Ti;0.05％〜0.4％で且つ下式で示される過剰〔T
i〕， が0.2％以下，残部が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のスラブを熱間圧延するに際
し，当該スラブを1150℃〜1300℃の範囲で加熱した後，
粗圧延および仕上げ圧延を行う熱間圧延における熱延仕
上げ温度Tf（℃）を，鋼中に含有するAl量と〔Ti〕量に
応じて次式を満足する条件で行い， Tf≧720℃＋80・（Al−３）＋300・〔Ti〕 巻取り後は急水冷することを特徴とする耐高温酸化特性
に優れた高Al含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の
靱性を改善する製造方法。 - 【請求項２】鋼中のAl含有量は3.5％〜７％である特許
請求の範囲第１項記載の製造方法。 - 【請求項３】C;0.03％以下,Si;1.5％以下,Mn;0.5％以
下,Cr;13〜26％,S;0.005％以下,Al;3〜７％,N;0.03％以
下,Ti;0.05％〜0.4％で且つ下式で示される過剰〔T
i〕， が0.2％以下，さらに,REM,CaおよびＹの１種または２種
以上:0.1％以下，残部が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のスラブを熱間圧延するに
際し，当該スラブを1150℃〜1300℃の範囲で加熱した
後，粗圧延および仕上げ圧延を行う熱間圧延における熱
延仕上げ温度Tf（℃）を，鋼中に含有するAl量と〔Ti〕
量に応じて次式を満足する条件で行い， Tf≧720℃＋80・（Al−３）＋300・〔Ti〕 巻取り後は急水冷することを特徴とする耐高温酸化特性
に優れた高Al含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の
靱性を改善する製造方法。 - 【請求項４】鋼中のAl含有量は3.5％〜７％である特許
請求の範囲第３項記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62211471A JPH0794688B2 (ja) | 1987-08-27 | 1987-08-27 | 高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の靭性を改善する製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62211471A JPH0794688B2 (ja) | 1987-08-27 | 1987-08-27 | 高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の靭性を改善する製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6456822A JPS6456822A (en) | 1989-03-03 |
| JPH0794688B2 true JPH0794688B2 (ja) | 1995-10-11 |
Family
ID=16606492
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62211471A Expired - Lifetime JPH0794688B2 (ja) | 1987-08-27 | 1987-08-27 | 高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の靭性を改善する製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0794688B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103348023B (zh) | 2011-02-08 | 2015-11-25 | 新日铁住金不锈钢株式会社 | 铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢板的制造方法 |
| JP5561447B1 (ja) | 2012-12-17 | 2014-07-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス鋼板およびステンレス箔 |
| EP2980251B1 (en) | 2013-03-27 | 2017-12-13 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip |
| CN109072372B (zh) | 2016-03-24 | 2021-02-12 | 日铁不锈钢株式会社 | 韧性良好的含有Ti的铁素体系不锈钢板和法兰 |
| JP6022097B1 (ja) | 2016-03-30 | 2016-11-09 | 日新製鋼株式会社 | Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板および製造方法 |
| JP6261648B2 (ja) | 2016-05-16 | 2018-01-17 | 日新製鋼株式会社 | 排気管フランジ部品用Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板および製造方法 |
| JP6319537B1 (ja) * | 2016-10-17 | 2018-05-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス鋼板およびステンレス箔 |
| CN111318566B (zh) * | 2020-03-17 | 2021-07-30 | 中北大学 | 铁铬铝合金连铸板坯热轧钢卷的生产方法 |
-
1987
- 1987-08-27 JP JP62211471A patent/JPH0794688B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6456822A (en) | 1989-03-03 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |