JPH08232015A - 高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents
高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法Info
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- JPH08232015A JPH08232015A JP6208695A JP6208695A JPH08232015A JP H08232015 A JPH08232015 A JP H08232015A JP 6208695 A JP6208695 A JP 6208695A JP 6208695 A JP6208695 A JP 6208695A JP H08232015 A JPH08232015 A JP H08232015A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 最終製品において優れた靭性を有し、かつ熱
間押出し後の製品に表面しわのない高Ｃｒフェライト系
ステンレス鋼材の製造方法を提供する。 【構成】 重量％にて、Ｃｒ：２５．０〜３１．０％、
Ｍｏ：０．５〜５．０％、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃ：
０．０１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含有する
か、または更にＮｂ：１．０％以下を含有する高Ｃｒフ
ェライト系ステンレス鋼素材を熱間塑性加工する際の最
終パスにおいて、８００〜９００℃で１０分以上加熱保
持した後、引き続き加工率２０％以上の鍛造または圧延
を施す。また、前記加工熱処理に引き続いて溶体化処理
及び／または押出し加工を施す。
間押出し後の製品に表面しわのない高Ｃｒフェライト系
ステンレス鋼材の製造方法を提供する。 【構成】 重量％にて、Ｃｒ：２５．０〜３１．０％、
Ｍｏ：０．５〜５．０％、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃ：
０．０１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含有する
か、または更にＮｂ：１．０％以下を含有する高Ｃｒフ
ェライト系ステンレス鋼素材を熱間塑性加工する際の最
終パスにおいて、８００〜９００℃で１０分以上加熱保
持した後、引き続き加工率２０％以上の鍛造または圧延
を施す。また、前記加工熱処理に引き続いて溶体化処理
及び／または押出し加工を施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、最終製品において優れ
た靭性を有し、かつ熱間押出し後の製品に表面しわのな
い高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法に関す
る。
た靭性を有し、かつ熱間押出し後の製品に表面しわのな
い高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】高耐食性フェライト系ステンレス鋼とし
ては、Ｃ及びＮの含有量をできるだけ低減した高純度高
Ｃｒフェライト系ステンレス鋼が開発され、一般に普及
している。例えば、石油化学プラント、発電所の熱交換
器、公害防止関係プラント等で使用されている外、近年
は建築外壁材、半導体製造装置材料としても注目されて
いる。
ては、Ｃ及びＮの含有量をできるだけ低減した高純度高
Ｃｒフェライト系ステンレス鋼が開発され、一般に普及
している。例えば、石油化学プラント、発電所の熱交換
器、公害防止関係プラント等で使用されている外、近年
は建築外壁材、半導体製造装置材料としても注目されて
いる。
【０００３】一般に、フェライト系ステンレス鋼は、８
００〜９００℃の温度範囲に加熱保持すると、σ相やχ
相等のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏを主成分とする金属間化合物が
析出し靭性が低下する。また、４５０〜５５０℃の温度
範囲に加熱保持すると、４７５℃脆性として知られる脆
化現象を示す。このため、かかる材料は、１０００℃以
上の高温で溶体化処理を施した後、急冷して使用され
る。
００〜９００℃の温度範囲に加熱保持すると、σ相やχ
相等のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏを主成分とする金属間化合物が
析出し靭性が低下する。また、４５０〜５５０℃の温度
範囲に加熱保持すると、４７５℃脆性として知られる脆
化現象を示す。このため、かかる材料は、１０００℃以
上の高温で溶体化処理を施した後、急冷して使用され
る。
【０００４】ところが、フェライト系ステンレス鋼はオ
ーステナイト系ステンレス鋼に比べ粒成長が速いため、
得られる材料は、例えばＡＳＴＭ ＧＳ Ｎｏ．＜２の
粗粒となり、引き続き行なわれる熱間加工あるいは冷間
加工での表面しわの発生原因となる。この結果、表面し
わの手入れ工数が増大し、歩留が低下する。
ーステナイト系ステンレス鋼に比べ粒成長が速いため、
得られる材料は、例えばＡＳＴＭ ＧＳ Ｎｏ．＜２の
粗粒となり、引き続き行なわれる熱間加工あるいは冷間
加工での表面しわの発生原因となる。この結果、表面し
わの手入れ工数が増大し、歩留が低下する。
【０００５】前記欠点を除き靭性を改善するため、従来
から種々の提案がなされている。例えば、特公昭５７−
３８６５５号公報には、高純度高Ｃｒフェライト系ステ
ンレス鋼板のリジング防止のための加工熱処理条件が開
示され、また特公昭５８−１９７２５号公報には、高純
度高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板の靭性改善のため
の加工熱処理条件が示されている。これらは、いずれも
均一な完全再結晶組織を得ることを目的とし、以下の２
条件を満足するように熱間圧延条件と熱処理温度が制限
されている。
から種々の提案がなされている。例えば、特公昭５７−
３８６５５号公報には、高純度高Ｃｒフェライト系ステ
ンレス鋼板のリジング防止のための加工熱処理条件が開
示され、また特公昭５８−１９７２５号公報には、高純
度高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板の靭性改善のため
の加工熱処理条件が示されている。これらは、いずれも
均一な完全再結晶組織を得ることを目的とし、以下の２
条件を満足するように熱間圧延条件と熱処理温度が制限
されている。
【０００６】（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作られるための熱間圧延温度
とその圧下率。 （２） 潜在再結晶核の大部分が同時に駆動するのに十
分であるが、再結晶粒同志が接触した時点でその成長を
停止する程度の熱エネルギーを供給するための中間焼鈍
条件。
結晶核生成点がランダムに作られるための熱間圧延温度
とその圧下率。 （２） 潜在再結晶核の大部分が同時に駆動するのに十
分であるが、再結晶粒同志が接触した時点でその成長を
停止する程度の熱エネルギーを供給するための中間焼鈍
条件。
【０００７】一方、Ａｌｌｏｙ ７１８で代表されるＮ
ｉ基合金では、例えば“Ｐｒｏｃ．Ｓｕｐｅｒａｌｌｏ
ｙｓ ７１８，６２５ ａｎｄ Ｖａｒｉｏｕｓ Ｄｅ
ｒｉｖａｔｉｖｅｓ（１９９１） Ｐ．９１３”に示さ
れるような、δ相析出域で同相のピンニング効果を利用
した鍛造による細粒化が報告されている。しかし、フェ
ライト系ステンレス鋼については、高温脆化や熱応力割
れの懸念から、こうした試みは行なわれなかった。
ｉ基合金では、例えば“Ｐｒｏｃ．Ｓｕｐｅｒａｌｌｏ
ｙｓ ７１８，６２５ ａｎｄ Ｖａｒｉｏｕｓ Ｄｅ
ｒｉｖａｔｉｖｅｓ（１９９１） Ｐ．９１３”に示さ
れるような、δ相析出域で同相のピンニング効果を利用
した鍛造による細粒化が報告されている。しかし、フェ
ライト系ステンレス鋼については、高温脆化や熱応力割
れの懸念から、こうした試みは行なわれなかった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】前記特公昭５７−３８
６５５号公報及び特公昭５８−１９７２５号公報に記載
された発明は、板材の圧延において、潜在再結晶核なる
光学顕微鏡等で直接確認できないものの制御を前提とし
ており、鋼管や棒鋼のように連続的な加工熱処理ができ
ないバルク形状のものには適用し難い。
６５５号公報及び特公昭５８−１９７２５号公報に記載
された発明は、板材の圧延において、潜在再結晶核なる
光学顕微鏡等で直接確認できないものの制御を前提とし
ており、鋼管や棒鋼のように連続的な加工熱処理ができ
ないバルク形状のものには適用し難い。
【０００９】この発明は、前記の現状に鑑み、鋼管や棒
鋼のように連続的な加工熱処理ができないバルク形状の
ものにも容易に適用でき、最終製品において優れた靭性
を有し、かつ熱間押出し後の製品に表面しわのない高Ｃ
ｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法を提供するも
のである。
鋼のように連続的な加工熱処理ができないバルク形状の
ものにも容易に適用でき、最終製品において優れた靭性
を有し、かつ熱間押出し後の製品に表面しわのない高Ｃ
ｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法を提供するも
のである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するた
め、本発明者は、高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼の金
属間化合物の析出条件と細粒化のための加工熱処理条件
について鋭意研究を行なった。その結果、析出させるた
めの成分範囲及び加工前の熱処理条件、その析出物を利
用して細粒化するための加工条件、更にその細粒組織を
維持するための最終熱処理条件を見出した。
め、本発明者は、高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼の金
属間化合物の析出条件と細粒化のための加工熱処理条件
について鋭意研究を行なった。その結果、析出させるた
めの成分範囲及び加工前の熱処理条件、その析出物を利
用して細粒化するための加工条件、更にその細粒組織を
維持するための最終熱処理条件を見出した。
【００１１】更に詳細に説明すれば、χ相と呼ばれるＦ
ｅ、Ｃｒ、Ｍｏを主成分とする金属間化合物を析出させ
る目的のため、Ｃｒ、Ｍｏが必須成分であること。ま
た、図１に示す当該成分のＴＴＴ線図を作製して検討し
た結果、熱間加工の最終パス前には、この相を析出させ
るため、８００〜９００℃の中間加熱が必要なことが判
明した。更に、十分な靭性を有する製品を得るには、χ
相は固溶させるが、同時に粗粒化を阻止する目的で最終
熱処理条件を決定した。以上の知見に基づいて、本願発
明は次のように完成された。
ｅ、Ｃｒ、Ｍｏを主成分とする金属間化合物を析出させ
る目的のため、Ｃｒ、Ｍｏが必須成分であること。ま
た、図１に示す当該成分のＴＴＴ線図を作製して検討し
た結果、熱間加工の最終パス前には、この相を析出させ
るため、８００〜９００℃の中間加熱が必要なことが判
明した。更に、十分な靭性を有する製品を得るには、χ
相は固溶させるが、同時に粗粒化を阻止する目的で最終
熱処理条件を決定した。以上の知見に基づいて、本願発
明は次のように完成された。
【００１２】（１） 重量％にて、Ｃｒ：２５．０〜３
１．０％、Ｍｏ：０．５〜５．０％、Ｎｉ：４．０％以
下、Ｃ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含
有する高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼素材を熱間加工
する際の最終パスにおいて、８００〜９００℃で１０分
以上加熱保持した後、引き続き加工率２０％以上の鍛造
または圧延を施すことを特徴とする高Ｃｒフェライト系
ステンレス鋼材の製造方法。
１．０％、Ｍｏ：０．５〜５．０％、Ｎｉ：４．０％以
下、Ｃ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含
有する高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼素材を熱間加工
する際の最終パスにおいて、８００〜９００℃で１０分
以上加熱保持した後、引き続き加工率２０％以上の鍛造
または圧延を施すことを特徴とする高Ｃｒフェライト系
ステンレス鋼材の製造方法。
【００１３】（２） ８００〜９００℃で１０分以上加
熱保持した後、引き続き８００〜９５０℃に再加熱し
て、加工率２０％以上の鍛造または圧延を施すことを特
徴とする前記（１）項に記載の高Ｃｒフェライト系ステ
ンレス鋼材の製造方法。
熱保持した後、引き続き８００〜９５０℃に再加熱し
て、加工率２０％以上の鍛造または圧延を施すことを特
徴とする前記（１）項に記載の高Ｃｒフェライト系ステ
ンレス鋼材の製造方法。
【００１４】（３） ８００〜９００℃で１０分以上加
熱保持した後、引き続き加工率２０％以上の鍛造または
圧延を行なう際に、鋼素材温度が７００℃に下降したと
き８００〜９５０℃に再加熱して鍛造または圧延を継続
して仕上げることを特徴とする前記（１）項に記載の高
Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
熱保持した後、引き続き加工率２０％以上の鍛造または
圧延を行なう際に、鋼素材温度が７００℃に下降したと
き８００〜９５０℃に再加熱して鍛造または圧延を継続
して仕上げることを特徴とする前記（１）項に記載の高
Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
【００１５】（４） 高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼
素材が前記化学成分のほかにＮｂ：１．０％以下を含有
することを特徴とする前記（１）項、（２）項及び
（３）項に記載の高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の
製造方法。
素材が前記化学成分のほかにＮｂ：１．０％以下を含有
することを特徴とする前記（１）項、（２）項及び
（３）項に記載の高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の
製造方法。
【００１６】（５） 前記最終パスにおいて、加工率２
０％以上の鍛造または圧延を施した後、９００〜１０５
０℃で１〜３０分間加熱保持して冷却することを特徴と
する前記（１）項、（２）項、（３）項及び（４）項に
記載の高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
０％以上の鍛造または圧延を施した後、９００〜１０５
０℃で１〜３０分間加熱保持して冷却することを特徴と
する前記（１）項、（２）項、（３）項及び（４）項に
記載の高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
【００１７】（６） 前記最終パスにおいて、加工率２
０％以上の鍛造または圧延を施した後、９００〜１０５
０℃で１〜３０分間加熱保持して押出し比３以上で熱間
押出し加工を施して冷却することを特徴とする前記
（１）項、（２）項、（３）項及び（４）項に記載の高
Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
０％以上の鍛造または圧延を施した後、９００〜１０５
０℃で１〜３０分間加熱保持して押出し比３以上で熱間
押出し加工を施して冷却することを特徴とする前記
（１）項、（２）項、（３）項及び（４）項に記載の高
Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
【００１８】
【作用】本発明の加工熱処理ヒートパターンは、図２に
示すように、請求項１に対応する（Ａ）、請求項２に対
応する（Ｂ）、請求項３に対応する（Ｃ）の３パターン
に分けられる。その際の加熱温度ａは８００〜９００℃
で保持時間は１０分以上である。この温度設定は、図１
に示す高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼のＴＴＴ線図に
示すように、χ相析出範囲に加熱しχ相析出状態で熱間
加工するために決められるのである。そのためには、Ｔ
ＴＴ線図より８００〜９００℃の温度範囲に１０分以上
加熱保持する必要のあることがわかる。そして、保持時
間は１２０分を超えて長く保持しても析出効果は飽和し
て変わりないから１２０分を上限として、それ以下の時
間範囲に保持することが望ましい。このχ相析出状態で
熱間加工するのは、χ相のピンニング効果による結晶粒
の粗大化防止を利用するためである。
示すように、請求項１に対応する（Ａ）、請求項２に対
応する（Ｂ）、請求項３に対応する（Ｃ）の３パターン
に分けられる。その際の加熱温度ａは８００〜９００℃
で保持時間は１０分以上である。この温度設定は、図１
に示す高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼のＴＴＴ線図に
示すように、χ相析出範囲に加熱しχ相析出状態で熱間
加工するために決められるのである。そのためには、Ｔ
ＴＴ線図より８００〜９００℃の温度範囲に１０分以上
加熱保持する必要のあることがわかる。そして、保持時
間は１２０分を超えて長く保持しても析出効果は飽和し
て変わりないから１２０分を上限として、それ以下の時
間範囲に保持することが望ましい。このχ相析出状態で
熱間加工するのは、χ相のピンニング効果による結晶粒
の粗大化防止を利用するためである。
【００１９】前記加熱によりχ相析出状態となった鋼素
材は、引き続き鍛造や圧延の熱間加工を施されるが、そ
の加工は最低７００℃で仕上げられるようにする。ま
た、大型素材では加熱温度ａに加熱し、更に８００〜９
５０℃の温度範囲ｂで均熱した後熱間加工を施す。そし
て、図２（Ａ）の加工熱処理パターンでは仕上げられな
い場合には、（Ｃ）に示すように、鋼素材温度が７００
℃近く（符号ｃで示す）まで降下したとき、加工途中で
再加熱して８００〜９５０℃の温度範囲ｂ′で均熱して
加工を継続し７００℃に降下する間に仕上げる。
材は、引き続き鍛造や圧延の熱間加工を施されるが、そ
の加工は最低７００℃で仕上げられるようにする。ま
た、大型素材では加熱温度ａに加熱し、更に８００〜９
５０℃の温度範囲ｂで均熱した後熱間加工を施す。そし
て、図２（Ａ）の加工熱処理パターンでは仕上げられな
い場合には、（Ｃ）に示すように、鋼素材温度が７００
℃近く（符号ｃで示す）まで降下したとき、加工途中で
再加熱して８００〜９５０℃の温度範囲ｂ′で均熱して
加工を継続し７００℃に降下する間に仕上げる。
【００２０】前記３パターンの加工熱処理により得られ
る鋼材は、いずれも半製品であり、図３（Ａ）、
（Ｂ）、（Ｃ）に示すように、それぞれの加工熱処理に
引き続いて９５０〜１０５０℃の温度範囲ｅで１〜３０
分加熱保持する溶体化処理を施して、バルブ、ノズル等
の部品に機械加工して仕上げる。なお、前記は加工終了
温度ｃから溶体化処理温度範囲ｅに再加熱した場合を示
したが、物によっては加工熱処理を終わった後、一旦常
温まで冷却しておき、溶体化処理は後日単独に行なうこ
ともある。また、図４（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）に示すよ
うに、それぞれの加工熱処理を終わった後、再加熱して
９５０〜１０５０℃の温度範囲ｅ′で１〜３０分加熱保
持し押出し比３以上で押出し加工して、鋼管や棒鋼に仕
上げる。なお、前記は加工熱処理を終わった後、一旦常
温まで冷却しておき、押出し加工温度範囲ｅ′に再加熱
した場合を示したが、加工終了温度ｃから引き続き押出
し加工温度範囲ｅ′に再加熱して押出し加工することも
できる。また、溶体化処理後の冷却ｆ及び押出し加工後
の冷却ｆ′は、水焼き入れや噴霧冷却等により冷却速度
２００℃／分以上で急冷することが望ましい。
る鋼材は、いずれも半製品であり、図３（Ａ）、
（Ｂ）、（Ｃ）に示すように、それぞれの加工熱処理に
引き続いて９５０〜１０５０℃の温度範囲ｅで１〜３０
分加熱保持する溶体化処理を施して、バルブ、ノズル等
の部品に機械加工して仕上げる。なお、前記は加工終了
温度ｃから溶体化処理温度範囲ｅに再加熱した場合を示
したが、物によっては加工熱処理を終わった後、一旦常
温まで冷却しておき、溶体化処理は後日単独に行なうこ
ともある。また、図４（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）に示すよ
うに、それぞれの加工熱処理を終わった後、再加熱して
９５０〜１０５０℃の温度範囲ｅ′で１〜３０分加熱保
持し押出し比３以上で押出し加工して、鋼管や棒鋼に仕
上げる。なお、前記は加工熱処理を終わった後、一旦常
温まで冷却しておき、押出し加工温度範囲ｅ′に再加熱
した場合を示したが、加工終了温度ｃから引き続き押出
し加工温度範囲ｅ′に再加熱して押出し加工することも
できる。また、溶体化処理後の冷却ｆ及び押出し加工後
の冷却ｆ′は、水焼き入れや噴霧冷却等により冷却速度
２００℃／分以上で急冷することが望ましい。
【００２１】高純度高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼を
前記のごとく、加工熱処理することにより、優れた靭性
を有する鋼材を得ることができ、また熱間押出し製品は
表面しわのない高品質のものが得られる。
前記のごとく、加工熱処理することにより、優れた靭性
を有する鋼材を得ることができ、また熱間押出し製品は
表面しわのない高品質のものが得られる。
【００２２】次に、本発明の対象鋼の化学成分を限定し
た理由について説明する。Ｃｒは、安定な不働態被膜を
形成し、耐食性の向上に極めて有効であり、またχ相析
出の必須元素である。これらの特性を十分に付与するに
は、２５％以上の含有が必要である。しかし、３１％を
超えると、４７５℃脆性やσ相脆性等の高Ｃｒ鋼特有の
脆化現象が起こりやすくなるため、その含有量は２５〜
３１％の範囲に限定した。
た理由について説明する。Ｃｒは、安定な不働態被膜を
形成し、耐食性の向上に極めて有効であり、またχ相析
出の必須元素である。これらの特性を十分に付与するに
は、２５％以上の含有が必要である。しかし、３１％を
超えると、４７５℃脆性やσ相脆性等の高Ｃｒ鋼特有の
脆化現象が起こりやすくなるため、その含有量は２５〜
３１％の範囲に限定した。
【００２３】Ｍｏは、耐食性、特に耐孔食性、耐隙間腐
食性の改善に顕著な効果を有し、またχ相析出の必須元
素である。これらの効果が十分に得られるためには０．
５％以上の含有が必要である。しかし、５．０％を超え
ると、加工性や機械的性質を害するので、その含有量は
０．５〜５．０％の範囲に限定した。
食性の改善に顕著な効果を有し、またχ相析出の必須元
素である。これらの効果が十分に得られるためには０．
５％以上の含有が必要である。しかし、５．０％を超え
ると、加工性や機械的性質を害するので、その含有量は
０．５〜５．０％の範囲に限定した。
【００２４】Ｎｉは、靭性の向上とＨ2ＳＯ4やＨＣｌ等
の強酸に対する耐食性の向上に有効であり、最大４．０
％の含有で十分な効果が得られ、４．０％を超えると応
力腐食割れ感受性を高め、かつσ相等の脆化相の析出を
促進するため、その含有量は４．０％以下に限定した。
の強酸に対する耐食性の向上に有効であり、最大４．０
％の含有で十分な効果が得られ、４．０％を超えると応
力腐食割れ感受性を高め、かつσ相等の脆化相の析出を
促進するため、その含有量は４．０％以下に限定した。
【００２５】Ｃ、Ｎは、その固溶量が高Ｃｒフェライト
系ステンレス鋼では極めて小さく、Ｃｒ、Ｍｏ等の炭化
物、窒化物あるいは炭窒化物が粒界上に形成されやす
い。この粒界析出物により、鋼の機械的性質特に低温靭
性が劣化するばかりでなく、これらの析出物の周りでは
Ｃｒ、Ｍｏ等の濃度が低下し、耐食性も劣化する。かか
る点を考慮し、更にＣはＮよりも一層有害であることよ
り、Ｃは０．０１０％以下、Ｎは０．０２０％以下に限
定した。
系ステンレス鋼では極めて小さく、Ｃｒ、Ｍｏ等の炭化
物、窒化物あるいは炭窒化物が粒界上に形成されやす
い。この粒界析出物により、鋼の機械的性質特に低温靭
性が劣化するばかりでなく、これらの析出物の周りでは
Ｃｒ、Ｍｏ等の濃度が低下し、耐食性も劣化する。かか
る点を考慮し、更にＣはＮよりも一層有害であることよ
り、Ｃは０．０１０％以下、Ｎは０．０２０％以下に限
定した。
【００２６】Ｎｂは、その含有により耐食性と靭性に有
害なＣ、Ｎを固定し、その結果特性が改善される。しか
し、過剰な添加は、Ｎｂの鋼中への固溶により靭性の劣
化を招くため、その含有量は１．０％以下に限定した。
なお、Ｎｂと同様の作用・効果を有するＴｉ、Ｔａ、Ａ
ｌ、Ｖ等を添加含有させることもできる。
害なＣ、Ｎを固定し、その結果特性が改善される。しか
し、過剰な添加は、Ｎｂの鋼中への固溶により靭性の劣
化を招くため、その含有量は１．０％以下に限定した。
なお、Ｎｂと同様の作用・効果を有するＴｉ、Ｔａ、Ａ
ｌ、Ｖ等を添加含有させることもできる。
【００２７】前記成分以外の主成分はＦｅで、他に不可
避的不純物を含む。しかし、本発明は、χ相析出域での
熱間加工による細粒化を目的とするものであり、この目
的を阻害しない限り、その他の成分元素を添加含有する
ことができる。
避的不純物を含む。しかし、本発明は、χ相析出域での
熱間加工による細粒化を目的とするものであり、この目
的を阻害しない限り、その他の成分元素を添加含有する
ことができる。
【００２８】また、加工熱処理条件を限定した理由につ
いて説明する。熱間加工、すなわち鍛造あるいは圧延に
おける最終パスの前にχ相を主とする析出物を析出させ
るため、８００〜９００℃で１０分以上望ましくは１２
０分以下の範囲で加熱する。図１に示す高Ｃｒフェライ
ト系ステンレス鋼のＴＴＴ線図からわかるように、加熱
温度が８００℃未満あるいは９００℃を超えると、析出
時間が長くなり実用的ではない。また、加熱時間が１０
分未満では、χ相の析出量が不十分で細粒化の効果が小
さく、逆に１２０分を超えると効果が飽和し不経済であ
る。この加熱条件では、炭化物等も同時に析出するが、
その析出固溶挙動はχ相にほぼ等しく細粒化にも寄与す
る。これら析出相のピンニング効果を十分に利用するに
は、最終加工前の面積率で２０％以上の析出相が存在す
ることが必要である。
いて説明する。熱間加工、すなわち鍛造あるいは圧延に
おける最終パスの前にχ相を主とする析出物を析出させ
るため、８００〜９００℃で１０分以上望ましくは１２
０分以下の範囲で加熱する。図１に示す高Ｃｒフェライ
ト系ステンレス鋼のＴＴＴ線図からわかるように、加熱
温度が８００℃未満あるいは９００℃を超えると、析出
時間が長くなり実用的ではない。また、加熱時間が１０
分未満では、χ相の析出量が不十分で細粒化の効果が小
さく、逆に１２０分を超えると効果が飽和し不経済であ
る。この加熱条件では、炭化物等も同時に析出するが、
その析出固溶挙動はχ相にほぼ等しく細粒化にも寄与す
る。これら析出相のピンニング効果を十分に利用するに
は、最終加工前の面積率で２０％以上の析出相が存在す
ることが必要である。
【００２９】熱間加工における最終パスでは、析出相の
ピンニング効果を利用するため、χ相の析出温度範囲を
中心に加工する。そして、加工時の温度が７００℃未満
では変形効率が悪く、かつ割れる恐れがあるから７００
℃を加工温度の下限とする。また、９５０℃を超えると
χ相析出物の固溶が始まり十分なピンニング効果が得ら
れないため、９５０℃を加工温度の上限とした。なお、
被加工材の肉厚全体を十分に細粒化するため、最終パス
における断面減少率は２０％以上とすることが望まし
い。
ピンニング効果を利用するため、χ相の析出温度範囲を
中心に加工する。そして、加工時の温度が７００℃未満
では変形効率が悪く、かつ割れる恐れがあるから７００
℃を加工温度の下限とする。また、９５０℃を超えると
χ相析出物の固溶が始まり十分なピンニング効果が得ら
れないため、９５０℃を加工温度の上限とした。なお、
被加工材の肉厚全体を十分に細粒化するため、最終パス
における断面減少率は２０％以上とすることが望まし
い。
【００３０】前記図２（Ａ）〜（Ｃ）に示す加工熱処理
されたままでは、未固溶析出物が残存し、十分な靭性が
得られないため、図３（Ａ）〜（Ｃ）に示す溶体化処理
を施す。この溶体化処理の条件としては、完全固溶と粗
粒化防止の観点から加熱温度９５０〜１０５０℃、保持
時間１〜３０分とした。この条件で得られる粒度は、Ａ
ＳＴＭ ＧＳ、Ｎｏ．≧２を目標とした。なお、溶体化
処理後の冷却速度ｆは、χ相等の再析出防止と４７５℃
脆化防止の点から２００℃／分以上が望ましい。この冷
却速度は、例えば水焼き入れや噴霧冷却等により実現さ
れる。
されたままでは、未固溶析出物が残存し、十分な靭性が
得られないため、図３（Ａ）〜（Ｃ）に示す溶体化処理
を施す。この溶体化処理の条件としては、完全固溶と粗
粒化防止の観点から加熱温度９５０〜１０５０℃、保持
時間１〜３０分とした。この条件で得られる粒度は、Ａ
ＳＴＭ ＧＳ、Ｎｏ．≧２を目標とした。なお、溶体化
処理後の冷却速度ｆは、χ相等の再析出防止と４７５℃
脆化防止の点から２００℃／分以上が望ましい。この冷
却速度は、例えば水焼き入れや噴霧冷却等により実現さ
れる。
【００３１】本発明の実施により鍛造あるいは圧延を施
して得られた鋼材を、熱間押出しに供すると、表面しわ
のない高品位の製品に仕上げることができる。そのため
には、加工条件としてχ相等の析出物の完全固溶と粗粒
化阻止の観点から加熱温度９５０〜１０５０℃、保持時
間１〜３０分とした。この条件で得られる粒度は、ＡＳ
ＴＭ ＧＳ、Ｎｏ．≧５を目標とした。なお、溶体化処
理後の冷却速度ｆ′は、χ相等の再析出防止と４７５℃
脆化防止の点から２００℃／分以上が望ましい。
して得られた鋼材を、熱間押出しに供すると、表面しわ
のない高品位の製品に仕上げることができる。そのため
には、加工条件としてχ相等の析出物の完全固溶と粗粒
化阻止の観点から加熱温度９５０〜１０５０℃、保持時
間１〜３０分とした。この条件で得られる粒度は、ＡＳ
ＴＭ ＧＳ、Ｎｏ．≧５を目標とした。なお、溶体化処
理後の冷却速度ｆ′は、χ相等の再析出防止と４７５℃
脆化防止の点から２００℃／分以上が望ましい。
【００３２】
【実施例】本発明の実施例として、表１に示す高Ｃｒフ
ェライト系ステンレス鋼の供試材１（Ｎｂ非含有鋼）及
び供試材２（Ｎｂ含有鋼）を、それぞれ１トン真空誘導
溶解炉で溶製し、４００■鋼塊に鋳造した。該鋼塊を１
０５０℃に加熱し、通常の条件で鍛造（３パス）し２１
０■とした。そして、表２に示す条件で最終鍛造を行な
い１７５■（加工率３１％）とした。
ェライト系ステンレス鋼の供試材１（Ｎｂ非含有鋼）及
び供試材２（Ｎｂ含有鋼）を、それぞれ１トン真空誘導
溶解炉で溶製し、４００■鋼塊に鋳造した。該鋼塊を１
０５０℃に加熱し、通常の条件で鍛造（３パス）し２１
０■とした。そして、表２に示す条件で最終鍛造を行な
い１７５■（加工率３１％）とした。
【００３３】
【表１】
【００３４】前記１７５■鍛造品から１７４■×６８ｔ
のビレットを切削加工し、試料Ｎｏ．９、１６以外は９
８０℃×５分の条件で溶体化処理を行なった。また、１
０００℃×５分加熱条件で加熱し、５０■×１０ｔ（押
出し比１８）で押出し加工を行なった後直ちに噴霧冷却
した。また、試料Ｎｏ．９は比較のため溶体化処理温度
ｅ及び押出し加熱温度ｅ′はいずれも１１００℃で処理
し、試料Ｎｏ．１６は溶体化処理温度ｅ９００℃で行な
い、押出し加工はしなかった。
のビレットを切削加工し、試料Ｎｏ．９、１６以外は９
８０℃×５分の条件で溶体化処理を行なった。また、１
０００℃×５分加熱条件で加熱し、５０■×１０ｔ（押
出し比１８）で押出し加工を行なった後直ちに噴霧冷却
した。また、試料Ｎｏ．９は比較のため溶体化処理温度
ｅ及び押出し加熱温度ｅ′はいずれも１１００℃で処理
し、試料Ｎｏ．１６は溶体化処理温度ｅ９００℃で行な
い、押出し加工はしなかった。
【００３５】
【表２】
【００３６】前記各試料から試験片を切り出し、粒度判
定及びシャルピー衝撃試験と表面しわの観察判定を行な
った。前記シャルピー衝撃試験はＪＩＳ３号１／２サイ
ズ試験片で０℃で行なった。また、表面しわは、押出し
鋼管の外表面を０．１ｍｍ外削し、そのときのしわ残り
の有無で評価した。これら試験結果を前記表２に示す。
定及びシャルピー衝撃試験と表面しわの観察判定を行な
った。前記シャルピー衝撃試験はＪＩＳ３号１／２サイ
ズ試験片で０℃で行なった。また、表面しわは、押出し
鋼管の外表面を０．１ｍｍ外削し、そのときのしわ残り
の有無で評価した。これら試験結果を前記表２に示す。
【００３７】前記試料の内Ｎｏ．１、４、７、１０、１
２、１４は本発明の実施例であり、その他の試料は加工
熱処理時の加熱温度、均熱時の加熱温度及び熱間加工時
の仕上温度の内いずれかが本発明で限定している温度範
囲からはずれたものである。その試験結果から、加熱温
度が本発明で限定している温度範囲からはずれて加工熱
処理したＮｏ．２、５、６、８、１１、１３、１５は、
いずれも組織が粗粒化しており、靭性も不十分である。
また、加工仕上げ温度ｃが低い試料Ｎｏ．３は、鍛造中
に割れが発生し、以降の試験を中止した。これに対し前
記本発明の実施例はいずれも細粒化されており、優れた
靭性が付与されていることがわかる。
２、１４は本発明の実施例であり、その他の試料は加工
熱処理時の加熱温度、均熱時の加熱温度及び熱間加工時
の仕上温度の内いずれかが本発明で限定している温度範
囲からはずれたものである。その試験結果から、加熱温
度が本発明で限定している温度範囲からはずれて加工熱
処理したＮｏ．２、５、６、８、１１、１３、１５は、
いずれも組織が粗粒化しており、靭性も不十分である。
また、加工仕上げ温度ｃが低い試料Ｎｏ．３は、鍛造中
に割れが発生し、以降の試験を中止した。これに対し前
記本発明の実施例はいずれも細粒化されており、優れた
靭性が付与されていることがわかる。
【００３８】また、表面しわ観察試験の結果、本発明の
実施例はいずれも表面しわが皆無で高品位の鋼管が得ら
れたに対し、その他の試料では全て表面しわが発生して
いた。なお、試料Ｎｏ．９は溶体化処理温度および押出
し加工温度がいずれも高すぎる場合であるが、その結果
靭性が低く、かつ表面しわも発生していた。また、試料
Ｎｏ．１６は溶体化処理温度が低い場合であるが、靭性
が他のものに比べ著しく劣っていた。
実施例はいずれも表面しわが皆無で高品位の鋼管が得ら
れたに対し、その他の試料では全て表面しわが発生して
いた。なお、試料Ｎｏ．９は溶体化処理温度および押出
し加工温度がいずれも高すぎる場合であるが、その結果
靭性が低く、かつ表面しわも発生していた。また、試料
Ｎｏ．１６は溶体化処理温度が低い場合であるが、靭性
が他のものに比べ著しく劣っていた。
【００３９】
【発明の効果】この発明によれば、溶体化処理後の高Ｃ
ｒフェライト系ステンレス鋼の鋼材は優れた靭性のもの
が得られ、また押出し加工後の鋼管や棒鋼は表面しわの
ない高品位のものが製造できる。
ｒフェライト系ステンレス鋼の鋼材は優れた靭性のもの
が得られ、また押出し加工後の鋼管や棒鋼は表面しわの
ない高品位のものが製造できる。
【図１】実施例の供試材１のＴＴＴ線図である。
【図２】本発明の加工熱処理のヒートパターンを示す線
図であり、（Ａ）は請求項１の場合、（Ｂ）は請求項２
の場合、（Ｃ）は請求項３の場合である。
図であり、（Ａ）は請求項１の場合、（Ｂ）は請求項２
の場合、（Ｃ）は請求項３の場合である。
【図３】請求項５に該当する場合の加工熱処理に引き続
いて溶体化処理を行なう場合のヒートパターンを示す線
図であり、（Ａ）は請求項１のパターンに溶体化処理を
加えた場合、（Ｂ）は請求項２のパターンに溶体化処理
を加えた場合、（Ｃ）は請求項３のパターンに溶体化処
理を加えた場合である。
いて溶体化処理を行なう場合のヒートパターンを示す線
図であり、（Ａ）は請求項１のパターンに溶体化処理を
加えた場合、（Ｂ）は請求項２のパターンに溶体化処理
を加えた場合、（Ｃ）は請求項３のパターンに溶体化処
理を加えた場合である。
【図４】請求項６に該当する場合の加工熱処理に引き続
いて押出し加工を行なう場合のヒートパターンを示す線
図であり、（Ａ）は請求項１のパターンに押出し加工を
加えた場合、（Ｂ）は請求項２のパターンに押出し加工
を加えた場合、（Ｃ）は請求項３のパターンに押出し加
工を加えた場合である。
いて押出し加工を行なう場合のヒートパターンを示す線
図であり、（Ａ）は請求項１のパターンに押出し加工を
加えた場合、（Ｂ）は請求項２のパターンに押出し加工
を加えた場合、（Ｃ）は請求項３のパターンに押出し加
工を加えた場合である。
ａ 加工熱処理の加熱温度範囲 ｂ、ｂ′ 均熱処理の温度範囲 ｃ 熱間加工の下限温度 ｄ 冷却 ｅ 溶体化処理時の加熱温度範囲 ｅ′ 押出し加工時の加熱温度範囲 ｆ、ｆ′ 冷却
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％にて、Ｃｒ：２５．０〜３１．０
％、Ｍｏ：０．５〜５．０％、Ｎｉ：４．０％以下、
Ｃ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含有す
る高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼素材を熱間加工する
際の最終パスにおいて、８００〜９００℃で１０分以上
加熱保持した後、引き続き加工率２０％以上の鍛造また
は圧延を施すことを特徴とする高Ｃｒフェライト系ステ
ンレス鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 ８００〜９００℃で１０分以上加熱保持
した後、引き続き８００〜９５０℃に再加熱して、加工
率２０％以上の鍛造または圧延を施すことを特徴とする
請求項１記載の高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製
造方法。 - 【請求項３】 ８００〜９００℃で１０分以上加熱保持
した後、引き続き加工率２０％以上の鍛造または圧延を
行なう際に、加工途中で鋼素材温度が７００℃に下降し
たとき８００〜９５０℃に再加熱し熱間加工を継続して
仕上げることを特徴とする請求項１記載の高Ｃｒフェラ
イト系ステンレス鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼素材が
前記化学成分のほかにＮｂ：１．０％以下を含有するこ
とを特徴とする請求項１、２、３記載の高Ｃｒフェライ
ト系ステンレス鋼材の製造方法。 - 【請求項５】 前記最終パスにおいて、加工率２０％以
上の鍛造または圧延を施した後、９００〜１０５０℃で
１〜３０分間加熱保持して冷却することを特徴とする請
求項１、２、３、４記載の高Ｃｒフェライト系ステンレ
ス鋼材の製造方法。 - 【請求項６】 前記最終パスにおいて、加工率２０％以
上の鍛造または圧延を施した後、９００〜１０５０℃で
１〜３０分間加熱保持して押出し比３以上で熱間押出し
加工を施して冷却することを特徴とする請求項１、２、
３、４記載の高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6208695A JPH08232015A (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6208695A JPH08232015A (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08232015A true JPH08232015A (ja) | 1996-09-10 |
Family
ID=13189905
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6208695A Pending JPH08232015A (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08232015A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010053811A (ja) * | 2008-08-29 | 2010-03-11 | Maruyasu Industries Co Ltd | 排気ガス熱交換器 |
-
1995
- 1995-02-23 JP JP6208695A patent/JPH08232015A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010053811A (ja) * | 2008-08-29 | 2010-03-11 | Maruyasu Industries Co Ltd | 排気ガス熱交換器 |
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