JPS63143219A - オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPS63143219A JPS63143219A JP61289654A JP28965486A JPS63143219A JP S63143219 A JPS63143219 A JP S63143219A JP 61289654 A JP61289654 A JP 61289654A JP 28965486 A JP28965486 A JP 28965486A JP S63143219 A JPS63143219 A JP S63143219A
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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
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明はオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に係
抄、特に熱間圧延のままで従来の固溶化熱処理を施した
と同等の性能を有するオンライン固溶化処理による製造
方法に関する。
抄、特に熱間圧延のままで従来の固溶化熱処理を施した
と同等の性能を有するオンライン固溶化処理による製造
方法に関する。
ステンレス鋼は耐食性、耐熱性に優れた鋼として知られ
ており、そのうちオーステナイト系ステンレス鋼ば５Ｕ
Ｓ３０４．３０４１．、３１６．３１６Ｌ等の鋼種が厚
板、パイプ、クラツド材等として多用されている。
ており、そのうちオーステナイト系ステンレス鋼ば５Ｕ
Ｓ３０４．３０４１．、３１６．３１６Ｌ等の鋼種が厚
板、パイプ、クラツド材等として多用されている。
オーステナイト系ステンレス鋼材は通常、熱間圧延後１
０１０〜１１５０℃に再加熱して急冷する固溶化熱処理
を施して製造される。固溶化熱処理の目的は加工硬化歪
を除去して均一な再結晶組織を得ることおよびＣｒ炭窒
化物やσ相などの脆化相を固溶化することによって粒界
腐蝕の発生を防止することにある。
０１０〜１１５０℃に再加熱して急冷する固溶化熱処理
を施して製造される。固溶化熱処理の目的は加工硬化歪
を除去して均一な再結晶組織を得ることおよびＣｒ炭窒
化物やσ相などの脆化相を固溶化することによって粒界
腐蝕の発生を防止することにある。
しかし、再加熱固溶化熱処理は従来、熱間圧延とは別の
オフラインで行わなければならないため、設備コストが
かさむとともに処理能率や省エネルギーの点で好ましく
ない。従って熱間圧延後室温まで冷却することなく、＃
１＃圧延に引き続き固溶化熱処理が実現できれば、熱処
理費用の低減や設備省略、工程短縮等により、従来に比
して大幅にオーステナイト系ステンレス鋼材の製造コス
トを低減できるものと期待されている。
オフラインで行わなければならないため、設備コストが
かさむとともに処理能率や省エネルギーの点で好ましく
ない。従って熱間圧延後室温まで冷却することなく、＃
１＃圧延に引き続き固溶化熱処理が実現できれば、熱処
理費用の低減や設備省略、工程短縮等により、従来に比
して大幅にオーステナイト系ステンレス鋼材の製造コス
トを低減できるものと期待されている。
従来、一般的な固溶化熱処理を省略してオーステナイト
系ステンレス鋼板を製造する方法として特開昭５５−１
０７７２９、特開昭６０−２６６１９等が提案されてい
る。
系ステンレス鋼板を製造する方法として特開昭５５−１
０７７２９、特開昭６０−２６６１９等が提案されてい
る。
これらの提案の方法は、熱間圧延時の累積圧下率、仕上
げ温度および圧延後の冷却速度をそれぞれ所定の範囲に
規制することによって熱間圧延後に改めて固溶化熱処理
を行うことなく、熱間圧延のままでＣｒ炭窒化物の析出
のないオーステナイト系ステンレス鋼板を得ようとする
ものである。
げ温度および圧延後の冷却速度をそれぞれ所定の範囲に
規制することによって熱間圧延後に改めて固溶化熱処理
を行うことなく、熱間圧延のままでＣｒ炭窒化物の析出
のないオーステナイト系ステンレス鋼板を得ようとする
ものである。
前記提案の方法によれば、確かに熱間圧延のままでＣｒ
炭窒化物の析出のないオーステナイト系ステンレス鋼板
を得ることは可能であるが、軟質化が必ずしも十分では
なく、強度特性のばらつきを生しること、鋼種により合
金元素の多い例えば５ＵＳ３１６．３１６Ｌでは再加熱
固溶化処理材と比較すると強度レベルが高めになってお
り、軟質化が不十分であるなどのｌＩ！ＩＨ点が残され
ていた。
炭窒化物の析出のないオーステナイト系ステンレス鋼板
を得ることは可能であるが、軟質化が必ずしも十分では
なく、強度特性のばらつきを生しること、鋼種により合
金元素の多い例えば５ＵＳ３１６．３１６Ｌでは再加熱
固溶化処理材と比較すると強度レベルが高めになってお
り、軟質化が不十分であるなどのｌＩ！ＩＨ点が残され
ていた。
そのため、種々の鋼種に対して再加熱固溶化処理材と同
一の特性をオンライン方式で製造する方法の確立が求め
られていた。
一の特性をオンライン方式で製造する方法の確立が求め
られていた。
本発明の目的は、上記従来技術に対する要望に応え、オ
ンライン方式で従来の再加熱固溶化処理材と同等の特性
が得られろオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を
提供するにある。
ンライン方式で従来の再加熱固溶化処理材と同等の特性
が得られろオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を
提供するにある。
〔問題点を解決するための手段および作用〕上記の本発
明の目的は、次の２発明によって達成されろ。
明の目的は、次の２発明によって達成されろ。
第１発明の要旨とするところは次の如くである。
重量比にて
Ｃ：０．０８％以下
Ｓｉ：１．０％以下
Ｍｎ：２．０％以下
Ｃｒ： １６． ０〜２６．０％
Ｎｉ：６．０〜２２０％
Ｎ：０．３０％以下
を含有するオーステナイト系ステンレス鋼スラブを１０
００℃を越える温度域において累積圧下率が３０％以上
でパス間時間が１θ秒以上の圧延を最終回圧延を含めて
１回以上行う段階と、前記圧延後９００℃以上の温度域
において熱間圧延を完了する段階と、前記圧延完了後９
００〜５００℃の温度域において平均冷却速度Ｖ（’ｅ
／％）が鋼中の炭素含有量Ｃ（％）に応じてＶ≧ｃ３ｘ
ｉ ｏ’を満足する条件で冷却する段階と、を有して
成り、オンライン固溶化処理によることを特徴とするオ
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法である。
００℃を越える温度域において累積圧下率が３０％以上
でパス間時間が１θ秒以上の圧延を最終回圧延を含めて
１回以上行う段階と、前記圧延後９００℃以上の温度域
において熱間圧延を完了する段階と、前記圧延完了後９
００〜５００℃の温度域において平均冷却速度Ｖ（’ｅ
／％）が鋼中の炭素含有量Ｃ（％）に応じてＶ≧ｃ３ｘ
ｉ ｏ’を満足する条件で冷却する段階と、を有して
成り、オンライン固溶化処理によることを特徴とするオ
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法である。
第２発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち、第１発明と同一成分のオーステナイト系ステ
ンレス鋼スラブを１０００℃を越える温度域において累
積圧下率が３０％以上でパス間時間が１０′４ｊＪ］上
の圧延を最終回圧延を含めて１回以上行う段階と、前記
圧延後９００〜１０００℃の温度域においてパス間時間
が３０秒以上の圧延を最終回圧延を含めて２回以上行う
段階と、前記圧延後９００℃以上の温度域において熱間
圧延を完了する段階と、から成る圧延後第１発明と同一
の冷却を行うオンライン固溶化処理によることを特徴と
するオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法である。
ンレス鋼スラブを１０００℃を越える温度域において累
積圧下率が３０％以上でパス間時間が１０′４ｊＪ］上
の圧延を最終回圧延を含めて１回以上行う段階と、前記
圧延後９００〜１０００℃の温度域においてパス間時間
が３０秒以上の圧延を最終回圧延を含めて２回以上行う
段階と、前記圧延後９００℃以上の温度域において熱間
圧延を完了する段階と、から成る圧延後第１発明と同一
の冷却を行うオンライン固溶化処理によることを特徴と
するオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法である。
本発明者らは、従来技術の問題点を解決するため、種々
の成分のオーステナイト系ステンレス鋼についてスラブ
加熱、熱延（圧延温度圧下率、圧下率／パス、パス間時
間）、冷却等の諸条件について再検討を加え、特に再結
晶挙動について詳細に検討した結果、下記の方法により
十分な再結晶が得られ、オンライン方式で従来の再加熱
固溶化処理材と同一の特性が得られことを見い出だした
。すなわち、具体的には （イ）熱間圧延中に再結晶を促進し、圧延後に軟質な機
械的性質を得ろため１０００℃を越える温度域の圧延で
パス間時間が１０秒以上となる圧延を１回以上行い、場
合によっては更に９００〜１０００℃の温度域でパス間
時間が３０秒以上となる圧延を２回以上行うこと、 （ロ）冷却中の炭化物の析出を抑制するため９００〜５
００℃の温変域を平均冷却速度Ｖ（’ｅ／秒）が鋼中の
炭素含有量Ｃ（％）に応じてＶ≧Ｃ３Ｘ １０’を満た
す条件で冷却することの２点である。
の成分のオーステナイト系ステンレス鋼についてスラブ
加熱、熱延（圧延温度圧下率、圧下率／パス、パス間時
間）、冷却等の諸条件について再検討を加え、特に再結
晶挙動について詳細に検討した結果、下記の方法により
十分な再結晶が得られ、オンライン方式で従来の再加熱
固溶化処理材と同一の特性が得られことを見い出だした
。すなわち、具体的には （イ）熱間圧延中に再結晶を促進し、圧延後に軟質な機
械的性質を得ろため１０００℃を越える温度域の圧延で
パス間時間が１０秒以上となる圧延を１回以上行い、場
合によっては更に９００〜１０００℃の温度域でパス間
時間が３０秒以上となる圧延を２回以上行うこと、 （ロ）冷却中の炭化物の析出を抑制するため９００〜５
００℃の温変域を平均冷却速度Ｖ（’ｅ／秒）が鋼中の
炭素含有量Ｃ（％）に応じてＶ≧Ｃ３Ｘ １０’を満た
す条件で冷却することの２点である。
次に本発明における成分限定理由について説明する。
Ｃ：
Ｃはオーステナイト相を安定化し、強度を増加させるの
に有効であるが、含有量が増大するとＣｒ炭化物が形成
されやすくなり、９００〜５００℃の炭化物析出領域で
の冷却速度を増加させることになるので、Ｃ１，ｔｏ、
０８％以下に限定した。
に有効であるが、含有量が増大するとＣｒ炭化物が形成
されやすくなり、９００〜５００℃の炭化物析出領域で
の冷却速度を増加させることになるので、Ｃ１，ｔｏ、
０８％以下に限定した。
Ｓ ｌ ：
Ｓｉは通常脱酸元素として添加されるが、１０％を越え
る添加は熱間加工性を低下させるので、１．０％以下に
限定した。
る添加は熱間加工性を低下させるので、１．０％以下に
限定した。
Ｍｎ；
Ｍｎは脱酸と熱間加工性の向上のため添加されるが、２
．０％を越えろ添加は耐食性を阻害するので２．０％以
下に限定した。
．０％を越えろ添加は耐食性を阻害するので２．０％以
下に限定した。
Ｃｒ：
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を保つのに必須の元素であ
り、オーステナイト系ステンレス鋼においては硫酸、塩
酸等の非酸化性の酸に対する耐食性ζよ１６．０％未満
では不十分である。しかし、２６０％を越える添加は耐
食性が飽和の傾向を示す一方、オーステナイト組織を保
つため高価なＮｉを増加させる必要がありコスト上昇を
招くので、これらの理由からＣｒは１６．０〜２６０％
の範囲に限定した。
り、オーステナイト系ステンレス鋼においては硫酸、塩
酸等の非酸化性の酸に対する耐食性ζよ１６．０％未満
では不十分である。しかし、２６０％を越える添加は耐
食性が飽和の傾向を示す一方、オーステナイト組織を保
つため高価なＮｉを増加させる必要がありコスト上昇を
招くので、これらの理由からＣｒは１６．０〜２６０％
の範囲に限定した。
Ｎ１：
Ｎｉはオーステナイト組織を安定化する作用を有すると
共に硫酸、塩酸等の非酸化性の酸に対する耐食性を改蕎
するが、６．０％未満では十分でない。
共に硫酸、塩酸等の非酸化性の酸に対する耐食性を改蕎
するが、６．０％未満では十分でない。
しかし、２２．０％を越える添加は耐食性が飽和の傾向
を示しコスト上昇になることから上限を２２．０％とし
、Ｎｉは６０〜２２０％の範囲に限定した。
を示しコスト上昇になることから上限を２２．０％とし
、Ｎｉは６０〜２２０％の範囲に限定した。
Ｎ：
Ｎは強度上昇と耐食性の向上に効果のある元素であるが
、０３０％を越える添加は製造性を低下させるので、０
３０％以下とした。
、０３０％を越える添加は製造性を低下させるので、０
３０％以下とした。
上記限定量のＣ，Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ１Ｎが本発明
の基本成分であるが、更に下記限定量のＭＯｌＣｕｌＮ
ｂ、Ｔｉを添加しても本発明の目的はより有効に達成さ
れる。その添加の効果および限定理由は次のとおりであ
る。
の基本成分であるが、更に下記限定量のＭＯｌＣｕｌＮ
ｂ、Ｔｉを添加しても本発明の目的はより有効に達成さ
れる。その添加の効果および限定理由は次のとおりであ
る。
ＭＯ：
ＭＯは耐食性、特に耐孔食性の向上に著しい効果のある
元素であるが、高価な元素であるため多量の添加はコス
ト増加となるので、４％以下に限定した。
元素であるが、高価な元素であるため多量の添加はコス
ト増加となるので、４％以下に限定した。
Ｃｕ：
Ｃｕｔ、ｔＭ ｏと同じく耐食性特に耐孔食性の向上に
著しい効果のある元素であるが、高価な元素であろため
多量の添加はコスト増加となるので、２５％以下に限定
した。
著しい効果のある元素であるが、高価な元素であろため
多量の添加はコスト増加となるので、２５％以下に限定
した。
Ｎｂ：
Ｎｂは炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の生成を抑制して耐
粒界腐蝕性の向上や結晶粒の微細化のために添加される
が、Ｃと有効に結びつ（Ｎｂ量はＣ（％）×１０で十分
であり、多量の添加は製造性の低下を招くので上限を０
，８％とした。
粒界腐蝕性の向上や結晶粒の微細化のために添加される
が、Ｃと有効に結びつ（Ｎｂ量はＣ（％）×１０で十分
であり、多量の添加は製造性の低下を招くので上限を０
，８％とした。
Ｔ １：
ＴｉはＮｂと同様にＴｉ炭化物を形成しＣ「炭化物の生
成を抑制して耐粒界腐蝕性を向上させるほか、結晶粒の
微細化のなめに添加するが、Ｃと有効に結びっ＜Ｔｉ量
はＣ（％）×５で十分であ惟、多量の添加は製造性に低
下を招くので上限を０．５％に限定した。
成を抑制して耐粒界腐蝕性を向上させるほか、結晶粒の
微細化のなめに添加するが、Ｃと有効に結びっ＜Ｔｉ量
はＣ（％）×５で十分であ惟、多量の添加は製造性に低
下を招くので上限を０．５％に限定した。
次に製造条件の限定理由を説明する。
オーステナイト系ステンレス鋼の熱間圧延条件すなわち
圧延温度、圧下率、パス間時間、仕上げ温度等が再結晶
に及ぼす影響を調査し、その結果を第１〜６図に示しな
、第１図は本調査のなめに行った実験の試験方法を示す
例であり、１回の圧下率が１０％で、パス間時間が各パ
ス同一で例えば１秒〜４０秒のパス間時間の繰返し圧延
を行った場合の歪（％）と耐力（ｋｇ／１１１１１”）
との関係を示したものである。軟化度Ｘ５（ｉ）はこの
図から下式で求められる。
圧延温度、圧下率、パス間時間、仕上げ温度等が再結晶
に及ぼす影響を調査し、その結果を第１〜６図に示しな
、第１図は本調査のなめに行った実験の試験方法を示す
例であり、１回の圧下率が１０％で、パス間時間が各パ
ス同一で例えば１秒〜４０秒のパス間時間の繰返し圧延
を行った場合の歪（％）と耐力（ｋｇ／１１１１１”）
との関係を示したものである。軟化度Ｘ５（ｉ）はこの
図から下式で求められる。
次に第２図はパス間時間がそれぞれ１秒、１０秒、２０
秒、４０秒で５パス圧延を同一パス時間で行った場合に
おける圧延温度と軟化度の関係を示したものである。第
３図は最初から４パス目までのバス間時間はすべて５秒
で最後の５パス目のパス間時間がそれぞれ１０秒、２０
秒、４０秒の場合の圧延温度と軟化度との関係を示した
ものである。
秒、４０秒で５パス圧延を同一パス時間で行った場合に
おける圧延温度と軟化度の関係を示したものである。第
３図は最初から４パス目までのバス間時間はすべて５秒
で最後の５パス目のパス間時間がそれぞれ１０秒、２０
秒、４０秒の場合の圧延温度と軟化度との関係を示した
ものである。
第２図に示されるようにパス間時間が一定のときは圧延
１度が高い程、また圧延温度が一定のとき、パス間時間
が長い方がより軟化度が太きくなっていることが分る。
１度が高い程、また圧延温度が一定のとき、パス間時間
が長い方がより軟化度が太きくなっていることが分る。
ところでミクロ組ｌａｗｉ察により軟化度と再結晶率と
の関係を調査すると第５図にように対応のあることが分
る。このように圧延温度が高い程、パス間時間が長いほ
ど、再結晶がより多く生じることが分る。１０００℃を
越す１度で圧下を繰返す場合、１０秒以上のパス間時間
で圧下を行えば軟化度は約０８以上とな９再結晶率で約
８０％以上となる。
の関係を調査すると第５図にように対応のあることが分
る。このように圧延温度が高い程、パス間時間が長いほ
ど、再結晶がより多く生じることが分る。１０００℃を
越す１度で圧下を繰返す場合、１０秒以上のパス間時間
で圧下を行えば軟化度は約０８以上とな９再結晶率で約
８０％以上となる。
第３図のように途中の圧下におけるパス間時間が１０秒
未満の場合、最終パス１回のみでも１０秒以上のバス間
時間で圧下すると１０００℃を越す温度での圧下で軟化
度が約０．７以上となり再結晶率で約７０％以上となる
。
未満の場合、最終パス１回のみでも１０秒以上のバス間
時間で圧下すると１０００℃を越す温度での圧下で軟化
度が約０．７以上となり再結晶率で約７０％以上となる
。
次に第４図は、初めの３回のパス間時間が５秒で、後の
４．５回の２回のバス間時間がそれぞれ１０秒、２０秒
、４０秒で圧延した場合の圧延温度と軟化度との関係を
示しているが、同図から明らかな如く、最初のパス間時
間が短かくても、最終２回のパス間時間が３０秒以上で
圧延すると、圧延温度が９００℃以上の場合軟化度が０
７以上すなわち再結晶率が約７０％以上となる。
４．５回の２回のバス間時間がそれぞれ１０秒、２０秒
、４０秒で圧延した場合の圧延温度と軟化度との関係を
示しているが、同図から明らかな如く、最初のパス間時
間が短かくても、最終２回のパス間時間が３０秒以上で
圧延すると、圧延温度が９００℃以上の場合軟化度が０
７以上すなわち再結晶率が約７０％以上となる。
以上の結果から熱同圧延中に十分な再結晶を達成するた
めには１０００℃を越える温度域での圧延はパス間時間
が１０秒以上となる圧延を１回以上行うことが必要であ
る。また、９００〜１０００℃の温度域での圧延では熱
間圧延中に十分な再結晶を達成するためにはパス間時間
が３０秒以上の圧延を２回以上行うことが必要である。
めには１０００℃を越える温度域での圧延はパス間時間
が１０秒以上となる圧延を１回以上行うことが必要であ
る。また、９００〜１０００℃の温度域での圧延では熱
間圧延中に十分な再結晶を達成するためにはパス間時間
が３０秒以上の圧延を２回以上行うことが必要である。
上記圧延における圧下率と再結晶率との関係を調査し、
１０００℃を越す圧延温度における関係を第６図に示し
た。第６図から１０００℃を越す温度域で全圧下率が３
０％以上のとき再結晶率８０％以下が達成される。この
ことから熱間圧延における再結晶を十分に得るには、１
０００℃を越える圧下では３０％以上の圧下率を加えろ
ことが必要である。
１０００℃を越す圧延温度における関係を第６図に示し
た。第６図から１０００℃を越す温度域で全圧下率が３
０％以上のとき再結晶率８０％以下が達成される。この
ことから熱間圧延における再結晶を十分に得るには、１
０００℃を越える圧下では３０％以上の圧下率を加えろ
ことが必要である。
次に熱間圧延後の冷却であるが、９００〜５００℃の温
度域での平均冷却速度Ｖ（℃／秒）がＣｒ炭化物の析出
に及ぼす影響を各種のオーステナイト系ステンレス鋼に
ついて調べた結果、炭素量Ｃ（％）に応じて■≧Ｃ３Ｘ
ＩＯ’を満足する場合にはＣ「炭化物の析出による粒界
腐蝕を生じず、上記関係式を満足しない遅い平均冷却速
度Ｖで冷却した場合はＣｒ炭化物が析出して粒界腐蝕を
生じろことが判明した。従って本発明では９００〜５０
０℃の温度域での平均冷却速度をＶ≧１０３Ｘ １０’
と規定した。なお、この場合９００℃を越えろ高温域あ
るいは５００℃未満の低温域における冷却速度はＣ「炭
化物の析出に影響を与えない。従って９００〜５００℃
の温度域についてのみ冷却速度を限定した。
度域での平均冷却速度Ｖ（℃／秒）がＣｒ炭化物の析出
に及ぼす影響を各種のオーステナイト系ステンレス鋼に
ついて調べた結果、炭素量Ｃ（％）に応じて■≧Ｃ３Ｘ
ＩＯ’を満足する場合にはＣ「炭化物の析出による粒界
腐蝕を生じず、上記関係式を満足しない遅い平均冷却速
度Ｖで冷却した場合はＣｒ炭化物が析出して粒界腐蝕を
生じろことが判明した。従って本発明では９００〜５０
０℃の温度域での平均冷却速度をＶ≧１０３Ｘ １０’
と規定した。なお、この場合９００℃を越えろ高温域あ
るいは５００℃未満の低温域における冷却速度はＣ「炭
化物の析出に影響を与えない。従って９００〜５００℃
の温度域についてのみ冷却速度を限定した。
［実施例コ
第１表に示す５種のオーステナイト系ステンレス鋼を用
いて第２表に示す圧延条件で熱間圧延を行った。工程（
イ）〜（ネ）は本発明例であり、（ト）〜（ヌ）は比較
例であり、（ト）は１０００℃を越える温度の圧延にお
けろパス間時間が１０秒以上である圧延回数が０回であ
り、（チ）は１０００℃を越丸る温度の圧延の累積圧下
率が３０％未満であり、第１表 （す）は９００〜１０００℃の温度域での圧延パス間時
間が３０秒以上となる圧延回数が１回で、しかも熱間圧
延の仕上げ温度が８９０℃の場合でありＩ富 （ヌ隨延後の冷却速度が遅く本発明の条件を満足しない
例であり、（ル）は従来例であって、現在通常行われて
いるオフライン過熱による固溶化処理を行った例である
。
いて第２表に示す圧延条件で熱間圧延を行った。工程（
イ）〜（ネ）は本発明例であり、（ト）〜（ヌ）は比較
例であり、（ト）は１０００℃を越える温度の圧延にお
けろパス間時間が１０秒以上である圧延回数が０回であ
り、（チ）は１０００℃を越丸る温度の圧延の累積圧下
率が３０％未満であり、第１表 （す）は９００〜１０００℃の温度域での圧延パス間時
間が３０秒以上となる圧延回数が１回で、しかも熱間圧
延の仕上げ温度が８９０℃の場合でありＩ富 （ヌ隨延後の冷却速度が遅く本発明の条件を満足しない
例であり、（ル）は従来例であって、現在通常行われて
いるオフライン過熱による固溶化処理を行った例である
。
各種の工程で製造された鋼板について機械的性質および
耐食性を調査し、その結果を第３表に示した。なお、第
３表の腐蝕試験においてＯ印は耐食性が良好なものであ
り、Ｘ印は耐食性が劣るものである。
耐食性を調査し、その結果を第３表に示した。なお、第
３表の腐蝕試験においてＯ印は耐食性が良好なものであ
り、Ｘ印は耐食性が劣るものである。
第３表から、（イ）、（ロ）、（Ａ）、（ニ）、（ネ）
で示される本発明例はいずれの鋼種の場合も、（ル）で
示される従来例、すなわち、再加熱固溶化処理材と比較
して全く同等の０２％耐力と伸びならびにシャルピー吸
収エネルギーを有し、しかも耐食性も全く差異が見られ
ず、オンライン方式で固溶化と軟質化が十分達成されて
いることがわかる。
で示される本発明例はいずれの鋼種の場合も、（ル）で
示される従来例、すなわち、再加熱固溶化処理材と比較
して全く同等の０２％耐力と伸びならびにシャルピー吸
収エネルギーを有し、しかも耐食性も全く差異が見られ
ず、オンライン方式で固溶化と軟質化が十分達成されて
いることがわかる。
一方、比較例においては、１０００℃を越える温度域の
圧延におけるパス間時間が１０秒以上となる圧延回数が
０回である（ト）の場合、０２％耐力が再加熱固溶化処
理材に比して軟化が著しく不十分で呻び、シャルピー吸
収エネルギーも本発明例より小さい。１０００℃を越え
る温度域の圧延の累積圧下率が３０％未満である（チ）
の場合も同様である。 ９００〜１０００℃の温度域で
の圧延でパス間時間が３０秒以上となる圧延回数が１回
で、しかも熱間圧延の仕上１度が９００℃未満である（
す）の場合は、再結晶が十分ではないため、機械的性質
は比較例（ト）の場合と同様であり、しかも９００℃未
満の温変から冷却を開始し、Ｃｒ炭化物の析出を生じる
ため耐食性も従来の再加熱固溶化処理材より劣る。圧延
後の冷却速度が遅く本発明の条件を満足しない（ヌ）の
場合は、Ｃｒ炭化物の析出が生じるため耐食性が劣化し
ている。
圧延におけるパス間時間が１０秒以上となる圧延回数が
０回である（ト）の場合、０２％耐力が再加熱固溶化処
理材に比して軟化が著しく不十分で呻び、シャルピー吸
収エネルギーも本発明例より小さい。１０００℃を越え
る温度域の圧延の累積圧下率が３０％未満である（チ）
の場合も同様である。 ９００〜１０００℃の温度域で
の圧延でパス間時間が３０秒以上となる圧延回数が１回
で、しかも熱間圧延の仕上１度が９００℃未満である（
す）の場合は、再結晶が十分ではないため、機械的性質
は比較例（ト）の場合と同様であり、しかも９００℃未
満の温変から冷却を開始し、Ｃｒ炭化物の析出を生じる
ため耐食性も従来の再加熱固溶化処理材より劣る。圧延
後の冷却速度が遅く本発明の条件を満足しない（ヌ）の
場合は、Ｃｒ炭化物の析出が生じるため耐食性が劣化し
ている。
［発明の効果コ
本発明は上記実施例からも明らかな如く、限定成分のオ
ーステナイト系ステンレス鋼を１０００℃を越える温度
域で累積圧下率が３０％以上で、しかもパス間時間が１
０秒以上となる圧延を１回以上行い、必要の場合は更に
９００〜１０００℃でパス間時間が３０秒以上となる圧
延を２回以上行い、前記熱間圧延を９００℃以上で終了
し、炭素量に応じて９００〜５００℃の平均冷却速度を
限定することによって、従来のオンライン固溶化処理材
では軟質化が不十分であったものが、オンライン方式で
固溶化処理および軟質化が可能となり、従来のオフライ
ン再加熱固溶化処理材と全く同等の性能を得ることがで
きた。
ーステナイト系ステンレス鋼を１０００℃を越える温度
域で累積圧下率が３０％以上で、しかもパス間時間が１
０秒以上となる圧延を１回以上行い、必要の場合は更に
９００〜１０００℃でパス間時間が３０秒以上となる圧
延を２回以上行い、前記熱間圧延を９００℃以上で終了
し、炭素量に応じて９００〜５００℃の平均冷却速度を
限定することによって、従来のオンライン固溶化処理材
では軟質化が不十分であったものが、オンライン方式で
固溶化処理および軟質化が可能となり、従来のオフライ
ン再加熱固溶化処理材と全く同等の性能を得ることがで
きた。
本発明は厚板圧延ばかりでなく、鋼板、鋼帯、鋼管、鍛
造材等のすべての圧延に適用できる広範な技術である乙
とも、その効果として挙げることができる。
造材等のすべての圧延に適用できる広範な技術である乙
とも、その効果として挙げることができる。
第１図は軟化度を求めるための圧延における歪と耐力と
の関係を示す線図、第２図はそれぞれ１．１０．２０．
４０秒の同一パス間時間で５パス圧延を行った場合の圧
延温度と軟化度の関係を示す線図、第３図は初めの４パ
スを５秒の同一パス間時間で、最後の５パス目をそれぞ
れ１０．２０．４０秒のパス間時間で圧延した場合の圧
延温度と軟化度との関係を示す線図、第４図は初めの３
バスを５秒の同一バス間時間で、後の２パスをそれぞれ
１０，２０，４０秒のパス間時間で圧延した場合の圧延
温度と軟化度との関係を示す線図、第５図は再結晶率と
軟化度との関係を示す相関図、第６図は１０００℃を越
える温度域における全圧下率と再結晶率との関係を示す
線図である。
の関係を示す線図、第２図はそれぞれ１．１０．２０．
４０秒の同一パス間時間で５パス圧延を行った場合の圧
延温度と軟化度の関係を示す線図、第３図は初めの４パ
スを５秒の同一パス間時間で、最後の５パス目をそれぞ
れ１０．２０．４０秒のパス間時間で圧延した場合の圧
延温度と軟化度との関係を示す線図、第４図は初めの３
バスを５秒の同一バス間時間で、後の２パスをそれぞれ
１０，２０，４０秒のパス間時間で圧延した場合の圧延
温度と軟化度との関係を示す線図、第５図は再結晶率と
軟化度との関係を示す相関図、第６図は１０００℃を越
える温度域における全圧下率と再結晶率との関係を示す
線図である。
Claims (2)
- （１）重量比にて Ｃ：０．０８％以下 Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：２．０％以下 Ｃｒ：１６．０〜２６．０％ Ｎｉ：６．０〜２２．０％ Ｎ：０．３０％以下 を含有するオーステナイト系ステンレス鋼スラブを１０
００℃を越える温度域において累積圧下率が３０％以上
でパス間時間が１０秒以上の圧延を最終回圧延を含めて
１回以上行う段階と、前記圧延後９００℃以上の温度域
において熱間圧延を完了する段階と、前記圧延完了後９
００〜５００℃の温度域において平均冷却速度Ｖ（℃／
秒）が鋼中の炭素含有量Ｃ（％）に応じてＶ≧Ｃ＾３×
１０＾４を満足する条件で冷却する段階と、を有して成
りオンライン固溶化処理によることを特徴とするオース
テナイト系ステンレス鋼の製造方法。 - （２）重量比にて Ｃ：０．０８％以下 Ｓｉ：１．０％以下 Ｍｎ：２．０％以下 Ｃｒ：１６．０〜２６．０％ Ｎｉ：６．０〜２２．０％ Ｎ：０．３０％以下 を含有するオーステナイト系ステンレス鋼スラブを１０
００℃を越える温度域において累積圧下率が３０％以上
でパス間時間が１０秒以上の圧延を最終回圧延を含めて
１回以上行う段階と、前記圧延後９００〜１０００℃の
温度域においてパス間時間が３０秒以上の圧延を最終回
圧延を含めて２回以上行う段階と、前記圧延後９００℃
以上の温度域において熱間圧延を完了する段階と、前記
圧延完了後９００〜５００℃の温度域において平均冷却
速度Ｖ（℃／秒）が鋼中の炭素含有量Ｃ（％）に応じて
Ｖ≧Ｃ＾３×１０＾４を満足する条件で冷却する段階と
、有して成り、オンライン固溶化処理することを特徴と
するオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61289654A JPS63143219A (ja) | 1986-12-04 | 1986-12-04 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61289654A JPS63143219A (ja) | 1986-12-04 | 1986-12-04 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63143219A true JPS63143219A (ja) | 1988-06-15 |
Family
ID=17746032
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61289654A Pending JPS63143219A (ja) | 1986-12-04 | 1986-12-04 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63143219A (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
| JPS60208459A (ja) * | 1984-03-30 | 1985-10-21 | Aichi Steel Works Ltd | 高強度ステンレス鋼およびその製造法 |
| JPS62124220A (ja) * | 1985-07-17 | 1987-06-05 | Nippon Steel Corp | ステンレス厚鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-12-04 JP JP61289654A patent/JPS63143219A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
| JPS60208459A (ja) * | 1984-03-30 | 1985-10-21 | Aichi Steel Works Ltd | 高強度ステンレス鋼およびその製造法 |
| JPS62124220A (ja) * | 1985-07-17 | 1987-06-05 | Nippon Steel Corp | ステンレス厚鋼板の製造方法 |
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