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WO1995020683A1 - Method of manufacturing stainless steel sheet of high corrosion resistance - Google Patents

Method of manufacturing stainless steel sheet of high corrosion resistance Download PDF

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WO1995020683A1
WO1995020683A1 PCT/JP1995/000092 JP9500092W WO9520683A1 WO 1995020683 A1 WO1995020683 A1 WO 1995020683A1 JP 9500092 W JP9500092 W JP 9500092W WO 9520683 A1 WO9520683 A1 WO 9520683A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
stainless steel
rolling
corrosion resistance
hot
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP1995/000092
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Yoshikazu Kawabata
Susumu Satoh
Mitsuyuki Fujisawa
Kunio Fukuda
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
Kawasaki Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kawasaki Steel Corp filed Critical Kawasaki Steel Corp
Priority to DE69516336T priority Critical patent/DE69516336T2/de
Priority to JP51997795A priority patent/JP3369570B2/ja
Priority to EP95906524A priority patent/EP0691412B1/en
Priority to KR1019950704152A priority patent/KR100240741B1/ko
Priority to US08/522,383 priority patent/US5626694A/en
Publication of WO1995020683A1 publication Critical patent/WO1995020683A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a stainless steel, and particularly to a method for producing a stainless steel sheet having excellent corrosion resistance. Background technology
  • Stainless steel sheets are widely used as building materials, automotive materials, chemical plant materials, etc. because of their excellent corrosion resistance in various corrosive environments. In recent years, there have been many cases where the use environment has become more severe in recent years, and therefore, even better corrosion resistance has been required for stainless steel sheets. On the other hand, from the stainless steel manufacturer's point of view, stainless steel, which is difficult to manufacture even with excellent corrosion resistance, is not preferred, and those with excellent manufacturability, especially those with excellent hot workability, are not desirable. Is desired.
  • Japanese Patent Publication No. 60-57501 discloses a method of improving seawater resistance and hot workability by reducing C, S, and 0, and Japanese Patent Publication No. 2-46642 and Japanese Patent Publication No. Japanese Patent Application Publication No. 14419 discloses a method for mainly improving hot workability in the same manner.
  • the surface of the stainless steel sheet after hot rolling, annealing and pickling may be significantly roughened. This roughening collapsed after cold rolling and remained as a scab-like defect, which had the problem of deteriorating the corrosion resistance of hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets.
  • a main object of the present invention is to overcome the above-described problems when manufacturing current stainless steel sheets, particularly stainless steel sheets having extremely low C, S, 0 contents.
  • the aim is to propose a method for manufacturing stainless steel sheets that show even better corrosion resistance than before, without having to care for the steel sheet surface after pickling.
  • the roughening of the steel sheet surface is caused by the erosion of the de-Cr layer formed during annealing by acid and the formation of irregularities on the steel sheet surface.
  • Fe 3 0 of the hot-rolled sheet 4 scale is generated in the following relatively low temperature 830 ° C.
  • annealing of cold rolled stainless steel sheets is performed in a relatively high temperature, low oxygen atmosphere.
  • the Cr 2 0 3 is having a protective against oxidation, the oxidation rate decreases gradually, eventually Almost no Cr-free layer is formed on the steel sheet surface.
  • hot-rolled stainless steel hereinafter, abbreviated also referred to as hot-rolled with
  • the scale made mainly of Fe 3 0 4 is produced. This Fe 3 04 scale If the adhesion between the steel and the ground iron is strong,
  • the scale absorbs Cr from the iron by such a reaction.
  • the Fe 3 0 4 is present on the surface, Cr is consumed without generating the Cr 2 0 3 having a protection against oxidation, as a result, is believed to be a to significantly develop de Cr layer.
  • Fe 3 0 scale hot rolled sheet
  • the fact that the extremely low C, S, 0 stainless steel has a greater degree of surface roughness after pickling than the stainless steel containing C, S, 0 at a normal level means that the extremely low C, S This is thought to be due to the high adhesion between the scale and the base steel in stainless steel.
  • the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
  • Stainless steel containing C: 0.01 wt% or less, S: 0.005 wt% or less, and 0: 0.005 wt% or less was subjected to hot rolling at a reduction rate of 30% or more at 830 or less.
  • Hot rolling is performed on stainless steel material containing C: 0.01 wt% or less, S: 0.005 wt% or less, and 0: 0.005 wt% or less, with a rolling reduction of 30% or more at 830 ° C or less. It is characterized by a plate thickness of 1.5 strokes or less, continuous cooling at a cooling rate of 25 ° C or more and winding at 650 ° C or less, followed by annealing, pickling, and skin pass rolling with a rolling reduction of 20% or less in order.
  • a method for producing a stainless steel sheet having excellent corrosion resistance (second invention).
  • Mn 5 wt% or less, Cr: 9-50 wt% and
  • V 0.01-1.0 wt%
  • Zr 0.01-1.0 wt%
  • Ta 0.01 ⁇ 1.0 wt%.
  • Co 0.1 ⁇ 5 wt%
  • Ca 0.0003-0.01wt% and B: 0.0003-0.01wt% or less.
  • Mn 2 (less than ⁇ %, Cr: 9-50 wt%, Ni: 5-20 wt% and N: 0.2 wt% or less
  • the production method according to any one of the first to third inventions characterized by using an austenitic stainless steel or a duplex stainless steel as a material, the balance being Fe and unavoidable impurities. 6 inventions).
  • Ni 5 to 20 wt%, N: 0.2 wt% or less
  • V 0.01 to 1.0 t%.
  • Zr 0.01 to 1.0 wt%
  • Ta 0.01 to 1.0 wt%
  • Co 0.1 to 5 wt%
  • W 0.1 to 5 wt%.
  • Al 0.005 to 5.0 wt%,
  • Austenitic stainless steel or duplex stainless steel containing at least one selected from the group consisting of Fe and unavoidable impurities as the material The production method according to any one of the three inventions (seventh invention).
  • the selectively added element in the fifth invention or the seventh invention includes the following groups: 1 Ti, Nb, V, Zi-, Ta, 2 Co, Cu, 3 Mo, W, 4 Al, 5 Ca and 6 B It is effective to add two or three or more elements selected from each of the groups 1 to ⁇ . '
  • the low please adhesion between the scale and the base steel by causing cracks in Fe 3 0 ,, scale produced during hot rolling This suppresses the development of the Cr-free layer during subsequent annealing. Corrosion resistance can be increased.
  • Fe 3 0., scale is important preparative Ku 830 ° C following reduction ratio to develop the sufficient turtle that value is not given sufficient strain amount is less than 30%, the corrosion resistance improvement Cracks cannot be introduced. Therefore, the rolling reduction below 830 must be 30% or more.
  • the rolling reduction referred to here is a quotient of the thickness of the steel sheet after hot rolling with respect to the thickness when the steel sheet was 830 ° C.
  • it may be performed by one rolling.
  • the rolling temperature is desirably low, but it is too low ⁇ and the surface defects during hot rolling increase, and irregularities after pickling are caused by factors other than the de-Ci-layer generated by oxidation during annealing. In order to increase the temperature, it is desirable to perform at a temperature of 700 ° C or more.
  • Figure 1 shows extremely low C, extremely low S, and extremely low steel (hereinafter simply referred to as extremely low CSO steel; C: 0.0050wt%, S: 0.0040wt%, 0: 0.0040wt%) and commercial steel (C: 0.0500wt%, S: 0.0082wt, 3 ⁇ 4 ⁇ 0: 0.0068wt%), and Fig. 2 shows the extremely low CSO steel (C: 0.0020W and 0 °, S: 0.0038wt%, 0: 0.0030wt%) and commercial steel (C: 0.0520wt%, S: 0.0068wt%, 0: 0.0065wt%). It also shows the effect on the corrosion resistance of cold rolled sheets.
  • the hot-rolled sheet was obtained by hot-rolling (cooling speed: 40 ° CZsec, winding temperature: 600 ° C) and subjected to a single annealing and pickling process. : 45 ° CZsec, Winding temperature: 600 ° C) Single annealing, single pickling-cold rolling (rolling rate: 250mm, rolling reduction at 250mm: 50%)-Annealing, single pickling . Corrosion resistance was evaluated by the area ratio after 2 days in the CCT test.
  • the symbol indicates a hot-rolled sheet of extremely low CS 0 steel
  • the symbol ⁇ indicates a cold-rolled sheet of extremely low CSO steel
  • the symbol Hata indicates a hot-rolled sheet of commercial steel
  • the symbol ⁇ Indicates a commercial steel cold rolled sheet. From these figures, it can be seen that setting the rolling reduction at 830 ° C or less to 30% or more has the effect of significantly improving the corrosion resistance, especially for extremely low C S0 steel.
  • the amount of scale generated after hot rolling is completed This is effective in reducing the scale and the adhesion between the scale and the base steel due to the difference between the thermal expansion of the base steel and the scale and separating the scale. As a result, the development of a Cr-free layer in subsequent annealing can be suppressed, and the corrosion resistance can be increased.
  • the preferred cooling rate is 40 ° CZsec or more.
  • Fig. 3 shows the results for the ultra-low CSO steel (C: 0.0050wt%, S: 0.0040wt%, 0: 0.0040wt%) and commercial steel (C: 0.0500wt%, S: 0.0082wt3 ⁇ 4 ⁇ 0: 0.0068t%).
  • Fig. 4 shows the extremely low CS 0 steel (C: 0.0020wt%, S: 0.0038wt%, O: 0.0030wt%) and the commercial steel (C: 0.0520wt%> S: 0.0068). This shows the effect of the cooling rate after hot rolling on the corrosion resistance of hot-rolled and cold-rolled sheets for two types of SUS 430 steel (wt%, 0: 0.0065wt%).
  • the hot-rolled sheet was obtained by hot rolling (rolling rate at 830 ° C or lower: 30%, winding temperature: 550 ° C). Rolling (rolling rate at 830 ° C or less: 35%, winding temperature: 550.C) —Annealing—Pickling—Cold rolling (rolling rate at a hole diameter of 300 mm: 50%) —Annealing and pickling It was obtained. Corrosion resistance was evaluated in the CCT test based on the area ratio after the occurrence of two.
  • the symbol indicates a hot rolled sheet of extremely low CS 0 steel
  • the symbol ⁇ indicates a cold rolled sheet of extremely low CSO steel
  • the symbol ⁇ indicates a hot rolled sheet of commercial steel
  • the symbol ⁇ Indicates a commercial steel cold rolled sheet.
  • the winding temperature affects the adhesion between the scale and the base steel and the amount of scale formed after winding. If the winding temperature exceeds 650 ° C, not only is the adhesion between the scale and the ground iron weakened insufficiently, but also the scale production after winding increases. For this reason, a Cr-free layer develops in the subsequent annealing, deteriorating the corrosion resistance. Therefore, in order to suppress the removal of the Cr layer and improve corrosion resistance, the winding temperature must be 650 ° C or less. Thus, it is desirable that the winding temperature is low.However, if the temperature is too low, surface defects during winding increase, and irregularities after pickling increase due to factors other than the removal of the Cr layer. It is desirable to remove at 200 ° C or higher.
  • Fig. 6 shows the ultra low C S 0 steel (C: 0.0020 wt%, S: 0.0038 wt3 ⁇ 4 0: 0.0030 wt%) and the commercial steel (C: 0.0520 wt%, S: 0.0068 wt%, S ⁇ S 304 steel).
  • the symbol indicates a hot rolled sheet of extremely low CS 0 steel
  • the symbol ⁇ indicates a cold rolled sheet of extremely low CSO steel
  • the symbol ⁇ indicates a hot rolled sheet of commercial steel
  • the symbol ⁇ Indicates a commercial steel cold rolled sheet.
  • stainless steel sheets with a thickness of 1.5 mm or less are manufactured by cold rolling hot-rolled sheets.
  • the present invention can be applied to such a method to produce a cold-rolled stainless steel sheet, of course, but recently, by increasing the capacity of a hot rolling mill and reducing the thickness of a slab, the sheet thickness has been reduced.
  • Attempts have been made to produce stainless steel sheets of 1.5 mm or less by the so-called hot-rolling one-annealing-pickling process without the cold rolling process.
  • Conventionally, when manufactured in such a process there is a problem that the surface roughness after pickling remains as it is, and the corrosion resistance is reduced as compared with the conventional cold-rolled sheet.
  • the method of the present invention has a remarkable effect particularly when the production is performed by the above-described steps, and when the production is performed by performing a skin pass with a hot-rolled sheet thickness of 1.5 mm or less and a rolling reduction of 20% or less.
  • the sheet thickness is 1.5 mm or less, and the rolling reduction of skin pass is 20% or less, preferably 1 to 15%.
  • this step makes it possible to manufacture a conventional cold-rolled plate equivalent to a bright finish.
  • the work roll diameter of the cold rolling equipment is 250mm or more and the total reduction rate by the work roll exceeds 20? ⁇ ⁇ ;
  • stainless steel cold-rolled steel sheets are manufactured by cold rolling on rolls with a diameter of 100 mm or less, but their productivity is usually lower than that of tandem rolling mills using large-diameter rolls used for rolling ordinary steel. Remarkably low. Therefore, in recent years, the use of tandem rolling mills to cold roll stainless steel has increased. However, when a tandem rolling mill was used, there was a problem that the unevenness of the surface before cold rolling fell and was likely to become a defect, and the corrosion resistance was reduced.
  • the method of the present invention produces a remarkable effect when the above-described process is used, especially when a single crawl having a diameter of 250 mm or more is used and the total draft is more than 20%.
  • the work roll diameter shall be 250mm or more and the total reduction by the single crawl shall be more than 20%.
  • annealing and pickling or bright annealing may be performed according to a conventional method.
  • the production conditions other than the steps described above need not be particularly limited, and may be performed according to a conventional method.
  • the preferred slab heating temperature is 1000 to 1300 ° C
  • the annealing temperature is 700 to 1300 ° C
  • the pickling conditions are sulfuric acid and mixed acid (nitric acid, hydrofluoric acid) immersion.
  • passivation treatment after pickling is also preferable for improving corrosion resistance.
  • Si is an element effective in increasing the strength of steel, improving oxidation resistance, reducing the amount of oxygen in steel, and stabilizing the fly phase.
  • the Si content exceeds 3 wt%, surface defects during hot rolling Because of the increase in roughness, the unevenness after annealing and pickling increases, causing deterioration of the corrosion resistance due to factors other than the removal of the Cr layer. Therefore, the content of Si is set to 3 ⁇ vt% 'or less. The above effect starts to appear at 0.05 wt% or more, and becomes clear at 0.1 wt% or more.
  • n 5 wt.% or less (flight type), Mn: 20 wt% or less (austenite type, 2 phase);
  • Mn is an element effective in increasing the strength of steel and improving hot workability in flat stainless steel, but when Mn is contained in excess of 5 wt%, surface defects increase during hot rolling. As a result, the unevenness after annealing and pickling increases, causing deterioration of the corrosion resistance due to factors other than the de-Ci-layer, so the content should be 5 vvt% or less. In the case of Mn, the above effect starts to appear when the content of Mn is 0.05 wt% or more in the case of a stainless steel.
  • Mn is an effective element in austenitic stainless steels and duplex stainless steels not only for enhancing the strength and hot workability of the steel but also for stabilizing the austenite phase. If the content exceeds 20 wt%, similarly, the surface defects during hot rolling will increase, and the unevenness after annealing and pickling will increase, causing corrosion resistance deterioration due to factors other than the Cr-free layer. The amount should be 20 wt% or less. The above-mentioned effect starts to appear when Mn is 0.10 wt% or more in austenitic stainless steel and duplex stainless steel.
  • Cr is an element that improves corrosion resistance, and if its content is less than 9 wt%, it does not contribute to improvement in corrosion resistance. On the other hand, if the content exceeds 50% by weight, the surface defects during hot rolling increase, and the irregularities after annealing and pickling increase, leading to deterioration of corrosion resistance due to factors other than the Cr-free layer. The amount should be 50wt% or less.
  • the content is preferably 12 to 30 wt%.
  • Ni less than 5wt% (flight type), 5 ⁇ 20wt% (austenite type, 2 phase);
  • Ni is an element effective in improving workability, oxidation resistance, and toughness in a fiber-based stainless steel, so Ni can be contained in an amount of about 0.1 wt% or more, but 5 wt% or more. If it is contained, it forms a martensite phase and becomes extremely brittle, so its content should be less than 5.
  • Ni is not only improved in workability, corrosion resistance, and toughness in austenitic stainless steel and duplex stainless steel, but also stabilizes austenite phase. It is an element necessary for chemical conversion. If the Ni content is less than 5 wt%, the effect is not obtained.On the other hand, if the content exceeds 20 wt%, unevenness after annealing and pickling increases due to the increase of surface defects during hot rolling. The content is limited to 20wt% or less, because it causes deterioration of corrosion resistance in steel. N: 0.2000W ' 0 or less (austenite type, 2 phase);
  • N is an effective element in austenitic stainless steel and duplex stainless steel to increase the strength of the steel, improve corrosion resistance, and stabilize the austenite phase. Since the surface defects increase, the irregularities after annealing and pickling increase, causing deterioration of the corrosion resistance due to factors other than the de-Cr layer. Therefore, the content is set to 0.2000 wt% ⁇ . The above effect starts to appear at about 0.01 wt% or more. In addition, it is desirable that the content of N is set to 0.02% by weight or less in the stainless steel.
  • Ti 0.01 to 1.0 wt%, Nb: 0.01 to 1.0 w%, V: 0.01 to 1.0 wt% %, Zr: 0.01 to 1.0 wt%, Ta: 0.01 to 1.0 wt%, Co: 0.1 to 5 wt%.
  • Cu 0.1 to 5 wt%, o: 0.1 to 5 wt%, W: 0.1 to 5 wt%,
  • A1: 0.01 to 1.0 wt%, Ca: 0.0003 to 0.0100 wt%, and B: 0.0003 to 0.0100 ⁇ % can be contained. The reason for the limitation is described below.
  • Ti 0.01 to 0.6 wt%
  • Nb 0.01 to 0.6 wt%
  • V 0.01 to 0.6 wt%
  • Zr 0.01 to 0.6 wt%
  • Ta 0.01 to 0.6 wt%
  • These elements have the effect of improving workability and improving toughness in austenitic stainless steel and duplex stainless steel, and have a stable austenite phase in austenitic stainless steel and duplex stainless steel. This has the effect of suppressing the generation of induced martensite and improving workability.
  • These effects can be obtained with Co: 0.1 wt% or more and Cu: 0.1 wt% or more in any stainless steel.
  • the content of these alloying elements is too large, surface defects during hot rolling increase. As a result, the unevenness after annealing and pickling increases, causing deterioration of the corrosion resistance due to factors other than the de-Cr phase. Therefore, the content should be 5 wt% or less for Co: 5 wt% or less.
  • A1 has the effect of improving the oxidation resistance of the steel and improving the strength.
  • the effect can be obtained at 0.005 wt% or more.However, if the amount of A1 is excessively increased, surface defects during steelmaking and hot rolling are reduced. As the amount increases, unevenness after annealing and pickling increases, causing deterioration of corrosion resistance due to factors other than the de-Cr phase. Therefore, the amount of addition is set to 5.0 wt% or less.
  • Ca has the effect of controlling the morphology and strength of inclusions in steel to improve mechanical properties and toughness.
  • the effect can be obtained at 0.0003 wt% or more.
  • surface defects during hot rolling increase the irregularities after annealing and pickling, and cause deterioration of corrosion resistance due to factors other than the de-Cr layer. Therefore, the addition amount should be 0.0100 wt% or less.
  • B has the effect of segregating at the grain boundaries, improving the strength of the grain boundaries, and improving the brittleness in secondary processing.
  • the effect can be obtained at 0.0003 wt% or more.However, if the content is excessively increased, the surface defects during steelmaking and hot rolling increase, so that the irregularities after annealing and pickling increase, and other than the de-Ci-layer.
  • the amount of addition should be 0.0100 wt% or less, because corrosion resistance will be deteriorated due to factors.
  • P be 0.05 wt% or less.
  • the elements of each group listed in 1 to 6 may be used alone, or two or more elements selected from each group of 1 to 6 may be combined. Is effective. BRIEF DESCRIPTION OF THE FIGURES
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the rolling reduction at 830 ° C. or lower and the firing area ratio in SUS 304 stainless steel.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the rolling reduction and the area ratio at 830 mm or less in SUS 430 stainless steel.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the cooling rate after hot rolling and the area ratio of generation in SUS 304 stainless steel.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the cooling rate after hot rolling and the hot spot area ratio in SUS430 stainless steel.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the winding temperature and the area ratio of the start in SUS 304 stainless steel.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the winding temperature and the area ratio of the start in SUS430 stainless steel.
  • a stainless steel with the chemical composition shown in Tables 1 to 4 (in the steel type column in the table, F indicates a ferritic type, A indicates an austenitic type, and D indicates a two-phase type) is melted in a converter.
  • the slab was continuously manufactured into a 200 mm thick slab.
  • these slabs were reheated at 1200 ° C for 2 hours, and the plate thickness was reduced to 10 to 20 by rough rolling.
  • mm and continuous finish rolling was performed to obtain a hot-rolled sheet with a sheet thickness of 0.9 to 4 mm.
  • This hot rolling step was performed at a rolling reduction of 830 or less, a rolling end temperature, a cooling rate, and a winding temperature under various conditions.
  • each annealed plate was subjected to a mechanical preliminary descaling treatment using a shot blast, and then to an aqueous solution at 80 ° C containing 200 g / l (0.2 g / cm 3 ) of HsSC ⁇ . was immersed for 10 seconds, then, HF: 25g / l (0.025g / cm 3), HN0 3: 150 g / l (0.150g / cm 3) was dipped for 10 seconds in an aqueous solution of 60 hand including, washed with water The pickling descaling was completed.
  • the test material in (2) was collected only for hot-rolled sheets with a thickness of 1.5 mm or less.
  • the test material of (3) was prepared by the following method. That is, the hot-rolled sheet obtained by the above method was rolled at various reduction ratios using a tandem rolling mill composed of rolls having a diameter of 250 mm, and then was rolled to No. 1 to 32, 66, 68, 70, 72 to 74. In the case of, annealing was performed in a butane gas combustion atmosphere by heating at 1150 ° C for 10 seconds and air cooling to room temperature.
  • Na ⁇ C 200 g / 1 at 80 ° in a neutral salt aqueous solution C containing a current density steel plate l OA / dm 2 is electrolyzed 40 seconds to ⁇ Roh one de dissolution, followed by HF: 25g / l (0. 025g / cm 3), HN0 3: 55g / l was immersed for 10 seconds in an aqueous solution of 60 ° C containing (0. 055g / cm 3), HN0 3: lOOg / 1 (0. 100g / cm 3 ) In an aqueous solution containing ⁇ / dm 2 , electrolysis is performed so that the steel sheet is passivated. In the case of No. 33 to 65, 67, 69, 71, and 75 to 77, ammonia decomposition is performed. Bright annealing was performed in a gas at 900 ° C for 10 seconds.
  • Tables 5 to 8 show, in addition to the hot-rolled sheet thickness, the rolling reduction at 830 ° C or lower, the rolling end temperature, the cooling rate, the winding temperature, and the cold rolling reduction by a single crawl with a diameter of 250 mm. Show.
  • Nos. 1 to 89 included in the method of the present invention show good corrosion resistance in hot-rolled sheets, hot-rolled skin pass sheets, and cold-rolled sheets at 5% or less, whereas 830 ° C or less Nos. 90, 91, 93 with a rolling reduction of less than 30%, Nos. 92, 93, with a cooling rate of less than 25 ° C / sec, Nos. 93, 94, 95, with winding temperatures exceeding 650 ° C Further, although the production conditions are included in the present invention, Nos. 96 to 101 having a high amount of C, S, 0 have an area ratio of emergence of more than 5% and have poor corrosion resistance. Industrial applicability
  • a material having C: 0.100 wt% or less, S: 0.0050 wt% or less, and 0: 0.0050 wt% or less has a rolling reduction at 830 ° C or less of 30% or more. After being hot rolled, it is cooled at a cooling rate of 25 ° CZ sec or more, and wound up at 650 ° C or less, which is a problem in the case of extremely low C, S, and 0 amounts of stainless steel. The development of the Cr phase can be suppressed, and the surface of the steel sheet can be prevented from being roughened during the subsequent pickling.

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Description

明 細 書 耐食性に優れるステンレス鋼板の製造方法 技 術 分 野
本発明は、 ステンレス鋼の製造方法に係り、 と く に耐食性に優れるステンレス 鋼板の製造方法に関する。 背 景 技 術
ステンレス鋼板は、 種々の腐食環境において耐食性に優れていることから、 建 築材料、 自動車材料、 化学プラン ト材料などと して広く用いられている。 ここに 近年、 その使用環境がより苛酷になった事例も多く見られ、 それ故にステンレス 鋼板に対しても、 より一層優れた耐食性が求められるようになってきている。一 方、 ステンレス鋼製造者側の立場からは、 優れた耐食性を具備していても製造に 手間がかかるステンレス鋼は好ましくなく、 製造性に優れたもの、 とりわけ熱間 加工性に優れたものが望まれている。
このような背景の下で、 最近、 製鋼技術の進歩によって鋼中の不純物の低減が 可能となったことから、 かかるステンレス鋼についても C， S , 0を低減するこ とにより、 上述した耐食性や熱間加工性を改善する試みがされている。 例えば、 特公昭 60— 57501 号公報には C , S , 0の低'减により耐海水性と熱間加工性を改 善する方法が開示され、 また特公平 2 - 46642 号公報、 特公平 2 - 14419 号公報 には同様にして主に熱間加工性を改善する方法が開示されている。
しかしながら、 従来の上記改善技術による場合、 熱間圧延一焼鈍一酸洗した後 のステンレス鋼板の表面に著しい荒れが発生することがある。 この荒れは冷延後 に倒れ込んでかさぶた状の欠陥として残存し、 そのために熱延鋼板ゃ冷延鋼板の 耐食性を劣化させるという問題を抱えていた。
もちろん、 かかる荒れた鋼板表面をグラィンダ一等で手入れすることも試みら れているが、 この方法では、 生産性の低下、 コス ト上昇を来すために、 有利な対 策とはなりえなかった。 このことから、 焼鈍—酸洗後のステンレス鋼板の表面に 上記の荒れを発生させない技術の確立が強く望まれていた。 発 明 の 開 示
そこで、 本発明の主たる目的は、 現在のステンレス鋼板と く に C , S , 0含有 量を極低量にしたステンレス鋼板を製造する際の上述した問題点を克服するとこ ろにあり、 焼鈍一酸洗後の鋼板表面を手入れするまでもなく、 従来よりも一層優 れた耐食性を示すステンレス鋼板の製造方法を提案するところにある。
さて、 上掲の目的の実現に向け、 従来、 焼鈍—酸洗後のステンレス鋼板表面に 生じていた荒れの発生原因について鋭意調査するとともに、 その防止策を検討し た。 その結果、 次の事実が明らかとなった。 すなわち、
1 ) 鋼板表面の荒れは、 焼鈍時に形成される脱 Cr層が酸により侵食され、 鋼板表 面に凹凸が形成されることにより起こる。
2) 脱 Cr層は、 熱延板のスケール（Fe s O., ) の量が多いほど発達する。
3) 脱 Cr層は、 熱延板のスケール（Fe 304 ) と地鉄との密着性が強いほど発達する c
4) 熱延板の Fe 304 スケールは、 830 °C以下の比較的低温で生成する。
これらのことから、 発明者らは、
5) 鋼板表面の荒れを防ぐには、 Fe 304 スケール量を減少させるとともに、 地鉄 との密着性を低下させることが有効であり、
6) Fe 304 スケール量の減少と地鉄との密着性の低下については、 熱延仕上げ温 度、 その後の冷却速度および巻き取り温度により制御することが有効である ということに気づいた。
なお、 上述したスケール（Fe 304 ) による脱 Cr層の発生機構については必ずしも 明白ではないが、 以下のように考えられる。
一般に、 ステンレス鋼冷延板の焼鈍は、 比較的高温の低酸素雰囲気中で行われ る。 ステンレス鋼がこのような雰囲気で焼鈍されると、 酸化して Ci- 203 を生成す るが、 この Cr 203 は酸化に対する保護性を有するために、 酸化速度が次第に低下 し、 やがて鋼板表面における脱 Cr層は殆ど形成されなくなる。 一方、 ステンレス 鋼の熱間圧延 （以下、 略して熱延ともいう） においては、 雰囲気が上記焼鈍の場 合と異なるため、 Fe 304 を主体とするスケールが生成する。 この Fe 304 スケール と地鉄との密着性が強いと、 焼鈍時に
(3/2) + Fe304 + 2Cr ― Fe203 + FeCr20,
または、
402 + Fe30,, + 6Cr 3FeCr204
のような反応によりスケールが地鉄から Crを吸収する。
このように、 表面に Fe304 が存在すると、 酸化に対する保護性を有する Cr203 を生成することなく Crが消費され、 その結果、 脱 Cr層を著しく発達させることに なると考えられる。
また、 熱延板の Fe30,, スケールが、 830 °C以下の比較的低温で発達する理由は、 熱延後、 大気中で冷却されると Feは十分に速く酸化される一方で、 鋼中の Ci-は拡 散が遅く表面まで拡散できないことから、 スケールの主体が Feになるためである と考えられる。 そして、 とくに極低 C, S, 0のステンレス鋼が、 C， S， 0を 通常レベル程度に含むステンレス鋼と比べて酸洗後表面の荒れの程度が大きいこ とは、 極低 C， S, 0ステンレス鋼では、 スケールと地鉄との密着性が高いこと によると考えられる。
本発明は、 前記の知見に基づいてなされたものである。 すなわち、 本発明の要 旨構成は次のとおりである。
(1) C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wt%以下および 0 ： 0.005 wt%以下を含有す るステンレス鋼素材に、 830 以下における圧下率が 30%以上の熱間圧延を行 い、 引き続き 25°CZsec 以上の冷却速度で冷却し、 650 以下で巻き取った後、 焼鈍次いで酸洗を行うことを特徴とする耐食性に優れるステンレス鋼板の製造 方法 （第 1発明） 。
(2) C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wt%以下および 0 ： 0.005 wt%以下を含有す るステンレス鋼素材に、 830 °C以下における圧下率が 30%以上の熱間圧延を行 つて板厚 1.5 画以下とし、 引き続き 25°CZsec 以上の冷却速度で冷却し、 650 °C以下で巻き取った後、 焼鈍、 酸洗および圧下率が 20%以下のスキンパス圧延 を順次に行うことを特徴とする耐食性に優れるステンレス鋼板の製造方法 （第 2発明） 。
(3) C ： 0.01^%以下、 S ： 0.005 wt%以下および 0 ： 0.005 wt ό以下を含有す るステンレス鋼素材に、 830 °C以下における圧下率が 30%以上の熱間圧延を行 い、 引き続き 25°CZsec 以上の冷却速度で冷却し、 650 °C以下で巻き取った後- 焼鈍次いで酸洗を行い、 さらにロール径 250 隱以上のヮ一クロールを有する冷 間圧延設備にて、 該ヮ一クロールによる合計圧下率が 20%を超える冷間圧延を 行うことを特徴とする耐食性に優れるステンレス鋼板の製造方法 （第 3発明） c
(4) C ： 0.0^【％以下、 S ： 0.005 wt%以下、
0 ： 0.005 wt%以下、 Si： 3\^%'以下、
Mn： 5wt%以下、 Cr： 9 ~50wt%および
Ni： 5 wt%未満
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 卜系ステンレス鋼 を素材として用いることを特徴とする第 1〜 3発明のいずれか一に記載の製造 方法 （第 4発明） 。
(5) C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wtwt%以下、
0 ： 0.005 wtwtタ' ό以下、 Si： 3wt%以下、
Mn： 5wt%以下、 Cr： 9〜50wt5¾および
Ni ： 5 wt%未満
を含み、 さらに
Ti ： 0.01-1.0 wt%、 Nb： 0.01-1.0 wt%、
V ： 0.01-1.0 wt%、 Zr： 0.01〜1·0 wt%\
Ta： 0.01〜1.0 wt%. Co： 0.1 ~ 5 wt%、
Cu： 0.1 〜 5 wt%、 Mo： 0.1 〜 5 wt%'、
W： 0.1 〜 5 wt%、 Al： 0.005 〜5.0 wt%\
Ca： 0.0003〜0.01wt%および B ： 0.0003〜0.01wt%以下 .
のうちから選ばれるいずれか 1種または 2種以上を含有し、 残部が Feおよび不 可避的不純物からなるフェライ ト系ステンレス鋼を素材として用いることを特 徵とする第 1 ~ 3発明のいずれか一に記載の製造方法 （第 5発明） 。
(6) C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wt%以下、
0 ： 0.005 wt%以下、 Si： 3wt%以下、
Mn： 2(^し％以下、 Cr： 9〜50wt%、 Ni ： 5〜20wt%および N ： 0.2 wt%以下
を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなるオーステナイ ト系ステンレ ス鋼または二相ステンレス鋼を素材として用いることを特徴とする第 1〜 3発 明のいずれか一に記載の製造方法 （第 6発明） 。
(7) C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wt%以下
0 ： 0.005 wt%以下、 Si ： 3 wt%以下、
Mn： 2(^し％以下、 Cr： 9〜50wt%、
Ni ： 5〜20wt%、 N ： 0.2 wt%以下
を含み、 さらに
Ti ： 0.01〜1.0 wt%. Nb： 0.01〜1.0 wt%、
V ： 0.01〜1.0 t%. Zr： 0.01~1.0 wt%、
Ta： 0.01〜1.0 wt%、 Co： 0.1 ~ 5 wt%、
Cu： 0.1 〜5wt%、 Mo： 0.1 ~ 5 wt%、
W ： 0.1 〜 5 wt%. Al ： 0.005 ~5.0 wt%、
Ca： 0.0003〜0.01wt%および B ： 0.0003〜0.01wt%以下
のうちから選ばれるいずれか 1種または 2種以上を含有し、 残部が Feおよび不 可避的不純物からなるオーステナイ ト系ステンレス鋼または二相ステンレス鋼 を素材として用いることを特徴とする第 1〜 3発明のいずれか一に記載の製造 方法 （第 7発明） 。
また、 上記第 5発明又は第 7発明における選択的添加元素は、 ① Ti、 Nb、 V、 Zi-、 Ta、 ② Co、 Cu、 ③ Mo、 W、 ④ Al、 ⑤ Ca及び⑥ Bの各群の元素をそれぞれ単独 で使う力、、 ①〜⑥の各群の中から選んだ元素を 2または 3種以上組み合わせて添 加することが有効である。 . '
以下、 本発明において、 上記要旨構成のとおりに限定した理由について説明す る。
• 8 3 0 °C以下における圧下率が 30%以上；
上記範囲の加工は、 極低 C， S, 0のステンレス鋼において、 熱延中に生成し た Fe30,, スケールに亀裂を生じさせることによりスケールと地鉄との密着性を低 下させる作用を有し、 これにより、 続く焼鈍時で脱 Cr層が発達することを抑制し- 耐食性を高めることができる。
そのためには、 Fe30., スケールがと く に発達する 830 °C以下の圧下率が重要で あり、 その値が 30%未満では十分な歪み量が与えられず、 耐食性改善に十分な亀 裂が導入できない。 したがって、 830 て以下における圧下率は 30%以上にする必 要がある。
なお、 ここでいう圧下率とは、 鋼板が 830 °Cであった時の板厚に対する熱延後 の板厚の割台であって、 その圧下方法については、 複数回の圧延で行っても、 ま た、 1回の圧延で行ってもよい。 また、 圧延温度は、 低いことが望ましいが、 低 くなりすぎ δと熱延時の表面欠陥が増加して、 焼鈍時の酸化により生成した脱 Ci- 層以外の要因で、 酸洗後の凹凸が増加するために、 700 °C以上の温度で行うこと が望ま しい。
図 1 は、 極低 C、 極低 S、 極低◦鋼 （以下、 単に極低 C S O鋼という ； C ： 0.0050wt%、 S : 0.0040wt%、 0 ： 0.0040wt%) および市販鋼 （C : 0.0500wt%、 S ： 0.0082wt,¾\ 0 ： 0.0068wt%) の 2種類の S U S 304 鋼について、 また図 2 は、 極低 C S O鋼 （C ： 0.0020Wし °0、 S ： 0.0038wt%、 0 ： 0.0030wt%) および 市販鋼 （ C ： 0.0520wt%、 S ： 0.0068wt%、 0 ： 0.0065wt%) の 2種類の S U S 430 鋼について、 830 °C以下の圧下率が、 それぞれ熱延板および冷延板の耐食性 に及ぼす影響を示したものである。 なお、 熱延板は、 熱延 （冷却速度 ： 40°CZsec、 巻き取り温度 ： 600 °C) 一焼鈍一酸洗を施して得られたものであり、 冷延板は、 熱延 （冷却速度 ： 45°CZsec 、 巻き取り温度 ： 600 °C) 一焼鈍一酸洗ー冷延 （口 —ル径 ： 250mm での圧下率 ： 50%) —焼鈍一酸洗を施して得られたものである。 耐食性は C C T試験で 2 日後の発錡面積率で評価した。
図中、 記号國は、 極低 C S 0鋼の熱延板を示し、 記号□は、 極低 C S O鋼の冷 延板を示し、 記号秦は、 市販鋼の熱延板を示し、 そして記号〇は、 市販鋼の冷延 板を示している。 これらの図より、 830 °C以下における圧下率は 30%以上とする ことにより、 特に極低 C S 0鋼に対して、 耐食性を著しく改善する効果のあるこ とが判る。
• 25°C/sec 以上の冷却速度 ；
熱延終了後の冷却速度を高めることにより、 熱延終了後に生成するスケール量 が減少するとともに、 地鉄の熱膨張との差によりスケールと地鉄との密着性を低 下させ、 スケールを剝離するのに効果的である。 これにより、 続く焼鈍において 脱 Cr層が発達することを抑制し、 耐食性を高めることができる。
その効果は、 25°CZsec 未満では得られないので、 25°CZsec 以上とする。 な お、 好ましい冷却速度は 40°CZsec 以上である。
図 3は、 極低 C S O鋼 （C ： 0.0050wt%, S : 0.0040wt%、 0 ： 0.0040wt%) および市販鋼 （C ： 0.0500wt%、 S ： 0.0082wt¾\ 0 ： 0.0068 t%) の 2種類の S U S 30 鋼について、 また図 4は、 極低 C S 0鋼 （C ： 0.0020wt%、 S : 0.00 38wt%、 O ： 0.0030wt%) および巿販鋼 （C ： 0.0520wt%> S ： 0.0068wt%、 0 ： 0.0065wt%) の 2種類の S U S 430 鋼について、 熱延後の冷却速度が、 それぞ れ熱延板および冷延板の耐食性に及ぼす影響を示したものである。 なお、 熱延板 は、 熱延 （830 °C以下における圧下率： 30%、 巻き取り温度： 550 °C) 一焼鈍— 酸洗を施した得られたものであり、 冷延板は、 熱延 （830 °C以下における圧下率 ： 35%、 巻き取り温度： 550 。C) —焼鈍—酸洗—冷延 （口—ル径 300mm での圧下 率： 50%) —焼鈍一酸洗を施して得られたものである。 耐食性は C C T試験で 2 曰後の発锖面積率で評価した。
図中、 記号國は、 極低 C S 0鋼の熱延板を示し、 記号□は、 極低 C S O鋼の冷 延板を示し、 記号 ·は、 市販鋼の熱延板を示し、 そして記号〇は、 市販鋼の冷延 板を示している。 これらの図より、 熱延後の冷却速度を 25°CZsec 以上にすれば、 特に極低 C S 0鋼において、 耐食性を著しく改善する効果のあることが判る。 •巻き取り温度が 650 °C以下；
巻き取り温度は、 スケールと地鉄との密着性および巻き取り後のスケール生成 量に影響を及ぼす。 巻き取り温度が 650 °Cを超えるとスケールと地鉄との密着性 の弱化が不十分であるのみでなく、 巻き取り後のスケール生成量も増える。 この ため、 続く焼鈍において脱 Cr層が発達し、 耐食性を劣化させる。 したがって、 脱 Cr層を抑制し、 耐食性を向上させるためには、 巻き取り温度は 650 °C以下にする 必要がある。 このように、 巻き取り温度は低いことが望ましいが、 低くなり過ぎ ると、 巻き取り時の表面欠陥が増加して、 脱 Cr層以外の要因で酸洗後の凹凸が増 加するので、 巻き取りは 200 °C以上で行うことが望ましい。 図 5は、 極低 C S O鋼 （C ： 0.0050wt% S ： 0.0040wし00、 0 ： 0.0040wtタ ) および巿販鋼 （C : 0.0500wt%、 S : 0.0082wt%、 O ： 0.0068wt%) 2種類の
S U S 304 鋼について、 また図 6は、 極低 C S 0鋼 （C ： 0.0020wt%、 S ： 0.00 38wt¾ 0 ： 0.0030wt%) および市販鋼 （C ： 0.0520wt%、 S ： 0.0068wt%、 〇
： 0.0065wt%) の 2種類の S U S 430 鋼について、 熱延後の巻き取り温度がそれ ぞれ熱延板および冷延板の耐食性に及ぼす影響を示したものである。 なお、 熱延 板は、 熱延 （830 C以下における圧下率 ： 40%、 冷却速度 ： 40°CZsec ) 一焼鈍 一酸洗を施して得られたものであり冷延板は、 熱延 （830 °C以下における圧下率
： 40%、 冷却速度 ： 45°C/sec ) —焼鈍一酸洗ー冷延 （口—ル径 250mm での圧下 率 ： 45%) —焼鈍一酸洗を施して得られたものである。 耐食性は C C T試験で 2 曰後の発鐯面積率で評価した。
図中、 記号議は、 極低 C S 0鋼の熱延板を示し、 記号□は、 極低 C S O鋼の冷 延板を示し、 記号 ·は、 市販鋼の熱延板を示し、 そして記号〇は、 市販鋼の冷延 板を示している。 これらの図より、 熱延、 急冷後の巻き取り温度を 650 °C以下に すれば、 特に極低 C S 0鋼において、 耐食性を著しく改善する効果のあることが 判る。
•熱延板板厚が 1.5mm 以下およびスキンパス圧延圧下率が 20%以下；
一般に、 板厚が 1.5mm 以下のステンレス鋼板は、 熱延板を冷延して製造されて いる。 かかる方法に本発明を適用して、 ステンレス冷延鋼板を製造することがで きるのは勿論であるが、 最近では、 熱間圧延機の能力向上やスラブ厚さの低減に より、 板厚が 1.5ΜΙ 以下のステンレス鋼板を、 冷延工程を省略したいわゆる熱延 一焼鈍—酸洗工程により製造することが試みられている。 このような工程で製造 すると、 従来は、 酸洗後の表面の荒れがそのまま残って、 耐食性が従来の冷延板 に比べて低下するという問題があつた。
本発明法は、 上述した工程で製造する場合、 なかでも熱延板板厚を 1.5mm 以下 とし圧下率が 20%以下のスキンパスを行って製造する場合に、 顕著な効果を発揮 するので、 熱延扳板厚を 1.5mm 以下およびスキンパス圧延圧下率を 20%以下、 好 ま しく は 1 ~15%とする。 本発明法によれば、 この工程により、 従来のブライ ト 仕上げの冷延板相当品を製造可能である。 • 冷間圧延設備のワークロール径が 250mm 以上および該ワークロールによる合計 圧下率が 20?·ό超え ；
一般に、 ステンレス冷延鋼板は直径が 100mm 以下のロールで冷延されて製造さ れるが、 その生産性は、 通常、 普通鋼の圧延に用いられる太径のロールを使用し たタンデム圧延機に比べて著しく低い。 そのため、 最近では、 タンデム圧延機を 用いてステンレス鋼を冷延する場合が増えてきた。 しかし、 タンデム圧延機を用 いると、 冷延前の表面の凹凸が倒れ込んで欠陥となりやすく、 耐食性が低下する という問題があった。
本発明法は、 上述した工程で製造する場合、 なかでも直径が 250mm 以上のヮ一 クロールを用い、 合計圧下率が 20%を超える場合に、 顕著な効果を発揮するので、 冷間圧延設備のワークロール径を 250mm 以上および該ヮ一クロールによる合計圧 下率を 20%超えとする。 かような冷間圧延の後は、 常法に従い焼鈍一酸洗または 光輝焼鈍を行えばよい。
本発明において、 上述した工程以外の製造条件については、 特に限定する必要 はなく常法に従って行えばよい。 例えば、 好ましいスラブ加熱温度は 1000〜1300 °C、 焼鈍温度は 700 ~1300°C、 酸洗条件は硫酸後、 混酸 （硝酸， フッ酸） 浸漬で ある。 また、 酸洗後の不働態化処理を行うことも、 耐食性向上のためには好まし い。
次に、 本発明に好適に適用されるステンレス鋼の化学組成について説明する。 C ： 0.0100wt%以下、 S ： 0.0050wt%以下、 0 ： 0.0050wt%以下 ；
これらの元素は、 ステンレス鋼の耐食性を低下させるほか、 熱間加工性をも低 下させるので、 少ないことが望ましい。 そして特に、 C， S, 0をそれぞれ 0.01 00wt%、 0.0050wt%、 0.0050^%を超えて含有させると耐食性が著しく低下して、 本発明法の条件で製造しても、 良好な耐食性が得られないので、 C ： 0.0100wt% 以下、 S ： 0.0050wt%以下、 0 ： 0.0050wt%以下、 好ましく は C ： 0.0030\¥1%以 下、 S ： 0.0020wt%以下、 0 ： 0.0040wt%以下とする。
Si ： 3 wt%以下 ；
Siは、 鋼の高強度化、 耐酸化性向上、 鋼中酸素量低減およびフ ライ ト相の安 定化に有効な元素である。 しかし、 Si量が 3 wt%を超えると、 熱延時の表面欠陥 の増加のため、 焼鈍一酸洗後の凹凸が増加し、 脱 Cr層以外の要因での耐食性劣化 を引き起こすので、 Siの含有量は 3 \vt% '以下にする。 なお、 上記の効果は、 0.05 wt%以上で現れ始め、 0.1 wt%以上でその効果が明確になる。
n： 5wt.% '以下 （フヱライ ト系） 、 Mn： 20wt%以下 （オーステナイ ト系、 2相）；
Mnは、 フヱライ 卜系ステンレス鋼においては、 鋼の高強度化および熱間加工性 向上に有効な元素であるが、 Mnを 5 wt%を超えて含有させると、 熱延時の表面欠 陥の増加のため、 焼鈍 -酸洗後の凹凸が増加し、 脱 Ci-層以外の要因での耐食性劣 化を引き起こすので、 含有量は 5 vvt%以下にする。 なお、 Mnは、 フヱライ ト系ス テンレス鋼においては、 0.05wt%以上で上記の効果が現れ始める。
また、 Mnは、 オーステナイ 卜系ステンレス鋼および 2相ステンレス鋼において は、 鋼の高強度化、 熱間加工性向上ばかりでなく、 オーステナイ 卜相の安定化に も有効な元素であるが、 Mnを 20wt%を超えて含有させると、 同様に、 熱延時の表 面欠陥の増加のため、 焼鈍 -酸洗後の凹凸が増加し、 脱 Cr層以外の要因での耐食 性劣化を引き起こすので、 含有量は 20wt%以下にする。 なお、 Mnは、 オーステナ ィ 卜系ステンレス鋼、 2相ステンレス鋼においては、 0.10wt%以上で上記の効果 が現れ始める。
Cr： 9〜50wt% ；
Crは、 耐食性を向上させる元素であり、 9 wt%未満の含有量では耐食性の向上 に寄与しない。 一方、 50wt%を超えて含有させると、 熱延時の表面欠陥の増加の ため、 焼鈍 -酸洗後の凹凸が増加し、 脱 Cr層以外の要因での耐食性劣化を引き起 こすので、 その含有量は 50wt%以下にする。
なお、 耐食性および製造性の観点から、 12〜30wt%とするのが好ましい。
Ni ： 5wt%未満 （フヱライ ト系） 、 5 ~20wt% (オーステナイ ト系、 2相） ；
Niは、 フヱライ 卜系ステンレス鋼においては、 加工性向上、 耐酸化性向上およ び靱性向上に有効な元素であるため、 0.1 wt%程度以上を含有させることもでき るが、 5 wt%以上含有させるとマルテンサイ ト相を生じて著しく脆くなるので、 含有量は 5 未満にする。
また、 Niは、 オーステナイ ト系ステンレス鋼および 2相ステンレス鋼において は、 加工性向上、 耐食性向上、 靱性向上ばかりでなく、 オーステナイ 卜相の安定 化に必要な元素である。 N iが 5 wt %未満ではその効果はなく、 一方 20wt %を超え て含有させると、 熱延時の表面欠陥の増加のため、 焼鈍一酸洗後の凹凸が増加し、 脱 Cr層以外の要因での耐食性劣化を引き起こすので、 含有量は 20wt%以下にする。 N ： 0.2000W '0以下 （オーステナイ ト系、 2相） ；
Nは、 オーステナイ ト系ステンレス鋼および 2相ステンレス鋼において、 鋼の 高強度化、 耐食性向上およびオーステナイ 卜相の安定化に有効な元素であるが、 0.2000wt%を超えて含有させると、 熱延時の表面欠陥の增加のため、 焼鈍—酸洗 後の凹凸が増加し、 脱 Cr層以外の要因での耐食性劣化を引き起こすので、 含有量 は 0.2000wt%^下にする。 なお、 上記の効果は、 0.01wt%程度以上で現れ始める。 また、 フヱライ ト系ステンレス鋼においては、 N含有量を 0.02wt%以下とするの が望ましい。
本発明においては、 上記のフェライ 卜系ステンレス鋼、 オーステナイ ト系ステ ンレス鋼および 2相ステンレス鋼にさらに、 Ti : 0.01〜1.0 wt%、 Nb： 0.01〜1.0 wし％、 V ： 0.01〜1.0 wt%, Zr： 0.01〜1.0 wt%、 Ta： 0.01〜1.0 wt%、 Co： 0.1 〜 5 wt%. Cu： 0.1 〜 5 wt%、 o： 0.1 ~ 5 wt%、 W ： 0.1 〜 5 wt%、 A1： 0.01 〜1.0 wt%、 Ca： 0.0003〜0.0100wt%および B ： 0.0003〜0.0100^%のうちから 選ばれるいずれか 1種または 2種以上を含有させることができる。 以下、 その限 定理由について説明する。
① Ti ： 0.01〜1.0 wt% Nb： 0.01〜1·0 wt%、 V ： 0.01-1.0 wt%、 Zr： 0.01〜 1.0 wt%\ Ta： 0.01〜1.0 wt% ；
これらの元素は、 いずれも鋼中の C, Nを固定して、 良好な機械的性質を得る ために添加する。 その効果は Ti ： 0.01wt%以上、 Nb： 0.01wt.%Ji上、 V ： 0. Olwt %以上、 Zr： 0.01\¥1%以上、 Ta： 0.01^%以上で得られるが、 これらの合金元素 量が増え過ぎると、 製鋼時や熱延時の表面欠陥が増加して、 焼鈍一酸洗後の凹凸 が増加し、 脱 Cr層以外の要因での耐食性劣化を引き起こすので、 Ti ： 1.0 ％以 下、 Nb： 1.0 wt%以下、 V ： 1.0 wt%以下、 Zr： 1.0 wt%以下、 Ta： 1.0 \^%以 下にする。 なお、 好ましく は、 それぞれ、 Ti ： 0.01〜0.6 wt%s Nb： 0.01〜0.6 wt% V ： 0.01— 0.6 wt%, Zr： 0.01〜0.6 wt%、 Ta： 0.01〜0.6 wt%とする。 なお、 この元素群に含まれる各元素は、 以下の各元素群と同様に、 ほとんど共 通する作用効果を有するので、 これらの元素の 1つを使用すれば他の元素の組み 合わせもほとんど同じ作用効果を有することになる。 したがって、 以下の説明に ついては、 群の各元素をまとめて説明する。
② Co： 0.1 〜 5 wt%、 Cu： 0.1 〜5 wt%；
これらの元素は、 フヱライ 卜系ステンレス鋼においては、 加工性を向上させた り靱性を向上させる効果があり、 オーステナイ ト系ステンレス鋼や 2相ステンレ ス鋼においては、 オーステナィ ト相を安定にして加工誘起マルテンサイ 卜等の生 成を抑制して、 加工性を向上させる効果がある。 そして、 それらの効果はいずれ のステンレス鋼においても、 Co : 0. l wt%以上、 Cu： 0.1 wt%以上で得られるが、 これらの合金元素量が増え過ぎると、 熱延時の表面欠陥の増加のため、 焼鈍一酸 洗後の凹凸が増加し、 脱 Cr相以外の要因での耐食性劣化を引き起こすので、 含有 量は Co： 5 wt%以下、 Cu： 5 wt ό以下にする。
③ Mo： 0.1 - 5 wt%、 W： 0.1 〜 5 t%；
これらの元素はいずれも、 ステンレス鋼の耐食性を向上させる効果があり、 そ の効果は Mo : 0.1 wt%以上、 W : 0.1 wt%以上で得られるが、 これらの合金元素 量が増え過ぎると、 熱延時の表面欠陥の増加のため、 焼鈍一酸洗後の凹凸が増加 し、 脱 Cr相以外の要因での耐食性劣化を引き起こすので、 含有量は Mo :
Figure imgf000014_0001
以 下、 W： 5 wt%以下にする。
④ A1 ： 0.005 〜5.0 wt%；
A1は、 鋼の耐酸化性を向上させるとともに、 強度を向上させる効果があり、 そ の効果は 0.005 wt%以上で得られるが、 A1量が増え過ぎると、 製鋼時や熱延時の 表面欠陥が増加するため、 焼鈍一酸洗後の凹凸が増加し、 脱 Cr相以外の要因での 耐食性劣化を引き起こすので、 添加量は 5.0 wt%以下にする。
⑤ Ca： 0.0003〜0.0100wt%；
Caは、 鋼中の介在物の形態や強度を制御して、 機械的性質や靱性を向上させる 効果があり、 その効果は 0.0003wt%以上で得られるが、 添加量が増え過ぎると、 製鋼時や熱延時の表面欠陥が増加するため、 焼鈍 -酸洗後の凹凸が増加し、 脱 Cr 層以外の要因での耐食性劣化を引き起こすので、 添加量は 0.0100wt%以下にする。
⑥ B ： 0.0003〜0.0100wt%； Bは、 粒界に偏析して粒界の強度を向上させ、 二次加工脆性を改善する効果が ある。 その効果は 0. 0003wt %以上で得られるが、 含有量が増え過ぎると、 製鋼時 や熱延時の表面欠陥が増加するため、 焼鈍 -酸洗後の凹凸が増加し、 脱 Ci-層以外 の要因での耐食性劣化を引き起こすので、 添加量は 0. 0100wt %以下にする。
その他の成分については特に定める必要はないが、 Pは 0. 05wt %以下とするの が望ましい。
本発明において、 上記選択的添加元素は、 ①〜⑥に掲げた各群の元素をそれぞ れ単独で使うか、 ①〜⑥の各群の中から選んだ元素を 2または 3種以上組み合わ せて添加することが有効である。 図面の簡単な説明
図 1 は、 S U S 304 ステンレス鋼における、 830 °C以下での圧下率と発锖面積 率との関係を示すグラフである。
図 2は、 S U S 430 ステンレス鋼における、 830 て以下での圧下率と発錡面積 率との関係を示すグラフである。
図 3は、 S U S 304 ステンレス鋼における、 熱延終了後の冷却速度と発锖面積 率との関係を示すグラフである。
図 4は、 S U S 430 ステンレス鋼における、 熱延終了後の冷却速度と発鲭面積 率との関係を示すグラフである。
図 5は、 S U S 304 ステンレス鋼における、 巻き取り温度と発锖面積率との関 係を示すグラフである。
図 6は、 S U S 430 ステンレス鋼における、 巻き取り温度と発锖面積率との関 係を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
表 1〜表 4に示す化学組成になるステンレス鋼 （表中の鋼種欄にて Fはフエラ ィ ト系、 Aはオーステナイ ト系、 Dは 2相系を示す） を、 転炉で溶製し、 V O D 脱ガス、 微量成分の調整を行った後、 連続铸造して 200mm 厚のスラブとした。 次いでこれらのスラブを 1200°Cで 2時間再加熱し、 粗圧延により板厚を 10〜 20 mmと し、 さらに、 連続した仕上げ圧延を行って、 板厚が 0.9 〜 4 mmの熱延板とし た。 この熱延段階は、 種々の条件になる 830 以下での圧下率、 圧延終了温度、 冷却速度および巻き取り温度で行つた。
熱延後は、 これらの熱延板につき、 No.1〜49、 90、 92、 94〜98については、 ブ タン燃焼雰囲気中で、 1150°Cで 1分間、 加熱した後、 室温まで水冷する連続焼鈍 を、 また、 No.50 〜56、 No.72 、 80、 81、 93については、 ブタン燃焼雰囲気中で、 1000°Cで 1分間、 加熱した後、 室温まで水冷する連続焼鈍を、 また、 No.57 〜71、 73〜79、 82〜89、 91、 95、 99-101 については、 H2ガス ： 5 %、 露点： 一 30°C、 残部 N2からなる雰囲気中で、 850 で 5時間、 加熱した後、 室温まで徐冷するバ ツチ焼鈍を施した。 その後、 それぞれの焼鈍板について、 ショ ッ 卜ブラス トによ る機械的な予備脱スケール処理をし、 続いて、 HsSC^ ： 200g/l (0.2 g/cm3 ) を 含む 80°Cの水溶液に 10秒浸漬し、 次いで、 H F ： 25g/l (0.025g/cm3)、 HN03： 150 g/l(0.150g/cm3) を含む 60ての水溶液に 10秒浸漬した後、 水洗して、 酸洗脱スケ —ルを完了させた。
【表 1】
G
I On I
2
o
t 嬝 ml < <\ < < < < < < < <
Z/S6 OAV -リ《
Π30 'ΐ '8H00 Ό 'BQ0Z00 "0 '!102 Ό 2820 ·0 8 0 ·0 0·6 L Ί\ 26 ·0 IS ·0 CZ00 '0 ΠΟΟ ,0 2800 ,0 V
"DO Ί '80100 Ό '!102 -0 1520 ·0 o ·ο 0 ·6 6'9ΐ 26 Ό 2,9 Ό 0 '0 οεοο ·ο 8200 ·0 V
Π39Ι "0 'BD0Z00 Ό ' 10Ζ Ό 1920 ·0 丄 9εο ·ο 8 ·8 9'9ΐ Ζ\ Ί 29 ·0 8S00 ·0 1200 ·0 6刚 ·0 V
OW0 'Ζ '80100 Ό 'Β3ΐ扇 ·0 '!102 Ό ΖΙΖΟ Ό 9 C0 ·0 0 ·0Ι ΟΊΐ G6 Ό 9S ·0 Η00 ·0 "00 ·0 .8100 Ό V 9
OWO'2 'B30Z00 "0 ΊΙ02 Ό 6ΙΖ0 ·0 ΐθ 0 ·0 8 ΌΙ Ζ '91 20 'Τ S3 ·0 6000 ·0 ιεοο'ο 2200 "0 V
80100 '0 '!102 Ό 9S20 ·0 εο ·ο 8 ·8 8-9Ι 20 Ί 25 ·0 0刚 ·0 6200 ·0 6刚 ·0 V n
BQ8000 "0 ' 6ΐ·0 2920 Ό oi,eo ·ο Ι' ·8 81 ΖΟΊ 8 ·0 Η00 ·0 εζοο ·ο 9εοο ·ο V z\
"DOE Ό '8ST00 "0 'B08200 O 'IVT0 Ό '!112 Ό S620 ·0 28C0 ·ο 0 ·6 9· 90 "I 19 '0 οεοο ·ο ΙΖΰΟ ·0 ε刚 ·ο V
"DOC Ό '80100 '0 '!VTO'0 ΊΙΟΖ Ό ιτεο Ό ΐ9εο ·ο ΐ ·6 02 86 ·0 ιεοο ,ο ^00 ,0 6000 '0 V ηθθε'Ο 'ϊ3Ζ200 Ό 'IVTO "0 'UI2 Ό coeo 'ο 0680 ·0 8 'L 8·9Ϊ 96 ·0 ZQ Ό 0100 '0 i.100 '0 S200 ·0 V Ot'
Π308 "0 ΊνΐΟ'Ο Ί丄 02·0 i6Z0 Ό ΟΠΟ '0 8 "61 11 Ί 99 Ό 8εοο'ο 9100 ·0 eioo ·ο V
OWQ '2 '96000 Ό 1200.0 MV20 Ό '！丄 02·0 6Ϊ80 '0 9920 ·0 ε'οι 9 ·9Ι 21 ·ΐ 8QO 丄 εοο ·ο ieoo ·ο 8S00 ·0 V βε
·89Τ00 "0 'IVZO'O Ί102 Ό 0180 ·0 91tO ·0 ΐ Όΐ · ΐ SO ·ΐ 95 ·0 ^200 Ό 9200 ·0 8100 Ό V
OWS 'Ζ '¾30200 Ό 'IV10 Ό '!102 "0 ειεο Ό sgeo ·ο t' ·0Ι ΐ ·9ΐ 86 '0 C9 ·0 8200 ·0 5100 ·0 8刚 Ό V 9e
80100.0 Έ30200 Ό 'IV10 "0 '!102 "0 9ieo ·ο 6120 "0 ΐ ·8 Q'8T 98 ·ΐ 6QO 2£00 ·0 2100 Ό 00 ·0 V
8Π00 Ό 'IVTO'O ΊΙΟΖ "0 mo ·ο ζ\η ·ο 8 ·8 ΐ · Q6 ·0 TS'O 丄 000 ·0 οεοο ·ο 8Ϊ00 '0 V n
Ϊ38Ι00 Ό MV20 Ό '!102 "0 8εεο ·ο εο ·ο 6 '丄 8·9ΐ 86 '0 8Γ0 esoo ·ο ιεοο "ο 9ίΌ0 ·0 V
Booeoo Ό 'ηοοε -ο 82£0'0 S8E0 ·0 ε ·8 9'8ΐ I 59 ·0 5200 ·0 zeoo ·ο 8S00 ·0 V 2e ϊ3οεοο ·ο οεεο ·ο 6820 '0 S ·8 0'81 00 'Τ ts'o "00 Ό 8100 ·0 Ϊ200 ·0 V ie aoeoo "ο 9C80 ·ο 1S20 '0 8ΌΪ 8 '91 82 ·ΐ 8εοο ·ο εζοο ·ο 6C00 ·0 V oe
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このようにして得られた熱延板から、 ①熱延板のままもの、 ②さらに 10%のス キンパス圧延したもの、 あるいは③さらに冷延をおこなったものの各試験材を作 成して耐食性試験に供した。
なお、 ②の試験材は、 熱延板の板厚が 1. 5mm 以下のものについてのみ採取した。 また、 ③の試験材は以下の方法により作成した。 すなわち、 上記の方法で得られ た熱延板を直径が 250ΐΜΐ のロールからなるタンデム圧延機で、 種々の圧下率で冷 延した後、 No. 1〜32、 66、 68、 70、 72~74の場合は、 ブタンガス燃焼雰囲気中 で、 1150°Cで 10秒加熱し、 室温まで空冷する焼鈍を施した。 その後、 Na ^C ： 200 g/ 1 を含む 80°Cの中性塩水溶液中で、 電流密度 ： l OA/dm2 で鋼板がァノ一 ド溶解 するように 40秒電解し、 次いで HF： 25g/ l (0. 025g/cm3 )、 HN03 ： 55g/ l (0. 055g/ cm3 )を含む 60°Cの水溶液に 10秒浸漬した後、 HN03 ： lOOg/ 1 (0. 100g/cm3 ) を含む 水溶液中で電流密度 ： ΙΟΑ/dm2 で鋼板が不働態化するように電解を行い、 No. 33 〜65、 67、 69、 71、 75〜77の場合は、 アンモニア分解ガス中で、 900 °Cで 10秒加 熱する光輝焼鈍を施した。
表 5〜表 8に、 熱延板板厚のほか、 この時の 830 °C以下での圧下率、 圧延終了 温度、 冷却速度、 巻き取り温度および直径 250mm のヮ一クロールによる冷延圧下 率を示す。
【表 5】
熱 間 圧 延 発锖面積率 ( % ) 備 冷 間
No. 830 °C 圧延終 冷却 巻取 熱延板 圧 延 熟 延
以下の 了温度 速度 温度 板厚 圧下率 熱延板 スキンパス 冷延板 圧下率 板 考
(% ) (°C) °C/sec (°C) (mm) % )
1 36 720 93 4G4 2.2 64 0.5 一 0.4
2 32 690 44 523 2.1 76 2.0 — 1.4
3 36 780 31 609 3.9 79 4.0 — 2.7
4 38 810 50 497 3.5 77 1.1 — 0.8
5 33 690 83 269 2.4 67 0.1 一 0.0
6 38 810 31 508 1.7 53 1.6 — 1.1
7 35 720 47 390 2.4 67 0.6 — 0.5
8 34 810 56 462 1.8 56 0.3 — 0.2
9 35 810 49 639 3.8 79 2.9 一 1.8
10 37 780 100 642 2.2 64 1.2 一 0.8
発
11 30 720 54 165 0.9 25 0.0 0.0 0.0
12 32 720 42 459 2.2 64 0.7 一 0.5
13 38 690 69 213 3.7 78 0.0 — 0.0 明
14 39 720 95 534 3.8 79 0.6 一 0.4
15 39 750 92 477 1.2 33 0.4 0.4 0.3
16 39 780 71 396 3.3 76 0.3 ― 0.2
17 39 810 51 224 0.9 25 0.0 0.0 0.0 法
18 35 810 50 439 3.3 76 0.3 0.2
19 35 690 93 433 3.1 74 0.2 0.1
20 33 780 48 412 3.6 78 0.6 0.5
21 30 720 84 491 4.0 80 0.8 0.6
22 33 810 82 529 1.6 50 0.7 0.4
23 30 720 74 623 3.4 76 1.6 1.1
24 33 750 55 548 2.1 62 1.4 1.1
25 35 690 28 378 2.4 67 0.9 0.7 【表 6】
熱 間 圧 延 発 S面積率 ( % ) 備 冷 間
No. 830 C 圧延終 冷却 巻取 熱延板 圧 延 熱 延
以下の Γ ώα / 速度 温度 板厚 圧下率 熱延板 スキンパス 冷延板 圧下率 板 考
(% ) (て） °C /sec rc ) (mm) (% )
26 48 780 56 255 2. 4 67 0. 0 0. 0
27 31 750 82 325 2. 0 60 0. 1 0. 1
28 39 780 39 206 1. 0 21 0. 0 0. 0 0. 0
29 38 780 40 510 2. 5 68 0. 8 0. 5
30 34 810 71 479 3. 1 74 0. 8 0. 6
31 34 810 56 248 2. 0 60 0. 0 一 0. 0
32 32 780 53 403 1. 1 27 0. 6 0. 4 0. 4
33 35 804 42 571 3. 0 50. 0 1. 0 0. 5
34 31 824 50 551 2. 5 72. 0 0. 8 0. 2
35 36 824 51 596 3. 0 76. 7 0. 8 0. 2 発
36 31 817 42 551 3. 0 76. 7 0. 2 0. 0
37 34 805 37 618 2. 5 40. 0 0. 2 0. 1
38 31 821 48 609 3. 0 50. 0 0. 2 1 0. 1 明
39 30 825 35 609 3. 0 50. 0 0. 8 0. 4
40 33 811 39 638 2. 5 40. 0 0. 6 0. 3
41 34 808 47 590 2. 0 50. 0 0. 7 0. 4
42 34 827 42 602 3. 0 50. 0 0. 9 0. 5 法
43 36 822 33 618 2. 0 65. 0 0. 7 0. 3
44 32 827 43 554 3. 0 50. 0 0. 9 0. 4
45 33 805 36 584 3. 0 76. 7 0. 2 0. 0
46 32 816 48 562 2. 5 72. 0 0. 1 0. 0
47 35 812 41 589 3. 0 66. 7 0. 7 0. 2
48 32 810 38 619 3. 0 50. 0 1. 0 0. 5
49 30 824 36 621 3. 0 76. 7 0. 8 0. 2 【表 7 】
熱 間 圧 延 発銷面積率 ( ) 備 冷 間
No. 830。C 圧延終 冷却 巻取 熱延板 圧 延 熱 延
以下の 丁 imi ¾_ 速度 温度 板厚 圧下率 熱延板 スキンパス 冷延板 圧ド率 板 考
(°C ) °C /sec (て） (mm)
50 30 802 40 558 3. 0 66. 7 1. 5 0. 5
51 31 788 30 558 3. 0 66. 7 1. 2 0. 4
52 34 790 35 560 3. 0 66. 7 1. 3 0. 4
53 32 754 33 580 3. 0 66. 7 1. 8 一 0. 6
54 32 800 32 600 3. 0 66. 7 2. 1 一 0. 7
55 30 768 38 610 3. 0 66. 7 1. 9 ― 0. 6
56 35 777 35 562 3. 0 66. 7 2. 0 一 0. 7
57 31 750 72 376 3. 1 74 0. 2 0. 2
58 33 810 89 648 3. 8 79 3. 5 2. 6
59 36 810 61 407 3. 1 74 0. 4 0. 3 発
60 36 690 56 272 3. 4 76 0. 1 0. 0
61 31 750 56 635 1. 7 53 3. 8 2. 5
62 35 720 79 623 2. 1 62 2. 5 1. 6
明
63 36 690 94 388 2. 2 64 0. 1 0. 1
64 40 810 77 323 3. 7 78 0. 0 0. 0
65 31 750 78 453 2. 2 64 0. 4 0. 3
66 37 750 51 186 2. 7 70 0. 0 0. 0 法
67 31 750 46 258 3. 7 78 0. 0 0. 0
68 39 780 55 250 1. 5 47 0. 0 0. 0 0. 0
69 37 780 100 220 2. 8 71 0. 0 0. 0
70 35 780 37 436 1. 0 50 0. 5 0. 5 0. 4
71 39 750 60 180 3. 1 74 0. 0 0. 0
72 33 720 55 183 1. 9 58 0. 0 0. 0
73 32 810 96 151 3. 4 76 0. 0 0. 0
74 38 750 45 596 2. 3 65 3. 6 2. 3
75 30 750 48 428 2. 0 60 0. 7 0. 5 【表 8】
熱 間 圧 延 発精面積率 ( ) 冷 間
No. 830 °C 圧延終 冷却 巻取 熱延板 圧 延
以下の 了温度 速度 温度 板厚 圧下率 熱延板 スキンパス 冷延板 圧下率 板 考
( °C ) °C /s e c CO (mm)
76 32 780 85 500 1. 3 38 0. 6 0. 5 0. 4
77 33 720 68 436 1. 4 43 0. 3 0. 3 0. 3
78 33 810 71 461 3. 6 78 0. 5 0. 3
79 30 690 31 589 3. 2 75 4. 6 3. 2 発
80 31 720 77 207 1. 0 30 0. 0 0. 0 0. 0
81 38 720 40 270 3. 9 79 0. 1 ~ ~~ 0. 0
82 48 690 50 414 1. 8 56 0. 2 0. 2 明
83 36 810 28 191 1. 6 50 0. 0 0. 0
84 40 720 64 630 3. 8 79 1. 2 0. 8
85 37 710 31 441 2. 4 67 0. 7 — 0. 5 法
86 34 810 57 512 2. 0 60 0. 6 ― 0. 4
87 31 810 30 377 1. 9 58 0. 6 0. 4
88 37 720 88 634 1. 8 56 2. 1 1. 6
89 32 810 39 190 2. 9 72 0. 0 0. 0
90 0 850 37 602 2. 4 67 18. 5 12. 3
91 17 800 29 616 3. 2 75 12. 2 7. 7
92 32 760 12 648 2. 5 68 13. 5 10. 4 比
93 0 900 6 740 4. 0 75 50. 4 34. 9
94 33 810 29 731 2. 9 72 12. 1 8. 9
95 31 690 31 746 0. 9 40 14. 7 12. 6 10. 3 絞
96 34 800 25 621 2. 1 62 41. 5 29. 6
97 33 700 39 608 1. 3 38 14. 5 11. 3
98 31 800 30 643 3. 1 74 11. 2 8. 7 法
99 34 700 35 617 2. 6 69 19. 6 12. 5
100 31 750 35 602 1. 2 33 13. 8 12. 5 9. 5
101 33 800 40 625 2. 3 65 12. 5 8. 9 上述の方法で作成した供試材について耐食性を調査した。 すなわち、 NaC l ： 5 タ όを含む 35°Cの水溶液を 4時間噴霧、 2時間乾燥、 2時間湿潤雰囲気保持を 1サ ィクルとする C C T試験を行い、 2 日後の発銪の程度を比較した。 その結果を表 5〜表 8に併せて示す。
本発明法に含まれる No. 1 ~89は、 熱延板、 熱延一スキンパス板、 冷延板とも 発锖面積率が 5 %以下で良好な耐食性を示すのに対し、 830 °C以下での圧下率が 30%未満の No. 90 、 91、 93、 冷却速度が 25°C / s e c 未満である No. 92 、 93、 巻き 取り温度が 650 °Cを超える No. 93 、 94、 95、 さらに製造条件は本発明に含まれる ものの C， S , 0量が高い No. 96 ~ 101 は発錡面積率が 5 %を超えており、 耐食 性が良好ではない。 産業上の利用可能性
上述したように、 本発明によれば、 C : 0. 100 wt %以下、 S : 0. 0050wt%以下 および 0 ： 0. 0050wt%以下の素材に、 830 °C以下における圧下率が 30%以上の熱 間圧延を行った後、 25°C Z sec 以上の冷却速度で冷却し、 650 °C以下で巻き取る ことで、 極低 C， S , 0量のステテンレス鋼板で問題となっていた焼鈍時の脱 Cr 相の発達を抑制でき、 続く酸洗時での鋼板表面の荒れを防止できる。 その結果、 極低 C， S , 0ステンレス鋼板の耐食性を著しく向上せることが可能となり、 と く に、 熱延—焼鈍—酸洗の後、 スキンパス圧延で仕上げる場合や、 太径ロールに より冷延する場合に、 その効果が大きい。
また、 本発明によれば、 表面の欠陥を著しく低減できるので、 表面が美麗で、 良好な光沢を有する冷延板が得られる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 w 以下および 0 ： 0.005 wt%以下を含有す るステンレス鋼素材に、 830 °C以下における圧下率が 30%以上の熱間圧延を行 い、 引き続き 25°CZsec 以上の冷却速度で冷却し、 650 で以下で巻き取った後- 焼鈍次いで酸洗を行うことを特徴とする耐食性に優れるステンレス鋼板の製造 方法。
2. C ： 0.01^%以下、 S ： 0.005 wt%以下および 0 ： 0.005 wt%以下を含有す るステンレス鋼素材に、 830 °C以下における圧下率が 30%以上の熱間圧延を行 つて板厚 1.5 態以下とし、 引き続き 25°C/sec 以上の冷却速度で冷却し、 650 て以下で巻き取った後、 焼鈍、 酸洗および圧下率が 20%以下のスキンパス圧延 を順次に行うことを特徴とする耐食性に優れるステンレス鋼板の製造方法。
3. C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wt%以下および 0 ： 0.005 wt%以下を含有す るステンレス鋼素材に、 830 °C以下における圧下率が 30%以上の熱間圧延を行 い、 引き続き 25°CZsec 以上の冷却速度で冷却し、 650 以下で巻き取った後、 焼鈍次いで酸洗を行い、 さらにロール径 250 龍以上のワークロールを有する冷 間圧延設備にて、 該ワークロールによる合計圧下率が 20%を超える冷間圧延を 行うことを特徵とする耐食性に優れるステンレス鋼板の製造方法。
4. C : 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wt%以下、
0 ： 0.005 wt%以下、 Si ： 3wt%以下、
Mn： 5wt%以下、 Cr： 9〜50wt%および
Ni ： 5 wt%未満
を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなるフヱライ ト系ステンレス鋼 を素材として用いることを特徴とする請求項 1 ~ 3のいずれか 1項に記載の製 造方法。
5. C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wtタ ό'以下、
〇 ： 0.005 wt%以下、 Si ： 3wt%以下、
Mn ： 5 wt%以下、 Cr： 9〜50wt%および
Ni ： 5 wt%未満
を含み、 さらに
Ti ： 0.01〜1.0 wt%、 Nb： 0.01〜1.0
Figure imgf000028_0001
V ： 0.01〜1.0 、vt%、 Ζι·： 0.01〜1.0 、νし0'
Ta： 0.0ト 1.0 wt%、 Co： 0.1 〜 5 wt%、
Cu： 0.1 〜 5 wt%、 Mo： 0.1 ~ 5 wt%、
W ： 0.1 ~ 5 wt%\ A1： 0.005 ~5.0 wt%、
Ca： 0.0003〜0.01wt%および B ： 0.0003~0.01wt%以下
のうちから選ばれるいずれか 1種または 2種以上を含有し、 残部が Feおよび不 可避的不純物からなるフェライ ト系ステンレス鋼を素材として用いることを特 徴とする請求項 1 ~ 3のいずれか 1項に記載の製造方法。
C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wし0. ό'以下、
0 ： 0.005 wt%以下、 Si： 3 wt%以下、
Mn： 20wt%以下、 Cr： 9〜50wt%、
Ni ： 5〜20wt%および N ： 0.2 wt%以下
を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなるオーステナイ ト系ステンレ ス鋼または二相ステンレス鋼を素材として用いることを特徴とする請求項 1〜 3のいずれか 1項に記載の製造方法。
7. C ： 0.01wt%以下、 S ： 0.005 wtタ。 '以下
0 ： 0.005 以下、 Si： 3v % '以下、
Mn： 20wt%以下、 Cr： 9〜50wt%、
Ni ： 5〜20wt%、 N ： 0.2 wt%以下
t含み、 さりに
Ti ： 0.01〜L 0 wt%. Nb： 0.01〜1.0 wt%、 V ： 0.01〜丄.0 wt%、 Zr： 0.0ト 1.0 wt%、
Ta： 0.01〜1· 0 wt% Co： 0.1 〜 5 wし0"
Cu： 0.1 〜 5 wt¾\ Mo： 0.1 〜 5 wt%'、
W： 0.1 〜 5 wし0' ό、 Al ： 0.005 〜5.0 wt%、
Ca： 0.0003〜0.01wt%および B ： 0.0003〜0. Olwし 0ό以下
のうちから選ばれるいずれか 1種または 2種以上を含有し、 残部が Feおよび不 可避的不純物からなるオーステナイ ト系ステンレス鋼または二相ステンレス鋼 を素材として用いることを特徴とする請求項 1〜 3のいずれか 1項に記載の製 造方法。
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