JPH0158249B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPH0158249B2 JPH0158249B2 JP19680685A JP19680685A JPH0158249B2 JP H0158249 B2 JPH0158249 B2 JP H0158249B2 JP 19680685 A JP19680685 A JP 19680685A JP 19680685 A JP19680685 A JP 19680685A JP H0158249 B2 JPH0158249 B2 JP H0158249B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- point
- cooling
- slab
- minutes
- 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.)
- Expired
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Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は高Cr系の高純フエライト系ステンレ
ス鋼の連続鋳造鋳片（以下CC鋳片と称す）ある
いは一旦分塊圧延された鋼片（以下“スラブ”と
称するときは該鋳片及び鋼片を含むものとする）
の冷却法に関するもので、該スラブの冷却中ある
いは冷却後に生ずる置き割れを防止する冷却法に
関するものである。
ス鋼の連続鋳造鋳片（以下CC鋳片と称す）ある
いは一旦分塊圧延された鋼片（以下“スラブ”と
称するときは該鋳片及び鋼片を含むものとする）
の冷却法に関するもので、該スラブの冷却中ある
いは冷却後に生ずる置き割れを防止する冷却法に
関するものである。
（従来の技術）
高Cr系でかつＣ、Ｎを低減した高純フエライ
ト系ステンレス鋼は、18Cr−8Niに特有の塩化物
応力腐食割れをおこさず安価な耐食性材料として
重要性を増しかつ用途によつてはMo、Ni、Cu等
を選択添加したり、不純物のＳやＯを極端に低減
して、耐食性の向上、耐銹性の向上、耐酸化性の
向上をはかり多くの用途に使用されはじめてい
る。又25Cr系で２〜４％Moを含有すると耐海水
性にすぐれた特性を発揮することも知られ、今後
益々その重要性は高まると考えられる。
ト系ステンレス鋼は、18Cr−8Niに特有の塩化物
応力腐食割れをおこさず安価な耐食性材料として
重要性を増しかつ用途によつてはMo、Ni、Cu等
を選択添加したり、不純物のＳやＯを極端に低減
して、耐食性の向上、耐銹性の向上、耐酸化性の
向上をはかり多くの用途に使用されはじめてい
る。又25Cr系で２〜４％Moを含有すると耐海水
性にすぐれた特性を発揮することも知られ、今後
益々その重要性は高まると考えられる。
ところが、これらのすぐれた特性を有する高
純・高Crフエライトステンレス鋼の欠点の一つ
に製造上の問題がある。すでに特開昭54−128464
号公報、特開昭58−39732号公報、特開昭60−
2628号公報、特開昭60−2622号公報等に開示され
ている通り、これらの鋼はCC鋳片の冷却中、あ
るいは冷却後の表面手入時、更には次工程の熱間
圧延工程の加熱炉への輸送中等にスラブが横割れ
や破損する現象（置き割れと呼ぶ）が知られ、こ
の割れが生じると製造不可能になる場合が多い。
特に高Cr鋼でNb、Mo、Al等を多量含有する場
合は必ず破損すると言つても過言ではない。
純・高Crフエライトステンレス鋼の欠点の一つ
に製造上の問題がある。すでに特開昭54−128464
号公報、特開昭58−39732号公報、特開昭60−
2628号公報、特開昭60−2622号公報等に開示され
ている通り、これらの鋼はCC鋳片の冷却中、あ
るいは冷却後の表面手入時、更には次工程の熱間
圧延工程の加熱炉への輸送中等にスラブが横割れ
や破損する現象（置き割れと呼ぶ）が知られ、こ
の割れが生じると製造不可能になる場合が多い。
特に高Cr鋼でNb、Mo、Al等を多量含有する場
合は必ず破損すると言つても過言ではない。
これらの現象に対して上記の特許文献によると
対策が示されているがまず特開昭54−128464号公
報、特開昭58−39732号公報においては、鋳片を
150℃以下に冷却しないこと及び遷移温度以下
（実施例では300℃）に冷却しないことを開示して
いる。一方、特開昭60−2628号公報、特開昭60−
2622号公報では鋳片の冷却にあたつてきわめて徐
冷する方法すなわち800〜1300℃から300℃まで40
℃／hr以下の冷速で徐冷する方法（800゜〜300℃
まで12.5hr以上）や、700℃から400℃までを18
℃／hr以下で徐冷（16.7hr以上）しかつ200℃未
満に低下させない方法を開示している。こうして
従来の知見では150℃以上に保持するか、あるい
は700℃〜400℃近辺をきわめて徐冷する方法の二
つの考え方が知られている。
対策が示されているがまず特開昭54−128464号公
報、特開昭58−39732号公報においては、鋳片を
150℃以下に冷却しないこと及び遷移温度以下
（実施例では300℃）に冷却しないことを開示して
いる。一方、特開昭60−2628号公報、特開昭60−
2622号公報では鋳片の冷却にあたつてきわめて徐
冷する方法すなわち800〜1300℃から300℃まで40
℃／hr以下の冷速で徐冷する方法（800゜〜300℃
まで12.5hr以上）や、700℃から400℃までを18
℃／hr以下で徐冷（16.7hr以上）しかつ200℃未
満に低下させない方法を開示している。こうして
従来の知見では150℃以上に保持するか、あるい
は700℃〜400℃近辺をきわめて徐冷する方法の二
つの考え方が知られている。
（発明が解決しようとする問題点）
高純フエライトステンレス鋼の利点が明らかに
なるにつれて、これらの生産量が増すと共に更に
すぐれた特性を有する25Cr−4Mo系にまで鋼種
の拡大が進んでいる。こうしてこれら鋼種の特性
が生かされるためには、製造上の制約となつてい
る冷片（表面温度で100℃以下）不可の条件や、
高温域の徐冷条件の制約はコスト、納期、生産性
の点で大きな障害となりつつあり、冷片取扱いが
可能なスラブの冷却方法が強く求められるように
なつた。
なるにつれて、これらの生産量が増すと共に更に
すぐれた特性を有する25Cr−4Mo系にまで鋼種
の拡大が進んでいる。こうしてこれら鋼種の特性
が生かされるためには、製造上の制約となつてい
る冷片（表面温度で100℃以下）不可の条件や、
高温域の徐冷条件の制約はコスト、納期、生産性
の点で大きな障害となりつつあり、冷片取扱いが
可能なスラブの冷却方法が強く求められるように
なつた。
（問題点を解決するための手段）
本発明者達は高純フエライトステンレス鋼のス
ラブの置き割れ現象を研究した結果、これら高純
フエライト系ステンレス鋼スラブの置き割れに２
つの重要な要因が作用することを見出した。
ラブの置き割れ現象を研究した結果、これら高純
フエライト系ステンレス鋼スラブの置き割れに２
つの重要な要因が作用することを見出した。
(1)つは約700〜800℃の温度域を析出のピークと
する金属間化合物（Laves相）析出に原因する材
料自体の脆化現象である。(2)つはスラブの冷却
時、各部位での冷速の相違から生じる熱応力の不
均一さによるものである。これらの両作用が影響
し合つて冷却中に置き割れを発生することが判明
した。もちろん合金組成によつて、(1)に強く影響
するものや、あるいはCC鋳片の冷却のように(2)
に強く影響するものもあるので、(1)と(2)の原因は
互に影響し合つている。本発明者等は典型的な高
純フエライトステンレス鋼で最も割れに敏感な
25Cr−4Mo−4Ni−0.4Nb鋼のCC鋳片（25mm厚）
や、分塊圧延を加えた鋼片（180mm厚）を冷却実
験し、冷片にした場合の置き割れ発生に対する冷
却法の影響を検討した。CC鋳片や、CC鋳片を分
塊圧延した鋼片をそのまま冷却するもの、冷却途
中様々の温度からカバーのついた台車に乗せて冷
却速度を変えるテストを実施した。これらの結果
を800℃を切つた時間を基点として、その後の温
度・時間推移と、冷片（100℃以下に冷却した）
にした場合の置き割れ発生との関連で示した結果
が第１図である。なお脆化原因である金属間化合
物の析出は800℃が最も速いことは別途確認した。
スラブの冷却が早い、は冷片にして置き割れ
を発生した。これはスラブの部位毎の温度差が
200℃を超えており、熱応力の不均一さによるも
のである。は簡単なカバーをかけて徐冷したも
ので、温度差が大幅に小さくなり割れなかつた。
、はスラブを600℃で熱片台車に入れて、温
度を保持し、約100分、200分後取り出し、その後
放冷したもので割れを生じなかつた。は同様に
400℃で熱片台車に装入し、20日後放冷したもの
で割れを生じなかつた。ところがは700℃で熱
片台車に装入し200分後に放冷したが放冷中に表
面割れを生じ、冷片ではげしい置き割れを示し
た。又も600℃に保持し250分後放冷したが同様
に置き割れを示した。、の例では明らかに熱
片台車に保持した間に金属間化合物（Laves相）
が生じ、材料自体が脆化したためである。このよ
うにして、最も置き割れの生じやすい鋼種である
25Cr−5Ni−4Mo−0.4Nb鋼でこのような関係が
認められた。他の鋼種である18Cr−2Mo−0.6Nb
鋼についても置き割れの程度の差こそあれほぼ同
様の傾向が認められた。
する金属間化合物（Laves相）析出に原因する材
料自体の脆化現象である。(2)つはスラブの冷却
時、各部位での冷速の相違から生じる熱応力の不
均一さによるものである。これらの両作用が影響
し合つて冷却中に置き割れを発生することが判明
した。もちろん合金組成によつて、(1)に強く影響
するものや、あるいはCC鋳片の冷却のように(2)
に強く影響するものもあるので、(1)と(2)の原因は
互に影響し合つている。本発明者等は典型的な高
純フエライトステンレス鋼で最も割れに敏感な
25Cr−4Mo−4Ni−0.4Nb鋼のCC鋳片（25mm厚）
や、分塊圧延を加えた鋼片（180mm厚）を冷却実
験し、冷片にした場合の置き割れ発生に対する冷
却法の影響を検討した。CC鋳片や、CC鋳片を分
塊圧延した鋼片をそのまま冷却するもの、冷却途
中様々の温度からカバーのついた台車に乗せて冷
却速度を変えるテストを実施した。これらの結果
を800℃を切つた時間を基点として、その後の温
度・時間推移と、冷片（100℃以下に冷却した）
にした場合の置き割れ発生との関連で示した結果
が第１図である。なお脆化原因である金属間化合
物の析出は800℃が最も速いことは別途確認した。
スラブの冷却が早い、は冷片にして置き割れ
を発生した。これはスラブの部位毎の温度差が
200℃を超えており、熱応力の不均一さによるも
のである。は簡単なカバーをかけて徐冷したも
ので、温度差が大幅に小さくなり割れなかつた。
、はスラブを600℃で熱片台車に入れて、温
度を保持し、約100分、200分後取り出し、その後
放冷したもので割れを生じなかつた。は同様に
400℃で熱片台車に装入し、20日後放冷したもの
で割れを生じなかつた。ところがは700℃で熱
片台車に装入し200分後に放冷したが放冷中に表
面割れを生じ、冷片ではげしい置き割れを示し
た。又も600℃に保持し250分後放冷したが同様
に置き割れを示した。、の例では明らかに熱
片台車に保持した間に金属間化合物（Laves相）
が生じ、材料自体が脆化したためである。このよ
うにして、最も置き割れの生じやすい鋼種である
25Cr−5Ni−4Mo−0.4Nb鋼でこのような関係が
認められた。他の鋼種である18Cr−2Mo−0.6Nb
鋼についても置き割れの程度の差こそあれほぼ同
様の傾向が認められた。
このようにして従来より高純フエライトステン
レス鋼のCC鋳片や、鋼片の置き割れに対して、
冷片にしても置き割れの生じない冷却ゾーンの存
在をはじめて明らかにすることが出来た。すなわ
ち、第１図で示すＡ点（０分、250℃）、Ｂ点（60
分、250℃）、Ｃ点（60分、100℃）及びＤ点（150
分、800℃）、Ｅ点（230分、550℃）、Ｆ点（350
分、550℃）により構成される危険域直線ABCと
DEFを800℃を起点とする時間・温度曲線が通ら
ないように冷却することで、CC鋳片や鋼片を冷
片にしても置き割れを発生することがなくなる。
レス鋼のCC鋳片や、鋼片の置き割れに対して、
冷片にしても置き割れの生じない冷却ゾーンの存
在をはじめて明らかにすることが出来た。すなわ
ち、第１図で示すＡ点（０分、250℃）、Ｂ点（60
分、250℃）、Ｃ点（60分、100℃）及びＤ点（150
分、800℃）、Ｅ点（230分、550℃）、Ｆ点（350
分、550℃）により構成される危険域直線ABCと
DEFを800℃を起点とする時間・温度曲線が通ら
ないように冷却することで、CC鋳片や鋼片を冷
片にしても置き割れを発生することがなくなる。
危険域直線AB、あるいはABCを切るように冷
却すると部位毎の温度差が大きくて、熱応力によ
り置き割れが生じる。危険域の直線DE、EFを切
るように冷却すると、800℃を析出のピークとす
る金属間化合物（Laves相）の析出域を通ること
になり、材料内にLaves相の析出が生じ、材料自
体が脆化して置き割れを生じる。
却すると部位毎の温度差が大きくて、熱応力によ
り置き割れが生じる。危険域の直線DE、EFを切
るように冷却すると、800℃を析出のピークとす
る金属間化合物（Laves相）の析出域を通ること
になり、材料内にLaves相の析出が生じ、材料自
体が脆化して置き割れを生じる。
なお金属間化合物（Laves相）の析出しやすい
合金成分系についてはすでに一部理論的に解明さ
れているが（「鉄鋼における変態と析出」日本金
属学会、1968）Fe系のα相中では、Ti、Zr、
Nb、Mo、Ｗ、Ta等が合金添加された場合に出
やすく例えばFe2Ti、Fe2Nbの組成として析出す
る。したがつてFe−Cr系のフエライト系ステン
レス鋼においてもこれらのTi、Zr、Nb、Mo、
Ｗ等を含有する場合に出やすいことが考えられ、
事実25Cr−5Ni−4Mo−0.4Nbや、19Cr−2Mo−
0.3Nb−0.1Ti等ではきわめて出やすいことを確
認した。
合金成分系についてはすでに一部理論的に解明さ
れているが（「鉄鋼における変態と析出」日本金
属学会、1968）Fe系のα相中では、Ti、Zr、
Nb、Mo、Ｗ、Ta等が合金添加された場合に出
やすく例えばFe2Ti、Fe2Nbの組成として析出す
る。したがつてFe−Cr系のフエライト系ステン
レス鋼においてもこれらのTi、Zr、Nb、Mo、
Ｗ等を含有する場合に出やすいことが考えられ、
事実25Cr−5Ni−4Mo−0.4Nbや、19Cr−2Mo−
0.3Nb−0.1Ti等ではきわめて出やすいことを確
認した。
以上の現象について、成分系を拡げ検討した結
果、次の成分系において成立することが判つた。
果、次の成分系において成立することが判つた。
重量％で
Ｃ＋Ｎ：0.08以下
Mn：３％以下
Si：３％以下
Cr：９〜35％
Ｐ：0.050％以下
Ｓ：0.010％以下
Ｏ：0.010％以下
を含有し、更に
Ni：８％以下
Mo：６％以下
Co：10％以下
Cu：２％以下
Al：６％以下
の１種又は２種以上、及び
Nb：0.05〜0.8％
Ti：0.01〜0.8％
Zr：0.01〜0.5％
Ｗ：0.03〜0.5％
の１種又は２種以上を含有し、残部は実質的に
Feと不可避的な介在物よりなるフエライト系ス
テンレス鋼。
Feと不可避的な介在物よりなるフエライト系ス
テンレス鋼。
以下に本発明の鋼成分範囲を限定した理由につ
いて説明する。
いて説明する。
Ｃ、Ｎ：Ｃ、Ｎ量は、靭性に大きく影響し、Ｃ
＋Ｎ量が多いほど材料の靭性は低下する。また炭
窒化物を形成し、粒界腐食を起こしやすくするた
め耐食性の点からも有害な元素である。このた
め、Ｃ、Ｎは製造性、耐食性の点からも低い方が
望ましく、Ｃ＋Ｎ量を0.08％以下とした。
＋Ｎ量が多いほど材料の靭性は低下する。また炭
窒化物を形成し、粒界腐食を起こしやすくするた
め耐食性の点からも有害な元素である。このた
め、Ｃ、Ｎは製造性、耐食性の点からも低い方が
望ましく、Ｃ＋Ｎ量を0.08％以下とした。
Mn：通常、脱酸、脱硫剤として添加するが、
靭性の点からもNiの代替として有効な元素であ
る。しかし３％を越えるとその効果は飽和するた
め３％以下とした。
靭性の点からもNiの代替として有効な元素であ
る。しかし３％を越えるとその効果は飽和するた
め３％以下とした。
Si：脱酸剤として使用され、また耐食性改善に
も有効な元素である。しかし多量に含有すると靭
性が劣化するため上限を３％とした。
も有効な元素である。しかし多量に含有すると靭
性が劣化するため上限を３％とした。
Cr：Crはステンレス鋼の耐食性を高める主要
な元素であり、含有量が多い程耐食性が改善され
る。９％未満では、耐食性の改善効果はないの
で、下限を９％とした。また、耐食性の観点から
は多い程有利であるが、高Cr鋼になると冷却中
にσ相等金属間化合物を生じやすく、靭性が劣化
するため、上限を35％とした。
な元素であり、含有量が多い程耐食性が改善され
る。９％未満では、耐食性の改善効果はないの
で、下限を９％とした。また、耐食性の観点から
は多い程有利であるが、高Cr鋼になると冷却中
にσ相等金属間化合物を生じやすく、靭性が劣化
するため、上限を35％とした。
Ｐ：Ｐは一般に耐孔食性を劣化させるので含有
量は低い程よく、上限を0.050％とした。
量は低い程よく、上限を0.050％とした。
Ｓ：Ｓは耐食性に有害な元素であり、その含有
量は低いほど望ましく、上限を0.010％とした。
量は低いほど望ましく、上限を0.010％とした。
Ｏ：残素は鋼中に酸化物として存在し、靭性を
劣化させるため含有量は低いのが望ましく、その
上限を0.010％とした。
劣化させるため含有量は低いのが望ましく、その
上限を0.010％とした。
Ni：Niはフエライト系ステンレス鋼の靭性を
改善するのに有効な元素であり、置き割れ防止の
点からは望ましい元素である。しかし多量に含有
すると応力腐食割れが生じやすくなり、８％以下
で添加するのが望ましい。
改善するのに有効な元素であり、置き割れ防止の
点からは望ましい元素である。しかし多量に含有
すると応力腐食割れが生じやすくなり、８％以下
で添加するのが望ましい。
Mo：MoはCrとともに、耐孔食性改善の主要
元素であり、耐食性の点からは添加は望ましい。
しかし多量に含有すると、冷却中や熱処理中に
Laves相、σ相等の金属間化合物を生じ靭性を劣
化させ、置き割れを助長するため６％以下で添加
する。
元素であり、耐食性の点からは添加は望ましい。
しかし多量に含有すると、冷却中や熱処理中に
Laves相、σ相等の金属間化合物を生じ靭性を劣
化させ、置き割れを助長するため６％以下で添加
する。
Co：CoはCr、Moと同様に耐食性の点からは
有効な元素であるがσ相の析出を促進し脆化の原
因となる。また多量に含有すると、熱間加工性を
劣化させるため10％以下で添加する。
有効な元素であるがσ相の析出を促進し脆化の原
因となる。また多量に含有すると、熱間加工性を
劣化させるため10％以下で添加する。
Cu：Cuは耐食性、特に耐硫酸性を改善するの
に有効であり、選択元素として２％以下を添加す
る。２％を越えて添加しても効果は飽和する。
に有効であり、選択元素として２％以下を添加す
る。２％を越えて添加しても効果は飽和する。
Al：通常、脱酸剤として添加されるが、耐酸
化性改善には有効な元素であり、選択元素として
添加する。しかし多量に含有すると材料の靭性を
劣化させるので６％以下で添加する。
化性改善には有効な元素であり、選択元素として
添加する。しかし多量に含有すると材料の靭性を
劣化させるので６％以下で添加する。
Nb：Nbは添加することによりＣ、Ｎを固定
し、靭性改善及び粒界腐食防止に有効な元素であ
る。しかし、0.05％未満では効果はなく、一方過
剰に添加すると、固溶Nbが増加しLaves相等の
金属間化合物が析出し、靭性を大幅に劣化させる
ため0.05〜0.8％の範囲で添加する。
し、靭性改善及び粒界腐食防止に有効な元素であ
る。しかし、0.05％未満では効果はなく、一方過
剰に添加すると、固溶Nbが増加しLaves相等の
金属間化合物が析出し、靭性を大幅に劣化させる
ため0.05〜0.8％の範囲で添加する。
Ti：TiはNbと同様に、Ｃ、Ｎを固定し靭性改
善及び粒界腐食防止に有効な元素である。0.01％
未満ではその効果はなく、一方過剰に添加する
と、Laves相等の金属間化合物が析出し靭性を大
幅に劣化させるため0.01〜0.8％の範囲で添加す
る。
善及び粒界腐食防止に有効な元素である。0.01％
未満ではその効果はなく、一方過剰に添加する
と、Laves相等の金属間化合物が析出し靭性を大
幅に劣化させるため0.01〜0.8％の範囲で添加す
る。
Zr：ZrはNb、Tiと同様にＣ、Ｎを固定する元
素であり、靭性改善及び粒界腐食防止に有効な元
素であり0.01〜0.5％の範囲で添加する。0.01％未
満では効果は薄く、0.5％を越えると金属間化合
物が析出しやすく靭性を劣化させる。
素であり、靭性改善及び粒界腐食防止に有効な元
素であり0.01〜0.5％の範囲で添加する。0.01％未
満では効果は薄く、0.5％を越えると金属間化合
物が析出しやすく靭性を劣化させる。
Ｗ：ＷはＣを固定するために添加し、耐食性改
善には有効な元素であるが、過剰に添加するとσ
相等の金属間化合物の析出を促進し靭性を劣化さ
せるため、添加範囲を0.03〜0.5％とした。
善には有効な元素であるが、過剰に添加するとσ
相等の金属間化合物の析出を促進し靭性を劣化さ
せるため、添加範囲を0.03〜0.5％とした。
（実施例）
通常のLD−VOD法によりＣ＋Ｎ：250ppm以
下とし、Ｓ10ppm、Ｏ：40ppm以下の高純フエ
ライト系ステンレス鋼で、25Cr−4Mo−2Ni−
0.3Nb鋼及び19Cr−2Mo−0.3Nb−0.1Ti及び
15Cr−4Al鋼を溶製した。その後CC鋳片として
250mmｔとし、冷却途中で550〜400℃の間で熱片
台車に移し、輸送し２〜3hr以内に手入場で放冷
し、放冷途中で表面を部分手入した。一部は300
〜400℃でカバー徐冷し、保温ピツトに移し、１
週間後に300℃から手入れをして冷片とした。こ
れらはいずれも置き割れを生じることなく、その
後加熱炉で加熱し、熱間圧延し、熱延コイルとす
ることが出来た。
下とし、Ｓ10ppm、Ｏ：40ppm以下の高純フエ
ライト系ステンレス鋼で、25Cr−4Mo−2Ni−
0.3Nb鋼及び19Cr−2Mo−0.3Nb−0.1Ti及び
15Cr−4Al鋼を溶製した。その後CC鋳片として
250mmｔとし、冷却途中で550〜400℃の間で熱片
台車に移し、輸送し２〜3hr以内に手入場で放冷
し、放冷途中で表面を部分手入した。一部は300
〜400℃でカバー徐冷し、保温ピツトに移し、１
週間後に300℃から手入れをして冷片とした。こ
れらはいずれも置き割れを生じることなく、その
後加熱炉で加熱し、熱間圧延し、熱延コイルとす
ることが出来た。
ところが、CC鋳片を600℃で熱片台車に積み込
んで6hr輸送したものでは高Crの25Cr系鋼は置き
割れを生じ、19Cr系鋼でも小さな割れを生じた。
15Cr−4Al系は熱延コイルに割れが散在すること
があつた。こうして、第１図に示した危険域に入
つた場合には冷片にすると置き割れが起こること
が確認され、一方危険域をさけて冷片とした場合
には置き割れを生じなかつた。
んで6hr輸送したものでは高Crの25Cr系鋼は置き
割れを生じ、19Cr系鋼でも小さな割れを生じた。
15Cr−4Al系は熱延コイルに割れが散在すること
があつた。こうして、第１図に示した危険域に入
つた場合には冷片にすると置き割れが起こること
が確認され、一方危険域をさけて冷片とした場合
には置き割れを生じなかつた。
（発明の効果）
低Ｃ、Ｎとした高Cr系のフエライト系ステン
レス鋼は耐食性及び耐酸化性にすぐれ、多くの分
野で使用されているが、製造上の欠点である置き
割れに対しての有効な対策が望まれていた。従来
法は、冷却途中で極端に徐冷をする方法や150〜
350℃以上に温片処理する方法が知られていた。
レス鋼は耐食性及び耐酸化性にすぐれ、多くの分
野で使用されているが、製造上の欠点である置き
割れに対しての有効な対策が望まれていた。従来
法は、冷却途中で極端に徐冷をする方法や150〜
350℃以上に温片処理する方法が知られていた。
これに対して本発明は冷却速度を制御すること
で置き割れを生ずることなく冷片にすることがで
きるからコストや生産性の点で本発明は著しい利
点がある。
で置き割れを生ずることなく冷片にすることがで
きるからコストや生産性の点で本発明は著しい利
点がある。
第１図は鋳片の表面温度及び経過時間と置き割
れ危険域との関係を示す図である。
れ危険域との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％でＣ＋Ｎ：0.08％以下、Mn：３％以
下、 Si：３％以下、Cr：９〜35％、Ｐ：0.050％以
下 Ｓ：0.010％以下、Ｏ：0.010％以下 を含有し、更に Ni：８％以下、Mo：６％以下、Co：10％以下 Cu：２％以下、Al：６％以下 の１種又は２種以上、及び Nb：0.05〜0.8％、Ti：0.01〜0.8％ Zr：0.01〜0.5％、Ｗ：0.03〜0.5％ の１種又は２種以上を含有し、残部は実質的に
Feと不可避的な介在物よりなるフエライト系ス
テンレス鋼の連続鋳造鋳片或いは該鋳片を分塊圧
延した鋼片を、該鋳片又は鋼片の表面温度と経過
時間の関係を示す第１図のＡ点（０分、250℃）、
Ｂ点（60分、250℃）、Ｃ点（60分、100℃）を結
ぶ直線ABC及びＤ点（150分、800℃）、Ｅ点
（230分、550℃）、Ｆ点（350分、550℃）を結ぶ直
線DEFの各危険域を通過しないように冷却する
ことを特徴とする置き割れの生じないフエライト
系ステンレス鋼スラブの冷却方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19680685A JPS6256517A (ja) | 1985-09-05 | 1985-09-05 | 置き割れを生じないフエライト系ステンレス鋼スラブの冷却方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19680685A JPS6256517A (ja) | 1985-09-05 | 1985-09-05 | 置き割れを生じないフエライト系ステンレス鋼スラブの冷却方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6256517A JPS6256517A (ja) | 1987-03-12 |
| JPH0158249B2 true JPH0158249B2 (ja) | 1989-12-11 |
Family
ID=16363955
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19680685A Granted JPS6256517A (ja) | 1985-09-05 | 1985-09-05 | 置き割れを生じないフエライト系ステンレス鋼スラブの冷却方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6256517A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04168924A (ja) * | 1990-10-30 | 1992-06-17 | Kubota Corp | 自家用発電設備の受電装置 |
| JPH05260655A (ja) * | 1992-03-06 | 1993-10-08 | Kubota Corp | 自家用発電電力と商用電力との併用受電装置 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0830254B2 (ja) * | 1993-09-22 | 1996-03-27 | 日本冶金工業株式会社 | 高温耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
| JP5670064B2 (ja) * | 2010-02-22 | 2015-02-18 | 日新製鋼株式会社 | フェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法 |
| JP7281893B2 (ja) * | 2018-11-19 | 2023-05-26 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼冷鋳片およびその製造方法 |
-
1985
- 1985-09-05 JP JP19680685A patent/JPS6256517A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04168924A (ja) * | 1990-10-30 | 1992-06-17 | Kubota Corp | 自家用発電設備の受電装置 |
| JPH05260655A (ja) * | 1992-03-06 | 1993-10-08 | Kubota Corp | 自家用発電電力と商用電力との併用受電装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6256517A (ja) | 1987-03-12 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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