JPH0339420A - 溶接部の粗粒化を防止したγ―α２相ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
溶接部の粗粒化を防止したγ―α２相ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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- JPH0339420A JPH0339420A JP17298689A JP17298689A JPH0339420A JP H0339420 A JPH0339420 A JP H0339420A JP 17298689 A JP17298689 A JP 17298689A JP 17298689 A JP17298689 A JP 17298689A JP H0339420 A JPH0339420 A JP H0339420A
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- Japan
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- stainless steel
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- duplex stainless
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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、鋳片と鋳型内壁面間に相対速度差の無い、所
謂同期式連続鋳造プロセスによって製品厚さに近いサイ
ズの鋳片を鋳造し、γ−α２相ステンレス鋼薄板を製造
する方法に関する。
謂同期式連続鋳造プロセスによって製品厚さに近いサイ
ズの鋳片を鋳造し、γ−α２相ステンレス鋼薄板を製造
する方法に関する。
従来、連続鋳造法を用いてステンレス鋼薄板を製造する
には、鋳型を鋳造方向に振動させながら厚さ１００ｍ＋
＋以上の鋳片に鋳造し、得られた鋳片の表面手入れを行
ない、加熱炉において１０００℃以上に加熱した後、粗
圧延機および仕上げ圧延機列からなるホットストリップ
ミルによって熱間圧延を施し、厚さ散開のホットストリ
ップとしていた。
には、鋳型を鋳造方向に振動させながら厚さ１００ｍ＋
＋以上の鋳片に鋳造し、得られた鋳片の表面手入れを行
ない、加熱炉において１０００℃以上に加熱した後、粗
圧延機および仕上げ圧延機列からなるホットストリップ
ミルによって熱間圧延を施し、厚さ散開のホットストリ
ップとしていた。
得られたホットストリップは必要に応じて冷間圧延およ
び最終焼鈍される。
び最終焼鈍される。
しかし、上記従来プロセスをＴ−α２相ステンレス９１
８Ｂ板に適用すると次のような問題があった。
８Ｂ板に適用すると次のような問題があった。
γ−α２相ステンレス鋼は、γ相中にα相を共存させる
ことによってオーステナイトステンレス鋼にくらべて常
温強度、耐食性、耐溶接割れ性等を高めたものであるが
、熱間加工温度においてはα相の強度がγ相よりも低い
等この鋼種に特有の組織上の原因で熱間圧延中に割れが
発生し易く、特にα相を５〜３０％含有する場合には、
熱間圧延が極めて困難である。一方、熱間圧延が比較的
容易なα相３０％以上の場合には溶接時にα相が戊辰し
て溶接部の脆化が起き易かった。
ことによってオーステナイトステンレス鋼にくらべて常
温強度、耐食性、耐溶接割れ性等を高めたものであるが
、熱間加工温度においてはα相の強度がγ相よりも低い
等この鋼種に特有の組織上の原因で熱間圧延中に割れが
発生し易く、特にα相を５〜３０％含有する場合には、
熱間圧延が極めて困難である。一方、熱間圧延が比較的
容易なα相３０％以上の場合には溶接時にα相が戊辰し
て溶接部の脆化が起き易かった。
〔発明が解決しようとする課題］
本発明は、熱間圧延割れにも溶接脆化にも拘束されず必
要に応じて広い範囲でα含有量すなわちγ／α比を設定
できるγ−α２相ステンレス鋼薄板の製造方法を提供す
ることを目的とする。
要に応じて広い範囲でα含有量すなわちγ／α比を設定
できるγ−α２相ステンレス鋼薄板の製造方法を提供す
ることを目的とする。
上記の目的は、本発明によれば、δＦｅｃａｌ（％）＝
３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ） ２．８（Ｎ
ｉ＋１／２Ｃｕ＋１／２Ｍｕ）−８４（Ｃ十Ｎ） １
９．８（％）で定義されるδＦｅｃａｌ値が５〜７０％
である組成を有しかつ０．０１〜０．５％のＣｅ 、
Ｌａ 、 Ｔｉ 、 Ｎｂ 、 Ｚｒ。
３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ） ２．８（Ｎ
ｉ＋１／２Ｃｕ＋１／２Ｍｕ）−８４（Ｃ十Ｎ） １
９．８（％）で定義されるδＦｅｃａｌ値が５〜７０％
である組成を有しかつ０．０１〜０．５％のＣｅ 、
Ｌａ 、 Ｔｉ 、 Ｎｂ 、 Ｚｒ。
およびＡｌの１種または２種以上を含有するγα２相ス
テンレス鋼溶鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期して移動する
連続鋳造機によって厚さｌｏ−以下の鋳片に鋳造し、凝
固後は可及的高温から１２００℃までの温度範囲を１０
℃／ｓｅｅ以上の速度で冷却してα相を微細化し、９５
０〜６００’Ｃの温度範囲を５℃／ｓｅｃ以上の速度で
冷却しかつ６００℃以下で巻取りを行なってα相の生成
を防止することを特徴とする、溶接部の粗粒化を防止し
たγ−α２相ステンレスｍ薄板の製造方法によって達成
される。
テンレス鋼溶鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期して移動する
連続鋳造機によって厚さｌｏ−以下の鋳片に鋳造し、凝
固後は可及的高温から１２００℃までの温度範囲を１０
℃／ｓｅｅ以上の速度で冷却してα相を微細化し、９５
０〜６００’Ｃの温度範囲を５℃／ｓｅｃ以上の速度で
冷却しかつ６００℃以下で巻取りを行なってα相の生成
を防止することを特徴とする、溶接部の粗粒化を防止し
たγ−α２相ステンレスｍ薄板の製造方法によって達成
される。
本発明の方法においては、６００’Ｃ以下で巻き取った
後、薄板製品の表面光沢等の必要に応じて常法通り冷間
圧延し、最終焼鈍することができる。
後、薄板製品の表面光沢等の必要に応じて常法通り冷間
圧延し、最終焼鈍することができる。
本発明では、ホットストリップと同等の厚さ１０ａａ以
下の鋳片に鋳造することよって熱間圧延を省略する。ま
た、結晶粒微細化効果を有するＣｅ 、 Ｌａ 、 Ｔ
ｉ 、 Ｎｂ 、 Ｚｒ 、 Ａｊ！を添加することに
よって高α量の場合でもα相戊辰による溶接部の脆化を
防止する。これら両方の作用を組合せることによって、
熱間圧延にも溶接脆化にも拘束されずδＦｅｃｍｌ値で
５〜７０％の広い範囲でα含有量を設定できるようにし
た。
下の鋳片に鋳造することよって熱間圧延を省略する。ま
た、結晶粒微細化効果を有するＣｅ 、 Ｌａ 、 Ｔ
ｉ 、 Ｎｂ 、 Ｚｒ 、 Ａｊ！を添加することに
よって高α量の場合でもα相戊辰による溶接部の脆化を
防止する。これら両方の作用を組合せることによって、
熱間圧延にも溶接脆化にも拘束されずδＦｅｃｍｌ値で
５〜７０％の広い範囲でα含有量を設定できるようにし
た。
本発明の方法を適用する望ましいγ−α２相ステンレス
鋼の典型的な基本組成は、たとえば下記のとおりである
。
鋼の典型的な基本組成は、たとえば下記のとおりである
。
Ｃ：０．０８％以下
Ｓｉ：４％以下
Ｍｕ：４％以下
Ｐ ： ０．０３０％以下
Ｓ ： ０．００６％以下
Ｃｒ：１８〜３５％
Ｎｉ：３〜１５％
Ｍｏ ： ０．０１〜７％
Ｃｕ ： ０．０１〜３％
Ｎ ： ０．０２〜０．４％
上記各主要成分の主要な役割は一般的に次のとおりであ
る。
る。
ＣＴＣは強度の点で必要であるが耐食性を劣化させるの
で０．０８％以下とした。
で０．０８％以下とした。
Ｓｉ：Ｓｉは材料特性の点では強度、延性を増し、耐応
力腐食割れ抵抗を増すが、σ脆化を早める。したがって
目的に応じて４％以下で有効であるが、４％を超えると
σ脆化が大きくなる。
力腐食割れ抵抗を増すが、σ脆化を早める。したがって
目的に応じて４％以下で有効であるが、４％を超えると
σ脆化が大きくなる。
Ｍｎ：Ｍｎはγ安定化元素で、４％以下でＴ／α比のコ
ントロールのために添加する。しかし４％を超えると耐
食性が劣化する。
ントロールのために添加する。しかし４％を超えると耐
食性が劣化する。
Ｐ、Ｓは不純物元素で、耐食性や鋳片の割れ、溶接時の
割れに有害であるため、それぞれ０．０３０％、０．０
０６％以下とする。
割れに有害であるため、それぞれ０．０３０％、０．０
０６％以下とする。
Ｃｒ ニステンレス鋼に必須の成分で１８％以上で特に
耐食性がすぐれる。しかし３５％をこえると高価になる
。
耐食性がすぐれる。しかし３５％をこえると高価になる
。
Ｎｉ：２相系ステンレス鋼のγ／α比のコントロールや
強度、延性に必須で、３％以上は必要である。しかし１
５％以上になると高価となる。
強度、延性に必須で、３％以上は必要である。しかし１
５％以上になると高価となる。
ＭＯニステンレス鋼の耐食性向上に極めて有効であるが
、高価である。したがって使用目的に応じて０．０１％
以上で７％以下の範囲で添加する。
、高価である。したがって使用目的に応じて０．０１％
以上で７％以下の範囲で添加する。
０．０１％未満では効果がなく、７％をこえると高価と
なる。
なる。
Ｃｕ ＝ステンレス鋼の耐食性向上に極めて有効で、０
．０１〜３％の範囲で目的に応じて添加する。
．０１〜３％の範囲で目的に応じて添加する。
０．０１％未満では効果がなく、３％以上では脆化を起
こす。
こす。
Ｎ ： Ｎｉ と共に強力なオーステナイト安定化成分
で、安価であり０．０２〜０．４％の範囲で添加する。
で、安価であり０．０２〜０．４％の範囲で添加する。
強度や耐食性、相の安定化のためには０．０２％以上が
必要であるが、０．４％を超えると固溶限をこえて気泡
を生しる。
必要であるが、０．４％を超えると固溶限をこえて気泡
を生しる。
本発明の方法においては、典型的には上記基本組成を用
い、前記式で定義したδＰｅｃａｎ （％）を５〜７
０％に限定する。この範囲において、最終的な薄板製品
をＴ−α２相組織としてγ−α相ステンレス鋼固有の機
械的性質、耐食性、溶接性等が得られる。
い、前記式で定義したδＰｅｃａｎ （％）を５〜７
０％に限定する。この範囲において、最終的な薄板製品
をＴ−α２相組織としてγ−α相ステンレス鋼固有の機
械的性質、耐食性、溶接性等が得られる。
上記δＦｅｃａｌ （％）の範囲を満たしながら、各
々０．０１〜０．５％の範囲でＣｅ 、 Ｌａ 、 Ｔ
ｉ 、 Ｎｂ 、 Ｚｒ 、 Ａｌの１種または２種以
上を添加する。これらの添加元素は凝固組織中に酸化物
、窒化物、硫化物、炭化物等の微細な粒子として析出・
分散し、結晶粒成長を著しく抑制して凝固組織を微細化
する。この微細化効果は、鋳造時の鋳片組織の微細化に
有効に作用することはもちろんであるが、同様に製品薄
板の溶接時に作用して溶融・再凝固組織（特にα相）の
粗大化を防止して、溶接部の脆化を防止しかつ耐食性を
確保する作用が、本発明のＴα２相ステンレス鋼薄板に
おいては特に重要である。
々０．０１〜０．５％の範囲でＣｅ 、 Ｌａ 、 Ｔ
ｉ 、 Ｎｂ 、 Ｚｒ 、 Ａｌの１種または２種以
上を添加する。これらの添加元素は凝固組織中に酸化物
、窒化物、硫化物、炭化物等の微細な粒子として析出・
分散し、結晶粒成長を著しく抑制して凝固組織を微細化
する。この微細化効果は、鋳造時の鋳片組織の微細化に
有効に作用することはもちろんであるが、同様に製品薄
板の溶接時に作用して溶融・再凝固組織（特にα相）の
粗大化を防止して、溶接部の脆化を防止しかつ耐食性を
確保する作用が、本発明のＴα２相ステンレス鋼薄板に
おいては特に重要である。
上記効果を奏するためには、上記各添加元素は０．０１
％以上必要である。しかし、あまり多過ぎると微細化効
果が飽和するばかりでなく製品薄板の清浄度を低下させ
またコストアップもにつながるため、上限を０．５％と
する。
％以上必要である。しかし、あまり多過ぎると微細化効
果が飽和するばかりでなく製品薄板の清浄度を低下させ
またコストアップもにつながるため、上限を０．５％と
する。
上記組成のγ−α２相ステンレス鋼溶鋼を、鋳型壁面が
鋳片と同期して移動する連続鋳造機（たとえば双ロール
式、双ベルト式等）によって厚さ１０ＩＩＩｌ以下の鋳
片に鋳造する。上記タイプの連続鋳造機で厚さ１０Ｍ以
下の鋳片に鋳造すると、凝固時の冷却速度は１００°［
／ｓｅｃ以上の急冷凝固条件が容易に得られ極めて微細
な鋳造組織が得られる。凝固後は可及的高温から１２０
０’Ｃまでをｉｏ’ｃ／ｓｅａ以上で冷却してα相を微
細化し、９５０〜６００℃を５℃／ｓｅｃ以上で冷却し
かつ巻取りを６００℃以下で行なってα相の生成を防止
する。
鋳片と同期して移動する連続鋳造機（たとえば双ロール
式、双ベルト式等）によって厚さ１０ＩＩＩｌ以下の鋳
片に鋳造する。上記タイプの連続鋳造機で厚さ１０Ｍ以
下の鋳片に鋳造すると、凝固時の冷却速度は１００°［
／ｓｅｃ以上の急冷凝固条件が容易に得られ極めて微細
な鋳造組織が得られる。凝固後は可及的高温から１２０
０’Ｃまでをｉｏ’ｃ／ｓｅａ以上で冷却してα相を微
細化し、９５０〜６００℃を５℃／ｓｅｃ以上で冷却し
かつ巻取りを６００℃以下で行なってα相の生成を防止
する。
第１表に示した組成の溶鋼を、内部水冷方式の双ロール
式連続鋳造機によって、第２表に示すように厚さ６〜２
ＩＴＩＸ１１の鋳片に鋳造し、凝固後は可及的高温から
１２００℃までを１０’Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷
却してδ相（α相）を微細化し、９５０〜６００’Ｃを
５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、６００℃以下で
巻き取った。得られた鋳片を１０００℃以上で熱処理し
、酸洗した。厚さ６肋の鋳片については、一部を厚さ３
．６鴫に路間圧延し、再度熱処理および酸洗を施した。
式連続鋳造機によって、第２表に示すように厚さ６〜２
ＩＴＩＸ１１の鋳片に鋳造し、凝固後は可及的高温から
１２００℃までを１０’Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷
却してδ相（α相）を微細化し、９５０〜６００’Ｃを
５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、６００℃以下で
巻き取った。得られた鋳片を１０００℃以上で熱処理し
、酸洗した。厚さ６肋の鋳片については、一部を厚さ３
．６鴫に路間圧延し、再度熱処理および酸洗を施した。
これらの製品に通常のＭＩＧ溶接を施し、溶接熱影響部
の組織の粗大化および耐孔食性を試験した。その結果、
第２表に示すように、本発明による随１〜１１は比較例
漱１２〜１４に比べて、δＦｅｃａｌの広い範囲で溶接
部の粗粒化が認められず、かつ耐孔食性も母材と同様で
あり劣化が認められず、極めて優れた特性を示した。
の組織の粗大化および耐孔食性を試験した。その結果、
第２表に示すように、本発明による随１〜１１は比較例
漱１２〜１４に比べて、δＦｅｃａｌの広い範囲で溶接
部の粗粒化が認められず、かつ耐孔食性も母材と同様で
あり劣化が認められず、極めて優れた特性を示した。
以下余白
第
２
表
＊ ＪＩＳ ＦｅＣｌ ３
テスト法
〔発明の効果〕
以上説明したように、本発明によれば、従来用いること
ができなかった広い範囲のγ／α比で、溶接部の粗粒化
を防止したγ−α２相ステンレス鋼薄板を製造すること
ができる。
ができなかった広い範囲のγ／α比で、溶接部の粗粒化
を防止したγ−α２相ステンレス鋼薄板を製造すること
ができる。
Claims (1)
- １、δＦｅ＿ｃ＿ａ＿ｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ
＋Ｍｏ＋Ｎｂ）−２．８（Ｎｉ＋１／２Ｃｕ＋１／２Ｍ
ｎ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８（％）で定義されるδ
Ｆｅ＿ｃ＿ａ＿ｌ値が５〜７０％である組成を有しかつ
０．０１〜０．５％のＣｅ、Ｌａ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、
およびＡｌの１種または２種以上を含有するγ−α２相
ステンレス鋼溶鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期して移動す
る連続鋳造機によって厚さ１０ｍｍ以下の鋳片に鋳造し
、凝固後は可及的高温から１２００℃までの温度範囲を
１０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却してα相を微細化し、
９５０〜６００℃の温度範囲を５℃／ｓｅｃ以上の速度
で冷却しかつ６００℃以下で巻取りを行なってσ相の生
成を防止することを特徴とする、溶接部の粗粒化を防止
したγ−α２相ステンレス鋼薄板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17298689A JPH0339420A (ja) | 1989-07-06 | 1989-07-06 | 溶接部の粗粒化を防止したγ―α２相ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17298689A JPH0339420A (ja) | 1989-07-06 | 1989-07-06 | 溶接部の粗粒化を防止したγ―α２相ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0339420A true JPH0339420A (ja) | 1991-02-20 |
Family
ID=15952058
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17298689A Pending JPH0339420A (ja) | 1989-07-06 | 1989-07-06 | 溶接部の粗粒化を防止したγ―α２相ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0339420A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100443466B1 (ko) * | 2002-02-14 | 2004-08-09 | (주)코디피아 | 가방 모서리 성형방법 |
| KR100568350B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 박판주조기에서 듀플렉스 스테인레스강의 제조방법 |
-
1989
- 1989-07-06 JP JP17298689A patent/JPH0339420A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100568350B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 박판주조기에서 듀플렉스 스테인레스강의 제조방법 |
| KR100443466B1 (ko) * | 2002-02-14 | 2004-08-09 | (주)코디피아 | 가방 모서리 성형방법 |
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