JPH04276014A - マルテンサイト系ステンレス鋼鋼片の製造法 - Google Patents
マルテンサイト系ステンレス鋼鋼片の製造法Info
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- JPH04276014A JPH04276014A JP3608491A JP3608491A JPH04276014A JP H04276014 A JPH04276014 A JP H04276014A JP 3608491 A JP3608491 A JP 3608491A JP 3608491 A JP3608491 A JP 3608491A JP H04276014 A JPH04276014 A JP H04276014A
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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。
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、一般に１３Ｃｒ系ステ
ンレス鋼と称されるマルテンサイト系ステンレス鋼、さ
らに詳細には、Ｃ：０．４０％以下、Ｓｉ：１．０％以
下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎｉ：
０．８０％以下を含有するマルテンサイト系ステンレス
鋼の鋼片の製造方法に関する。
ンレス鋼と称されるマルテンサイト系ステンレス鋼、さ
らに詳細には、Ｃ：０．４０％以下、Ｓｉ：１．０％以
下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎｉ：
０．８０％以下を含有するマルテンサイト系ステンレス
鋼の鋼片の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般にマルテンサイト系ステンレス鋼は
、耐食性高合金シームレス油井管等として広く使用され
ており、その成分としては上記組成のものが一般的であ
る。また、その製造に際しては、図３に示したように、
溶解工程（Ｉ）および連続鋳造工程（ＩＩ） を経て得
た高温鋳片を、約８５０℃にて均熱炉に装入し、加熱（
ＩＩＩ）した後、熱間圧延（ＩＶ） を行い、徐冷炉に
て約７５０℃から約２００℃まで徐冷（Ｖ）し、次いで
軟化焼鈍（ＶＩ）を施した後、外周切削（ＶＩＩ）し製
管（ＶＩＩＩ） を行うという工程を採っていた。
、耐食性高合金シームレス油井管等として広く使用され
ており、その成分としては上記組成のものが一般的であ
る。また、その製造に際しては、図３に示したように、
溶解工程（Ｉ）および連続鋳造工程（ＩＩ） を経て得
た高温鋳片を、約８５０℃にて均熱炉に装入し、加熱（
ＩＩＩ）した後、熱間圧延（ＩＶ） を行い、徐冷炉に
て約７５０℃から約２００℃まで徐冷（Ｖ）し、次いで
軟化焼鈍（ＶＩ）を施した後、外周切削（ＶＩＩ）し製
管（ＶＩＩＩ） を行うという工程を採っていた。
【０００３】このように従来法においては軟化焼鈍工程
が必須であった。この理由は、軟化焼鈍を行わないと、
１３Ｃｒ鋼の焼入性が良好なため、素形材の丸ビレット
製造段階の冷却過程でマルテンサイト変態を起こして変
態割れが生じやすく、またこのマルテンサイトは硬度が
高く、ビレットにした場合、その外周の切削が極めて困
難になるためである。
が必須であった。この理由は、軟化焼鈍を行わないと、
１３Ｃｒ鋼の焼入性が良好なため、素形材の丸ビレット
製造段階の冷却過程でマルテンサイト変態を起こして変
態割れが生じやすく、またこのマルテンサイトは硬度が
高く、ビレットにした場合、その外周の切削が極めて困
難になるためである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記方
法においては、通常、熱間圧延後１０００℃の温度で４
時間および７５０℃の温度で１５時間、軟化焼鈍のため
加熱しなければならないため、処理に時間がかかる上に
、経済的にも消費エネルギーが大きいという問題がある
。
法においては、通常、熱間圧延後１０００℃の温度で４
時間および７５０℃の温度で１５時間、軟化焼鈍のため
加熱しなければならないため、処理に時間がかかる上に
、経済的にも消費エネルギーが大きいという問題がある
。
【０００５】そこで本発明の主目的は、熱間圧延後の冷
却過程でフェライト＋パーライト組織を十分発達させ、
マルテンサイト変態生成を抑制することにより、上記軟
化焼鈍工程の省略を可能とし、マルテンサイト系ステン
レス鋼を短時間に経済的に製造する方法を提供すること
にある。
却過程でフェライト＋パーライト組織を十分発達させ、
マルテンサイト変態生成を抑制することにより、上記軟
化焼鈍工程の省略を可能とし、マルテンサイト系ステン
レス鋼を短時間に経済的に製造する方法を提供すること
にある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題は、Ｃ：０．４
０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎｉ：０．８０％以下を含有する
マルテンサイト系ステンレス鋼を、連続鋳造法により鋳
造後、オーステナイト温度域から３００℃まで２０℃／
Ｈｒ以下の冷却速度で冷却した後、１２００〜１２５０
℃に加熱して熱間圧延を行い、次いで１０℃／Ｈｒ以下
の冷却速度で冷却することで解決できる。
０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎｉ：０．８０％以下を含有する
マルテンサイト系ステンレス鋼を、連続鋳造法により鋳
造後、オーステナイト温度域から３００℃まで２０℃／
Ｈｒ以下の冷却速度で冷却した後、１２００〜１２５０
℃に加熱して熱間圧延を行い、次いで１０℃／Ｈｒ以下
の冷却速度で冷却することで解決できる。
【０００７】
【作用】本発明において、上記組成のマルテンサイト系
ステンレス鋼鋳片を３００℃まで冷却するのは、γ→α
変態温度以下のできるだけ低い温度に冷却することによ
り変態を起こさせ、結晶粒を微細化するためである。冷
却下限温度を３００℃としたのは、マルテンサイト変態
開始温度（ＭＳ 点）直上としてマルテンサイト変態割
れを防止するためである。この際、冷却速度が大きい程
α核生成場所の増加に伴い、結晶粒の微細化が得られる
が、鋳片内外温度差による熱応力割れ防止のため、冷却
速度を２０℃／Ｈｒ以下とした。
ステンレス鋼鋳片を３００℃まで冷却するのは、γ→α
変態温度以下のできるだけ低い温度に冷却することによ
り変態を起こさせ、結晶粒を微細化するためである。冷
却下限温度を３００℃としたのは、マルテンサイト変態
開始温度（ＭＳ 点）直上としてマルテンサイト変態割
れを防止するためである。この際、冷却速度が大きい程
α核生成場所の増加に伴い、結晶粒の微細化が得られる
が、鋳片内外温度差による熱応力割れ防止のため、冷却
速度を２０℃／Ｈｒ以下とした。
【０００８】次に、この鋳片を熱間圧延のために加熱し
、α→γ再変態を起こさせるが、α結晶粒が微細なため
、γ核生成場所は増加し、γの成長は抑制される。すな
わち、鋳片を一旦γ→α変態温度以下に冷却した後再加
熱する方が、γ→α変態点以上の温度から再加熱される
のと比較して、結晶粒は微細となる。
、α→γ再変態を起こさせるが、α結晶粒が微細なため
、γ核生成場所は増加し、γの成長は抑制される。すな
わち、鋳片を一旦γ→α変態温度以下に冷却した後再加
熱する方が、γ→α変態点以上の温度から再加熱される
のと比較して、結晶粒は微細となる。
【０００９】また、鋳片を熱間圧延のために加熱する温
度を、１２００℃〜１２５０℃としたのは、１２５０℃
を超えると粒界脆化を生じ、割れ発生の原因となり、１
２００℃未満の場合は鋳片の変形抵抗が大きく熱間圧延
が困難となり、また最終圧延温度が８００℃未満となっ
てしまうからである。
度を、１２００℃〜１２５０℃としたのは、１２５０℃
を超えると粒界脆化を生じ、割れ発生の原因となり、１
２００℃未満の場合は鋳片の変形抵抗が大きく熱間圧延
が困難となり、また最終圧延温度が８００℃未満となっ
てしまうからである。
【００１０】上記範囲内の温度にすれば、鋳片を熱間圧
延した後徐冷する際に、徐冷前の結晶粒が微細なことに
より、拡散を伴う変態であるγ→α変態の核生成場所で
ある粒界が増加し、γ→α変態が起こりやすく、マルテ
ンサイト変態は抑制される。
延した後徐冷する際に、徐冷前の結晶粒が微細なことに
より、拡散を伴う変態であるγ→α変態の核生成場所で
ある粒界が増加し、γ→α変態が起こりやすく、マルテ
ンサイト変態は抑制される。
【００１１】なお、最終圧延温度が８００℃以上になる
ようにしたのは、最終圧延温度が８００℃に満たない場
合には、冷却速度を遅くしても、フェライト＋パーライ
ト変態を十分行うことが出来ないためである。また熱間
圧延後の冷却速度を１０℃／Ｈｒ以下とした理由は、フ
ェライト＋パーライト変態を十分に促進させるためであ
る。
ようにしたのは、最終圧延温度が８００℃に満たない場
合には、冷却速度を遅くしても、フェライト＋パーライ
ト変態を十分行うことが出来ないためである。また熱間
圧延後の冷却速度を１０℃／Ｈｒ以下とした理由は、フ
ェライト＋パーライト変態を十分に促進させるためであ
る。
【００１２】以上の通り、本発明によれば、連続鋳造法
により得られたマルテンサイト系ステンレス鋼鋳片をγ
→α変態温度以下、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ
点）直上まで冷却することにより、結晶粒の微細化を
得て、熱間圧延後の徐冷過程でフェライト＋パーライト
変態を促進し、マルテンサイト変態を抑制することによ
り硬度を減じて靱性を改善し、これにより軟化焼鈍工程
の省略が可能となる。
により得られたマルテンサイト系ステンレス鋼鋳片をγ
→α変態温度以下、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ
点）直上まで冷却することにより、結晶粒の微細化を
得て、熱間圧延後の徐冷過程でフェライト＋パーライト
変態を促進し、マルテンサイト変態を抑制することによ
り硬度を減じて靱性を改善し、これにより軟化焼鈍工程
の省略が可能となる。
【００１３】次に、本発明に係る工程を図面により説明
する。図１において、上記成分のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼を溶解（１）後、例えば幅５３０ｍｍ、厚み４
１０ ｍｍ に連続鋳造（２）し、これを鋳片温度３０
０℃まで冷却速度２０℃／Ｈｒ以下の冷却速度で冷却す
る。次いで、この鋳片を１２００℃から１２５０℃の温
度で加熱（３）した後、熱間圧延（４）し、例えば直径
１８７ｍｍの丸ビレット形状とする。その後１０℃／Ｈ
ｒ以下の速度で徐冷（５）し、得られる丸ビレットを外
周切削（６）し製管（７）する。かかる工程を採用する
ことにより、後述する理由から軟化焼鈍工程を省略でき
る。
する。図１において、上記成分のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼を溶解（１）後、例えば幅５３０ｍｍ、厚み４
１０ ｍｍ に連続鋳造（２）し、これを鋳片温度３０
０℃まで冷却速度２０℃／Ｈｒ以下の冷却速度で冷却す
る。次いで、この鋳片を１２００℃から１２５０℃の温
度で加熱（３）した後、熱間圧延（４）し、例えば直径
１８７ｍｍの丸ビレット形状とする。その後１０℃／Ｈ
ｒ以下の速度で徐冷（５）し、得られる丸ビレットを外
周切削（６）し製管（７）する。かかる工程を採用する
ことにより、後述する理由から軟化焼鈍工程を省略でき
る。
【００１４】次に、本発明における各成分の数値限定理
由について説明する。 Ｃ：０．４０％以下 Ｃは強度を確保するためには必要であるが、０．４０％
を超えると強度が増し、靱性が低下するためである。 Ｓｉ：１．０％以下 Ｓｉ は脱酸剤として有効であるが、１．０％を超える
と靱性の低下が著しくなるためである。 Ｍｎ：１．０％以下 強度および靱性の向上に有効であるが、上限１．０％を
超えれば機械的性質が劣化するためである。 Ｃｒ：上限１５％、下限：１０％ 必要な耐食性を得るために１０％以上が必要であり、ま
たマルテンサイト系ステンレス鋼の用途に対する耐食性
は１５％以下で十分であるためである。
由について説明する。 Ｃ：０．４０％以下 Ｃは強度を確保するためには必要であるが、０．４０％
を超えると強度が増し、靱性が低下するためである。 Ｓｉ：１．０％以下 Ｓｉ は脱酸剤として有効であるが、１．０％を超える
と靱性の低下が著しくなるためである。 Ｍｎ：１．０％以下 強度および靱性の向上に有効であるが、上限１．０％を
超えれば機械的性質が劣化するためである。 Ｃｒ：上限１５％、下限：１０％ 必要な耐食性を得るために１０％以上が必要であり、ま
たマルテンサイト系ステンレス鋼の用途に対する耐食性
は１５％以下で十分であるためである。
【００１５】Ｎｉ：０．８０％以下
耐食性及び靱性を向上させる元素であるが、高価な元素
であることから、コストとの兼ね合いから上限を０．８
０％とした。
であることから、コストとの兼ね合いから上限を０．８
０％とした。
【００１６】次に、表１に示す代表成分の鋼についての
、本発明法および従来法におけるヒートパターンにより
得られたＣＣＴ線図を図２に示す。なお、表２は図２の
捕捉説明である。
、本発明法および従来法におけるヒートパターンにより
得られたＣＣＴ線図を図２に示す。なお、表２は図２の
捕捉説明である。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】そこで、図２を見ると、本発明法のように
連続鋳造法により得られた鋳片を、γ→α変態点以下に
冷却することにより徐冷前の結晶粒は微細化し、拡散変
態の開始が短時間側に移行することが判明した。また、
徐冷速度１０℃／Ｈｒ以下では、フェライト＋パーライ
ト変態が促進され、マルテンサイト変態が防止され、ビ
ッカース硬度についても十分低い値が得られている。
連続鋳造法により得られた鋳片を、γ→α変態点以下に
冷却することにより徐冷前の結晶粒は微細化し、拡散変
態の開始が短時間側に移行することが判明した。また、
徐冷速度１０℃／Ｈｒ以下では、フェライト＋パーライ
ト変態が促進され、マルテンサイト変態が防止され、ビ
ッカース硬度についても十分低い値が得られている。
【００２０】したがって徐冷前の結晶粒を微細化するこ
とにより、マルテンサイト変態は抑制され、硬度は減少
し、軟化焼鈍工程を省略してもマルテンサイト変態割れ
防止および外周切削は可能となる。
とにより、マルテンサイト変態は抑制され、硬度は減少
し、軟化焼鈍工程を省略してもマルテンサイト変態割れ
防止および外周切削は可能となる。
【００２１】
【実施例】次に、実施例により本発明の効果を明らかに
する。供試鋼として、表３に示すマルテンサイト系ステ
ンレス鋼（実施例：Ｎｏ．１〜１１、比較例：Ｎｏ．１
〜５）を使用した。
する。供試鋼として、表３に示すマルテンサイト系ステ
ンレス鋼（実施例：Ｎｏ．１〜１１、比較例：Ｎｏ．１
〜５）を使用した。
【００２２】
【表３】
【００２３】表３に示す成分のマルテンサイト系ステン
レス鋼を、精錬炉にて溶製後、連続鋳造法により、幅５
３０ｍｍ×厚み４１０ｍｍブルームを得た。得られたブ
ルームについて本発明に従って、２０℃／Ｈｒ以下の冷
却速度で３００℃まで冷却した後、１２００℃〜１２５
０℃まで加熱し６時間保持した後、８００℃以上の温度
で熱間圧延を終了し直径１８７ｍｍの丸ビレットとした
。その後、１０℃／Ｈｒ以下の冷却速度で２００℃まで
冷却し、マルテンサイト系ステンレス鋼を得た。
レス鋼を、精錬炉にて溶製後、連続鋳造法により、幅５
３０ｍｍ×厚み４１０ｍｍブルームを得た。得られたブ
ルームについて本発明に従って、２０℃／Ｈｒ以下の冷
却速度で３００℃まで冷却した後、１２００℃〜１２５
０℃まで加熱し６時間保持した後、８００℃以上の温度
で熱間圧延を終了し直径１８７ｍｍの丸ビレットとした
。その後、１０℃／Ｈｒ以下の冷却速度で２００℃まで
冷却し、マルテンサイト系ステンレス鋼を得た。
【００２４】なお、比較例として、連続鋳造法により得
られたブルームを８５０℃の温度から１２００℃〜１２
５０℃まで加熱し６時間保持した後、８００℃以上の温
度で熱間圧延を終了し、１０℃／Ｈｒ以下の冷却速度で
２００℃まで冷却しマルテンサイト系ステンレス鋼を得
た。
られたブルームを８５０℃の温度から１２００℃〜１２
５０℃まで加熱し６時間保持した後、８００℃以上の温
度で熱間圧延を終了し、１０℃／Ｈｒ以下の冷却速度で
２００℃まで冷却しマルテンサイト系ステンレス鋼を得
た。
【００２５】結果を同じく表３に示した。表３において
、○はマルテンサイト変態割れの発生がなく、硬度（ビ
ッカース硬度）が十分低いことを示し、×はマルテンサ
イト変態割れが発生し、硬度が高いことを示す。Ｃ含有
量が１．０％を超えるＮｏ．３、Ｓｉ 含有量１．０％
を超えるＮｏ．４、Ｍｎ 含有量が１．０％を超えるＮ
ｏ．６はそれぞれマルテンサイト変態割れが生じ硬度も
高い。 また鋳片温度２５０℃、鋳片徐冷速度１５℃／Ｈｒおよ
び２０℃／Ｈｒについては、それぞれマルテンサイト変
態割れが発生している。
、○はマルテンサイト変態割れの発生がなく、硬度（ビ
ッカース硬度）が十分低いことを示し、×はマルテンサ
イト変態割れが発生し、硬度が高いことを示す。Ｃ含有
量が１．０％を超えるＮｏ．３、Ｓｉ 含有量１．０％
を超えるＮｏ．４、Ｍｎ 含有量が１．０％を超えるＮ
ｏ．６はそれぞれマルテンサイト変態割れが生じ硬度も
高い。 また鋳片温度２５０℃、鋳片徐冷速度１５℃／Ｈｒおよ
び２０℃／Ｈｒについては、それぞれマルテンサイト変
態割れが発生している。
【００２６】また、本発明方法により良好な成績を示し
ている成分の鋼について、従来方法により同条件で製造
を行ったところ、比較例Ｎｏ．１〜５すべてマルテンサ
イト変態割れが生じ、高い硬度を示している。
ている成分の鋼について、従来方法により同条件で製造
を行ったところ、比較例Ｎｏ．１〜５すべてマルテンサ
イト変態割れが生じ、高い硬度を示している。
【００２７】
【発明の効果】以上の通り、本発明によれば、従来必須
であった軟化焼鈍工程を省略できるため、短時間かつ経
済的にマルテンサイト系ステンレス鋼鋼片を得ることが
できる。
であった軟化焼鈍工程を省略できるため、短時間かつ経
済的にマルテンサイト系ステンレス鋼鋼片を得ることが
できる。
【図１】本発明方法に係る工程図である。
【図２】本発明に係るステンレス鋼のＣＣＴ線図である
。
。
【図３】従来方法に係る工程図である。
Claims (1)
- 【請求項１】Ｃ：０．４０％（重量％、以下同じ）以下
、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１
０〜１５％、Ｎｉ：０．８０％以下を含有するマルテン
サイト系ステンレス鋼を、連続鋳造法により鋳造後、オ
ーステナイト温度域から３００℃まで２０℃／Ｈｒ以下
の冷却速度で冷却した後、１２００〜１２５０℃に加熱
して熱間圧延を行い、次いで１０℃／Ｈｒ以下の冷却速
度で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステン
レス鋼鋼片の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3036084A JP2745839B2 (ja) | 1991-03-01 | 1991-03-01 | マルテンサイト系ステンレス鋼鋼片の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3036084A JP2745839B2 (ja) | 1991-03-01 | 1991-03-01 | マルテンサイト系ステンレス鋼鋼片の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04276014A true JPH04276014A (ja) | 1992-10-01 |
| JP2745839B2 JP2745839B2 (ja) | 1998-04-28 |
Family
ID=12459884
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3036084A Expired - Fee Related JP2745839B2 (ja) | 1991-03-01 | 1991-03-01 | マルテンサイト系ステンレス鋼鋼片の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2745839B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101258764B1 (ko) * | 2010-12-14 | 2013-04-29 | 주식회사 포스코 | 소입경도가 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| CN103480809A (zh) * | 2013-07-08 | 2014-01-01 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种宽幅高碳马氏体不锈钢板坯的连铸方法 |
| JP2022146477A (ja) * | 2021-03-22 | 2022-10-05 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼板、並びにそれらの製造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59153830A (ja) * | 1983-02-19 | 1984-09-01 | Nippon Stainless Steel Co Ltd | マルテンサイトステンレス鋼の熱延鋼帯の熱処理法 |
| JPS6186008A (ja) * | 1984-10-04 | 1986-05-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
| JPS624818A (ja) * | 1985-06-28 | 1987-01-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルテンサイト系ステンレス鋼鋼片の製造法 |
-
1991
- 1991-03-01 JP JP3036084A patent/JP2745839B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
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| CN103480809A (zh) * | 2013-07-08 | 2014-01-01 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种宽幅高碳马氏体不锈钢板坯的连铸方法 |
| JP2022146477A (ja) * | 2021-03-22 | 2022-10-05 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼板、並びにそれらの製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2745839B2 (ja) | 1998-04-28 |
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