JP2745839B2 - 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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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７
５０℃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。
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７
５０℃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、γ組織からα組織へ
の変態温度以下で３００℃以上の温度まで、２０℃／Ｈ
ｒ以下の冷却速度で冷却した後、１２００〜１２５０℃
に加熱し、最終圧延温度が８００℃以上として熱間圧延
を行い、次いで１０℃／Ｈｒ以下の徐冷速度で冷却する
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、γ組織からα組織へ
の変態温度以下で３００℃以上の温度まで、２０℃／Ｈ
ｒ以下の冷却速度で冷却した後、１２００〜１２５０℃
に加熱し、最終圧延温度が８００℃以上として熱間圧延
を行い、次いで１０℃／Ｈｒ以下の徐冷速度で冷却する
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オーステナイト温度域から、γ組織
からα組織への変態温度以下で３００℃以上の温度ま
で、冷却する。すなわち、本発明は、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、結晶粒を微細化しようとするものである。
ステンレス鋼鋳片をオーステナイト温度域から、γ組織
からα組織への変態温度以下で３００℃以上の温度ま
で、冷却する。すなわち、本発明は、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、結晶粒を微細化しようとするものである。
【０００８】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、鋳片の冷却速度を２０℃／Ｈｒ以下とした。
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、鋳片の冷却速度を２０℃／Ｈｒ以下とした。
【０００９】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。
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。
【００１０】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。
【００１１】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。
【００１２】本発明において、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できないためであ
る。また熱間圧延後の鋼片の徐冷速度を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。
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できないためであ
る。また熱間圧延後の鋼片の徐冷速度を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。
【００１３】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。
【００１４】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４１
０ mm に連続鋳造（２）し、これを鋳片温度３００℃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１８７
mmの丸ビレット形状とする。その後１０℃／Ｈｒ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４１
０ mm に連続鋳造（２）し、これを鋳片温度３００℃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１８７
mmの丸ビレット形状とする。その後１０℃／Ｈｒ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。
【００１５】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。 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。
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。 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。
【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。図２において、実
線は本発明例を、破線は従来例を示す。なお、表２は図
２の補足説明である。
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。図２において、実
線は本発明例を、破線は従来例を示す。なお、表２は図
２の補足説明である。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】そこで、図２に示すように、本発明法に従
って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、表２に示されているように、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。
って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、表２に示されているように、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.１〜５、比較例：Ｎo.１〜６、
従来例：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.１〜５、比較例：Ｎo.１〜６、
従来例：Ｎo.１〜５）を使用した。
【００２２】
【表３】
【００２３】実施例および比較例においては、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５３０mm×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℃近傍の温
度まで冷却した後、１２００℃〜１２５０℃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以下の徐冷速度で２００℃まで冷却し、マルテン
サイト系ステンレス鋼を得た。
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５３０mm×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℃近傍の温
度まで冷却した後、１２００℃〜１２５０℃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以下の徐冷速度で２００℃まで冷却し、マルテン
サイト系ステンレス鋼を得た。
【００２４】従来例においては、連続鋳造法により得ら
れたブルームを８５０℃の温度から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、１０℃／Ｈｒ以下の徐冷速度で２
００℃まで冷却しマルテンサイト系ステンレス鋼を得
た。
れたブルームを８５０℃の温度から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、１０℃／Ｈｒ以下の徐冷速度で２
００℃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。
【００２６】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％を超える比較例
Ｎo.１、Ｓi 含有量１．０％を超える比較例Ｎo.２、Ｍ
n 含有量が１．０％を超える比較例Ｎo.４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
２５５℃の比較例Ｎo.３、鋼片徐冷速度１５℃／Ｈｒの
比較例Ｎo.４、および鋼片徐冷速度２０℃／Ｈｒの比較
例Ｎo.５については、それぞれマルテンサイト変態割れ
が発生した。さらに、鋼片冷却速度が２５℃／Ｈｒの比
較例Ｎo.３および２８℃／Ｈｒの比較例Ｎo.６について
もそれぞれマルテンサイト変態割れが生じた。
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％を超える比較例
Ｎo.１、Ｓi 含有量１．０％を超える比較例Ｎo.２、Ｍ
n 含有量が１．０％を超える比較例Ｎo.４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
２５５℃の比較例Ｎo.３、鋼片徐冷速度１５℃／Ｈｒの
比較例Ｎo.４、および鋼片徐冷速度２０℃／Ｈｒの比較
例Ｎo.５については、それぞれマルテンサイト変態割れ
が発生した。さらに、鋼片冷却速度が２５℃／Ｈｒの比
較例Ｎo.３および２８℃／Ｈｒの比較例Ｎo.６について
もそれぞれマルテンサイト変態割れが生じた。
【００２７】また、各実施例と同一の供試鋼について、
従来方法により同条件で製造を行ったところ、従来例Ｎ
o.１〜５すべてマルテンサイト変態割れが生じ、高い硬
度を示した。
従来方法により同条件で製造を行ったところ、従来例Ｎ
o.１〜５すべてマルテンサイト変態割れが生じ、高い硬
度を示した。
【００２８】
【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。
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：
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、γ組織からα組織への変態
温度以下で３００℃以上の温度まで、２０℃／Ｈｒ以下
の冷却速度で冷却した後、１２００〜１２５０℃に加熱
し、最終圧延温度が８００℃以上として熱間圧延を行
い、次いで１０℃／Ｈｒ以下の徐冷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 JPH04276014A (ja) | 1992-10-01 |
| JP2745839B2 true 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) |
Families Citing this family (2)
| 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 |
Family Cites Families (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
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04276014A (ja) | 1992-10-01 |
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