JP3001718B2 - フェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はフェライト系ステンレス
鋼薄肉鋳片の製造方法に関する。
鋼薄肉鋳片の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、急冷凝固による薄帯鋳造方法を用
いて靱性の優れたフェライト系ステンレス鋼を製造する
技術として特開昭６４−４４５８号公報が開示されてい
る。特にＮｂを含有するフェライト系ステンレス鋼の鋳
片は靱性が乏しく、冷間圧延中に割れが生じる処より、
上記技術はフェライト系ステンレス鋼の成分の内、特に
靱性に悪影響を及ぼすＣ，Ｎをそれぞれ０．０３％以下
に抑え、かつその急冷凝固組織を鋳造時の注湯温度等を
制御して柱状晶の割合が７０％以上によるように調整し
て靱性の向上を図ったものである。
いて靱性の優れたフェライト系ステンレス鋼を製造する
技術として特開昭６４−４４５８号公報が開示されてい
る。特にＮｂを含有するフェライト系ステンレス鋼の鋳
片は靱性が乏しく、冷間圧延中に割れが生じる処より、
上記技術はフェライト系ステンレス鋼の成分の内、特に
靱性に悪影響を及ぼすＣ，Ｎをそれぞれ０．０３％以下
に抑え、かつその急冷凝固組織を鋳造時の注湯温度等を
制御して柱状晶の割合が７０％以上によるように調整し
て靱性の向上を図ったものである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｎｂ含
有のフェライト系ステンレス鋼の薄肉鋳片の靱性を向上
するためにその凝固組織のほとんどを柱状晶組織にする
ことは本発明者らの知見では必ずしも有利でなく、又柱
状晶を７０％以上にする調整手段は生産性上の問題を生
ずる。
有のフェライト系ステンレス鋼の薄肉鋳片の靱性を向上
するためにその凝固組織のほとんどを柱状晶組織にする
ことは本発明者らの知見では必ずしも有利でなく、又柱
状晶を７０％以上にする調整手段は生産性上の問題を生
ずる。
【０００４】本発明の目的はかゝる従来技術の問題点を
解決して、より確実に、かつ生産性上有利な状態で達成
できる方法を提供するところにある。
解決して、より確実に、かつ生産性上有利な状態で達成
できる方法を提供するところにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明はＮｂ含有のフェ
ライト系ステンレス鋼の薄肉鋳片の靱性に及ぼす要因と
して該鋳片にＦｅＮｂ，Ｆｅ2 Ｎｂ，Ｆｅ3 Ｎｂ3 Ｃ等
のラーベース相の析出が重要な役割を果していることを
見出したところより成されたものである。すなわち、本
発明は先ず、化学成分としてガンマポテンシャル（以下
γ′p と称す）の値を０％以下に規制することにより鋳
片の冷却中にマルテンサイトが生成することを防止して
鋳片の靱性を向上せしめるとともに、更に鋳片の凝固温
度より少くとも７００℃までの温度範囲を冷却し、次い
で７００〜２００℃の温度範囲で該鋳片を巻取ることに
よってラーベース相の析出を防止することを特徴とす
る。
ライト系ステンレス鋼の薄肉鋳片の靱性に及ぼす要因と
して該鋳片にＦｅＮｂ，Ｆｅ2 Ｎｂ，Ｆｅ3 Ｎｂ3 Ｃ等
のラーベース相の析出が重要な役割を果していることを
見出したところより成されたものである。すなわち、本
発明は先ず、化学成分としてガンマポテンシャル（以下
γ′p と称す）の値を０％以下に規制することにより鋳
片の冷却中にマルテンサイトが生成することを防止して
鋳片の靱性を向上せしめるとともに、更に鋳片の凝固温
度より少くとも７００℃までの温度範囲を冷却し、次い
で７００〜２００℃の温度範囲で該鋳片を巻取ることに
よってラーベース相の析出を防止することを特徴とす
る。
【０００６】すなわち本発明は重量％で、Ｃ：０．０３
％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：
１０．０〜３５．０％，Ｎｂ：０．１〜１．０％及び
Ｎ：０．０３％以下を含有し、必要によりＮｉ：０．３
〜５．０％，Ｍｏ：０．１〜５．０％，Ｃｕ：０．２〜
１．０％，Ｔｉ：０．１〜１．０％，Ａｌ：０．０５〜
１．０％，Ｖ：０．１〜１．０％及びＢ：０．０００３
〜０．００３０％の１種又は２種以上を含み、残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなり、かつ、 γ′P ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造し、鋳
造後の鋳片を凝固温度から少くとも７００℃まで冷却
し、次いで該鋳片を７００〜２００℃の温度範囲で巻取
ることにより、靱性の優れたフェライト系ステンレス鋼
薄肉鋳片を製造する方法を提供するものである。
％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：
１０．０〜３５．０％，Ｎｂ：０．１〜１．０％及び
Ｎ：０．０３％以下を含有し、必要によりＮｉ：０．３
〜５．０％，Ｍｏ：０．１〜５．０％，Ｃｕ：０．２〜
１．０％，Ｔｉ：０．１〜１．０％，Ａｌ：０．０５〜
１．０％，Ｖ：０．１〜１．０％及びＢ：０．０００３
〜０．００３０％の１種又は２種以上を含み、残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなり、かつ、 γ′P ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造し、鋳
造後の鋳片を凝固温度から少くとも７００℃まで冷却
し、次いで該鋳片を７００〜２００℃の温度範囲で巻取
ることにより、靱性の優れたフェライト系ステンレス鋼
薄肉鋳片を製造する方法を提供するものである。
【０００７】以下、本発明を詳細に説明する。
【０００８】
【作用】先ず、本発明において、鋼の化学成分を上記の
ように限定した理由を説明する。Ｃは、鋼の加工性、靱
性に悪影響を及ぼすので、含有量を０．０３％以下とす
る。
ように限定した理由を説明する。Ｃは、鋼の加工性、靱
性に悪影響を及ぼすので、含有量を０．０３％以下とす
る。
【０００９】Ｓｉ，Ｍｎは鋼の脱酸剤として有効なの
で、それぞれ１．０％以下含有する。１％を超えると機
械的性質が劣化する。Ｃｒは耐食性及び耐高温酸化性の
向上のため最低限１０．０％を必要とし、又３５％を超
すと靱性が劣化し、製造が極めて困難になるので１０〜
３５％をその範囲とする。
で、それぞれ１．０％以下含有する。１％を超えると機
械的性質が劣化する。Ｃｒは耐食性及び耐高温酸化性の
向上のため最低限１０．０％を必要とし、又３５％を超
すと靱性が劣化し、製造が極めて困難になるので１０〜
３５％をその範囲とする。
【００１０】ＮｂはＣ，Ｎと結合してＣｒ炭化物の粒界
析出を防止し耐粒界腐食性を向上する特性を有するが、
その含有量が０．１％未満では上記特性が得られず、又
１．０％を超えると上記特性が飽和する上に加工性が劣
化する。従って０．１〜１．０％をその範囲とする。Ｎ
はＣと同様に鋼の加工性、靱性を劣化せしめるので、含
有量の上限を０．０３％とする。
析出を防止し耐粒界腐食性を向上する特性を有するが、
その含有量が０．１％未満では上記特性が得られず、又
１．０％を超えると上記特性が飽和する上に加工性が劣
化する。従って０．１〜１．０％をその範囲とする。Ｎ
はＣと同様に鋼の加工性、靱性を劣化せしめるので、含
有量の上限を０．０３％とする。
【００１１】さらに靱性、耐食性、加工性等の特性を向
上させる場合には、上記化学成分以外に、下記成分より
適宜選んで含有させる。高Ｃｒ材の靱性向上にはＮｉが
有効であるが、その含有量が０．３％未満ではその特性
がなくなり、又５．０％を超えると高温域でガンマ
（γ）が生成して靱性を劣化し、又耐応力腐食性を劣化
するので、０．３〜５．０％の範囲とする。
上させる場合には、上記化学成分以外に、下記成分より
適宜選んで含有させる。高Ｃｒ材の靱性向上にはＮｉが
有効であるが、その含有量が０．３％未満ではその特性
がなくなり、又５．０％を超えると高温域でガンマ
（γ）が生成して靱性を劣化し、又耐応力腐食性を劣化
するので、０．３〜５．０％の範囲とする。
【００１２】耐食性の向上にはＭｏ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｖが有効であり、１種または２種以上を選んで含有
させる。すなわち、Ｍｏは耐食性を向上する顕著な効果
を有するので、０．１〜５．０％の範囲で含有させる。
上限を超えると加工性が劣化しコストアップとなる。Ｃ
ｕは耐食性を向上せしめるため０．２〜１．０％の範囲
で含有させる。上限を超えると高温域でγが生成して靱
性を劣化する。
ｌ，Ｖが有効であり、１種または２種以上を選んで含有
させる。すなわち、Ｍｏは耐食性を向上する顕著な効果
を有するので、０．１〜５．０％の範囲で含有させる。
上限を超えると加工性が劣化しコストアップとなる。Ｃ
ｕは耐食性を向上せしめるため０．２〜１．０％の範囲
で含有させる。上限を超えると高温域でγが生成して靱
性を劣化する。
【００１３】Ｔｉは耐粒界腐食性の向上とともにプレス
性も向上するが、０．１％未満ではその特性が得られ
ず、又１．０％超ではこれらの特性が飽和し、加工性が
劣化する。ＡｌはＴｉと同様な特性を有するので０．０
５〜１．０％の範囲で含有させる。
性も向上するが、０．１％未満ではその特性が得られ
ず、又１．０％超ではこれらの特性が飽和し、加工性が
劣化する。ＡｌはＴｉと同様な特性を有するので０．０
５〜１．０％の範囲で含有させる。
【００１４】ＶはＴｉと同様な特性を有するので０．１
〜１．０％の範囲で含有させる。熱間及び冷間加工での
粒界割れ性を向上するにはＢが有効であるが、０．００
０３％未満ではその特性が得られなく、又０．００３０
％を越えると特性が飽和するとともに熱間加工性が劣化
する。従ってその含有範囲を０．０００３〜０．００３
０％とする。
〜１．０％の範囲で含有させる。熱間及び冷間加工での
粒界割れ性を向上するにはＢが有効であるが、０．００
０３％未満ではその特性が得られなく、又０．００３０
％を越えると特性が飽和するとともに熱間加工性が劣化
する。従ってその含有範囲を０．０００３〜０．００３
０％とする。
【００１５】本発明では以上の化学成分を更に次式で示
されるγ′ｐの値が０％以下になるように規制した。す
なわち、 γ′ｐ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ とすると、鋳片の冷却中にマルテンサイトが生成するこ
とを阻止して鋳片の靱性を向上することができる。γ′
ｐとは、フェライト系ステンレス鋼中に生成するオース
テナイト相（γ相）の最大生成量を記述する式である。
すなわち、高温の（α＋γ）２相共存領域で生成するγ
相の量に及ぼす各元素の影響を１１００℃加熱時に生成
し得するオーステナイト量の最大値として実験的に求め
定式化したのがγ′ｐの式である。 本願発明のγ′ｐ≦
０が意味するのは、γ相が析出しない金属組織すなわち
フェライト単相組織であることを意味している。従っ
て、γ′ｐ≦０に規制することにより、高温でのγ相の
生成がないので、鋳片冷却中のγ相のマルテンサイトへ
の変態が回避される。マルテンサイト生成が防止され、
鋳片の靱性が向上するのである。
されるγ′ｐの値が０％以下になるように規制した。す
なわち、 γ′ｐ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ とすると、鋳片の冷却中にマルテンサイトが生成するこ
とを阻止して鋳片の靱性を向上することができる。γ′
ｐとは、フェライト系ステンレス鋼中に生成するオース
テナイト相（γ相）の最大生成量を記述する式である。
すなわち、高温の（α＋γ）２相共存領域で生成するγ
相の量に及ぼす各元素の影響を１１００℃加熱時に生成
し得するオーステナイト量の最大値として実験的に求め
定式化したのがγ′ｐの式である。 本願発明のγ′ｐ≦
０が意味するのは、γ相が析出しない金属組織すなわち
フェライト単相組織であることを意味している。従っ
て、γ′ｐ≦０に規制することにより、高温でのγ相の
生成がないので、鋳片冷却中のγ相のマルテンサイトへ
の変態が回避される。マルテンサイト生成が防止され、
鋳片の靱性が向上するのである。
【００１６】次に、本発明の他の特徴である巻取温度に
ついて説明する。本発明者等が鋳片の靱性に及ぼす要因
について種々検討したところ、Ｎｂ含有フェライト系ス
テンレス鋼ではこの鋼種特有のラーベース相（ＦｅＮ
ｂ，Ｆｅ2 Ｎｂ，Ｆｅ3 Ｎｂ3Ｃ等のＦｅ−Ｎｂ系析出
相）が冷却途中、特に高温で巻取られたコイル状鋳片の
冷却途中に析出し、この析出相が該靱性を劣化せしめて
いることを究明した。
ついて説明する。本発明者等が鋳片の靱性に及ぼす要因
について種々検討したところ、Ｎｂ含有フェライト系ス
テンレス鋼ではこの鋼種特有のラーベース相（ＦｅＮ
ｂ，Ｆｅ2 Ｎｂ，Ｆｅ3 Ｎｂ3Ｃ等のＦｅ−Ｎｂ系析出
相）が冷却途中、特に高温で巻取られたコイル状鋳片の
冷却途中に析出し、この析出相が該靱性を劣化せしめて
いることを究明した。
【００１７】そして、上記ラーベース相が上記鋳片の凝
固温度（約１５００℃）から７００℃の温度範囲で析出
することが判り、この析出を阻止するには、この温度範
囲を急冷して７００℃以下で巻取ればよいことが判明し
た。巻取り温度は低い方が好ましいが、２００℃未満で
は設備的に困難となる。従って、７００℃から２００℃
までの温度範囲で巻取れば良い。
固温度（約１５００℃）から７００℃の温度範囲で析出
することが判り、この析出を阻止するには、この温度範
囲を急冷して７００℃以下で巻取ればよいことが判明し
た。巻取り温度は低い方が好ましいが、２００℃未満で
は設備的に困難となる。従って、７００℃から２００℃
までの温度範囲で巻取れば良い。
【００１８】巻取り温度を７００℃以下にするために
は、例えば双ドラム式鋳造方式においては冷却ドラムと
巻取機の間に空冷式あるいは水冷式の冷却装置を設置し
て、必要に応じて強制冷却を行えばよい。こゝで、巻取
温度と靱性を表わす２０℃シャルピー衝撃値（kgfm／cm
2 ）との関係を図１に示す。
は、例えば双ドラム式鋳造方式においては冷却ドラムと
巻取機の間に空冷式あるいは水冷式の冷却装置を設置し
て、必要に応じて強制冷却を行えばよい。こゝで、巻取
温度と靱性を表わす２０℃シャルピー衝撃値（kgfm／cm
2 ）との関係を図１に示す。
【００１９】図１は次の実験によって得られたものであ
る。 化学成分：Ｃ ０．０１３％，Ｓｉ ０．４９％，Ｍｎ
０．２６％，Ｐ ０．０２４％，Ｓ ０．００１％，
Ｎｉ ０．２７％，Ｃｒ １９．１５％，Ｃｕ０．４４
％，Ｎｂ ０．５０％，Ａｌ ０．００３％，Ｎ ０．
０１８５％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、か
つγ′P ＝−４４．４％に規制した溶鋼から双ドラム式
鋳造方法により３．０mmの厚さの鋳片を鋳造した。
る。 化学成分：Ｃ ０．０１３％，Ｓｉ ０．４９％，Ｍｎ
０．２６％，Ｐ ０．０２４％，Ｓ ０．００１％，
Ｎｉ ０．２７％，Ｃｒ １９．１５％，Ｃｕ０．４４
％，Ｎｂ ０．５０％，Ａｌ ０．００３％，Ｎ ０．
０１８５％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、か
つγ′P ＝−４４．４％に規制した溶鋼から双ドラム式
鋳造方法により３．０mmの厚さの鋳片を鋳造した。
【００２０】鋳造した鋳片を巻取温度を２００〜１００
０℃の間で変化して巻取った。そして、各巻取温度にお
ける２０℃でのシャルピー衝撃値を測定し、これを図１
に表示した。かゝる鋳片をそれぞれ酸洗して、室温で
０．５mm厚まで冷間圧延した。その結果、７００℃〜２
００℃の温度で巻取った鋳片はいずれも圧延中割れが発
生しなかったが、８００〜１０００℃で巻取った鋳片は
いずれも冷間圧延可否の目安としている２０℃のシャル
ピー衝撃値が５kgfm／cm2 以下となり、冷間圧延中破断
した。
０℃の間で変化して巻取った。そして、各巻取温度にお
ける２０℃でのシャルピー衝撃値を測定し、これを図１
に表示した。かゝる鋳片をそれぞれ酸洗して、室温で
０．５mm厚まで冷間圧延した。その結果、７００℃〜２
００℃の温度で巻取った鋳片はいずれも圧延中割れが発
生しなかったが、８００〜１０００℃で巻取った鋳片は
いずれも冷間圧延可否の目安としている２０℃のシャル
ピー衝撃値が５kgfm／cm2 以下となり、冷間圧延中破断
した。
【００２１】すなわち、７００℃超で巻取ると鋳片中に
ラーベース相が多量に析出し、靱性を劣化させているこ
とが確認された。以上のように、鋳造直後の鋳片内のマ
ルテンサイトの生成を阻止するとともにラーベース相の
析出を抑えることにより、フェライト系ステンレス鋼薄
鋳片の靱性を向上せしめ、これにより冷間圧延前に焼鈍
を施さなくても安定状態で所定厚みまで圧延することが
できる。
ラーベース相が多量に析出し、靱性を劣化させているこ
とが確認された。以上のように、鋳造直後の鋳片内のマ
ルテンサイトの生成を阻止するとともにラーベース相の
析出を抑えることにより、フェライト系ステンレス鋼薄
鋳片の靱性を向上せしめ、これにより冷間圧延前に焼鈍
を施さなくても安定状態で所定厚みまで圧延することが
できる。
【００２２】
【実施例】表１に示す化学成分を有するフェライト系ス
テンレス鋼を溶製し、双ドラム法で厚さ３．０mmの薄肉
鋳片に鋳造し、４５０〜９００℃の所定温度で巻取っ
た。しかる後該コイルをショットブラストと硫酸酸洗に
より脱スケールし、０．５mmまで冷間圧延し、９５０℃
で３０秒間保定する最終焼鈍を施して酸洗（ソルト＋硝
酸電解）し、２Ｂ仕上げの製品板とした。
テンレス鋼を溶製し、双ドラム法で厚さ３．０mmの薄肉
鋳片に鋳造し、４５０〜９００℃の所定温度で巻取っ
た。しかる後該コイルをショットブラストと硫酸酸洗に
より脱スケールし、０．５mmまで冷間圧延し、９５０℃
で３０秒間保定する最終焼鈍を施して酸洗（ソルト＋硝
酸電解）し、２Ｂ仕上げの製品板とした。
【００２３】本発明例ではいずれも圧延中の割れがなく
製品板を得ることができたが、試料No.１１はマルテン
サイトの生成のため衝撃値が低くて冷延中に破断が生
じ、試料 No.１２及び No.１３は巻取温度が９００℃及
び８００℃と高いため両者とも衝撃値が低く冷延中に割
れが生じて製品板にならなかった。
製品板を得ることができたが、試料No.１１はマルテン
サイトの生成のため衝撃値が低くて冷延中に破断が生
じ、試料 No.１２及び No.１３は巻取温度が９００℃及
び８００℃と高いため両者とも衝撃値が低く冷延中に割
れが生じて製品板にならなかった。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により得ら
れたフェライト系ステンレス鋼薄鋳片は熱間圧延及び熱
延板焼鈍を省略しても、圧延割れの恐れなく冷間圧延を
行うことができるので、産業上裨益するところが大であ
る。
れたフェライト系ステンレス鋼薄鋳片は熱間圧延及び熱
延板焼鈍を省略しても、圧延割れの恐れなく冷間圧延を
行うことができるので、産業上裨益するところが大であ
る。
【図１】フェライト系ステンレス鋼の連続鋳造薄鋳片の
巻取温度と２０℃のシャルピー衝撃値との関係を示す図
である。
巻取温度と２０℃のシャルピー衝撃値との関係を示す図
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 新井 貴士 山口県光市大字島田3434番地 新日本製 鐵株式会社光製鐵所内 (72)発明者 井上 周一 山口県光市大字島田3434番地 新日本製 鐵株式会社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 平１−197046（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−146456（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−4458（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−2628（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−277744（ＪＰ，Ａ) 特公 平２−37424（ＪＰ，Ｂ２) 米国特許2851384（ＵＳ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 11/00 B22D 11/06 330 B22D 11/124 C22C 38/00 302 C22C 38/26
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜３５．
０％，Ｎｂ：０．１〜１．０％及びＮ：０．０３％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、更
に、 γ′P ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造し、次
いで該鋳片を７００〜２００℃の温度範囲で巻取ること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造
方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜３５．
０％，Ｎｂ：０．１〜１．０％，Ｎ：０．０３％以下及
びＮｉ：０．３〜５．０％を含み、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなり、かつ、 γ′P ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造し、次
いで該鋳片を７００〜２００℃の温度範囲で巻取ること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造
方法。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜３５．
０％，Ｎｂ：０．１〜１．０％及びＮ：０．０３％以下
を含有し、更にＭｏ：０．１〜５．０％，Ｃｕ：０．２
〜１．０％，Ｔｉ：０．１〜１．０％，Ａｌ：０．０５
〜１．０％、およびＶ：０．１〜１．０％の１種又は２
種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
かつ、 γ′P ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造し、次
いで該鋳片を７００〜２００℃の温度範囲で巻取ること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造
方法。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜３５．
０％，Ｎｂ：０．１〜１．０％，Ｎ：０．０３％以下及
びＮｉ：０．３〜５．０％を含有し、更にＭｏ：０．１
〜５．０％，Ｃｕ：０．２〜１．０％，Ｔｉ：０．１〜
１．０％，Ａｌ：０．０５〜１．０％及びＶ：０．１〜
１．０％の１種又は２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなり、かつ、 γ′P ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造し、次
いで該鋳片を７００〜２００℃の温度範囲で巻取ること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造
方法。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜３５．
０％，Ｎｂ：０．１〜１．０％，Ｎ：０．０３％以下及
びＢ：０．０００３〜０．００３０％を含み、残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなり、かつ、 γ′P ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造し、次
いで該鋳片を７００〜２００℃の温度範囲で巻取ること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造
方法。 - 【請求項６】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜３５．
０％，Ｎｂ：０．１〜１．０％，Ｎ：０．０３％以下、
Ｎｉ：０．３〜５．０％及びＢ：０．０００３〜０．０
０３０％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
り、かつ、 γ′P ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造し、次
いで該鋳片を７００〜２００℃の温度範囲で巻取ること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造
方法。 - 【請求項７】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０〜３５．
０％，Ｎｂ：０．１〜１．０％，Ｎ：０．０３％以下、
Ｎｉ：０．３〜５．０％及びＢ：０．０００３〜０．０
０３０％を含有し、更にＭｏ：０．１〜５．０％，Ｃ
ｕ：０．２〜１．０％，Ｔｉ：０．１〜１．０％，Ａ
ｌ：０．０５〜１．０％及びＶ：０．１〜１．０％の１
種又は２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなり、かつ、 γ′P ＝４２０Ｃ％＋４７０Ｎ％＋２３Ｎｉ％＋９Ｃｕ％＋７Ｍｎ％ −１１．５Ｃｒ％−１１．５Ｓｉ％−１２Ｍｏ％−２３Ｖ％ −４７Ｎｂ％−４９Ｔｉ％−５２Ａｌ％＋１７９≦０ を満足するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造し、次
いで該鋳片を７００〜２００℃の温度範囲で巻取ること
を特徴とするフェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造
方法。
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|---|---|---|---|
| JP4098180A JP3001718B2 (ja) | 1992-04-17 | 1992-04-17 | フェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4098180A JP3001718B2 (ja) | 1992-04-17 | 1992-04-17 | フェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法 |
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ID=14212829
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4098180A Expired - Fee Related JP3001718B2 (ja) | 1992-04-17 | 1992-04-17 | フェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法 |
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| JP (1) | JP3001718B2 (ja) |
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| PL2133436T3 (pl) | 2007-04-05 | 2019-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Sposób wyżarzania ciągłego taśmy stalowej mającej temperaturę Curie oraz urządzenie do jej wyżarzania ciągłego |
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-
1992
- 1992-04-17 JP JP4098180A patent/JP3001718B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH05293595A (ja) | 1993-11-09 |
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