JPH0573805B2 - - Google Patents
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- JPH0573805B2 JPH0573805B2 JP61264903A JP26490386A JPH0573805B2 JP H0573805 B2 JPH0573805 B2 JP H0573805B2 JP 61264903 A JP61264903 A JP 61264903A JP 26490386 A JP26490386 A JP 26490386A JP H0573805 B2 JPH0573805 B2 JP H0573805B2
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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
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、プラネタリーミルにより超塑性変形
能を有する２相ステンレス鋼板帯の製造方法に関
するものである。 （従来の技術） ２相ステンレス鋼は、耐食性、強度において優
れた特性を有し、産業上重要なステンレス鋼の一
種であるが、常温付近で成形加工を行う場合、２
相ステンレス鋼特有の高い強度と比較的低い延性
からSUS304、SUS430などに比べ加工が困難で
ある。 一方、ある種の２相ステンレス鋼は、超塑性現
象を示すことが、例えばR.C.Gibson等のA.S.M.
Trans.Quart.61（1968）、85により知られてい
る。この超塑性変形能を２相ステンレス鋼に付与
し、塑性加工を行うと、複雑な形状の物体への加
工が、少ない回数で行うことができる。 ２相ステンレス鋼に超塑性変形能を付与する方
法には、微細な２相組織を得ることを目的とし
て、成分組成に依存した熱処理および加工の組合
せが種々提案されている。 特開昭60−75524号によれば、２層ステンレス
鋼に強制冷却およびクロス冷間圧延を施すことに
より、超塑性変形を利用した大変形加工におい
て、塑性異方性を生じにくい２相ステンレス鋼板
の製造方法が開示されている。 特開昭61−6210号によれば、２相ステンレス鋼
を熱処理後、熱間加工あるいは温間加工を行い、
次に超塑性加工温度域で１×10-1／secを超え５
×10／sec未満の歪み速度で変形することを特徴
とする２相ステンレス鋼の熱間加工方法が開示さ
れている。 （発明が解決しようとする問題点） 超塑性を有する２相ステンレス鋼板を製造する
従来の製造方法は、高温で熱処理を行い、熱処理
と繰返し加工の組合せが必要で、多くの工程を必
要とするため、さらに簡略化された超塑性を有す
る２相ステンレス鋼板の製造方法が望まれてい
た。 （問題点を解決するための手段） 本発明は、従来技術の有する前記問題点を除
去、改善することのできる製造方法を提供するこ
とを目的とするものであり、特許請求の範囲記載
の製造方法を提供することによつて、前記目的を
達成することができる。すなわち本発明は、 重量％で、Ｃを0.030％以下、Siを1.00％以下、
Mnを1.50％以下、Ｐを0.040％以下、Ｓを0.030％
以下、Niを4.50〜7.50％、Crを22.00〜26.00％、
Moを2.50〜4.00％、およびＮを0.08〜0.30％含
み、残部が実質的にFeよりなる２相ステンレス
鋼の鋼片を、1100〜1300℃に加熱することにより
フエライト基地中のオーステナイト相量の割合を
５〜45％とした上で、プラネタリーミルでの熱間
圧延に際し60〜250％／secの加工歪速度にて熱間
圧延し、その後直ちに急冷する方法、およびプラ
ネタリーミルでの熱間圧延に際し60〜250％／sec
の加工歪速度にて熱間圧延後直ちに急冷し、その
後冷間圧延を施すことを特徴とするプラネタリー
ミルによる超塑性変形能を有する２相ステンレス
鋼板帯の製造方法に関するものである。 次に本発明を詳細に説明する。 本発明者等は、簡略化された製造工程により、
２相ステンレス鋼板に優れた超塑性変形能を付与
させる製造方法を種々追求した結果、まず超塑性
加工中の金属組織は微細な２相あるいは多相組織
であることが必要であり、このためには製造の途
中工程で粗大なオーステナイト相の析出、安定化
がおこると以後の工程での微細化が困難となるた
め、当初の素材となる鋼片は安定で粗大なオース
テナイト相は殆ど存在せず、フエライト基地中の
オーステナイト相量の割合が５〜45％の不安定な
オーステナイト相を含む２相ステンレス鋼となる
ような成分組成の調整と鋳鋼片の製造工程をとつ
た。なお、圧延用鋼片の製造方法は、鋼塊を鋳造
し、鍛造によつて熱間圧延用鋼片を製造する方法
よりも、連続鋳造法によつて鋼片を製造する方法
は、急冷されるため前記安定で粗大なオーステナ
イト相が存在しにくいため望ましい。 次に熱間圧延のための加熱は、前記鋼片の金属
組織をフエライト基地中のオーステナイト相量の
割合が５〜45％とするため、上述した成分組成か
らなる２相ステンレス鋼の成分組成に依存して、
1100〜1300℃で実施した。前記1100〜1300℃の温
度でプラネタリー圧延機により歪み速度60〜250
％／secの高加工歪み速度の圧延を行い、直ちに
ランアウトテーブル上で水あるいはガスを用いて
急冷するか、巻取り後水槽への浸漬を行つた。そ
の結果、粗大で安定なオーステナイト相生成しに
くく、フエライト相の多い、加工歪の残留した熱
間圧延板帯が得られた。この時点での金属組織は
微細粒組織ではなく、フエライト結晶粒界にオー
ステナイト相が析出した圧延方法に伸長した組織
である。代表的な前記顕微鏡写真（×400）を第
１図に示す。 次に、前記熱間圧延板帯を700〜1000℃の超塑
性加工温度に加熱し加工を行うと、前記熱間圧延
により残留した歪みおよび超塑性加工歪みによつ
て導入される辷り線に沿つて、微細なシグマ相が
生成し、固相反応によつて微細なオーステナイト
結晶粒が生成した。 上記３つの機構、すなわち前記成分組成の２相
ステンレス鋼片の成分組成に依存して、1100〜
1300℃に加熱することによりフエライト基地中の
オーステナイト相量の割合を５〜45％とし、前記
温度範囲において加工歪み速度が60〜250％／sec
の熱間加工歪み速度で熱間圧延した後直ちに水あ
るいはガスその他の媒体で急冷し、熱間圧延板帯
に残留した歪みと超塑性加工温度に加熱して加工
する際の加工歪みにより熱間圧延後の圧延方向に
伸長した組織が微細化し、これら３つの機構によ
り優れた超塑性変形能を示すに至る。代表的な微
細結晶粒金属組織の顕微鏡写真（×400）を第２
図に示す。 さらに、前記２相ステンレス鋼熱間圧延板帯に
冷間あるいは温間で圧延を施して歪みを導入する
ことにより、超塑性加工において微細なオーステ
ナイト結晶粒を生成しやすくさせることに加え、
既に存在している粗大なオーステナイト相の再結
晶微細化に大きく寄与するので、さらに優れた超
塑性変形能を付与させることを新規に知見し、本
発明を完成した。 前記２相ステンレス鋼は1100〜1300℃で熱間加
工を施すと、フエライト基地中のオーステナイト
相量が５〜45％となり、かつ超塑性加工後に２相
ステンレス鋼本来の耐食性、強度を有する。 熱間加工のための加熱温度の下限を1100℃とし
たのは、２相ステンレス鋼特有の歪み速度感受性
が大なることにより、これ以下の温度では変形抵
抗が大きく、圧延が困難となる。上限を1300℃と
したのは、この温度より高温ではフエライト単相
鋼の変形挙動に近くなり、圧延作業が困難で順調
に鋼板帯を得にくいことによる。従つて、熱間加
工のための加熱温度は1100〜1300℃の範囲内にす
る必要がある。 前記加熱時のオーステナイト量の下限を５％と
したのは、高温加熱後の圧延変形能を付与するた
めと、超塑性加工後の２相ステンレス鋼の耐食
性、強度を維持するのに必要な最低量であり、上
限を45％としたのは、高歪み速度圧延で歩留りよ
く、割れなく圧延できる上限であることによる。
従つて、加熱時のオーステナイト量は５〜45％の
範囲内にする必要がある。 熱間圧延における歪み速度を60〜250％／secと
したのは、熱間圧延を速く行い、圧延中にオース
テナイト相が粗大、安定化せずに歪みがたくわえ
られる最低の速度が60％／secであり、250％／
secを超えると事実上、圧延機構に無理が伴い、
安全上問題があり、鋼板帯の歩留りも極端に劣化
するからである。従つて、熱間圧延における歪み
速度は、60〜250％／secの範囲内にする必要があ
る。 上記による製造方法で製造された熱間圧延鋼板
帯に、導入された歪みを保持するため水あるいは
ガスによる冷却および／または、さらに冷間ある
いは温度で圧延を施すことは、超塑性加工時の再
結晶微細化を助長するため、大きな効果がある。
能を有する２相ステンレス鋼板帯の製造方法に関
するものである。 （従来の技術） ２相ステンレス鋼は、耐食性、強度において優
れた特性を有し、産業上重要なステンレス鋼の一
種であるが、常温付近で成形加工を行う場合、２
相ステンレス鋼特有の高い強度と比較的低い延性
からSUS304、SUS430などに比べ加工が困難で
ある。 一方、ある種の２相ステンレス鋼は、超塑性現
象を示すことが、例えばR.C.Gibson等のA.S.M.
Trans.Quart.61（1968）、85により知られてい
る。この超塑性変形能を２相ステンレス鋼に付与
し、塑性加工を行うと、複雑な形状の物体への加
工が、少ない回数で行うことができる。 ２相ステンレス鋼に超塑性変形能を付与する方
法には、微細な２相組織を得ることを目的とし
て、成分組成に依存した熱処理および加工の組合
せが種々提案されている。 特開昭60−75524号によれば、２層ステンレス
鋼に強制冷却およびクロス冷間圧延を施すことに
より、超塑性変形を利用した大変形加工におい
て、塑性異方性を生じにくい２相ステンレス鋼板
の製造方法が開示されている。 特開昭61−6210号によれば、２相ステンレス鋼
を熱処理後、熱間加工あるいは温間加工を行い、
次に超塑性加工温度域で１×10-1／secを超え５
×10／sec未満の歪み速度で変形することを特徴
とする２相ステンレス鋼の熱間加工方法が開示さ
れている。 （発明が解決しようとする問題点） 超塑性を有する２相ステンレス鋼板を製造する
従来の製造方法は、高温で熱処理を行い、熱処理
と繰返し加工の組合せが必要で、多くの工程を必
要とするため、さらに簡略化された超塑性を有す
る２相ステンレス鋼板の製造方法が望まれてい
た。 （問題点を解決するための手段） 本発明は、従来技術の有する前記問題点を除
去、改善することのできる製造方法を提供するこ
とを目的とするものであり、特許請求の範囲記載
の製造方法を提供することによつて、前記目的を
達成することができる。すなわち本発明は、 重量％で、Ｃを0.030％以下、Siを1.00％以下、
Mnを1.50％以下、Ｐを0.040％以下、Ｓを0.030％
以下、Niを4.50〜7.50％、Crを22.00〜26.00％、
Moを2.50〜4.00％、およびＮを0.08〜0.30％含
み、残部が実質的にFeよりなる２相ステンレス
鋼の鋼片を、1100〜1300℃に加熱することにより
フエライト基地中のオーステナイト相量の割合を
５〜45％とした上で、プラネタリーミルでの熱間
圧延に際し60〜250％／secの加工歪速度にて熱間
圧延し、その後直ちに急冷する方法、およびプラ
ネタリーミルでの熱間圧延に際し60〜250％／sec
の加工歪速度にて熱間圧延後直ちに急冷し、その
後冷間圧延を施すことを特徴とするプラネタリー
ミルによる超塑性変形能を有する２相ステンレス
鋼板帯の製造方法に関するものである。 次に本発明を詳細に説明する。 本発明者等は、簡略化された製造工程により、
２相ステンレス鋼板に優れた超塑性変形能を付与
させる製造方法を種々追求した結果、まず超塑性
加工中の金属組織は微細な２相あるいは多相組織
であることが必要であり、このためには製造の途
中工程で粗大なオーステナイト相の析出、安定化
がおこると以後の工程での微細化が困難となるた
め、当初の素材となる鋼片は安定で粗大なオース
テナイト相は殆ど存在せず、フエライト基地中の
オーステナイト相量の割合が５〜45％の不安定な
オーステナイト相を含む２相ステンレス鋼となる
ような成分組成の調整と鋳鋼片の製造工程をとつ
た。なお、圧延用鋼片の製造方法は、鋼塊を鋳造
し、鍛造によつて熱間圧延用鋼片を製造する方法
よりも、連続鋳造法によつて鋼片を製造する方法
は、急冷されるため前記安定で粗大なオーステナ
イト相が存在しにくいため望ましい。 次に熱間圧延のための加熱は、前記鋼片の金属
組織をフエライト基地中のオーステナイト相量の
割合が５〜45％とするため、上述した成分組成か
らなる２相ステンレス鋼の成分組成に依存して、
1100〜1300℃で実施した。前記1100〜1300℃の温
度でプラネタリー圧延機により歪み速度60〜250
％／secの高加工歪み速度の圧延を行い、直ちに
ランアウトテーブル上で水あるいはガスを用いて
急冷するか、巻取り後水槽への浸漬を行つた。そ
の結果、粗大で安定なオーステナイト相生成しに
くく、フエライト相の多い、加工歪の残留した熱
間圧延板帯が得られた。この時点での金属組織は
微細粒組織ではなく、フエライト結晶粒界にオー
ステナイト相が析出した圧延方法に伸長した組織
である。代表的な前記顕微鏡写真（×400）を第
１図に示す。 次に、前記熱間圧延板帯を700〜1000℃の超塑
性加工温度に加熱し加工を行うと、前記熱間圧延
により残留した歪みおよび超塑性加工歪みによつ
て導入される辷り線に沿つて、微細なシグマ相が
生成し、固相反応によつて微細なオーステナイト
結晶粒が生成した。 上記３つの機構、すなわち前記成分組成の２相
ステンレス鋼片の成分組成に依存して、1100〜
1300℃に加熱することによりフエライト基地中の
オーステナイト相量の割合を５〜45％とし、前記
温度範囲において加工歪み速度が60〜250％／sec
の熱間加工歪み速度で熱間圧延した後直ちに水あ
るいはガスその他の媒体で急冷し、熱間圧延板帯
に残留した歪みと超塑性加工温度に加熱して加工
する際の加工歪みにより熱間圧延後の圧延方向に
伸長した組織が微細化し、これら３つの機構によ
り優れた超塑性変形能を示すに至る。代表的な微
細結晶粒金属組織の顕微鏡写真（×400）を第２
図に示す。 さらに、前記２相ステンレス鋼熱間圧延板帯に
冷間あるいは温間で圧延を施して歪みを導入する
ことにより、超塑性加工において微細なオーステ
ナイト結晶粒を生成しやすくさせることに加え、
既に存在している粗大なオーステナイト相の再結
晶微細化に大きく寄与するので、さらに優れた超
塑性変形能を付与させることを新規に知見し、本
発明を完成した。 前記２相ステンレス鋼は1100〜1300℃で熱間加
工を施すと、フエライト基地中のオーステナイト
相量が５〜45％となり、かつ超塑性加工後に２相
ステンレス鋼本来の耐食性、強度を有する。 熱間加工のための加熱温度の下限を1100℃とし
たのは、２相ステンレス鋼特有の歪み速度感受性
が大なることにより、これ以下の温度では変形抵
抗が大きく、圧延が困難となる。上限を1300℃と
したのは、この温度より高温ではフエライト単相
鋼の変形挙動に近くなり、圧延作業が困難で順調
に鋼板帯を得にくいことによる。従つて、熱間加
工のための加熱温度は1100〜1300℃の範囲内にす
る必要がある。 前記加熱時のオーステナイト量の下限を５％と
したのは、高温加熱後の圧延変形能を付与するた
めと、超塑性加工後の２相ステンレス鋼の耐食
性、強度を維持するのに必要な最低量であり、上
限を45％としたのは、高歪み速度圧延で歩留りよ
く、割れなく圧延できる上限であることによる。
従つて、加熱時のオーステナイト量は５〜45％の
範囲内にする必要がある。 熱間圧延における歪み速度を60〜250％／secと
したのは、熱間圧延を速く行い、圧延中にオース
テナイト相が粗大、安定化せずに歪みがたくわえ
られる最低の速度が60％／secであり、250％／
secを超えると事実上、圧延機構に無理が伴い、
安全上問題があり、鋼板帯の歩留りも極端に劣化
するからである。従つて、熱間圧延における歪み
速度は、60〜250％／secの範囲内にする必要があ
る。 上記による製造方法で製造された熱間圧延鋼板
帯に、導入された歪みを保持するため水あるいは
ガスによる冷却および／または、さらに冷間ある
いは温度で圧延を施すことは、超塑性加工時の再
結晶微細化を助長するため、大きな効果がある。
【表】
第１表に示す成分組成のSUS329J2L2相ステン
レス鋼を連続鋳造により溶製し、厚さ140mmの鋼
片とした後、熱間圧延温度1230℃、熱間圧延時の
γ相当量８％、熱間圧延歪み速度170％／secの条
件でプラネタリー圧延機により熱間圧延を行い、
急冷後、圧延した板よりその圧延方法と直角の方
向を引張方向と同一とする板厚５mm、標点距離10
mmの超塑性変形能試片を採取し、超塑性変形をそ
れぞれ875℃、900℃、950℃および1000℃、歪み
速度1.67×10-3／secの条件で超塑性引張試験を
行い、破断までの変形抵抗σtmax.Kgｆ／mm2と歪
み速度ε・との関係を第３図に示す。変形抵抗δ
と、歪み速度σ・との関係より、歪み速度感受性 σ＝Ｋε・m 指数ｍを求めると、875℃、900℃、950℃、
1000℃におけるｍ値として、それぞれ0.20、
0.25、0.33、0.37を得た。ところで、Mat.Sci.and
Tech１（1985）925に記載されている
Superplasticity and superlastic forming
processによれば、超塑性現象の場合、歪み速度
感受性指数ｍ値が0.3以上を示すことが知られて
いる。従つて、950℃、1000℃においてｍ値が
0.33、0.37が得られたことより、本発明により超
塑性変形能が得られたことが示される。 前記プラネタリー圧延機により熱間圧延し急冷
した熱間圧延板を45％冷間圧延を施した板につい
て、前記と同様超塑性変形をそれぞれ850℃、900
℃、950℃、歪み速度1.67×10-3／secの条件で超
塑性引張試験を行い、破断までの変形抵抗σt
max.Kgｆ／mm2と歪み速度ε・との関係を第４図に
示す。875℃、900℃、950℃における歪み速度感
受性指数ｍ値として、それぞれ0.28、0.32、0.41
を得た。従つて、900℃、950℃においてｍ値が
0.32、0.41が得られ、冷間圧延により900℃にお
いて0.32が得られたことより冷間で圧延すること
により超塑性加工時の再結晶微細化を助長する効
果があることが分かる。 次に本発明を実施例について説明する。 （実施例） 第１表に示す成分塑性の２相ステンレス鋼を連
続鋳造により調製し、厚さ140mmの鋼片とした後、
熱間圧延温度1230℃、熱間圧延時のγ相当量８％
の鋼片を第２表に示すように試料No.１、２、３、
４は本発明によるプラネタリー圧延機を用い熱間
圧延速度200、180、130、68％／secで熱間圧延後
急冷し、試料No.１、No.２は熱間圧延後それぞれ50
％、30％の冷間圧延を施した。第２表に示す試料
No.５、６、７は比較例で、通常の熱間圧延を熱間
圧延速度10、６、0.8％／secで施したものであ
る。上記圧延した板よりその圧延方向と直角の方
向を引張方向と同一とした標点距離10mmの超塑性
変形試片を採取し、温度950℃、歪み速度1.67×
10-3sec-1の条件で超塑性引張試験を行い、破断
までの超塑性伸び％およびｍ値を求めた結果を第
２表に示す。
レス鋼を連続鋳造により溶製し、厚さ140mmの鋼
片とした後、熱間圧延温度1230℃、熱間圧延時の
γ相当量８％、熱間圧延歪み速度170％／secの条
件でプラネタリー圧延機により熱間圧延を行い、
急冷後、圧延した板よりその圧延方法と直角の方
向を引張方向と同一とする板厚５mm、標点距離10
mmの超塑性変形能試片を採取し、超塑性変形をそ
れぞれ875℃、900℃、950℃および1000℃、歪み
速度1.67×10-3／secの条件で超塑性引張試験を
行い、破断までの変形抵抗σtmax.Kgｆ／mm2と歪
み速度ε・との関係を第３図に示す。変形抵抗δ
と、歪み速度σ・との関係より、歪み速度感受性 σ＝Ｋε・m 指数ｍを求めると、875℃、900℃、950℃、
1000℃におけるｍ値として、それぞれ0.20、
0.25、0.33、0.37を得た。ところで、Mat.Sci.and
Tech１（1985）925に記載されている
Superplasticity and superlastic forming
processによれば、超塑性現象の場合、歪み速度
感受性指数ｍ値が0.3以上を示すことが知られて
いる。従つて、950℃、1000℃においてｍ値が
0.33、0.37が得られたことより、本発明により超
塑性変形能が得られたことが示される。 前記プラネタリー圧延機により熱間圧延し急冷
した熱間圧延板を45％冷間圧延を施した板につい
て、前記と同様超塑性変形をそれぞれ850℃、900
℃、950℃、歪み速度1.67×10-3／secの条件で超
塑性引張試験を行い、破断までの変形抵抗σt
max.Kgｆ／mm2と歪み速度ε・との関係を第４図に
示す。875℃、900℃、950℃における歪み速度感
受性指数ｍ値として、それぞれ0.28、0.32、0.41
を得た。従つて、900℃、950℃においてｍ値が
0.32、0.41が得られ、冷間圧延により900℃にお
いて0.32が得られたことより冷間で圧延すること
により超塑性加工時の再結晶微細化を助長する効
果があることが分かる。 次に本発明を実施例について説明する。 （実施例） 第１表に示す成分塑性の２相ステンレス鋼を連
続鋳造により調製し、厚さ140mmの鋼片とした後、
熱間圧延温度1230℃、熱間圧延時のγ相当量８％
の鋼片を第２表に示すように試料No.１、２、３、
４は本発明によるプラネタリー圧延機を用い熱間
圧延速度200、180、130、68％／secで熱間圧延後
急冷し、試料No.１、No.２は熱間圧延後それぞれ50
％、30％の冷間圧延を施した。第２表に示す試料
No.５、６、７は比較例で、通常の熱間圧延を熱間
圧延速度10、６、0.8％／secで施したものであ
る。上記圧延した板よりその圧延方向と直角の方
向を引張方向と同一とした標点距離10mmの超塑性
変形試片を採取し、温度950℃、歪み速度1.67×
10-3sec-1の条件で超塑性引張試験を行い、破断
までの超塑性伸び％およびｍ値を求めた結果を第
２表に示す。
【表】
【表】
第２表に示されるごとく、本発明による製造方
法によれば、試料No.１〜No.４はいずれの場合も明
らかに300％以上の優れた超塑性伸びを示し、ｍ
値も0.3以上の優れた超塑性変形能を示す。 一方、第２表の比較例に示されるごとく、通常
の熱間圧延を施したNo.５〜No.７はいずれの場合も
超塑性伸びは300％以下であり、ｍ値も0.3以下
で、いわゆる超塑性変形能を得ることができなか
つた。 なお、前記第１図は、二相ステンレス鋼鋼片を
1200℃に加熱後、歪み速度210％／secで熱間圧延
後水冷し、50％の冷間圧延した後の圧延方向に平
行な断面の圧延方向に伸長した金属組織を示す顕
微鏡写真（×400）である。前記第２図は、二相
ステンレス鋼鋼片を1230℃に加熱後、歪み速度
180％／secで熱間圧延し水冷した鋼板帯を、950
℃、1.67×10-3sec-1で超塑性加工した後の圧延方
向に平行な断面の微細化した金属組織を示す顕微
鏡写真（×400）である。 （発明の効果） 本発明によれば、２相ステンレス鋼板を、単に
プラネタリーミルを用いて圧延、冷却するだけ
で、再結晶微細化を導いて超塑性変形能を付与す
ることができ、従来の２相ステンレス鋼の熱処理
および加工の組合せによる製造方法に比較し、簡
易にかつ非常に優れた超塑性を有する２相ステン
レス鋼板を安価に得ることができる。
法によれば、試料No.１〜No.４はいずれの場合も明
らかに300％以上の優れた超塑性伸びを示し、ｍ
値も0.3以上の優れた超塑性変形能を示す。 一方、第２表の比較例に示されるごとく、通常
の熱間圧延を施したNo.５〜No.７はいずれの場合も
超塑性伸びは300％以下であり、ｍ値も0.3以下
で、いわゆる超塑性変形能を得ることができなか
つた。 なお、前記第１図は、二相ステンレス鋼鋼片を
1200℃に加熱後、歪み速度210％／secで熱間圧延
後水冷し、50％の冷間圧延した後の圧延方向に平
行な断面の圧延方向に伸長した金属組織を示す顕
微鏡写真（×400）である。前記第２図は、二相
ステンレス鋼鋼片を1230℃に加熱後、歪み速度
180％／secで熱間圧延し水冷した鋼板帯を、950
℃、1.67×10-3sec-1で超塑性加工した後の圧延方
向に平行な断面の微細化した金属組織を示す顕微
鏡写真（×400）である。 （発明の効果） 本発明によれば、２相ステンレス鋼板を、単に
プラネタリーミルを用いて圧延、冷却するだけ
で、再結晶微細化を導いて超塑性変形能を付与す
ることができ、従来の２相ステンレス鋼の熱処理
および加工の組合せによる製造方法に比較し、簡
易にかつ非常に優れた超塑性を有する２相ステン
レス鋼板を安価に得ることができる。
第１図は、熱間圧延後水冷し、冷間圧延後の圧
延方向に平行な２相ステンレス鋼板断面の金属組
織を示す顕微鏡写真（×400）、第２図は、熱間圧
延後水冷し、超塑性加工後の圧延方向に平行な２
相ステンレス鋼板断面の金属組織を示す顕微鏡写
真（×400）、第３図は、プラネタリー圧延機によ
り熱間圧延後、超塑性加工引張試験を875℃、900
℃、950℃、1000℃で行つた変形抵抗σtmax.Kg
ｆ／mm2と歪み速度ε・との関係を示す図、第４図
は、プラネタリー圧延機により熱間圧延後、冷間
圧延を45％施し、超塑性加工引張試験を850℃、
900℃、950℃で行つた変形抵抗σtmax.Kgｆ／mm2
と歪み速度ε・との関係を示す図である。
延方向に平行な２相ステンレス鋼板断面の金属組
織を示す顕微鏡写真（×400）、第２図は、熱間圧
延後水冷し、超塑性加工後の圧延方向に平行な２
相ステンレス鋼板断面の金属組織を示す顕微鏡写
真（×400）、第３図は、プラネタリー圧延機によ
り熱間圧延後、超塑性加工引張試験を875℃、900
℃、950℃、1000℃で行つた変形抵抗σtmax.Kg
ｆ／mm2と歪み速度ε・との関係を示す図、第４図
は、プラネタリー圧延機により熱間圧延後、冷間
圧延を45％施し、超塑性加工引張試験を850℃、
900℃、950℃で行つた変形抵抗σtmax.Kgｆ／mm2
と歪み速度ε・との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Ｃ0.030％、Si1.00％、 Mn1.50％、Ｐ0.040％、 Ｓ0.030％、Ni：4.50〜7.50％、 Cr：22.00〜26.00％、Mo：2.50〜4.00％ およびＮ：0.08〜0.30％、残部実質的にFeより
なる鋳造された２相ステンレス鋼の鋼片を、1100
〜1300℃に加熱することによりフエライト基地中
のオーステナイト相量の割合を５〜45％とした上
で、プラネタリーミルでの熱間圧延に際し60〜
250％／secの加工歪速度にて熱間圧延し、その後
直ちに急冷することを特徴とするプラネタリーミ
ルによる超塑性変形能を有する２相ステンレス鋼
板帯の製造方法。 ２ 重量％で、Ｃ0.030％、Si1.00％、 Mn1.50％、Ｐ0.040％、 Ｓ0.030％、Ni：4.50〜7.50％、 Cr：22.00〜26.00％、Mo：2.50〜4.00％ およびＮ：0.08〜0.30％、残部実質的にFeより
なる鋳造された２相ステンレス鋼の鋼片を、1100
〜1300℃に加熱することによりフエライト基地中
のオーステナイト相量の割合を５〜45％とした上
で、プラネタリーミルでの熱間圧延に際し60〜
250％／secの加工歪速度にて熱間圧延後直ちに急
冷し、その後冷間圧延を施すことを特徴とするプ
ラネタリーミルによる超塑性変形能を有する２相
ステンレス鋼板帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61264903A JPS63121619A (ja) | 1986-11-08 | 1986-11-08 | プラネタリ−ミルによる超塑性変形能を有する２相ステンレス鋼板帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61264903A JPS63121619A (ja) | 1986-11-08 | 1986-11-08 | プラネタリ−ミルによる超塑性変形能を有する２相ステンレス鋼板帯の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63121619A JPS63121619A (ja) | 1988-05-25 |
| JPH0573805B2 true JPH0573805B2 (ja) | 1993-10-15 |
Family
ID=17409816
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61264903A Granted JPS63121619A (ja) | 1986-11-08 | 1986-11-08 | プラネタリ−ミルによる超塑性変形能を有する２相ステンレス鋼板帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63121619A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6797649B2 (ja) * | 2016-11-29 | 2020-12-09 | セイコーインスツル株式会社 | ダイヤフラムの製造方法 |
-
1986
- 1986-11-08 JP JP61264903A patent/JPS63121619A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63121619A (ja) | 1988-05-25 |
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