JPS63121619A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS63121619A JPS63121619A JP61264903A JP26490386A JPS63121619A JP S63121619 A JPS63121619 A JP S63121619A JP 61264903 A JP61264903 A JP 61264903A JP 26490386 A JP26490386 A JP 26490386A JP S63121619 A JPS63121619 A JP S63121619A
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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
-
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- C21—METALLURGY OF IRON
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- 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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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、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に関するものである
。
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2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12相ステンレス鋼特有の
高い強度と比較的低い延性からSO5304,SO54
30などに比べ加工が困難である。
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12相ステンレス鋼特有の
高い強度と比較的低い延性からSO5304,SO54
30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、超望性現象を示す
ことが、例えばR,C0Gilson等のA、 S。
ことが、例えばR,C0Gilson等のA、 S。
M、Trans、口uart、 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。
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
。
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12相ステンレス鋼
に強制冷却およびクロス冷間圧延を施すことにより、B
’JI性変形性別形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。
に強制冷却およびクロス冷間圧延を施すことにより、B
’JI性変形性別形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12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I X 10− ’ / secを超え
5 X 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。
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I X 10− ’ / secを超え
5 X 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。
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
とによって、前記目的を達成することができる。すなわ
ち本発明は、鋳造されたSUS329JzL+ 2相ス
テンレス鋼片をプラネタリ−ミルで熱間圧延した後、直
ちに急冷する方法およびプラネタリ−ミルで熱間圧延後
直ちに急冷した後、冷間圧延を施すことを特徴とするプ
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に関するものである。
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
とによって、前記目的を達成することができる。すなわ
ち本発明は、鋳造されたSUS329JzL+ 2相ス
テンレス鋼片をプラネタリ−ミルで熱間圧延した後、直
ちに急冷する方法およびプラネタリ−ミルで熱間圧延後
直ちに急冷した後、冷間圧延を施すことを特徴とするプ
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に関するものである。
次に本発明の詳細な説明する。
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Mi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WlO,II
I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が殆ど存在しないフェライト基
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泪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、鍛造によって
熱間圧延用鋼片を製造する方法よりも、連続鋳造法によ
っ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。
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Mi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WlO,II
I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が殆ど存在しないフェライト基
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泪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、鍛造によって
熱間圧延用鋼片を製造する方法よりも、連続鋳造法によ
っ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
ェ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、SO5329J、L、 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−
圧延機により歪み速度60〜250%/see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
浸漬を行った。その結果、粗大で安定なオーステナイト
相は生成しにく(、フェライト相の多い、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、フェライト結晶粒界にオーステナ
イト相が析出した圧延方向に伸長した組織である。代表
的な前記顕微鏡写真(x400)を第1図に示す。
ェ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、SO5329J、L、 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−
圧延機により歪み速度60〜250%/see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
浸漬を行った。その結果、粗大で安定なオーステナイト
相は生成しにく(、フェライト相の多い、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、フェライト結晶粒界にオーステナ
イト相が析出した圧延方向に伸長した組織である。代表
的な前記顕微鏡写真(x400)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って導入される辷
り線に沿;て、過飽和にフェライト相に固溶していたオ
ーステナイト生成元素であるC、Nが析出し、微細なオ
ーステナイト相の生成核となり、再結晶により微細なオ
ーステナイト結晶粒が生成した。
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って導入される辷
り線に沿;て、過飽和にフェライト相に固溶していたオ
ーステナイト生成元素であるC、Nが析出し、微細なオ
ーステナイト相の生成核となり、再結晶により微細なオ
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SO5329J、L、 2相
ステンレス鋼片の成分組成に依存して、1100〜13
00℃に加熱することによりフェ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Mi織の顕微鏡写真(X400)を
第2図に示す。
ステンレス鋼片の成分組成に依存して、1100〜13
00℃に加熱することによりフェ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Mi織の顕微鏡写真(X400)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。
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。
SUS 329 JZL、 2相ステンレス鋼は110
0〜1300℃で熱間加工を施すと、フェライト基地中
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1強度を有する
。
0〜1300℃で熱間加工を施すと、フェライト基地中
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1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12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
より高温ではフェ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。
は12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
より高温ではフェ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。
従って、熱間加工のための加熱温度は1100〜130
0℃の範囲内にする必要がある。
0℃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。
、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。従って、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。
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。従って、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、安定化せずに歪みかたくわえられる最低の
速度が60%/seeであり1250%/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。従って
、熱間圧延における歪み速度は、60〜250%/se
eの範囲内にする必要がある。
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、安定化せずに歪みかたくわえられる最低の
速度が60%/seeであり1250%/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。従って
、熱間圧延における歪み速度は、60〜250%/se
e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間で圧延を施す
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。
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間で圧延を施す
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。
第1表に示す成分組成のSUS 329 JzL+ 2
相ステンレス鋼を連続鋳造により溶製し、厚さ140鶴
の綱片とした後、熱間圧延温度1230°C2熱間圧延
時のγ相当量8%、熱間圧延歪み速度170%/see
の条件でプラネタリ−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向と直角の方向を引張
力向と同一とする板厚5鰭、標点距離10mm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℃。
相ステンレス鋼を連続鋳造により溶製し、厚さ140鶴
の綱片とした後、熱間圧延温度1230°C2熱間圧延
時のγ相当量8%、熱間圧延歪み速度170%/see
の条件でプラネタリ−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向と直角の方向を引張
力向と同一とする板厚5鰭、標点距離10mm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 X 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/mm”と歪み速度−との関係を第3図に示す。
塑性引張試験を行い、破断までの変形抵抗σtmax、
kgf/mm”と歪み速度−との関係を第3図に示す。
変形抵抗σと、歪み速度にとの関係より、歪み速度感受
性σ=にる1 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 。
性σ=にる1 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 Tech上(1985) 925に記載され
ている5uperplasticityand 5up
erplastic forming process
によれば、超塑性現象の場合、歪み速度感受性指数
m([i!が0.3以上を示すことが知られている。従
って、950℃。
、and Tech上(1985) 925に記載され
ている5uperplasticityand 5up
erplastic forming process
によれば、超塑性現象の場合、歪み速度感受性指数
m([i!が0.3以上を示すことが知られている。従
って、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。
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−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℃、 900t、950
℃、歪み速度1.67X 10−”/secの条件で超
塑性引張試験を行い、破断までの変形抵抗σ。
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℃、 900t、950
℃、歪み速度1.67X 10−”/secの条件で超
塑性引張試験を行い、破断までの変形抵抗σ。
max、kgf/mm”と歪み速度ごとの関係を第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0.2B、 0.
32.0.41を得た。従って、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。
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0.2B、 0.
32.0.41を得た。従って、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表に示す成分組成のSUS 329 J2L、 2
相ステンレス鋼を連続鋳造により調製し、厚さ140龍
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N[L
l、 2.3.4は本発明によるプラネタリ−圧延機を
用い熱間圧延速度200.180.130.68%/s
ecで熱間圧延後急冷し、試料11hl、Na2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!lh5.6.7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1.6
7 X 10− ’ 5ec−’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。
相ステンレス鋼を連続鋳造により調製し、厚さ140龍
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N[L
l、 2.3.4は本発明によるプラネタリ−圧延機を
用い熱間圧延速度200.180.130.68%/s
ecで熱間圧延後急冷し、試料11hl、Na2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!lh5.6.7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1.6
7 X 10− ’ 5ec−’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。
第2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、試料魚1〜11h4はいずれの場合も明らかに30
0%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。
ば、試料魚1〜11h4はいずれの場合も明らかに30
0%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
延を施した患5〜11h7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った。
延を施した患5〜11h7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った。
なお、前記第1図は、SO5329J、L、鋼片を12
00℃に加熱後、歪み速度210%/see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(
X400)である。前記第2図は、SO5329JtL
IwJ片を1230℃に加熱後、歪み速度180%/s
ecで熱間圧延し水冷した鋼板帯を、950℃、 1.
67X10−3sec−’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
(X400)である。
00℃に加熱後、歪み速度210%/see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(
X400)である。前記第2図は、SO5329JtL
IwJ片を1230℃に加熱後、歪み速度180%/s
ecで熱間圧延し水冷した鋼板帯を、950℃、 1.
67X10−3sec−’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
(X400)である。
(発明の効果)
本発明によれば、プラネタリ−圧延機を用いて簡略な、
厳密にコントロールされたSUS 329 JzL+2
相ステンレステンレス鋼板法によって、超塑性加工中の
再結晶微細化により超塑性変形能が付与され、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、非常に優れた超塑性を有する2相ステン
レス鋼板が安価に得られ、その効果は大きい。
厳密にコントロールされたSUS 329 JzL+2
相ステンレステンレス鋼板法によって、超塑性加工中の
再結晶微細化により超塑性変形能が付与され、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、非常に優れた超塑性を有する2相ステン
レス鋼板が安価に得られ、その効果は大きい。
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(X400)、 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相ステンレス綱仮断面の金属組織を示す顕微
鏡写真(X400)、 第3図は、プラネタリ−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℃で行った変形抵抗ty t max、kgf
/mm2と歪み速度ととの関係を示す図、 第4図は、プラネタリ−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℃、9
00℃、950℃で行った変形抵抗tytmax。 kgf/mm2と歪み速度−との関係を示す図である。 特許出願人 日本冶金工業株式会社 代理人 弁理士 村 1)政 治 Log 5 t、max、(kgf/mrn’)Log
6t、 rn(IX、 (kgf/mmジ手続主甫正書
(自発) 昭和61年12月8日 特許庁長官 黒 1)明 誰 殿 1、事件の表示 昭和61年特許願第264903号
2、発明の名称 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3、補正を
する者 4、代理人 〒104 6、補正の内容 (1)願書の右肩に下記の文を加入する。
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(X400)、 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相ステンレス綱仮断面の金属組織を示す顕微
鏡写真(X400)、 第3図は、プラネタリ−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℃で行った変形抵抗ty t max、kgf
/mm2と歪み速度ととの関係を示す図、 第4図は、プラネタリ−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℃、9
00℃、950℃で行った変形抵抗tytmax。 kgf/mm2と歪み速度−との関係を示す図である。 特許出願人 日本冶金工業株式会社 代理人 弁理士 村 1)政 治 Log 5 t、max、(kgf/mrn’)Log
6t、 rn(IX、 (kgf/mmジ手続主甫正書
(自発) 昭和61年12月8日 特許庁長官 黒 1)明 誰 殿 1、事件の表示 昭和61年特許願第264903号
2、発明の名称 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3、補正を
する者 4、代理人 〒104 6、補正の内容 (1)願書の右肩に下記の文を加入する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、鋳造されたSUS 329 J_2L_12相ステ
ンレス鋼片をプラネタリーミルで熱間圧延した後、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、鋳造されたSUS 329 J_2L_12相ステ
ンレス鋼片をプラネタリーミルで熱間圧延後直ちに急冷
した後、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 true JPS63121619A (ja) | 1988-05-25 |
JPH0573805B2 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) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2018087730A (ja) * | 2016-11-29 | 2018-06-07 | セイコーインスツル株式会社 | ダイヤフラム、ダイヤフラムを用いた圧力センサ、ダイヤフラムの製造方法 |
-
1986
- 1986-11-08 JP JP61264903A patent/JPS63121619A/ja active Granted
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2018087730A (ja) * | 2016-11-29 | 2018-06-07 | セイコーインスツル株式会社 | ダイヤフラム、ダイヤフラムを用いた圧力センサ、ダイヤフラムの製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0573805B2 (ja) | 1993-10-15 |
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