JPH02175816A - 熱間圧延鋼又は厚板の製造方法 - Google Patents
熱間圧延鋼又は厚板の製造方法Info
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- JPH02175816A JPH02175816A JP1194385A JP19438589A JPH02175816A JP H02175816 A JPH02175816 A JP H02175816A JP 1194385 A JP1194385 A JP 1194385A JP 19438589 A JP19438589 A JP 19438589A JP H02175816 A JPH02175816 A JP H02175816A
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
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- B21B1/34—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a non-continuous process in reversing single stand mills, e.g. with intermediate storage reels for accumulating work by hot-rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
-
- 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
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- 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。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は単体ブロック鋳造からスラブを製造することに
よっであるいは連続鋳造をして１１００℃を超えた温度
にスラブを加熱し、スラブの熱間圧延をし最終厚さに圧
延した製品の加速冷却によって５ないし６０ＩＩＩ［１
１の範囲の最終（仕上げ）厚さを有するステンレス及び
耐熱鋼又はニッケルを基本とする可鍛合金から熱間圧延
ストリップ又は厚板の製造方法に関する。
よっであるいは連続鋳造をして１１００℃を超えた温度
にスラブを加熱し、スラブの熱間圧延をし最終厚さに圧
延した製品の加速冷却によって５ないし６０ＩＩＩ［１
１の範囲の最終（仕上げ）厚さを有するステンレス及び
耐熱鋼又はニッケルを基本とする可鍛合金から熱間圧延
ストリップ又は厚板の製造方法に関する。
西ドイツ公開公報第３６１７９０７号は、大気温度や高
温で高耐食性で高機械的強度を有するオーステナイトス
テンレスの製造に対して特許請求の範囲第１項の前段（
プレアンブル）に記載された方法を開示する。この引例
は、鋼板、すなわち厚板−引例中に述べられた組成の−
は、ブルーム化され仕上げ圧延後、大気ないし室温での
冷却がなされ続いて熱処理又は溶体化焼鈍（ｓｏｌｕｔ
ｉｏｎ−ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を通常行わなければなら
ない従来技術について開示している。この技術は変形や
金属間又はカーバイド相の再溶融析出によって生じ、し
かも製品の耐食性にマイナスの影響を与える加工硬化を
減少するために実施される。結局後続の溶融焼鈍は、１
０００℃を超えた温度で、析出物を再溶融するのに対応
した十分な長い保持時間で一般に行わなければならない
。変形によって生じた加工硬化は同時に回復又は再結晶
によって減少せしめられる。その結果、溶融焼鈍条件で
はこの従来法により作られたステンレス鋼板と、ステン
レス鋼厚板は例えば強度、靭性及び耐食性のような機械
的特性に関しては低機械的強度のスペクトル特性を有す
る。
温で高耐食性で高機械的強度を有するオーステナイトス
テンレスの製造に対して特許請求の範囲第１項の前段（
プレアンブル）に記載された方法を開示する。この引例
は、鋼板、すなわち厚板−引例中に述べられた組成の−
は、ブルーム化され仕上げ圧延後、大気ないし室温での
冷却がなされ続いて熱処理又は溶体化焼鈍（ｓｏｌｕｔ
ｉｏｎ−ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を通常行わなければなら
ない従来技術について開示している。この技術は変形や
金属間又はカーバイド相の再溶融析出によって生じ、し
かも製品の耐食性にマイナスの影響を与える加工硬化を
減少するために実施される。結局後続の溶融焼鈍は、１
０００℃を超えた温度で、析出物を再溶融するのに対応
した十分な長い保持時間で一般に行わなければならない
。変形によって生じた加工硬化は同時に回復又は再結晶
によって減少せしめられる。その結果、溶融焼鈍条件で
はこの従来法により作られたステンレス鋼板と、ステン
レス鋼厚板は例えば強度、靭性及び耐食性のような機械
的特性に関しては低機械的強度のスペクトル特性を有す
る。
しかしながら、仕上げ圧延製品を、１０００℃を超えた
温度で所定の保持時間での再加熱により、ブルーム化に
続く溶体化焼鈍と大気及び室温での冷却後の仕上げ圧延
は高い製造コストと長い製造時間を意味する。更に又、
概して、後続の焼鈍方法は該製品に付着するスケールに
つながり、表面品質が悪化する。
温度で所定の保持時間での再加熱により、ブルーム化に
続く溶体化焼鈍と大気及び室温での冷却後の仕上げ圧延
は高い製造コストと長い製造時間を意味する。更に又、
概して、後続の焼鈍方法は該製品に付着するスケールに
つながり、表面品質が悪化する。
一般にこれは仕上げ圧延製品に最終デスケールが必要と
なり、新たな費用がか＼る。
なり、新たな費用がか＼る。
特にこれらの不具合から考えて、西ドイツ公開第３６１
７９０７号の目的は後続の溶体化焼鈍のために従来法で
必要とされた後工程用再加熱炉を使用せずに周囲温度で
また高温でも腐食強度とクラ・ンクに対する抵抗（耐ク
ランク性）を改良した、オーステナイトステンレス鋼の
製造方法を提供することである。
７９０７号の目的は後続の溶体化焼鈍のために従来法で
必要とされた後工程用再加熱炉を使用せずに周囲温度で
また高温でも腐食強度とクラ・ンクに対する抵抗（耐ク
ランク性）を改良した、オーステナイトステンレス鋼の
製造方法を提供することである。
この問題の解決策として、後続の焼鈍を従来必要とし鋼
板が作られるオーステナイトステンレス鋼のスラブを１
０００″Ｃを超えた温度に加熱することが第一に提案さ
れている。次にその加熱スラブはオーステナイトの再結
晶範囲で、好ましくは８００℃を超えた仕上げ圧延温度
での非再結晶範囲で熱間圧延される。高機械的強度を達
成するには非再結晶範囲での仕上げ圧延を実施するのが
不可欠である。最終厚さへの仕上げ圧延直後、少なくと
も５５０″Ｃの温度迄２に７秒を超えた平均冷却速度で
実施する。もしもこれらの圧延と冷却条件が観察されれ
ば従来の後続溶体化焼鈍はも早必要でない。
板が作られるオーステナイトステンレス鋼のスラブを１
０００″Ｃを超えた温度に加熱することが第一に提案さ
れている。次にその加熱スラブはオーステナイトの再結
晶範囲で、好ましくは８００℃を超えた仕上げ圧延温度
での非再結晶範囲で熱間圧延される。高機械的強度を達
成するには非再結晶範囲での仕上げ圧延を実施するのが
不可欠である。最終厚さへの仕上げ圧延直後、少なくと
も５５０″Ｃの温度迄２に７秒を超えた平均冷却速度で
実施する。もしもこれらの圧延と冷却条件が観察されれ
ば従来の後続溶体化焼鈍はも早必要でない。
実施例が示すように、特に同じオーステナイトステンレ
ス鋼グレードで、同じ最終厚さであるが、溶体化焼鈍さ
れた条件の仕上げ圧延鋼板と比較した場合、この方法で
得られた製品は実質的に改良された機械的強度と同等の
耐食性を有する。もしも熱間圧延も非再結晶範囲で実施
するならば高強度が特に達成される。仕上げ厚さ２０ｍ
ｍの製品についての従来技術の方法ではスラブの加熱及
びソーキング温度は１１００ないし１２００℃の範囲が
好ましく、仕上げ圧延温度は９００ないし９７０℃の範
囲すなわちいずれの場合でも１０００℃より低い範囲の
値を有し、約１０℃のみの温度ロスで仕上げ圧延直後、
加速冷却が５００℃１好ましくは３００℃１より好まし
くは室温迄に開始する。１１００℃を超えた仕上げ圧延
温度が該製品又は厚板の４０ｍｍ、特に１００ｍｍの最
終厚さでのみ得られる。
ス鋼グレードで、同じ最終厚さであるが、溶体化焼鈍さ
れた条件の仕上げ圧延鋼板と比較した場合、この方法で
得られた製品は実質的に改良された機械的強度と同等の
耐食性を有する。もしも熱間圧延も非再結晶範囲で実施
するならば高強度が特に達成される。仕上げ厚さ２０ｍ
ｍの製品についての従来技術の方法ではスラブの加熱及
びソーキング温度は１１００ないし１２００℃の範囲が
好ましく、仕上げ圧延温度は９００ないし９７０℃の範
囲すなわちいずれの場合でも１０００℃より低い範囲の
値を有し、約１０℃のみの温度ロスで仕上げ圧延直後、
加速冷却が５００℃１好ましくは３００℃１より好まし
くは室温迄に開始する。１１００℃を超えた仕上げ圧延
温度が該製品又は厚板の４０ｍｍ、特に１００ｍｍの最
終厚さでのみ得られる。
もしも熱間圧延ストリップ又は厚板がステンレス及び耐
熱鋼や、第１表に示した組成を有するが溶体化焼鈍条件
において同一製品のスペクトル特性に対応するスペクト
ルを有するニッケルを基本とする可鍛合金から製造され
るならば、この従来技術方法は以下の理由から厚板、特
に熱間圧延ストリップにとって不適当である。
熱鋼や、第１表に示した組成を有するが溶体化焼鈍条件
において同一製品のスペクトル特性に対応するスペクト
ルを有するニッケルを基本とする可鍛合金から製造され
るならば、この従来技術方法は以下の理由から厚板、特
に熱間圧延ストリップにとって不適当である。
もしも６０ｍｍより薄い厚さの厚板をブルーム化し、こ
の方法で仕上げ圧延をするならば仕上げ圧延温度はゆっ
くり減少するので、強度、靭性及び耐食性に関して溶体
化焼鈍条件の厚板に匹敵するスペクトル特性を調節する
ことが不可能である。西ドイツ公開第３６１７９０７号
は基本的に高機械的強度になるがこれはそのプロセスと
厚板の実用性について好ましくなく、もしも６０より薄
い、特に４０ｍｍより薄い最終厚さを有するならばその
仕上げ圧延板を後続の溶体化焼鈍を行う必要がある。
の方法で仕上げ圧延をするならば仕上げ圧延温度はゆっ
くり減少するので、強度、靭性及び耐食性に関して溶体
化焼鈍条件の厚板に匹敵するスペクトル特性を調節する
ことが不可能である。西ドイツ公開第３６１７９０７号
は基本的に高機械的強度になるがこれはそのプロセスと
厚板の実用性について好ましくなく、もしも６０より薄
い、特に４０ｍｍより薄い最終厚さを有するならばその
仕上げ圧延板を後続の溶体化焼鈍を行う必要がある。
同じことが、特に仕上げ圧延中に薄いストリップ厚さの
結果として生ずる高温ロスにより、仕上げ圧延を次に行
う溶体化焼鈍を行わねばならない熱間圧延ストリップの
製造に当てはまる。更に又、約２０ｍｍのオーダーの最
終厚さを有する熱間圧延ストリップの熱間仕上げ圧延を
実施することも基本的に可能であるが、酸洗うインが続
く連続炉で一般に実施される熱処理は約１０ｍｍの最大
最終厚さに熱間圧延ストリップの製造を限定する。
結果として生ずる高温ロスにより、仕上げ圧延を次に行
う溶体化焼鈍を行わねばならない熱間圧延ストリップの
製造に当てはまる。更に又、約２０ｍｍのオーダーの最
終厚さを有する熱間圧延ストリップの熱間仕上げ圧延を
実施することも基本的に可能であるが、酸洗うインが続
く連続炉で一般に実施される熱処理は約１０ｍｍの最大
最終厚さに熱間圧延ストリップの製造を限定する。
従って、もし熱間圧延ストリップと厚板が溶体化焼鈍条
件のようなスペクトル特性を有するならば熱処理又は溶
体化焼鈍が加工硬化と再溶融析出を減少させるのに不可
欠である。すでに述べた理由から、これはまず、熱間ス
トリップと６０＋ｒ＋ａより薄い、特に８ないし４０胴
間の範囲の仕上げ厚さを有する厚板に当てはまる。従っ
てもしも強度特性の増大が好ましくないならば、後続の
溶体化焼鈍なしに西ドイツ公開第３６１７９０７号公報
に開示された方法によって、６０を超えた仕上げ厚さを
有したまにのみ実用される厚板のみを信頼性よく製造で
きるであろう。他方、これまで約５ ＋ｎｍより薄い仕
上げ厚さを有する熱間圧延ストリップのみを問題のない
方法で製造することは可能であったがいずれの場合でも
仕上げ圧延を次に行う溶体化焼鈍を要する。
件のようなスペクトル特性を有するならば熱処理又は溶
体化焼鈍が加工硬化と再溶融析出を減少させるのに不可
欠である。すでに述べた理由から、これはまず、熱間ス
トリップと６０＋ｒ＋ａより薄い、特に８ないし４０胴
間の範囲の仕上げ厚さを有する厚板に当てはまる。従っ
てもしも強度特性の増大が好ましくないならば、後続の
溶体化焼鈍なしに西ドイツ公開第３６１７９０７号公報
に開示された方法によって、６０を超えた仕上げ厚さを
有したまにのみ実用される厚板のみを信頼性よく製造で
きるであろう。他方、これまで約５ ＋ｎｍより薄い仕
上げ厚さを有する熱間圧延ストリップのみを問題のない
方法で製造することは可能であったがいずれの場合でも
仕上げ圧延を次に行う溶体化焼鈍を要する。
しかしながら、ステンレス、耐熱鋼から又は第１表に示
したニッケルを基本とする可鍛合金から熱間圧延ストリ
ップと厚板の製造では、出来るだけ広い範囲にわたる−
すなわち５ないし６０［１１１Ｂの範囲の厚さ好ましく
は８ないし４０ｍｍの厚さの製品を製造する単一方法を
有することがより必要になって来ている。
したニッケルを基本とする可鍛合金から熱間圧延ストリ
ップと厚板の製造では、出来るだけ広い範囲にわたる−
すなわち５ないし６０［１１１Ｂの範囲の厚さ好ましく
は８ないし４０ｍｍの厚さの製品を製造する単一方法を
有することがより必要になって来ている。
この点についてヨーロッパ特許第０１４４６９４号公報
は溶体化焼鈍は行われるが、オースナイトステンレス刑
又はマルテンサイトステンレス鋼が例えば最終１５＋ｍ
ｎＸ４０ｎｏｎの断面を存する平な、ストリンブ形状又
は板状半仕上げ製品の製造用の変形された方法を開示す
る。その方法ではその引例に述べられた組成を有するス
テンレス鋼の加工片を１２００℃のオーダーの高温にま
ず加熱し、その温度でソーキングする。次に１０００な
いし１１００℃の範囲の温度でその加工片をブルーム化
しそしてその圧延工程中十分に変形させることによって
その加工片の完全な再結晶を保証するように仕上げ圧延
をする。
は溶体化焼鈍は行われるが、オースナイトステンレス刑
又はマルテンサイトステンレス鋼が例えば最終１５＋ｍ
ｎＸ４０ｎｏｎの断面を存する平な、ストリンブ形状又
は板状半仕上げ製品の製造用の変形された方法を開示す
る。その方法ではその引例に述べられた組成を有するス
テンレス鋼の加工片を１２００℃のオーダーの高温にま
ず加熱し、その温度でソーキングする。次に１０００な
いし１１００℃の範囲の温度でその加工片をブルーム化
しそしてその圧延工程中十分に変形させることによって
その加工片の完全な再結晶を保証するように仕上げ圧延
をする。
仕上げ厚さへの仕上げ圧延後、溶体化焼鈍を行い前記水
中への該半製品の温度範囲から実質的に室温への焼入を
行う。直前に圧延工程を行う溶体化焼鈍が最終パスを行
う加熱の中で行われ、次にその加工片がその溶体化焼鈍
温度から他の処理なしに水中に直接象、冷されることが
その工程の本質的な特徴である。
中への該半製品の温度範囲から実質的に室温への焼入を
行う。直前に圧延工程を行う溶体化焼鈍が最終パスを行
う加熱の中で行われ、次にその加工片がその溶体化焼鈍
温度から他の処理なしに水中に直接象、冷されることが
その工程の本質的な特徴である。
概して、その仕上げ圧延温度は直接焼入れにはあまりに
低温であり、その工程によって作られた加工片は仕上げ
圧延後ある加熱システムによりまず加熱されねばならな
い。
低温であり、その工程によって作られた加工片は仕上げ
圧延後ある加熱システムによりまず加熱されねばならな
い。
またその工程によれば仕上げ圧延された加工片の再加熱
を、必要な１０００″Ｃを超えた高溶体化焼鈍及び焼入
れ温度になるのを防止するために実質的に早期の過度の
加工片冷却を防止する圧延加熱システムが設けられてい
る。しかしながら、この仕上げ圧延された製品の再加熱
用の補助加熱システムでも、特に提案された圧延加熱は
熱間圧延ストリップや厚板のこれ迄の従来の製造におい
て、かなりの余分なコストを要するだろう。
を、必要な１０００″Ｃを超えた高溶体化焼鈍及び焼入
れ温度になるのを防止するために実質的に早期の過度の
加工片冷却を防止する圧延加熱システムが設けられてい
る。しかしながら、この仕上げ圧延された製品の再加熱
用の補助加熱システムでも、特に提案された圧延加熱は
熱間圧延ストリップや厚板のこれ迄の従来の製造におい
て、かなりの余分なコストを要するだろう。
本発明の目的は第１表に示された組成を有する熱間圧延
ス） ＩＪツブや厚板形状の製品が、熱間圧延され、加
速冷却後、例えば強度、靭性及び耐食性について溶体化
焼鈍された熱間圧延ストリップ又は厚板のスペクトル特
性に対応するスペクトル特性を存する特定方法を提供す
ることである。
ス） ＩＪツブや厚板形状の製品が、熱間圧延され、加
速冷却後、例えば強度、靭性及び耐食性について溶体化
焼鈍された熱間圧延ストリップ又は厚板のスペクトル特
性に対応するスペクトル特性を存する特定方法を提供す
ることである。
本発明によれば上記課は
１、単体ブロック鋳造からスラブを製造することによっ
であるいは連続鋳造をして１１００℃を超えた温度にス
ラブを加熱し、スラブの熱間圧延をし、最終厚さに圧延
した製品の加速冷却によって５ないし６０１蝋の範囲の
最終厚さを有するステンレス及び耐熱鋼又はニッケルを
基本とする可鍛合金から熱間圧延ストリップ又は厚板の
製造方法において、ａ）加”熱されたスラブが中断され
ずに圧延され、ａａ）スラブの厚さ方向の１バス当たり
の変形度が該製品の表面温度に依存して第１図曲線Ａに
よって示された変形度より大きい変形パスを主にしてス
ラブの初めの厚さの最大１／６にまず圧延され、ａｂ）
次にスラブの厚さ方向の１バス当たりの変形度が該製品
の表面温度とパラメータとしての２つの近接パス間の休
止に依存して第１図曲線Ｂ１又は曲線Ｂ２によって示さ
れた変形度より大きい変形パスを主にして仕上げ厚さに
仕上げ圧延され、ａｃ）一方該仕上げ圧延された製品の
表面温度が、該製品が１，０％以下のモリブデンを含有
する場合は１０３０℃以上で、１．０％より多くのモリ
ブデンを含有する場合は１０５０℃以上であり、 ｂ）仕上げ圧延に続く少なくとも１００秒で該製品が３
Ｋ７秒を超えた中心の速度で、６５０℃に等しいかまた
はそれ未満の温度に冷却される、ことを特徴とする熱間
圧延鋼又は厚板の製造方法によって解決される。
であるいは連続鋳造をして１１００℃を超えた温度にス
ラブを加熱し、スラブの熱間圧延をし、最終厚さに圧延
した製品の加速冷却によって５ないし６０１蝋の範囲の
最終厚さを有するステンレス及び耐熱鋼又はニッケルを
基本とする可鍛合金から熱間圧延ストリップ又は厚板の
製造方法において、ａ）加”熱されたスラブが中断され
ずに圧延され、ａａ）スラブの厚さ方向の１バス当たり
の変形度が該製品の表面温度に依存して第１図曲線Ａに
よって示された変形度より大きい変形パスを主にしてス
ラブの初めの厚さの最大１／６にまず圧延され、ａｂ）
次にスラブの厚さ方向の１バス当たりの変形度が該製品
の表面温度とパラメータとしての２つの近接パス間の休
止に依存して第１図曲線Ｂ１又は曲線Ｂ２によって示さ
れた変形度より大きい変形パスを主にして仕上げ厚さに
仕上げ圧延され、ａｃ）一方該仕上げ圧延された製品の
表面温度が、該製品が１，０％以下のモリブデンを含有
する場合は１０３０℃以上で、１．０％より多くのモリ
ブデンを含有する場合は１０５０℃以上であり、 ｂ）仕上げ圧延に続く少なくとも１００秒で該製品が３
Ｋ７秒を超えた中心の速度で、６５０℃に等しいかまた
はそれ未満の温度に冷却される、ことを特徴とする熱間
圧延鋼又は厚板の製造方法によって解決される。
まず第１に出発材料、すなわちステンレス鋼、耐熱鋼あ
るいは第１表に示された組成を有するニッケルを基本と
する可鍛合金の一体鋳造又は連続鋳造により作られたス
ラブを製造し、熱間圧延前に１１００”Ｃを超えた温度
でソーキングする。次にそのソーキングされたスラブの
熱間圧延を開始し、個々の変形バス間は出来るだけ小休
止はあるものの中断せずに、その開始厚さの最大Ｌ／６
迄、すなわ極端な場合初めの厚さの１７６に連続させる
。熱間圧延は厚さ方向の１パス毎の変形度は該製品の表
面温度に依存して第１図の曲線Ａによって示された変形
度より大きい変形パスで主に実施される。
るいは第１表に示された組成を有するニッケルを基本と
する可鍛合金の一体鋳造又は連続鋳造により作られたス
ラブを製造し、熱間圧延前に１１００”Ｃを超えた温度
でソーキングする。次にそのソーキングされたスラブの
熱間圧延を開始し、個々の変形バス間は出来るだけ小休
止はあるものの中断せずに、その開始厚さの最大Ｌ／６
迄、すなわ極端な場合初めの厚さの１７６に連続させる
。熱間圧延は厚さ方向の１パス毎の変形度は該製品の表
面温度に依存して第１図の曲線Ａによって示された変形
度より大きい変形パスで主に実施される。
その変形度ファイ（φ）は以下のように定義される。
ファイ（φ）＝１．ｈ、、／ｈ この式でｈ７＝ｎ回
バス後の加工片の厚さ、であり、ｈ＋’ｌ−１＝ （ｎ
−１）回バス相の加工片の厚さ、である。
バス後の加工片の厚さ、であり、ｈ＋’ｌ−１＝ （ｎ
−１）回バス相の加工片の厚さ、である。
もしも選択された変形パスの５０％より多くが第１図の
曲線Ａで示された変形度より大きいならば、ヨーロッパ
特許第０１４４６９４号から知られた方法のように、熱
間圧延は、再結晶範囲で主に行われ、高温により非常に
粗大な粒子である初めの組織がこの最初の圧延で実質的
に均一で、ミクロ亀裂もなく、微粒となった。
曲線Ａで示された変形度より大きいならば、ヨーロッパ
特許第０１４４６９４号から知られた方法のように、熱
間圧延は、再結晶範囲で主に行われ、高温により非常に
粗大な粒子である初めの組織がこの最初の圧延で実質的
に均一で、ミクロ亀裂もなく、微粒となった。
−ｉにスラブの初めの厚さは１５０ないし２５０ｍｍの
オーダーである。しかしながら、連続鋳造により製造さ
れたスラブが約５０ｏｕｍ以下の大きさのオーダーのみ
の厚さを有するならば、本発明によればこの最初の圧延
相での製品の減少が除去される。
オーダーである。しかしながら、連続鋳造により製造さ
れたスラブが約５０ｏｕｍ以下の大きさのオーダーのみ
の厚さを有するならば、本発明によればこの最初の圧延
相での製品の減少が除去される。
しかしながら、従来ブルーム化は仕上げ厚さへの仕上げ
圧延が後続されその仕上げ圧延が、製品のモリブデン含
有量に依存し、可能な最小温度である温度を超えたとこ
ろで特許請求の範囲第１項の工程ａｃ）で実施される。
圧延が後続されその仕上げ圧延が、製品のモリブデン含
有量に依存し、可能な最小温度である温度を超えたとこ
ろで特許請求の範囲第１項の工程ａｃ）で実施される。
前記２つの引例に開示された現在の方法と対照して、本
発明に係る仕上げ厚さへの仕上げ圧延において、圧延が
再結晶範囲のみにおいて、すなわち第１図曲線Ａで示し
たようなまたそれ以上の変形度を有する変形パスのみで
実施されず、該選択された変形パス回数の変形度は製品
の表匈温度とパラメータとしての２つの連続する変形パ
ス間の休止に依存して第１図の曲線Ｂ１又はＢ２で示さ
れた変形度より大きくしなければならない。曲線Ｂ１は
２つの連続する１０秒未満のパス（熱間圧延ストリップ
）間の休止に当てはまり、曲線Ｂ２は１０秒（厚板）を
超えた２つの連続するパス間の休止に当てはまる。
発明に係る仕上げ厚さへの仕上げ圧延において、圧延が
再結晶範囲のみにおいて、すなわち第１図曲線Ａで示し
たようなまたそれ以上の変形度を有する変形パスのみで
実施されず、該選択された変形パス回数の変形度は製品
の表匈温度とパラメータとしての２つの連続する変形パ
ス間の休止に依存して第１図の曲線Ｂ１又はＢ２で示さ
れた変形度より大きくしなければならない。曲線Ｂ１は
２つの連続する１０秒未満のパス（熱間圧延ストリップ
）間の休止に当てはまり、曲線Ｂ２は１０秒（厚板）を
超えた２つの連続するパス間の休止に当てはまる。
本発明に係るこれらの変形度の使用結果は仕上げ圧延中
その組織が均一にそして微粒に再結晶化されそしてヨー
ロッパ特許第０１４４６９４号に開示されたプロセスに
設けられているように製品の加速冷却前の再結晶化熱処
理の必要性なしに加工硬化が減少せしめられることであ
る。更に又、この工程は伝導又は輻射により生ずる熱損
失を実質的に補償する。
その組織が均一にそして微粒に再結晶化されそしてヨー
ロッパ特許第０１４４６９４号に開示されたプロセスに
設けられているように製品の加速冷却前の再結晶化熱処
理の必要性なしに加工硬化が減少せしめられることであ
る。更に又、この工程は伝導又は輻射により生ずる熱損
失を実質的に補償する。
熱間圧延ストリップ又は厚板が特許請求の範囲第１項の
工程ａｃ）で述べたように零発に係る最小温度を超えた
温度で仕上げ厚さに仕上げ圧延された場合、加速冷却が
６５０℃に等しいかそれ以下の温度に３Ｋ／秒より大き
な、好ましくは５に／秒より大きな速度で遅くとも１０
０秒で生じる。
工程ａｃ）で述べたように零発に係る最小温度を超えた
温度で仕上げ厚さに仕上げ圧延された場合、加速冷却が
６５０℃に等しいかそれ以下の温度に３Ｋ／秒より大き
な、好ましくは５に／秒より大きな速度で遅くとも１０
０秒で生じる。
本発明に係る方法によって、第１表に記載された鋼の熱
間圧延ストリップと厚板は５ないし６０＋ｎｍの範囲の
仕上げ厚さと、溶体化焼鈍された熱間圧延スｌ−ＩＪツ
ブと厚板の機械的特性と耐食性に対応するスペクトル特
性を持って製造される。しかしながらこれと対照的に本
発明により製造されたストリップと厚板はより均一で、
特に非常に微細粒で実質的に析出のないｍ織を有し、そ
れで機械的及び実用特性を改良する。特に本発明に係る
方法は薄いストリップと厚板でも、後続の溶体化焼鈍の
必要性を取り除くように仕上げ厚さへの圧延中にエネル
ギーを何ら供給せずに変形エネルギーを用いて８ないし
４０ｍｍの範囲で好ましい仕上げ厚さに圧延できる。
間圧延ストリップと厚板は５ないし６０＋ｎｍの範囲の
仕上げ厚さと、溶体化焼鈍された熱間圧延スｌ−ＩＪツ
ブと厚板の機械的特性と耐食性に対応するスペクトル特
性を持って製造される。しかしながらこれと対照的に本
発明により製造されたストリップと厚板はより均一で、
特に非常に微細粒で実質的に析出のないｍ織を有し、そ
れで機械的及び実用特性を改良する。特に本発明に係る
方法は薄いストリップと厚板でも、後続の溶体化焼鈍の
必要性を取り除くように仕上げ厚さへの圧延中にエネル
ギーを何ら供給せずに変形エネルギーを用いて８ないし
４０ｍｍの範囲で好ましい仕上げ厚さに圧延できる。
本発明に係る方法によって製造された該ストリップと厚
板の特性は熱間圧延によって更に改良され最適化され、
後続の加速冷却は特許請求の範囲第２項から第７項に記
載された工程によって実施される。特許請求の範囲第３
項の方法は熱間圧延ストリップの製造に関し、特許請求
の範囲第４項に記載の方法は厚板の製造に関する。もし
もブルーム相（ｐｈａｓｅ） （特許請求の範囲第２項
）の全ての変形が第１図の曲線Ａによって示される変形
度より大きい変形度を同時に有するならば熱間圧延スト
リップと厚板は例えば強度、靭性及び耐食性に関して最
適値で製造される。
板の特性は熱間圧延によって更に改良され最適化され、
後続の加速冷却は特許請求の範囲第２項から第７項に記
載された工程によって実施される。特許請求の範囲第３
項の方法は熱間圧延ストリップの製造に関し、特許請求
の範囲第４項に記載の方法は厚板の製造に関する。もし
もブルーム相（ｐｈａｓｅ） （特許請求の範囲第２項
）の全ての変形が第１図の曲線Ａによって示される変形
度より大きい変形度を同時に有するならば熱間圧延スト
リップと厚板は例えば強度、靭性及び耐食性に関して最
適値で製造される。
本発明に係る方法は特許請求の範囲第８項から第１１項
及び第１４項から第１７項の組成を有するステンレス及
び耐熱鋼と、特許請求の範囲第１２項から第１３項に記
載した組成を有するニッケルを基本とする可鍛合金から
熱間圧延ストリップと厚板の製造に当てはめることがで
きる。その結果その圧延ストリップと厚板は高い靭性を
有し、耐食性を増太し、更に最終製品として熱間及び冷
間切削及び溶接について良好な加工性を有する。
及び第１４項から第１７項の組成を有するステンレス及
び耐熱鋼と、特許請求の範囲第１２項から第１３項に記
載した組成を有するニッケルを基本とする可鍛合金から
熱間圧延ストリップと厚板の製造に当てはめることがで
きる。その結果その圧延ストリップと厚板は高い靭性を
有し、耐食性を増太し、更に最終製品として熱間及び冷
間切削及び溶接について良好な加工性を有する。
もしも本発明に係る工程が特許請求の範囲第１７項に記
載された、凝固中にデルタフェライトを形成する組成を
有するオーステナイトステンレス泪に耐食性の強い要求
を持って適用されるならばその鋼は合金化技術によりデ
ルタフェライト含有■を１０％以下に、好ましくは５％
以下に調整されるのが好ましい。これは本発明によれば
フェライト形成元素の含有量を減少させることにより、
また好ましくはオーステナイト形成合金元素を個々に又
は組合せてその量を増大させることによってなされる。
載された、凝固中にデルタフェライトを形成する組成を
有するオーステナイトステンレス泪に耐食性の強い要求
を持って適用されるならばその鋼は合金化技術によりデ
ルタフェライト含有■を１０％以下に、好ましくは５％
以下に調整されるのが好ましい。これは本発明によれば
フェライト形成元素の含有量を減少させることにより、
また好ましくはオーステナイト形成合金元素を個々に又
は組合せてその量を増大させることによってなされる。
第３表に従って
叶［％］ ＝ （２，９００４Ｃｒａｑ ２．０８４Ｎ
ｉａｑ） ２５．６２ここでＣｒａｑ＝ＣｒｆＭｏ＋１
．５ Ｓｉ ＋ ０．５ Ｎｂ＋ ４ Ｔｉ＋３八！及
び Ｎ１ａｑ＝Ｎｉ＋Ｏ９５Ｍｎ＋３０（Ｃ十Ｎ）＋０．５
Ｃｕ〔実施例〕 第１表はこれらステンレスと耐熱鋼とニンケルを基本と
する可鍛合金の組成を示し、その組成から本発明に係る
方法によって熱間ストリップ及び厚板が製造される。こ
れらの鋼の中から第３表の５つの異なった鋼種を選択し
、それから仕上げ厚さ１０及び１５ｍ１１１の熱間スト
リップと１０ないし４０聯の範囲の仕上げ厚さを有する
厚板を本発明の方法により製造した。これらはモリブデ
ン含有量が１．０％未満の２つのオーステナイトステン
レス鋼であり、更に２つのオーステナイトステンレス鋼
は１．０％を超えたモリブデン含有量を有するもので残
りの二・ンケルを基本とする合金は第３表に示された組
成を有する。
ｉａｑ） ２５．６２ここでＣｒａｑ＝ＣｒｆＭｏ＋１
．５ Ｓｉ ＋ ０．５ Ｎｂ＋ ４ Ｔｉ＋３八！及
び Ｎ１ａｑ＝Ｎｉ＋Ｏ９５Ｍｎ＋３０（Ｃ十Ｎ）＋０．５
Ｃｕ〔実施例〕 第１表はこれらステンレスと耐熱鋼とニンケルを基本と
する可鍛合金の組成を示し、その組成から本発明に係る
方法によって熱間ストリップ及び厚板が製造される。こ
れらの鋼の中から第３表の５つの異なった鋼種を選択し
、それから仕上げ厚さ１０及び１５ｍ１１１の熱間スト
リップと１０ないし４０聯の範囲の仕上げ厚さを有する
厚板を本発明の方法により製造した。これらはモリブデ
ン含有量が１．０％未満の２つのオーステナイトステン
レス鋼であり、更に２つのオーステナイトステンレス鋼
は１．０％を超えたモリブデン含有量を有するもので残
りの二・ンケルを基本とする合金は第３表に示された組
成を有する。
これらの５つの異なった鋼種の中から１７０ないし２６
５Ｉｎ［１１の範囲の厚さを有する粗仕上げスラブを製
造し、次に１１００℃より高い温度に加熱しその温度で
ソーキングした。これらソーキングされたスラブから本
発明の方法によって熱間圧延ストリップと厚板をまずブ
ルームに圧延し次に仕上げ圧延製品を６５０℃未満の温
度に３Ｋ／秒を超えた速度で加速冷却する前に仕上げ厚
さへの仕上げ圧延を行った。ブルーム段階と仕上げ圧延
段階共に第２表及び第１図に示されているように本発明
に係る変形温度と加工片表面温度での変形度に依存して
ｌバス当たりの変形度（加工度）を選択した。第４表は
第３表に示された５つの異なった鋼が熱間圧延ストリッ
プ（Ｗ）と厚板として仕上げ厚さに圧延された個々の熱
間圧延及び冷却条件を示す。
５Ｉｎ［１１の範囲の厚さを有する粗仕上げスラブを製
造し、次に１１００℃より高い温度に加熱しその温度で
ソーキングした。これらソーキングされたスラブから本
発明の方法によって熱間圧延ストリップと厚板をまずブ
ルームに圧延し次に仕上げ圧延製品を６５０℃未満の温
度に３Ｋ／秒を超えた速度で加速冷却する前に仕上げ厚
さへの仕上げ圧延を行った。ブルーム段階と仕上げ圧延
段階共に第２表及び第１図に示されているように本発明
に係る変形温度と加工片表面温度での変形度に依存して
ｌバス当たりの変形度（加工度）を選択した。第４表は
第３表に示された５つの異なった鋼が熱間圧延ストリッ
プ（Ｗ）と厚板として仕上げ厚さに圧延された個々の熱
間圧延及び冷却条件を示す。
本発明によって製造されなかったそれに対応する熱間圧
延ストリップと厚板も記載する。第５表は本発明によっ
て製造された熱間圧延ストリップ、及び厚板本発明によ
らず製造された同ストリップ、厚板及び溶体化焼鈍で製
造された同ストリップ、厚板それぞれの結果を互に比較
している。
延ストリップと厚板も記載する。第５表は本発明によっ
て製造された熱間圧延ストリップ、及び厚板本発明によ
らず製造された同ストリップ、厚板及び溶体化焼鈍で製
造された同ストリップ、厚板それぞれの結果を互に比較
している。
もしも第３表に記載された組成を有する圧延ストリップ
及び厚板を本発明の方法である特許請求の範囲第１項に
従ってブルーム化しそして仕上げ圧延し、少なくとも１
００秒で加速冷却されるならば第５表に示されたストリ
ップと厚板は溶体化焼鈍されたストリップと厚板の値に
相当する降伏強度と引張強度を有する。第５表の各コラ
ムに示すように本発明によって製造されたストリップと
厚板は改良された均一で微細粒で実質的に析出のない！
ｒ、［ｌ織とそのストリップと厚板の工程と使用特性に
プラスになる特性を有する。エキスパンションとノンチ
衝撃強度は溶体化焼鈍条件の製品の値に１Ｕ当し、すべ
ての場合ばらつきも狭く、その最小値よりわずか上まわ
っている。
及び厚板を本発明の方法である特許請求の範囲第１項に
従ってブルーム化しそして仕上げ圧延し、少なくとも１
００秒で加速冷却されるならば第５表に示されたストリ
ップと厚板は溶体化焼鈍されたストリップと厚板の値に
相当する降伏強度と引張強度を有する。第５表の各コラ
ムに示すように本発明によって製造されたストリップと
厚板は改良された均一で微細粒で実質的に析出のない！
ｒ、［ｌ織とそのストリップと厚板の工程と使用特性に
プラスになる特性を有する。エキスパンションとノンチ
衝撃強度は溶体化焼鈍条件の製品の値に１Ｕ当し、すべ
ての場合ばらつきも狭く、その最小値よりわずか上まわ
っている。
本発明にはよらないが第５表に記載された比較例に特に
示すように、本発明に係る工程８ａ）（ブルーム化段階
）、ａｂ）（仕上げ圧延段階）、ａｃ）（仕上げ圧延温
度）及びｂ）（加速冷却）が個々に又は組合せて観察さ
れないならばその方法は高強度、特に高降伏点と低エキ
スパンジゴンで表面クランクと粗粒混合組織の製品にな
る。
示すように、本発明に係る工程８ａ）（ブルーム化段階
）、ａｂ）（仕上げ圧延段階）、ａｃ）（仕上げ圧延温
度）及びｂ）（加速冷却）が個々に又は組合せて観察さ
れないならばその方法は高強度、特に高降伏点と低エキ
スパンジゴンで表面クランクと粗粒混合組織の製品にな
る。
特に比較例１，７と３，６で示すように、第１図曲線Ａ
で示された変形度より主に低い変形バスの変形度を有し
たブルーム化段階での圧延は製品に有害な表面クラック
となる。この理由のみから得られたストリップと厚板は
使用できない。これらの場合必要な降伏点、引張り強度
、エキスパンションのいづれも調整できない。この点で
その製品は溶体化焼鈍条件の製品のスペクトル特性と異
なる機械的特性を有する。
で示された変形度より主に低い変形バスの変形度を有し
たブルーム化段階での圧延は製品に有害な表面クラック
となる。この理由のみから得られたストリップと厚板は
使用できない。これらの場合必要な降伏点、引張り強度
、エキスパンションのいづれも調整できない。この点で
その製品は溶体化焼鈍条件の製品のスペクトル特性と異
なる機械的特性を有する。
他方、すでにヨーロッパ特許０１４４６９４号で知られ
ているように高温での再結晶範囲の圧延は熱間圧延スト
リップと厚板に必要な特性を調整するには不十分である
。第４表の比較例１，８．３．８及び４．８と第５表の
降伏点、引張り強度、エキスパンション及びノンチの衝
撃強度（これらの場合本発明ではａａ）の工程）の関連
値とで示されるように、もしも特許請求の範囲の特１ｒ
ｌａｂ）で述べられた本発明の圧延条件が合わないなら
ば特に実質的に高い降伏点と低い膨張（エキスパンショ
ン）を得る。従って大事な点は製品が再結晶範囲一すわ
なち第１図の曲線Ａで示された変形度より大きい変形度
で圧延されないのみならず、特に仕上げた圧延段階で特
許請求の範囲第１項に記載された本発明の二［程ａｂ）
とａｃ）が必要であることである。
ているように高温での再結晶範囲の圧延は熱間圧延スト
リップと厚板に必要な特性を調整するには不十分である
。第４表の比較例１，８．３．８及び４．８と第５表の
降伏点、引張り強度、エキスパンション及びノンチの衝
撃強度（これらの場合本発明ではａａ）の工程）の関連
値とで示されるように、もしも特許請求の範囲の特１ｒ
ｌａｂ）で述べられた本発明の圧延条件が合わないなら
ば特に実質的に高い降伏点と低い膨張（エキスパンショ
ン）を得る。従って大事な点は製品が再結晶範囲一すわ
なち第１図の曲線Ａで示された変形度より大きい変形度
で圧延されないのみならず、特に仕上げた圧延段階で特
許請求の範囲第１項に記載された本発明の二［程ａｂ）
とａｃ）が必要であることである。
第４図と第５図かられかるように、溶体化焼鈍状態と比
較して改良された均一で微細粒組織が、もしもその圧延
条件が特許請求の範囲第２項と第３項に従った熱間圧延
ストリップと特許請求の範囲第２項と第４項に従った厚
板の仕上げ圧延段階で行われるならば、得られる。他方
、もしも仕上げ圧延段階で熱間圧延条件が特許請求の範
囲第１項に記載された工程ａｃ）に加え特徴ａｂ）に合
えば一般に著しく微細な粒子組織が得られるがわずかな
割合で粗い粒子も含有する。これらの場合ではまた本発
明により得られた熱間圧延ストリップと厚板は溶体化焼
鈍条件の製品に匹敵する機械的特性と耐食性値を有する
。
較して改良された均一で微細粒組織が、もしもその圧延
条件が特許請求の範囲第２項と第３項に従った熱間圧延
ストリップと特許請求の範囲第２項と第４項に従った厚
板の仕上げ圧延段階で行われるならば、得られる。他方
、もしも仕上げ圧延段階で熱間圧延条件が特許請求の範
囲第１項に記載された工程ａｃ）に加え特徴ａｂ）に合
えば一般に著しく微細な粒子組織が得られるがわずかな
割合で粗い粒子も含有する。これらの場合ではまた本発
明により得られた熱間圧延ストリップと厚板は溶体化焼
鈍条件の製品に匹敵する機械的特性と耐食性値を有する
。
全体として本発明の実験的実施例と第４表と第５表に示
された比較例は本発明の方法により、第１表に示された
組成を有する耐熱鋼とニッケルを基本とする可鍛合金の
熱間圧延ストリップと厚板が５ないし６０＋＋ｕ好まし
くは８ないし４０１ｎｌの範囲の仕上げ厚さと、しかも
溶体化焼鈍条件で対応するストリップと厚板のスペクト
ル特性に対応するスペクトル特性とを持って製造され得
る。同時に本発明に係るストリップと厚板は均一で微細
粒でしかも実質的に析出のない組織を有し、その機械加
工及び使用特性を更に改良する。特に本発明に係る方法
は約５１１Ｉ［１１より厚い仕上げ厚さを有する特に熱
間圧延ストリップを、後続の溶体化焼鈍がなく次に加速
冷却が行われる制御された熱間圧延による非常に単純な
安価な方法で製造できる。
された比較例は本発明の方法により、第１表に示された
組成を有する耐熱鋼とニッケルを基本とする可鍛合金の
熱間圧延ストリップと厚板が５ないし６０＋＋ｕ好まし
くは８ないし４０１ｎｌの範囲の仕上げ厚さと、しかも
溶体化焼鈍条件で対応するストリップと厚板のスペクト
ル特性に対応するスペクトル特性とを持って製造され得
る。同時に本発明に係るストリップと厚板は均一で微細
粒でしかも実質的に析出のない組織を有し、その機械加
工及び使用特性を更に改良する。特に本発明に係る方法
は約５１１Ｉ［１１より厚い仕上げ厚さを有する特に熱
間圧延ストリップを、後続の溶体化焼鈍がなく次に加速
冷却が行われる制御された熱間圧延による非常に単純な
安価な方法で製造できる。
第１図は変形度と変形温度の関係を示す図である。
図面の浄書（内容に変更なし上。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、単体ブロック鋳造からスラブを製造することによっ
てあるいは連続鋳造をして１１００℃を超えた温度にス
ラブを加熱し、スラブの熱間圧延をし、最終厚さに圧延
した製品の加速冷却によって５ないし６０ｍｍの範囲の
最終厚さを有するステンレス及び耐熱鋼又はニッケルを
基本とする可鍛合金から熱間圧延ストリップ又は厚板の
製造方法において、ａ）加熱されたスラブが中断されず
に圧延され、ａａ）スラブの厚さ方向の１パス当たりの
変形度が該製品の表面温度に依存して第１図曲線Ａによ
って示された変形度より大きい変形パスを主にしてスラ
ブの初めの厚さの最大１／６にまず圧延され、ａｂ）次
にスラブの厚さ方向の１パス当たりの変形度が該製品の
表面温度とパラメータとして２つの近接パス間の休止に
依存して第１図曲線Ｂ１又は曲線Ｂ２によって示された
変形度より大きい変形パスを主にして仕上げ厚さに仕上
げ圧延され、ａｃ）一方該仕上げ圧延された製品の表面
温度が、該製品が１．０％以下のモリブデンを含有する
場合は１０３０℃以上で、１．０％より多くのモリブデ
ンを含有する場合は１０５０℃以上であり、 ｂ）仕上げ圧延に続く少なくとも１００秒で該製品が３
Ｋ／秒を超えた中心の速度で、６５０℃に等しいかまた
はそれ未満の温度に冷却される、ことを特徴とする熱間
圧延鋼又は厚板の製造方法。 ２、前記加熱されたスラブが初めの厚さの最大１／６に
まず圧延される全ての変形パスが、該製品の表面温度に
依存して、第１図の曲線Ａによって示された変形度より
大きい変形度で変形されることを特徴とする特許請求の
範囲第１項記載の方法。 ３、前記製品が仕上げ厚さに圧延される前記変形パスの
少なくとも２／３の変形パスが、該製品の表面温度とパ
ラメータとしての近接パス間での休止に依存して、第１
図の曲線Ｂ１によって示された変形度より大きい変形度
で変形されることを特徴とする特許請求の範囲第１項又
は第２項記載の方法。 ４、前記製品が仕上げ厚さに圧延される前記変形パスの
少なくとも３／４の変形パスが、該製品の表面温度とパ
ラメータとしての近接パス間での休止に依存して、第１
図の曲線Ｂ２によって示された変形度より大きい変形度
で変形されることを特徴とする特許請求の範囲第１項又
は第２項記載の方法。 ５、前記仕上げ圧延された製品が加速冷却に続く大気又
は室温でゆっくり冷却されることを特徴とする特許請求
の範囲第１項から第４項迄のいずれか１項に記載の方法
。 ６、前記仕上げ圧延製品が、もし耐熱フェライト、マル
テンサイト、オーステナイト−フェライト鋼である場合
、４００℃に等しいかそれ未満の温度に加速冷却される
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項から第５項まで
のいずれか１項に記載の方法。 ７、前記仕上げ圧延製品の表面温度が、もしもフェライ
ト又はマルテンサイトステンレス及び耐熱鋼である場合
であって、その製品が１．０％以下のモリブデンを含有
する場合は９８０℃以上で、１．０％を超えたモリブデ
ンを含有する場合１０００℃以上であることを特徴とす
る特許請求の範囲第１項から第６項までのいずれか１項
に記載の方法。 ８、前記スラブが最大０．３５％Ｃ、最大２．５％Ｍｎ
、最大１．５％Ｓｉ、最大３．０％Ｎｉ、６．０ないし
３０．０％Ｃｒ、最大３．０％Ｍｏ、残部鉄及び不可避
不純物からなるフェライト又はマルテンサイトステンレ
ス及び耐熱鋼から製造されることを特徴とする特許請求
の範囲第１項から第７項までのいずれか１項に記載の方
法。 ９、最大１．５％Ｔｉ、最大１．５％Ｔａ及び／又はＮ
ｂ、最大１．５％Ａｌ、最大０．５％Ｎ、最大０．５％
Ｖ及び最大０．５％Ｓが前記フェライト又はオーステナ
イトステンレス及び耐熱鋼に個々に又は組合せて付加的
に合金化せしめられることを特徴とする特許請求の範囲
第８項に記載の方法。 １０、前記スラブが最大０．０５％Ｃ、最大１０．０％
Ｍｎ、最大１．５％Ｓｉ、４．０ないし７％Ｎｉ、１０
．０ないし３０．０％Ｃｒ、最大５．０％Ｍｏ、残部鉄
及び不可避不純物からなるフェライト又はマルテンサイ
トステンレス及び耐熱鋼であることを特徴とする特許請
求の範囲第１項から第６項までのいずれか１項に記載の
方法。 １１、最大１．５％Ｔｉ、最大１．５％Ｔａ及び／又は
Ｎｂ、最大５．０％Ｃｕ、最大０．５％Ａｌ、最大０．
５％Ｎが前記フェライト又はオーステナイトステンレス
及び耐熱鋼に個々に又は組合せて付加的に合金化せしめ
られることを特徴とする特許請求の範囲第１０項記載の
方法。 １２、前記スラブが最大０．１％Ｃ、最大４．０％Ｍｎ
、最大４．０％Ｓｉ、１０．０ないし３０．０％Ｃｒ、
最大１０．０％Ｍｏ、残部ニッケル及び不可避的不純物
からなるニッケルを基本とする可鍛合金から製造される
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項から第５項まで
のいずれか１項に記載の方法。 １３、最大１．５％Ｔｉ、最大１．５％Ｔａ及び／又は
Ｎｂ、最大５．０％Ｃｕ、最大０．５％Ａｌ、最大０．
５％Ｎ、及び最大４５．０％Ｆｅがニッケルを基本とす
る可鍛合金に対して個々に又は組合せて合金化せしめら
れることを特徴とする特許請求の範囲第１２項記載の方
法。 １４、前記スラブが、最大０．１５％Ｃ、最大２０．０
％Ｍｎ、最大４．０％Ｓｉ、最大３５．０％Ｎｉ、１０
．０ないし３０．０％Ｃｒ、及び最大７．０％Ｍｏ、残
部鉄及び不可避不純物からなるオーステナイト系ステン
レス耐熱鋼から製造されることを特徴とする特許請求の
範囲第１項から第５項までのいずれか１項に記載の方法
。 １５、最大１．５％Ｔｉ、最大１．５％Ｔａ及び／又は
Ｎｂ、最大５．０％Ｃｕ、最大１．０％Ａｌ、最大０．
５％Ｎ、最大１．０％Ｖ及び最大０．３％Ｓがオーステ
ナイトステンレス、耐熱鋼に対して個々に又は組合せて
合金化せしめられることを特徴とする特許請求の範囲第
１４項記載の方法。 １６、前記スラブが最大３．０％Ｓｉ、７．０ないし３
５．０％Ｎｉ、最大０．５％Ａｌ及び最大０．０３５％
Ｓを有するオーステナイトステンレス、耐熱鋼から製造
されることを特徴とする特許請求の範囲第１４項又は第
１５項記載の方法。 １７、前記オーステナイトステンレス、耐熱鋼が７．０
ないし２０．０％Ｎｉ、１５．０ないし２５．０％Ｃｒ
及び最大５．０％Ｍｏと合金化せしめられることを特徴
とする特許請求の範囲第１６項記載の方法。 １８、使用されるオーステナイトステンレス及び耐熱鋼
のデルタフェライト含有量が鋼に添加された合金元素Ｎ
ｉ、Ｎ、Ｍｎ及び／又はＣｕの量をコントロールするこ
とによって１０％未満の値に調節されることを特徴とす
る特許請求の範囲第１７項記載の方法。
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