JP2863541B2 - 薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、薄肉鋳造法を用いたCr系ステンレス鋼薄
板の製造方法に関する。
板の製造方法に関する。
（従来の技術） ステンレス鋼薄板は、たとえば特開昭55−97430号公
報に開示されているように、連続鋳造プロセスによって
得られた厚さ200mm前後の鋳片を、直接粗圧延するかあ
るいは1200℃程度の温度に加熱した後、熱間圧延して熱
延板とし、これをベル型の焼鈍炉により熱延板焼鈍を施
して、冷間圧延、仕上げ焼鈍を施して製品とされてい
る。
報に開示されているように、連続鋳造プロセスによって
得られた厚さ200mm前後の鋳片を、直接粗圧延するかあ
るいは1200℃程度の温度に加熱した後、熱間圧延して熱
延板とし、これをベル型の焼鈍炉により熱延板焼鈍を施
して、冷間圧延、仕上げ焼鈍を施して製品とされてい
る。
しかし、このようにして製造されたCr系ステンレス鋼
冷延鋼板は、プレス加工などの成形加工が施されると、
圧延方向と平行にリジングと呼称される表面凹凸が生じ
る。この現象は鋳片の凝固組織、すなわち粗大な柱状晶
に起因すると考えられ、これを防止する方法として、成
分組成、鋳造温度、電磁撹拌などの手段により凝固組織
を改善したり、あるいは熱間圧延条件や熱処理条件を制
御するなどの方法が用いられてきた。
冷延鋼板は、プレス加工などの成形加工が施されると、
圧延方向と平行にリジングと呼称される表面凹凸が生じ
る。この現象は鋳片の凝固組織、すなわち粗大な柱状晶
に起因すると考えられ、これを防止する方法として、成
分組成、鋳造温度、電磁撹拌などの手段により凝固組織
を改善したり、あるいは熱間圧延条件や熱処理条件を制
御するなどの方法が用いられてきた。
たとえば、特開昭58−32568号公報では、鋳造工程に
おいて凝固殻の成長速度を0.8mm/sec以上に保持しつつ
凝固を完了させる方法が提案されている。
おいて凝固殻の成長速度を0.8mm/sec以上に保持しつつ
凝固を完了させる方法が提案されている。
一方、鋳造板厚を薄手化することにより凝固組織を細
粒化し、前記リジングの発生を防止する方法が提案され
ている。
粒化し、前記リジングの発生を防止する方法が提案され
ている。
たとえば、特開昭62−54017号公報では、板厚を30mm
もしくは10mm以下に鋳造した後、所定の冷却あるいは加
工、熱処理を施すことにより、Cr系ステンレス鋼のリジ
ング特性を向上させることが提案されている。
もしくは10mm以下に鋳造した後、所定の冷却あるいは加
工、熱処理を施すことにより、Cr系ステンレス鋼のリジ
ング特性を向上させることが提案されている。
また、特開昭62−176649号公報では、単ロール、双ロ
ール法を用いて板厚を5mm以下に鋳造した後、焼鈍、冷
延及び焼鈍を施すことにより、ローピングのないフェラ
イト系ステンレス鋼を製造する方法が提案されている。
ール法を用いて板厚を5mm以下に鋳造した後、焼鈍、冷
延及び焼鈍を施すことにより、ローピングのないフェラ
イト系ステンレス鋼を製造する方法が提案されている。
（発明が解決しようとする課題） 従来の技術では、連続鋳造によって鋳片を作る際に冷
却速度が遅いために、柱状晶ならびに等軸晶の粗大化を
十分に抑制することができず、また熱間圧延時の再結晶
挙動が緩慢なため、かかる板厚200mm程度の鋳片を用い
た場合リジングの発生を抑制することは困難であった。
却速度が遅いために、柱状晶ならびに等軸晶の粗大化を
十分に抑制することができず、また熱間圧延時の再結晶
挙動が緩慢なため、かかる板厚200mm程度の鋳片を用い
た場合リジングの発生を抑制することは困難であった。
一方、鋳片を薄手化してリジングを抑制する方法は、
単に板厚を薄くするだけでは、圧減比が低下するために
凝固組織の破壊が困難になり、かえってリジング特性は
劣化する。
単に板厚を薄くするだけでは、圧減比が低下するために
凝固組織の破壊が困難になり、かえってリジング特性は
劣化する。
本発明は、従来技術におけるかかる問題を解決し、薄
肉鋳造法によって、加工性に優れ、リジングの少ないCr
系ステンレス鋼薄板を製造する方法を提供することを目
的としてなされた。
肉鋳造法によって、加工性に優れ、リジングの少ないCr
系ステンレス鋼薄板を製造する方法を提供することを目
的としてなされた。
（課題を解決するための手段） 本発明は、重量比でCr:8〜30％、C:0.001〜0.5％、S
i:5.0％以下、Mn:5.0％以下、Al:0.001〜0.5％、N:0.00
1〜0.5％、残部は実質的にFeからなる合金溶鋼を厚さ10
mm以下に鋳造した鋼帯を、700℃以上γ相析出温度域以
下で３秒以上30分以内の保定を行いα＋γ相からα＋炭
化物相に変態せしめた後、当該温度域で20％以上の圧延
加工を施す過程と、ついで当該温度域で３秒以上30分以
内の保定を施す過程か、あるいは700℃以上1000℃以下
の温度域で焼鈍や捲取処理を行う過程を有し、その後冷
間圧延、焼鈍を行うことを特徴とするCr系ステンレス鋼
薄板の製造方法である。
i:5.0％以下、Mn:5.0％以下、Al:0.001〜0.5％、N:0.00
1〜0.5％、残部は実質的にFeからなる合金溶鋼を厚さ10
mm以下に鋳造した鋼帯を、700℃以上γ相析出温度域以
下で３秒以上30分以内の保定を行いα＋γ相からα＋炭
化物相に変態せしめた後、当該温度域で20％以上の圧延
加工を施す過程と、ついで当該温度域で３秒以上30分以
内の保定を施す過程か、あるいは700℃以上1000℃以下
の温度域で焼鈍や捲取処理を行う過程を有し、その後冷
間圧延、焼鈍を行うことを特徴とするCr系ステンレス鋼
薄板の製造方法である。
すなわち、本発明は薄肉鋳片鋳造に際し、板厚を10mm
以下に鋳造した後、オーステナイト相析出温度域以下に
おいて保定、圧延加工、更に保定や焼鈍あるいは捲き取
り処理を行うことにより組織を細粒化した帯に、冷間圧
延、仕上げ焼鈍を施す薄肉鋳造法を用いたCr系ステンレ
ス鋼薄板の製造方法である。
以下に鋳造した後、オーステナイト相析出温度域以下に
おいて保定、圧延加工、更に保定や焼鈍あるいは捲き取
り処理を行うことにより組織を細粒化した帯に、冷間圧
延、仕上げ焼鈍を施す薄肉鋳造法を用いたCr系ステンレ
ス鋼薄板の製造方法である。
以下に本発明を詳細に説明する。
従来の連続鋳造法によるCr系ステンレス鋼薄板の製造
においては、連続鋳造によって鋳片を作る際に冷却速度
が遅いために、柱状晶ならびに等軸晶の粗大化を十分に
抑制することができなかった。またフェライト系ステン
レス鋼はα相で凝固し、室温まで冷却される途中の高温
域におていγ相の析出ノーズを横切るために、α相から
α＋γ二相への変態、更にα＋γ二相からα相＋炭化物
への変態がおこり、この二度の変態のために、従来から
フェライト系ステンレス鋼では熱間圧延時の再結晶が遅
れ、凝固組織の破壊が充分に行われないという問題があ
った。
においては、連続鋳造によって鋳片を作る際に冷却速度
が遅いために、柱状晶ならびに等軸晶の粗大化を十分に
抑制することができなかった。またフェライト系ステン
レス鋼はα相で凝固し、室温まで冷却される途中の高温
域におていγ相の析出ノーズを横切るために、α相から
α＋γ二相への変態、更にα＋γ二相からα相＋炭化物
への変態がおこり、この二度の変態のために、従来から
フェライト系ステンレス鋼では熱間圧延時の再結晶が遅
れ、凝固組織の破壊が充分に行われないという問題があ
った。
これは通常の熱間圧延は、表面性状あるいは熱間圧延
時の変形抵抗などの制約によりγ相析出ノーズ温度域で
行われるために、熱間圧延時に導入された歪が再結晶の
駆動力として働く前に、変態により消費されたためであ
る。
時の変形抵抗などの制約によりγ相析出ノーズ温度域で
行われるために、熱間圧延時に導入された歪が再結晶の
駆動力として働く前に、変態により消費されたためであ
る。
従ってこれらの理由から、連続鋳造法で得られる板厚
200mm程度の鋳片を用いた場合、リジングの発生を抑制
することは困難であった。
200mm程度の鋳片を用いた場合、リジングの発生を抑制
することは困難であった。
一方、鋳片を薄手化してリジングを抑制する方法は、
単に板厚を薄くするだけでは、圧減比が低下するために
凝固組織の破壊が困難になり、かえってリジング特性は
劣化した。
単に板厚を薄くするだけでは、圧減比が低下するために
凝固組織の破壊が困難になり、かえってリジング特性は
劣化した。
本発明者等は、薄肉鋳造法を用いたCr系ステンレス鋼
薄板の製造方法について研究を重ねた結果、Cr系ステン
レス鋼薄板のリジング特性の改善のためには、成品板の
コロニー（近似した方位を有する結集粒の集団）のサイ
ズを小さくかつランダムに分散させ、結晶粒径も比較的
小さくすることが必要である。
薄板の製造方法について研究を重ねた結果、Cr系ステン
レス鋼薄板のリジング特性の改善のためには、成品板の
コロニー（近似した方位を有する結集粒の集団）のサイ
ズを小さくかつランダムに分散させ、結晶粒径も比較的
小さくすることが必要である。
そのためには板厚を10mm以下に鋳造した鋳片を、700
℃以上γ相析出温度域以下において、まず熱間圧延前に
３秒以上30分以内の保定を行うことにより、α＋γ相か
らα＋炭化物相への変態を完了させ、ついで20％以上の
熱間圧延を行い、更に温度を低下させることなく上記温
度域で３秒以上30分以内の保定を行うか、もしくは700
〜1000℃で捲き取り、あるいは焼鈍を行って充分に再結
晶を起こさせることが必要であることを見いだした。
℃以上γ相析出温度域以下において、まず熱間圧延前に
３秒以上30分以内の保定を行うことにより、α＋γ相か
らα＋炭化物相への変態を完了させ、ついで20％以上の
熱間圧延を行い、更に温度を低下させることなく上記温
度域で３秒以上30分以内の保定を行うか、もしくは700
〜1000℃で捲き取り、あるいは焼鈍を行って充分に再結
晶を起こさせることが必要であることを見いだした。
すなわち薄肉鋳造プロセスにおいては、熱間圧延時に
大きな圧減比を取れないことと、熱間圧延時に起こる二
度の変態のために、再結晶による凝固組織の破壊が充分
に行われない。そこで熱間圧延の前後に保定を行うこと
や、焼鈍や捲き取り処理により再結晶を進行させようと
いうものである。
大きな圧減比を取れないことと、熱間圧延時に起こる二
度の変態のために、再結晶による凝固組織の破壊が充分
に行われない。そこで熱間圧延の前後に保定を行うこと
や、焼鈍や捲き取り処理により再結晶を進行させようと
いうものである。
鋳片厚さを、10mm以下とすることにより凝固組織を比
較的細粒化することができ、更に、700℃以上γ相析出
温度域以下での保定、熱間圧延、更に保定や捲き取りあ
るいは焼鈍による再結晶で充分な細粒化が図れるが、鋳
片厚が10mmを越えると凝固組織が粗大化し、また熱間圧
延に費やすエネルギーも多大になりメリットが小さくな
るために、鋳片厚は10mm以下が望ましい。
較的細粒化することができ、更に、700℃以上γ相析出
温度域以下での保定、熱間圧延、更に保定や捲き取りあ
るいは焼鈍による再結晶で充分な細粒化が図れるが、鋳
片厚が10mmを越えると凝固組織が粗大化し、また熱間圧
延に費やすエネルギーも多大になりメリットが小さくな
るために、鋳片厚は10mm以下が望ましい。
鋳片板厚は、希望する成品板厚と必要な熱間圧延率及
び冷間圧延率から決定されるべきである。また熱延率を
20％以上としたのは、それ以下の熱延率では充分な再結
晶が起こらないために下限を20％とした。
び冷間圧延率から決定されるべきである。また熱延率を
20％以上としたのは、それ以下の熱延率では充分な再結
晶が起こらないために下限を20％とした。
熱間圧延前に700以上γ相析出温度以下で保定する理
由は、γ相を充分に分解させることを目的としている。
熱間圧延前の保定温度を700℃以上γ相析出温度域以下
としたのは、700℃以下では変態がすみやかに行われ
ず、またγ相析出温度域ではγ相が残存するためであ
る。
由は、γ相を充分に分解させることを目的としている。
熱間圧延前の保定温度を700℃以上γ相析出温度域以下
としたのは、700℃以下では変態がすみやかに行われ
ず、またγ相析出温度域ではγ相が残存するためであ
る。
また保定時間を３秒以上30分以内としたのは、３秒未
満では変態が充分に行われず、また30分以上では粒成長
が起こり粒が粗大化するために３秒以上30分以内とし
た。
満では変態が充分に行われず、また30分以上では粒成長
が起こり粒が粗大化するために３秒以上30分以内とし
た。
熱間圧延後の保定及び700℃以上1000℃以下で焼鈍あ
るいは捲き取りを行う理由は、再結晶により深絞り性お
よびリジング特性を向上させることを目的としている。
熱間圧延後の保定温度を700℃以上γ相析出温度域以下
としたのは、700℃以下では再結晶が充分に行われず、
またγ相析出温度域ではγ相が残存するためである。
るいは捲き取りを行う理由は、再結晶により深絞り性お
よびリジング特性を向上させることを目的としている。
熱間圧延後の保定温度を700℃以上γ相析出温度域以下
としたのは、700℃以下では再結晶が充分に行われず、
またγ相析出温度域ではγ相が残存するためである。
また保定時間を３秒以上30分以内としたのは、３秒未
満では再結晶が充分に行われず、また30分以上では粒成
長が起こり粒が粗大化するために３秒以上30分以内とし
た。
満では再結晶が充分に行われず、また30分以上では粒成
長が起こり粒が粗大化するために３秒以上30分以内とし
た。
また熱延後保定を行わずに再結晶を起こさせるために
は、捲き取ったコイルを700℃以上1000℃以下で焼鈍し
てから冷間圧延に供してもよいし、焼鈍を行う代わりに
700℃以上1000℃以下の温度域で捲き取ってから冷間圧
延に供してもよい。この場合焼鈍は700℃以下では再結
晶が充分に行われず、1000℃以上ではγ相が析出する温
度域になるために、700℃以上1000℃以下で行うのが望
ましい。また捲き取りも同様の理由により700℃以上100
0℃以下で行うのが望ましい。
は、捲き取ったコイルを700℃以上1000℃以下で焼鈍し
てから冷間圧延に供してもよいし、焼鈍を行う代わりに
700℃以上1000℃以下の温度域で捲き取ってから冷間圧
延に供してもよい。この場合焼鈍は700℃以下では再結
晶が充分に行われず、1000℃以上ではγ相が析出する温
度域になるために、700℃以上1000℃以下で行うのが望
ましい。また捲き取りも同様の理由により700℃以上100
0℃以下で行うのが望ましい。
次に本発明の出発材の成分限定理由について説明す
る。
る。
Crを８％以上としたのは、これ未満のCr量では耐食性
が劣るためである。Crの添加量が増すほど耐食性は向上
するが30％を超えると効果が少なく、かつ冷延性も劣化
し、経済性を考慮するとこれ以上のCr量は好ましくない
ので30％を上限とした。
が劣るためである。Crの添加量が増すほど耐食性は向上
するが30％を超えると効果が少なく、かつ冷延性も劣化
し、経済性を考慮するとこれ以上のCr量は好ましくない
ので30％を上限とした。
Siは脱酸材として必要であるが、5.0％を超えて添加
すると熱間加工性を著しく阻害するので、5.0％以下と
した。
すると熱間加工性を著しく阻害するので、5.0％以下と
した。
Mnは脱硫、脱酸材として必要であるが、5.0％超に添
加してもその効果が飽和して経済的でないので、5.0％
以下とした。
加してもその効果が飽和して経済的でないので、5.0％
以下とした。
Ｃを0.001％以上としたのは、これ未満のＣ量の出発
材を溶製することは、通常の方法では困難なので、0.00
1％以上とした。Ｃは添加量が多いほどリジング特性が
向上するが、0.5％を超えて添加すると冷延性やｒ値が
劣化するので上限を0.5％とした。
材を溶製することは、通常の方法では困難なので、0.00
1％以上とした。Ｃは添加量が多いほどリジング特性が
向上するが、0.5％を超えて添加すると冷延性やｒ値が
劣化するので上限を0.5％とした。
Alは添加量が多いほどｒ値が向上するが、0.5％を越
えて添加しても効果は飽和し、経済的でないので上限を
0.5％としたもので、下限を0.001％としたのは、これ未
満のAl量ではO2が著しく増し、好ましくないので下限を
0.001％としたものである。
えて添加しても効果は飽和し、経済的でないので上限を
0.5％としたもので、下限を0.001％としたのは、これ未
満のAl量ではO2が著しく増し、好ましくないので下限を
0.001％としたものである。
Ｎは添加量が多いほどリジング特性が向上するが、0.
5％を超えて添加するとブリスター等が発生するので上
限を0.5％としたものであり、下限を0.001％としたの
は、Ｎの添加量が少ないほどｒ値が向上して好ましい
が、0.001％未満は通常の方式では溶製できないので0.0
01％を下限としたものである。
5％を超えて添加するとブリスター等が発生するので上
限を0.5％としたものであり、下限を0.001％としたの
は、Ｎの添加量が少ないほどｒ値が向上して好ましい
が、0.001％未満は通常の方式では溶製できないので0.0
01％を下限としたものである。
実施例 １ 第１表に示す成分のCr系ステンレス鋼を銅製双ロール
を用いて板厚3mmに鋳造した薄肉鋳片を、950℃で10分間
保定して熱間圧延を行った。その後、直ちに均熱炉に装
入して950℃で５分間保定を行い、ついで600℃×１時間
の捲き取り処理を行った。
を用いて板厚3mmに鋳造した薄肉鋳片を、950℃で10分間
保定して熱間圧延を行った。その後、直ちに均熱炉に装
入して950℃で５分間保定を行い、ついで600℃×１時間
の捲き取り処理を行った。
また熱延後、750℃×１時間の捲き取り処理、あるい
は840℃×４時間の焼鈍を行った。
は840℃×４時間の焼鈍を行った。
得られた熱延板を酸洗、80％冷延及び875℃×１分の
焼鈍を行った後、引張り、ｒ値及びリジング試験を行っ
た。
焼鈍を行った後、引張り、ｒ値及びリジング試験を行っ
た。
熱延条件を第２表に示す。
第３表に試験結果を示す。
本発明鋼であるＡ〜Ｄ鋼は優れた引張り、ｒ値、リジ
ング特性を示したが、熱延後の保定を行わなかったＥ鋼
ではリジング特性が悪く、また熱延前の保定を行わなか
ったＦ鋼も、やはりリジング特性が悪かった。
ング特性を示したが、熱延後の保定を行わなかったＥ鋼
ではリジング特性が悪く、また熱延前の保定を行わなか
ったＦ鋼も、やはりリジング特性が悪かった。
実施例 ２ 第４表に示す成分のCr系ステンレス鋼を鋳鉄製鋳型を
用いて板厚４〜10mmの範囲に鋳造した薄肉鋳片を、950
℃で10分間保定して熱間圧延を行った。その後、直ちに
均熱炉に装入して950℃で５分間保定を行い、ついで600
℃×１時間の捲き取り処理を行った。
用いて板厚４〜10mmの範囲に鋳造した薄肉鋳片を、950
℃で10分間保定して熱間圧延を行った。その後、直ちに
均熱炉に装入して950℃で５分間保定を行い、ついで600
℃×１時間の捲き取り処理を行った。
また熱延後、750℃×１時間の捲き取り処理を行っ
た。得られた熱延板を酸洗、80％冷延及び875℃×１分
の焼鈍を行った後、引張り、ｒ値及びリジング試験を行
った。
た。得られた熱延板を酸洗、80％冷延及び875℃×１分
の焼鈍を行った後、引張り、ｒ値及びリジング試験を行
った。
熱延条件を第５表に示す。
第６表に試験結果を示す。
本発明鋼であるＧ〜Ｊ鋼は優れた引張り、ｒ値、リジ
ング特性を示したが、熱延後の保定を行わなかったK,L
鋼ではリジング特性が悪かった。
ング特性を示したが、熱延後の保定を行わなかったK,L
鋼ではリジング特性が悪かった。
（発明の効果） 以上の詳述した通り、本発明によれば、引張り特性、
リジング特性、深絞り性の良好なCr系ステンレス鋼薄板
を、薄肉鋳造法を用いて極めて容易に低コストで製造す
ることができ、工業的な効果は大きい。
リジング特性、深絞り性の良好なCr系ステンレス鋼薄板
を、薄肉鋳造法を用いて極めて容易に低コストで製造す
ることができ、工業的な効果は大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２Ｚ 38/38 38/38
Claims (3)
- 【請求項１】重量比で、 Cr:8〜30％、 C :0.001〜0.5％、 Si:5.0％以下、 Mn:5.0％以下、 Al:0.001〜0.5％、 N :0.001〜0.5％、 残部は実質的にFeからなる合金溶鋼を厚さ10mm以下に鋳
造した鋼帯を、700℃以上γ相析出温度域以下で３秒以
上30分以内の保定を行いα＋γ相からα＋炭化物相に変
態せしめた後、当該温度域で20％以上の圧延加工を施す
過程と、ついで当該温度域で３秒以上30分以内の保定を
施す過程を有し、その後冷間圧延、焼鈍を行うことを特
徴とする薄肉鋳造法を用いたCr系ステンレス鋼薄板の製
造方法。 - 【請求項２】700℃以上γ相析出温度域以下で３秒以上3
0分以内の保定を行いα＋γ相からα＋炭化物相に変態
せしめた後、当該温度域で20％以上の圧延加工を施し、
ついでコイルに捲き取った後に700℃以上1000℃以下の
温度域で焼鈍を行い、その後冷間圧延、焼鈍を行うこと
を特徴とする請求項１記載の薄肉鋳造法を用いたCr系ス
テンレス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項３】700℃以上γ相析出温度域以下で３秒以上3
0分以内の保定を行いα＋γ相からα＋炭化物相に変態
せしめた後、当該温度域で20％以上の圧延加工を施し、
ついで700℃以上1000℃以下でコイルに捲き取り、その
後冷間圧延、焼鈍を行うことを特徴とする請求項１記載
の薄肉鋳造法を用いたCr系ステンレス鋼薄板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7738989A JP2863541B2 (ja) | 1989-03-29 | 1989-03-29 | 薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
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| JP7738989A JP2863541B2 (ja) | 1989-03-29 | 1989-03-29 | 薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02258931A JPH02258931A (ja) | 1990-10-19 |
| JP2863541B2 true JP2863541B2 (ja) | 1999-03-03 |
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|---|---|---|---|
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| JP (1) | JP2863541B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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1989
- 1989-03-29 JP JP7738989A patent/JP2863541B2/ja not_active Expired - Fee Related
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