JPH02263930A - 表面品質が優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
表面品質が優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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- JPH02263930A JPH02263930A JP8479189A JP8479189A JPH02263930A JP H02263930 A JPH02263930 A JP H02263930A JP 8479189 A JP8479189 A JP 8479189A JP 8479189 A JP8479189 A JP 8479189A JP H02263930 A JPH02263930 A JP H02263930A
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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、鋳片と鋳型内壁面間に相対速度差の無い、所
謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳片jνさを製品厚
さに近いサイズとして、Cr −Nl系ステンレス鋼薄
板を製造する方法に関する。
謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳片jνさを製品厚
さに近いサイズとして、Cr −Nl系ステンレス鋼薄
板を製造する方法に関する。
(従来の技術)
従来、連続鋳造法を用いてステンレス鋼薄板を製造する
には、鋳型を鋳造方向に振動させながら厚さ10(la
m以上の鋳片に製造し、得られた鋳片の表面手入れを行
ない、加熱炉において1000℃以上に加熱した後、粗
圧延機および仕上げ圧延機列かちなるホットストリップ
ミルによって熱間圧延を施し、厚さ数龍のホットストリ
ップとしていた。
には、鋳型を鋳造方向に振動させながら厚さ10(la
m以上の鋳片に製造し、得られた鋳片の表面手入れを行
ない、加熱炉において1000℃以上に加熱した後、粗
圧延機および仕上げ圧延機列かちなるホットストリップ
ミルによって熱間圧延を施し、厚さ数龍のホットストリ
ップとしていた。
こうして得られたホットストリップを冷間圧延するに際
しては、最終製品に要求される形状(平坦さ)、材質、
表面性状を確保するために、強い熱間加工を受けたホッ
トストリップを軟化させるための熱延板焼鈍を行なうと
ともに、表面のスケールや疵等を酸洗し更に研削によっ
て除去していた。
しては、最終製品に要求される形状(平坦さ)、材質、
表面性状を確保するために、強い熱間加工を受けたホッ
トストリップを軟化させるための熱延板焼鈍を行なうと
ともに、表面のスケールや疵等を酸洗し更に研削によっ
て除去していた。
従来のプロセスにおいては、長大な熱間圧延設備で、材
料の加熱及び加工のために多大のエネルギーを必要とし
、生産性の面でも優れた製造プロセスとは言い難かった
。また、最終製品は、集合組織が発達し、ユーザーにお
いてプレス加工等を加えるときはその異方性を考慮する
ことが必要となる等使用上の制約も多かった。
料の加熱及び加工のために多大のエネルギーを必要とし
、生産性の面でも優れた製造プロセスとは言い難かった
。また、最終製品は、集合組織が発達し、ユーザーにお
いてプレス加工等を加えるときはその異方性を考慮する
ことが必要となる等使用上の制約も多かった。
そこで、100mm以上の厚さの鋳片をホットストリッ
プに圧延するために、長大な熱間圧延設備と多大なエネ
ルギー、圧延動力を必要とするという問題を解決すべく
、最近、連続鋳造の過程でホットストリップと同等か或
はそれに近いJ’7’さの鋳片(薄帯)を得るプロセス
の研究が進められている。
プに圧延するために、長大な熱間圧延設備と多大なエネ
ルギー、圧延動力を必要とするという問題を解決すべく
、最近、連続鋳造の過程でホットストリップと同等か或
はそれに近いJ’7’さの鋳片(薄帯)を得るプロセス
の研究が進められている。
例えば、[鉄と鋼J ’1115.^197〜°^2
56やrcAMP l5IJJ vog、I、 198
8.1670〜1705において特集された論文に、ホ
ットストリップを連続鋳造によって直接的に得るプロセ
スが開示されている。
56やrcAMP l5IJJ vog、I、 198
8.1670〜1705において特集された論文に、ホ
ットストリップを連続鋳造によって直接的に得るプロセ
スが開示されている。
このような連続鋳造プロセスにあっては、得ようとする
鋳片(ストリップ)のゲージが1〜10市の水準である
ときはツインドラム方式が、また鋳片のゲージが20〜
50龍の水準であるときはツインベルト方式が検討され
ている。
鋳片(ストリップ)のゲージが1〜10市の水準である
ときはツインドラム方式が、また鋳片のゲージが20〜
50龍の水準であるときはツインベルト方式が検討され
ている。
(発明が解決しようとする課rXJ)
この種の方式の連続鋳造プロセスにおいては、最終形状
に近い鋳片を製造し、熱延工程、熱処理工程等の中間段
階を省略又は軽減している。そのため、鋳片の組織、表
面状態舌が製品の材質や表面性状に大きな影響を与える
ことが知られている。
に近い鋳片を製造し、熱延工程、熱処理工程等の中間段
階を省略又は軽減している。そのため、鋳片の組織、表
面状態舌が製品の材質や表面性状に大きな影響を与える
ことが知られている。
すなわち、前述のrCAMP l5IJJ vog、L
、 19118゜1870〜1705において、Cr−
Nj系ステンレス鋼薄阪の材質問題やCr系ステンレス
鋼薄板のりジング現象が述べられている。しかしCr−
N1系ステンレス鋼薄板の表面品質については特に問題
にはされていない。
、 19118゜1870〜1705において、Cr−
Nj系ステンレス鋼薄阪の材質問題やCr系ステンレス
鋼薄板のりジング現象が述べられている。しかしCr−
N1系ステンレス鋼薄板の表面品質については特に問題
にはされていない。
本発明者らが、ストリップ連鋳によるCr −Ni系ス
テンレス鋼薄板製造プロセスを詳細に研究した結果、以
下に具体的に示すように製品にローピングと称される表
面欠陥や光沢むらが発生することが判明した。
テンレス鋼薄板製造プロセスを詳細に研究した結果、以
下に具体的に示すように製品にローピングと称される表
面欠陥や光沢むらが発生することが判明した。
すなわち、S U S 304jI4を基本成分とする
溶鋼を、内部水冷式の双ロール式の連続鋳造試験機によ
って鋳造して、1〜4mmの厚さの薄帯として巻き取っ
た。得られた鋳片(薄帯)を、デスケーリングした後直
接冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して厚さ1〜0.41
の製品Aとした。
溶鋼を、内部水冷式の双ロール式の連続鋳造試験機によ
って鋳造して、1〜4mmの厚さの薄帯として巻き取っ
た。得られた鋳片(薄帯)を、デスケーリングした後直
接冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して厚さ1〜0.41
の製品Aとした。
他方、従来の溶鋼を連続鋳造して100mm以上のJ¥
°さを有する鋳片とし、これを再加熱後、ホットストリ
ップミルによって熱間圧延して3〜6mm厚さの薄帯と
し、冷却して巻き取ったものをデスケーリング後冷間圧
延し、最終焼鈍し、酸洗して厚さ1〜0.4龍の製品B
とした。
°さを有する鋳片とし、これを再加熱後、ホットストリ
ップミルによって熱間圧延して3〜6mm厚さの薄帯と
し、冷却して巻き取ったものをデスケーリング後冷間圧
延し、最終焼鈍し、酸洗して厚さ1〜0.4龍の製品B
とした。
この製品A及び製品Bの表面性状を比較すると、製品A
には、次のような表面欠陥が発生することが判明した。
には、次のような表面欠陥が発生することが判明した。
(1) ローピング・・・冷延時に表面に微細な凹凸
を生じる。
を生じる。
(2)光沢むら・・・冷延・焼鈍・酸洗後に表面に光沢
むらが現われる。
むらが現われる。
他方、製品Bには、このような欠陥が発生していない。
したがって、これらの製品の表面性状に関する問題は、
オーステナイト系ステンレス溶鋼から最終形状に近い薄
肉鋳片を鋳造し冷延する場合に生じる特有の問題であり
、 N、 N、 S鋳造の本質的欠点である。
オーステナイト系ステンレス溶鋼から最終形状に近い薄
肉鋳片を鋳造し冷延する場合に生じる特有の問題であり
、 N、 N、 S鋳造の本質的欠点である。
本発明者らは、これらの表面性状に関する問題の原因を
詳細に検討した結果、冷間圧延前の祠料のγ粒が501
1n以上に大きい場合や、Cr系炭化物の析出する温度
域で薄肉鋳片の冷却が不十分の場合、これらの表面欠陥
が生じることを解明した。
詳細に検討した結果、冷間圧延前の祠料のγ粒が501
1n以上に大きい場合や、Cr系炭化物の析出する温度
域で薄肉鋳片の冷却が不十分の場合、これらの表面欠陥
が生じることを解明した。
そして、これらの表面欠陥を防止するために、溶鋼を凝
固・冷却する過程において溶鋼成分と冷却条件に改良を
加え、冷間圧延前の平均γ粒径を5011In以下とし
、かつCr系炭化物を析出させず、良好な表面性状を得
るCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法を発明した
。
固・冷却する過程において溶鋼成分と冷却条件に改良を
加え、冷間圧延前の平均γ粒径を5011In以下とし
、かつCr系炭化物を析出させず、良好な表面性状を得
るCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法を発明した
。
例えば凝固後1200℃まで100℃/sec以上の冷
速で冷却する方法及び成分調整により、δ−F e c
、iを一2〜lO%とする方法(特願昭63−2214
71号)、更には結晶粒微細化元素を0.01〜1モル
%添加する方法である。
速で冷却する方法及び成分調整により、δ−F e c
、iを一2〜lO%とする方法(特願昭63−2214
71号)、更には結晶粒微細化元素を0.01〜1モル
%添加する方法である。
しかし、1400〜1200℃までの冷却条件を100
℃/ see以上と凝固直後極力高温から冷却開始して
、γ粒の成長を抑制しているため、鋳片板厚が厚い場合
や板幅が広い場合においては、設備面で十分な均一冷却
を得ることが工業的に困難である。
℃/ see以上と凝固直後極力高温から冷却開始して
、γ粒の成長を抑制しているため、鋳片板厚が厚い場合
や板幅が広い場合においては、設備面で十分な均一冷却
を得ることが工業的に困難である。
そこで、本発明は、鋳片の冷却の制御と成分調整によっ
て、γ粒径を小さくすると共に、冷延工程や最終焼鈍後
の調質圧延工程を活用して、安定的に優れた表面品質の
Cr−N1系ステンレス鋼薄板を製造する方法を提起す
るものである。
て、γ粒径を小さくすると共に、冷延工程や最終焼鈍後
の調質圧延工程を活用して、安定的に優れた表面品質の
Cr−N1系ステンレス鋼薄板を製造する方法を提起す
るものである。
(課題を解決するための手段)
本発明の要旨は、Cr−Ni系ステンレス鋼をδ−Fe
cal?(%) −3(Cr+ 1.5s1+Mo+2
TI+Nb) −2,8(N1+0.5Mn+0.5C
u)−84(C+N) −19,8(vL%)で定義さ
れるδ−F e cagを一2〜IO%とした溶鋼を、
鋳型壁面が鋳片と同期して移動する連続鋳造機によって
、厚さlO關以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、得られた
鋳片を凝固温度以下の可及的高温から冷却を開始して、
該鋳片の復熱を抑えつつ50℃/sec以上の冷却速度
で1200℃まで冷却して鋳片のγ粒の成長を抑制し、
次いで1200℃から60O℃までの温度域を10℃/
sec以上の冷却速度で冷却して巻取り、該鋳片を酸洗
後、温間圧延、冷間圧延の1種または2種を施こし焼鈍
・酸洗或いは光輝焼鈍し、調質圧延工程で圧延の伸び率
を0.2〜2.5%の範囲でコントロールし、表面の光
沢向上と共に表面凹凸を改善しローピングを低減するこ
とを特徴とする表面品質が優れたCr−N1系ステンレ
ス鋼薄板の製造方法である。
cal?(%) −3(Cr+ 1.5s1+Mo+2
TI+Nb) −2,8(N1+0.5Mn+0.5C
u)−84(C+N) −19,8(vL%)で定義さ
れるδ−F e cagを一2〜IO%とした溶鋼を、
鋳型壁面が鋳片と同期して移動する連続鋳造機によって
、厚さlO關以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、得られた
鋳片を凝固温度以下の可及的高温から冷却を開始して、
該鋳片の復熱を抑えつつ50℃/sec以上の冷却速度
で1200℃まで冷却して鋳片のγ粒の成長を抑制し、
次いで1200℃から60O℃までの温度域を10℃/
sec以上の冷却速度で冷却して巻取り、該鋳片を酸洗
後、温間圧延、冷間圧延の1種または2種を施こし焼鈍
・酸洗或いは光輝焼鈍し、調質圧延工程で圧延の伸び率
を0.2〜2.5%の範囲でコントロールし、表面の光
沢向上と共に表面凹凸を改善しローピングを低減するこ
とを特徴とする表面品質が優れたCr−N1系ステンレ
ス鋼薄板の製造方法である。
(作 用)
以下に本発明の詳細な説明する。
薄肉連鋳において、鋳片の凝固から1200℃までの冷
却速度を100℃/sec以上にしてγ粒を微細化させ
る方法は極めて有効である。しかし工業的には、冷却設
備として板厚の変動、板幅の変動に対応して十分に均一
冷却が可能か否かは適切な冷却設備の開発が出来るか否
かにかかっている。必要な冷却の程度を緩和する技術が
設備面から望まれている。
却速度を100℃/sec以上にしてγ粒を微細化させ
る方法は極めて有効である。しかし工業的には、冷却設
備として板厚の変動、板幅の変動に対応して十分に均一
冷却が可能か否かは適切な冷却設備の開発が出来るか否
かにかかっている。必要な冷却の程度を緩和する技術が
設備面から望まれている。
本発明者らは既にローピング現象を詳細に検討し、既に
述べた鋳片製造時にγ粒を微細化する技術と合わせて、
冷延工程で表面品質の向上をはかるべく詳細に検討した
結果、冷延ロールの硬質化や最終焼鈍後の調圧工程にお
いても、ローピングの改善が顕著であることが判明した
。
述べた鋳片製造時にγ粒を微細化する技術と合わせて、
冷延工程で表面品質の向上をはかるべく詳細に検討した
結果、冷延ロールの硬質化や最終焼鈍後の調圧工程にお
いても、ローピングの改善が顕著であることが判明した
。
こうして新しいプロセスである双ロール鋳造・直接冷延
法によるS U S 304系の新規な課題である表面
品質、特にローピング対策としては多くの可能性が判明
したが、鋳造板厚や板幅の変動を含めて、安定して優れ
た表面品質を確保していくためにはこれらの改善作用を
組合せる必要がある。
法によるS U S 304系の新規な課題である表面
品質、特にローピング対策としては多くの可能性が判明
したが、鋳造板厚や板幅の変動を含めて、安定して優れ
た表面品質を確保していくためにはこれらの改善作用を
組合せる必要がある。
実験において双ロール鋳造機を使用し、S U S 3
04の主要成分をコントロールし、δ−Fecan)(
%)−3(Cr+1.5Si+Mo+ 2TI+Nb)
−2,8(Ni+0.5Mn+0.5Cu)−84
(C+N) −118で決まるδ−F e 、、 (%
)を変えて凝固形態を変えると共に、双ロール鋳造機の
出口から鋳片を冷却してγ粒の成長を防止し、その後1
200〜600℃間はlO’C/see以上で冷却して
4mm厚みの鋳片を得た。
04の主要成分をコントロールし、δ−Fecan)(
%)−3(Cr+1.5Si+Mo+ 2TI+Nb)
−2,8(Ni+0.5Mn+0.5Cu)−84
(C+N) −118で決まるδ−F e 、、 (%
)を変えて凝固形態を変えると共に、双ロール鋳造機の
出口から鋳片を冷却してγ粒の成長を防止し、その後1
200〜600℃間はlO’C/see以上で冷却して
4mm厚みの鋳片を得た。
その後これらの鋳片を常法通りデスケールし、常法通り
冷間圧延した。冷間圧延の圧下率を40〜90%に変え
て常法通り、1000℃以上で最終焼鈍、酸洗し、表面
粗さとローピング高さを求めた。その後これらの冷延、
焼鈍板を用いて、調質圧延工程を検討した。
冷間圧延した。冷間圧延の圧下率を40〜90%に変え
て常法通り、1000℃以上で最終焼鈍、酸洗し、表面
粗さとローピング高さを求めた。その後これらの冷延、
焼鈍板を用いて、調質圧延工程を検討した。
これらの結果を第1図に示す。
この結果調質圧延の伸び率が0.2%未満ではローピン
グが不良であるが、調質圧延の伸び率を増大するとロー
ピングは顕著に改善される。特にδフェライトの多い材
料での効果が顕著であるが、δフェライトが10%を超
えると効果が飽和する。
グが不良であるが、調質圧延の伸び率を増大するとロー
ピングは顕著に改善される。特にδフェライトの多い材
料での効果が顕著であるが、δフェライトが10%を超
えると効果が飽和する。
δフェライトが一2%未満では調質圧延の圧下率を2.
5%にしてもローピングの改善が不足である。
5%にしてもローピングの改善が不足である。
調質圧延の圧下率としては光沢向上の点から伸び率とし
て0,2%は必要である。しかし2.5%を超えると耐
力が過大となり、伸びが減少する。冷延率が50%より
も大きい場合は、全般的にローピングレベルが小さく良
好である。
て0,2%は必要である。しかし2.5%を超えると耐
力が過大となり、伸びが減少する。冷延率が50%より
も大きい場合は、全般的にローピングレベルが小さく良
好である。
(実 施 例)
第1表に示す18cr−8NI鋼を基本とする種々のオ
ーステナイト系ステンレス鋼を溶製した。
ーステナイト系ステンレス鋼を溶製した。
δ−F e oap (%)は−2〜lO%の範囲で変
化させた。
化させた。
これらの溶鋼を内部水冷方式の双ロール連続鋳造機によ
って、1〜6m+*厚みで幅!000++++*の鋳片
に連続鋳造し、双ロール出口から凝固した鋳片を水冷ド
ラムに押し付ける方式で急冷した。この場合には120
0℃までの平均冷却速度としては、最小でも70〜b 1200〜600℃間はいわゆる2次冷却帯で冷却し、
10℃/sec以上で冷却し600℃以下で巻き取った
。
って、1〜6m+*厚みで幅!000++++*の鋳片
に連続鋳造し、双ロール出口から凝固した鋳片を水冷ド
ラムに押し付ける方式で急冷した。この場合には120
0℃までの平均冷却速度としては、最小でも70〜b 1200〜600℃間はいわゆる2次冷却帯で冷却し、
10℃/sec以上で冷却し600℃以下で巻き取った
。
その後は常法通りデスケーリングし、50〜85%の冷
間圧延を行ない、1050〜1200℃で30秒の焼鈍
後酸洗するか光輝焼鈍を行なって0.3〜2.0順の薄
板とし、調質圧延を行なって製品とした。
間圧延を行ない、1050〜1200℃で30秒の焼鈍
後酸洗するか光輝焼鈍を行なって0.3〜2.0順の薄
板とし、調質圧延を行なって製品とした。
調質圧延工程においては0.1〜3,0%の範囲で調質
圧延の伸び率を変えて行ない、表面のローピング高さ及
び表面光沢を評価した。
圧延の伸び率を変えて行ない、表面のローピング高さ及
び表面光沢を評価した。
第1表には実施例の成分とδ−Fe、g(%)を示した
。
。
結果は第2表に示した。
ローピング高さは調質圧延の伸び率が0.2%以上から
ほぼ現行プロセス材と同等になり、光沢も向上して良好
な表向性状が得られた。一方調質圧延の伸び率が、0.
2%未満ではローピングの軽減効果は十分でなく、又伸
び率が2,5%を超えると材質(耐力や伸び)の劣化が
大きく、調質圧延による製品材質への悪影響が顕在化し
た。
ほぼ現行プロセス材と同等になり、光沢も向上して良好
な表向性状が得られた。一方調質圧延の伸び率が、0.
2%未満ではローピングの軽減効果は十分でなく、又伸
び率が2,5%を超えると材質(耐力や伸び)の劣化が
大きく、調質圧延による製品材質への悪影響が顕在化し
た。
第2表では比較法として、双ロール鋳片の凝固から12
00℃までの冷却が不十分で50℃/sec未満の例を
示したが、この場合には調質圧延の伸び率を大きく取っ
てもローピングのレベルが不十分であった。
00℃までの冷却が不十分で50℃/sec未満の例を
示したが、この場合には調質圧延の伸び率を大きく取っ
てもローピングのレベルが不十分であった。
(発明の効果)
本発明により、製品厚さに近い厚さの薄帯状鋳片を連続
鋳造によって得て、直接冷延で製品化する簡素なプロセ
スによって、鋳片段階から組織を微細化し、調質圧延条
件を選択して表面性状が優れたオーステナイト系ステン
レス鋼薄板をfUることか出来る。
鋳造によって得て、直接冷延で製品化する簡素なプロセ
スによって、鋳片段階から組織を微細化し、調質圧延条
件を選択して表面性状が優れたオーステナイト系ステン
レス鋼薄板をfUることか出来る。
第1図は調質圧延の伸び率と調質圧延後のローピング高
さの関係の図表である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 失策1図 9耳屓ズE延クイ甲ひ4≦ (%)
さの関係の図表である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 失策1図 9耳屓ズE延クイ甲ひ4≦ (%)
Claims (1)
- Cr−Ni系ステンレス鋼をδ−Fe_c_a_l(%
)=3(Cr+1.5Si+Mo+2Ti+Nb)−2
.8(Ni+0.5Mn+0.5Cu)−84(C+N
)−19.8(wvt%)で定義されるδ−Fe_c_
a_l−2〜10%とした溶鋼を、鋳型壁面が鋳片と同
期して移動する連続鋳造機によって、厚さ10mm以下
の薄帯状鋳片に連続鋳造し、得られた鋳片を凝固温度以
下の可及的高温から冷却を開始して、該鋳片の復熱を抑
えつつ50℃/sec以上の冷却速度で1200℃まで
冷却して鋳片のγ粒の成長を抑制し、次いで1200℃
から600℃までの温度域を10℃/sec以上の冷却
速度で冷却して巻取り、該鋳片を酸洗後、温間圧延、冷
間圧延の1種または2種を施こし焼鈍・酸洗或いは光輝
焼鈍し、調質圧延工程で圧延の伸び率を0.2〜2.5
%の範囲でコントロールし、表面の光沢向上と共に表面
凹凸を改善しローピングを低減することを特徴とする表
面品質が優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8479189A JPH0735551B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 表面品質が優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8479189A JPH0735551B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 表面品質が優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02263930A true JPH02263930A (ja) | 1990-10-26 |
JPH0735551B2 JPH0735551B2 (ja) | 1995-04-19 |
Family
ID=13840525
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8479189A Expired - Fee Related JPH0735551B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 表面品質が優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0735551B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03100124A (ja) * | 1989-09-13 | 1991-04-25 | Nippon Steel Corp | 表面品質の優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
WO1996032507A1 (fr) * | 1995-04-14 | 1996-10-17 | Nippon Steel Corporation | Equipement pour fabriquer des bandes en acier inoxydable |
KR20190064896A (ko) * | 2017-12-01 | 2019-06-11 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 우수한 오스테나이트계 스테인리스 강 및 이의 제조방법 |
-
1989
- 1989-04-05 JP JP8479189A patent/JPH0735551B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03100124A (ja) * | 1989-09-13 | 1991-04-25 | Nippon Steel Corp | 表面品質の優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
WO1996032507A1 (fr) * | 1995-04-14 | 1996-10-17 | Nippon Steel Corporation | Equipement pour fabriquer des bandes en acier inoxydable |
US5904204A (en) * | 1995-04-14 | 1999-05-18 | Nippon Steel Corporation | Apparatus for producing strip of stainless steel |
CN1058528C (zh) * | 1995-04-14 | 2000-11-15 | 新日本制铁株式会社 | 制造不锈钢钢带的装置 |
KR20190064896A (ko) * | 2017-12-01 | 2019-06-11 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 우수한 오스테나이트계 스테인리스 강 및 이의 제조방법 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0735551B2 (ja) | 1995-04-19 |
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