JPH06220545A - 靱性の優れたＣｒ系ステンレス鋼薄帯の製造方法 - Google Patents
靱性の優れたＣｒ系ステンレス鋼薄帯の製造方法Info
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- JPH06220545A JPH06220545A JP5012690A JP1269093A JPH06220545A JP H06220545 A JPH06220545 A JP H06220545A JP 5012690 A JP5012690 A JP 5012690A JP 1269093 A JP1269093 A JP 1269093A JP H06220545 A JPH06220545 A JP H06220545A
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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
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌを０．０５％以上含有する
Ｃｒ系ステンレス鋼薄鋳片から良好な鋳片靱性を有する
薄帯を製造することを目的とする。 【構成】 Ｃｒ：１３〜２５％、γｐが０％以下でＮ
ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖの１種又は２種以上を合計量で０．
０５％以上含有するＣｒ系ステンレス鋼から板厚１０mm
以下の薄鋳片を鋳造し、鋳造直後に１１５０〜９５０℃
の温度域で圧下率が５％以上の熱間圧延を行った後、１
１５０〜９５０℃の温度域で１５℃／秒以下の緩冷却又
は保温を５秒間以上行い、７００℃未満で巻き取る。 γｐ（％）＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋
７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ＋１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３
Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋１８９（各元素は
重量％）
Ｃｒ系ステンレス鋼薄鋳片から良好な鋳片靱性を有する
薄帯を製造することを目的とする。 【構成】 Ｃｒ：１３〜２５％、γｐが０％以下でＮ
ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖの１種又は２種以上を合計量で０．
０５％以上含有するＣｒ系ステンレス鋼から板厚１０mm
以下の薄鋳片を鋳造し、鋳造直後に１１５０〜９５０℃
の温度域で圧下率が５％以上の熱間圧延を行った後、１
１５０〜９５０℃の温度域で１５℃／秒以下の緩冷却又
は保温を５秒間以上行い、７００℃未満で巻き取る。 γｐ（％）＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋
７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ＋１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３
Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋１８９（各元素は
重量％）
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】近年、溶鋼から板厚１０mm以下の
薄鋳片を直接鋳造する技術が開発され、すでに工業的規
模での実施も行われている。新しいこの技術は、熱間圧
延工程が省略され、薄鋳片を直接冷延して冷間圧延薄板
製品を製造するプロセスであり、省エネルギー、省コス
トの点で大きく期待され、注目を集めている。以後本プ
ロセスをＳＴＣプロセス（Ｓｔｒｉｐ Ｃａｓｔｉｎｇ
Ｐｒｏｃｅｓｓ）と称する。又、連続鋳造によって板
厚１００mm以上のスラブを鋳造し、熱間圧延を行って板
厚数mm程度の熱延板とし、熱延板から冷間圧延薄板製品
を製造するプロセスを現行熱延プロセスと称する。本発
明は、ＳＴＣプロセスでＮｂ，Ｔｉ，Ａｌ等を含むＣｒ
系ステンレス鋼薄鋳片を製造する際に、良好な靱性を有
する薄鋳片を製造する方法に関するものである。
薄鋳片を直接鋳造する技術が開発され、すでに工業的規
模での実施も行われている。新しいこの技術は、熱間圧
延工程が省略され、薄鋳片を直接冷延して冷間圧延薄板
製品を製造するプロセスであり、省エネルギー、省コス
トの点で大きく期待され、注目を集めている。以後本プ
ロセスをＳＴＣプロセス（Ｓｔｒｉｐ Ｃａｓｔｉｎｇ
Ｐｒｏｃｅｓｓ）と称する。又、連続鋳造によって板
厚１００mm以上のスラブを鋳造し、熱間圧延を行って板
厚数mm程度の熱延板とし、熱延板から冷間圧延薄板製品
を製造するプロセスを現行熱延プロセスと称する。本発
明は、ＳＴＣプロセスでＮｂ，Ｔｉ，Ａｌ等を含むＣｒ
系ステンレス鋼薄鋳片を製造する際に、良好な靱性を有
する薄鋳片を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、Ｃｒ系のステンレス鋼はスラブを
鋳造し、熱間圧延を経て製造する所謂現行熱延プロセス
で製造していた。このプロセスでは熱延時に発達した集
合組織によって冷間圧延薄板製品にリジング（ローピン
グ）が発生する問題があった。そこで、ＳＴＣプロセス
で薄鋳片を鋳造し、リジングの無い薄板製品を製造する
試みが行われてきた。例えば、特開昭６２−１７６６４
９号公報で「ローピングのないフェライト系ステンレス
鋼薄板帯の製造方法」が開示されている。しかし、この
技術においてはＮｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖをその合計量で
０．０５〜１．０wt％含有するフェライト単相組織のＣ
ｒ系ステンレス鋼において発生する靱性の劣化現象につ
いては述べられておらず、Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖを上記
合計量含有するＣｒ系のステンレス鋼を鋳造した場合、
鋳片の靱性が劣化し、その後の冷間圧延が行えないと言
う問題があった。
鋳造し、熱間圧延を経て製造する所謂現行熱延プロセス
で製造していた。このプロセスでは熱延時に発達した集
合組織によって冷間圧延薄板製品にリジング（ローピン
グ）が発生する問題があった。そこで、ＳＴＣプロセス
で薄鋳片を鋳造し、リジングの無い薄板製品を製造する
試みが行われてきた。例えば、特開昭６２−１７６６４
９号公報で「ローピングのないフェライト系ステンレス
鋼薄板帯の製造方法」が開示されている。しかし、この
技術においてはＮｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖをその合計量で
０．０５〜１．０wt％含有するフェライト単相組織のＣ
ｒ系ステンレス鋼において発生する靱性の劣化現象につ
いては述べられておらず、Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖを上記
合計量含有するＣｒ系のステンレス鋼を鋳造した場合、
鋳片の靱性が劣化し、その後の冷間圧延が行えないと言
う問題があった。
【０００３】また、特開昭６４−４４５８号公報「靱性
に優れるフェライト系ステンレス鋼急冷帯」では鋳片の
柱状晶率を７０％以上にすることによって、靱性の良い
鋳片を製造することができると開示されているが、Ｎ
ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖを含有するＣｒ系ステンレス鋼の鋳
片靱性と析出物の関係について、技術的な検討は全く行
われていない。
に優れるフェライト系ステンレス鋼急冷帯」では鋳片の
柱状晶率を７０％以上にすることによって、靱性の良い
鋳片を製造することができると開示されているが、Ｎ
ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖを含有するＣｒ系ステンレス鋼の鋳
片靱性と析出物の関係について、技術的な検討は全く行
われていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らはＳＴＣプ
ロセスを用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板製造技術の開発
を行ってきた。その結果、ＳＵＳ４３０のように、凝固
後、室温まで冷却する過程でγ相が析出し、室温におい
て、γ相が変態したマルテンサイト相を有する成分系で
は、鋳片の靱性が低くなり、冷延時に割れが生じると言
う問題が明らかになった。そこで、本発明者らは凝固か
ら室温までの冷却過程でγ相の析出を防止するために、
γｐを０％以下に成分制御してＣｒ系ステンレス鋼薄鋳
片を製造した。ここで言うγｐは成分からγ相の析出量
を予測するパラメータである。しかしながら、γｐを０
％以下にしたＣｒ系ステンレス鋼においても、Ｎｂ，Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｖの１種又は２種以上を合計で０．０５重量
％以上含有する場合は、鋳片靱性が低くなり冷延時に破
断する問題が生じた。
ロセスを用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板製造技術の開発
を行ってきた。その結果、ＳＵＳ４３０のように、凝固
後、室温まで冷却する過程でγ相が析出し、室温におい
て、γ相が変態したマルテンサイト相を有する成分系で
は、鋳片の靱性が低くなり、冷延時に割れが生じると言
う問題が明らかになった。そこで、本発明者らは凝固か
ら室温までの冷却過程でγ相の析出を防止するために、
γｐを０％以下に成分制御してＣｒ系ステンレス鋼薄鋳
片を製造した。ここで言うγｐは成分からγ相の析出量
を予測するパラメータである。しかしながら、γｐを０
％以下にしたＣｒ系ステンレス鋼においても、Ｎｂ，Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｖの１種又は２種以上を合計で０．０５重量
％以上含有する場合は、鋳片靱性が低くなり冷延時に破
断する問題が生じた。
【０００５】本発明者らの調査の結果、このような成分
を含有する靱性の低いＣｒ系ステンレス鋼の薄鋳片に
は、サイズが０．１μｍ以下の非常に微細な析出物が析
出していた。かゝる微細な析出物は母地を硬化し、靱性
を劣化することが知られている。ＳＴＣプロセスの薄鋳
片に０．１μｍ以下の微細な析出物が析出した原因は、
ＳＴＣプロセスでは、凝固後、室温に至るまでの冷却速
度が現行プロセスのスラブの冷却速度より著しく速いた
め、現行プロセスではスラブの冷却中に析出し数μｍ程
度に成長していた析出物が、ＳＴＣプロセスの薄鋳片で
は析出・成長する時間が無く、微細析出したものと考え
られた。
を含有する靱性の低いＣｒ系ステンレス鋼の薄鋳片に
は、サイズが０．１μｍ以下の非常に微細な析出物が析
出していた。かゝる微細な析出物は母地を硬化し、靱性
を劣化することが知られている。ＳＴＣプロセスの薄鋳
片に０．１μｍ以下の微細な析出物が析出した原因は、
ＳＴＣプロセスでは、凝固後、室温に至るまでの冷却速
度が現行プロセスのスラブの冷却速度より著しく速いた
め、現行プロセスではスラブの冷却中に析出し数μｍ程
度に成長していた析出物が、ＳＴＣプロセスの薄鋳片で
は析出・成長する時間が無く、微細析出したものと考え
られた。
【０００６】従って、Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖの１種又は
２種以上を合計で０．０５wt％以上含有するＣｒ系ステ
ンレス鋼薄鋳片の靱性を改善するためには、析出物を
０．１μｍ以上に成長させなければならない。この問題
は鋳片の組織（柱状晶率等）に関係無く、Ｎｂ，Ｔｉ，
Ａｌ，Ｖ等を０．０５wt％以上含有するＣｒ系ステンレ
ス鋼において発生した。一方、現行熱延プロセスにおい
ては、対象としている鋼種の熱延焼鈍板の靱性に関する
問題はなく、本課題がＳＴＣプロセスに特有な課題であ
ることが判った。本発明はＳＴＣプロセスにおけるかゝ
る技術上の課題を解決することを目的とする。
２種以上を合計で０．０５wt％以上含有するＣｒ系ステ
ンレス鋼薄鋳片の靱性を改善するためには、析出物を
０．１μｍ以上に成長させなければならない。この問題
は鋳片の組織（柱状晶率等）に関係無く、Ｎｂ，Ｔｉ，
Ａｌ，Ｖ等を０．０５wt％以上含有するＣｒ系ステンレ
ス鋼において発生した。一方、現行熱延プロセスにおい
ては、対象としている鋼種の熱延焼鈍板の靱性に関する
問題はなく、本課題がＳＴＣプロセスに特有な課題であ
ることが判った。本発明はＳＴＣプロセスにおけるかゝ
る技術上の課題を解決することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するために次のような構成とした。すなわち、その要
旨はＣｒ：１６〜２５wt％、Ｃ：０．０３wt％以下、
Ｎ：０．０３wt％以下、必要によりＭｏ：０．３〜３．
０wt％を含むとともにＮｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖの１種又は
２種以上を合計量で０．０５〜１．０wt％含み、かつ、
γｐ（％）＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋
７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ＋１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３
Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋１８９（各元素は
wt％）で定義されるγｐが０％以下のＣｒ系ステンレス
鋼から板厚１０mm以下の薄鋳片を鋳造し、鋳造直後に１
１５０〜９００℃の温度域で圧下率が５％以上の熱間圧
延を行って薄帯を製造した後、１１５０〜９５０℃の温
度域で２０℃／sec 以下の緩冷却又は保温を５秒以上行
うか、あるいは１１５０℃〜９５０℃の温度に保持した
熱処理炉に５秒間以上通板し、その後、該薄帯を７００
℃以下の温度で巻き取る事を特徴とするＣｒ系ステンレ
ス鋼薄帯の製造方法にある。
決するために次のような構成とした。すなわち、その要
旨はＣｒ：１６〜２５wt％、Ｃ：０．０３wt％以下、
Ｎ：０．０３wt％以下、必要によりＭｏ：０．３〜３．
０wt％を含むとともにＮｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖの１種又は
２種以上を合計量で０．０５〜１．０wt％含み、かつ、
γｐ（％）＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋
７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ＋１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３
Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋１８９（各元素は
wt％）で定義されるγｐが０％以下のＣｒ系ステンレス
鋼から板厚１０mm以下の薄鋳片を鋳造し、鋳造直後に１
１５０〜９００℃の温度域で圧下率が５％以上の熱間圧
延を行って薄帯を製造した後、１１５０〜９５０℃の温
度域で２０℃／sec 以下の緩冷却又は保温を５秒以上行
うか、あるいは１１５０℃〜９５０℃の温度に保持した
熱処理炉に５秒間以上通板し、その後、該薄帯を７００
℃以下の温度で巻き取る事を特徴とするＣｒ系ステンレ
ス鋼薄帯の製造方法にある。
【０００８】
【作用】次に、本発明において、鋼の成分組成を上記の
如くに数値限定した理由を説明する。 Ｃｒ：１３〜２５wt％について；Ｃｒは鋼の耐蝕性、耐
高温酸化性などの特性を高めるのに有益な元素であり、
これらの特性をＣｒ系ステンレス鋼として通常用いられ
る場合の、最低限の特性を確保するためには１３wt％以
上の含有量を確保する必要がある。又、この含有量は他
の元素を調製してγｐを０％以下にするために最低限必
要とされるＣｒ量でもある。一方、２５wt％を越えて含
有させると靱性が著しく低下するために２５wt％以下と
した。
如くに数値限定した理由を説明する。 Ｃｒ：１３〜２５wt％について；Ｃｒは鋼の耐蝕性、耐
高温酸化性などの特性を高めるのに有益な元素であり、
これらの特性をＣｒ系ステンレス鋼として通常用いられ
る場合の、最低限の特性を確保するためには１３wt％以
上の含有量を確保する必要がある。又、この含有量は他
の元素を調製してγｐを０％以下にするために最低限必
要とされるＣｒ量でもある。一方、２５wt％を越えて含
有させると靱性が著しく低下するために２５wt％以下と
した。
【０００９】γｐ：０％以下について；γｐはγ相の析
出量を成分から計算するパラメータである。γ相が析出
すると室温まで冷却する際にγ相がマルテンサイトに変
態し、この硬質なマルテンサイトが著しく靱性を劣化さ
せる。そこで、γ相が析出しない様にγｐを０％以下に
した。なお、γｐは、γｐ（％）＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ
＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ＋１１．５
Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａ
ｌ＋１８９（各元素はwt％）で定義される。Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｎｂ，Ｖ：その１種又は２種以上を合計量で０．０
５〜１．０wt％含有することについて；フェライト系ス
テンレス鋼においては、耐蝕性、加工性を向上させる目
的で、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｖが添加されることがある。
しかし、急冷凝固の薄鋳片においてはこれらの元素が微
細に析出し、鋳片の靱性を劣化させる。０．０５wt％未
満ではこれらの元素も靱性に害を及ぼさないが、０．０
５wt％以上含有すると０．１μｍ程度の微細析出物が析
出し、靱性を劣化する。そこで本発明ではＴｉ，Ａｌ，
Ｎｂ，Ｖの１種又は２種以上を合計量で０．０５wt％以
上含有するＣｒ系ステンレス鋼の鋳片靱性改善を目的と
して、かゝるＴｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｖの合計量を０．０５
wt％以上に規定した。なお、１．０wt％を越えて添加し
ても一般的環境における耐蝕性、加工性が更に向上する
ことは無いので上限を１．０wt％とした。
出量を成分から計算するパラメータである。γ相が析出
すると室温まで冷却する際にγ相がマルテンサイトに変
態し、この硬質なマルテンサイトが著しく靱性を劣化さ
せる。そこで、γ相が析出しない様にγｐを０％以下に
した。なお、γｐは、γｐ（％）＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ
＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ＋１１．５
Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａ
ｌ＋１８９（各元素はwt％）で定義される。Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｎｂ，Ｖ：その１種又は２種以上を合計量で０．０
５〜１．０wt％含有することについて；フェライト系ス
テンレス鋼においては、耐蝕性、加工性を向上させる目
的で、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｖが添加されることがある。
しかし、急冷凝固の薄鋳片においてはこれらの元素が微
細に析出し、鋳片の靱性を劣化させる。０．０５wt％未
満ではこれらの元素も靱性に害を及ぼさないが、０．０
５wt％以上含有すると０．１μｍ程度の微細析出物が析
出し、靱性を劣化する。そこで本発明ではＴｉ，Ａｌ，
Ｎｂ，Ｖの１種又は２種以上を合計量で０．０５wt％以
上含有するＣｒ系ステンレス鋼の鋳片靱性改善を目的と
して、かゝるＴｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｖの合計量を０．０５
wt％以上に規定した。なお、１．０wt％を越えて添加し
ても一般的環境における耐蝕性、加工性が更に向上する
ことは無いので上限を１．０wt％とした。
【００１０】Ｃ，Ｎ：０．０３０wt％以下について；一
般にフェライト系ステンレス鋼にとって、Ｃ，ＮはＣｒ
を粒界に炭窒化物として析出させ、耐粒界腐食性と靱性
を悪くさせるため、低く抑える事が好ましいので、それ
ぞれ０．０３０％以下とした。 Ｍｏ：０．３〜３．０％について；ＭｏはＣｒと同様に
耐蝕性の向上に有効な元素である。したがって耐蝕性を
より向上せしめるためにＣｒと一緒にＭｏを添加する場
合は、０．３％未満ではその効果が十分得られないので
０．３％を下限とし、また、３％を越えるとシグマ相及
びカイ相析出による脆化が促進するので３％を上限とし
た。
般にフェライト系ステンレス鋼にとって、Ｃ，ＮはＣｒ
を粒界に炭窒化物として析出させ、耐粒界腐食性と靱性
を悪くさせるため、低く抑える事が好ましいので、それ
ぞれ０．０３０％以下とした。 Ｍｏ：０．３〜３．０％について；ＭｏはＣｒと同様に
耐蝕性の向上に有効な元素である。したがって耐蝕性を
より向上せしめるためにＣｒと一緒にＭｏを添加する場
合は、０．３％未満ではその効果が十分得られないので
０．３％を下限とし、また、３％を越えるとシグマ相及
びカイ相析出による脆化が促進するので３％を上限とし
た。
【００１１】次に、鋳片の熱間圧延条件、冷却条件を規
定した理由について述べる。ＳＴＣプロセスでは、鋳造
後の鋳片の冷却速度が速く、析出物が析出・成長する時
間が短い。従って、析出物を析出・成長させるための熱
処理工程が必要である。しかし、薄鋳片に析出サイトが
少ないため、析出物を析出・成長させるためには、高温
・長時間の熱処理が必要である。そのような熱処理を鋳
造直後の鋳片に行うためには、長大な熱処理ラインが必
要になるという問題が生じる。
定した理由について述べる。ＳＴＣプロセスでは、鋳造
後の鋳片の冷却速度が速く、析出物が析出・成長する時
間が短い。従って、析出物を析出・成長させるための熱
処理工程が必要である。しかし、薄鋳片に析出サイトが
少ないため、析出物を析出・成長させるためには、高温
・長時間の熱処理が必要である。そのような熱処理を鋳
造直後の鋳片に行うためには、長大な熱処理ラインが必
要になるという問題が生じる。
【００１２】そこで、短時間で析出物を析出、成長させ
る技術が必要になる。析出を促進させるためには析出核
となる転位を導入することが有効である。即ち、析出温
度域で熱間圧延を行うことによって析出が促進される。
熱間圧延によって析出を促進させた後に、析出物を成長
させるために緩冷却又は等温保持を行う。このような処
理により鋳片内の析出物を短時間で析出・成長させ無害
化することができる。
る技術が必要になる。析出を促進させるためには析出核
となる転位を導入することが有効である。即ち、析出温
度域で熱間圧延を行うことによって析出が促進される。
熱間圧延によって析出を促進させた後に、析出物を成長
させるために緩冷却又は等温保持を行う。このような処
理により鋳片内の析出物を短時間で析出・成長させ無害
化することができる。
【００１３】鋳片に行う熱間圧延の温度を１１５０〜９
５０℃とし、熱延率を５％以上とした理由は、本発明者
の実験において、この熱延条件で良好な靱性が得られた
からである。即ち、本発明者は実験室において、Ｆｅ−
１９wt％Ｃｒ−０．６０wt％Ｎｂ−０．０１５wt％Ｃ−
０．０１５wt％Ｎ鋼を板厚３mmの薄鋳片に鋳造し、１２
００℃から８００℃の温度域で３〜５０％の熱間圧延を
行って薄帯を製造した後、１１００℃に保持した熱処理
炉に１０秒間で通板し、その後は２次冷却を行って５０
０℃まで１００℃／Ｓで冷却して巻取り、常温において
薄帯の靱性をシャルピー衝撃試験で評価した。シャルピ
ー衝撃試験は薄帯の板厚のままで行った。その結果を図
１に示した。熱延率で５％以上、熱延温度で９５０〜１
１５０℃の範囲で熱延を行った鋳片では、良好な靱性が
得られた。１１５０℃以上の温度では炭窒化物が析出し
ないため、又、９５０℃以下の温度では炭窒化物の成長
が遅いため、炭窒化物を無害化することが出来なかった
と考えられた。但し、熱間圧延率を高くすると、へげ状
の疵が発生しやすくなるので、圧下率は４０％以下とし
た。
５０℃とし、熱延率を５％以上とした理由は、本発明者
の実験において、この熱延条件で良好な靱性が得られた
からである。即ち、本発明者は実験室において、Ｆｅ−
１９wt％Ｃｒ−０．６０wt％Ｎｂ−０．０１５wt％Ｃ−
０．０１５wt％Ｎ鋼を板厚３mmの薄鋳片に鋳造し、１２
００℃から８００℃の温度域で３〜５０％の熱間圧延を
行って薄帯を製造した後、１１００℃に保持した熱処理
炉に１０秒間で通板し、その後は２次冷却を行って５０
０℃まで１００℃／Ｓで冷却して巻取り、常温において
薄帯の靱性をシャルピー衝撃試験で評価した。シャルピ
ー衝撃試験は薄帯の板厚のままで行った。その結果を図
１に示した。熱延率で５％以上、熱延温度で９５０〜１
１５０℃の範囲で熱延を行った鋳片では、良好な靱性が
得られた。１１５０℃以上の温度では炭窒化物が析出し
ないため、又、９５０℃以下の温度では炭窒化物の成長
が遅いため、炭窒化物を無害化することが出来なかった
と考えられた。但し、熱間圧延率を高くすると、へげ状
の疵が発生しやすくなるので、圧下率は４０％以下とし
た。
【００１４】熱延後の薄帯の熱処理条件を１１５０〜９
５０℃の温度域で５秒以上の保温又は２０℃／秒以下の
緩冷却とした理由は、本発明者の実験において、この熱
処理条件で良好な靱性が得られたからである。即ち、本
発明者は実験室において、Ｆｅ−１９wt％Ｃｒ−０．６
０wt％Ｎｂ−０．０１５wt％Ｃ−０．０１５wt％Ｎ鋼を
板厚３mmの薄鋳片に鋳造し、１０００℃で１０％の熱間
圧延を行った後、種々の温度で熱処理を行い、その後は
２次冷却を行って５００℃まで１００℃／Ｓで冷却して
巻取り、常温において鋳片の靱性をシャルピー衝撃試験
で評価した。シャルピー衝撃試験は鋳片の板厚のままで
行った。その結果を図２〜図４に示した。熱延後、１１
５０〜９５０℃の温度域で５秒以上の保温又は２０℃／
秒以下の緩冷却を行った場合は良好な靱性が得られた。
それ以外の条件では炭窒化物が十分に成長しなかったた
めに、靱性が劣化したと考えられた。熱延後の熱処理に
ついては、１１５０〜９５０℃の温度域に保持した熱処
理炉を用いて、熱延後の鋳片を熱処理炉内に通板する方
法が操業を管理する上で有効であり、この場合でも１１
５０〜９５０℃の温度域において５秒間以上の時間をか
けて通板することにより良好な靱性が得られた。
５０℃の温度域で５秒以上の保温又は２０℃／秒以下の
緩冷却とした理由は、本発明者の実験において、この熱
処理条件で良好な靱性が得られたからである。即ち、本
発明者は実験室において、Ｆｅ−１９wt％Ｃｒ−０．６
０wt％Ｎｂ−０．０１５wt％Ｃ−０．０１５wt％Ｎ鋼を
板厚３mmの薄鋳片に鋳造し、１０００℃で１０％の熱間
圧延を行った後、種々の温度で熱処理を行い、その後は
２次冷却を行って５００℃まで１００℃／Ｓで冷却して
巻取り、常温において鋳片の靱性をシャルピー衝撃試験
で評価した。シャルピー衝撃試験は鋳片の板厚のままで
行った。その結果を図２〜図４に示した。熱延後、１１
５０〜９５０℃の温度域で５秒以上の保温又は２０℃／
秒以下の緩冷却を行った場合は良好な靱性が得られた。
それ以外の条件では炭窒化物が十分に成長しなかったた
めに、靱性が劣化したと考えられた。熱延後の熱処理に
ついては、１１５０〜９５０℃の温度域に保持した熱処
理炉を用いて、熱延後の鋳片を熱処理炉内に通板する方
法が操業を管理する上で有効であり、この場合でも１１
５０〜９５０℃の温度域において５秒間以上の時間をか
けて通板することにより良好な靱性が得られた。
【００１５】Ｔｉ，Ｎｂ等を含むステンレス鋼を、７０
０〜９００℃で長時間保持すると非常に脆い金属間化合
物（Ｌａｖｅｓ相）が析出し靱性を劣化させる。そこ
で、鋳片の巻取り温度は７００℃未満にすることが必要
である。上記条件の熱間圧延・熱処理による析出物制御
は、Ｎｂ含有鋼だけでなくＴｉ，Ａｌ含有鋼でも同様で
あった。
０〜９００℃で長時間保持すると非常に脆い金属間化合
物（Ｌａｖｅｓ相）が析出し靱性を劣化させる。そこ
で、鋳片の巻取り温度は７００℃未満にすることが必要
である。上記条件の熱間圧延・熱処理による析出物制御
は、Ｎｂ含有鋼だけでなくＴｉ，Ａｌ含有鋼でも同様で
あった。
【００１６】
【実施例】表１に示す本発明範囲内の成分の各種Ｃｒ系
ステンレス鋼を１０トン溶製し、内部水冷式の双ドラム
鋳造機によって板厚３mmの薄鋳片に鋳造し、１１５０〜
９５０℃の温度域で５〜４０％の熱間圧延を行い、１１
５０〜９００℃で５秒以上の保定又は緩冷却を行った
後、６５０℃で巻き取って薄帯を製造した。また比較法
として、表１の比較例に示す成分のＣｒ系ステンレス鋼
を同様の方法で薄鋳片に鋳造し、鋳造後、熱間圧延、熱
延後の熱処理条件、巻取り条件の内、少なくとも一つが
本発明範囲外となる条件として薄帯を製造した。本発明
法で製造した薄帯は０℃で２kgfm／cm2 以上の良好な靱
性を示したが、比較法で製造した薄帯は０℃での靱性が
２kgfm／cm2 以下で、その後の処理例えば冷間圧延がで
きないほど靱性が低かった。
ステンレス鋼を１０トン溶製し、内部水冷式の双ドラム
鋳造機によって板厚３mmの薄鋳片に鋳造し、１１５０〜
９５０℃の温度域で５〜４０％の熱間圧延を行い、１１
５０〜９００℃で５秒以上の保定又は緩冷却を行った
後、６５０℃で巻き取って薄帯を製造した。また比較法
として、表１の比較例に示す成分のＣｒ系ステンレス鋼
を同様の方法で薄鋳片に鋳造し、鋳造後、熱間圧延、熱
延後の熱処理条件、巻取り条件の内、少なくとも一つが
本発明範囲外となる条件として薄帯を製造した。本発明
法で製造した薄帯は０℃で２kgfm／cm2 以上の良好な靱
性を示したが、比較法で製造した薄帯は０℃での靱性が
２kgfm／cm2 以下で、その後の処理例えば冷間圧延がで
きないほど靱性が低かった。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【発明の効果】上述したように本発明によればＳＴＣプ
ロセスによって良好な靱性を有するＣｒ系ステンレス鋼
薄鋳片を製造することができるので経済性の点でその技
術的効果は極めて大きい。
ロセスによって良好な靱性を有するＣｒ系ステンレス鋼
薄鋳片を製造することができるので経済性の点でその技
術的効果は極めて大きい。
【図１】鋳片の熱延条件と鋳片靱性の関係を示す図であ
る。
る。
【図２】鋳片の熱延後の熱処理条件と鋳片靱性の関係を
示す図である。
示す図である。
【図３】鋳片の熱延後の熱処理条件と鋳片靱性の関係を
示す図である。
示す図である。
【図４】鋳片の熱延後の熱処理条件と鋳片靱性の関係を
示す図である。
示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 水沼 武久 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式会社光製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃｒ：１３〜２５wt％、Ｎｂ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｖの１種又は２種以上を合計量で０．０５〜１wt％
含み、Ｃ：０．０３wt％以下、Ｎ：０．０３wt％以下で
かつ、γｐ（％）＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９
Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ＋１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ
−２３Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋１８９（各
元素はwt％）で定義されるγｐが０％以下であるＣｒ系
ステンレス鋼から板厚１０mm以下の薄鋳片を鋳造し、該
薄鋳片に１１５０〜９５０℃の温度域で圧下率が５〜４
０％の熱間圧延を行って薄帯を製造した後、１１５０〜
９５０℃の温度域で２０℃／sec 以下の緩冷却又は保温
を５秒以上施し、その後該薄帯を７００℃未満の温度で
巻き取ることを特徴とする靱性の優れたＣｒ系ステンレ
ス鋼薄帯の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃｒ：１３〜２５wt％、Ｎｂ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｖの１種又は２種以上を合計量で０．０５〜１wt％
含み、Ｃ：０．０３wt％以下、Ｎ：０．０３wt％以下で
かつ、γｐ（％）＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９
Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ＋１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ
−２３Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋１８９（各
元素はwt％）で定義されるγｐが０％以下であるＣｒ系
ステンレス鋼から板厚１０mm以下の薄鋳片を鋳造し、該
薄鋳片に１１５０〜９５０℃の温度域で圧下率が５〜４
０％の熱間圧延を行って薄帯を製造した後、１１５０〜
９５０℃の温度に保持した熱処理炉に５秒間以上通板
し、その後該薄帯を７００℃未満の温度で巻き取ること
を特徴とする靱性の優れたＣｒ系ステンレス鋼薄帯の製
造方法。 - 【請求項３】 Ｃｒ：１３〜２５wt％、Ｎｂ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｖの１種又は２種以上を合計量で０．０５〜１wt％
含み、Ｃ：０．０３wt％以下、Ｎ：０．０３wt％以下、
Ｍｏ：０．３〜３．０wt％でかつ、γｐ（％）＝４２０
Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃ
ｒ＋１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３Ｖ−４７Ｎｂ−４９
Ｔｉ−５２Ａｌ＋１８９（各元素はwt％）で定義される
γｐが０％以下であるＣｒ系ステンレス鋼から板厚１０
mm以下の薄鋳片を鋳造し、該薄鋳片に１１５０〜９５０
℃の温度域で圧下率が５〜４０％の熱間圧延を行って薄
帯を製造した後、１１５０〜９５０℃の温度域で２０℃
／sec 以下の緩冷却又は保温を５秒以上施し、その後該
薄帯を７００℃未満の温度で巻き取ることを特徴とする
靱性の優れたＣｒ系ステンレス鋼薄帯の製造方法。 - 【請求項４】 Ｃｒ：１３〜２５wt％、Ｎｂ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｖの１種又は２種以上を合計量で０．０５〜１wt％
含み、Ｃ：０．０３wt％以下、Ｎ：０．０３wt％以下、
Ｍｏ：０．３〜３．０wt％でかつ、γｐ（％）＝４２０
Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃ
ｒ＋１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３Ｖ−４７Ｎｂ−４９
Ｔｉ−５２Ａｌ＋１８９（各元素はwt％）で定義される
γｐが０％以下であるＣｒ系ステンレス鋼から板厚１０
mm以下の薄鋳片を鋳造し、該薄鋳片に１１５０〜９５０
℃の温度域で圧下率が５〜４０％の熱間圧延を行って薄
帯を製造した後、１１５０〜９５０℃の温度に保持した
熱処理炉に５秒間以上通板し、その後該薄帯を７００℃
未満の温度で巻き取ることを特徴とする靱性の優れたＣ
ｒ系ステンレス鋼薄帯の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5012690A JPH06220545A (ja) | 1993-01-28 | 1993-01-28 | 靱性の優れたＣｒ系ステンレス鋼薄帯の製造方法 |
| US08/307,617 US5492575A (en) | 1993-01-28 | 1994-01-27 | Process for producing thin strip of Cr-stainless steel having high toughness |
| DE69422557T DE69422557D1 (de) | 1993-01-28 | 1994-01-27 | Verfahren zur herstellung chromhaltiger rostfreier stahlbänder mit ausgezeichneter zähigkeit |
| KR1019940703335A KR0139016B1 (ko) | 1993-01-28 | 1994-01-27 | 고인성을 가진 크롬-스테인레스강의 박판 스트립의 제조방법 |
| EP94905217A EP0638653B1 (en) | 1993-01-28 | 1994-01-27 | Process for producing chromium-containing stainless steel strip with excellent toughness |
| PCT/JP1994/000112 WO1994017215A1 (en) | 1993-01-28 | 1994-01-27 | Process for producing chromium-containing stainless steel strip with excellent toughness |
| KR1019940703335A KR950701001A (ko) | 1993-01-28 | 1994-09-26 | 고인성을 가진 크롬-스테인레스강의 박판 스트립의 제조방법(process for producing chromium-containing stalnless steel strip with excellent toughness) |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5012690A JPH06220545A (ja) | 1993-01-28 | 1993-01-28 | 靱性の優れたＣｒ系ステンレス鋼薄帯の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06220545A true JPH06220545A (ja) | 1994-08-09 |
Family
ID=11812379
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5012690A Pending JPH06220545A (ja) | 1993-01-28 | 1993-01-28 | 靱性の優れたＣｒ系ステンレス鋼薄帯の製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5492575A (ja) |
| EP (1) | EP0638653B1 (ja) |
| JP (1) | JPH06220545A (ja) |
| KR (2) | KR0139016B1 (ja) |
| DE (1) | DE69422557D1 (ja) |
| WO (1) | WO1994017215A1 (ja) |
Families Citing this family (16)
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|---|---|---|---|---|
| RU2128717C1 (ru) * | 1995-04-14 | 1999-04-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Устройство для производства полосы из нержавеющей стали |
| JP3064871B2 (ja) * | 1995-06-22 | 2000-07-12 | 川崎製鉄株式会社 | 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 |
| JPH09194947A (ja) * | 1996-01-17 | 1997-07-29 | Nippon Steel Corp | 異方性の小さいＣｒ−Ｎｉ系ステンレス熱延鋼板とその製造方法 |
| FR2763960B1 (fr) * | 1997-05-29 | 1999-07-16 | Usinor | Procede de fabrication de bandes minces d'acier inoxydable ferritique, et bandes minces ainsi obtenues |
| US5858135A (en) * | 1997-07-29 | 1999-01-12 | Inland Steel Company | Method for cold rolling and annealing strip cast stainless steel strip |
| DE19755409A1 (de) * | 1997-12-12 | 1999-06-17 | Econsult Unternehmensberatung | Nichtrostender Baustahl und Verfahren zu seiner Herstellung |
| US5868875A (en) * | 1997-12-19 | 1999-02-09 | Armco Inc | Non-ridging ferritic chromium alloyed steel and method of making |
| US6855213B2 (en) | 1998-09-15 | 2005-02-15 | Armco Inc. | Non-ridging ferritic chromium alloyed steel |
| TW496903B (en) * | 1997-12-19 | 2002-08-01 | Armco Inc | Non-ridging ferritic chromium alloyed steel |
| US6261639B1 (en) * | 1998-03-31 | 2001-07-17 | Kawasaki Steel Corporation | Process for hot-rolling stainless steel |
| CN1188228C (zh) * | 1998-12-18 | 2005-02-09 | 奥托库普不锈钢公司 | 用于生产带材的方法和轧制线 |
| FR2790485B1 (fr) * | 1999-03-05 | 2002-02-08 | Usinor | Procede de coulee continue entre cylindres de bandes d'acier inoxydable ferritique a haute ductilite, et bandes minces ainsi obtenues |
| EP1207214B1 (en) | 2000-11-15 | 2012-07-04 | JFE Steel Corporation | Soft Cr-containing steel |
| ES2651023T3 (es) * | 2007-08-20 | 2018-01-23 | Jfe Steel Corporation | Chapa de acero inoxidable ferrítico excelente en cuanto a capacidad de troquelado y procedimiento para la producción de la misma |
| DE102009039552B4 (de) * | 2009-09-01 | 2011-05-26 | Thyssenkrupp Vdm Gmbh | Verfahren zur Herstellung einer Eisen-Chrom-Legierung |
| UA111115C2 (uk) * | 2012-04-02 | 2016-03-25 | Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. | Рентабельна феритна нержавіюча сталь |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3850703A (en) * | 1971-07-14 | 1974-11-26 | Allegheny Ludlum Ind Inc | Stainless steel of improved ductility |
| FR2589482B1 (fr) * | 1985-11-05 | 1987-11-27 | Ugine Gueugnon Sa | Tole ou bande en acier ferritique inoxydable, en particulier pour systemes d'echappement |
| US4834808A (en) * | 1987-09-08 | 1989-05-30 | Allegheny Ludlum Corporation | Producing a weldable, ferritic stainless steel strip |
| JPH075984B2 (ja) * | 1988-12-20 | 1995-01-25 | 新日本製鐵株式会社 | 薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| JPH02232317A (ja) * | 1989-03-07 | 1990-09-14 | Nippon Steel Corp | 薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| JP3026232B2 (ja) * | 1991-05-07 | 2000-03-27 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性と加工性に優れるステンレス鋼薄鋳片の製造方法 |
-
1993
- 1993-01-28 JP JP5012690A patent/JPH06220545A/ja active Pending
-
1994
- 1994-01-27 KR KR1019940703335A patent/KR0139016B1/ko active
- 1994-01-27 DE DE69422557T patent/DE69422557D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1994-01-27 US US08/307,617 patent/US5492575A/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-01-27 WO PCT/JP1994/000112 patent/WO1994017215A1/ja active IP Right Grant
- 1994-01-27 EP EP94905217A patent/EP0638653B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-09-26 KR KR1019940703335A patent/KR950701001A/ko not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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| EP0638653B1 (en) | 2000-01-12 |
| KR0139016B1 (ko) | 1998-07-15 |
| WO1994017215A1 (en) | 1994-08-04 |
| US5492575A (en) | 1996-02-20 |
| KR950701001A (ko) | 1995-02-20 |
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| DE69422557D1 (de) | 2000-02-17 |
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