JPH0668127B2 - 異方性が小さく表面性状が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
異方性が小さく表面性状が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPH0668127B2 JPH0668127B2 JP6176788A JP6176788A JPH0668127B2 JP H0668127 B2 JPH0668127 B2 JP H0668127B2 JP 6176788 A JP6176788 A JP 6176788A JP 6176788 A JP6176788 A JP 6176788A JP H0668127 B2 JPH0668127 B2 JP H0668127B2
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- 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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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本考案はCr-Ni系ステンレス鋼板を製造するプロセスに
おいて鋳片と鋳型内壁面の相対速度のない、いわゆる同
期式連鋳法を用いて連続鋳造により鋳片厚さを製品サイ
ズに近い形で鋳造し、その後の熱間圧延及び冷間圧延を
規定することにより製品加工時に加工の妨げになる異方
性をきわめて小さくし、また表面性状を良好にする製造
方法に関する。
おいて鋳片と鋳型内壁面の相対速度のない、いわゆる同
期式連鋳法を用いて連続鋳造により鋳片厚さを製品サイ
ズに近い形で鋳造し、その後の熱間圧延及び冷間圧延を
規定することにより製品加工時に加工の妨げになる異方
性をきわめて小さくし、また表面性状を良好にする製造
方法に関する。
（従来の技術） 従来の連続鋳造法においては、鋳型をオシレーションさ
せながら厚さ１００mm以上の鋳片を製造しその後表面手
入れを行い、加熱炉において１０００℃以上に加熱した
後、粗圧延及び仕上げ圧延からなる連続圧延機によって
熱間圧延し、厚さにして数mmのホットストリップを製造
してきた。その後この厚さ数mmの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、表面性状を得るために、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に熱延板焼鈍を
行い冷延しやすくするとともに、熱間圧延工程でホット
ストリップに生じたスケール疵等を、酸洗工程の後に研
削によって除去することを、事前に行うことが必要とさ
れていた。この従来のプロセスにおいては長大な熱間圧
延設備を必要とするなど多大なエネルギーが必要となっ
ており生産性という点で最も優れた製造プロセスとはい
い難かった。更に最終製品は１００mm以上の素材から製
造されるために集合組織が発達し、加工時にはその異方
性を考慮して加工することが必要となるなど使用上の制
約も多かった。
せながら厚さ１００mm以上の鋳片を製造しその後表面手
入れを行い、加熱炉において１０００℃以上に加熱した
後、粗圧延及び仕上げ圧延からなる連続圧延機によって
熱間圧延し、厚さにして数mmのホットストリップを製造
してきた。その後この厚さ数mmの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、表面性状を得るために、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に熱延板焼鈍を
行い冷延しやすくするとともに、熱間圧延工程でホット
ストリップに生じたスケール疵等を、酸洗工程の後に研
削によって除去することを、事前に行うことが必要とさ
れていた。この従来のプロセスにおいては長大な熱間圧
延設備を必要とするなど多大なエネルギーが必要となっ
ており生産性という点で最も優れた製造プロセスとはい
い難かった。更に最終製品は１００mm以上の素材から製
造されるために集合組織が発達し、加工時にはその異方
性を考慮して加工することが必要となるなど使用上の制
約も多かった。
また従来技術における基本的な問題である１００mm以上
の厚さを有する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を多大なエネルギー、圧延動力を
要すると言う問題を解決すべく、連続鋳造の過程でホッ
トストリップと同等かあるいはそれに近い厚さの鋳片
（ストリップ）を得るプロセスの研究が進められてい
る。例えば「鉄と鋼」８５′，A197〜85′，A256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１〜１０mm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２０〜５０mmの水準
であるときにはツインベルト方式が専ら適用される。
の厚さを有する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を多大なエネルギー、圧延動力を
要すると言う問題を解決すべく、連続鋳造の過程でホッ
トストリップと同等かあるいはそれに近い厚さの鋳片
（ストリップ）を得るプロセスの研究が進められてい
る。例えば「鉄と鋼」８５′，A197〜85′，A256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１〜１０mm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２０〜５０mmの水準
であるときにはツインベルト方式が専ら適用される。
（発明が解決しようとする課題） 以上述べたようにCr-Ni系ステンレス鋼板を製造する工
程において多大な加熱エネルギー、圧延動力を要する長
大な熱間圧延設備を用いて鋼板を得ていることは生産性
を低下させコストアップの大きな障害であった。また従
来の１００mm以上の鋳片より鋼板を得ていたために異方
性が大きく製品使用時にはその異方性を考慮して加工す
る必要がある等、使用時にも問題が生じていた。また薄
鋳片においては工程が簡略化されるためにステンレス鋼
に必要とされる表面特性が鋳片の影響を大きく受けるた
めに鋳片における表面を良好にする必要が生じ製造上の
大きな問題点であった。
程において多大な加熱エネルギー、圧延動力を要する長
大な熱間圧延設備を用いて鋼板を得ていることは生産性
を低下させコストアップの大きな障害であった。また従
来の１００mm以上の鋳片より鋼板を得ていたために異方
性が大きく製品使用時にはその異方性を考慮して加工す
る必要がある等、使用時にも問題が生じていた。また薄
鋳片においては工程が簡略化されるためにステンレス鋼
に必要とされる表面特性が鋳片の影響を大きく受けるた
めに鋳片における表面を良好にする必要が生じ製造上の
大きな問題点であった。
（課題を解決するための手段） このため本発明者たちはこの異方性が小さく表面性状が
優れたCr-Ni系ステンレス鋼の安定な製造方法を確立す
るために研究を行い、以下に述べる要旨の製造方法を確
立した。
優れたCr-Ni系ステンレス鋼の安定な製造方法を確立す
るために研究を行い、以下に述べる要旨の製造方法を確
立した。
すなわち、重量％で１８％Cr−８％Niを基本成分とする
Cr-Ni系ステンレス鋼において凝固時の冷却速度を３０
℃／sec以上とした６mm以下の鋳片に対して、鋳造出口
から冷却を開始し１０００℃までの平均冷却速度を１０
０℃／sec以上とし、その後６５０℃までの平均冷却速
度を１０℃／sec以上確保し巻き取り温度を６５０℃以
下とした鋼板に酸洗工程を施した後、冷延工程において
冷延圧下率を８５％以下とし１０００〜１１５０℃で平
均結晶粒径が６０μｍを越えないような焼鈍を行うこと
を特徴とする製造方法であり、鋳造板厚が１０mm以下と
なるような場合は、９００℃以上で圧下率５０％以下の
熱間圧延を行い、圧延終了後から６５０℃までの平均冷
却速度を１０℃／sec以上確保し巻き取り温度を６５０
℃以下とした鋼板に対して、必要に応じて９５０℃以上
の温度で熱延板焼鈍を施し、酸洗工程の後、冷延工程に
おいて冷延圧下率を８５％以下とし１０００〜１１５０
℃で平均結晶粒径が６０μｍを越えないような焼鈍を行
うことを特徴とする製造方法である。
Cr-Ni系ステンレス鋼において凝固時の冷却速度を３０
℃／sec以上とした６mm以下の鋳片に対して、鋳造出口
から冷却を開始し１０００℃までの平均冷却速度を１０
０℃／sec以上とし、その後６５０℃までの平均冷却速
度を１０℃／sec以上確保し巻き取り温度を６５０℃以
下とした鋼板に酸洗工程を施した後、冷延工程において
冷延圧下率を８５％以下とし１０００〜１１５０℃で平
均結晶粒径が６０μｍを越えないような焼鈍を行うこと
を特徴とする製造方法であり、鋳造板厚が１０mm以下と
なるような場合は、９００℃以上で圧下率５０％以下の
熱間圧延を行い、圧延終了後から６５０℃までの平均冷
却速度を１０℃／sec以上確保し巻き取り温度を６５０
℃以下とした鋼板に対して、必要に応じて９５０℃以上
の温度で熱延板焼鈍を施し、酸洗工程の後、冷延工程に
おいて冷延圧下率を８５％以下とし１０００〜１１５０
℃で平均結晶粒径が６０μｍを越えないような焼鈍を行
うことを特徴とする製造方法である。
また更に異方性、鋳造性を良好にするために成分として
重量％でSi：０．５％以下、Mn：２．０％以下、Ｓ：
０．００８％以下、Ｎ：０．１８％以下とし、１５×Ｓ
（％）＋Ｎ（％）＜０．１８を満たすことを特徴とする
発明である。
重量％でSi：０．５％以下、Mn：２．０％以下、Ｓ：
０．００８％以下、Ｎ：０．１８％以下とし、１５×Ｓ
（％）＋Ｎ（％）＜０．１８を満たすことを特徴とする
発明である。
以下に本発明の製造方法について詳細に説明する。
主成分として１８Cr−８Ni等のCr-Ni系ステンレス鋼の
小鋼塊を実験室で溶解し、鋳片厚で３０mm以下の鋳片を
鋳込み種々の冷却速度を鋳片に与えた後巻取り処理を施
し酸洗、冷延を行い焼鈍を行った後、材質試験を行って
異方性を評価した。異方性の評価としては製造板より圧
延方向に対して、平行（Ｌ方向）、直角（Ｃ方向）、４
５度（Ｄ方向）方向より引張試験片を採取し１５％の引
張試験を行ったときのランクフォード値（ｒ値）を求め
てΔｒ＝｛（ｒ１＋ｒｃ−２ｒｄ）／２｝を求めて異方
性の評価とした。表１に供試鋼の成分、鋳片の厚さを示
す。また表２には熱間圧延を行わずに鋳片を酸洗後直接
冷延を行い焼鈍して、材質を評価した場合の冷間圧延率
並びにΔｒの値と表面の評価結果を示す。表２に示すよ
うに製品の異方性は冷間圧延率によって大きく変化し冷
間圧延率が大きくなるほど異方性は大きくなる。特に冷
間圧延率が８５％以下ではΔｒが現状プロセス材よりも
小さく良好であり、深絞り時に発生するイヤリングも小
さいことが判明した。表面性状については凝固後の冷却
速度または１０００℃から６５０℃までの冷却速度が小
さい場合、巻取り温度が高い場合には不良になることが
判明した。また表３には熱間圧延を行った場合の結果と
熱間圧延後熱延板焼鈍を行い材質及び表面性状を評価し
た結果を示す。この結果からも１０mm以下の鋳片に対し
ては、熱間圧延率を５０％以下、冷間圧延率を８５％以
下で行った場合にはΔｒが小さく異方性が小さい製品が
得られることが判明した。表面性状については熱延終了
から６５０℃までの冷却速度が小さい場合、巻取り温度
が高い場合には不良になることが判明した。熱延温度に
ついては９００℃未満では熱延による再結晶が十分進行
せず表面性状が不良になることがわかった。
小鋼塊を実験室で溶解し、鋳片厚で３０mm以下の鋳片を
鋳込み種々の冷却速度を鋳片に与えた後巻取り処理を施
し酸洗、冷延を行い焼鈍を行った後、材質試験を行って
異方性を評価した。異方性の評価としては製造板より圧
延方向に対して、平行（Ｌ方向）、直角（Ｃ方向）、４
５度（Ｄ方向）方向より引張試験片を採取し１５％の引
張試験を行ったときのランクフォード値（ｒ値）を求め
てΔｒ＝｛（ｒ１＋ｒｃ−２ｒｄ）／２｝を求めて異方
性の評価とした。表１に供試鋼の成分、鋳片の厚さを示
す。また表２には熱間圧延を行わずに鋳片を酸洗後直接
冷延を行い焼鈍して、材質を評価した場合の冷間圧延率
並びにΔｒの値と表面の評価結果を示す。表２に示すよ
うに製品の異方性は冷間圧延率によって大きく変化し冷
間圧延率が大きくなるほど異方性は大きくなる。特に冷
間圧延率が８５％以下ではΔｒが現状プロセス材よりも
小さく良好であり、深絞り時に発生するイヤリングも小
さいことが判明した。表面性状については凝固後の冷却
速度または１０００℃から６５０℃までの冷却速度が小
さい場合、巻取り温度が高い場合には不良になることが
判明した。また表３には熱間圧延を行った場合の結果と
熱間圧延後熱延板焼鈍を行い材質及び表面性状を評価し
た結果を示す。この結果からも１０mm以下の鋳片に対し
ては、熱間圧延率を５０％以下、冷間圧延率を８５％以
下で行った場合にはΔｒが小さく異方性が小さい製品が
得られることが判明した。表面性状については熱延終了
から６５０℃までの冷却速度が小さい場合、巻取り温度
が高い場合には不良になることが判明した。熱延温度に
ついては９００℃未満では熱延による再結晶が十分進行
せず表面性状が不良になることがわかった。
さらにNb,Tiを添加したものは、Nb(CN),Ti(CN)が生成す
るために、粒の粗大化が抑えられ細粒化するため粒の粗
大化による表面不良が起きず、Nb,Ti等の元素を添加す
ることは表面性状を良好にするための有効な手段であ
る。
るために、粒の粗大化が抑えられ細粒化するため粒の粗
大化による表面不良が起きず、Nb,Ti等の元素を添加す
ることは表面性状を良好にするための有効な手段であ
る。
また鋳造直後から１０００℃までの冷却速度を１００℃
／sec以上としたのは鋳造直後の復熱を抑制し、結晶粒
の粗大化、粒界酸化を防止するために必要でありこれら
を防止しないと製品表面が不良となる。
／sec以上としたのは鋳造直後の復熱を抑制し、結晶粒
の粗大化、粒界酸化を防止するために必要でありこれら
を防止しないと製品表面が不良となる。
１０００℃あるいは熱間圧延終了後から６５０℃までの
平均冷却速度を１０℃／sec以上と定めたのは、この温
度域では冷却が遅いとCr炭化物の析出が生じるために冷
却前の酸洗時に粒界腐食が生じ製品には粒界腐食起因の
肌荒れが生じることになるからであり、これを防止する
ためにも６５０℃までの冷却を平均冷却速度を１０℃／
sec以上とすることが必要であり、また巻取り中のCr炭
化物の析出を防止するためにも巻取り温度は６５０℃以
下が必要となる。
平均冷却速度を１０℃／sec以上と定めたのは、この温
度域では冷却が遅いとCr炭化物の析出が生じるために冷
却前の酸洗時に粒界腐食が生じ製品には粒界腐食起因の
肌荒れが生じることになるからであり、これを防止する
ためにも６５０℃までの冷却を平均冷却速度を１０℃／
sec以上とすることが必要であり、また巻取り中のCr炭
化物の析出を防止するためにも巻取り温度は６５０℃以
下が必要となる。
製品板の平均結晶粒径を１０００℃〜１１５０℃で６０
μｍ以下にするような焼鈍を行うと規定したのは、製品
板の粒径が粗大になると加工時に肌荒れが顕著になるい
わゆるオレンジピールが発生し美観を大きく損ねること
になるためである。これを防止するためには、１０００
〜１１５０℃における焼鈍時間が長時間になるほど粗粒
になるため上述の温度範囲における焼鈍時間を変化させ
結晶粒を粗大化させないことが重要であり、焼鈍温度と
焼鈍時間を制御し平均結晶粒径を６０μｍ以下にするこ
とが必要となる。
μｍ以下にするような焼鈍を行うと規定したのは、製品
板の粒径が粗大になると加工時に肌荒れが顕著になるい
わゆるオレンジピールが発生し美観を大きく損ねること
になるためである。これを防止するためには、１０００
〜１１５０℃における焼鈍時間が長時間になるほど粗粒
になるため上述の温度範囲における焼鈍時間を変化させ
結晶粒を粗大化させないことが重要であり、焼鈍温度と
焼鈍時間を制御し平均結晶粒径を６０μｍ以下にするこ
とが必要となる。
また熱間圧延を５０％以下の圧下率で行った場合には、
熱延板焼鈍を行うことで再結晶を進行させ、凝固組織の
破壊を十分に行うことができ、異方性を更に減少させる
ことが可能となることが明らかとなり、また再結晶させ
ることで熱延板が軟化することにより冷却工程を行いや
すくなる。
熱延板焼鈍を行うことで再結晶を進行させ、凝固組織の
破壊を十分に行うことができ、異方性を更に減少させる
ことが可能となることが明らかとなり、また再結晶させ
ることで熱延板が軟化することにより冷却工程を行いや
すくなる。
以上のことについて成分範囲を広げて検討した結果次に
示す成分系に成立することが判明した。なお、成分は重
量％で示した。
示す成分系に成立することが判明した。なお、成分は重
量％で示した。
Ｃ：０．００５〜０．１０％ Si：２．０％以下 Mn：３．０％以下 Ｐ：０．０５０％以下 Ｓ＝０．０１０％以下 Cr：１５．０〜３０．０
％ Ni：５．０〜１５．０％ Mo：３．５％以下 Cu：３．０％以下 A1：０．１％以下 Ｏ：０．０１０％以下 Ｎ：０．２５％以下 Ti：０．６％以下 Nb：１．０％以下 Ca：０．０１％以下 以下に成分の限定理由を述べる。
％ Ni：５．０〜１５．０％ Mo：３．５％以下 Cu：３．０％以下 A1：０．１％以下 Ｏ：０．０１０％以下 Ｎ：０．２５％以下 Ti：０．６％以下 Nb：１．０％以下 Ca：０．０１％以下 以下に成分の限定理由を述べる。
Ｃ：Ｃはステンレス鋼の耐食性には有害であるが強度の
点では望ましい元素である。０．００５％未満では製造
コストを増加させ０．１０％を越えると耐食性を大幅に
劣化させるので０．００５〜０．１０％とした。
点では望ましい元素である。０．００５％未満では製造
コストを増加させ０．１０％を越えると耐食性を大幅に
劣化させるので０．００５〜０．１０％とした。
Si:Siはステンレス鋼の耐食性を向上させ、また耐酸化
性にも有効な元素であるが、高温における延性を低下さ
せるため２．０以下とした。
性にも有効な元素であるが、高温における延性を低下さ
せるため２．０以下とした。
Mn:Mnは高価なNiの代替として添加でき同時にＮの固溶
度を増すが３．０％を越すと鋳造時の割れが顕著となる
ため３．０％以下とした。
度を増すが３．０％を越すと鋳造時の割れが顕著となる
ため３．０％以下とした。
Ｐ：Ｐは耐食性、鋳造性の点で少ない方が良好であり
０．０５０％以下とした。これを越えると耐食性、鋳造
性が劣化する。
０．０５０％以下とした。これを越えると耐食性、鋳造
性が劣化する。
Ｓ：Ｓは耐食性、鋳造性の点で少ない方が良好であり
０．０１０％以下とした。これを越えると耐食性、鋳造
性が劣化する。
０．０１０％以下とした。これを越えると耐食性、鋳造
性が劣化する。
Cr:Crはステンレス鋼の基本成分であり、Niとのバラン
スから１５．０〜３０．０％とした。１５．０％未満で
は耐食性が不良となり、３０．０％を越えると高価にな
る。
スから１５．０〜３０．０％とした。１５．０％未満で
は耐食性が不良となり、３０．０％を越えると高価にな
る。
Ni:NiはCrと共にステンレス鋼の基本成分であり、オー
ステナイト安定化元素として添加され、Cr量とのバラン
スら５．０〜１５．０％で添加される。
ステナイト安定化元素として添加され、Cr量とのバラン
スら５．０〜１５．０％で添加される。
Mo:Moはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であ
り、特に局部腐食を抑制するのに効果的で、必要に応じ
て３．５％以下で添加できる。
り、特に局部腐食を抑制するのに効果的で、必要に応じ
て３．５％以下で添加できる。
Cu:Cuはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であ
り、必要に応じて３．０％以下で添加できる。
り、必要に応じて３．０％以下で添加できる。
A1：A1は強力な脱酸剤として０．１％以下で添加する。
これを越えると耐食性、鋳造性を劣化させる。
これを越えると耐食性、鋳造性を劣化させる。
Ｏ：Ｏは耐食性、鋳造性の点で少ない方が良好であり
０．０１０％以下とした。これを越えると耐食性、鋳造
性が劣化する。
０．０１０％以下とした。これを越えると耐食性、鋳造
性が劣化する。
Ｎ：Ｎはステンレス鋼の強度、耐食性を向上させる元素
であり０．２５％以下で添加できる。０．２５％を越え
ると鋳造時の割れが顕著となる。
であり０．２５％以下で添加できる。０．２５％を越え
ると鋳造時の割れが顕著となる。
Ti:Tiは必要に応じて０．６％以下で添加するが、Ｃを
固定して耐食性を向上させまたCaと共存してＯを固定
し、Si,Mnの酸化物を出現させず、耐食性を大幅に向上
させる。またTiの炭窒化物は高温で安定であるために粒
成長を防止し細粒化に寄与するため表面性状を良好にす
る。
固定して耐食性を向上させまたCaと共存してＯを固定
し、Si,Mnの酸化物を出現させず、耐食性を大幅に向上
させる。またTiの炭窒化物は高温で安定であるために粒
成長を防止し細粒化に寄与するため表面性状を良好にす
る。
Nb:Nbは必要に応じて１．０％以下で添加するが、Ｃを
固定し耐食性を向上させる。またNbの炭窒化物は高温で
安定であるために粒成長を防止し細粒化に寄与するため
表面性状を良好にする。
固定し耐食性を向上させる。またNbの炭窒化物は高温で
安定であるために粒成長を防止し細粒化に寄与するため
表面性状を良好にする。
Ca:Caは強力な脱酸、脱硫剤として効果的であり、０．
０１％以下で添加できる。これを越えると表面性状を不
良にする。
０１％以下で添加できる。これを越えると表面性状を不
良にする。
また本発明者等は、急冷凝固される、薄いゲージの鋳片
の割れを防止する手段を凝固直後の材料（鋳片）に延性
を付与する方向で研究を進めた。各種の合金について、
グリーブル試験機により、丸棒引張試験片を通電加熱し
平行部中央が溶融開始するまで昇温し測温しつつ溶融を
継続し、その後２０℃／secで急冷して融点直下の温度
で保持し、引張試験を実施し破断までの試験片の絞り
（％）と引張試強度を測定した。特に絞りが５０％以上
となる温度に注目し合金組成の研究を実施した。調査し
た合金組成はCr-Ni系ステンレス鋼であり次のような組
成を有するものである。組成は重量％で表示している。
の割れを防止する手段を凝固直後の材料（鋳片）に延性
を付与する方向で研究を進めた。各種の合金について、
グリーブル試験機により、丸棒引張試験片を通電加熱し
平行部中央が溶融開始するまで昇温し測温しつつ溶融を
継続し、その後２０℃／secで急冷して融点直下の温度
で保持し、引張試験を実施し破断までの試験片の絞り
（％）と引張試強度を測定した。特に絞りが５０％以上
となる温度に注目し合金組成の研究を実施した。調査し
た合金組成はCr-Ni系ステンレス鋼であり次のような組
成を有するものである。組成は重量％で表示している。
Ｃ：０．００５〜０．１５％ Si：０〜４．０％ Mn：０〜７．０％ Ｐ：０．００１〜０．１
０％ Ｓ：０．０００３〜０．０８％ Cr：１５．０〜３５．
０％ Ni５．０〜３３．０％ Mo：０〜７．０％ Cu０〜３．０％ A1：０〜７．０％ Ｏ：０．００２〜０．０１１％ Ｎ：０．００５〜
０．４０％ Ti：０〜０．８％ Nb：０〜１．２％ Ca：０〜０．０３％ Ｂ：０〜０．００５％ Zr；０〜０．１％ Ce：０〜０．０６％ これらの検討の結果、合金の凝固直後の延性にきわめて
顕著な作用を及ぼす成分が認められた。ステンレス鋼の
主要成分であるCr,Ni,Mo等は余り大きな影響を及ぼさな
いが、Si,Mn，Ｓ，Ｎ，Ｐ，Ｏ等の影響が顕著である。
第１図は溶融グリーブル試験において、溶融後融点直下
の各種温度で引張試験を実施し、絞りが５０％に達する
温度を示したものである。図中での大部分の検討はに
示す１８Cr−８Ni−０．６Si−１．２Mnを基本成分系と
する合金で検討した。に示す通りこれらの成分系では
融点直下で５０％に達する温度が１３３０℃程度で、
に示すようにＳを変えると大きく変動し低Ｓでは１３４
０℃、高Ｓでは１３００℃に低下する。なおこの温度は
グリーブル試験片の表面温度である。試験片中心部の割
れはデンドライトの境界面に沿って残留した液相に沿っ
て伝播しており液膜脆化と考えられる。ところがに示
した１８Cr−８Niで０．２％、Mnを０．２％にし、Ｓを
０．００１％の成分系にしたものでは、上記の温度が１
３５０℃以上になり１３７０〜１３８０℃に近ずくこと
が判明した。こうしての合金は融点直下から延性が大
きく、きわめて割れが生じにくい。に示す通り、Si,M
n量を変化させた成分系ではこの温度が大きく変動する
ことが判明した。更にこのSi,Mnについて検討を進めた
ところこの融点直下の延性の変化は第２図に示すように
Si量に大きく依存し、Mn量には大きく依存しないことが
判明した。この第２図よりSiを０．５％以下にした場合
はMnは２％まで許容される。また第３図に示すようにＳ
とＮの関係について整理したところＳ，Ｎが増加するほ
ど高温の延性は低下する傾向がみられ１５×Ｓ（％）＋
Ｎ（％）が０．１８％以上になると延性低下が顕著とな
る。１８Cr−８Ni基本成分系としたものではSi,Mn，
Ｓ，Ｎ，Ｏ等の影響が大きく、延性に大きく影響する成
分としてSi,Mn，Ｓ，Ｎについて融点直下での延性不足
による割れ等に起因する表面特性の劣化を防ぐ成分範囲
を以下のように定めた。
０％ Ｓ：０．０００３〜０．０８％ Cr：１５．０〜３５．
０％ Ni５．０〜３３．０％ Mo：０〜７．０％ Cu０〜３．０％ A1：０〜７．０％ Ｏ：０．００２〜０．０１１％ Ｎ：０．００５〜
０．４０％ Ti：０〜０．８％ Nb：０〜１．２％ Ca：０〜０．０３％ Ｂ：０〜０．００５％ Zr；０〜０．１％ Ce：０〜０．０６％ これらの検討の結果、合金の凝固直後の延性にきわめて
顕著な作用を及ぼす成分が認められた。ステンレス鋼の
主要成分であるCr,Ni,Mo等は余り大きな影響を及ぼさな
いが、Si,Mn，Ｓ，Ｎ，Ｐ，Ｏ等の影響が顕著である。
第１図は溶融グリーブル試験において、溶融後融点直下
の各種温度で引張試験を実施し、絞りが５０％に達する
温度を示したものである。図中での大部分の検討はに
示す１８Cr−８Ni−０．６Si−１．２Mnを基本成分系と
する合金で検討した。に示す通りこれらの成分系では
融点直下で５０％に達する温度が１３３０℃程度で、
に示すようにＳを変えると大きく変動し低Ｓでは１３４
０℃、高Ｓでは１３００℃に低下する。なおこの温度は
グリーブル試験片の表面温度である。試験片中心部の割
れはデンドライトの境界面に沿って残留した液相に沿っ
て伝播しており液膜脆化と考えられる。ところがに示
した１８Cr−８Niで０．２％、Mnを０．２％にし、Ｓを
０．００１％の成分系にしたものでは、上記の温度が１
３５０℃以上になり１３７０〜１３８０℃に近ずくこと
が判明した。こうしての合金は融点直下から延性が大
きく、きわめて割れが生じにくい。に示す通り、Si,M
n量を変化させた成分系ではこの温度が大きく変動する
ことが判明した。更にこのSi,Mnについて検討を進めた
ところこの融点直下の延性の変化は第２図に示すように
Si量に大きく依存し、Mn量には大きく依存しないことが
判明した。この第２図よりSiを０．５％以下にした場合
はMnは２％まで許容される。また第３図に示すようにＳ
とＮの関係について整理したところＳ，Ｎが増加するほ
ど高温の延性は低下する傾向がみられ１５×Ｓ（％）＋
Ｎ（％）が０．１８％以上になると延性低下が顕著とな
る。１８Cr−８Ni基本成分系としたものではSi,Mn，
Ｓ，Ｎ，Ｏ等の影響が大きく、延性に大きく影響する成
分としてSi,Mn，Ｓ，Ｎについて融点直下での延性不足
による割れ等に起因する表面特性の劣化を防ぐ成分範囲
を以下のように定めた。
Si：０．５％以下 Mn：２．０％以下 Ｓ：０．００８％以下 Ｎ：０．１８％以下 また１５×Ｓ＋Ｎ＜０．１８ 本発明の実施例について述べる。
表４に示す成分の合金を溶製し、これら合金を内部水冷
型の双ロール鋳造機において１．７〜４．５mm厚、８０
０mm幅の鋳片に連続鋳造した。Ａ鋼については鋳造後水
冷により１０００℃までを１２０℃sec、６５０℃まで
の平均冷却速度を４０℃／secとして冷却を行い５５０
℃で巻取りを行った。また、Ｂ、Ｃ鋼に対しては鋳造
後、表５に示す条件で熱延〜冷却〜巻取りを行い、酸洗
〜冷延〜焼鈍を行ったのち材質を評価したが、異方性が
小さく表面特性が優れたCr-Ni系ステンレス鋼が製造で
きた。
型の双ロール鋳造機において１．７〜４．５mm厚、８０
０mm幅の鋳片に連続鋳造した。Ａ鋼については鋳造後水
冷により１０００℃までを１２０℃sec、６５０℃まで
の平均冷却速度を４０℃／secとして冷却を行い５５０
℃で巻取りを行った。また、Ｂ、Ｃ鋼に対しては鋳造
後、表５に示す条件で熱延〜冷却〜巻取りを行い、酸洗
〜冷延〜焼鈍を行ったのち材質を評価したが、異方性が
小さく表面特性が優れたCr-Ni系ステンレス鋼が製造で
きた。
（発明の効果） 本発明によれば、製品形状に極力近い形の鋳片を利用し
て熱延工程を簡略化、または省略化することにより経済
的にも優れ、なおかつ材質、表面特性が優れたCr-Ni系
ステンレス鋼を安定して製造できることになり、本発明
はきわめて工業的価値が大きい製造方法である。
て熱延工程を簡略化、または省略化することにより経済
的にも優れ、なおかつ材質、表面特性が優れたCr-Ni系
ステンレス鋼を安定して製造できることになり、本発明
はきわめて工業的価値が大きい製造方法である。
第１図は各種合金の溶融後の引張試験において、絞りが
５０％に達する温度を示した図である。また第２図は１
８Cr−８Ni−０．００３ Ｓ系におけるMnとNiの融点直
下の延性に対する影響を溶融後の引張試験で調べた結果
を示す図であり、絞りが５０％となる温度が１３５０℃
以上を○、１３５０℃未満を×で示した。第３図は１８
Cr−８Ni−０．３Si−０．４Mn系におけるＳとＮの融点
直下の延性に対する影響を溶融後の引張試験で調べた結
果を示す図であり、絞りが５０％となる温度が１３５０
℃以上を○、１３５０℃未満を×で示した。
５０％に達する温度を示した図である。また第２図は１
８Cr−８Ni−０．００３ Ｓ系におけるMnとNiの融点直
下の延性に対する影響を溶融後の引張試験で調べた結果
を示す図であり、絞りが５０％となる温度が１３５０℃
以上を○、１３５０℃未満を×で示した。第３図は１８
Cr−８Ni−０．３Si−０．４Mn系におけるＳとＮの融点
直下の延性に対する影響を溶融後の引張試験で調べた結
果を示す図であり、絞りが５０％となる温度が１３５０
℃以上を○、１３５０℃未満を×で示した。
Claims (6)
- 【請求項１】重量で、１８％Cr−８％Niを基本成分とす
るCr-Ni系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期して
移動する形式の連続鋳造機を用いて凝固時の冷却速度を
３０℃／sec以上として厚さ６mm以下の鋳片に鋳造する
とともに、鋳造出口から冷却を開始し１００℃／sec以
上の平均冷却速度で１０００℃まで冷却し、さらに１０
℃／sec以上の平均冷却速度を確保して６５０℃まで降
温せしめ６５０℃以下の温度で巻き取った後、酸洗を施
し、次いで８５％以下の圧下率を適用する冷間圧延を行
ない、さらに１０００〜１１５０℃の温度域で温度・時
間関係を変化させる制御を行い、材料の平均結晶粒径が
６０μｍを超えない焼鈍を施すことを特徴とする異方性
が小さく表面性状が優れたCr-Ni系ステンレス鋼板の製
造方法。 - 【請求項２】重量で、１８％Cr−８％Niを基本成分とす
るCr-Ni系ステンレス鋼が、さらにSi≦０．５％、Mn≦
２．０％、Ｓ≦０．００８％、Ｎ≦０．１８％であっ
て、１５×Ｓ（％）＋Ｎ（％）＜０．１８なる関係を満
足するものである特許請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項３】重量で、１８％Cr−８％Niを基本成分とす
るCr-Ni系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期して
移動する形式の連続鋳造機を用いて凝固時の冷却速度を
３０℃／sec以上として厚さ１０mm以下の鋳片に鋳造
し、直接に或は降温後再加熱して９００℃以上の温度域
で５０％以下の圧下率を適用する熱間圧延を施し、圧延
終了から１０℃／sec以上の冷却速度を確保して６５０
℃まで冷却し６５０℃以下の温度で巻き取った後、酸洗
を施し、次いで８５％以下の圧下率を適用する冷間圧延
を行ない、さらに１０００〜１１５０℃の温度域で温度
・時間関係を変化させる制御を行い、材料の平均結晶粒
径が６０μｍを超えない焼鈍を施すことを特徴とする異
方性が小さく表面性状が優れたCr-Ni系ステンレス鋼板
の製造方法。 - 【請求項４】重量で、１８％Cr−８％Niを基本成分とす
るCr-Ni系ステンレス鋼が、さらにSi≦０．５％、Mn≦
２．０％、Ｓ≦０．００８％、Ｎ≦０．１８％であっ
て、１５×Ｓ（％）＋Ｎ（％）＜０．１８なる関係を満
足するものである特許請求の範囲第３項記載の方法。 - 【請求項５】重量で、１８％Cr−８％Niを基本成分とす
るCr-Ni系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期して
移動する形式の連続鋳造機を用いて凝固時の冷却速度を
３０℃／sec以上として厚さ１０mm以下の鋳片に鋳造
し、直接に或は降温後再加熱して９００℃以上の温度域
で５０％以下の圧下率を適用する熱間圧延を施し、圧延
終了から１０℃／sec以上の冷却速度を確保して６５０
℃まで冷却し、６５０℃以下の温度で巻き取った後、９
５０℃以上の温度で熱延板焼鈍を施し、さらに酸洗し、
次いで８５％以下の圧下率を適用する冷間圧延を行なっ
た後、１０００〜１１５０℃の温度域で温度・時間関係
を変化させる制御を行い、材料の平均結晶粒径が６０μ
ｍを超えない焼鈍を施すことを特徴とする異方性が小さ
く表面性状が優れたCr-Ni系ステンレス鋼板の製造方
法。 - 【請求項６】重量で、１８％Cr−８％Niを基本成分とす
るCr-Ni系ステンレス鋼が、さらにSi≦０．５％、Mn≦
２．０％、Ｓ≦０．００８％、Ｎ≦０．１８％であっ
て、１５×Ｓ（％）＋Ｎ（％）＜０．１８なる関係を満
足するものである特許請求の範囲第５項記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6176788A JPH0668127B2 (ja) | 1988-03-17 | 1988-03-17 | 異方性が小さく表面性状が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6176788A JPH0668127B2 (ja) | 1988-03-17 | 1988-03-17 | 異方性が小さく表面性状が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01240618A JPH01240618A (ja) | 1989-09-26 |
| JPH0668127B2 true JPH0668127B2 (ja) | 1994-08-31 |
Family
ID=13180599
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6176788A Expired - Fee Related JPH0668127B2 (ja) | 1988-03-17 | 1988-03-17 | 異方性が小さく表面性状が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0668127B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
-
1988
- 1988-03-17 JP JP6176788A patent/JPH0668127B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01240618A (ja) | 1989-09-26 |
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|---|---|---|---|
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