JPH072971B2 - 加工性が良好なフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性が良好なフエライト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPH072971B2 JPH072971B2 JP9106486A JP9106486A JPH072971B2 JP H072971 B2 JPH072971 B2 JP H072971B2 JP 9106486 A JP9106486 A JP 9106486A JP 9106486 A JP9106486 A JP 9106486A JP H072971 B2 JPH072971 B2 JP H072971B2
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- 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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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、加工性の良好なフェライト系ステンレス鋼板
の製造方法に関するものである。
の製造方法に関するものである。
（従来の技術） ステンレス鋼薄鋼板は例えば特開昭55−97430号公報に
記載されている如く、板厚200mm前後に連続鋳造された
鋳片を粗圧延もしくは1200℃に加熱後、熱間仕上圧延し
て熱延板とし、ベル型の焼鈍炉により熱延板焼鈍を施こ
して、冷間圧延、仕上焼鈍を行い、製品とされている。
記載されている如く、板厚200mm前後に連続鋳造された
鋳片を粗圧延もしくは1200℃に加熱後、熱間仕上圧延し
て熱延板とし、ベル型の焼鈍炉により熱延板焼鈍を施こ
して、冷間圧延、仕上焼鈍を行い、製品とされている。
（発明が解決しようとする問題点） 上記の如く、公知の技術は鋳片の厚みが厚く、所定の熱
延板にするための諸エネルギーを必要とする。
延板にするための諸エネルギーを必要とする。
（問題点を解決するための手段） 本発明は、上記問題点を解決するべく、熱間圧延工程
と、熱延板焼鈍工程を一挙に省略することを目的とした
もので、その要旨とするところは下記のとおりである。
と、熱延板焼鈍工程を一挙に省略することを目的とした
もので、その要旨とするところは下記のとおりである。
(1) 重量％で、Cr:8〜30％、C:0.001〜0.5％を含有す
るフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造して厚さ3mm以
下の鋳片を得、該鋳片を凝固温度から1200℃まで空冷以
上の冷却速度で冷却し、次いで1200℃から1000℃まで
を、30℃/sec以上の冷却速度で冷却した後、1000℃以下
700℃以上の温度域で捲取って薄鋳片コイルとした後
に、冷延、焼鈍を施して薄鋼板とすることを特徴とする
加工性が良好なフェライト系ステンレス鋼板の製造方
法。
るフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造して厚さ3mm以
下の鋳片を得、該鋳片を凝固温度から1200℃まで空冷以
上の冷却速度で冷却し、次いで1200℃から1000℃まで
を、30℃/sec以上の冷却速度で冷却した後、1000℃以下
700℃以上の温度域で捲取って薄鋳片コイルとした後
に、冷延、焼鈍を施して薄鋼板とすることを特徴とする
加工性が良好なフェライト系ステンレス鋼板の製造方
法。
(2) 重量％で、Cr:8〜30％、C:0.001〜0.5％を含有す
るフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造して厚さ3mm以
下の鋳片を得、該鋳片を凝固温度から1200℃まで空冷以
上の冷却速度で冷却し、次いで1200℃から1000℃までを
30℃/sec以上の冷却速度で冷却すること、および前記12
00℃から1000℃までの冷却過程若しくはこの冷却過程を
終えた後に、圧下率が10％以上の圧延加工を施し、次い
で1000℃以下700℃以上の温度域で捲取って薄鋳片コイ
ルとした後に、冷延、焼鈍を施して薄鋼板とすることを
特徴とする加工性が良好なフェライト系ステンレス鋼板
の製造方法。
るフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造して厚さ3mm以
下の鋳片を得、該鋳片を凝固温度から1200℃まで空冷以
上の冷却速度で冷却し、次いで1200℃から1000℃までを
30℃/sec以上の冷却速度で冷却すること、および前記12
00℃から1000℃までの冷却過程若しくはこの冷却過程を
終えた後に、圧下率が10％以上の圧延加工を施し、次い
で1000℃以下700℃以上の温度域で捲取って薄鋳片コイ
ルとした後に、冷延、焼鈍を施して薄鋼板とすることを
特徴とする加工性が良好なフェライト系ステンレス鋼板
の製造方法。
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、本発明において鋳片厚みを3mm以下とし、凝固温
度から1200℃まで空冷以上の冷却速度で冷却すると限定
した理由はリジング特性を向上させるためである。
度から1200℃まで空冷以上の冷却速度で冷却すると限定
した理由はリジング特性を向上させるためである。
リジングとは薄鋼板を加工した際に生ずる表面欠陥の一
種であり、通常の普通鋼薄板には認められず、フェライ
ト系ステンレス薄鋼板固有の現象である。この理由は、
フェライト系ステンレス鋼が完全変態せずかつ普通鋼に
比べ再結晶もしにくいために、製造工程時に組織が細粒
化されにくいことに起因すると考えられる。即ち細粒化
されにくいため、成品板にある特定の結晶方位を持つ結
晶粒の集団（以下コロニーと称する）が存在し、加工を
受けた際にコロニー単位で加工異方性が生じリジングと
して観察される。従って製造時にコロニーが形成される
工程以前で細粒化すれば、コロニーも微細化され最終的
にリジング特性が向上する。例えば、従来の熱延板焼鈍
工程は冷延前に熱延板の組織を再結晶させて細粒化させ
ることを企図するものである。更に、本発明者らは以上
の思想に基き研究を進め、α系ステンレス鋼板の製造工
程において仕上熱延工程もコロニー形成工程であること
を確かめ、その前の粗熱延圧工程で再結晶させることで
熱延板焼鈍工程を省略できることを見い出している。
（特開昭59−13026号公報、特願昭60−3002号） 本発明は上記思想を更に発展させ、熱延工程をも省略す
るものである。
種であり、通常の普通鋼薄板には認められず、フェライ
ト系ステンレス薄鋼板固有の現象である。この理由は、
フェライト系ステンレス鋼が完全変態せずかつ普通鋼に
比べ再結晶もしにくいために、製造工程時に組織が細粒
化されにくいことに起因すると考えられる。即ち細粒化
されにくいため、成品板にある特定の結晶方位を持つ結
晶粒の集団（以下コロニーと称する）が存在し、加工を
受けた際にコロニー単位で加工異方性が生じリジングと
して観察される。従って製造時にコロニーが形成される
工程以前で細粒化すれば、コロニーも微細化され最終的
にリジング特性が向上する。例えば、従来の熱延板焼鈍
工程は冷延前に熱延板の組織を再結晶させて細粒化させ
ることを企図するものである。更に、本発明者らは以上
の思想に基き研究を進め、α系ステンレス鋼板の製造工
程において仕上熱延工程もコロニー形成工程であること
を確かめ、その前の粗熱延圧工程で再結晶させることで
熱延板焼鈍工程を省略できることを見い出している。
（特開昭59−13026号公報、特願昭60−3002号） 本発明は上記思想を更に発展させ、熱延工程をも省略す
るものである。
一般に鋳片厚を薄くすると凝固冷却速度及び凝固後の鋳
片冷却速度が大きくなり、鋳造組織が微細化される。第
１図にCrを16％含有するフェライト系ステンレス鋼を鋳
造した時の鋳片厚と鋳造組織の柱状晶の幅との関係を示
し、その鋳造組織の一例を第２図、第３図に示す。
片冷却速度が大きくなり、鋳造組織が微細化される。第
１図にCrを16％含有するフェライト系ステンレス鋼を鋳
造した時の鋳片厚と鋳造組織の柱状晶の幅との関係を示
し、その鋳造組織の一例を第２図、第３図に示す。
フェライト系ステンレス鋼の鋳片厚を従来の102mmより1
01mm、100mm…と薄くしていけば、その鋳造組織はほ
ぼ、柱状晶組織でその柱状晶の大きさは小さくなってい
く。この柱状晶は、従来リジング特性を大いに劣化させ
る要因とされてきたが、そのサイズが小さくなれば劣化
要因とはならない。リジング特性と鋳片厚みの関係を第
４図に示す。この図より鋳片厚みを薄くすることでリジ
ング特性が向上することが認められる。この理由は鋳片
厚を薄くすることで、コロニー形成工程（本発明法では
冷延工程）以前に組織を微細化できるために、コロニー
サイズが小さくなりリジング特性が向上するものと考え
られる。ここで鋳片厚を薄くした時に組織が微細化する
のは、凝固冷却速度と凝固後の鋳片の冷却速度が大きく
なるからである。即ち、凝固冷却速度が大きいと、液相
の過冷度が大きくなりそれだけ固相の核の発生数が増え
細粒化される。また凝固完了後も粒成長による粗粒化が
生ずるので、鋳片冷却速度も大きくしないと、細粒化さ
れない。通常の薄肉鋳片連続鋳造機（単ロール、双ロー
ル、単ベルト、双ベルト鋳造機等）では、鋳片厚を3mm
以下とすることで凝固時の冷却速度を所期の目標を達成
する程度まで大きくできるが、凝固後の粒成長まで必ず
しも抑止できない、通常、凝固温度からフェライト系ス
テンレス鋼の事実上の粒成長停止温度である1200℃ま
で、空冷以上の冷却速度、望ましくは30℃/sec以上の冷
却速度で冷却する必要がある。
01mm、100mm…と薄くしていけば、その鋳造組織はほ
ぼ、柱状晶組織でその柱状晶の大きさは小さくなってい
く。この柱状晶は、従来リジング特性を大いに劣化させ
る要因とされてきたが、そのサイズが小さくなれば劣化
要因とはならない。リジング特性と鋳片厚みの関係を第
４図に示す。この図より鋳片厚みを薄くすることでリジ
ング特性が向上することが認められる。この理由は鋳片
厚を薄くすることで、コロニー形成工程（本発明法では
冷延工程）以前に組織を微細化できるために、コロニー
サイズが小さくなりリジング特性が向上するものと考え
られる。ここで鋳片厚を薄くした時に組織が微細化する
のは、凝固冷却速度と凝固後の鋳片の冷却速度が大きく
なるからである。即ち、凝固冷却速度が大きいと、液相
の過冷度が大きくなりそれだけ固相の核の発生数が増え
細粒化される。また凝固完了後も粒成長による粗粒化が
生ずるので、鋳片冷却速度も大きくしないと、細粒化さ
れない。通常の薄肉鋳片連続鋳造機（単ロール、双ロー
ル、単ベルト、双ベルト鋳造機等）では、鋳片厚を3mm
以下とすることで凝固時の冷却速度を所期の目標を達成
する程度まで大きくできるが、凝固後の粒成長まで必ず
しも抑止できない、通常、凝固温度からフェライト系ス
テンレス鋼の事実上の粒成長停止温度である1200℃ま
で、空冷以上の冷却速度、望ましくは30℃/sec以上の冷
却速度で冷却する必要がある。
以上の理由により、鋳片厚みの上限を3mm以下とし、凝
固温度から1200℃までの冷却温度の下限を空冷以上と限
定した。
固温度から1200℃までの冷却温度の下限を空冷以上と限
定した。
尚、鋳片厚の下限については特に限定しないが、形状の
良好な鋳片を安定的に製造するためには、0.5mm厚以上
であることが望ましい。また凝固温度から1200℃までの
冷却速度の上限についても特に限定しないが実用上制御
できるのは最大200℃／秒程度までである。
良好な鋳片を安定的に製造するためには、0.5mm厚以上
であることが望ましい。また凝固温度から1200℃までの
冷却速度の上限についても特に限定しないが実用上制御
できるのは最大200℃／秒程度までである。
以上リジングに関して、鋳造組織の微細化効果について
述べたが、本発明の様に熱延工程を省略してある板厚の
薄鋼板を製造する場合、鋳片厚を薄くして冷延圧下率を
小さくすることにするリジング特性向上効果もあると考
えられる。
述べたが、本発明の様に熱延工程を省略してある板厚の
薄鋼板を製造する場合、鋳片厚を薄くして冷延圧下率を
小さくすることにするリジング特性向上効果もあると考
えられる。
次に1200℃から1000℃まで30℃／秒以上の冷却速度で冷
却し、1000℃以下700℃以上の温度範囲で鋳片を捲取る
理由について述べる。この理由は鋳片の冷延性と成品板
の機械的性質及び深絞り特性を向上させるためである。
却し、1000℃以下700℃以上の温度範囲で鋳片を捲取る
理由について述べる。この理由は鋳片の冷延性と成品板
の機械的性質及び深絞り特性を向上させるためである。
前述した様にフェライト系ステンレス鋼は完全変態しな
いが、一般に1200℃〜1000℃の高温域では部分変態しα
相とγ相の二相となる。従来の工程における熱延板で
は、α母相中に上記のγ相より変態した低温変態相（α
母相より硬い）が存在るため、このままの状態で冷間圧
延すると、冷延破断したり、冷間圧延時の圧下率が一定
にならず、コイル長手方向の厚みの変動が大きくなりま
たコイル端部に耳ワレが発生する等、冷延性が悪化し
た。
いが、一般に1200℃〜1000℃の高温域では部分変態しα
相とγ相の二相となる。従来の工程における熱延板で
は、α母相中に上記のγ相より変態した低温変態相（α
母相より硬い）が存在るため、このままの状態で冷間圧
延すると、冷延破断したり、冷間圧延時の圧下率が一定
にならず、コイル長手方向の厚みの変動が大きくなりま
たコイル端部に耳ワレが発生する等、冷延性が悪化し
た。
更に材質に関して言及すれば、この低温変態相（硬い
相）の存在は、冷延集合組織の発達を阻害するために、
成品板のリジング特性は向上するが、深絞り特性を著し
く劣化させ、また最終焼鈍時に低温変態相が分解するた
め降伏応力を高くしたり全伸び値を低くする等の問題を
生じた。従って従来、熱延板中の低温変態相をα相と球
状炭化物に分解させるために、熱延板焼鈍工程が必須で
あった。この熱延板焼鈍工程を省略するには、例えば冷
延性や深絞り特性等の劣化を無視して熱延時に低温捲取
をする技術（特公昭49−17932号公報）、リジング特性
の劣化を無視して熱延時に高温捲取をする技術（特公昭
58−32217号公報）、Alを添加して熱延捲取時のγ→α
変態を早めて冷延性、材質を向上させる技術（特開昭61
−23720号公報）、更に粗熱延時に再結晶させてから高
温捲取してリジングと共に深絞り特性等の材質と冷延性
を向上させる技術（特願昭60−3254号）等がある。
相）の存在は、冷延集合組織の発達を阻害するために、
成品板のリジング特性は向上するが、深絞り特性を著し
く劣化させ、また最終焼鈍時に低温変態相が分解するた
め降伏応力を高くしたり全伸び値を低くする等の問題を
生じた。従って従来、熱延板中の低温変態相をα相と球
状炭化物に分解させるために、熱延板焼鈍工程が必須で
あった。この熱延板焼鈍工程を省略するには、例えば冷
延性や深絞り特性等の劣化を無視して熱延時に低温捲取
をする技術（特公昭49−17932号公報）、リジング特性
の劣化を無視して熱延時に高温捲取をする技術（特公昭
58−32217号公報）、Alを添加して熱延捲取時のγ→α
変態を早めて冷延性、材質を向上させる技術（特開昭61
−23720号公報）、更に粗熱延時に再結晶させてから高
温捲取してリジングと共に深絞り特性等の材質と冷延性
を向上させる技術（特願昭60−3254号）等がある。
しかし以上の技術は全て熱延工程を前提としており、ま
た冷延性に関しては熱延時の高温捲取によりγ相の分解
を企図するものである。この高温捲取でγ相を分解させ
た場合、炭化物は球状化し難く、従来の熱延板焼鈍材に
比較して冷延性はやや劣るという問題点を有している。
た冷延性に関しては熱延時の高温捲取によりγ相の分解
を企図するものである。この高温捲取でγ相を分解させ
た場合、炭化物は球状化し難く、従来の熱延板焼鈍材に
比較して冷延性はやや劣るという問題点を有している。
そこで、本発明者らは、上記の問題点を解決し熱延工程
と熱延板焼鈍工程を一挙に省略する方法を研究した結
果、低温変態相の生因となるγ相が多量に生成しない様
に凝固後γ相析出温度範囲を急冷して、かつα相と炭化
物の二相領域で徐冷することで過飽和の固溶Ｃを微細な
球状炭化物にして、冷延性、及び深絞り特性等の材質を
向上させる本発明法を完成した。即ち、鋳片厚が3mm以
下のフェライト系ステンレス鋼薄鋳片を1200℃から1000
℃までの温度範囲をγ相が多量に析出しない様に30℃／
秒以上、望ましくは50℃／秒以上の冷却速度で冷却した
後に、1000℃から700℃の温度範囲で薄鋳片を捲取っ
て、過飽和に固溶したＣを微細な球状炭化物にするもの
である。この時捲取った薄い鋳片コイルを徐冷若しくは
保熱すれば更に効果が大きいことは言うまでもない。
と熱延板焼鈍工程を一挙に省略する方法を研究した結
果、低温変態相の生因となるγ相が多量に生成しない様
に凝固後γ相析出温度範囲を急冷して、かつα相と炭化
物の二相領域で徐冷することで過飽和の固溶Ｃを微細な
球状炭化物にして、冷延性、及び深絞り特性等の材質を
向上させる本発明法を完成した。即ち、鋳片厚が3mm以
下のフェライト系ステンレス鋼薄鋳片を1200℃から1000
℃までの温度範囲をγ相が多量に析出しない様に30℃／
秒以上、望ましくは50℃／秒以上の冷却速度で冷却した
後に、1000℃から700℃の温度範囲で薄鋳片を捲取っ
て、過飽和に固溶したＣを微細な球状炭化物にするもの
である。この時捲取った薄い鋳片コイルを徐冷若しくは
保熱すれば更に効果が大きいことは言うまでもない。
以上の様にして製造した薄鋳片は、通常の方法で製造し
た薄鋳片に比べγ相から変態したパーライト（α相と(F
e,Cr)23C6)相の量が少ないかわりに、α粒内に微細に析
出した炭化物（(Fe,Cr)23C6)が多くなっており、冷延性
は良好である。また、通常の方法で製造した薄鋳片で
は、γ相がα母相の粒界（主としてランダム粒界）に析
出しているのでそのγ相より変態した炭化物（パーライ
トを形成）は、主にα相の粒界を覆っているが、本発明
の方法では前述の様にγ相の析出を抑制して炭化物を析
出させる為に、炭化物はα粒内に微細に分散しα粒界は
比較的清浄である。そのα粒界は冷延・焼鈍時に｛11
1｝粒の再結晶核発生サイトとなるもので、冷延時に炭
化物がα粒界を覆っていると｛111｝粒の核となりにく
い。更にパーライト状の炭化物はクラックの起点となり
易く、機械的性質を損なうという一面もある。即ち本発
明の方法に依れば、単に低温変態相が存在しないという
ばかりではなく、炭化物が粒内に微細分散しているので
成品板の深絞り特性及び機械的性質が良好となる。また
前述の様にα粒のサイズも小さくしてあるのでリジング
特性も良好である。
た薄鋳片に比べγ相から変態したパーライト（α相と(F
e,Cr)23C6)相の量が少ないかわりに、α粒内に微細に析
出した炭化物（(Fe,Cr)23C6)が多くなっており、冷延性
は良好である。また、通常の方法で製造した薄鋳片で
は、γ相がα母相の粒界（主としてランダム粒界）に析
出しているのでそのγ相より変態した炭化物（パーライ
トを形成）は、主にα相の粒界を覆っているが、本発明
の方法では前述の様にγ相の析出を抑制して炭化物を析
出させる為に、炭化物はα粒内に微細に分散しα粒界は
比較的清浄である。そのα粒界は冷延・焼鈍時に｛11
1｝粒の再結晶核発生サイトとなるもので、冷延時に炭
化物がα粒界を覆っていると｛111｝粒の核となりにく
い。更にパーライト状の炭化物はクラックの起点となり
易く、機械的性質を損なうという一面もある。即ち本発
明の方法に依れば、単に低温変態相が存在しないという
ばかりではなく、炭化物が粒内に微細分散しているので
成品板の深絞り特性及び機械的性質が良好となる。また
前述の様にα粒のサイズも小さくしてあるのでリジング
特性も良好である。
ここで、γ相が析出しない様に冷却する温度範囲を1200
℃から1000℃までに限定したのは、通常のフェライト系
ステンレス鋼のγ相析出温度範囲であるからである。ま
たその冷却速度を30℃／秒以上に限定したのはγ相の析
出を抑制するためである、30℃／秒以上で、析出するγ
相量を全γ相量の1/2以下にでき、50℃／秒以上で1/4以
下にできる。尚、本発明で許容できる析出γ相量は母相
に対し体積率で約10％以下であり、γポテンシャルが高
いフェライト系ステンレス鋼では上記冷却速度を高くす
る必要があることは言うまでもない。また、該冷却速度
の上限は特に限定しないが、実用上制御できるのは200
℃／秒程度までである。
℃から1000℃までに限定したのは、通常のフェライト系
ステンレス鋼のγ相析出温度範囲であるからである。ま
たその冷却速度を30℃／秒以上に限定したのはγ相の析
出を抑制するためである、30℃／秒以上で、析出するγ
相量を全γ相量の1/2以下にでき、50℃／秒以上で1/4以
下にできる。尚、本発明で許容できる析出γ相量は母相
に対し体積率で約10％以下であり、γポテンシャルが高
いフェライト系ステンレス鋼では上記冷却速度を高くす
る必要があることは言うまでもない。また、該冷却速度
の上限は特に限定しないが、実用上制御できるのは200
℃／秒程度までである。
また薄鋳片の捲取温度を1000℃以下700℃以上に限定し
た理由にはそれ以上の温度ではγ相が析出する恐れがあ
り、それ以下の温度では原子の有効拡散距離が小さく炭
化物を形成できないからである。また捲取った薄鋳片コ
イルの冷却方法については特に限定しないが、通常100
℃／時間以下の冷却速度であることを前提としている。
また徐冷ないし保熱が有効であることは言うまでもな
い。
た理由にはそれ以上の温度ではγ相が析出する恐れがあ
り、それ以下の温度では原子の有効拡散距離が小さく炭
化物を形成できないからである。また捲取った薄鋳片コ
イルの冷却方法については特に限定しないが、通常100
℃／時間以下の冷却速度であることを前提としている。
また徐冷ないし保熱が有効であることは言うまでもな
い。
尚、本発明は熱延工程と熱延板焼鈍工程を一挙に省略す
ることを目的とするものであるが、単に熱延工程を省略
するだけであるならば、本発明の中の鋳片捲取条件を外
して熱延板焼鈍を実施すれば良いことは言うまでもな
い。
ることを目的とするものであるが、単に熱延工程を省略
するだけであるならば、本発明の中の鋳片捲取条件を外
して熱延板焼鈍を実施すれば良いことは言うまでもな
い。
次に、凝固から捲取までの間に圧下率が10％以上の圧延
加工を実施する理由について述べる。
加工を実施する理由について述べる。
従来の熱延板に比べ本発明の様な薄鋳片の場合、往々に
して鋳片内部に空隙が存在することが多い。この様な空
隙は鋳片の冷延性や成品板の機械的特性を劣化させるこ
とがある。従って鋳片が凝固後顕熱を有する内に10％以
上の圧下を加える圧延を実施して該空隙をなくすれば、
上記問題点は解消される。ここで圧下率を10％以上に限
定した理由はこれ以下の圧下率では空隙をなくする効果
が乏しいからである。また圧下率の上限は特に限定しな
いが、実用上１パス当りの圧下率は70％までである。ま
たパス数についても特に限定しないが、設備コストの点
より１〜３パス程度であることが望ましい。
して鋳片内部に空隙が存在することが多い。この様な空
隙は鋳片の冷延性や成品板の機械的特性を劣化させるこ
とがある。従って鋳片が凝固後顕熱を有する内に10％以
上の圧下を加える圧延を実施して該空隙をなくすれば、
上記問題点は解消される。ここで圧下率を10％以上に限
定した理由はこれ以下の圧下率では空隙をなくする効果
が乏しいからである。また圧下率の上限は特に限定しな
いが、実用上１パス当りの圧下率は70％までである。ま
たパス数についても特に限定しないが、設備コストの点
より１〜３パス程度であることが望ましい。
次に本発明の出発材の成分限定理由について説明する。
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の添加量が増す程耐食性は向上する
が30％を超えると効果が少なく、且つ冷延性も劣化し、
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。
劣るためである。Crの添加量が増す程耐食性は向上する
が30％を超えると効果が少なく、且つ冷延性も劣化し、
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。
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、0.001
％以上とした。Ｃは添加量が多い程リジング特性が良く
なるが、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。
を溶製することは、通常の方法では困難なので、0.001
％以上とした。Ｃは添加量が多い程リジング特性が良く
なるが、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。
本発明における出発材の成分は、Crが８〜30％の範囲
で、常温でα＋（炭化物）となるような成分であればど
のような元素が入っていても本発明の対象に入るもので
あり、すべての温度域でα単相となるような成分組成の
場合も、本発明の範囲に包含されるものであるが、本発
明の主たる目的を達成する成分としては、高温でα，γ
２相となるような成分系であることは言うまでもない。
で、常温でα＋（炭化物）となるような成分であればど
のような元素が入っていても本発明の対象に入るもので
あり、すべての温度域でα単相となるような成分組成の
場合も、本発明の範囲に包含されるものであるが、本発
明の主たる目的を達成する成分としては、高温でα，γ
２相となるような成分系であることは言うまでもない。
従って、成品板の機械的性質や深絞り特性を向上させる
ために、AlやTi等の窒化物形成元素を添加しても、本発
明の効果が損なわれないことは言うまでもない。
ために、AlやTi等の窒化物形成元素を添加しても、本発
明の効果が損なわれないことは言うまでもない。
以下に本発明を実施例に従って詳細に説明する。
（実施例） 実施例１ 第１表に示す成分のフェライト系ステンレス鋼を双ロー
ル法で厚さ2mmの薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷して800
℃で捲取った。凝固温度から1200℃までの冷却速度は約
70℃／秒,1200℃から1000℃までの冷却速度は約60℃／
秒で捲取後の冷却速度は約50℃／時間である。比較のた
め鋳造後空冷して800℃で捲取ったコイルも製造した。
空冷時の冷却速度は20〜30℃／秒である。
ル法で厚さ2mmの薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷して800
℃で捲取った。凝固温度から1200℃までの冷却速度は約
70℃／秒,1200℃から1000℃までの冷却速度は約60℃／
秒で捲取後の冷却速度は約50℃／時間である。比較のた
め鋳造後空冷して800℃で捲取ったコイルも製造した。
空冷時の冷却速度は20〜30℃／秒である。
以上の様にして製造した鋳片を0.4mm厚まで冷間圧延し
たところ、本発明に従って鋳造後水冷して750℃で捲取
ったものは、良好な冷延性を示したが、空冷したものは
冷延板に耳ワレが発生し、板厚変動も大きかった。
たところ、本発明に従って鋳造後水冷して750℃で捲取
ったものは、良好な冷延性を示したが、空冷したものは
冷延板に耳ワレが発生し、板厚変動も大きかった。
（実施例２） 第２表に示す化学成分を有するフェライト系ステンレス
鋼A,B,Cを溶製し、第３表に示す製造プロセスで薄鋼板
とした。プロセスＩは双ロール鋳造機で１〜2mm厚に鋳
造した鋳片を1200℃より1000℃まで水冷して800℃で捲
取ってコイルとした後に、酸洗し、ロール径が150mmの
冷延機で0.4mm厚まで冷延し、875℃で60秒間焼鈍して成
品板とした。尚第３表において、冷却Ｉとは凝固温度か
ら1200℃までの冷却を意味し、冷却IIとは1200℃から10
00℃までの冷却を意味する。プロセスIIは供試鋼を鋳片
厚が4mmの鋳型に鋳込んだ後2.0mm厚まで両表面を平削
し、その後はプロセスＩと同様にして薄鋼板とした。プ
ロセスIIIは鋳片厚が20mmの鋳型に鋳込み、その後はプ
ロセスIIと同様にして薄鋼板とした。
鋼A,B,Cを溶製し、第３表に示す製造プロセスで薄鋼板
とした。プロセスＩは双ロール鋳造機で１〜2mm厚に鋳
造した鋳片を1200℃より1000℃まで水冷して800℃で捲
取ってコイルとした後に、酸洗し、ロール径が150mmの
冷延機で0.4mm厚まで冷延し、875℃で60秒間焼鈍して成
品板とした。尚第３表において、冷却Ｉとは凝固温度か
ら1200℃までの冷却を意味し、冷却IIとは1200℃から10
00℃までの冷却を意味する。プロセスIIは供試鋼を鋳片
厚が4mmの鋳型に鋳込んだ後2.0mm厚まで両表面を平削
し、その後はプロセスＩと同様にして薄鋼板とした。プ
ロセスIIIは鋳片厚が20mmの鋳型に鋳込み、その後はプ
ロセスIIと同様にして薄鋼板とした。
プロセスIVは供試鋼Ｃを鋳片厚が20mmの鋳型に鋳込んで
20mm厚の鋳片とした後、直ちに６パスの熱延を行ない3.
0mm厚の熱延板とした。この時の熱延開始温度は1100℃
で終了温度は921℃であった。この熱延板を840℃で４時
間焼鈍し、その後はプロセスＩと同様にして薄鋼板とし
た。
20mm厚の鋳片とした後、直ちに６パスの熱延を行ない3.
0mm厚の熱延板とした。この時の熱延開始温度は1100℃
で終了温度は921℃であった。この熱延板を840℃で４時
間焼鈍し、その後はプロセスＩと同様にして薄鋼板とし
た。
プロセスＶは供試鋼Ｃを通常の連続鋳造（CC）で250mm
厚の鋳片とし、1200℃に加熱して通常のホットストリッ
プミルで６パスの粗熱延と６パスの仕上熱延を実施し70
0℃で捲取った熱延鋼板を、840℃で４時間焼鈍し、その
後はプロセスＩと同様にして薄鋼板とした。プロセスVI
は供試鋼Ｃを通常のCCで250mm厚の鋳片とし、1200℃に
加熱してホットストリップミルで６パスの粗熱延と６パ
スの仕上熱延を実施し、580℃で捲取った熱延鋼板を、
酸洗し、その後直接冷延、焼鈍して薄鋼板とした。
厚の鋳片とし、1200℃に加熱して通常のホットストリッ
プミルで６パスの粗熱延と６パスの仕上熱延を実施し70
0℃で捲取った熱延鋼板を、840℃で４時間焼鈍し、その
後はプロセスＩと同様にして薄鋼板とした。プロセスVI
は供試鋼Ｃを通常のCCで250mm厚の鋳片とし、1200℃に
加熱してホットストリップミルで６パスの粗熱延と６パ
スの仕上熱延を実施し、580℃で捲取った熱延鋼板を、
酸洗し、その後直接冷延、焼鈍して薄鋼板とした。
以上の様に製造した成品板のリジング特性を各鋳片厚み
と共に第４表に示す。また鋼種A,B,CでプロセスI,II,II
Iで製造した成品板のリジング特性と、鋳片厚みの関係
を第２図に示す。第４表、第２図より本発明法に従って
製造したフェライト系ステンレス鋼板のリジング特性
は、比較法や従来法で製造した場合に比較して、良好で
あることが認められる。
と共に第４表に示す。また鋼種A,B,CでプロセスI,II,II
Iで製造した成品板のリジング特性と、鋳片厚みの関係
を第２図に示す。第４表、第２図より本発明法に従って
製造したフェライト系ステンレス鋼板のリジング特性
は、比較法や従来法で製造した場合に比較して、良好で
あることが認められる。
（実施例３） 第５表に示す化学成分を有するフェライト系ステンレス
鋼板を双ロール鋳造機で2mmに鋳造した後に第６表に示
す冷却圧延捲取条件で薄鋳片コイルとした後に酸洗して
0.4mm厚までロール径150mmの冷延機で冷延し、875℃で6
0秒間焼鈍して成品板とした。その時の冷延性と成品板
の材質特性を第７表に示す。第７表には第５表の成分を
有するフェライト系ステンレス鋼を従来法（実施例２の
プロセスＶ）に従って製造した時の成品板の材質特性も
併せて示す。
鋼板を双ロール鋳造機で2mmに鋳造した後に第６表に示
す冷却圧延捲取条件で薄鋳片コイルとした後に酸洗して
0.4mm厚までロール径150mmの冷延機で冷延し、875℃で6
0秒間焼鈍して成品板とした。その時の冷延性と成品板
の材質特性を第７表に示す。第７表には第５表の成分を
有するフェライト系ステンレス鋼を従来法（実施例２の
プロセスＶ）に従って製造した時の成品板の材質特性も
併せて示す。
第７表より本発明の方法に従って製造した，は従来
法に比較して熱延工程と熱延板焼鈍工程を省略している
にも拘らず、ほぼ同様の材質特性を示している。は全
伸び値がやや低いが、鋳片に本発明の圧延を実施した
では、かなり全伸び値が改善されている。
法に比較して熱延工程と熱延板焼鈍工程を省略している
にも拘らず、ほぼ同様の材質特性を示している。は全
伸び値がやや低いが、鋳片に本発明の圧延を実施した
では、かなり全伸び値が改善されている。
また、1200℃から1000℃間を空冷した比較法のは、冷
却中にγ相が析出しているため、鋳片中にパーライト相
（α相と(Fe,Cr)23C6の層状相）が多量に存在する為、
耳ワレが生ずる等、冷延性が悪く、かつ全伸び値、値
も低い。凝固温度から1200℃まで徐冷した比較法は、
柱状組織が粗大化しリジング特性が劣化している。また
捲取温度が600℃である比較法は捲取時に炭化物を十
分に析出することができないために、冷延ワレを生ずる
等冷延性が著しく悪くかつ降伏応力が高く深絞り特性も
悪い。
却中にγ相が析出しているため、鋳片中にパーライト相
（α相と(Fe,Cr)23C6の層状相）が多量に存在する為、
耳ワレが生ずる等、冷延性が悪く、かつ全伸び値、値
も低い。凝固温度から1200℃まで徐冷した比較法は、
柱状組織が粗大化しリジング特性が劣化している。また
捲取温度が600℃である比較法は捲取時に炭化物を十
分に析出することができないために、冷延ワレを生ずる
等冷延性が著しく悪くかつ降伏応力が高く深絞り特性も
悪い。
（発明の効果） 以上詳述した様に、本発明により熱延工程及び熱延板焼
鈍工程を省略してフェライト系ステンレス鋼板を製造す
れば、従来の熱延工程及び熱延板焼鈍工程を実施して製
造していたものと同等の良好な加工性を有するフェライ
ト系ステンレス鋼板を得ることができ、かつ製造コスト
を大幅に低下できる等産業上裨益するところが大であ
る。
鈍工程を省略してフェライト系ステンレス鋼板を製造す
れば、従来の熱延工程及び熱延板焼鈍工程を実施して製
造していたものと同等の良好な加工性を有するフェライ
ト系ステンレス鋼板を得ることができ、かつ製造コスト
を大幅に低下できる等産業上裨益するところが大であ
る。
第１図はCrを16重量％含有し、Ｃを0.02重量％含有する
フェライト系ステンレス鋼を、片ロール鋳造機、双ロー
ル鋳造機、偏平鋳型、C.C.（連続鋳造機）で鋳造した時
の鋳片厚みと鋳造組織の柱状晶の幅との関係を示す図、
第２図はCrを16重量％含有しＣを0.02重量％含有するフ
ェライト系ステンレス鋼を、双ロール鋳造機で1mm厚に
鋳造した時の金属鋳造組織を示す写真図、第３図はCrを
16重量％含有し、Ｃを0.02重量％含有するフェライト系
ステンレス鋼を鋳片厚が4mm厚の偏平鋳型で鋳造した時
の金属鋳造組織を示す図、第４図はリジング高さと成品
板の鋳片厚みとの関係を示す図である。
フェライト系ステンレス鋼を、片ロール鋳造機、双ロー
ル鋳造機、偏平鋳型、C.C.（連続鋳造機）で鋳造した時
の鋳片厚みと鋳造組織の柱状晶の幅との関係を示す図、
第２図はCrを16重量％含有しＣを0.02重量％含有するフ
ェライト系ステンレス鋼を、双ロール鋳造機で1mm厚に
鋳造した時の金属鋳造組織を示す写真図、第３図はCrを
16重量％含有し、Ｃを0.02重量％含有するフェライト系
ステンレス鋼を鋳片厚が4mm厚の偏平鋳型で鋳造した時
の金属鋳造組織を示す図、第４図はリジング高さと成品
板の鋳片厚みとの関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 遠藤 道雄 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新日 本製鐵株式會社第１技術研究所内 (72)発明者 須貝 哲也 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新日 本製鐵株式會社第１技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭57−25203（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−176649（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Cr:8〜30％、C:0.001〜0.5％を
含有するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造して厚さ
3mm以下の鋳片を得、該鋳片を凝固温度から1200℃まで
空冷以上の冷却速度で冷却し、次いで1200℃から1000℃
までを、30℃/sec以上の冷却速度で冷却した後、1000℃
以下700℃以上の温度域で捲取って薄鋳片コイルとした
後に、冷延、焼鈍を施して薄鋼板とすることを特徴とす
る加工性が良好なフェライト系ステンレス鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】重量％で、Cr:8〜30％、C:0.001〜0.5％を
含有するフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造して厚さ
3mm以下の鋳片を得、該鋳片を凝固温度から1200℃まで
空冷以上の冷却速度で冷却し、次いで1200℃から1000℃
までを30℃/sec以上の冷却速度で冷却すること、および
前記1200℃から1000℃までの冷却過程若しくはこの冷却
過程を終えた後に、圧下率が10％以上の圧延加工を施
し、次いで1000℃以下700℃以上の温度域で捲取って薄
鋳片コイルとした後に、冷延、焼鈍を施して薄鋼板とす
ることを特徴とする加工性が良好なフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9106486A JPH072971B2 (ja) | 1986-04-19 | 1986-04-19 | 加工性が良好なフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9106486A JPH072971B2 (ja) | 1986-04-19 | 1986-04-19 | 加工性が良好なフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62247029A JPS62247029A (ja) | 1987-10-28 |
| JPH072971B2 true JPH072971B2 (ja) | 1995-01-18 |
Family
ID=14016072
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9106486A Expired - Lifetime JPH072971B2 (ja) | 1986-04-19 | 1986-04-19 | 加工性が良好なフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH072971B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02275688A (ja) * | 1988-03-19 | 1990-11-09 | Ricoh Co Ltd | 半導体光集積素子 |
| JP2815603B2 (ja) * | 1989-03-07 | 1998-10-27 | 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 |
| KR930011743B1 (ko) * | 1990-01-17 | 1993-12-20 | 신닛뽄 세이데쓰 가부시끼가이샤 | 표면품질 및 개질이 우수한 Cr-Ni계 스테인레스강 박판의 제조방법 |
| JP4508709B2 (ja) * | 2004-04-13 | 2010-07-21 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フェライト系耐熱鋼鋼板の高効率脱スケール酸洗方法 |
-
1986
- 1986-04-19 JP JP9106486A patent/JPH072971B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62247029A (ja) | 1987-10-28 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |