JPS6151612B2 - - Google Patents
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- JPS6151612B2 JPS6151612B2 JP56037222A JP3722281A JPS6151612B2 JP S6151612 B2 JPS6151612 B2 JP S6151612B2 JP 56037222 A JP56037222 A JP 56037222A JP 3722281 A JP3722281 A JP 3722281A JP S6151612 B2 JPS6151612 B2 JP S6151612B2
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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
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明はステンレス鋼について、従来工程の製
造方法よりも、より経済的に、能率的に優れた材
質の鋼板を製造するための連続鋳造スラブ(以下
単にCCスラブという)の新らしい処理法と熱延
板焼鈍方法に関するものである。 現在、ステンレス鋼のCCスラブは一旦常温ま
で冷却され、全面手入をされ、その後に加熱炉に
て1100〜1250℃の高温で3時間をこえる長時間加
熱が施され、熱間圧延機に供され、必要な板厚に
圧延される。しかしてこの高温加熱に要するエネ
ルギーと時間は莫大なものである。 そこで本発明の第1の目的は連続鋳造されたま
まの高温スラブをその顕熱を利用して再加熱時に
要する加熱エネルギーを極力軽減することにあ
る。第2の目的は上記のプロセスを現状と同じ材
質あるいは簡略な製造方法に活用することであ
る。 SUS430を中心とするフエライト系のステンレ
ス鋼薄板の製造プロセスにおいては、通常CCス
ラブを常温に冷却し、全面の手入を行なつた後
に、ホツトストリツプミル等の熱間圧延機の前方
にある加熱炉に装入して、昇温し所定の温度で保
定後、熱間圧延して、ホツトコイルとして巻取
る。その後コイルをバツチ炉で昇温し、800℃以
上に4時間程度保定後徐冷のような長時間のコイ
ル焼鈍工程を経て酸洗あるいはメカニカル方式で
デスケーリングし、冷間圧延後、最終焼鈍を経て
ステンレス薄板となる。ステンレス薄板の表面に
対する要求特性はきびしいため、CCスラブの表
面手入れはきびしく、全面平削がなされているの
が現状である。 ところが、連続鋳造関連の技術が向上して、
CCスラブを無手入のまま熱延にまわしても表面
欠陥を生じない程度にまで向上している。一方ス
テンレス薄板に要求される材質特性の点から、高
温のCCスラブを冷却することなく直接熱間圧延
に供したり、あるいは高温のCCスラブを保熱し
つつ熱間圧延機の前の加熱炉に装入して熱延する
場合の材質については全く解明されていない。特
に前述の長時間ホツトコイル焼鈍工程との関連あ
るいはホツトコイル焼鈍の短時間化、連続焼鈍
化、更には焼鈍省略化との関連は全く明らかにさ
れていない。 本発明者はこの点に関して種々の研究を重ねた
結果、本発明に到達した。すなわち重量パーセン
トで10%から20%のCrを含むフエライト系ステ
ンレス薄板の製造において、高温のCCスラブを
直接加熱炉を経ずに熱間圧延機にて熱延する(以
下CC−DRプロセスと称する)か、あるいは高温
のCCスラブを保熱しつつ、加熱炉に装入して復
熱後すぐに抽出し、熱間圧延機にて熱延する(以
下CC−ホツトチヤージプロセスと称する)ステ
ンレス鋼のCCスラブの処理法に関連するもので
ある。 以上の本発明に従つたCC−DRとCC−ホツト
チヤージプロセスにおいて(α+γ)2相域に保
持される時間が3時間以内の場合には、通常実施
されているCCスラブを常温に冷却し、再加熱し
て熱延するプロセス比較して、ホツトコイル焼鈍
の条件を30分程度以内、あるいは急速加熱の連続
焼鈍等の短時間の焼鈍や、更には焼鈍を省略して
も、かえつて冷延製品板の加工性が向上すること
を見出したもので、本発明は加工性のすぐれたス
テンレス薄板を省工程でかつ省エネルギープロセ
スで製造することが出来る点に大きな特徴を有し
ている。 以下に本発明の詳細について述べる。 第1図はFe−Cr系フエライトステンレス鋼の
C=0.05%の場合の断面状態図である。10〜20%
Crのステンレス鋼は、δで凝固後1300〜900℃域
でα+γ2相域を通り、900℃以下ではγが消
え、α+炭化物組織となる。18Cr鋼を冷片か
ら、再加熱で1000〜1200℃に加熱し、保定する場
合には、昇熱過程から保定過程を通して(α+
γ)相領域に長時間保持されることになり、この
間に平衡状態図に従つて、α相、γ相のCr濃度
等に相当の差を生ずる。こうして(α+γ)相域
の保持工程は、α相、γ相へのCr、C等の分離
工程と考えられる。一方CC−DRの場合には鋳片
の凝固時に(α+γ)域を通過するのみで(α+
γ)域に保持される時間は極めて短かく、α相、
γ相のCr等の平衡濃度差は再熱プロセスよりも
小さいと予想される。こうして両プロセスによる
α相、γ相には成分偏析等の差異が生じているも
のと想定され、熱間圧延→熱延板焼鈍→冷延→最
終焼鈍を経て製造するフエライト系ステンレス鋼
薄板の製造プロセスに好ましい影響を持つことが
期待された。 そこで本発明者は次のような工程で上記の効果
を調査した。11〜19%Crの通常のフエライト系
ステンレス鋼を溶製し、90mm厚×250mm巾×500mm
厚の扁平の銅塊2本に分注し、一方の鋼塊はただ
ちに熱間圧延機に運びすぐに熱間圧延機で4mm厚
まで熱延した。熱延時の温度は1110℃であつた。
フエライト系ステンレス鋼はCC−DR法でも熱延
時割れは発生しない。他方の鋼塊は常温まで冷却
後、加熱炉に装入し、所定温度(1150℃)に加熱
後2時間の保守時間を取つて鋼塊の温度を均一化
した後4mm厚に熱延した。熱延条件は両プロセス
共同一でリバース方式の8パスとし、平均圧下率
を30〜40%/パスとし、750℃以上で仕上げた。 その後熱延板は850℃で0〜4時間まで時間を
変えて空冷する熱延板焼鈍を施した。その後酸洗
あるいはメカニカルデスケーリングした後1mm厚
まで冷間圧延し840℃×2分空冷の最終焼鈍をし
て薄板を製造した。 薄板の特性はJIS5号引張試験片を使用して、リ
ジング特性、特性等を調査した。17Cr系の
SUS430についての調査結果は第2図の通りであ
る。特性については再熱プロセスの場合は850
℃での焼鈍時間が長い程良くなるが、CC−DRプ
ロセスでは焼鈍時間の依存性が小さく、短時間焼
鈍もしくは焼鈍なしではCC−DRプロセスの値
の方がすぐれている。 リジング特性についても同等で、CC−DRプロ
セスは短時間焼鈍もしくは焼鈍なしの場合には再
熱プロセスよりもすぐれたリジング特性が得られ
ることを示している。こうして当初の推定通り、
CC−DRプロセスでは(α+γ)2相域の保持時
間が短かく、不安定なγ相を生じて、熱延中の分
解あるいは熱延板焼鈍中の分解が早く、したがつ
て所定の特性を得るための熱延板焼鈍時間を短縮
した場合にはむしろ再熱工程よりすぐれた特性を
示し、熱延板焼鈍を省略しても特性の劣化が少な
いことがわかつた。 以上の点を更に詳細に検当するため、CCスラ
ブを型抜き後表面温度を1000〜400℃の範囲に空
冷した後、1100℃に保定した加熱炉で復熱し、表
面温度が1100℃到達後の保持時間を0から3時間
まで変えて、同様に熱延した。このようなホツト
チヤージ方式の結果、加熱炉中の1100℃保定時間
が短かい場合にはCC−DRプロセスに近く、保定
時間が3時間になると、再熱プロセスの特性に近
づくが基本的には第2図の傾向がが確認された。 以上の通り本発明はフエライト系のステンレス
鋼の連続鋳造鋳片の保有する顕熱を最大限に生か
して、高温のCCスラブを直接熱間圧延機にて圧
延するCC−DR法、あるいは高温のCCスラブを
保熱しつつ加熱炉に装入して復熱させた後に熱間
圧延機にて熱延するCC−ホツトチヤージ法にお
いては、スラブが(α+γ)2相域に保持される
時間が通常の再加熱法よりも短かく、したがつて
α相、γ相のCr、C等の分布挙動に差を生じ、
これがα相、γ相の安定度に変化を生じ熱延板焼
鈍を短時間化あるいは省略しても冷間加工性のす
ぐれた薄板の製造を可能にしていることをはじめ
て明らかにしたもので、この知見によりCC−DR
プロセス、CC−ホツトチヤージプロセスと短時
間の熱延板焼鈍や連続焼鈍更には焼鈍省省略とい
つた、極めて省工程で省エネルギー工程において
も、加工性にすぐれたステンレス鋼薄板の製造が
可能になるという実用上の意義を有している。 以下に本発明の限定理由について述べる。 Crを10%から20%にした理由はC%やN%に
よつて影響を受けるが、高温で(α+γ)の2相
域が出現し、本発明の考え方が適用される範囲が
Cr10%から20%のためである。 CC−ホツトチヤージプロセスにおいて400℃を
切ることなく保熱する理由は400℃程度以下にな
ると、省エネルギーの点で効果が小さくなるため
で、材質面での限定根拠はない。 CC−DR法、CC−ホツトチヤージプロセスで
(α+γ)域に加熱される時間を3時間と限定し
たのは3時間を超えるとホツトコイル焼鈍条件を
変えても材質的に特色がなく、省エネルギーの点
でも再熱プロセスとの利点が小さくなるからであ
る。 ホツトコイル焼鈍条件はなるべく短時間化、連
続焼鈍化あるいは省略したい。30分を超える焼鈍
工程では材質が劣化しかつ上記の目的にも合致し
ない。焼鈍温度を800〜1050℃としたのは800℃未
満では焼鈍の意味がなく、1050℃を超えると短時
間でも硬化して材質が劣化するためである。 以下に本発明の実施例について述べる。 転炉と真空処理炉にて通常のSUS430鋼を溶製
し、連続鋳造により250mm厚のスラブA、B、
C、D(成分C:0.05%、Si:0.31%、Mn:0.50
%、Cr:16.8%、Ni:0.11%、Al:0.09%、N:
0.012%)を得た。連鋳機出側でA、B、Cのス
ラブの上面及び側面に断熱材をかぶせて放熱を防
ぎ、高温スラブを作つた。この高温スラブを連続
熱延工場へ運搬し、端部と中央部の温度差をスラ
ブ自身の復熱によつて少なくするため保温カバー
内に10分間保持した状態で待ち、その後保温カバ
ーを取り外し、ただちにAスラブは連続熱間圧延
を行ない3mm厚の熱延板に仕上げた。Bスラブお
よびCスラブはカバー取外し後、加熱炉に装入
し、炉温1150℃まで急速加熱を行ない、スラブが
均一に1100℃になつた段階ですぐBスラブを抽出
し、ただちに熱間圧延を行ない3mm厚の熱延板に
仕上げた。更にCスラブは1150℃で2時間保持し
た後に抽出し熱間圧延を行ない3mm厚の熱延板に
仕上げた。 断熱材をかぶせた時点からAスラブの圧延開始
までに要した時間は35分であり、カバー取り外し
時のスラブ表面温度は1090℃であつた。熱間圧延
仕上り温度はA、B、Cスラブ共800〜850℃、捲
取温度は500〜600℃である。 このようにして連続熱間圧延した3mm厚のホツ
トコイルを焼鈍条件を変え、脱スケール、研磨、
冷延、焼鈍の工程を経て0.70mm厚の製品とし特性
調査を行なつた。研磨工程は通常材よりも更に1
〜2回余分に必要であつた。 一方同じ溶鋼から得られたDスラブは連続鋳造
後、従来工程通り、一度冷片とした後昇温し、
1100℃3時間30分の再加熱を行ない、その後同様
に熱延して3mm厚のホツトコイルとした。熱間圧
延の仕上り温度は800〜850℃、捲取温度は500〜
600℃であつた。 以後はA、B、Cスラブからのホツトコイルと
同工程を通し、材質比較を行なつた。材質試験は
製品薄板からJIS5号引張試験片を圧延方向、圧延
方向に直角方向、圧延方向に45゜方向の各々から
採取し、15%歪を加えて後r値をそれぞれr0,
r90,r45として求め通常の方法でを計算した。
リジングは圧延方向から採取したJIS5号引張試験
片に15%歪を加えた後、粗度計で表面の凹凸を測
定しリジング高さを求めた。 この結果、CC−DRに近いAスラブ、CC−ホ
ツトチヤージプロセスのBスラブ、CC−ホツト
チヤージプロセスで保守時間を長く取つたCスラ
ブの順に(α+γ)域に加熱される時間が長くな
り、それと共に長時間焼鈍プロセスでは特性が向
上して、再加熱プロセスのDスラブの特性に近く
なつている。ところが逆に短時間焼鈍や焼鈍省略
の場合には(α+γ)域の加熱時間が短かいもの
の方が両特性共にすぐれ、いづれも再加熱プロセ
スのDスラブの特性を越えるものとなつている。
なおその他の引張特性、曲げ特性等はA、B、
C、Dスラブ共ほとんど差はなかつた。 以上の通り実施例においても本発明の効果が立
証された。
造方法よりも、より経済的に、能率的に優れた材
質の鋼板を製造するための連続鋳造スラブ(以下
単にCCスラブという)の新らしい処理法と熱延
板焼鈍方法に関するものである。 現在、ステンレス鋼のCCスラブは一旦常温ま
で冷却され、全面手入をされ、その後に加熱炉に
て1100〜1250℃の高温で3時間をこえる長時間加
熱が施され、熱間圧延機に供され、必要な板厚に
圧延される。しかしてこの高温加熱に要するエネ
ルギーと時間は莫大なものである。 そこで本発明の第1の目的は連続鋳造されたま
まの高温スラブをその顕熱を利用して再加熱時に
要する加熱エネルギーを極力軽減することにあ
る。第2の目的は上記のプロセスを現状と同じ材
質あるいは簡略な製造方法に活用することであ
る。 SUS430を中心とするフエライト系のステンレ
ス鋼薄板の製造プロセスにおいては、通常CCス
ラブを常温に冷却し、全面の手入を行なつた後
に、ホツトストリツプミル等の熱間圧延機の前方
にある加熱炉に装入して、昇温し所定の温度で保
定後、熱間圧延して、ホツトコイルとして巻取
る。その後コイルをバツチ炉で昇温し、800℃以
上に4時間程度保定後徐冷のような長時間のコイ
ル焼鈍工程を経て酸洗あるいはメカニカル方式で
デスケーリングし、冷間圧延後、最終焼鈍を経て
ステンレス薄板となる。ステンレス薄板の表面に
対する要求特性はきびしいため、CCスラブの表
面手入れはきびしく、全面平削がなされているの
が現状である。 ところが、連続鋳造関連の技術が向上して、
CCスラブを無手入のまま熱延にまわしても表面
欠陥を生じない程度にまで向上している。一方ス
テンレス薄板に要求される材質特性の点から、高
温のCCスラブを冷却することなく直接熱間圧延
に供したり、あるいは高温のCCスラブを保熱し
つつ熱間圧延機の前の加熱炉に装入して熱延する
場合の材質については全く解明されていない。特
に前述の長時間ホツトコイル焼鈍工程との関連あ
るいはホツトコイル焼鈍の短時間化、連続焼鈍
化、更には焼鈍省略化との関連は全く明らかにさ
れていない。 本発明者はこの点に関して種々の研究を重ねた
結果、本発明に到達した。すなわち重量パーセン
トで10%から20%のCrを含むフエライト系ステ
ンレス薄板の製造において、高温のCCスラブを
直接加熱炉を経ずに熱間圧延機にて熱延する(以
下CC−DRプロセスと称する)か、あるいは高温
のCCスラブを保熱しつつ、加熱炉に装入して復
熱後すぐに抽出し、熱間圧延機にて熱延する(以
下CC−ホツトチヤージプロセスと称する)ステ
ンレス鋼のCCスラブの処理法に関連するもので
ある。 以上の本発明に従つたCC−DRとCC−ホツト
チヤージプロセスにおいて(α+γ)2相域に保
持される時間が3時間以内の場合には、通常実施
されているCCスラブを常温に冷却し、再加熱し
て熱延するプロセス比較して、ホツトコイル焼鈍
の条件を30分程度以内、あるいは急速加熱の連続
焼鈍等の短時間の焼鈍や、更には焼鈍を省略して
も、かえつて冷延製品板の加工性が向上すること
を見出したもので、本発明は加工性のすぐれたス
テンレス薄板を省工程でかつ省エネルギープロセ
スで製造することが出来る点に大きな特徴を有し
ている。 以下に本発明の詳細について述べる。 第1図はFe−Cr系フエライトステンレス鋼の
C=0.05%の場合の断面状態図である。10〜20%
Crのステンレス鋼は、δで凝固後1300〜900℃域
でα+γ2相域を通り、900℃以下ではγが消
え、α+炭化物組織となる。18Cr鋼を冷片か
ら、再加熱で1000〜1200℃に加熱し、保定する場
合には、昇熱過程から保定過程を通して(α+
γ)相領域に長時間保持されることになり、この
間に平衡状態図に従つて、α相、γ相のCr濃度
等に相当の差を生ずる。こうして(α+γ)相域
の保持工程は、α相、γ相へのCr、C等の分離
工程と考えられる。一方CC−DRの場合には鋳片
の凝固時に(α+γ)域を通過するのみで(α+
γ)域に保持される時間は極めて短かく、α相、
γ相のCr等の平衡濃度差は再熱プロセスよりも
小さいと予想される。こうして両プロセスによる
α相、γ相には成分偏析等の差異が生じているも
のと想定され、熱間圧延→熱延板焼鈍→冷延→最
終焼鈍を経て製造するフエライト系ステンレス鋼
薄板の製造プロセスに好ましい影響を持つことが
期待された。 そこで本発明者は次のような工程で上記の効果
を調査した。11〜19%Crの通常のフエライト系
ステンレス鋼を溶製し、90mm厚×250mm巾×500mm
厚の扁平の銅塊2本に分注し、一方の鋼塊はただ
ちに熱間圧延機に運びすぐに熱間圧延機で4mm厚
まで熱延した。熱延時の温度は1110℃であつた。
フエライト系ステンレス鋼はCC−DR法でも熱延
時割れは発生しない。他方の鋼塊は常温まで冷却
後、加熱炉に装入し、所定温度(1150℃)に加熱
後2時間の保守時間を取つて鋼塊の温度を均一化
した後4mm厚に熱延した。熱延条件は両プロセス
共同一でリバース方式の8パスとし、平均圧下率
を30〜40%/パスとし、750℃以上で仕上げた。 その後熱延板は850℃で0〜4時間まで時間を
変えて空冷する熱延板焼鈍を施した。その後酸洗
あるいはメカニカルデスケーリングした後1mm厚
まで冷間圧延し840℃×2分空冷の最終焼鈍をし
て薄板を製造した。 薄板の特性はJIS5号引張試験片を使用して、リ
ジング特性、特性等を調査した。17Cr系の
SUS430についての調査結果は第2図の通りであ
る。特性については再熱プロセスの場合は850
℃での焼鈍時間が長い程良くなるが、CC−DRプ
ロセスでは焼鈍時間の依存性が小さく、短時間焼
鈍もしくは焼鈍なしではCC−DRプロセスの値
の方がすぐれている。 リジング特性についても同等で、CC−DRプロ
セスは短時間焼鈍もしくは焼鈍なしの場合には再
熱プロセスよりもすぐれたリジング特性が得られ
ることを示している。こうして当初の推定通り、
CC−DRプロセスでは(α+γ)2相域の保持時
間が短かく、不安定なγ相を生じて、熱延中の分
解あるいは熱延板焼鈍中の分解が早く、したがつ
て所定の特性を得るための熱延板焼鈍時間を短縮
した場合にはむしろ再熱工程よりすぐれた特性を
示し、熱延板焼鈍を省略しても特性の劣化が少な
いことがわかつた。 以上の点を更に詳細に検当するため、CCスラ
ブを型抜き後表面温度を1000〜400℃の範囲に空
冷した後、1100℃に保定した加熱炉で復熱し、表
面温度が1100℃到達後の保持時間を0から3時間
まで変えて、同様に熱延した。このようなホツト
チヤージ方式の結果、加熱炉中の1100℃保定時間
が短かい場合にはCC−DRプロセスに近く、保定
時間が3時間になると、再熱プロセスの特性に近
づくが基本的には第2図の傾向がが確認された。 以上の通り本発明はフエライト系のステンレス
鋼の連続鋳造鋳片の保有する顕熱を最大限に生か
して、高温のCCスラブを直接熱間圧延機にて圧
延するCC−DR法、あるいは高温のCCスラブを
保熱しつつ加熱炉に装入して復熱させた後に熱間
圧延機にて熱延するCC−ホツトチヤージ法にお
いては、スラブが(α+γ)2相域に保持される
時間が通常の再加熱法よりも短かく、したがつて
α相、γ相のCr、C等の分布挙動に差を生じ、
これがα相、γ相の安定度に変化を生じ熱延板焼
鈍を短時間化あるいは省略しても冷間加工性のす
ぐれた薄板の製造を可能にしていることをはじめ
て明らかにしたもので、この知見によりCC−DR
プロセス、CC−ホツトチヤージプロセスと短時
間の熱延板焼鈍や連続焼鈍更には焼鈍省省略とい
つた、極めて省工程で省エネルギー工程において
も、加工性にすぐれたステンレス鋼薄板の製造が
可能になるという実用上の意義を有している。 以下に本発明の限定理由について述べる。 Crを10%から20%にした理由はC%やN%に
よつて影響を受けるが、高温で(α+γ)の2相
域が出現し、本発明の考え方が適用される範囲が
Cr10%から20%のためである。 CC−ホツトチヤージプロセスにおいて400℃を
切ることなく保熱する理由は400℃程度以下にな
ると、省エネルギーの点で効果が小さくなるため
で、材質面での限定根拠はない。 CC−DR法、CC−ホツトチヤージプロセスで
(α+γ)域に加熱される時間を3時間と限定し
たのは3時間を超えるとホツトコイル焼鈍条件を
変えても材質的に特色がなく、省エネルギーの点
でも再熱プロセスとの利点が小さくなるからであ
る。 ホツトコイル焼鈍条件はなるべく短時間化、連
続焼鈍化あるいは省略したい。30分を超える焼鈍
工程では材質が劣化しかつ上記の目的にも合致し
ない。焼鈍温度を800〜1050℃としたのは800℃未
満では焼鈍の意味がなく、1050℃を超えると短時
間でも硬化して材質が劣化するためである。 以下に本発明の実施例について述べる。 転炉と真空処理炉にて通常のSUS430鋼を溶製
し、連続鋳造により250mm厚のスラブA、B、
C、D(成分C:0.05%、Si:0.31%、Mn:0.50
%、Cr:16.8%、Ni:0.11%、Al:0.09%、N:
0.012%)を得た。連鋳機出側でA、B、Cのス
ラブの上面及び側面に断熱材をかぶせて放熱を防
ぎ、高温スラブを作つた。この高温スラブを連続
熱延工場へ運搬し、端部と中央部の温度差をスラ
ブ自身の復熱によつて少なくするため保温カバー
内に10分間保持した状態で待ち、その後保温カバ
ーを取り外し、ただちにAスラブは連続熱間圧延
を行ない3mm厚の熱延板に仕上げた。Bスラブお
よびCスラブはカバー取外し後、加熱炉に装入
し、炉温1150℃まで急速加熱を行ない、スラブが
均一に1100℃になつた段階ですぐBスラブを抽出
し、ただちに熱間圧延を行ない3mm厚の熱延板に
仕上げた。更にCスラブは1150℃で2時間保持し
た後に抽出し熱間圧延を行ない3mm厚の熱延板に
仕上げた。 断熱材をかぶせた時点からAスラブの圧延開始
までに要した時間は35分であり、カバー取り外し
時のスラブ表面温度は1090℃であつた。熱間圧延
仕上り温度はA、B、Cスラブ共800〜850℃、捲
取温度は500〜600℃である。 このようにして連続熱間圧延した3mm厚のホツ
トコイルを焼鈍条件を変え、脱スケール、研磨、
冷延、焼鈍の工程を経て0.70mm厚の製品とし特性
調査を行なつた。研磨工程は通常材よりも更に1
〜2回余分に必要であつた。 一方同じ溶鋼から得られたDスラブは連続鋳造
後、従来工程通り、一度冷片とした後昇温し、
1100℃3時間30分の再加熱を行ない、その後同様
に熱延して3mm厚のホツトコイルとした。熱間圧
延の仕上り温度は800〜850℃、捲取温度は500〜
600℃であつた。 以後はA、B、Cスラブからのホツトコイルと
同工程を通し、材質比較を行なつた。材質試験は
製品薄板からJIS5号引張試験片を圧延方向、圧延
方向に直角方向、圧延方向に45゜方向の各々から
採取し、15%歪を加えて後r値をそれぞれr0,
r90,r45として求め通常の方法でを計算した。
リジングは圧延方向から採取したJIS5号引張試験
片に15%歪を加えた後、粗度計で表面の凹凸を測
定しリジング高さを求めた。 この結果、CC−DRに近いAスラブ、CC−ホ
ツトチヤージプロセスのBスラブ、CC−ホツト
チヤージプロセスで保守時間を長く取つたCスラ
ブの順に(α+γ)域に加熱される時間が長くな
り、それと共に長時間焼鈍プロセスでは特性が向
上して、再加熱プロセスのDスラブの特性に近く
なつている。ところが逆に短時間焼鈍や焼鈍省略
の場合には(α+γ)域の加熱時間が短かいもの
の方が両特性共にすぐれ、いづれも再加熱プロセ
スのDスラブの特性を越えるものとなつている。
なおその他の引張特性、曲げ特性等はA、B、
C、Dスラブ共ほとんど差はなかつた。 以上の通り実施例においても本発明の効果が立
証された。
【表】
第1図はC;0.05wt%におけるFe−Cr系平衡
状態図、第2図はSUS430鋼について、熱延板焼
鈍時間(850℃での)が、値、リジング高さに
およぼす影響を、従来プロセス(再熱プロセス)
と本発明に従つたプロセス(CC−DRプロセス)
について示す図(焼鈍後空冷)である。 第1図において:●=γ、●=γ+α、〓=α
+κ、〓=α+γ+κ1、▼……変態開始(膨張
計による測定)、▲……変態終了(膨張計による
測定)。
状態図、第2図はSUS430鋼について、熱延板焼
鈍時間(850℃での)が、値、リジング高さに
およぼす影響を、従来プロセス(再熱プロセス)
と本発明に従つたプロセス(CC−DRプロセス)
について示す図(焼鈍後空冷)である。 第1図において:●=γ、●=γ+α、〓=α
+κ、〓=α+γ+κ1、▼……変態開始(膨張
計による測定)、▲……変態終了(膨張計による
測定)。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量%で、10%から20%のCrを含むフエラ
イト系ステンレス鋼を連続鋳造した後、直接熱間
圧延するか或は400℃以下に温度降下せしめるこ
となく保熱若しくは加熱して熱間圧延するに際
し、連続鋳造スラブが(α+γ)域に置かれる時
間が3時間を越えないように保熱或は加熱した
後、熱間圧延し、次いで短時間焼鈍を行うか又は
熱延板焼鈍を省略して冷間圧延し、最終焼鈍する
ことを特徴とする加工性のすぐれたフエライト系
ステンレス鋼板の省工程製造法。 2 熱間圧延後800℃〜1050℃の温度で30分以内
の熱延板焼鈍を行なう特許請求の範囲第1項記載
の加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼板
の省工程製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3722281A JPS57152420A (en) | 1981-03-17 | 1981-03-17 | Production of ferritic stainless steel sheet of superior workability with less stages |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3722281A JPS57152420A (en) | 1981-03-17 | 1981-03-17 | Production of ferritic stainless steel sheet of superior workability with less stages |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS57152420A JPS57152420A (en) | 1982-09-20 |
JPS6151612B2 true JPS6151612B2 (ja) | 1986-11-10 |
Family
ID=12491559
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3722281A Granted JPS57152420A (en) | 1981-03-17 | 1981-03-17 | Production of ferritic stainless steel sheet of superior workability with less stages |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS57152420A (ja) |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS52806A (en) * | 1975-02-20 | 1977-01-06 | Dai Ichi Kogyo Seiyaku Co Ltd | Preparation of ester |
JPS5340625A (en) * | 1976-09-28 | 1978-04-13 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel sheet |
JPS5356143A (en) * | 1976-11-02 | 1978-05-22 | Nippon Steel Corp | Cold rolled steel plate manufactring process by rolling directly sent from continuous casting stainless steel slab |
JPS54128464A (en) * | 1978-03-30 | 1979-10-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Preventing method for transverse crack of continuously cast billet of ferrite stainless steel |
-
1981
- 1981-03-17 JP JP3722281A patent/JPS57152420A/ja active Granted
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS52806A (en) * | 1975-02-20 | 1977-01-06 | Dai Ichi Kogyo Seiyaku Co Ltd | Preparation of ester |
JPS5340625A (en) * | 1976-09-28 | 1978-04-13 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel sheet |
JPS5356143A (en) * | 1976-11-02 | 1978-05-22 | Nippon Steel Corp | Cold rolled steel plate manufactring process by rolling directly sent from continuous casting stainless steel slab |
JPS54128464A (en) * | 1978-03-30 | 1979-10-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Preventing method for transverse crack of continuously cast billet of ferrite stainless steel |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS57152420A (en) | 1982-09-20 |
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