JPS62247029A - 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

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。

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。

（従来の技術） ステンレスｍ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２００Ｂ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。

（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（、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。

（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３１１ｍ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％テ、Ｃｒ：８〜３０％、ｃ：ｏ、ｏｏｌ〜
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３龍以下の鋳片を得、該鋳片を凝固温度から
１２００°Ｃまで空冷以上の冷却速度で冷却し、次いで
１２００℃から１０００″Ｃまでを３０℃／ｓ’ｅｃ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。

以下に本発明の詳細な説明する。

まず、本発明において鋳片厚みを３ｎ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
限定した理由はり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、成品仮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
受けた際にコロニ一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ｍａｒ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６０−３００
２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。

フェライト系ステンレス鋼の鋳片厚を従来の１０２鶴よ
りＩＱ’ｍｓ、１０°ｆｌ・・・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後
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ｍ（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℃／ｓｅ（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。

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、０．５Ｉ４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。

以上リジーングに関して、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である板厚
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り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。

前述した様にフェテイト系ステンレス鋼は完全変態しな
いが１、−ａ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）が存在するた
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
品板のりジング特性は向上するが、４鐙り特性を著しく
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５Ｂ−３２２１７号公報）　、Ａｆを添加して熱延
捲取時のＴ−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。

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
、低温変態相の主因となる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３１１以
下のフェライト系ステンレス！ｌ１ＥＩ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（
ＦｅｔＣｒ）ｚｔｃ４．’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）ｚｓｃｉ
）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。このα粒
界は冷延・焼鈍時に（１１１）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
（１１１１粒の核となりにくい。更にパーライト状の炭
化物はクラン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
小さくしで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１２
００℃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１７４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、Ｔ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。また捲又った薄鋳
片コイルの冷却方法については特に９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
。

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。

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バス当りの圧下率は７０
％までである。またバ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バ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ＣｒｆＪ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。

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、
γ２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、Ａ１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 表１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２１１の薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷して８
００℃で捲取った。凝固温度から１２００℃までの冷却
速度は約り０℃／秒、　１．２００℃から１０００℃ま
での冷却速度は約り０℃／秒で捲取後の冷却速度は約り
０℃／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
〜ｂ／秒である。

以上の様にして製造した鋳片を０．４ｎ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。

表１　供試材の主要化学成分　（重量％）（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■は双ロール鋳造機で１〜２１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１５０籠の冷延機で０．４　ｔｍ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■とは１２００℃から１０００℃までの
冷却を意味する。プロセス■は供試鋼を鋳片厚が４ｍｓ
の鋳型に鋳込んだ後２．　Ｏｗｍ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■は鋳片厚が２０Ｉｍの鋳型に鋳込み、その後はプ
ロセス■と同様にして薄鋼板とした。

プロセス■は供試鋼Ｃを鋳片厚が２０ｍｍの鋳型に鋳込
んで２０ｍ厚の鋳片とした後、直ちに６パスの熱延を行
ない３．０　ｍ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■は供試ｍｃを通常の連続鋳造（ＣＣ）で２５
０　鶴厚の鋳片とし、１２００℃に加熱して通常のポッ
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７００℃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■は供試鋼Ｃを通常のＣＣで２５０ｆｌ
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、５
８０℃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り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、ｎ、ｍで製造した成品板のりジング特
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
鋼板のりジング特性は、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。

第４表　　成品板のりジング特性 （＋ｕ）　　　　　　　　（μｍ） （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
鋼を双ロール鋳造機で２鶴に鋳造した後に第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
．４　ｍ厚までロール径１５０鶴の冷延機で冷延し、８
７５℃で６０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、は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の層状用
）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、ｆ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りジン
グ特硅が劣化している。

また捲取温度が６００℃である比較法５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稗益するところが大である
。

【図面の簡単な説明】

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ｉｎ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０．０
２重景％含有するフェライト系ステンレス鋼を鋳片厚が
４ｕ厚の偏平鋳型で鋳造した時の金属鋳造ｍ織を示す図
、第４図はり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。 １０’−’　　　　ｌθ’　　　　１０’　　　　／θ
２俯片厚さくｍｒｎ） 第４図 儒畔厚み（ｔｎｍ） 第２図 第８図 二ユニ！Ｌ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 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１
   ２００℃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１２００℃から１
   ０００℃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１
   ０００℃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。