JP2000219918A - オーステナイト系ステンレス薄鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 製造された薄鋼板の表面の光沢むらをなく
す。 【解決手段】 Ｃｒ１７．５〜２２．７重量％、Ｎｉ
７．５〜１１．５重量％、Ｃ０．０１〜０．０６重量
％、Ｓｉ０．２〜０．８重量％、Ｍｎ０．８〜２．４重
量％、Ｐ０．０５重量％以下およびＳ０．０３重量％以
下を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるオース
テナイト系ステンレス鋼の溶湯から双ロール式連続鋳造
圧延法により薄帯状鋳片を鋳造した後、この鋳片を冷間
圧延する。ついで、この冷間圧延板に、１１２０℃以上
でかつγ単相領域の温度内で３分以上保持する焼鈍処理
を１度以上施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、たとえば厚さ
０．３〜０．５ｍｍ程度でかつ表面に光沢むらのないオ
ーステナイト系ステンレス薄鋼板を製造する方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術と発明が解決しようとする課題】オーステ
ナイト系ステンレス薄鋼板を製造する方法として、半連
続鋳造法により厚さ１００〜１５０ｍｍ程度のスラブを
鋳造した後、このスラブに熱間圧延および冷間圧延を施
すことを含む方法に代わって、近年、オーステナイト系
ステンレス鋼の溶湯から双ロール式連続鋳造圧延法によ
り厚さ２〜６ｍｍの薄帯板を鋳造した後、焼鈍、酸洗
し、ついで冷間圧延し、さらに再度焼鈍、酸洗する方法
が採用されるようになってきている。

【０００３】このような方法においては、冷間圧延後の
焼鈍により、板の表面および内部の加工歪みが解消され
るとともに、板の内部組織に再結晶が生じて冷間圧延時
に生じた組織の異方性および機械的性質の異方性が矯正
され、製造されたオーステナイト系ステンレス薄鋼板
は、機械的性質の基準を十分満たす。しかしながら、凝
固時または凝固直後の復熱時に生成、残存したδフェラ
イトは、その位置がγ結晶の粒界に存在したり、粒内に
存在したりして存在位置が一定でなく、また最終製品に
おいてもγオーステナイトへの固溶が十分でない。この
ことから、製造された薄鋼板の表面の結晶粒の大きさが
不均一になり、その結果として表面粗さが不均一になっ
て、製造された薄鋼板の表面に光沢むらが発生し、商品
としての価値を減じるという問題がある。この光沢むら
は、冷間圧延の圧延方向に平行な筋状の白く見える部分
（以下、白色部分という）と、同じく冷間圧延の圧延方
向に平行な筋状の灰色に見える部分（以下、灰色部分と
いう）とが、縞状に現れたものである。

【０００４】そこで、このような光沢むらの発生を防止
する方法として、オーステナイト系ステンレス鋼の溶湯
から双ロール式連続鋳造圧延法により薄帯状鋳片を鋳造
する工程と、この鋳片を一旦γ単相温度領域まで冷却す
る工程と、この鋳片を再度δ＋γの２相温度領域、また
はδ単相温度領域まで加熱した後γ単相温度領域まで冷
却する熱処理を施す工程と、熱処理後鋳片に冷間圧延を
施す工程とよりなる方法が知られている（特開平３−１
９１０２５号公報参照）。

【０００５】しかしながら、この方法では次のような問
題がある。すなわち、特開平３−１９１０２５号公報の
実施例を見ると、前記熱処理時におけるδ＋γの２相温
度領域、またはδ単相温度領域までの加熱は、１３５０
〜１４２０℃で行われているが、このような高温に長時
間加熱すると、燃焼組織が現れ死鋼となるおそれがあ
る。しかも、加熱のためのエネルギコストが高くなる。
また、この加熱は２〜５秒程度の極めて短時間で行われ
るが、この場合１３５０〜１４２０℃という高温でかつ
短時間で加熱するための装置のコストが高くなる。

【０００６】また、上述した光沢むらの発生を防止する
別な方法として、オーステナイト系ステンレス鋼の溶湯
から双ロール式連続鋳造圧延法により薄帯状鋳片を鋳造
する工程と、この鋳片を１２００℃以上のα−γ遷移温
度に３０分〜２時間加熱保持する拡散熱処理を施す工程
と、鋳片を冷間圧延する工程とを含む方法が知られてい
る（特開平４−２５４５２２号公報参照）。

【０００７】しかしながら、この方法では非常に長い焼
鈍時間を必要とするので、板をライン焼鈍することは操
業上不可能であり、板を巻き取った後そのコイルを炉に
入れて焼鈍する必要がある。したがって、コイルの外周
側と内周側では、１時間程度の焼鈍時間のずれが生じる
こととなる。すなわち、コイルの外周側では大きな結晶
粒が分布し、コイルの内周側では比較的小さな結晶粒が
分布することになり、結晶粒の大きさに不均一が生じ
る。

【０００８】この発明の目的は、上記問題を解決したオ
ーステナイト系ステンレス薄鋼板の製造方法を提供する
ことにある。

【０００９】

【課題を解決するための手段と発明の効果】この発明に
よるオーステナイト系ステンレス薄鋼板の製造方法は、
Ｃｒ１７．５〜２２．７重量％、Ｎｉ７．５〜１１．５
重量％、Ｃ０．０１〜０．０６重量％、Ｓｉ０．２〜
０．８重量％、Ｍｎ０．８〜２．４重量％、Ｐ０．０５
重量％以下およびＳ０．０３重量％以下を含み、残部Ｆ
ｅおよび不可避不純物からなるオーステナイト系ステン
レス鋼の溶湯から双ロール式連続鋳造圧延法により薄帯
状鋳片を鋳造した後、この鋳片を冷間圧延し、ついでこ
の冷間圧延板に、１１２０℃以上でかつγ単相領域の温
度内で３分以上保持する焼鈍処理を１度以上施すことを
特徴とするものである。

【００１０】上記方法において、冷間圧延前の帯状鋳片
には、常法による焼鈍、および酸洗が施される。

【００１１】この発明の方法は、本発明者等が種々実験
研究を行った結果、上述した光沢むらの発生には、薄鋼
板表面の表面粗さが大きく影響することを見出だしてな
されたものである。

【００１２】すなわち、本発明者等は、まずオーステナ
イト系ステンレス鋼の溶湯から双ロール式連続鋳造圧延
法により鋳造された薄帯状鋳片を冷間圧延してなる冷間
圧延板における白色部分および灰色部分の表面粗さ（十
点平均粗さ）Ｒｚの推移を調べた。その結果を図１に示
す。図１から明らかなように、冷間圧延後の表面粗さは
白色部分と灰色部分とでは差はないが、焼鈍後および酸
洗後の表面粗さは白色部分では大きく、灰色部分では小
さくなっている。このような酸洗後の表面粗さの差はス
キンパスした後もそのまま残り、これが原因となって上
述したような光沢むらが発生すると考えられる。

【００１３】次に、本発明者等は、上述したような表面
粗さの差が生じる理由を突き止めるために、製造された
薄鋼板の表面を詳細に観察し、その結晶粒度について検
討した。その結果、図２に示すように、白色部分では粒
度分布のピークが非常に微細な部分と比較的大きい部分
に２つあり、灰色部分では非常に微細な部分に１つであ
る。さらに、白色部分の表面においては、非常に微細な
結晶が塊状になって脱落している部分がある。こうし
た、脱落部分が、表面粗さとしては粗くなり、表面の反
射率が各部で異なって、光沢むらが発生すると考えられ
る。

【００１４】以上から、光沢むらの発生を防止するに
は、表面の結晶粒の大きさを均一にすればよいことがわ
かる。

【００１５】また、板の表面を詳細に観察すると、白色
部分と灰色部分とでは表面に残存するδフェライト相の
分布に違いがあることが分かった。すなわち、白色部分
ではδ相はγ結晶粒の粒界に存在しているのに対し、灰
色部分ではδ相はγ結晶粒の粒内に存在している。一般
に、再結晶が起こる場合には、そのもともとの結晶粒界
が、再結晶の起点となりやすい。そして、第２相である
δ相の存在位置が上述のように異なることにより、再結
晶の起こり易さが異なるであろうことが容易に考えられ
る。このようにδ相の残存位置が相違することにより、
板表面の結晶粒の大きさに不均一を生じ、結果として表
面に光沢むらが発生することになる。

【００１６】次に、本発明者等は、δ相の残存位置が異
なる原因について調べた。図３にオーステナイト系ステ
ンレス鋼のＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ３元状態図（Ｃｒ当量とＮ
ｉ当量との和が３０％の垂直断面図）を示す。但し、Ｃ
ｒ当量＝Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋１．５Ｓｉ％＋０．５Ｎｂ％
で表され、Ｎｉ当量＝Ｎｉ％＋３０（Ｃ％＋Ｎ％）＋
０．５Ｍｎ％で表される。請求項１の発明の成分範囲の
場合、図３のＸで示す範囲となる。すなわち、請求項１
の発明の成分範囲では、液体からのδ相の晶出で凝固が
始まり、液体とδ相とγ相の３相共存の状態を経て、凝
固終了時点ではγ相とδ相とが共存している。双ロール
式連続鋳造圧延法においては、溶湯が各ロールに接する
ことにより熱を奪われ、溶湯が凝固温度以下になって凝
固を開始し、２つの凝固シェルが生成するとともにこれ
らの凝固シェルが互いに圧着される。ロールに最近接し
た点では、ロールに強く接触するので大きな抜熱が生
じ、鋳片表面温度は低下するが、内部の温度は高温のま
まである。このとき、ロール表面の汚れ、溶湯表面での
酸化物の巻込み、ロールと溶湯との接触の不均一性によ
って、鋳片全体での抜熱量が一定であり、鋳片の厚さが
一定であっても、鋳片表面からの抜熱は、ロールの長さ
方向に関しては一定とはならない。したがって、ロール
から鋳片が出た後の復熱過程において、抜熱が小さい領
域では復熱速度が小さいのに対し、抜熱が大きく、表面
温度が大きく低下した領域では復熱速度が大きくなり、
図３の状態図上においてγ単相領域からγ＋δの２相領
域になる。

【００１７】凝固完了時、すなわちロールから出た直後
においては、δ相はγ相に囲まれたように粒内に存在
し、復熱速度が小さい場合には、一部のδ相が成長する
ことで復熱時に必要なδ相が生成するので、δ相は凝固
時と同じ粒内に存在する。これに対し、復熱速度が大き
い場合には、δ相の成長と同時に析出が起こる。すなわ
ち、γ粒界が析出開始位置となり、一部γ粒内にδ相を
残したまま、γ粒界にδ相が残存する。

【００１８】鋳造終了後、焼鈍および酸洗が行われ、冷
間圧延の後さらに焼鈍、酸洗された各段階での白色部分
および灰色部分におけるδ相の存在位置を図４に示す。
図４［Ａ］に示すように、白色部分では、ロールから出
た直後においては、δ相はγ相に囲まれたように粒内に
存在し（図４［Ａ］(a) 参照）、鋳造後の復熱速度が小
さいために復熱後δ相はγ粒内に存在する（図４［Ａ］
(b) 参照）。ついで、冷間圧延によってもδ相の存在位
置は変わらず（図４［Ａ］(c) 参照）、冷間圧延後の焼
鈍による再結晶にさいしてはγ粒界が再結晶の起点とな
り易いことから、結果として再結晶時に粒界にδ相が残
存すると考えられる（図４［Ａ］(d) 参照）。これに対
し、図４［Ｂ］に示すように、灰色部分では、ロールか
ら出た直後においては、δ相はγ相に囲まれたように粒
内に存在し（図４［Ｂ］(a) 参照）、鋳造後の復熱速度
が大きいために復熱後δ相はγ粒界に残存する（図４
［Ｂ］(b) 参照）。ついで、冷間圧延によってもδ相の
存在位置は変わらず（図４［Ｂ］(c) 参照）、冷間圧延
後の焼鈍による再結晶にさいしてはγ粒界が再結晶の起
点となり易いことから、結果として再結晶時にδ相がγ
相に囲まれた粒内に残存すると考えられる（図４［Ｂ］
(d) 参照）。

【００１９】このように、復熱後のδ相の残存位置が不
均一に分布することによって、後の工程である焼鈍によ
り生じる再結晶に差が生じ、表面の粗さが異なることが
原因で表面に光沢むらが発生するものと考えられる。

【００２０】したがって、δフェライトを十分にγ相に
固溶させるか、あるいはδ相の残存位置を、再結晶時に
差が生じないように分布させることによって、光沢むら
の発生を防止しうることが判明した。

【００２１】この発明の方法によれば、Ｃｒ１７．５〜
２２．７重量％、Ｎｉ７．５〜１１．５重量％、Ｃ０．
０１〜０．０６重量％、Ｓｉ０．２〜０．８重量％、Ｍ
ｎ０．８〜２．４重量％、Ｐ０．０５重量％以下および
Ｓ０．０３重量％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼の溶湯から
双ロール式連続鋳造圧延法により薄帯状鋳片を鋳造した
後、この鋳片を冷間圧延し、ついでこの冷間圧延板に、
１１２０℃以上の温度で３分以上保持する焼鈍処理を施
すので、冷間圧延によって生じた圧延ひずみが除去され
るとともに、再結晶を生じ、しかも焼鈍温度が高温であ
ることからδ相のγ相への固溶が生じる。但し、前述し
た２つの公報に記載された方法と比較すると、焼鈍温度
が低いか、あるいは焼鈍時間が短いことから、固溶が完
全ではないことは明白であり、後述する表１に示すよう
に、δ相は残存する。残存したδ相は、表面の光沢むら
をなくすためには、その量が少なく、かつ均一に分布し
ていることが望ましく、１１２０℃以上の温度で３分以
上保持することにより、有害性をなくすことができる。
冷間圧延を繰返す場合には、冷間圧延を行う度毎に焼鈍
処理を施すことにより、δ相の固溶が促進されることか
ら、総計で２回以上の焼鈍処理を施すことが望ましい。

【００２２】この発明の方法において、前記焼鈍処理の
加熱温度は１１５０℃以上であることが好ましく、加熱
時間は５分以上であることが好ましい。この加熱温度お
よび加熱時間であれば、δ相のγ相への固溶を一層促進
することができるので、残存したδ相の有害性を除去す
るのに有効である。しかしながら、加熱時間を１２分以
上に設定することは、薄鋼板のライン焼鈍設備を用いる
場合、板の通過速度を極端に遅くする必要があり、設備
の稼働上、現実的ではなく、しかも１２分以上焼鈍を行
っても残存したδ相の有害性除去効果の向上も見られな
い。したがって、焼鈍のさいの加熱時間の上限は１２分
程度で十分である。

【００２３】

【発明の実施の形態】以下、この発明の具体的実施例に
ついて、比較例とともに説明する。

【００２４】実施例１〜９および比較例１〜２ Ｃｒ１８．８２重量％、Ｎｉ１０．３１重量％、Ｃ０．
０１３重量％、Ｓｉ０．３９重量％、Ｍｎ１．７９重量
％、Ｐ０．０３１重量％およびＳ０．００２重量％を含
み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるオーステナイ
ト系ステンレス鋼の溶湯から双ロール式連続鋳造圧延法
により厚さ２．５ｍｍの薄帯状鋳片を鋳造した。つい
で、この鋳片に常法で焼鈍、酸洗を施した後（常法の焼
鈍、酸洗の条件をご記入ください。）、この鋳片を１ｍ
ｍの厚さまで冷間圧延した。その後、この冷間圧延板
を、表１に示す種々の条件で焼鈍した。

【００２５】そして、焼鈍後に残留しているδフェライ
トの量と平均大きさを求めた。δフェライトの量と平均
大きさは、改良村上試薬を用いて着色された部分がδフ
ェライトであると判定し、画像処理をして面積率および
円相当直径を求めた。その結果を表１に示す。

【００２６】また、上記冷間圧延板にスキンパスを施し
た後、表面の光沢状況について、観察した。この観察結
果も表１に示す。

【００２７】比較例３ 上記実施例１〜９と同様にして得られた冷間圧延板に残
留しているδフェライトの量（面積率）と平均大きさ
（円相当直径）を、上述した方法で求めた。また、この
冷間圧延板にスキンパスを施した後の表面の光沢状況に
ついて、観察した。これらの結果も表１に示す。

【００２８】

【表１】

【００２９】表１から明らかなように、板表面のδフェ
ライトは、焼鈍温度を上げ、焼鈍時間を長くすることに
よってγオーステナイト相への固溶が進行し、その面積
率が減じるとともにその大きさが小さくなっていくが、
板の中心部ではδフェライトのγオーステナイト相への
固溶は進むものの、大きさはあまり変化しない。

【図面の簡単な説明】

【図１】オーステナイト系ステンレス鋼の溶湯から双ロ
ール式連続鋳造圧延法により鋳造された薄帯状鋳片を冷
間圧延してなる冷間圧延板における白色部分および灰色
部分の表面粗さの推移を示すグラフである。

【図２】従来法により製造された薄鋼板の表面の結晶粒
度の粒度分布を示す図である。

【図３】オーステナイト系ステンレス鋼のＦｅ−Ｃｒ−
Ｎｉ３元状態図（Ｃｒ等量とＮｉ等量との和が３０％の
垂直断面図）である。

【図４】鋳造終了後、焼鈍および酸洗が行われ、冷間圧
延の後さらに焼鈍、酸洗された各段階での白色部分およ
び灰色部分におけるδ相の存在位置を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 阿部 孝悦 青森県八戸市大字河原木字遠山新田 大平 洋金属株式会社八戸製造所内 (72)発明者 毛利 勝一 大阪市住之江区南港北１丁目７番89号 日 立造船株式会社内 (72)発明者 坂口 治男 大阪市住之江区南港北１丁目７番89号 日 立造船株式会社内 Ｆターム(参考） 4E004 DA13 SD02 SE03 4K037 EA05 EA12 EA15 EA16 EA21 EA23 EA25 EA27 EB05 EB08 EB09 EB14 EC02 FG01 FH01 FJ07 HA05

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃｒ１７．５〜２２．７重量％、Ｎｉ
   ７．５〜１１．５重量％、Ｃ０．０１〜０．０６重量
   ％、Ｓｉ０．２〜０．８重量％、Ｍｎ０．８〜２．４重
   量％、Ｐ０．０５重量％以下およびＳ０．０３重量％以
   下を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるオース
   テナイト系ステンレス鋼の溶湯から双ロール式連続鋳造
   圧延法により薄帯状鋳片を鋳造した後、この鋳片を冷間
   圧延し、ついでこの冷間圧延板に、１１２０℃以上でか
   つγ単相領域の温度内で３分以上保持する焼鈍処理を１
   度以上施すことを特徴とするオーステナイト系ステンレ
   ス薄鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 前記焼鈍処理の加熱温度が１１５０℃以
   上である請求項１記載のオーステナイト系ステンレス薄
   鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 前記焼鈍処理の加熱時間が５分以上であ
   る請求項１または２記載のオーステナイト系ステンレス
   薄鋼板の製造方法。