JPH01240618A - 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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- JPH01240618A JPH01240618A JP63061767A JP6176788A JPH01240618A JP H01240618 A JPH01240618 A JP H01240618A JP 63061767 A JP63061767 A JP 63061767A JP 6176788 A JP6176788 A JP 6176788A JP H01240618 A JPH01240618 A JP H01240618A
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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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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。
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差のない、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。
スにおいて鋳片と鋳型内壁面の相対速度差のない、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、厚さにして放間のホットストリップを製
造してきた。その後この厚さ放間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１００ａａｎ以上の素材
から製造されるために集合組繊が発達し、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、厚さにして放間のホットストリップを製
造してきた。その後この厚さ放間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１００ａａｎ以上の素材
から製造されるために集合組繊が発達し、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１００閤以上
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と多大なエネルギー、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。
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と多大なエネルギー、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Ｊ ８５’、 Ａｌ９７〜８５”、 Ａ
２５６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１〜１０ＩＩＩｍ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
２０〜５０５ｍ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。
２５６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１〜１０ＩＩＩｍ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
２０〜５０５ｍ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。
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筒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。
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６ ｍｍ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１００℃／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１００
０〜１１５０℃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。
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６ ｍｍ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１００℃／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１００
０〜１１５０℃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３０船以下
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。
レス鋼の小鋼塊を実験室で溶解し、鋳片厚で３０船以下
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品板より圧延方向に対して、平
行（Ｌ方向）、直角（Ｃ方向）、４５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Δｒ＝ （（ｒ、＋
ｒＣ−２ｒａ ）／２）を求めて異方性の評価とした。
行（Ｌ方向）、直角（Ｃ方向）、４５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Δｒ＝ （（ｒ、＋
ｒＣ−２ｒａ ）／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１００
０℃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。
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１００
０℃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、Ｎ
ｂ。
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、Ｎ
ｂ。
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。
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ｌＯ℃／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
めに冷延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１
０℃／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ｌＯ℃／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
めに冷延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１
０℃／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
−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６０ｎ以下にすることが
必要となる。
−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６０ｎ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延工程を行いや
す（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延工程を行いや
す（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。
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 ： ０．００８〜０．１０％ Ｓｔ ： ２．０
％以下１’ｌｎ ： 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 Ａｆ：０．１％以下０ ： ０．０１０％以
下 Ｎ ： ０．２５％以下Ｔｉ ： ０．６％以
下 Ｗｂ ： １．０％以下Ｃａ ： ０．０１
％以下 以下に成分の限定理由を述べる。
％以下１’ｌｎ ： 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 Ａｆ：０．１％以下０ ： ０．０１０％以
下 Ｎ ： ０．２５％以下Ｔｉ ： ０．６％以
下 Ｗｂ ： 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０．０ Ｏ５〜０．１０％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０．０ Ｏ５〜０．１０％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。
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。
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。
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。
Ｐ：Ｐは耐食性、鋳造性の点で少ない方が良好でありｏ
、 ｏ ｓ ｏ％以下とした。これを越えると耐食性、
鋳造性が劣化する。
、 ｏ ｓ ｏ％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。
．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。
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。
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
ｆｆ１とのバランスから５．０〜１５．０％で添加され
る。
あり、オーステナイト安定化元素として添加され、Ｃｒ
ｆｆ１とのバランスから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。
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。
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。
素であり、必要に応じて３．０％以下で添加できる。
Ａｊ：ｊＶは強力な脱−割として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。
る。これを越えると耐食性、鋳造性を劣化させる。
０：０は耐食性、鋳造性の点で少ない方が良好であり０
．０１０％以下どした。これを越えると耐食性、鋳造性
が劣化する。
．０１０％以下どした。これを越えると耐食性、鋳造性
が劣化する。
ＳＵＮ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を固定し耐食性を向上させまたＣａと共存して０
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。
が、Ｃを固定し耐食性を向上させまたＣａと共存して０
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。
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。
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。
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。
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。
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−プル試験機により、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（％）と引張強度を測定した。
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。
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．Ｏ％ Ｐ ： ０．００１〜
０．１０％Ｓ ： ０．０００３〜０．０８％ Ｃｒ
： １５．０〜３５．０％Ｎｉ ： ５．０〜３３．
０％ Ｍｏ ： ０〜７．０％Ｃｕ ： Ｏ〜３．
０％ Ａｌ： Ｏ〜７．０％０ ： ０．００２
〜０．０１１％ Ｎ ： ０．００５〜０，４０％Ｔｉ
： Ｏ〜０．８％ Ｎｂ ： Ｏ〜１．２％Ｃ
ａ ： Ｏ〜０．０３％ Ｂ ： Ｏ〜０．００
５％Ｚｒ ＝ Ｏ〜０．１％ Ｃｅ ： Ｏ〜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。
Ｍｎ ： ０〜７．Ｏ％ Ｐ ： ０．００１〜
０．１０％Ｓ ： ０．０００３〜０．０８％ Ｃｒ
： １５．０〜３５．０％Ｎｉ ： ５．０〜３３．
０％ Ｍｏ ： ０〜７．０％Ｃｕ ： Ｏ〜３．
０％ Ａｌ： Ｏ〜７．０％０ ： ０．００２
〜０．０１１％ Ｎ ： ０．００５〜０，４０％Ｔｉ
： Ｏ〜０．８％ Ｎｂ ： Ｏ〜１．２％Ｃ
ａ ： Ｏ〜０．０３％ Ｂ ： Ｏ〜０．００
５％Ｚｒ ＝ Ｏ〜０．１％ Ｃｅ ： Ｏ〜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。
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−プル
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ｌ ８Ｃｒ −８Ｎ
ｉ−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１３４０℃１
高Ｓでは１３００℃に低下する。なおこの温度はグリ−
プ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１
８Ｃｒ−８ＮｉでＳｉを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１３５０℃以上になり１３７０〜１３８０℃に近ず
くことか判明した。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、 Ｍｎ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。
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ｌ ８Ｃｒ −８Ｎ
ｉ−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１３４０℃１
高Ｓでは１３００℃に低下する。なおこの温度はグリ−
プ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１
８Ｃｒ−８ＮｉでＳｉを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１３５０℃以上になり１３７０〜１３８０℃に近ず
くことか判明した。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、 Ｍｎ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５ｔｆｆｉ
に大きく依存し、Ｍｎｌには大きく依存しないことが判
明しな。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量 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
。
融点直下の延性の変化は第２図に示すように５ｔｆｆｉ
に大きく依存し、Ｍｎｌには大きく依存しないことが判
明しな。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量 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
。
Ｓｔ ： ０．５％以下
Ｍｎ ： ２．０％以下
Ｓ ： ０．００８％以下
Ｎ：０．１８％以下
また １５Ｘ Ｓ ＋ Ｎ ＜０．１８本発明の実施例
について述べる。
について述べる。
表４に示す成分の合金を溶製し、これらの合金を内部水
冷型の双ロール鋳造機において１．７〜４、５ ｍｍ厚
、８００ｍｍ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。
冷型の双ロール鋳造機において１．７〜４、５ ｍｍ厚
、８００ｍｍ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−Ｎ
ｉ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−Ｎ
ｉ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 −０，００３Ｓ系におけるＭｎ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１
３５０℃以上を０，１３５０℃未満を×で示した。第３
図は１８Ｃｒ−８Ｎｉ−０，３Ｓｔ 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０，１３５０℃未満を×で
示した。 第１図 １ｅ ？ ４’ｌｌ ｂｓ−６０％ｒ： Ｉｌｔ ａ
；１１３ Ｃ’Ｃ）５１（ｄｓ） ｏ、ｏｓ ｏ、ｔｏ ｏ、ｔｓＡ／
（ｗｔ Ｘ）
５０％に達する温度を示した図である。また第２図は１
８Ｃｒ−８Ｎｉ −０，００３Ｓ系におけるＭｎ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１
３５０℃以上を０，１３５０℃未満を×で示した。第３
図は１８Ｃｒ−８Ｎｉ−０，３Ｓｔ 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０，１３５０℃未満を×で
示した。 第１図 １ｅ ？ ４’ｌｌ ｂｓ−６０％ｒ： Ｉｌｔ ａ
；１１３ Ｃ’Ｃ）５１（ｄｓ） ｏ、ｏｓ ｏ、ｔｏ ｏ、ｔｓＡ／
（ｗｔ Ｘ）
Claims (6)
- （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６５
０℃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。 - （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
。 - （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。 - （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
。 - （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、９５０℃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
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。 - （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 |
|---|---|---|---|
| JP63061767A 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 |
|---|---|---|---|
| JP63061767A 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 true JPH01240618A (ja) | 1989-09-26 |
| JPH0668127B2 JPH0668127B2 (ja) | 1994-08-31 |
Family
ID=13180599
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63061767A 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) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997026378A1 (fr) * | 1996-01-17 | 1997-07-24 | Nippon Steel Corporation | TOLE D'ACIER INOXYDABLE Cr-Ni LAMINEE A CHAUD DE FAIBLE ANISOTROPIE ET SON PROCEDE DE PRODUCTION |
| CN120464947A (zh) * | 2025-07-15 | 2025-08-12 | 福建青拓特钢技术研究有限公司 | 一种抗高温晶间氧化的不锈钢及其制造方法 |
-
1988
- 1988-03-17 JP JP63061767A patent/JPH0668127B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997026378A1 (fr) * | 1996-01-17 | 1997-07-24 | Nippon Steel Corporation | TOLE D'ACIER INOXYDABLE Cr-Ni LAMINEE A CHAUD DE FAIBLE ANISOTROPIE ET SON PROCEDE DE PRODUCTION |
| US5853501A (en) * | 1996-01-17 | 1998-12-29 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled Cr-Ni stainless steel plate of low anisotropy and process for producing the same |
| KR100259981B1 (ko) * | 1996-01-17 | 2000-06-15 | 아사무라 타카싯 | 저이방성 Cr-Ni기지 열연스테인레스강판 및 그의 제조방법 |
| US6090229A (en) * | 1996-01-17 | 2000-07-18 | Nippon Steel Corporation | Low anisotropic Cr-Ni-based hot rolled stainless steel sheet and process for its production |
| CN120464947A (zh) * | 2025-07-15 | 2025-08-12 | 福建青拓特钢技术研究有限公司 | 一种抗高温晶间氧化的不锈钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0668127B2 (ja) | 1994-08-31 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |