JPH03107427A - 機械的性質と表面性状が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents

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、その後冷間圧延及び焼鈍
を規定することにより機械的性質と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１００髄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″Ｃ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、厚さにして数（２） ｍｍのホットストリップを製造してきた。その後この厚
さ数岨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１００ｍｍ以上の素材から製造されるために集合組織
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１００ｍｍ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、（３） 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」８５”、八１９
７〜８５゛、八２５６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１〜１０
ｍｍ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〜ｂ が専ら適用される。

（発明が解決しようとする問題点） 以上述べたようにＣｒ−Ｎｉ系ステンレス網板を製造す
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（４） 要がある等、使用時にも問題が生じていた。また薄鋳片
においては工程が簡略化されるために製品の機械的性質
及びステンレス鋼に必要とされる表面特性が鋳片組織の
影響を大きく受け、これらの課題を改善する必要が生じ
製造上の大きな問題点であった。

（問題点を解決しようとするための手段）このため本発
明者たちはこの機械的性質と表面性状の優れたＣｒ−Ｎ
ｉ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。

重量％で１８％Ｃｒ−８％Ｎｉを基本成分とするＣｒＮ
ｉ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６鵬以下の鋳片を鋳造し
、２０℃／ＳｅＣ以上の平均冷却速度を確保して６５０
℃まで冷却し６５０℃以下の温度で捲き取った後、酸洗
を施し、ついで８５％以下の圧下率を適用する冷間圧延
を行い、さらに１０００℃〜（５）（５） １３００℃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を粒度番号で６〜８にする
焼鈍を施すことを特徴とする機械的性質と表面性状が優
れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法。

さらに鋳造性を良好にするために成分として、重量％で
ＳｉＳ２．５％、ＭｎＳ２，０％、Ｓ≦０．００８％、
Ｎ≦０．１８％とし、１５×Ｓ（％）＋Ｎ（％）く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
ンレス鋼の小網塊を実験室で溶解し、鋳片厚で１０ｍｍ
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
試験を行って機械的性質を評価した。

また異方性の評価としては製品板より圧延方向に対し平
行（Ｌ方向）、直角（Ｃ方向）、４５度（Ｄ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（６） Δｒ−（（ｒ、−＋ｒｃ　＋２　ｒｎ　）／２）ｌを求
めた。

第１表に供試鋼の成分（ｗｔ％）、鋳片厚、捲取温度及
び６５０℃または捲取温度までの平均冷却速度を示す。

また第２表には鋳片を酸洗後、直接冷延を行い焼鈍して
、材質を評価した場合のプロセス条件と材質試験結果を
示す。

第２表の本発明法の、鋳造後の冷却速度を２０℃／ｓｅ
ｃ以上にし捲取温度を６５０℃以下とし冷延率８５％以
下で製造し焼鈍温度と時間を制御し粒度番号で６〜８の
結晶粒径にしたものは、強度延性が現行プロセス並でし
かも異方性が小さく、表面性状も良好であった。

しかし比較法のうち、鋳造後の冷却速度が２０℃／ｓｅ
ｃ以下のＮｌ、Ｎ２およびＰｌについては表面性状が不
良となっており、これは鋳造後の冷却速度が遅いために
冷却中に粒界酸化、Ｃｒ炭化物の析出により酸洗時に粒
界腐食が生じ光沢が劣化したことによる。特に捲取温度
を８００’ＣにしたＮｌ、Ｎ２及びＮ３では激しい粒界
腐食を生じ光沢は著しく劣化していた。また冷却速度が
２０℃／（７） ｓｅｃ以上であっても、Ｍｌ、０１のように捲取温度が
６５０℃以−Ｊ−の場合は、捲取り後の冷却中にＣｒ炭
化物が析出し、表面性状が劣化した。

また焼鈍条件が不適切で結晶粒径が小さく、粒度番号で
８より大きくなったＡ３．Ａ４およびに２については、
強度が高く特に耐力が高いために加工時に問題になる。

これば、焼鈍温度が低すぎたり、焼鈍時間が短時間であ
ることによるためであり、本発明法のような鋳片直接冷
延プロセスにおいては、鋳片に存在するδ−フェライト
（以下、δ−Ｆｅ、と略ず）を消滅させるプロセスが、
従来法に比べて大幅に減少するため、焼鈍条件が適切で
ないとδ−Ｆｅ、が焼鈍時に消滅せず、粒成長の抑制に
よる細粒化とδ−Ｆｅ、の存在による強度の増加が起き
たためである。

焼鈍条件により結晶粒径が大きくなり粒度番号が６未満
となったＥ２．Ｆ３については引張時及び加工時に表面
にオレンジビールが発生し表面性状が不良となった。ま
た冷延圧下率が８５％を越える冷間圧延を施したＮ３．
ＰＩではΔｒが大きく（８） 異方性がほぼ現行プロセス材並になることが判明した。

以上示したように、薄鋳片から直接冷延プロセスにおい
て１８Ｃｒ　−８Ｎｉに代表されるＣｒ　−Ｎｉ系ステ
ンレス薄鋼板を製造する場合には、機械的特性等の材質
とステンレス鋼の特徴である表面性状の両特性を満足す
るプロセスを構築する必要があり、本発明法のように凝
固後の冷却から最終焼鈍までのプロセス条件を制御する
ことが必要になる。

次に本発明法のプロセス条件の限定理由について説明す
る。

鋳造直後から６５０℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓ
ｅｃ以上と定めたのは、この温度域では冷却が遅いと、
鋳片のオーステナイト（以下、Ｔと略す）粒の粗大化に
よる冷延時の冷延板の表面の微細なうねり（ロービング
）が生じたり、粒界酸化や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
食起因の肌荒れや光沢不良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（９） 度を２０°（：／ｓｅｃ以上とすることが必要となる。

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。

冷間圧延率を８５％以下と定めたのは、これ以上の冷間
圧延率を鋳片に施すと冷延集合組織が発達し、異方性が
大きくなり従来法の厚さ１００ｍｍ以−１＝の厚スラブ
より製造した製品の異方性と同等になるからである。薄
鋳片から製造する場合異方性は冷延圧下率が小さいほど
異方性は小さく、特に異方性の小さい製品を製造する場
合には、冷延圧下率を７０％以下とすることが望ましい
。

冷延板の焼鈍について、１０００〜１３００℃の温度範
囲において温度・時間関係を制御することにより粒度番
号で６〜８と規定したのは、本発明法のように薄肉鋳片
から熱間圧延を省略して直接冷延〜焼鈍するプロセスで
は、従来法のような厚スラブの熱延の加熱のような鋳片
に存在するδ−Ｆｅ、を消滅させる工程がないため、最
終焼鈍によりδＦｅ、消滅させ機械的性質を満足させる
必要が生じ、δ−Ｆｅ、を消滅させるために成分と焼鈍
を組み合（１０） わせることが重要な技術となるからである。

特にδ−Ｆｅ、の消滅の点で、１０００℃以下ではδＦ
ｅ、の消滅に長時間の焼鈍が必要となり、またγ粒の再
結晶も進行しないため、冷延板の焼鈍温度の下限を１０
００℃とした。一方１３００℃を越えるとγ粒の再結晶
は進行するが、この温度域でばδＦｅ、相も安定になり
、焼鈍時Ｔ単相とならずδＦｅ、相が析出し、δ−Ｆｅ
、の存在による強度上昇、伸びの低下、加工性劣化が生
じるため、冷延板の焼鈍温度の上限を１３００℃とした
。この時、１粒の平均結晶粒径を粒度番号で６〜８の範
囲としたのは、製品板の粒径が粒度番号で６以下の粗大
な結晶粒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
ためであり、また粒度番号で８以上の微細な組織にする
と強度上昇により、伸びの低下、加工性の劣化を生じる
ためである。

これを防止するためには、上述の焼鈍温度範囲における
焼鈍時間を粗粒または細粒すぎないようにすることが必
要で焼鈍時間が長時間になるほど（１１） 粗粒になるため、１０００〜１３００℃の温度範囲で温
度・時間関係を変化させる制御を行い、粒度番号で６〜
８に定めた。

以上のことについて成分範囲を広げて検討した結果衣に
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：　０．００５〜０．１ＯＳｉ：２％以下Ｍｎ：３％
以下　　　　Ｐ　　：　　０．０５０％以下Ｓ　　：　
　０．０１０％以下　　Ｃｒ　　：　１５．０〜３０．
ＯＮｉ：５．０〜１５．０　　　　Ｍｏ　：　３．５％
以下Ｃｕ：３．０％以下　　　Ａ１　：０．１％以下０
　　：ｏ、ｏ１％以下　　　Ｎ　　：０．２５％以下Ｔ
ｉ：０．６％以下　　　Ｎｂ：１．０％以下Ｃａ　　：
　０．０１％以下 以下に成分の限定理由を述べる。

ＣＴＣはステンレス鋼の耐食性には有害な元素である。

０．００５％以下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０．００５〜
０．１０％とした。

Ｓｉ：Ｓｉはステンレス鋼の耐食性を向上させ（１２） 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。

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％以下とした一ＦＤＰは耐食性、鋳
造性の点で少ない方が良好であり０．０５０％以下とし
た。これを越えると耐食性、鋳造性が劣化する。

ＳＯ３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。

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。

Ｎｉ：ＮｉはＣｒと共にステンレス鋼の基本成分であり
、γ安定化元素として添加され、Ｃｒ量とのバランスか
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（１３） 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。

Ａｌ：Ａ１は強力な脱酸剤として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。

０：Ｏ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。

Ｎ：Ｎは強力なＴ安定化元素であり、また耐食性も向上
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。

Ｔｉ：Ｔｉは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Ｓ　Ｌ　Ｍｎの酸化物を出現させない
元素であり、必要に応じて０．６％以下で添加できる。

Ｎｂ：ＮｂはＣを固定し耐食性を向上させる元素であり
、必要に応じて１．０％以下で添加できる。

（１４） Ｃａ：Ｃａは強力な脱酸、脱硫剤として効果的で０．０
１％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。

以上の発明は、機械的性質と表面性状の優れたＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス鋼を、薄鋳片から直接冷延−焼鈍という
プロセスで製造することを目的としたものであるが、上
記の発明に鋳片割れ防止対策を織り込むことで、鋳造時
の操業性、また歩留りとい観点からさらに優れたプロセ
スを構築できる。このため発明者等は、急冷載置される
薄鋳片の割れを防止する手段として、成分の点から凝固
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、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℃／５ｅｃＴ：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５０ｘ以」二
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（１５） を有するものである。組成は重量％で表示している。

Ｃ：　　０．００５〜０．１０ Ｍｎ：０〜３．０ Ｓ　　：　０．０００３〜０．０４ Ｎｉ：５．０〜１５．０ Ｃｕ：Ｏ〜３．０ ０　　：　　０．００２〜０．０１１ Ｔｉ：Ｏ〜０．６ Ｃａ　　：　Ｏ〜０．０１ 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、Ｓ　ｉ、　Ｍｎ、　Ｓ　
、　Ｎ。

Ｐ、Ｏ等の影響が顕著である。第３図は特願昭６２１６
７６３３号（特開昭６４−１１９２５号）で開示したも
のであるが溶融グリ−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１８Ｃｒ　−８Ｎｉ　−０，６ＳｉＳｉ：０〜４
．０ Ｐ　　　：　　０．００１〜０．０５０Ｃｒ　　：　１
５．（１−３０，０ Ｍｏｎｏ〜３．５ Ａ１　：　０〜０．５ Ｎ　：　　０．００５〜０．２５ Ｎｂ：Ｏ〜０．８ （１６） 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“
Ｃ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、残留した液層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１８Ｃｒ　　８Ｎ
ｉでＳｉを０．２％、Ｍｎを０．２％にし、Ｓを０．０
０１％の基本成分系にしたものでは、上記の温度が１３
５０″Ｃ以上になり１３７０〜１３８０℃に近ずくこと
が判明した。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
することを開示した。

本発明者等は、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１図に示すよう
にＳｉ量に大きく依存し、Ｍｎ量には大きく依存しない
ことが判明した。この第１図（１７） よりＳｉを０４５％以下にした場合はＭｎは２％までは
許容される。また第２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を越えると延性低下が顕著となる。１８Ｃｒ−８
Ｎｉ基本成分系としたものではＳｉ、Ｍｎ、　Ｓ　、　
Ｎ　、○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。

Ｓｉ：０〜０．５％ Ｍｎ：Ｏ〜２．０％ Ｓ　　：　０〜０．００８％ Ｎ　　：　０〜０．１８％ また１０ｘ　Ｓ　＋　Ｎ　＜０．１８ （実施例） 本発明を実施例により更に詳しく説明する。

実験室の１　ｔｏｎ規模の電気炉とＶＯＤで第３表（１
８） に示す成分の合金を溶製した。これらの合金を内部水冷
型の双ロール鋳造機において２．４　ｍｍ厚、８００ｍ
ｍ幅の鋳片に連続鋳造し水冷により１０００℃までを１
２０℃／ｓｅｃ　、　　６５０℃までの平均冷却速度を
４５℃／ｓｅｃとして冷却を行い５５０℃で巻取りを行
った。その後この鋳片に対して、酸洗〜冷延〜焼鈍を第
４表に示す条件で行い材質を評価したが表４に示すよう
な材質が得られ、機械的性質と表面特性が優れたＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス鋼が製造できた。

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ＣｒＮｉ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。

（１９） 特開平３ １０７４２７　（８） 特開平３ １０７４２７　（１１）

【図面の簡単な説明】

第１図は１８Ｃｒ−８Ｎｉ　　０．００３Ｓ系に置ける
ＭｎとＳｔ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％にな
る温度が１３５０℃以上を０１１３５０℃未満を×で示
した。第２図は１８Ｃｒ　−８Ｎｉ　−０，３Ｓｉ　−
０，４Ｍｎ系に置ける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％になる温度が１３５０℃以上を０２１３５
０℃未満を×で示した。第３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。 （２５） 手 続 補 正 書（方式） ％式％ 事件の表示 平成１年特許願第２４５２７２号 ２゜ 発明の名称 機械的性質と表面性状が優れたＣｒ Ｎｉ系 ステンレス鋼板の製造方法 ３゜ 補正をする者 事件との関係

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で１８％Ｃｒ−８％Ｎｉを基本成分とするＣ
   ｒ−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以下の鋳片を鋳
   造し、２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度を確保して６
   ５０℃まで冷却し６５０℃以下の温度で捲き取った後、
   酸洗を施し、ついで８５％以下の圧下率を適用する冷間
   圧延を行い、さらに１０００℃〜１３００℃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
   晶粒径を粒度番号で６〜８にする焼鈍を施すことを特徴
   とする機械的性質と表面性状が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステ
   ンレス鋼板の製造方法。 ２、重量％で１８％Ｃｒ−８％Ｎｉを基本成分とする前
   記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ことを特徴とする請求項１記載
   の方法。