JPH0572448B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） この発明は、Cr系ステンレス鋼薄板の製造方
法に関する。 （従来の技術） ステンレス鋼薄板は、たとえば特開昭55−
97430号公報に開示されているように、連続鋳造
プロセスによつて得られた、厚さ200mm前後の鋳
片を、直接粗圧延するか或いは1200℃程度の温度
に加熱した後、熱間圧延して熱延板とし、これを
ベル型の焼鈍炉により熱延板焼鈍を施して、冷間
圧延、仕上焼鈍を施して製品とされている。 前述の如く、従来のプロセスにあつては、出発
材料としての鋳片の厚さが200mm前後と厚いこと
に起因して、所定厚さ、たとえば2.3mm厚さの熱
延板にするための加圧エネルギ、圧延動力等の諸
エネルギを必要とし、またかかるプロセスによつ
て得られた熱延板は、熱延ままの状態では、マル
テンサイト相が形成されているので、これを分解
して冷延性を向上せしめるべく、ベル型の焼鈍炉
による長時間の焼鈍を必要とする問題がある。 （発明が解決しようとする問題点） この発明は、Cr系ステンレス鋼薄板の製造に
際し、熱間圧延工程、ベル型焼鈍炉による熱延板
焼鈍工程を省略してなお、冷間圧延工程において
割れを生起せしめないCr系ステンレス鋼薄板の
製造方法を提供することを目的とするものであ
る。 （問題点を解決するための手段） この発明の要旨とする処は下記の通りである。 (1) 重量％でCr：８〜30％、Ｃ：0.001〜0.5％、
Si：0.1〜1.0％、Mn：0.1〜0.5％、Al：0.001〜
0.5％、Ｎ：0.001〜0.5％および残部が実質的に
Feからなる合金溶湯を厚さ10mm以下の帯に鋳
造した後、凝固温度からγ相析出終了温度ま
で、100℃／sec以上の冷却速度で冷却する過程
と、150℃以上1000℃以下の温度域で前記鋳造
された帯に少なくとも１パスの圧延加工を施す
過程を有することを特徴とするCr系ステンレ
ス鋼薄板の製造方法。 (2) 重量％で、Cr：８〜30％、Ｃ：0.001〜0.5
％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.1〜0.5％、Al：
0.001〜0.5％、Ｎ：0.001〜0.5％および残部が
実質的にFeからなる合金溶湯を厚さ10mm以下
の帯に鋳造した後、凝固温度からγ相析出終了
温度まで、100℃／sec以上の冷却速度で冷却す
る過程と、次いで700℃以上1000℃以下の温度
域で10秒間以上の析出処理する過程と、150℃
以上1000℃以下の温度域で前記鋳造された帯に
少なくとも１パスの圧延加工を施す過程を有す
ることを特徴とするCr系ステンレス鋼薄板の
製造方法。 以下に、この発明を詳細に説明する。 この発明の第１の目的は、従来のCr系ステン
レス鋼薄板の製造プロセスにあつて、熱延板を冷
間圧延するときの冷延性を向上させるために行な
つている熱延板焼鈍工程を省略することにある。 Cr系ステンレス鋼の中でも、SUS410に代表さ
れる鋼種においては、熱延ままの状態では、γ相
の変態によつて生成した硬い相が多量に存在する
ため、熱延ままの状態で冷間圧延すると、材料の
破断（冷延破断）を起こしたり、圧下率が一定に
ならず、材料（ストリツプ）長さ方向における厚
みの変動が大きくなる等の問題を生ずるため、従
来のプロセスにあつては、前述の硬い相をフエラ
イト＋炭化物に分離するための熱延板焼鈍を行な
うことが必要である。 本発明の発明者等は、この熱延板焼鈍工程を省
略し得るCr系ステンレス鋼薄板製造プロセスの
構成について研究を重ねた結果、熱延板における
硬い相の生成原因となるγ相を生ぜしめないよう
に溶鋼を凝固せしめた後、γ相の析出終了温度ま
で、α相領域内にあるように冷却し、γ相のない
熱延板を作れば硬い相が形成されないので、従来
プロセスにおけるような、熱延板焼鈍工程を省略
し得ることを解明した。 即ち、厚さ200mm前後の鋳片の場合は、鋳造後、
通常の方法で鋳片を冷却しても、冷却速度は、鋳
片自身の熱伝導率によつて制約され、凝固過程で
γ相の析出を防止するに足るだけの高い冷却速度
とならない。 鋳片厚さを、10mm以下、好ましくは４mm以下と
熱延板の厚さ（ホツトゲージ）程度に薄くする
と、鋳造後、通常の冷却手段（たとえば水冷却）
で、鋳片の凝固後α相領域内にあるように冷却す
ることにより、γ相を析出させないでα相＋炭化
物の存在する領域にもち来たすことが可能とな
る。 α相＋炭化物の領域において、α相中に過飽和
に固溶したＣ、Ｎ、Ｓ等は、炭、窒化物や硫化物
の形になるような析出処理が必要である。 このような析出処理を施さないときは、材料
（ストリツプ）の冷間圧延中での加工硬化が甚だ
しく、また、最終製品における伸びが小さく降状
点が高い、という欠点を生じる。 従つて、材料の冷延性を向上させるため、γ相
から形成されたα′相を、α＋炭化物に分解するた
めの熱延板焼鈍に代えて、過飽和αからＣ、Ｎ、
Ｓ等を析出させる析出処理のみの熱処理を行なえ
ば冷延性が向上し、また、この析出処理は、α′→
α＋炭化物の反応に比し、短時間でできかつ、通
常の熱間圧延後のストリツプ巻取り過程で行なう
ことが可能であつて、従来プロセスにおけるよう
な専用の熱処理工程は、不必要である。 この発明の第２の目的は、加工性、特にリジン
グ特性の改善されたCr系ステンレス鋼薄板を、
薄肉鋳片を出発材として製造する技術を提供する
ことにある。 Cr系ステンレス鋼薄板のリジング特性の改善
のためには、コロニー（近似した方位を有する結
晶粒の集団）のサイズが小さくかつ、コロニーが
ランダムに分散し、結晶粒径も比較的小さいこと
が必要である。このためには、鋳片の結晶粒径を
小さくし、かつ凝固後の冷却過程での粒界移動に
基づくコロニーサイズの拡大を防止する必要があ
る。 従来のプロセスにおける鋳片は、100mm以上と
厚さが大きいので、鋳造時の凝固速度の制御が困
難であり、鋳造ままの状態で結晶粒径を小さくす
ることは、不可能である。また、鋳造後の鋳片の
冷却速度も、鋳片厚さが大きく困難であることに
起因して、冷却中の高温域での粒界移動に基づく
コロニーサイズの拡大等があり、熱間圧延工程で
再結晶させて、コロニーサイズを小さくする必要
がある。 これに比し、本発明における如き、薄肉鋳片で
は、鋳片の厚さを10mm以下、好ましくは、４mm以
下とすることにより、鋳造後の凝固を速くするこ
とができるから、鋳片の結晶粒を小さくすること
が可能であり、さらに、凝固後の冷却速度も格段
に大きく採れるからコロニーサイズを小さくする
ことができる。 一方、Cr系ステンレス鋼は、一般に、靭性が
低く、特に凝固ままでは、著しく低下する。従来
のプロセスで製造した熱延板は、熱間圧延工程お
よび熱延板焼鈍工程で再結晶が進行し、凝固組織
が破壊されているため、室温における靭性が、凝
固ままの鋳片に比べて高く、冷間圧延工程におい
ても割れは生じないが、凝固ままの鋳片に、冷間
加工を施すと、割れを生じる。 本発明者等は、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程
を省略するプロセスにおいて、凝固まま鋳片であ
つても、冷間圧延に先立つて、鋳片を遷移温度以
上に加熱してやれば、割れを防止し得ることを知
見した。 本発明において、薄鋳片を、150℃以上1000℃
以下の温度域で圧延加工するようにしたのは、主
として、靭性不足による冷延割れを防止するため
であり、さらには、凝固過程で生じたザクを圧着
するためである。この圧延加工における圧下量
は、パス当り少なくとも５％であり、１パス以上
の圧延加工を行なう。 ここで、圧延加工の温度域を150℃以上1000℃
以下としたのは、前述の理由によるが、下限を
150℃としたのは、これ未満の温度では、凝固ま
まの靭性が低く、圧延に際して割れを生じるから
である。 鋳片を、遷移温度以上に加熱すれば靭性は向上
するけれども、1000℃超では、リジング特性の劣
化を来たすので、上限を1000℃とした。この場合
の圧下量は、パス当り５％以上あればよく、好ま
しくは10％以上で、複数回の加工を施すことが望
ましい。 また、圧延加工は、鋳造後、鋳片の温度が200
℃以下に降下する前に行なつても、一旦室温まで
冷却してから再加熱して行なつてもよい。 かかる所定温度域での圧延加工を受けた薄肉鋳
片は引続き最終板厚まで圧延した後、焼鈍を行な
つてもよいし、一旦コイルに巻取り、冷間圧延
し、焼鈍して薄板としてもよいが、目標とする薄
板の品質に従つて冷間圧延、焼鈍条件を決定しな
ければならないのは言うまでもない。尚本発明が
対象とする鋼成分は、フエライト単相鋼でもよい
が、下式に基づいて算定されるγ量を含有してい
る成分組成の鋼であることが好ましく、この場合
γ量は100を超えないように成分系を調整する必
要がある。 γ％＝420×〔Ｃ％〕＋470×〔Ｎ％〕＋７ ×〔Mn％〕−11.5×〔Cr％＋Si％〕 −49×〔Ti％〕−52×〔Al％〕＋189 本発明の実施に際しては、前記所定温度域での
圧延加工は、冷間圧延工程の前段で加熱するプロ
セスを採ることが実際的であるから、省エネルギ
という観点からは、150℃以上500℃以下の温度域
が好ましい。 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Cr量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
の出発材で溶製することは、通常を方法では困難
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。 Alは添加量が多い程ｒ値が向上するが、0.5％
を超えて添加しても効果は飽和し、経済的でない
ので上限を0.5％としたもので、下限を0.001％と
したのは、これ未満のAl量ではO₂が著しく増し、
好ましくないので下限を0.001％としたものであ
る。 Ｎは添加量が多い上リジング特性が向上する
が、0.5％を超えて添加するとブリスター等が発
生するので上限を0.5％としたものであり、Ｎは
0.004％以下低い程ｒ値が向上して好ましいが、
0.001％未満は通常の方式では溶製出来ないので
0.001％を下限としたものである。 本発明における出発材としての鋳片厚みは、10
mm以下、好ましくは４mm以下である。即ち、凝固
ままの鋳片における結晶粒を小さくし、さらに凝
固後の冷却過程でのα相の粒成長やγ相の析出を
防止するために、高い冷却速度下の冷却が必要で
あり、かかる観点から鋳片厚みは、可及的に薄い
方がよい。 本発明において、鋳片厚みの上限を10mmとした
のは、これを超える鋳片厚みでは、鋳造ままの状
態での結晶粒が大きく、またかかる厚さの鋳片で
は、通常の方法で冷却しても、冷却速度が高くな
らず、冷却過程でγ相の析出を防止することや、
粒成長の防止が困難となるからである。 また本発明で、γ相析出完了温度（通常、約
1000℃）までの鋳片の冷却速度を100℃／sec以上
としたのは、γ相の析出防止および粒成長防止を
狙つたものであり、100℃／sec以上の冷却速度な
らば実質的に防止可能であることによる。 また1000℃〜700℃の温度域で10秒間以上の析
出処理を施すのは急速冷却によつて、α相中に過
飽和に固溶しているＣ、Ｎ、Ｓ等を、炭窒化物、
硫化物の形で出させ、冷延性および最終製品の伸
びを増し、降状点を下げるためであり、1000℃以
上では、溶解度が大きく効果的でなくかつ粒成長
が起こり、逆にリジング特性の劣化を来すので上
限を1000℃としたものであり、700℃以上とした
のは、これ未満の温度では、析出速度が遅く効果
的でないので下限を700℃とした。また、10秒間
以上としたのはこれより短い時間では保定効果が
ないことによる。 通常、上記析出処理は700℃以上、好ましくは
800℃以上の高温で鋳片を捲取ることによつて達
成できるものである。 本発明において冷却過程で析出するγ量は全く
ないことが好ましいが、このγ量を全γ量の10％
以下としても本発明の目的は達成できる。即ち、
この程度のγ量であれば熱延板焼鈍を省略しても
冷延性に支障がなく、また、リジング特性の改善
にも問題がないからである。 実施例 実施例 １ 表１に示す成分のSUS430鋼を製造し、シヤル
ピー試験を行つた。Ａ鋼は鉄製鋳型を用い、厚さ
４mmの薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷して100
℃／sec程度の冷却速度で800℃まで冷却し、その
後放冷して供試材とした。Ｂ、Ｃ鋼は通常の製造
工程で厚さ250mmのCCスラブから厚さ３mmの熱延
板とした後、Ｂ鋼は熱延まま、Ｃ鋼は840℃、４
時間の焼鈍を施して供試材とした。 第１図に温度と衝撃値の関係を示す。Ａ鋼では
遷移温度は150℃付近にあるが、Ｂ、Ｃ鋼では遷
移温度は室温以下にある。室温ではＡ鋼はＢ、Ｃ
鋼に比べ衝撃値が著しく低い。 第２図はＡ鋼のシヤルピー試験片の破面の金属
組織を示す走査型電子顕微鏡写真像でａは25℃、
ｂは200℃である。25℃では破面はへき開割れを
呈しており、ぜい化していることがわかる。しか
し200℃では破面は延性破面を呈しており、靭性
に富むことがわかる。 この結果をもとに、Ａ鋼を室温及び200℃に加
熱して圧延を行つたところ、室温で圧延したもの
は２パス目で割れが発生したが、200℃に加熱し
たものは割れの発生もなく、所定の厚みまで圧延
できた。 実施例 ２ 表２に示す成分のSUS430鋼を、鉄製鋳型を用
い、厚さ４mmの薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷し
て100℃／sec程度の冷却速度で800℃まで冷却し、
その後放冷して薄肉鋳片とした。比較のため鋳造
後室温まで放冷した薄肉鋳片も製造した。 このようにして製造した薄肉鋳片を酸洗後、
200℃に加熱した所定の板厚まで圧延し、更に焼
鈍を行つた。本発明に従つて鋳片としたものは、
冷却過程でγ相の析出がなく、冷間圧延中の耳割
れや厚みの変動も少く、良好な冷延性を示した
が、放冷したものは、マルテンサイトが形成さ
れ、冷延性が悪かつた。 実施例 ３ 表２に示す成分のSUS430鋼を鉄製鋳型を用
い、厚さ４mmの薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷し
て100℃／sec程度の冷却速度で800℃まで冷却し、
その後20秒間の析出処理を施した後放冷して薄肉
鋳片とした。比較のため鋳造後室温まで放冷した
薄肉鋳片を製造した。このようにして製造した薄
肉鋳片を酸洗後、200℃に加熱して所定の板厚ま
で圧延し、更に焼鈍を行つた。本発明に従つて鋳
片としたものは、過飽和のＣ、Ｎは炭窒化物とし
て析出しているため、冷間圧延中の耳割れ等を少
く、良好な冷延性を示したが、放冷したものはマ
ルテンサイトが形成され冷延が悪かつた。

【表】

【表】 （発明の効果） 以上詳述したとおり、本発明によれば、冷延
性、リジング特性の良好なCr系ステンレス鋼薄
板を、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程を省略し、
かつ薄肉鋳片で最も問題となる冷延割れを防止し
て製造することができ、Cr系ステンレス鋼薄板
を、普通鋼の製造プロセスで生産できる等、工業
的に大きな効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Cr系ステンレス鋼ホツトゲージ材
（鋳造まま材を含む）における温度と衝撃値の関
係を示す図、第２図ａ，ｂは、本発明の実施例１
におけるＡ鋼のシヤルピー試験片の破面の金属組
織を示す走査型電子顕微鏡写真（倍率200）であ
る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Cr：８〜30％、Ｃ：0.001〜0.5
   ％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.1〜0.5％、Al：0.001
   〜0.5％、Ｎ：0.001〜0.5％および残部が実質的に
   Feからなる合金溶湯を厚さ10mm以下の帯に鋳造
   した後、凝固温度からγ相析出終了温度まで、
   100℃／sec以上の冷却速度で冷却する過程と、
   150℃以上1000℃以下の温度域で前記鋳造された
   帯に少なくとも１パスの圧延加工を施す過程を有
   することを特徴とするCr系ステンレス鋼薄板の
   製造方法。 ２ 150℃以上1000℃以下の温度域で帯に施され
   る少なくとも１パスの圧延加工が、鋳造後の冷却
   過程に引続いてなされるものである特許請求の範
   囲第１項記載のCr系ステンレス鋼薄板の製造方
   法。 ３ 150℃以上1000℃以下の温度域で帯に施され
   る少なくとも１パスの圧延加工が、鋳造後、凝固
   温度からγ相析出終了温度まで、100℃／sec以上
   の冷却速度で冷却し、次いで室温まで冷却した
   後、150℃以上1000℃以下の温度域に加熱してな
   されるものである特許請求の範囲第１項記載の
   Cr系ステンレス鋼薄板の製造方法。 ４ 重量％で、Cr：８〜30％、Ｃ：0.001〜0.5
   ％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.1〜0.5％、Al：0.001
   〜0.5％、Ｎ：0.001〜0.5％および残部が実質的に
   Feからなる合金溶湯を厚さ10mm以下の帯に鋳造
   した後、凝固温度からγ相析出終了温度まで、
   100℃／sec以上の冷却速度で冷却する過程と、次
   いで700℃以上1000℃以下の温度域で10秒間以上
   の析出処理する過程と、150℃以上1000℃以下の
   温度域に前記鋳造された帯に少なくとも１パスの
   圧延加工を施す過程を有することを特徴とする
   Cr系ステンレス鋼薄板の製造方法。 ５ 150℃以上1000℃以下の温度域で帯に施され
   る少なくとも１パスの圧延加工が、700℃以上
   1000℃以下の温度域でなされる10秒間以上の析出
   処理過程に引続いてなされるものである特許請求
   の範囲第４項記載のCr系ステンレス鋼薄板の製
   造方法。 ６ 150℃以上1000℃以下の温度域で帯に施され
   る少なくとも１パスの圧延加工が、700℃以上
   1000℃以下の温度域でなされる10秒間以上の析出
   処理後、室温まで冷却した後、150℃以上1000℃
   以下の温度域に加熱してなされるものである特許
   請求の範囲第４項記載のCr系ステンレス鋼薄板
   の製造方法。