JPH0730406B2 - 表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法 - Google Patents
表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法Info
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- JPH0730406B2 JPH0730406B2 JP22147188A JP22147188A JPH0730406B2 JP H0730406 B2 JPH0730406 B2 JP H0730406B2 JP 22147188 A JP22147188 A JP 22147188A JP 22147188 A JP22147188 A JP 22147188A JP H0730406 B2 JPH0730406 B2 JP H0730406B2
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- 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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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、鋳片と鋳型内壁面間に相対速度差のない、所
謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳片厚さを製品厚さ
に近いサイズとしてCr−Ni系ステンレス鋼薄板を製造す
る方法において、鋳片段階から組織を微細化して優れた
表面品質と材質を有するCr−Ni系ステンレス薄鋼板を製
造する方法に関するものである。
謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳片厚さを製品厚さ
に近いサイズとしてCr−Ni系ステンレス鋼薄板を製造す
る方法において、鋳片段階から組織を微細化して優れた
表面品質と材質を有するCr−Ni系ステンレス薄鋼板を製
造する方法に関するものである。
（従来の技術） 従来、連続鋳造法を用いてステンレス鋼薄板を製造する
には、鋳型を製造方法に振動させながら厚さ100mm以上
の鋳片に鋳造し、得られた鋳片の表面手入れを行い、加
熱炉において1000℃以上に加熱した後、粗圧延機および
仕上圧延機列からなるホットストリップミルによって熱
間圧延を施し、厚さ数mmのホットストリップとしてい
た。
には、鋳型を製造方法に振動させながら厚さ100mm以上
の鋳片に鋳造し、得られた鋳片の表面手入れを行い、加
熱炉において1000℃以上に加熱した後、粗圧延機および
仕上圧延機列からなるホットストリップミルによって熱
間圧延を施し、厚さ数mmのホットストリップとしてい
た。
こうして得られた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、
表面性状を確保するために、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の熱延板焼鈍を行うとと
もに、表面のスケール等を酸洗工程の後に研削によって
除去していた。この従来のプロセスにおいては、長大な
熱間圧延設備で、材料の加熱および加工のために多大の
エネルギを必要とし、生産性の面でも優れた製造プロセ
スとは言い難かった。また、最終製品は、100mm以上の
厚さの鋳片から多くの加工が加えられ製造されるために
集合組織が発達し、製品に、ユーザーにおいてプレス加
工等を加えるときはその異方性を考慮することが必要と
なる等使用上の制約も多かった。
しては、最終製品に要求される形状（平坦さ）、材質、
表面性状を確保するために、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の熱延板焼鈍を行うとと
もに、表面のスケール等を酸洗工程の後に研削によって
除去していた。この従来のプロセスにおいては、長大な
熱間圧延設備で、材料の加熱および加工のために多大の
エネルギを必要とし、生産性の面でも優れた製造プロセ
スとは言い難かった。また、最終製品は、100mm以上の
厚さの鋳片から多くの加工が加えられ製造されるために
集合組織が発達し、製品に、ユーザーにおいてプレス加
工等を加えるときはその異方性を考慮することが必要と
なる等使用上の制約も多かった。
処で、100mm以上の厚さの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、
圧延動力を必要とするという問題を解決すべく、最近、
連続鋳造の過程でホットストリップと同等か或はそれに
近い厚さの鋳片（薄帯）を得るプロセスの研究が進めら
れている。たとえば、「鉄と鋼」'85、A197〜'85、A256
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１〜10mm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20〜50mm
の水準であるときはツインベルト方式が検討されてい
る。
延するために、長大な熱間圧延設備と多大なエネルギ、
圧延動力を必要とするという問題を解決すべく、最近、
連続鋳造の過程でホットストリップと同等か或はそれに
近い厚さの鋳片（薄帯）を得るプロセスの研究が進めら
れている。たとえば、「鉄と鋼」'85、A197〜'85、A256
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１〜10mm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20〜50mm
の水準であるときはツインベルト方式が検討されてい
る。
しかしながら、これらの連続鋳造プロセスにおいては鋳
造段階にも未だ問題があるとされ、製品の材質や表面性
状に関して問題が解決したという段階には至っていな
い。
造段階にも未だ問題があるとされ、製品の材質や表面性
状に関して問題が解決したという段階には至っていな
い。
（発明が解決しようとする課題） 新しいプロセスとして開発が進められている、ホットス
トリップと同等か或はそれに近い厚さの鋳片（薄帯）を
連続鋳造によって得ることを前提とするプロセスにおい
ては、鋳造から製品までの工程が簡略化されるために、
ステンレス鋼製品の表面特性が、鋳片性状に敏感に影響
されることになる。即ち、優れた表面性状を有する製品
を得るためには、優れた鋳片を得る必要がある。
トリップと同等か或はそれに近い厚さの鋳片（薄帯）を
連続鋳造によって得ることを前提とするプロセスにおい
ては、鋳造から製品までの工程が簡略化されるために、
ステンレス鋼製品の表面特性が、鋳片性状に敏感に影響
されることになる。即ち、優れた表面性状を有する製品
を得るためには、優れた鋳片を得る必要がある。
本発明は、ステンレス鋼薄板製品に特有の光沢むらやロ
ーピング現象と呼ばれる表面欠陥のないCr−Ni系ステン
レス鋼薄板を得ることができる簡潔な製造プロセスを提
供することを目的としてなされた。
ーピング現象と呼ばれる表面欠陥のないCr−Ni系ステン
レス鋼薄板を得ることができる簡潔な製造プロセスを提
供することを目的としてなされた。
（課題を解決するための手段） 本発明の特徴とする処は、下記のとおりである。
（１） 18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ステン
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、900℃以上の温
度域で60％以下の熱間加工を施して、該鋳片内部の再結
晶を進めてγ粒を微細化し平均γ粒径を50μｍ以下とし
たのち、900℃から550℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度
で冷却し、650℃以下の温度域で巻取り、以後常法によ
り冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れ
たCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、900℃以上の温
度域で60％以下の熱間加工を施して、該鋳片内部の再結
晶を進めてγ粒を微細化し平均γ粒径を50μｍ以下とし
たのち、900℃から550℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度
で冷却し、650℃以下の温度域で巻取り、以後常法によ
り冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れ
たCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。
（２） 18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ステン
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、凝固後は該鋳片
の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始して
1100℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以
上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に
温度差の存する鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域
で60％以下の熱間加工を施して、鋳片内部の再結晶を進
めて鋳片のγ粒を微細化し平均γ粒径を50μｍ以下とし
たのち、900℃から550℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度
で冷却し、650℃以下の温度域で巻取り、以後常法によ
り冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れ
たCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、凝固後は該鋳片
の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始して
1100℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以
上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に
温度差の存する鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域
で60％以下の熱間加工を施して、鋳片内部の再結晶を進
めて鋳片のγ粒を微細化し平均γ粒径を50μｍ以下とし
たのち、900℃から550℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度
で冷却し、650℃以下の温度域で巻取り、以後常法によ
り冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れ
たCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。
（３） 18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ステン
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、δ−Fe.cal
（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti）−2.8（Ni＋0.5M
n＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fe.c
al（％）を−２〜10％として凝固の初晶をδ相とすると
ともにγ相の晶出や変態の開始温度を低くして凝固途中
からのγ粒の成長を制御し、凝固後は該鋳片の復熱を起
こさぜず可及的に高温域から冷却を開始して1100℃まで
の平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以上としてγ
粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存
する鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域で60％以下
の熱間加工を施して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片の
γ粒を微細化し平均γ粒径を50μｍ以下としたのち、90
0℃から550℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度で冷却し、
650℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷延板と
することを特徴とする表面品質と材質が優れたCr−Ni系
ステンレス薄鋼板の製造法。
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、δ−Fe.cal
（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti）−2.8（Ni＋0.5M
n＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fe.c
al（％）を−２〜10％として凝固の初晶をδ相とすると
ともにγ相の晶出や変態の開始温度を低くして凝固途中
からのγ粒の成長を制御し、凝固後は該鋳片の復熱を起
こさぜず可及的に高温域から冷却を開始して1100℃まで
の平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以上としてγ
粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存
する鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域で60％以下
の熱間加工を施して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片の
γ粒を微細化し平均γ粒径を50μｍ以下としたのち、90
0℃から550℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度で冷却し、
650℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷延板と
することを特徴とする表面品質と材質が優れたCr−Ni系
ステンレス薄鋼板の製造法。
（４） 18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ステン
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、900℃以上の温
度域で60％以下の熱間加工を施し、次いで900℃から550
℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度で冷却し、650℃以下
の温度域で巻取った後、平均γ粒径が50μｍ以下となる
ように950℃以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を
施し、次いで10℃/s以上の冷角速度で冷却し、以後常法
により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が
優れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、900℃以上の温
度域で60％以下の熱間加工を施し、次いで900℃から550
℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度で冷却し、650℃以下
の温度域で巻取った後、平均γ粒径が50μｍ以下となる
ように950℃以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を
施し、次いで10℃/s以上の冷角速度で冷却し、以後常法
により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が
優れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。
（５） 18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ステン
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、凝固後は該鋳片
の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始して
1100℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以
上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に
温度差の存する鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域
で60％以下の熱間加工を施し、次いで900℃から550℃の
範囲を50℃/s以上の冷却速度で冷却し、650℃以下の温
度域で巻取った後、平均γ粒径が50μｍ以下となるよう
に950℃以上で温度と時間を抑制する熱延板焼鈍を施
し、次いで10℃/s以上の冷却速度で冷却し、以後常法に
より冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優
れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、凝固後は該鋳片
の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始して
1100℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以
上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に
温度差の存する鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域
で60％以下の熱間加工を施し、次いで900℃から550℃の
範囲を50℃/s以上の冷却速度で冷却し、650℃以下の温
度域で巻取った後、平均γ粒径が50μｍ以下となるよう
に950℃以上で温度と時間を抑制する熱延板焼鈍を施
し、次いで10℃/s以上の冷却速度で冷却し、以後常法に
より冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優
れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。
（６） 18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ステン
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、δ−Fe.cal
（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti）−2.8（Ni＋0.5M
n＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fe.c
al（％）を−２〜10％として凝固の初晶をδ相とすると
ともにγ相の晶出や変態の開始温度を低くして凝固途中
からのγ粒の成長を抑制し、凝固後は該鋳片の復熱を起
こさず可及的に高温域から冷却を開始して1100℃までの
平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以上としてγ粒
の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存す
る鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域で60％以下の
熱間加工を施し、次いで900℃から550℃の範囲を50℃/s
以上の冷却速度で冷却し、650℃以下の温度域で巻取っ
た後、平均γ粒径が50μｍ以下となるように950℃以上
で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次いで10℃
/s以上の冷却速度で冷却し、以後常法により冷延板とす
ることを特徴とする表面品質と材質が優れたCr−Ni系ス
テンレス薄鋼板の製造法。
レス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳造
機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上として厚
さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、δ−Fe.cal
（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti）−2.8（Ni＋0.5M
n＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fe.c
al（％）を−２〜10％として凝固の初晶をδ相とすると
ともにγ相の晶出や変態の開始温度を低くして凝固途中
からのγ粒の成長を抑制し、凝固後は該鋳片の復熱を起
こさず可及的に高温域から冷却を開始して1100℃までの
平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以上としてγ粒
の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存す
る鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域で60％以下の
熱間加工を施し、次いで900℃から550℃の範囲を50℃/s
以上の冷却速度で冷却し、650℃以下の温度域で巻取っ
た後、平均γ粒径が50μｍ以下となるように950℃以上
で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次いで10℃
/s以上の冷却速度で冷却し、以後常法により冷延板とす
ることを特徴とする表面品質と材質が優れたCr−Ni系ス
テンレス薄鋼板の製造法。
以下に、本発明を詳細に説明する。
SUS304鋼を基本成分とする溶鋼を、内部水冷方式の双ロ
ール（ツインドラム）連続鋳造試験機によって鋳造して
２〜4mm厚さの薄帯とし、冷却して巻き取った。
ール（ツインドラム）連続鋳造試験機によって鋳造して
２〜4mm厚さの薄帯とし、冷却して巻き取った。
こうして得られた鋳片（薄帯）を、デスケーリングした
後直接冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して2B製品を得
た。これらの製品の表面性状を、従来の、溶鋼を連続鋳
造して100mm以上の厚さを有する鋳片とし、これを再加
熱後、ホットスリップミルによって熱間圧延し、冷間圧
延して得られた製品の表面性状と詳細に比較検討した。
後直接冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して2B製品を得
た。これらの製品の表面性状を、従来の、溶鋼を連続鋳
造して100mm以上の厚さを有する鋳片とし、これを再加
熱後、ホットスリップミルによって熱間圧延し、冷間圧
延して得られた製品の表面性状と詳細に比較検討した。
その結果、溶鋼を、内部水冷方式の双ロール（ツインド
ラム）連続鋳造試験機によって鋳造して２〜4mm厚さの
薄帯とし、冷却して巻き取ったものをデスケーリング後
冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して2B製品としたもの
は、次のような表面欠陥が発生する可能性があることが
判明した。
ラム）連続鋳造試験機によって鋳造して２〜4mm厚さの
薄帯とし、冷却して巻き取ったものをデスケーリング後
冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して2B製品としたもの
は、次のような表面欠陥が発生する可能性があることが
判明した。
（１） ローピングやオレンジピール…冷延時または製
品加工時に表面に微細な凹凸を生じる。
品加工時に表面に微細な凹凸を生じる。
（２）光沢むら…鋳片（薄帯）巻取り中の材料の組織鋭
敏化や粒界酸化またはγ粒粗大化による光沢むらが発生
する。
敏化や粒界酸化またはγ粒粗大化による光沢むらが発生
する。
これらの製品の表面性状に関する問題は、従来のプロセ
スではみられない、薄鋳片（薄帯）を直接、連続鋳造に
よって得る過程を含むプロセス固有の問題である。
スではみられない、薄鋳片（薄帯）を直接、連続鋳造に
よって得る過程を含むプロセス固有の問題である。
発明者等は、これらの表面欠陥の原因を詳細に検討した
結果、冷間圧延前の材料のγ粒径が大きい場合や、鋳片
のCr炭化物析出温度域の冷却不充分の場合にこれらの表
面欠陥が顕著に生じることを解明した。
結果、冷間圧延前の材料のγ粒径が大きい場合や、鋳片
のCr炭化物析出温度域の冷却不充分の場合にこれらの表
面欠陥が顕著に生じることを解明した。
こうして、ローピング対策としては、冷間圧延前の材料
のγ粒径を粒度No.6以上、即ち50μｍ以下とすること
が、また光沢むら対策としては、鋳片の高温域における
冷却を制御することが、薄鋳片を直接、連続鋳造によっ
て得る過程を含むプロセスを採るときに、望ましいこと
を明らかにした。
のγ粒径を粒度No.6以上、即ち50μｍ以下とすること
が、また光沢むら対策としては、鋳片の高温域における
冷却を制御することが、薄鋳片を直接、連続鋳造によっ
て得る過程を含むプロセスを採るときに、望ましいこと
を明らかにした。
以下、之等の対策について詳細に説明する。
冷間圧延用の材料として、γ粒径が50μｍ以下の材料と
するための手段として、次のような種々の考え方があ
る。即ち、 １）薄鋳片そのもののγ粒を小さくする、 ２）薄鋳片を、鋳造に引続き熱間加工して、再結晶細粒
化する、 ３）薄鋳片を、冷間加工し、焼鈍して、再結晶細粒化す
る、 等である。勿論、１）、２）および３）それぞれ単独で
も有効であるが、１）、２）および３）を相互に組合せ
ると、格段に効果が大きくなることが判明した。
するための手段として、次のような種々の考え方があ
る。即ち、 １）薄鋳片そのもののγ粒を小さくする、 ２）薄鋳片を、鋳造に引続き熱間加工して、再結晶細粒
化する、 ３）薄鋳片を、冷間加工し、焼鈍して、再結晶細粒化す
る、 等である。勿論、１）、２）および３）それぞれ単独で
も有効であるが、１）、２）および３）を相互に組合せ
ると、格段に効果が大きくなることが判明した。
本発明においては、特に上記１）薄鋳片そのもののγ粒
を小さくする、と２）薄鋳片を、鋳造に引続き熱間加工
して、再結晶細粒化する、の両手段を用いてステンレス
鋼薄板表面に生じるローピングを防止し、併せて表面光
沢むらのない、表面性状に優れた製品を得るように構成
している。
を小さくする、と２）薄鋳片を、鋳造に引続き熱間加工
して、再結晶細粒化する、の両手段を用いてステンレス
鋼薄板表面に生じるローピングを防止し、併せて表面光
沢むらのない、表面性状に優れた製品を得るように構成
している。
先ず、双ロール（ツインドラム）法等の、鋳型壁面が鋳
片と同期して移動する形式の連続鋳造プロセスによって
薄鋳片を得るときに、薄鋳片のγ粒を小さくするには、
鋳片におけるγ粒の生成時から小さくするとともに、そ
の後の成長を抑えるために高温域から鋳片を冷却するこ
とが肝要である。また、鋳造直後の鋳片に熱間圧延を施
し、再結晶させてγ粒を微細化することが重要である。
片と同期して移動する形式の連続鋳造プロセスによって
薄鋳片を得るときに、薄鋳片のγ粒を小さくするには、
鋳片におけるγ粒の生成時から小さくするとともに、そ
の後の成長を抑えるために高温域から鋳片を冷却するこ
とが肝要である。また、鋳造直後の鋳片に熱間圧延を施
し、再結晶させてγ粒を微細化することが重要である。
このような考え方に従って、発明者等は、各種の組成の
18Cr−8Ni鋼を、実験室の小型双ロール連続鋳造機で鋳
造し、鋳造直後の急冷や熱間圧延、冷間圧延における条
件を変えて、ステンレス鋼薄板を製造し、製品の表面性
状特に、表面のうねりとなるローピングに注目してその
防止法を検討した。その結果、先に述べたように、冷間
圧延前の材料のγ粒径を、γ粒の平均粒度No.で、６以
上、即ち50μｍ以下の粒径とすることが望ましいことが
明らかとなった。
18Cr−8Ni鋼を、実験室の小型双ロール連続鋳造機で鋳
造し、鋳造直後の急冷や熱間圧延、冷間圧延における条
件を変えて、ステンレス鋼薄板を製造し、製品の表面性
状特に、表面のうねりとなるローピングに注目してその
防止法を検討した。その結果、先に述べたように、冷間
圧延前の材料のγ粒径を、γ粒の平均粒度No.で、６以
上、即ち50μｍ以下の粒径とすることが望ましいことが
明らかとなった。
第１図に、双ロール法によって溶鋼を連続鋳造して巻取
るまでの鋳片の温度履歴を示す。
るまでの鋳片の温度履歴を示す。
第１図においてケース（３）は材料を鋳造後空冷した場
合であり、鋳造機においては材料は鋳造ドラムによって
急冷されるけれども、鋳造機をでると復熱して昇温しド
ラム直下からの冷却を行わない場合に比べ冷却は緩慢で
あり、そのまま巻取ると巻取り後の冷却中にγ粒の成長
が進むことになり、ローピングや冷却中のCr炭化物析出
による鋭敏化、粒界酸化による表面特性上問題が生じ
る。
合であり、鋳造機においては材料は鋳造ドラムによって
急冷されるけれども、鋳造機をでると復熱して昇温しド
ラム直下からの冷却を行わない場合に比べ冷却は緩慢で
あり、そのまま巻取ると巻取り後の冷却中にγ粒の成長
が進むことになり、ローピングや冷却中のCr炭化物析出
による鋭敏化、粒界酸化による表面特性上問題が生じ
る。
第１図においてケース（１）は鋳造後熱間圧延を行い、
鋳片に再結晶を起こさせγ粒を細かくさせたものであ
り、熱間圧延後はCr炭化物の析出による鋭敏化を防止す
るために急冷するプロセスを示したものである。
鋳片に再結晶を起こさせγ粒を細かくさせたものであ
り、熱間圧延後はCr炭化物の析出による鋭敏化を防止す
るために急冷するプロセスを示したものである。
同じくケース（２）は、ケース（１）より鋳片の細粒化
を進めるために鋳造後急冷を行いその後熱間加工を行う
もので、鋳造後のγ粒がケース（１）より微細になるた
め熱延再結晶を行った場合非常に細かいγ粒を得ること
ができ、熱間圧延後はCr炭化物の析出による鋭敏化を防
止するために急冷するプロセスを示したものである。
を進めるために鋳造後急冷を行いその後熱間加工を行う
もので、鋳造後のγ粒がケース（１）より微細になるた
め熱延再結晶を行った場合非常に細かいγ粒を得ること
ができ、熱間圧延後はCr炭化物の析出による鋭敏化を防
止するために急冷するプロセスを示したものである。
また、熱間加工を行った場合、再結晶が十分起きず一部
加工組織状態であることもある。この場合は、熱延板に
対し焼鈍を施し、再結晶化を十分進めることにより表面
特性として優れた製品が得られることも明らかとなっ
た。
加工組織状態であることもある。この場合は、熱延板に
対し焼鈍を施し、再結晶化を十分進めることにより表面
特性として優れた製品が得られることも明らかとなっ
た。
さらに、上記冷却の制御及び熱間圧延に加えて出発材の
合金組成の微妙な調整も有効である。
合金組成の微妙な調整も有効である。
第２図は、Fe−Cr−Ni三元系平衡状態図におけるCr eq
＋Ni eq≒30％相当部の断面状態図であって、文献Trans
action of JWRI,Vol.14,No.1,1985,p.125から引用した
ものである。Cr eqとNi eqは次の通り、成分から計算さ
れる。
＋Ni eq≒30％相当部の断面状態図であって、文献Trans
action of JWRI,Vol.14,No.1,1985,p.125から引用した
ものである。Cr eqとNi eqは次の通り、成分から計算さ
れる。
Cr eq＝Cr(%)＋1.5×Si(%)＋Mo(%)＋Nb(%)＋Ti(%) Ni eq＝Ni(%)＋1/2(Mn(%)＋Cu(%))＋30(C(%)＋N(%)) 先ず、Cr eqが小さい（ Cr eq＝17.3％）と、初晶γ
で凝固し完全γ相である。この場合のγ相は、液相線直
下の高温で晶出し、それ以降成長する。
で凝固し完全γ相である。この場合のγ相は、液相線直
下の高温で晶出し、それ以降成長する。
一方、Cr eqが大きくなり、Cr eq＝19.5％（）以上と
なると、初晶はδ相で凝固を完了し、固相反応として約
1370℃からはじめてγ相が析出し初め、それ以降成長に
移るが、先に述べたCr eqが小さいケースに比較する
と、γ粒の成長は大いに抑制される。これは、鋳造直後
の高温域が、γ粒の成長を支配することからも十分考え
られることである。
なると、初晶はδ相で凝固を完了し、固相反応として約
1370℃からはじめてγ相が析出し初め、それ以降成長に
移るが、先に述べたCr eqが小さいケースに比較する
と、γ粒の成長は大いに抑制される。これは、鋳造直後
の高温域が、γ粒の成長を支配することからも十分考え
られることである。
Cr eqが前記二者の中間にあるときは、包晶反応が加わ
って複雑になるが、γ粒の成長を抑制するには、δ相を
凝固させるような成分系が有利でありまた、高温域で材
料を急冷することが有効である。さらに、δ相凝固の効
果は、固相反応においてもγ粒の成長をδ相が妨害する
点にもある。このような、成分系に基づく効果を実験し
た結果、 δ−Fe.cal(%)＝3(Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ni) −2.8(Ni＋1/2Mn＋1/2Cu)−84(C＋N)−19.8(%) で示されるδ−Fe.cal（％）を−２％以上10％までとす
ることが有効であることが判明した。特に、δ−Fe.cal
（％）:1〜５％が良好である。
って複雑になるが、γ粒の成長を抑制するには、δ相を
凝固させるような成分系が有利でありまた、高温域で材
料を急冷することが有効である。さらに、δ相凝固の効
果は、固相反応においてもγ粒の成長をδ相が妨害する
点にもある。このような、成分系に基づく効果を実験し
た結果、 δ−Fe.cal(%)＝3(Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ni) −2.8(Ni＋1/2Mn＋1/2Cu)−84(C＋N)−19.8(%) で示されるδ−Fe.cal（％）を−２％以上10％までとす
ることが有効であることが判明した。特に、δ−Fe.cal
（％）:1〜５％が良好である。
第３図（ａ）〜（ｃ）に、δ−Fe.cal（％）を種々変え
た成分系の溶鋼を連続鋳造して2mm厚さの鋳片としたも
のの組織を比較して示す。第３図から、δ−Fe.cal
（％）が−2.3％のものでは、γ相凝固でγ粒が成長し
ていることが分かる。
た成分系の溶鋼を連続鋳造して2mm厚さの鋳片としたも
のの組織を比較して示す。第３図から、δ−Fe.cal
（％）が−2.3％のものでは、γ相凝固でγ粒が成長し
ていることが分かる。
δ−Fe.cal（％）が−1.1％のものは、δフェライトが
残留し、γ粒は小さくなっている。δ−Fe.cal（％））
が3.0％のものは、明らかにδ相凝固で、γ粒は極めて
小さいままである。
残留し、γ粒は小さくなっている。δ−Fe.cal（％））
が3.0％のものは、明らかにδ相凝固で、γ粒は極めて
小さいままである。
このように、先に述べた鋳片の冷却制御及び熱間圧延を
利用した細粒化と相俟って、Cr−Ni系ステンレス鋼にお
ける組成の選択が、γ粒の微細化に大きく影響し、δ−
Fe.cal（％）を−２％以上10％以下に制御することが、
極めて重要である。
利用した細粒化と相俟って、Cr−Ni系ステンレス鋼にお
ける組成の選択が、γ粒の微細化に大きく影響し、δ−
Fe.cal（％）を−２％以上10％以下に制御することが、
極めて重要である。
第４図に、δ−Fe.cal（％）を１％程度にして冷却した
鋳片に、1100℃で熱間圧延を施したときの圧下率と、そ
の後デスケーリングし、冷間圧延を施したときに圧下率
が、製品表面のローピング高さにどのように影響するか
を示す。
鋳片に、1100℃で熱間圧延を施したときの圧下率と、そ
の後デスケーリングし、冷間圧延を施したときに圧下率
が、製品表面のローピング高さにどのように影響するか
を示す。
第４図から、熱間圧延における圧下率:20％から影響が
現れ、30％以上と高くなるほど製品のローピング高さが
小さくなり、表面の“うねり”は認められなくなる。
現れ、30％以上と高くなるほど製品のローピング高さが
小さくなり、表面の“うねり”は認められなくなる。
熱間圧延における圧下率20％以上で鋳片内部に再結晶が
認められ、30％以上ではほぼ完全再結晶化する。こうし
て、γ粒の平均粒径は、50μｍ以下となっていた。
認められ、30％以上ではほぼ完全再結晶化する。こうし
て、γ粒の平均粒径は、50μｍ以下となっていた。
さらに、δ−Fe.cal（％）を３％程度にし、双ロール
（冷却ドラム）直下で、鋳片の冷却を行い、鋳片表層部
と内部間で温度差を有せしめて熱間圧延を行った場合に
は、圧下率が10％程度でも良好なローピング特性が得ら
れた。δ量と、双ロール（冷却ドラム）直下での鋳片冷
却の効果が大きいことが分る。
（冷却ドラム）直下で、鋳片の冷却を行い、鋳片表層部
と内部間で温度差を有せしめて熱間圧延を行った場合に
は、圧下率が10％程度でも良好なローピング特性が得ら
れた。δ量と、双ロール（冷却ドラム）直下での鋳片冷
却の効果が大きいことが分る。
次ぎに、本発明の構成要件の限定理由を説明する。
溶鋼成分に関しては、C:0.01〜0.08％、Si:0.25〜1.50
％、Mn:0.15〜3.0％、P:0.015〜0.040％、S:0.001〜0.0
08％、Cr:16.0〜28.0％、Ni:6.0〜24.0％、N:0.015〜0.
33％、Al:0.001〜0.050％、Mo:0.01〜3.0％、Cu:0.01〜
2.0％、Ti:0.01〜0.60％、Nb:0.01〜0.80％、残部:Feお
よび不可避的不純物からなる成分範囲において、δ−F
e.cal（％）を−２％〜10％の範囲、即ちδ相凝固をす
るようにコントロールする必要がある。δ−Fe.cal
（％）が10％を超えると、製品にδ相が残留し、材質の
面で好ましくない。
％、Mn:0.15〜3.0％、P:0.015〜0.040％、S:0.001〜0.0
08％、Cr:16.0〜28.0％、Ni:6.0〜24.0％、N:0.015〜0.
33％、Al:0.001〜0.050％、Mo:0.01〜3.0％、Cu:0.01〜
2.0％、Ti:0.01〜0.60％、Nb:0.01〜0.80％、残部:Feお
よび不可避的不純物からなる成分範囲において、δ−F
e.cal（％）を−２％〜10％の範囲、即ちδ相凝固をす
るようにコントロールする必要がある。δ−Fe.cal
（％）が10％を超えると、製品にδ相が残留し、材質の
面で好ましくない。
一方、鋳片の厚さが10mmを超えると、γ粒の微細化が困
難となり、γ粒を微細化するために強い熱間加工を行お
うとすると圧延機が巨大なものとなり、実際的でない。
難となり、γ粒を微細化するために強い熱間加工を行お
うとすると圧延機が巨大なものとなり、実際的でない。
鋳造後の鋳片の冷却は、鋳造機出口での鋳片の復熱を抑
えかつ、1100℃までのγ粒成長温度域における平均冷却
速度を100℃/s以上可及的に高くして行うと有効であ
る。
えかつ、1100℃までのγ粒成長温度域における平均冷却
速度を100℃/s以上可及的に高くして行うと有効であ
る。
熱間圧延は、鋳片の表面温度が900℃以上の領域で行
い、鋳片内部の再結晶化を促進する。特に、鋳片内部が
高温域にある状態（鋳造後10秒間以内）のときに、60％
以下の圧下率を適用する熱間圧延を鋳片に施せば十分で
ある。60％を超える圧下率を適用しても効果が飽和す
る。一方、鋳造後10秒間を超えるタイミングでは、鋳片
の表層部と内部間の温度差が小さくなり、γ粒の微細化
効果が著しく減殺される。
い、鋳片内部の再結晶化を促進する。特に、鋳片内部が
高温域にある状態（鋳造後10秒間以内）のときに、60％
以下の圧下率を適用する熱間圧延を鋳片に施せば十分で
ある。60％を超える圧下率を適用しても効果が飽和す
る。一方、鋳造後10秒間を超えるタイミングでは、鋳片
の表層部と内部間の温度差が小さくなり、γ粒の微細化
効果が著しく減殺される。
その後、鋳片は、900〜550℃の温度域において、50℃/s
以上の冷却速度で冷却された後、650℃以下で巻き取ら
れる。これらの条件が満たされないと、粒界に炭化物が
析出して、材料を酸洗したときに粒界腐食を生じ、製品
の表面光沢を損なう。
以上の冷却速度で冷却された後、650℃以下で巻き取ら
れる。これらの条件が満たされないと、粒界に炭化物が
析出して、材料を酸洗したときに粒界腐食を生じ、製品
の表面光沢を損なう。
熱延板焼鈍は、950℃以上の温度で行い、再結晶を進行
させる。特に温度と時間を制御し平均γ粒径が50μｍを
越えないように焼鈍を行う。一方、熱延板焼鈍後の冷却
は、焼鈍中にδ−Feが鋳片段階より減少するために、δ
／γ界面に析出するCr炭化物の析出が遅れ、その結果鋳
片や熱延板の冷却より遅くできるためCr炭化物析出域の
冷却速度を10℃/s以上とした。
させる。特に温度と時間を制御し平均γ粒径が50μｍを
越えないように焼鈍を行う。一方、熱延板焼鈍後の冷却
は、焼鈍中にδ−Feが鋳片段階より減少するために、δ
／γ界面に析出するCr炭化物の析出が遅れ、その結果鋳
片や熱延板の冷却より遅くできるためCr炭化物析出域の
冷却速度を10℃/s以上とした。
（実施例） 実施例１ 第１表に示す、18Cr−8Ni鋼を基本とする種々の成分のC
r−Ni系ステンレス鋼を溶製した。凝固の初相をδ相と
すべく、 δ−Fe.cal(%)＝3(Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti) −2.8(Ni＋1/2Mn＋1/2Cu)−84(C＋N)−19.8(%) の関係に従って、第２表に示すように、δ−Fe.cal
（％）を−3.55％から7.81％まで変化させた。これらの
溶鋼を、内部水冷方式の垂直型双ロール連続鋳造機によ
って、1.6〜7.5mmの間の種々の厚さの鋳片を鋳造した。
鋳造機直下からロール冷却や水スプレー冷却を適用して
鋳片を冷却し、復熱を防止した。1300〜1100℃の温度域
において、120℃/sを超える平均冷却速度が得られた。
r−Ni系ステンレス鋼を溶製した。凝固の初相をδ相と
すべく、 δ−Fe.cal(%)＝3(Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti) −2.8(Ni＋1/2Mn＋1/2Cu)−84(C＋N)−19.8(%) の関係に従って、第２表に示すように、δ−Fe.cal
（％）を−3.55％から7.81％まで変化させた。これらの
溶鋼を、内部水冷方式の垂直型双ロール連続鋳造機によ
って、1.6〜7.5mmの間の種々の厚さの鋳片を鋳造した。
鋳造機直下からロール冷却や水スプレー冷却を適用して
鋳片を冷却し、復熱を防止した。1300〜1100℃の温度域
において、120℃/sを超える平均冷却速度が得られた。
次いで、鋳片を、鋳造後８秒間以内に1100〜950℃の温
度域で熱延圧延した。このときの圧下率は、10％程度か
ら50％程度までの間であった（第２表）。その後、鋳片
を900〜550℃の間を60℃/s以上の冷却速度で冷却し、60
0℃以下で巻き取った。
度域で熱延圧延した。このときの圧下率は、10％程度か
ら50％程度までの間であった（第２表）。その後、鋳片
を900〜550℃の間を60℃/s以上の冷却速度で冷却し、60
0℃以下で巻き取った。
比較材は、900〜550℃の間の冷却が不十分で、750℃程
度の高温で巻き取ったものもある。
度の高温で巻き取ったものもある。
然る後、材料を酸洗、デスケーリングして冷間圧延した
後、通常の焼鈍域は光輝焼鈍した。
後、通常の焼鈍域は光輝焼鈍した。
こうして得られた製品の表面性状を調査した。特に、製
品表面のローピング高さと光沢に注目した。第２表に示
すように、本実施例に示したものは、δフェライトを活
用して、鋳片でのγ相の晶出、析出を低温化したこと
で、その後の鋳片の冷却や熱間圧延効果も加わって、何
れも優れた表面性状を示した。
品表面のローピング高さと光沢に注目した。第２表に示
すように、本実施例に示したものは、δフェライトを活
用して、鋳片でのγ相の晶出、析出を低温化したこと
で、その後の鋳片の冷却や熱間圧延効果も加わって、何
れも優れた表面性状を示した。
一方、比較法では、δフェライトの効果がなくかつ、鋳
片の冷却も不足で、巻き取り温度も高くその結果、製品
表面のローピングが大きく、表面光沢も不良であった。
片の冷却も不足で、巻き取り温度も高くその結果、製品
表面のローピングが大きく、表面光沢も不良であった。
（発明の効果） 本発明は、以上述べたように構成しかつ、作用せしめる
ようにしたから、製品厚さに近い厚さの薄帯を連続鋳造
によって直接的に得る簡潔なプロセスで、表面品質と材
質が優れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板を得ることができ
る。
ようにしたから、製品厚さに近い厚さの薄帯を連続鋳造
によって直接的に得る簡潔なプロセスで、表面品質と材
質が優れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板を得ることができ
る。
第１図は、双ロール（水冷）式連続鋳造機によってCr−
Ni系ステンレス鋼薄帯を鋳造するときの、薄帯の温度・
時間関係を示す図、第２図は、Fe−Cr−Ni三元系平衡状
態図におけるCr eq＋Ni eq≒30％相当部の断面状態図、
第３図（ａ）〜（ｃ）はδ−Fe.cal（％）を種々変えた
成分系の溶鋼を連続鋳造して2mm厚さの鋳片としたもの
の組織を比較して示す金属顕微鏡写真、第４図は、δ−
Fe.cal（％）を１％程度にして鋳造し冷却した鋳片に、
1100℃で熱間圧延を施したときの圧下率と、その後デス
ケーリングし冷間圧延を施したときの圧下率が、製品表
面のローピング高さに及ぼす影響を示す図である。
Ni系ステンレス鋼薄帯を鋳造するときの、薄帯の温度・
時間関係を示す図、第２図は、Fe−Cr−Ni三元系平衡状
態図におけるCr eq＋Ni eq≒30％相当部の断面状態図、
第３図（ａ）〜（ｃ）はδ−Fe.cal（％）を種々変えた
成分系の溶鋼を連続鋳造して2mm厚さの鋳片としたもの
の組織を比較して示す金属顕微鏡写真、第４図は、δ−
Fe.cal（％）を１％程度にして鋳造し冷却した鋳片に、
1100℃で熱間圧延を施したときの圧下率と、その後デス
ケーリングし冷間圧延を施したときの圧下率が、製品表
面のローピング高さに及ぼす影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 末広 利行 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式會社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭63−421（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−224715（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−255921（ＪＰ，Ａ) 特公 昭63−27407（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (6)
- 【請求項１】18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ス
テンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続
鋳造機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上とし
て厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、900℃以上
の温度域で60％以下の熱間加工を施して、該鋳片内部の
再結晶を進めてγ粒を微細化し平均γ粒径を50μｍ以下
としたのち、900℃から550℃の範囲を50℃/s以上の冷却
速度で冷却し、650℃以下の温度域で巻取り、以後常法
により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が
優れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。 - 【請求項２】18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ス
テンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続
鋳造機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上とし
て厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、凝固後は該
鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始
して1100℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/
s以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部
間に温度差の存する鋳造後10秒間以内に900℃以上の温
度域で60％以下の熱間加工を施して、鋳片内部の再結晶
を進めて鋳片のγ粒を微細化し平均γ粒径を50μｍ以下
としたのち、900℃から550℃の範囲を50℃/s以上の冷却
速度で冷却し、650℃以下の温度域で巻取り、以後常法
により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が
優れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。 - 【請求項３】18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ス
テンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続
鋳造機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上とし
て厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、δ−Fe.cal
（％）−３（Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti）−2.8（Ni＋0.5M
n＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fe.c
al（％）を−２〜10％として凝固の初晶をδ相とすると
ともにγ相の晶出や変態の開始温度を低くして凝固途中
からのγ粒の成長を抑制し、凝固後は該鋳片の復熱を起
こさせず可及的に高温域から冷却を開始して1100℃まで
の平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以上としてγ
粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存
する鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域で60％以下
の熱間加工を施して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片の
γ粒を微細化し平均γ粒径を50μｍ以下としたのち、90
0℃から550℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度で冷却し、
650℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷延板と
することを特徴とする表面品質と材質が優れたCr−Ni系
ステンレス薄鋼板の製造法。 - 【請求項４】18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ス
テンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続
鋳造機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上とし
て厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、900℃以上
の温度域で60％以下の熱間加工を施し、次いで900℃か
ら550℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度で冷却し、650℃
以下の温度域で巻取った後、平均γ粒径が50μｍ以下と
なるように950℃以上で温度と時間を制御する熱延板焼
鈍を施し、次いで10℃/s以上の冷却速度で冷却し、以後
常法により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材
質が優れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。 - 【請求項５】18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ス
テンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続
鋳造機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上とし
て厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、凝固後は該
鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始
して1100℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/
s以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部
間に温度差の存する鋳造後の10秒間以内に900℃以上の
温度域で60％以下の熱間加工を施し、次いで900℃から5
50℃の範囲を50℃/s以上の冷却速度で冷却し、650℃以
下の温度域で巻取った後、平均γ粒径が50μｍ以下とな
るように950℃以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍
を施し、次いで10℃/s以上の冷却速度で冷却し、以後常
法により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質
が優れたCr−Ni系ステンレス薄鋼板の製造法。 - 【請求項６】18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr−Ni系ス
テンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続
鋳造機によって、凝固時の冷却速度を100℃/s以上とし
て厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、δ−Fe.cal
（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti）−2.8（Ni＋0.5M
n＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fe.c
al（％）を−２〜10％として凝固の初晶をδ相とすると
ともにγ相の晶出や変態の開始温度を低くして凝固途中
からのγ粒の成長を抑制し、凝固後は該鋳片の復熱を起
こさせず可及的に高温域から冷却を開始して1100℃まで
の平均冷却速度を鋳片表面温度で100℃/s以上としてγ
粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存
する鋳造後10秒間以内に900℃以上の温度域で60％以下
の熱間加工を施し、次いで900℃から550℃の範囲を50℃
/s以上の冷却速度で冷却し、650℃以下の温度域で巻取
った後、平均γ粒径が50μｍ以下となるように950℃以
上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次いで10
℃/s以上の冷却速度で冷却し、以後常法により冷延板と
することを特徴とする表面品質と材質が優れたCr−Ni系
ステンレス薄鋼板の製造法。
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