JPH0796684B2 - 表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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- JPH0796684B2 JPH0796684B2 JP1084793A JP8479389A JPH0796684B2 JP H0796684 B2 JPH0796684 B2 JP H0796684B2 JP 1084793 A JP1084793 A JP 1084793A JP 8479389 A JP8479389 A JP 8479389A JP H0796684 B2 JPH0796684 B2 JP H0796684B2
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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無い、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
する方法に関する。
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
する方法に関する。
（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、鋳型を鋳造方向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ない、
加熱炉において1000℃以上に加熱した後、粗圧延機およ
び仕上げ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、鋳型を鋳造方向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ない、
加熱炉において1000℃以上に加熱した後、粗圧延機およ
び仕上げ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なうと
共に、表面のスケールや疵等を酸洗し更に研削によって
除去していた。
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なうと
共に、表面のスケールや疵等を酸洗し更に研削によって
除去していた。
従来のプロセスにおいては、長大な熱間圧延設備で、材
料の加熱及び可能のために多大のエネルギーを必要と
し、生産性の面で優れた製造プロセスとは言い難かっ
た。また、最終製品は、集合組織が発達し、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。
料の加熱及び可能のために多大のエネルギーを必要と
し、生産性の面で優れた製造プロセスとは言い難かっ
た。また、最終製品は、集合組織が発達し、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。
そこで、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
ー、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。
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。
例えば、「鉄と鋼」′85,A197〜′A256や「CAMP ISIJ」
vol.1,1988,1670〜1705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。
vol.1,1988,1670〜1705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。
（発明が解決しようとする課題） この種の方式の連続鋳造プロセスにおいては、最終形状
に近い鋳片を製造し、熱延工程、熱処理工程等の中間段
階を省略又は軽減している。そのため、鋳片の組織、表
面状態等が製品の材質や表面性状に大きな影響を与える
ことが知られている。
に近い鋳片を製造し、熱延工程、熱処理工程等の中間段
階を省略又は軽減している。そのため、鋳片の組織、表
面状態等が製品の材質や表面性状に大きな影響を与える
ことが知られている。
すなわち、前述の「CAMP ISIJ」vol.1,1988,1670〜1705
において、Cr−Ni系ステンレス鋼薄板の材質問題やCr系
ステンレス鋼薄板のリジング現象が述べられている。し
かしCr−Ni系ステンレス鋼薄板の表面品質については特
に問題にはされていない。
において、Cr−Ni系ステンレス鋼薄板の材質問題やCr系
ステンレス鋼薄板のリジング現象が述べられている。し
かしCr−Ni系ステンレス鋼薄板の表面品質については特
に問題にはされていない。
本発明者らが、ストリップ連鋳によるCr−Ni系ステンレ
ス鋼薄板製造プロセスを詳細に研究した結果、以下に具
体的に示すように製品にローピングと称される表面欠陥
や光沢むらが発生することが判明した。もちろん鋳片に
割れが存在するとたとえ極めて微細であっても製品まで
残留するので、鋳片の割れは無しが必要条件である。
ス鋼薄板製造プロセスを詳細に研究した結果、以下に具
体的に示すように製品にローピングと称される表面欠陥
や光沢むらが発生することが判明した。もちろん鋳片に
割れが存在するとたとえ極めて微細であっても製品まで
残留するので、鋳片の割れは無しが必要条件である。
実験においてSUS 304鋼を基本成分とする溶鋼を、内部
水冷式の双ロール式の連続鋳造試験機によって鋳造して
１〜4mm厚さの薄帯として巻き取った。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、酸洗して厚さ１〜0.4mmの製品Ａとし
た。
水冷式の双ロール式の連続鋳造試験機によって鋳造して
１〜4mm厚さの薄帯として巻き取った。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、酸洗して厚さ１〜0.4mmの製品Ａとし
た。
他方、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、これを際加熱後、ホットストリップミル
によって熱間圧延して３〜6mm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、酸洗して厚さ１〜0.4mmの製品Ｂとした。
する鋳片とし、これを際加熱後、ホットストリップミル
によって熱間圧延して３〜6mm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、酸洗して厚さ１〜0.4mmの製品Ｂとした。
この製品Ａ及び製品Ｂの表面性状を比較すると、製品Ａ
には、次のような表面欠陥が発生することが判明した。
には、次のような表面欠陥が発生することが判明した。
（１） ローピング…冷延時に表面に微細な凹凸を生じ
る。
る。
（２） 光沢むら…冷延・焼鈍・酸洗後に表面に光沢む
らが現われる。
らが現われる。
（３） 微細な割れ…製品表面に散在する。
他方、製品Ｂには、このような欠陥が発生していない。
したがって、これらの製品の表面性状に関する問題は、
オーステナイト系ステンレス溶鋼から最終形状に近い薄
肉鋳片を鋳造し冷延する場合に生じる特有の問題であ
り、N.N.S鋳造の本質的欠点である。
したがって、これらの製品の表面性状に関する問題は、
オーステナイト系ステンレス溶鋼から最終形状に近い薄
肉鋳片を鋳造し冷延する場合に生じる特有の問題であ
り、N.N.S鋳造の本質的欠点である。
本発明者らは、これらの表面性状に関する問題の原因を
詳細に検討した結果、冷間圧延前の材料のγ粒が50μｍ
以上に大きい場合や、Cr系炭化物の析出する温度域で薄
肉鋳片の冷却が不十分の場合、および鋳片割れが残留す
る場合、これらの表面欠陥が生じることを解明した。
詳細に検討した結果、冷間圧延前の材料のγ粒が50μｍ
以上に大きい場合や、Cr系炭化物の析出する温度域で薄
肉鋳片の冷却が不十分の場合、および鋳片割れが残留す
る場合、これらの表面欠陥が生じることを解明した。
そして、これらの表面欠陥を防止するために、溶鋼を凝
固・冷却する過程において溶鋼成分と冷却条件に改良を
加え、冷間圧延前の平均γ粒径を50μｍ以下とし、かつ
Cr系炭化物を析出させずかつ鋳片割れを防止し、良好な
表面性状を得るCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法を
発明した。
固・冷却する過程において溶鋼成分と冷却条件に改良を
加え、冷間圧延前の平均γ粒径を50μｍ以下とし、かつ
Cr系炭化物を析出させずかつ鋳片割れを防止し、良好な
表面性状を得るCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法を
発明した。
例えば凝固後1200℃まで100℃/sec以上の冷速で冷却す
る方法及び成分調整により、δ−Fecalを−２〜10％と
する方法［特願昭63−221471号（特開平２−133528号公
報）］、更には結晶粒微細化元素を0.01〜１モル％添加
する方法である。
る方法及び成分調整により、δ−Fecalを−２〜10％と
する方法［特願昭63−221471号（特開平２−133528号公
報）］、更には結晶粒微細化元素を0.01〜１モル％添加
する方法である。
しかしながら1400〜1200℃までの冷却条件を100℃/sec
以上と凝固直後極力高温から冷却開始して、γ粒の成長
を抑制しているため、鋳片板厚が厚い場合や板幅が広い
場合においては、設備面で十分な均一冷却を得ることが
工業的に困難である。
以上と凝固直後極力高温から冷却開始して、γ粒の成長
を抑制しているため、鋳片板厚が厚い場合や板幅が広い
場合においては、設備面で十分な均一冷却を得ることが
工業的に困難である。
そこで、本発明は、鋳片の冷却の制御とδ−Feを活用す
る成分調整によって、γ粒径を小さくすると共に冷却工
程や最終焼鈍後の調質圧延工程を活用して、安定的に優
れた表面品質を得ると共に、鋳片の微細割れを防止する
ため、溶鋼成分、特に有害不純物成分を制限した表面品
質が優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法を提供
するものである。
る成分調整によって、γ粒径を小さくすると共に冷却工
程や最終焼鈍後の調質圧延工程を活用して、安定的に優
れた表面品質を得ると共に、鋳片の微細割れを防止する
ため、溶鋼成分、特に有害不純物成分を制限した表面品
質が優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法を提供
するものである。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、重量％でC:0.1％以下、Si:1.0％以
下、Mn:3％以下、Cr:18〜21％、Ni:6〜11％、P:0.05％
以下、S:0.006％以下、B:0.0020％以下、O:0.010％以
下、N:0.30％以下、残部は実質的にFeと不可避の不純物
より成り、δ−Fecal（％）＝３（Cr＋1.5Si）−2.8（N
i＋0.5Mn）−84（Ｃ＋Ｎ）−19で定義されるδ−Fecal
（％）を−２〜10％としたCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼
を、鋳型壁面が鋳片と同期して移動する連続鋳造機によ
って、厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、得られ
た鋳片を凝固温度以下の可及的高温から冷却を開始し
て、該鋳片の復熱を抑えつつ50℃/sec以上の冷却速度で
1200℃まで冷却して、鋳片のγ粒の成長を抑制し、次い
で1200℃から600℃までの温度域を10℃/sec以上の冷却
速度で冷却して巻き取り、該鋳片を酸洗後、温巻圧延、
開巻圧延の１種又は２種を施こし焼鈍・酸洗或いは光輝
焼鈍し、調質圧延工程で圧延の伸び率を0.3〜2.5％の範
囲でコントロールし、表面の光沢向上と共に表面凹凸を
改善しローピングを低減しかつ微細な割れ疵を防止する
ことを特徴とする表面品質が優れたCr−Ni系ステンレス
鋼薄板の製造方法である。
下、Mn:3％以下、Cr:18〜21％、Ni:6〜11％、P:0.05％
以下、S:0.006％以下、B:0.0020％以下、O:0.010％以
下、N:0.30％以下、残部は実質的にFeと不可避の不純物
より成り、δ−Fecal（％）＝３（Cr＋1.5Si）−2.8（N
i＋0.5Mn）−84（Ｃ＋Ｎ）−19で定義されるδ−Fecal
（％）を−２〜10％としたCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼
を、鋳型壁面が鋳片と同期して移動する連続鋳造機によ
って、厚さ10mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、得られ
た鋳片を凝固温度以下の可及的高温から冷却を開始し
て、該鋳片の復熱を抑えつつ50℃/sec以上の冷却速度で
1200℃まで冷却して、鋳片のγ粒の成長を抑制し、次い
で1200℃から600℃までの温度域を10℃/sec以上の冷却
速度で冷却して巻き取り、該鋳片を酸洗後、温巻圧延、
開巻圧延の１種又は２種を施こし焼鈍・酸洗或いは光輝
焼鈍し、調質圧延工程で圧延の伸び率を0.3〜2.5％の範
囲でコントロールし、表面の光沢向上と共に表面凹凸を
改善しローピングを低減しかつ微細な割れ疵を防止する
ことを特徴とする表面品質が優れたCr−Ni系ステンレス
鋼薄板の製造方法である。
（作用） 以下に本発明を詳細に説明する。
薄肉連鋳において、δ−Fecalが−２〜10％となるよう
に成分調整すると共に、鋳片の凝固から1200℃までの冷
却速度を100℃/sec以上にしてγ粒を微細化させる方法
は極めて有効である。しかし、工業的には冷却設備とし
て板厚の変動、板幅の変動に対応して十分に均一冷却が
可能か否かは適切な冷却設備の開発が出来るか否かにか
かっている。必要な冷却の程度を緩和する技術が設備面
から望まれている。
に成分調整すると共に、鋳片の凝固から1200℃までの冷
却速度を100℃/sec以上にしてγ粒を微細化させる方法
は極めて有効である。しかし、工業的には冷却設備とし
て板厚の変動、板幅の変動に対応して十分に均一冷却が
可能か否かは適切な冷却設備の開発が出来るか否かにか
かっている。必要な冷却の程度を緩和する技術が設備面
から望まれている。
本発明者らは既にローピング減少を詳細に検討し、既に
述べた鋳片製造時にγ粒を微細化する技術と合わせて、
冷却工程で表面品質の向上を図るべく詳細に検討した結
果、先に出願した手段に加えて、最終焼鈍後に所定の圧
下率で調質圧延を行うことによってローピングが大きく
改善することが判明した。
述べた鋳片製造時にγ粒を微細化する技術と合わせて、
冷却工程で表面品質の向上を図るべく詳細に検討した結
果、先に出願した手段に加えて、最終焼鈍後に所定の圧
下率で調質圧延を行うことによってローピングが大きく
改善することが判明した。
こうして新しいプロセスである双ロール鋳造・直接冷却
法によるSUS 304系の新規な課題である表面品質、特に
ローピング対策としては多くの可能性が判明したが、鋳
造板厚や板幅の変動を含めて安定して優れた表面品質を
確保していくためには、これらの改善作業を組み合わせ
る必要があった。
法によるSUS 304系の新規な課題である表面品質、特に
ローピング対策としては多くの可能性が判明したが、鋳
造板厚や板幅の変動を含めて安定して優れた表面品質を
確保していくためには、これらの改善作業を組み合わせ
る必要があった。
即ち、各製造条件の限定理由は以下のような理由による
ものである。
ものである。
δ−Fecal（％）を−２以上とした理由は、δ／γ変態
とδフェライトによるγ粒の成長抑制効果によってγ粒
を微細にするためである。δ−Fecalが−２より小さい
とγ単相凝固になりγ粒が粗大化する。また10％以下と
した理由は、δ−Fecalの増加とともにδフェライトが
安定化し、製品に残留するδフェライト量が増加するた
めである。10％以下であれば、製品にδフェライトは殆
ど残留しない。
とδフェライトによるγ粒の成長抑制効果によってγ粒
を微細にするためである。δ−Fecalが−２より小さい
とγ単相凝固になりγ粒が粗大化する。また10％以下と
した理由は、δ−Fecalの増加とともにδフェライトが
安定化し、製品に残留するδフェライト量が増加するた
めである。10％以下であれば、製品にδフェライトは殆
ど残留しない。
鋳片の1200℃までの冷却速度を50℃以上とした理由は、
気水冷却を用いずに工業的に安定して鋳片板厚10mm程度
の厚い鋳片を、全幅均一冷却出来る限界の冷却速度だか
らである。冷却速度が遅くなれば鋳片γ粒がより成長す
るため望ましくない。気水冷却を用いればより速い冷却
速度が可能であるが、薄肉連鋳の鋳造直後に気水冷却を
行うことは安全上望ましくない。
気水冷却を用いずに工業的に安定して鋳片板厚10mm程度
の厚い鋳片を、全幅均一冷却出来る限界の冷却速度だか
らである。冷却速度が遅くなれば鋳片γ粒がより成長す
るため望ましくない。気水冷却を用いればより速い冷却
速度が可能であるが、薄肉連鋳の鋳造直後に気水冷却を
行うことは安全上望ましくない。
1200℃から600℃までの冷却速度を10℃/sec以上とした
理由は、この間を緩冷却するとCr炭化物が析出し、酸洗
後の表面性状を劣化させるため、Cr炭化物の析出を防止
する目的で冷却速度に下限を設定した。
理由は、この間を緩冷却するとCr炭化物が析出し、酸洗
後の表面性状を劣化させるため、Cr炭化物の析出を防止
する目的で冷却速度に下限を設定した。
調質圧延の伸びを0.3〜1.9％とした理由は、冷延板に発
生したローピングを矯正するためである。調質圧延の伸
び率を上げるとローピングが低減し、伸び率1.9％を超
えるとその効果は飽和する。δ−Fecalを−２〜10％と
し、1200℃までの冷却速度を50℃/sec以上とした場合
に、冷延板に発生するローピングを矯正するためには伸
び率で最低0.3％以上の調質圧延が必要であるため、下
限を0.3％とした。但し、伸び率を1.9％より大きくして
もローピング改善効果は飽和するため上限を1.9％とし
た。
生したローピングを矯正するためである。調質圧延の伸
び率を上げるとローピングが低減し、伸び率1.9％を超
えるとその効果は飽和する。δ−Fecalを−２〜10％と
し、1200℃までの冷却速度を50℃/sec以上とした場合
に、冷延板に発生するローピングを矯正するためには伸
び率で最低0.3％以上の調質圧延が必要であるため、下
限を0.3％とした。但し、伸び率を1.9％より大きくして
もローピング改善効果は飽和するため上限を1.9％とし
た。
次に鋳片の微細割れについて述べる。
鋳片の凝固時の割れに関しては、溶融凝固の熱サイクル
を与えて引張り試験する方法で、18Cr−8Ni系での成分
の影響を検討した。この結果、18Cr−8Ni系で凝固直後
の延性を劣化させる成分は、第１図に示すようにS,B,Si
であった。本試験方法は凝固時の冷却速度が100℃/sec
程度であり、凝固時の冷却速度が速い薄肉鋳造時の割れ
限界と直接対応しないが、薄肉鋳造時にも同様の傾向が
あると考えられる。
を与えて引張り試験する方法で、18Cr−8Ni系での成分
の影響を検討した。この結果、18Cr−8Ni系で凝固直後
の延性を劣化させる成分は、第１図に示すようにS,B,Si
であった。本試験方法は凝固時の冷却速度が100℃/sec
程度であり、凝固時の冷却速度が速い薄肉鋳造時の割れ
限界と直接対応しないが、薄肉鋳造時にも同様の傾向が
あると考えられる。
Ｓを0.006％以下、Ｂを0.002％以下、Siを1.0％以下と
した理由は、この範囲において薄肉鋳片に微細割れが発
生しなかったからである。
した理由は、この範囲において薄肉鋳片に微細割れが発
生しなかったからである。
また、C,Mn,P,O,Nについては、通常Cr−Ni系ステンレス
鋼において添加される範囲とした。
鋼において添加される範囲とした。
（実 施 例） 第１表に示す18Cr−8Ni鋼を基本とする種々の成分のオ
ーステナイト系ステンレス鋼を溶製した。特にS,B,Siに
ついては割れ防止の目的で低くした。
ーステナイト系ステンレス鋼を溶製した。特にS,B,Siに
ついては割れ防止の目的で低くした。
δ−Fecal（％）を−２〜10％の範囲とした溶鋼を、内
部水冷方式の双ロール鋳造機を使用し1.0〜6.0mm厚み
で、幅1000mmの鋳片に連続鋳造し、双ロール鋳造機の出
口から凝固した鋳片を水冷ロールに押し付ける方式で急
冷した。この場合では1200℃までの平均冷却速度として
は、最小の部分でも70〜300℃/sec以上であった。
部水冷方式の双ロール鋳造機を使用し1.0〜6.0mm厚み
で、幅1000mmの鋳片に連続鋳造し、双ロール鋳造機の出
口から凝固した鋳片を水冷ロールに押し付ける方式で急
冷した。この場合では1200℃までの平均冷却速度として
は、最小の部分でも70〜300℃/sec以上であった。
1200〜600℃間10℃/sec以上で冷却し、600℃以下で巻き
取った。その後これらの鋳片を常法通りデスケールし、
常法通り冷間圧延した。冷間圧延の圧下率は70％とし、
その後これらの冷延板を常法通り1000℃以上で光輝焼鈍
し0.3〜2.0mmに仕上げた。
取った。その後これらの鋳片を常法通りデスケールし、
常法通り冷間圧延した。冷間圧延の圧下率は70％とし、
その後これらの冷延板を常法通り1000℃以上で光輝焼鈍
し0.3〜2.0mmに仕上げた。
その後調質圧延の伸び率を0.3〜1.9％に変えて表面品質
を検討した。
を検討した。
これらの結果を第１表に示す。
本発明法による場合では製品表面品質のローピングが優
れ光沢むらがなく又微小割れも全く認められなかった。
れ光沢むらがなく又微小割れも全く認められなかった。
比較材としてS,B,Siの多い鋳片では製品表面品質のロー
ピングが優れ、光沢むらがないが、微小な割れが散在し
た。
ピングが優れ、光沢むらがないが、微小な割れが散在し
た。
（発明の効果） 本発明により、製品厚さに近い厚さの薄帯状鋳片を連続
鋳造によって得て、直接冷延で製品化する簡素なプロセ
スによって、鋳片段階の組織を微細化し、調質圧延の条
件を選択して表面形状が優れたオーステナイト系ステン
レス鋼薄板を得ることが出来る。
鋳造によって得て、直接冷延で製品化する簡素なプロセ
スによって、鋳片段階の組織を微細化し、調質圧延の条
件を選択して表面形状が優れたオーステナイト系ステン
レス鋼薄板を得ることが出来る。
第１図は引張り試験温度と断面収縮率との関係の図表で
ある。
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/54
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で C:0.1％以下、 Si:1.0％以下、 Mn:3％以下、 Cr:18〜21％、 Ni:6〜11％、 P:0.05％以下、 S:0.006％以下、 B:0.0020％以下、 O:0.010％以下、 N:0.30％以下、 残部は実質的にFeと不可避の不純物より成り、δ−Fe
cal（％）＝３（Cr＋1.5Si）−2.8（Ni＋0.5Mn）−84
（Ｃ＋Ｎ）−19で定義されるδ−Fecal（％）を−２〜1
0％としたCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼を、鋳型壁面が
鋳片と同期して移動する連続鋳造機によって、厚さ10mm
以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、得られた鋳片を凝固温
度以下の可及的高温から冷却を開始して、該鋳片の復熱
を抑えつつ50℃/sec以上の冷却速度で1200℃まで冷却し
て、鋳片のγ粒の成長を抑制し、次いで1200℃から600
℃までの温度域を10℃/sec以上の冷却速度で冷却して巻
き取り、該鋳片を酸洗後、温巻圧延、開巻圧延の１種又
は２種を施こし焼鈍・酸洗或いは光輝焼鈍し、調質圧延
工程で圧延の伸び率を0.3〜1.9％の範囲でコントロール
し、表面の光沢向上と共に表面凹凸を改善しローピング
を低減しかつ微細な割れ疵を防止することを特徴とする
表面品質が優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1084793A JPH0796684B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1084793A JPH0796684B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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