JPH08283845A - 靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯の製造方法 - Google Patents
靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯の製造方法Info
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- JPH08283845A JPH08283845A JP8694095A JP8694095A JPH08283845A JP H08283845 A JPH08283845 A JP H08283845A JP 8694095 A JP8694095 A JP 8694095A JP 8694095 A JP8694095 A JP 8694095A JP H08283845 A JPH08283845 A JP H08283845A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯を製
造することを目的とする。 【構成】 Ｃｒ系ステンレス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板厚１０mm以下の薄
帯状鋳片に連続鋳造し、続いて前記薄帯状鋳片に８５０
〜１２００℃の温度域で圧下率２０〜５０％、上下ワー
クロール周速比が１．２〜２．０となる異周速圧延で熱
間圧延し、その後は９５０〜１１５０℃の温度域で５秒
以上保持する熱処理を行うか、または巻き取った後、８
００〜９５０℃で３０分以上保持するコイル焼鈍を行
う。 【効果】 異周速熱延によって板厚方向の歪差が小さく
なると共に、全板厚に剪断歪が導入され均一微細な再結
晶組織となり、良好な靱性を有する熱延鋼帯が得られ
る。
造することを目的とする。 【構成】 Ｃｒ系ステンレス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板厚１０mm以下の薄
帯状鋳片に連続鋳造し、続いて前記薄帯状鋳片に８５０
〜１２００℃の温度域で圧下率２０〜５０％、上下ワー
クロール周速比が１．２〜２．０となる異周速圧延で熱
間圧延し、その後は９５０〜１１５０℃の温度域で５秒
以上保持する熱処理を行うか、または巻き取った後、８
００〜９５０℃で３０分以上保持するコイル焼鈍を行
う。 【効果】 異周速熱延によって板厚方向の歪差が小さく
なると共に、全板厚に剪断歪が導入され均一微細な再結
晶組織となり、良好な靱性を有する熱延鋼帯が得られ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ｃｒ系ステンレス鋼を
板厚１０mm以下の薄肉鋳片に鋳造し、該薄肉鋳片を熱間
圧延し焼鈍して熱間圧延鋼帯とするプロセスにおいて、
特に靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯を製造する
方法に関する。
板厚１０mm以下の薄肉鋳片に鋳造し、該薄肉鋳片を熱間
圧延し焼鈍して熱間圧延鋼帯とするプロセスにおいて、
特に靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯を製造する
方法に関する。
【０００２】近年、溶鋼から鋳造によって直接的に板厚
１０mm以下の薄鋳片を得る技術が開発され、実機規模の
試験がなされるに至っている。新しいこの技術によれ
ば、熱間圧延工程を簡略あるいは省略することが可能に
なる。従来は、板厚が１００mmを超えるスラブを粗圧延
数スタンド、仕上げ圧延約６スタンドの熱間圧延ミルに
よって多大なエネルギーを費やして熱間圧延しており、
熱間圧延工程が簡略あるいは省略されるメリットは製造
コストを下げるだけでなく、環境保護の面からも望まれ
るものである。以後、溶鋼から板厚１０mm以下の薄帯を
鋳造する工程を含むプロセスを新プロセスと呼び、スラ
ブを熱間圧延して熱延鋼帯にする工程を含むプロセスを
現行熱延プロセスと称する。
１０mm以下の薄鋳片を得る技術が開発され、実機規模の
試験がなされるに至っている。新しいこの技術によれ
ば、熱間圧延工程を簡略あるいは省略することが可能に
なる。従来は、板厚が１００mmを超えるスラブを粗圧延
数スタンド、仕上げ圧延約６スタンドの熱間圧延ミルに
よって多大なエネルギーを費やして熱間圧延しており、
熱間圧延工程が簡略あるいは省略されるメリットは製造
コストを下げるだけでなく、環境保護の面からも望まれ
るものである。以後、溶鋼から板厚１０mm以下の薄帯を
鋳造する工程を含むプロセスを新プロセスと呼び、スラ
ブを熱間圧延して熱延鋼帯にする工程を含むプロセスを
現行熱延プロセスと称する。
【０００３】
【従来の技術】従来、Ｃｒ系ステンレス鋼を現行熱延プ
ロセスで製造すると、熱延時に発達して集合組織が原因
で、冷間圧延し焼鈍して製造した薄板製品にリジングや
ローピングが発生する問題があった。新プロセスにおい
ても、リジングの無い薄板製品を製造する試みが種々行
われている。例えば、特開昭６２−１７６６４９号公報
で「ローピングのないフェライト系ステンレス鋼薄板の
製造方法」が掲示されている。しかし、この発明につい
ては薄鋳片の靱性については述べられておらず、鋳片の
靱性不足のため冷延時に板が破断する等の問題があっ
た。
ロセスで製造すると、熱延時に発達して集合組織が原因
で、冷間圧延し焼鈍して製造した薄板製品にリジングや
ローピングが発生する問題があった。新プロセスにおい
ても、リジングの無い薄板製品を製造する試みが種々行
われている。例えば、特開昭６２−１７６６４９号公報
で「ローピングのないフェライト系ステンレス鋼薄板の
製造方法」が掲示されている。しかし、この発明につい
ては薄鋳片の靱性については述べられておらず、鋳片の
靱性不足のため冷延時に板が破断する等の問題があっ
た。
【０００４】また、特開昭６４−４４５８号公報「靱性
に優れるフェライト系ステンレス鋼急冷帯」では柱状晶
率を７０％以上にすることによって、靱性の良い鋳片を
製造出来ると述べられているが、十分な靱性を確保する
ことは困難であった。また特開昭６２−２４７０２９号
公報「加工性が良好なフェライト系ステンレス鋼板の製
造方法」では薄鋳片に熱間圧延を行う技術が示されてい
るが十分な靱性を確保することは困難であった。
に優れるフェライト系ステンレス鋼急冷帯」では柱状晶
率を７０％以上にすることによって、靱性の良い鋳片を
製造出来ると述べられているが、十分な靱性を確保する
ことは困難であった。また特開昭６２−２４７０２９号
公報「加工性が良好なフェライト系ステンレス鋼板の製
造方法」では薄鋳片に熱間圧延を行う技術が示されてい
るが十分な靱性を確保することは困難であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは新プロセ
スで熱間圧延を省略してＣｒ系ステンレス鋼帯の製造試
験を行ってきたが、鋳片の結晶粒が現行プロセスの熱延
焼鈍板の結晶粒に比べて粗大であるため、良好な靱性を
得ることが困難であり、特に板厚の厚い鋳片では凝固冷
速が低下し結晶粒が粗大化する傾向にあるのでかゝる特
性を得ることが困難であった。板厚が増加すると更にサ
イズ効果により靱性が低下する。例えば同じ組織を有す
る鋼材でも板厚が１mm増加すれば延性−脆性遷移温度が
４０℃上昇することが知られている。薄手の鋳片であれ
ば比較的良好な靱性が得られるが、鋳造板厚を薄くする
と冷延圧下率が不足して冷延製品の材質や表面品質が低
下するといった問題が生じる。
スで熱間圧延を省略してＣｒ系ステンレス鋼帯の製造試
験を行ってきたが、鋳片の結晶粒が現行プロセスの熱延
焼鈍板の結晶粒に比べて粗大であるため、良好な靱性を
得ることが困難であり、特に板厚の厚い鋳片では凝固冷
速が低下し結晶粒が粗大化する傾向にあるのでかゝる特
性を得ることが困難であった。板厚が増加すると更にサ
イズ効果により靱性が低下する。例えば同じ組織を有す
る鋼材でも板厚が１mm増加すれば延性−脆性遷移温度が
４０℃上昇することが知られている。薄手の鋳片であれ
ば比較的良好な靱性が得られるが、鋳造板厚を薄くする
と冷延圧下率が不足して冷延製品の材質や表面品質が低
下するといった問題が生じる。
【０００６】一方、薄鋳片に熱間圧延を行い焼鈍して再
結晶組織とすることが鋳片の結晶粒を微細化する方法も
あるが、Ｃｒ系ステンレス鋼はα相主体の組織であり、
熱間圧延後の再結晶が非常に遅い事が知られている。本
発明者らがＳＵＳ４３０ＬＸ鋼の薄鋳片をラボで圧延温
度１１００℃で圧下率３０％の熱間圧延を行い、１１０
０℃で３０秒間熱処理をする試験を行ったところ、板厚
表層には熱延焼鈍後に再結晶組織が見られたが板厚中心
部は未再結晶組織であった。この熱延焼鈍材の靱性を評
価したところ、表層組織が再結晶微細化しているのにも
かかわらず靱性値には鋳造後の鋳片と殆ど差がなかっ
た。すなわち、薄鋳片に通常の熱間圧延を行っても板厚
表面は再結晶するが、中心部は容易には再結晶せずに粗
大粒が残存したままとなるため、靱性が向上しないこと
が判った。
結晶組織とすることが鋳片の結晶粒を微細化する方法も
あるが、Ｃｒ系ステンレス鋼はα相主体の組織であり、
熱間圧延後の再結晶が非常に遅い事が知られている。本
発明者らがＳＵＳ４３０ＬＸ鋼の薄鋳片をラボで圧延温
度１１００℃で圧下率３０％の熱間圧延を行い、１１０
０℃で３０秒間熱処理をする試験を行ったところ、板厚
表層には熱延焼鈍後に再結晶組織が見られたが板厚中心
部は未再結晶組織であった。この熱延焼鈍材の靱性を評
価したところ、表層組織が再結晶微細化しているのにも
かかわらず靱性値には鋳造後の鋳片と殆ど差がなかっ
た。すなわち、薄鋳片に通常の熱間圧延を行っても板厚
表面は再結晶するが、中心部は容易には再結晶せずに粗
大粒が残存したままとなるため、靱性が向上しないこと
が判った。
【０００７】一方、現行プロセスにおいてはこの様な板
厚方向の再結晶の不均一は見られない。これは現行プロ
セスにおける熱間圧延の総圧下率が約９５％以上である
のに対して新プロセスでは鋳造厚みが薄いため、熱間圧
延の総圧下率が小さく、剪断歪の加わる表層と剪断歪の
加わらない板厚中心部の歪量の差が明確に現れたと考え
られる。
厚方向の再結晶の不均一は見られない。これは現行プロ
セスにおける熱間圧延の総圧下率が約９５％以上である
のに対して新プロセスでは鋳造厚みが薄いため、熱間圧
延の総圧下率が小さく、剪断歪の加わる表層と剪断歪の
加わらない板厚中心部の歪量の差が明確に現れたと考え
られる。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するために次のような構成とした。すなわち、Ｃｒ系
ステンレス溶鋼を鋳型壁面が鋳片と同期して移動する連
続鋳造機によって板厚１０mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳
造し、続いて前記薄帯状鋳片を８５０〜１２００℃の温
度域で圧下率が２０〜５０％、上下ワークロール周速比
が１．２〜２．０となる異周速圧延で熱間圧延し、続い
て９５０〜１１５０℃の温度域で５秒以上保持する熱処
理を行う、または、熱延後の熱処理を省略して巻き取っ
た後、８００〜９５０℃で３０分以上保持するコイル焼
鈍を行うことを特徴とするものである。以下、本発明を
詳細に説明する。
決するために次のような構成とした。すなわち、Ｃｒ系
ステンレス溶鋼を鋳型壁面が鋳片と同期して移動する連
続鋳造機によって板厚１０mm以下の薄帯状鋳片に連続鋳
造し、続いて前記薄帯状鋳片を８５０〜１２００℃の温
度域で圧下率が２０〜５０％、上下ワークロール周速比
が１．２〜２．０となる異周速圧延で熱間圧延し、続い
て９５０〜１１５０℃の温度域で５秒以上保持する熱処
理を行う、または、熱延後の熱処理を省略して巻き取っ
た後、８００〜９５０℃で３０分以上保持するコイル焼
鈍を行うことを特徴とするものである。以下、本発明を
詳細に説明する。
【０００９】
【作用】新プロセスにおいて熱間圧延を行った場合に再
結晶粒の不均一が生じる理由は、まず第１に熱延圧下率
が小さいことである。一般に熱延圧下率が増加すると共
に再結晶粒径は小さくなり、圧下率が９５％以上ではほ
ぼ一定の再結晶粒となる。しかし新プロセスは鋳造板厚
を薄くして熱間圧延を簡略化することを目的としている
ため、鋳造厚みとしては１０mm以下が主であり、この鋳
造板厚から熱間圧延して得られる圧下率は最大でも７５
％程度である。また新プロセスで鋳造板厚が増すと単位
時間当たりの生産量が低下するため、現実的には鋳造板
厚は６mm以下が主である。この板厚から現行熱延板並み
の板厚に熱間圧延すると熱延圧下率は６０％以下にしか
ならない。
結晶粒の不均一が生じる理由は、まず第１に熱延圧下率
が小さいことである。一般に熱延圧下率が増加すると共
に再結晶粒径は小さくなり、圧下率が９５％以上ではほ
ぼ一定の再結晶粒となる。しかし新プロセスは鋳造板厚
を薄くして熱間圧延を簡略化することを目的としている
ため、鋳造厚みとしては１０mm以下が主であり、この鋳
造板厚から熱間圧延して得られる圧下率は最大でも７５
％程度である。また新プロセスで鋳造板厚が増すと単位
時間当たりの生産量が低下するため、現実的には鋳造板
厚は６mm以下が主である。この板厚から現行熱延板並み
の板厚に熱間圧延すると熱延圧下率は６０％以下にしか
ならない。
【００１０】通常の熱間圧延における板厚方向の歪分布
は板厚中心部ではほぼ圧下率に相当する圧縮歪みであ
り、板厚表層部は圧下率に相当する圧縮歪と熱延ワーク
ロールと材料との摩擦によって発生する剪断歪みが加算
されたものである。そのため熱延圧下率３０〜６０％の
範囲では中心部と表層部における総歪量の差によって再
結晶粒径の不均一が生じる。従って、新プロセスのよう
な軽圧下熱延では板厚方向に歪分布の不均一が生じない
ように熱延条件を工夫することが必要である。
は板厚中心部ではほぼ圧下率に相当する圧縮歪みであ
り、板厚表層部は圧下率に相当する圧縮歪と熱延ワーク
ロールと材料との摩擦によって発生する剪断歪みが加算
されたものである。そのため熱延圧下率３０〜６０％の
範囲では中心部と表層部における総歪量の差によって再
結晶粒径の不均一が生じる。従って、新プロセスのよう
な軽圧下熱延では板厚方向に歪分布の不均一が生じない
ように熱延条件を工夫することが必要である。
【００１１】板厚方向に歪分布差を生じない熱延方法と
しては潤滑圧延があるが、薄肉鋳片に圧下率３０％の潤
滑圧延を行った場合の板厚方向の再結晶粒径の分布は表
層と中心部の差は小さくなるが、その粒径は無潤滑圧延
材の中心部の粒径と同じで板厚全厚が粗大粒になった。
従って、潤滑圧延材においても圧延による組織の微細化
効果は小さく靱性はほとんど改善されなかった。
しては潤滑圧延があるが、薄肉鋳片に圧下率３０％の潤
滑圧延を行った場合の板厚方向の再結晶粒径の分布は表
層と中心部の差は小さくなるが、その粒径は無潤滑圧延
材の中心部の粒径と同じで板厚全厚が粗大粒になった。
従って、潤滑圧延材においても圧延による組織の微細化
効果は小さく靱性はほとんど改善されなかった。
【００１２】このような現象が剪断歪と圧縮歪み量を合
わせた総歪量の差によるものかそれとも剪断歪と圧縮歪
の差によるものかを解明すべく、モデル計算によって剪
断歪量を定量化し、剪断歪が再結晶に及ぼす影響を調べ
た。結果を図１に示す。圧縮歪だけの場合に比べて、圧
縮歪に剪断歪が加わる場合は総歪量が同じでも熱延焼鈍
後の組織が微細化していることが判った。このことは剪
断歪によって再結晶が促進されるためと考えられる。
わせた総歪量の差によるものかそれとも剪断歪と圧縮歪
の差によるものかを解明すべく、モデル計算によって剪
断歪量を定量化し、剪断歪が再結晶に及ぼす影響を調べ
た。結果を図１に示す。圧縮歪だけの場合に比べて、圧
縮歪に剪断歪が加わる場合は総歪量が同じでも熱延焼鈍
後の組織が微細化していることが判った。このことは剪
断歪によって再結晶が促進されるためと考えられる。
【００１３】従って、薄肉鋳片を熱間圧延し焼鈍した際
に表層組織が中心より微細な再結晶組織となった理由は
剪断歪と圧縮歪を合わせた総歪量が大きかっただけでな
く、剪断歪が加わったという変形様式の違いも影響した
と考えられる。すなわち、新プロセスのように熱延圧下
率が小さい場合は剪断歪を活用して凝固組織を再結晶微
細化することが有効である。
に表層組織が中心より微細な再結晶組織となった理由は
剪断歪と圧縮歪を合わせた総歪量が大きかっただけでな
く、剪断歪が加わったという変形様式の違いも影響した
と考えられる。すなわち、新プロセスのように熱延圧下
率が小さい場合は剪断歪を活用して凝固組織を再結晶微
細化することが有効である。
【００１４】板厚全厚にわたって剪断歪を付与する方法
としては異周速熱延法が有効である。供試材にＳＵＳ４
３０鋼の板厚５mmの薄鋳片を用い、圧延温度１０５０
℃、圧下率３５％で上下ワークロール周速比を変化させ
た実験を行った。圧延材は８５０℃で５時間のコイル焼
鈍を行った。結果を図２に示す。周速比が１より大きく
なると周速比の増加とともに再結晶粒径が微細化する傾
向が見られた。ここで言うワークロール周速比とは周速
の速いワークロール周速を周速の遅いワークロール周速
で割った値である。
としては異周速熱延法が有効である。供試材にＳＵＳ４
３０鋼の板厚５mmの薄鋳片を用い、圧延温度１０５０
℃、圧下率３５％で上下ワークロール周速比を変化させ
た実験を行った。圧延材は８５０℃で５時間のコイル焼
鈍を行った。結果を図２に示す。周速比が１より大きく
なると周速比の増加とともに再結晶粒径が微細化する傾
向が見られた。ここで言うワークロール周速比とは周速
の速いワークロール周速を周速の遅いワークロール周速
で割った値である。
【００１５】従って異周速熱延を活用することによって
新プロセスでも比較的微細な再結晶組織を板厚全体に渡
って得ることが可能となり、冷延時に問題ない程度の靱
性を確保することが出来るようになった。なお、剪断歪
を全厚みにわたって付与しても、総歪量としては現行熱
延法に比べて著しく小さいものであり、かつ圧下率が小
さいため現行熱延プロセスの場合より剪断歪量も小さい
はずであるのに、現行熱延焼鈍材に匹敵する微細な再結
晶粒が新プロセスで得られたのは熱延前の鋳造組織が新
プロセスの場合には急冷凝固の効果で微細化しているた
めと考えられる。
新プロセスでも比較的微細な再結晶組織を板厚全体に渡
って得ることが可能となり、冷延時に問題ない程度の靱
性を確保することが出来るようになった。なお、剪断歪
を全厚みにわたって付与しても、総歪量としては現行熱
延法に比べて著しく小さいものであり、かつ圧下率が小
さいため現行熱延プロセスの場合より剪断歪量も小さい
はずであるのに、現行熱延焼鈍材に匹敵する微細な再結
晶粒が新プロセスで得られたのは熱延前の鋳造組織が新
プロセスの場合には急冷凝固の効果で微細化しているた
めと考えられる。
【００１６】以下に本発明における各構成要件の限定理
由について述べる。鋳造板厚を１０mm以下にする。その
理由は生産性の低下を避けるとともに、鋳片の結晶粒径
の粗大化を避けるためである。板厚が１０mmより厚くな
ると凝固組織がより粗大になり、異周速圧延を行っても
熱延焼鈍後に微細な再結晶組織を得る事が難しくなる。
望ましい範囲は３〜６mmである。
由について述べる。鋳造板厚を１０mm以下にする。その
理由は生産性の低下を避けるとともに、鋳片の結晶粒径
の粗大化を避けるためである。板厚が１０mmより厚くな
ると凝固組織がより粗大になり、異周速圧延を行っても
熱延焼鈍後に微細な再結晶組織を得る事が難しくなる。
望ましい範囲は３〜６mmである。
【００１７】熱延温度を８５０〜１２００℃の範囲とす
るが、その理由は１２００℃超の温度では動的回復の進
行により、再結晶に必要な転位の蓄積が不十分となり、
再結晶が遅れると共に再結晶組織も粗大化するためであ
る。また８００℃未満では熱延温度の低下と共に変形抵
抗が増加し安定して形状制御が出来なくなるためであ
る。望ましい範囲は９００〜１１００℃である。
るが、その理由は１２００℃超の温度では動的回復の進
行により、再結晶に必要な転位の蓄積が不十分となり、
再結晶が遅れると共に再結晶組織も粗大化するためであ
る。また８００℃未満では熱延温度の低下と共に変形抵
抗が増加し安定して形状制御が出来なくなるためであ
る。望ましい範囲は９００〜１１００℃である。
【００１８】熱延圧下率を２０〜５０％の範囲とする。
その理由は、圧下率２０％未満では歪量が小さく再結晶
粒が微細化しないためであり、また、圧下率５０％を超
える圧下を行うためには３段以上の熱延機が必要とな
り、新プロセスのコストメリットが損なわれるからであ
る。望ましい範囲は３０〜４５％である。
その理由は、圧下率２０％未満では歪量が小さく再結晶
粒が微細化しないためであり、また、圧下率５０％を超
える圧下を行うためには３段以上の熱延機が必要とな
り、新プロセスのコストメリットが損なわれるからであ
る。望ましい範囲は３０〜４５％である。
【００１９】熱延のワークロール周速比を１．２〜２．
０の範囲とするが、その理由は１．２未満では付与され
る剪断歪量が小さく再結晶粒が十分均一微細化されない
ためであり、２．０を超えると圧延が安定して行えず形
状不良が発生するためである。
０の範囲とするが、その理由は１．２未満では付与され
る剪断歪量が小さく再結晶粒が十分均一微細化されない
ためであり、２．０を超えると圧延が安定して行えず形
状不良が発生するためである。
【００２０】熱延後の焼鈍の方法としては２つの方法が
ある。１つは熱延後に熱延機に直結した熱処理炉によっ
て熱処理する方法であり、もう１つは一旦巻取った鋳片
をバッチ式熱処理炉によってコイルごと焼鈍する方法で
ある。前者は高鈍のＣｒ系ステンレス鋼例えばＳＵＳ４
３０ＬＸ、ＳＵＳ４３０ＪＩＬ、ＳＵＳ４３６Ｌ等に特
に有効と考えられる。また後者については、ＳＵＳ４３
０鋼等に特に有効と考えられる。これらの鋼種はγ相の
析出量が異なるため再結晶に必要な温度と時間が異な
る。そこで熱延後の熱処理方法は鋼種に合わせて適宜使
い分けることが必要である。
ある。１つは熱延後に熱延機に直結した熱処理炉によっ
て熱処理する方法であり、もう１つは一旦巻取った鋳片
をバッチ式熱処理炉によってコイルごと焼鈍する方法で
ある。前者は高鈍のＣｒ系ステンレス鋼例えばＳＵＳ４
３０ＬＸ、ＳＵＳ４３０ＪＩＬ、ＳＵＳ４３６Ｌ等に特
に有効と考えられる。また後者については、ＳＵＳ４３
０鋼等に特に有効と考えられる。これらの鋼種はγ相の
析出量が異なるため再結晶に必要な温度と時間が異な
る。そこで熱延後の熱処理方法は鋼種に合わせて適宜使
い分けることが必要である。
【００２１】前者の方法において、熱処理条件を９５０
〜１１５０℃で５秒以上とする。この処理によって均一
かつ微細な再結晶組織が得られる。望ましい範囲は１０
００〜１１５０℃で１０〜６０秒である。また、後者の
方法において、コイル焼鈍条件を８００〜９５０℃で３
０分間以上保持とする。この処理によってほぼ均一微細
な再結晶粒径が得られる。この範囲より時間が短くなっ
たり、温度低くなると再結晶が不十分で、良好な靱性が
得られない。また熱処理温度が９５０℃を超えると鋼種
によってはγ相が析出し再結晶しないことがある。望ま
しい範囲は８３０〜９３０℃で２〜５時間である。
〜１１５０℃で５秒以上とする。この処理によって均一
かつ微細な再結晶組織が得られる。望ましい範囲は１０
００〜１１５０℃で１０〜６０秒である。また、後者の
方法において、コイル焼鈍条件を８００〜９５０℃で３
０分間以上保持とする。この処理によってほぼ均一微細
な再結晶粒径が得られる。この範囲より時間が短くなっ
たり、温度低くなると再結晶が不十分で、良好な靱性が
得られない。また熱処理温度が９５０℃を超えると鋼種
によってはγ相が析出し再結晶しないことがある。望ま
しい範囲は８３０〜９３０℃で２〜５時間である。
【００２２】
【実施例】ＳＵＳ４３０、ＳＵＳ４３０ＬＸを主体とす
る各種Ｃｒ系ステンレス鋼を溶製し、内部水冷式の双ド
ラム連鋳機で板厚２〜１０mmに鋳造した。引き続いて８
５０〜１２００℃の温度範囲で圧下率２０〜５０％の熱
間圧延を上下ワークロール周速比１．２〜２．０の範囲
で行い、熱延機に直結した熱処理炉によって９５０〜１
１５０℃で５秒以上の熱処理を行って熱延鋼帯とした。
また一部は熱延後に巻取った後、バッチ式焼鈍炉で８０
０〜９５０℃で３０分間以上保持するコイル焼鈍を行っ
て熱延鋼帯とした。また、比較法として同様の鋼種を、
本発明範囲から外れる条件で鋳造、熱延、焼鈍した熱延
鋼帯を製造した。各製造条件と熱延鋼帯の靱性を表１に
示す。靱性は圧延焼鈍ままの板厚でシャルピー衝撃試験
を行って延性−脆性遷移温度を測定し、遷移温度で２０
℃以下のものを合格した。本発明法で製造した熱延鋼帯
は良好な靱性を示したのに対して、比較法で製造した熱
延鋼帯は十分な靱性が得られなかった。
る各種Ｃｒ系ステンレス鋼を溶製し、内部水冷式の双ド
ラム連鋳機で板厚２〜１０mmに鋳造した。引き続いて８
５０〜１２００℃の温度範囲で圧下率２０〜５０％の熱
間圧延を上下ワークロール周速比１．２〜２．０の範囲
で行い、熱延機に直結した熱処理炉によって９５０〜１
１５０℃で５秒以上の熱処理を行って熱延鋼帯とした。
また一部は熱延後に巻取った後、バッチ式焼鈍炉で８０
０〜９５０℃で３０分間以上保持するコイル焼鈍を行っ
て熱延鋼帯とした。また、比較法として同様の鋼種を、
本発明範囲から外れる条件で鋳造、熱延、焼鈍した熱延
鋼帯を製造した。各製造条件と熱延鋼帯の靱性を表１に
示す。靱性は圧延焼鈍ままの板厚でシャルピー衝撃試験
を行って延性−脆性遷移温度を測定し、遷移温度で２０
℃以下のものを合格した。本発明法で製造した熱延鋼帯
は良好な靱性を示したのに対して、比較法で製造した熱
延鋼帯は十分な靱性が得られなかった。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【発明の効果】本発明により新プロセスによって良好な
靱性を有するＣｒ系ステンレス熱延鋼帯を製造すること
が出来る。従って、経済性、環境保護の点でその技術的
効果は極めて大きい。
靱性を有するＣｒ系ステンレス熱延鋼帯を製造すること
が出来る。従って、経済性、環境保護の点でその技術的
効果は極めて大きい。
【図１】歪量と熱延焼鈍後の粒径の関係に及ぼす剪断歪
の影響を示す図である。
の影響を示す図である。
【図２】熱間圧延の上下ワークロール周速比が熱延焼鈍
後の板厚中心部の粒径に及ぼす影響を示す図である。
後の板厚中心部の粒径に及ぼす影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｑ
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃｒ系ステンレス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板厚１０mm以下
の薄帯状鋳片に連続鋳造し、続いて前記薄帯状鋳片を８
５０〜１２００℃の温度域で圧下率が２０〜５０％、上
下ワークロール周速比が１．２〜２．０となる異周速圧
延で熱間圧延し、続いて９５０〜１１５０℃の温度域で
５秒以上保持する熱処理を行い、続いて巻き取ることを
特徴とする靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯の製
造方法。 - 【請求項２】 Ｃｒ系ステンレス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板厚１０mm以下
の薄帯状鋳片に連続鋳造し、続いて前記薄帯状鋳片を８
５０〜１２００℃の温度域で圧下率が２０〜５０％、上
下ワークロール周速比が１．２〜２．０となる異周速圧
延で熱間圧延し、続いて巻き取った後、８００〜９５０
℃で３０分以上保持するコイル焼鈍を行うことを特徴と
する靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8694095A JPH08283845A (ja) | 1995-04-12 | 1995-04-12 | 靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8694095A JPH08283845A (ja) | 1995-04-12 | 1995-04-12 | 靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08283845A true JPH08283845A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=13900873
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8694095A Withdrawn JPH08283845A (ja) | 1995-04-12 | 1995-04-12 | 靱性の優れたＣｒ系ステンレス熱延鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08283845A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002538007A (ja) * | 1999-03-05 | 2002-11-12 | ユジノール | 高延性を有するフェライト系ステンレス鋼帯鋼の双ロール間連続鋳造方法及びこれにより得られた薄帯鋼 |
| WO2016039505A1 (ko) * | 2014-09-11 | 2016-03-17 | 금오공과대학교 산학협력단 | 비대칭압연에 의한 goss 집합조직을 가지는 전기강판의 제조방법 |
| JP2021146372A (ja) * | 2020-03-19 | 2021-09-27 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板の製造方法及び熱延鋼板製造装置 |
| JP2021146371A (ja) * | 2020-03-19 | 2021-09-27 | 日本製鉄株式会社 | 連続鋳造方法及び連続鋳造機 |
-
1995
- 1995-04-12 JP JP8694095A patent/JPH08283845A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002538007A (ja) * | 1999-03-05 | 2002-11-12 | ユジノール | 高延性を有するフェライト系ステンレス鋼帯鋼の双ロール間連続鋳造方法及びこれにより得られた薄帯鋼 |
| WO2016039505A1 (ko) * | 2014-09-11 | 2016-03-17 | 금오공과대학교 산학협력단 | 비대칭압연에 의한 goss 집합조직을 가지는 전기강판의 제조방법 |
| JP2021146372A (ja) * | 2020-03-19 | 2021-09-27 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板の製造方法及び熱延鋼板製造装置 |
| JP2021146371A (ja) * | 2020-03-19 | 2021-09-27 | 日本製鉄株式会社 | 連続鋳造方法及び連続鋳造機 |
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|---|---|---|---|
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