JPS6383224A - Ｃｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
Ｃｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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- JPS6383224A JPS6383224A JP61227828A JP22782886A JPS6383224A JP S6383224 A JPS6383224 A JP S6383224A JP 61227828 A JP61227828 A JP 61227828A JP 22782886 A JP22782886 A JP 22782886A JP S6383224 A JPS6383224 A JP S6383224A
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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
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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。
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）
この発明は、Ｃｒ系ステンレスｔ１ｍＦｉＥ板の製造方
法に関する。
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
って得られた、厚さ２００１ｎ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。
号公報に開示されているように、連続鋳造プロセスによ
って得られた、厚さ２００１ｎ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っては、出発材料とし
ての鋳片の厚さが２００龍前後と厚いことに起因して、
所定厚さ、たとえば２．３０厚さの熱延板にするための
加熱エネルギ、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って得られた熱延板は、熱延まま
の状態では、マルテンサイト若しくはαｌ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。
ての鋳片の厚さが２００龍前後と厚いことに起因して、
所定厚さ、たとえば２．３０厚さの熱延板にするための
加熱エネルギ、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って得られた熱延板は、熱延まま
の状態では、マルテンサイト若しくはαｌ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。
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。
（問題点を解決するだめの手段）
この発明の要旨とする処は下記の通りである。
（１１重量％で、Ｃｒ：８〜３０％、Ｃ：０．００１〜
０．５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ ： ０．
１〜０．５％、ＩＶ ： ０．００１〜０．５％、Ｎ
： ０．００１〜０．５％および残部が実質的にＦ、ｅ
からなる合金溶湯を厚さＬｏｔｓ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、空冷以上の冷却
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。
０．５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ ： ０．
１〜０．５％、ＩＶ ： ０．００１〜０．５％、Ｎ
： ０．００１〜０．５％および残部が実質的にＦ、ｅ
からなる合金溶湯を厚さＬｏｔｓ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、空冷以上の冷却
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 ： Ｏ，１
〜０．５％、ＩＶ： ｏ、ｏｏｉ〜０．５％、Ｎ ：
０．００１〜０．５％および残部が実質的にＰｅからな
る合金溶湯を厚さ１０＋ｎ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、空冷以上の冷却速度で
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。
０．５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ ： Ｏ，１
〜０．５％、ＩＶ： ｏ、ｏｏｉ〜０．５％、Ｎ ：
０．００１〜０．５％および残部が実質的にＰｅからな
る合金溶湯を厚さ１０＋ｎ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、空冷以上の冷却速度で
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、この発明の詳細な説明する。
この発明の第１の目的は、従来のＣｒ系ステンレスａ薄
板の製造プロセスにあって、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っている熱延板焼鈍工
程を省略することにある。
板の製造プロセスにあって、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っ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、５ＵＳ４１０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
よっ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（ストリップ）
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っては、前述の硬い相を
フェライト＋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。
る鋼種においては、熱延ままの状態では、γ相の変態に
よっ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（ストリップ）
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っては、前述の硬い相を
フェライト＋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。
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２００ｆ１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
熱伝導率によって制約され、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。
常の方法で鋳片を冷却しても、冷却速度は、鋳片自身の
熱伝導率によって制約され、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、１０龍以下、好ましくは４Ｈ以下と熱延板
の厚さくホットゲージ）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。
の厚さくホットゲージ）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。
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（ストリッ
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伏点が高い、という欠点を
生じる。
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伏点が高い、という欠点を
生じる。
従って、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十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。
されたα・相を、α十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十炭化物
の反応に比し、短時間でできかつ、通常の熱間圧延後の
ストリップ巻取り過程で行なうことが可能であって、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。
性が向上し、また、この析出処理は、α・−α十炭化物
の反応に比し、短時間でできかつ、通常の熱間圧延後の
ストリップ巻取り過程で行なうことが可能であって、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ｔｌＡＷＪ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。
改善されたＣｒ系ステンレスｔｌＡＷＪ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り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。
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
太き（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。
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
太き（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Ｌｏｉｎ以下、好ましくは、４璽１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。
の厚さをＬｏｉｎ以下、好ましくは、４璽１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。
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、凝固まま鋳片であっても、冷間圧
延に先立って、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。
るプロセスにおいて、凝固まま鋳片であっても、冷間圧
延に先立って、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１１０００℃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。
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。
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。
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っても、−旦室温まで冷却してから
再加熱して行なってもよい。
に降下する前に行なっても、−旦室温まで冷却してから
再加熱して行なってもよい。
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、焼鈍を行なってもよいし、
−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って冷間圧延、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。
き最終板厚まで圧延した後、焼鈍を行なってもよいし、
−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って冷間圧延、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銅成分は、フェライト単相鋼でも
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Ｔ量は１
００を超えないように成分系を調整する必要がある。
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Ｔ量は１
００を超えないように成分系を調整する必要がある。
１％−４２０Ｘ （Ｃ％） ＋４７０Ｘ （Ｎ％
） ＋７×（Ｍｎ％） １１．５ｘ （Ｃｒ％＋Ｓｉ
％） −４９Ｘ（Ｔｉ ％） −５２Ｘ （八１
％〕 →−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。
） ＋７×（Ｍｎ％） １１．５ｘ （Ｃｒ％＋Ｓｉ
％） −４９Ｘ（Ｔｉ ％） −５２Ｘ （八１
％〕 →−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。
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
発材を溶製することは、通常の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。
発材を溶製することは、通常の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。
Ｍ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、
これ未満のへｌ量では０２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。
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、
これ未満のへｌ量では０２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は添加量が多い程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。
％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、１００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。
、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１０郁としたのは、
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。
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、Ｔ相析出完了温度（通常、約１０００℃
）までの鋳片の冷却速度を空冷以上の冷却速度、好まし
くは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ったものであり、空冷以上の冷却
速度ならばγ相の析出は完全とはいえないが防止可能で
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。
）までの鋳片の冷却速度を空冷以上の冷却速度、好まし
くは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ったものであり、空冷以上の冷却
速度ならばγ相の析出は完全とはいえないが防止可能で
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って、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
の形で析出させ、冷延性および最終製品の伸びを増し、
降伏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 ’Ｃ
とした。
出処理を施すのは急速冷却によって、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
の形で析出させ、冷延性および最終製品の伸びを増し、
降伏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 ’Ｃ
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。
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って達成できるも
のである。
℃以上の高温で鋳片を捲取ることによって達成できるも
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量を全重量の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（、また
、リジング特性の改善にも問題がないからである。
が好ましいが、このγ量を全重量の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（、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５ＵＳ４３０鋼を製造し、シャルピー
試験を行った。Ａ鋼は鉄製鋳型を用い、厚さ４璽璽の薄
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２５０ｉｎ
のＣＣスラブから厚さ３ Ｉｌｌ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。
試験を行った。Ａ鋼は鉄製鋳型を用い、厚さ４璽璽の薄
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２５０ｉｎ
のＣＣスラブから厚さ３ Ｉｌｌ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。
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＠のシャ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（ａｌは２５℃、ｆｂｌは
２００℃である。２５℃では破面ばへき開割れを呈して
おり、ぜい化していることがわかる。
す走査型電子顕微鏡写真像で（ａｌは２５℃、ｆｂｌは
２００℃である。２５℃では破面ば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 ’Ｃでは破面は延性破面を呈しており、
靭性に冨むことがわかる。
靭性に冨むことがわかる。
１に
の結果をもとに、Ａ鋼を室温及び２００℃に加熱して圧
延を行ったところ、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。
延を行ったところ、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に示ず成分の５ＵＳ４３０鋼を、鉄製鋳型を用い、
厚さ４鶴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。
厚さ４鶴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
加熱して所定の板厚まで圧延し、更に焼鈍を行った。本
発明に従っ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、冷延性が悪かった。
加熱して所定の板厚まで圧延し、更に焼鈍を行った。本
発明に従っ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、冷延性が悪かった。
実施例３
表２に示す成分の５ＵＳ４３０鋼を鉄製鋳型を用い、厚
さ４１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 ”ｃ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、２０
０ ”ｃに加熱して所定の板厚まで圧延し、更に焼鈍を
行った。本発明に従っ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った。
さ４１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 ”ｃ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、２０
０ ”ｃに加熱して所定の板厚まで圧延し、更に焼鈍を
行った。本発明に従っ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った。
表１ 供試材の主要成分（ｗｔ％）
表 ２
（ｉｙｔ％）
（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ＩｉＩ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。
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ＩｉＩ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。
第１図は、Ｃｒ系ステンレス鋼ホットゲージ材（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ｆａｎ、 （ｂｌは、本発明の実施例１におけるＡ
鋼のシャ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。 温−屓 （０Ｃ） 第２図 （ａ） （ｂ ） 手続補正書（自発） 昭和６）年１１月７日 特許庁長官 黒 ＥＢ８Ａ 雄 殿 １、事件の表示 昭和６）年特許願第２２７８２８号 ２、発明の名称 Ｃｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６、補正の対象 １ −・−″ 明細書４頁８〜９行「マルテンサイト若しくはα′相が
」を１マルテンサイト相が１に補正する。
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ｆａｎ、 （ｂｌは、本発明の実施例１におけるＡ
鋼のシャ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。 温−屓 （０Ｃ） 第２図 （ａ） （ｂ ） 手続補正書（自発） 昭和６）年１１月７日 特許庁長官 黒 ＥＢ８Ａ 雄 殿 １、事件の表示 昭和６）年特許願第２２７８２８号 ２、発明の名称 Ｃｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６、補正の対象 １ −・−″ 明細書４頁８〜９行「マルテンサイト若しくはα′相が
」を１マルテンサイト相が１に補正する。
Claims (6)
- （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、空冷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、空冷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、空冷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１
０秒間以上の析出処理する過程と、１５０℃以上１００
０℃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。 - （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１０
００℃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１０
００℃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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61227828A JPS6383224A (ja) | 1986-09-26 | 1986-09-26 | Ｃｒ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 |
|---|---|---|---|
| JP61227828A JPS6383224A (ja) | 1986-09-26 | 1986-09-26 | Ｃｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6383224A true JPS6383224A (ja) | 1988-04-13 |
| JPH0572448B2 JPH0572448B2 (ja) | 1993-10-12 |
Family
ID=16867006
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61227828A Granted JPS6383224A (ja) | 1986-09-26 | 1986-09-26 | Ｃｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6383224A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1990011849A1 (fr) * | 1989-03-30 | 1990-10-18 | Nippon Steel Corporation | Procede pour produire une tole laminable a base de tole mince coulee solidifiee par trempe |
| US5286315A (en) * | 1989-03-30 | 1994-02-15 | Nippon Steel Corporation | Process for preparing rollable metal sheet from quenched solidified thin cast sheet as starting material |
-
1986
- 1986-09-26 JP JP61227828A patent/JPS6383224A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1990011849A1 (fr) * | 1989-03-30 | 1990-10-18 | Nippon Steel Corporation | Procede pour produire une tole laminable a base de tole mince coulee solidifiee par trempe |
| US5286315A (en) * | 1989-03-30 | 1994-02-15 | Nippon Steel Corporation | Process for preparing rollable metal sheet from quenched solidified thin cast sheet as starting material |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0572448B2 (ja) | 1993-10-12 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |