WO1993021355A1

WO1993021355A1 - Tole d'acier inoxydable austenitique a excellente qualite de surface et sa production

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Publication number: WO1993021355A1
Application number: PCT/JP1993/000497
Authority: WO
Inventors: Takuji Shindo; Toshiyuki Suehiro; Masanori Ueda; Shinichi Teraoka; Shuichi Inoue
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1992-04-16
Filing date: 1993-04-16
Publication date: 1993-10-28
Anticipated expiration: 1994-10-16
Also published as: DE69320140T2; DE69320140D1; US5376195A; EP0594866A1; EP0594866B1; ES2118950T3; EP0594866A4; KR960014516B1

Description

明細書表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄板とその製造方法技術分野

本発明は、铸型が铸片と同期して移動する、いわゆる同期式連铸造法によって製品厚さに近い厚さの铸片を铸造し、熱間圧延を経ずに直接冷間圧延して製造する表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄板とその製造方法に関する。背景技術

従来、連続铸造法を用いてステンレス鋼薄板を製造するには、铸型を铸造方向に振動させながら厚さ 100腿以上の铸片に铸造し、得られた铸片の表面手入れを行い、加熱炉において 1000°C以上に加熱した後、粗圧延機および仕上げ圧延機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、厚さ数匪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。

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なエネルギーを必要とし、生産性の点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、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以上の厚さの铸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や圧延動力を必要とするという問題を解決すべく、最近、連続铸造の過程でホットストリップと同等か、あるいはそれに近い厚さの铸片（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 r CAMP I S I J 」 vo l. 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铸造によつて直接的に得るプロセスが開示されている。

このような連続铸造プロセスにあっては、得ようとする铸片（ストリップ）のゲ一ジが 1〜 10mmの水準であるときはツインドラム方式が、また铸片のゲージが 20〜50mmの水準であるときは、ツインべルト方式が検討されている。

この種の方式の連続铸造プロセスにおいては、最終形状に近い铸片を製造し、熱延工程、熱処理工程等の中間段階を省略または軽減している。そのため、铸片の組織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。

従来、かゝるストリップ連铸法によって製造されるオーステナイト系ステンレス薄鋼板には冷間圧延ままの鋼板表面にロービングと呼ばれる 0. 2〜1. 0 /£ m程度の微細な凹凸が発生することがあった ₍ 特開平 2 ― 19426 は、このローピングの低減をはかるためにストリップ铸片の冷間圧延に際して、まず 60 %以下の圧下率を適用する予備的冷間圧延を行いその後中間焼鈍を施し、さらに最終製品扳厚まで冷間圧延するいわゆる 2回圧延法を実施することを開示している, この方法は、粗大な y粒からなる铸片に予備的冷間圧延による塑性

' 加工を与えて、まず力学的に表面の平坦化をはかり、同時に内部組織に変形歪を蓄積して中間焼鈍中の再結晶進行を促進させて結晶粒径を微細化し、十分歪を解放したのち、 2回目の冷間圧延により同様な原理によってさらに表面凹凸を低減しうとするものである。従ってこの方法では予備冷延と 2回目の冷延のいずれの工程においても、高い圧下率の圧延を付与するほど効果が大きく、予備冷延率が 30 %未満の場合ではその効果は小さいことを開示している。

また上述の口一ビングの形成原因については必ずしも明確ではないが、本発明者らの考察に基づけば、 y相が圧延変形にともない加ェ硬化すると同時に { 1 10 } < 1 12 〉方位を主方位とする圧延集合組織が形成されるために、硬化したこの方位からなる冷延バンド組織の塑性異方性（板厚方向に変形しにくい）に起因して微細な凹凸が誘起されると考えられる。従つて冷延圧下率を高めて加工誘起マルテンサイト相（ひ ' 相）を多く発生せしめると、ァ相を分断する効果が生じてロービングは低減すると予想される。特開平 2 — 19426 は、結果として、この効果の活用を図っているものと理解される。また特開平 3 — 42151 においては、組成から算出される Md ₃。点を 30 〜60°Cとなる如くに定めて、冷延中のマルテンサイト相の生成量を増大させてロービングの低減を図るものである。

本発明者らが、ストリップ連铸によるオーステナイト系ステンレス鋼板製造プロセスによって製造した薄板のプレス成形性を詳細に研究した結果、上記の冷延中に生成するロービングとは明らかに異なり、最終焼鈍後の製品薄板に対し、加工メーカー等が最終製品を製造するためプレス加工を施した場合に、以下に述べるような約 2 H m以上の畝り高さを示す加工肌荒れと称する表面欠陥が発生することが判明した。ローピングはァ相と相の混在する冷延組織に基づいて生成すると理解されるが、加工肌荒れは再結晶焼鈍処理を施された 7相に基づいて生成し、集合組織的にも冷延状態とは全く異なる方位により構成されると予想され、前述の公知例で示すロービングの対処方法ではか、る加工肌荒れを防止することができなか

— - つ T乙。

すなわち加工肌荒れはストリップ連铸法によって製造されたォーステナイト系薄板に、 2軸応力負荷状態の張出し成形加工を行うと顕著に発生し、鋼板表面に圧延方向に平行な起伏や圧延方向と一定の角度をなす畝筋状の表面欠陥である。この欠陥の最大うねり高さは、プレス加工度が高い場合は 2〜 6 /zmに達し、従来の連続铸造 Z熱間圧延 Z冷間圧延プロセス（以下「従来法 1 と略称する）によつて製造される薄板にはみられない重大な欠陥である。

加工肌荒れは加工用途のストリツプ連铸薄板製品の商品価値を、著しぐ損なうものであり、これを防止する技術が必要とされていた。発明の開示

本発明は加工肌荒れが発生しない表面品質の優れたオーステナイト系ストリツプ連铸ステンレス鋼薄板、およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは上記目的を達成するため、次のようなォーステナィト系ステンレス鋼薄板を提供する。

すなわち、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼薄板は C + N が 0.090mass%以下でかつ、 Md₃。= 413— 462(C + N) -9.2Si 一 8. ΙΜη- 13.7Cr-18.5Mo- 9.5(Ni + Cu) (各成分は mass%) で定義される Md₃。が 30〜60°Cとなる組成を有し、しかも鋼板の板面に平行な任意の板厚層部位面において、庄延方向の平均寸法が d_RD (A) であり、板幅方向の平均寸法が d_TD (A) である主たる結晶方位が

[112 } く 111 >, {113 } く 332 〉から成るコロニー Aと、圧延方向の平均寸法が d_RD (B) であり、板幅方向の平均寸法が d_TD (B) である主たる結晶方位が UI0 } く 111 >, {110 } く 112 > {110 } < 001 〉からなるコロニー Bの両者が鋼板中に均一に混り合って存在し、かつ d _RD (A) 又は d _RD ( B ) がそれぞれ 300 z m 以下であり、 d _TD (A) 又は d _TD ( B ) がそれぞれ 200 ^ m以下である組織から構成されている。

上記の均一混合状態は任意のコロニーの面積重心点と該コロニーと最隣接の同種又は異種のコロニーの面積重心点を結ぶ直線距離の最大値がそれぞれ 350 z m以下となるように鋼板中に混合されている状態を言う。

又、上記薄板は次のような方法によって製造される。

上記薄板は C + Nが 0.09mass%以下でかつ Md₃。= 413— 462(C + N) -9.2Si -8. Ι η - 13.7Cr— 18, 5Mo— 9.5(Ni + Cu) (各成分は mass%) で定義される Md₃。が 30〜60°Cとなる組成を有する溶鋼を铸型側面が铸片と同期して移動する連続铸造機によつて lOiTCZsec 以上の凝固冷却速度で厚さ 10mm以下の薄帯状铸片に铸造し、凝固後は可及的高温から 1200°Cまでを 50°C/sec 以上の冷却速度で冷却し、 900°C近傍で巻取り、次いで 10%以上の冷間圧延を施し、その後 1000 〜 1200°Cの温度で中間焼鈍を加えた後に最終板厚まで冷間圧延し最終焼鈍を行うことによって製造される。

こ、で Md₃。は、一般的に用いられているとおり、 30%の冷間加工を施したときに、組織の 50%以上がマルテンサイトになる温度である o ·

すなわち、本発明者らは上記加工肌荒れを低減するには従来の口一ビング対策のための金属組織の単なる細粒化だけでなく、組織の細粒化とともにコロニーを或る臨界値以下の寸法でかつ方位の異なるコロニーを互いに均一に混り合って存在させる必要があることを究明し、このために Md₃。を 30°C以上に規定した溶鋼成分と急冷凝固したストリツプ铸片に中間焼鈍をはさんだ 2回冷延を組合わせることにより上記目的が達成されることを明らかにしたのである。

すなわち、 Md ₃。を 30°C以上になる如く組成を選定すると、冷延中の ' 栢（加工誘起マルテンサイト相）の生成量が増大し、これによる相の分断効果が高まると同時に、硬質なな ' 相は y相近傍の冷延歪蓄積を増やすために、中間焼鈍の再結晶組織はいつそう微細化する。結晶方位を考慮した詳細な機構については後述するが、

Md ₃。を高めかつ予備的冷延を付与後中間焼鈍を行うような 2回圧延法を実施するこ.とによって、中間焼鈍の再結晶組織の結晶方位、すなわち〖112 } く 111 〉 7や〖110 } く 111 〉 T方位の結晶粒群が、互いに均一に混じりあつて生成し、その結果いわゆるコロニーの形成も軽微になる。このように 2回冷延法を行うと、中間焼鈍組織の細粒化と結晶方位改善効果が有効に作用するので、これにより最終焼鈍後の製品における加工肌荒れを甚だしく低減することができたのである。図面の簡単な説明 .

第 1図は铸片平均 7粒径と製品の加工肌荒れ高さの関係を、いくつかの Md ₃。の材料につ.いて比較して示す図である。

第 2図は加工肌荒れの平均うねり幅、平均うねり長さと加工肌荒れ高さとの関係を示す図である。

第 3図（A ) 及び第 3図（B ) は加工肌荒れの顕著にみられた製品の 1 Z 4扳厚層部の結晶方位分布（0DF) の解析結果を示す図である o

第 4囱はコロニー A， Bの分布状態を模式図的に示した図である, 第 5図はコロニー A， Bの平均寸法と加工肌荒れ高さの関係を示した図である。 - 第 6図はコロニー A , Bの位置関係を模式図的に示した図である, 第 7図（A ) 〜第 7図（E ) は 2種類の方位領域①および②について、铸造状態から冷間圧延および焼鈍を施した際の結晶組織の変遷を示す断面組織の模式図である。発明を実施するための最良の形態

以下、本発明を実施するための最良の形態について説明する。

本発明者らは先ず SUS304鋼に相当する Cr一 N i系ステンレス鋼ストリップ連铸片の平均 y粒径と製品材の加工肌荒れ高さとの関係を調ベた。すなわち第 1表に示す Md ₃。点が異なる数種類の組成の鋼を用いて、それぞれについて平均 y粒径を変動させた 2. 5mm厚連铸片を製造した。これを圧下率 40 %で冷間圧延し、得られた 1. 5mm厚の冷延板に 1150°Cの温度で 20分保持する中間焼鈍を施し、更に圧下率 60 %で圧延して 0. 6mm厚の薄板を得、その後光輝焼鈍（1 190°C、 20秒保定）と調質圧延を加えた後、円筒平底張出し加工（ボンチ径 50匪、張出し高さ 10mm) を行ない平底部の加工肌荒れ高さを測定した。

第 1図はその結果をまとめたものである。すなわち、本発明者らは

( 1 ) Md ₃。点が一定値を示す同一組成材の場合は、铸片の平均ァ粒径が粗大なほど製品の加工肌荒れ高さが増大する、

( 2 ) Md ₃。点が高いと加工肌荒れ高さが低下する、

ことを第一に知見した。

また第 2図に、 Md ₃。点が 30. 2°Cの材料における加工肌荒れ高さと平均うねり幅および平均うねり長さとの関係を調べた結果を示す。うねり幅が約 200〃 m (凝固平均 Ί粒径： 100 m ) 以上になるとうねり幅に比例して肌荒れ高さが直線的に増大すること、またうねり長さも 300 ^以上になると肌荒れ高さが直線的に増大することを解明した。そして、か、る結果より加工肌荒れ高さを少くとも 1. 6 m以下にすることが加工肌荒れを防止するために必要であることを確認した。

加工によって発生するこの種の畝筋状の表面欠陥は、 α系ステンレス鋼におけるリジング現象の例で知られるように、鋼板中に集合組織が顕著に発達して、数種類の「特定の結晶方位からなる結晶粒の集団（以下コロニーと称する）」を形成し、それらの塑性異方性によって生ずる場合が多い。

本発明者らはオーステナイト系ステンレス鋼ストリップ連铸工程材、すなわちストリップ铸片、冷延材、焼鈍材、製品材（調質圧延まま）、 2軸張り出しプレス加工材の集合組織、金属組織、成分偏析等を詳細に調べ、加工肌荒れの生成原因を以下に記すごとく解明した。

すなわち、製品加工肌荒れ高さが 2.8/imとなった Md₃。点が 27.3 °Cの組成からなる、平均 7粒径が粗大な（約 130/£m) オーステナィト系ステンレス鋼ストリップ連铸片をその例として以下に説明する o

第 3図（A)，（B) にこの材料の製品の 1 Z4板厚層部の結晶方位分布（0DF ： Orientation Distribution Function) 解析結果を示す。 0DFは、通常（100)， (110)， (113) 正極点図等 3種類以上の正極点図データを基にして、 H. J. Bungeらにより提唱されている級数展開法によって算出され、材料中の個々の結晶の結晶方位は 3個の Euler角， φ， ₂)により表記される。集合組織の主方位となる {112 } く 111 〉などの理想方位 {HKL } < UVW 〉は結晶と扳材料の幾何学的関係により各々，， Φ, Φ ζ を直交主軸とする ·3 次元角度空間の特定の位置に対応し、例えば、 ø ₂ = 0 ° や 0₂ = 45° 断面に圧延 ·再結晶における典型的主方位が存在する。また結晶方位分布が完全にランダムな場合は、その分布密度が 1.0と定義される。 0₂ = 0 ° (第 3図（Α))および ₂ =45° (第 3図（Β)) 断面からわかるように、方位密度 3.8の（Α) {112 } く 111 >と、方位密度 3.5の（Β) {110 } く 111 >が主要な方位であり、これらがほぼ等量づっ存在する（厳密には（Α) 方位は {112 } <111 > とほぼ同量の（113 } く 332 >も含んでいる）。また加工肌荒れが許容限度内（1.6/ίηι以下）となる従来法プロセス製品板の 0DF解析を行ったところ、（Α) {112 } く 111 >の方位密度は 5.5、（Β) {110 } < 111 〉の方位密度は 2.2であった。すなわち加工肌荒れが発生する場合は、（B ) {110 } < 111 〉方位の方位密度が相対的に強まることを知見した。

次に本発明者らは高輝度単色光（放射光）細束 X線法によって、上記の加工肌荒れの著しい製品の肌荒れ畝状起伏ピッチに相当する瞵接する十数力所の 0.5脑 X I. OMI の局所領域について、透過法による（110) 極点図を測定した。その結果、主として（Α) {112 } < 111 〉方位粒からなるコロニーと主として（Β) {110 } < 111 > ,

{110 } < 112 〉， 10 } < 001 >方位粒からなるコロニーが、それぞれ隣接する別の場所に明かに偏在していることを解明した。

またこのとき（Α) 及び（Β) 方位コロニーの金属組織観察を行つたが、両者に組織的な差異はなかった。また従来法による製品板について同様の測定を行ったが、特定方位コロニーの偏在は見られず、（Α) 及び（Β) 方位コロニーは均一に分散していることを確認した。さらにこのとき（Α) 及び（Β) 方位コロニーの観察された試料面の金属組織観察を行ったが、（Α) 及び（Β) 方位コロニ一に組織的な差異はなかった。次いで二次元元素マッピングの可能な ΕΡΜΑ装置により、これらの領域の Ni， Crなどの成分偏析を調べたが有意の差は認められなかった。以上の結果から、加工肌荒れは結晶方位に起因する現象であることがわかる。

面心立方晶系に属する 7系ステンレス鋼の U12 } 方位と {110 ：方位をそれぞれ結晶面の法線方向と平行に 1軸圧縮変形（等 2軸張り出し変形と等価であると仮定することができる）すると、結晶塑性学的には {112 } 方位粒は {110 } 方位粒の約 84%の降伏強度を示すと予想される。材料中に（A) {112 } < 111 〉， {113 } < 332 >方位粒と（B ) {110 } く 111 〉， {110 } < 112 〉，

{110 } < 001 〉方位粒がコロニーを形成し、粗大な領域寸法ピッチで不均一に存在する場合はそれらの塑性異方性によつて加工時に肌荒れ.軟状起伏が起こると考えられる。

この観点から本発明者らは、コロニーの製品板面における詳細な分布状態を解明するために、結晶方位トポグラフ X線解析装置（ビ一ム径が 50/z mの X緣を 2次元的移動機能付き回転試料台上の試料に照射して、エネルギー分散型検出器により 113回折線と 220回折線の反射積分強度を同時測定し位置別方位分布をマツビングする装置）によって lOmmXlOmmの寸法領域の〖113 } 〜【112 } 方位コロニーと U10 } 方位コロニーの分布状態とそれぞれの平均寸法を解折した。このときランダム方 1位を示す標準試料の反射強度を 1.0と

2

して、方位別の X線強度レベルの板面位置との対応を模式図的に示すと第 4図のようになる。

このとき 220反射強度と 113反射強度は交互に変動するが、例えば 220反射強度が傻勢ならば（B) 方位コロニーとし 113反射強度が優勢ならば（A) 方位コロニーとした。また 220反射強度と 113 反射強度の交差する位置を（A) 及び（B) 方位コロニーの境界位置と定義した。この定義により測定したコロニー A及びコロニー B の圧延方向の平均寸法をそれぞれ d _RD (A) 及び d_KD (B) とし、板幅方向の平均寸法をそれぞれ d_TD (A) 及び d_TD (B) とすると. これらの値と加工肌荒れ高さの関係を求めると第 5図のようになつた。すなわち d_RD (A) 及び d_RD (B) はいずれも 300/im以下であり、また d_TD (A) 及び d_TD (B) がいずれも 200 m以下である場合に加工肌荒れ高さが許容限度（1.6 m) 以下になる。

このようにコロニー Aと Bがある臨界値以下の寸法で互いに均一に存在すると、加工肌荒れは発生しないことを知見した。こ、で "互いに均一に存在する" とは次の状態を言う。

すなわち、コロニー Aと Bの両者が、任意のコロニーの面積重心点、例えば第 6図で示すように、コロニー A , の面積重心点（A), とそれと最隣接している同種のコロニー A ₂ の面積重心点（A)₂とを結ぶ直線距離の最大値 D_{ma x} (A - A) が 350 /z m以下で、かつコロニー A , と最隣接している異種のコロニー B , の面積重心点 (B)!とコロニーの面積重心点（A),とを結ぶ直線距離の最大値 D_{ma x} (A— B) が 350 m以下になるように、鋼板中に混り合つて存在する状態を言う。

以上の結果は鋼板の板面に平行な任意の扳厚層部位においてもほぼ同様の傾向であつた。

以下、本発明鋼の成分の効果について説明する。

本発明鋼は、 C + Nが 0.09mass%以下でかつ、 Md₃。= 413-462 (C + N) — 9.2Si -8. ΙΜη — 13.7Cr— 18.5Mo— 9· 5(Ni + Cu) (各成分は mass%) で定義される Md₃。が 30〜60°Cとなる組成を有するォーステナイト系ステンレス鋼である。

C + Nは、本発明鋼の製品薄板のプレス加工に伴う時効割れを助長するため、 0.09mass%以下とする。

また、他の成分元素についても、通常は Si ： l raass%以下、 Mn： 2 mass%以下、 P ： 0.04mass%以下、 S ： 0.03mass%以下、 i ： 8.00〜10.5mass%、 Cr： 18.00〜 20.00mass%、 Mo : 0.3mass%i¾ 下、： 0.3roass%以下となるように成分調整を行う。

なお、 Md₃。と铸片の平均 7粒径および加工肌荒れ高さの関係は第 1図において示したごとくであるが、このような関係が見られる理由を集合組織的に検討した結果を以下に述べる。

本発明における急冷铸片の集合組織は {100 } <uv0 〉となる。すなわち板面法線と <001 >軸が平行で、 ₇相の結晶粒はこの軸回りに種々の方向を向いて回転している。 Md₃。点が 30°C未満となる低 Md₃ Q材の急冷铸片を冷延すると、特に铸片の平均粒径が約 100 mを上回るような粗大粒組織である場合、冷延中の不均一変形が助長される。また加工誘起マルテンサイ卜の発生量も比較的少ないので、それらが組織的にも不均一な場所に生成する。このときに生成するマルテンサイト相は BCC結晶構造を示すので、圧延によってこの栢はいわゆるな鉄の圧延集合組織を示し、は 13 } < 011 > a や【332 } < 113 〉が主方位となる。一方、 7母相の圧延集合組織の主方位は { 110 } < 112 >になる。冷延後、焼鈍を行うと前述のマルテンサイトは 7母栢に逆変態する。その際に、鉄の圧延方位は K— S i 位関係によって、 y相方位〖110 } < 001 >，〖110 }

< ii2 〉, 〖iio } < ιιι >に変態する。また r相の圧延方位である { 110 } < 112 >バンド組織の近傍からは、高温域焼鈍の粒成長方位である【112 } < 111 >や U13 } く 332 >が生成する。铸片の平均 7粒径が粗大な場合は、冷延時の変形の不均一性が冷延方位の局在化に反映され、それらがそのまま焼鈍集合組織に影響を及ぼす。その結果、（112 } 方位コロニーと（110 } 方位コロニーを形成すると考えられる。

これに対して、同じ低 Md₃。材であっても铸片の平均 y粒径が約 100 mを下回るような細粒組織を示す場合には、冷延時の変形が均一になる。このような均一変形が支配的になる場合には、冷延及び焼鈍初期のマルテンサイトゃァ相の集合組織形成挙動は粗大 y粒の場合とほぼ同様であるとすると、 12 } 粒の近傍にマルテンサイトが 7に逆変態して生成する U10 } 粒が存在する頻度が高まり、 { 112 } 粒が [110 } 粒を喰って成長し易くなる。その結果、

1ひ ί 方位コロニーの発達が抑制されて、比較的〖112 } 方位の発達した均一組織が形成される。従って、この場合の加工肌荒れは小さいものになる。

しかしながら低 Md ₃。材の平均粒径を 100 m以下にすることは铸片製造時の冷却制御が困難で極めて難かしい。

Md₃。が約 30°C以上となる組成の急冷铸片を冷延すると、低 Md₃ Q点材にくらベて、冷延時のマルテンサイト生成量が増大し冷延組織の全面に均一にマルテンサイト相が生成し易くなる。その結果、焼鈍後の集合組織は比較的多くの {110 } 方位が発達するが、 {112 } と {110 } 方位が偏在するようなコロニーの発達は抑制される。特に鋅片の平均 y粒径が確実に 100 / mを下回る場合には、上記の効果が有効に働いて加工肌荒れも非常に小さくなる。

Md₃。をさらに約 60°Cにまで上げると、この効果はさらに有効になり、例え、冷却条件の制御がうまく行われずに铸片の平均 γ粒径が 150 m程度に粗大になつた場合でも、冷間圧延時に誘起マルテンサイト粒が析出し易くなり、粗大粒を分断することで 7粒径を細分化し、加工肌荒れを極めて小さくすることができる。しかし Md₃。を 60°C超にまで過剰に増大させると、製品薄板の冷間加工性を低下させるので、これを 60°C以下に制限する必要がある。

以上詳述したように、本発明においては製品加工肌荒れを防止するために、組成に基づく Md₃。点を 30〜60^eCの範囲に調整し、急冷ストリップ铸片の平均ァ粒径を 150 m以下に、望ましくは 100 / m 以下に制御することが必要である。本発明者らは、ストリツプ铸片の凝固冷却速度、凝固後から 1200^eCまでの冷却速度とストリップ铸片の平均ァ粒径の関係を種々検討した。その結果、前記の組成からなる厚さ 10mm以下のオーステナイト系ステンレス鋼のストリップ铸片の凝固冷却速度を 100°C/sec 以上とし、凝固後は可及的高温から 1200°Cまでを SiTCZsec 以上の冷却速度で冷却すると、得られる铸片の平均ァ粒径が 100 / m以下になることを知見した。

このようにして製造したストリップ铸片は、冷却後 2回冷間圧延および最終焼鈍を行う。最終焼鈍後、必要に応じて常法どおりの調質圧延を行う。

冷間圧延は鐯片扳厚から最終製品扳厚に近い扳厚になるまで、以下に述べるいわゆる 2回圧延法によって行われる。すなわち冷間圧延をまず加工率 10%以上好ましくは 30%以上施し、次いで 1000〜

1200°Cの温度で中間焼鈍を加えた後に最終板厚まで冷間圧延を行う。

10 %以上の冷間加工を施す理由は、加工率が 10%未満の場合は、加ェによってァ相中に導入される歪が少く、かつな ' 相（加工誘起マルテンサイト変態栢）の生成量も少ないために中間焼鈍後の再結晶組織が粗大になつて、最終製品に加工肌荒れの原因となるコロニーが残存するために望ましくないためである。中間焼鈍温度は、粒成長によって方位分布の均一化が進行し始める温度 1000°Cから粒粗大化が顕著になって製品にコロニーが残存する下限の温度 1200°Cの範囲で行う必要がある。

本発明の方法に基づく製品加工肌荒れ防止の機構は以下のように

：； ^ れる

第 7図（A ) 〜第 7図（E ) は錚造ま、の状態（铸片）から最終焼鈍までの過程とその時の組織を示す。以下、各過程に従って説明する。

( 1 ) 錚造組織 (Fi ?. 7 (A) )

双口ール式連続铸造によるオーステナイト系ステンレス鋼薄板铸片は、铸片の板面法線からの集合組織は、 ① Cube方位：〖100 } く 011 >と② Ro tated Cube： { 100 } < uvO >が粗大柱状晶 y粒を単位にしてそれぞれコロニー（群) を成している（①領域と②領域が局在している）。

上記各領域 Cube群は溶鐧成分の Md ₃。を 30〜60°Cの範囲に制御すると、フェライトモード凝固が優先的に起こり、铸造組織 Cubeの径を小さく（凝固粒径が小さくなること）するとともに、 Ro tated Cube 群（ここでは一般的に正 Cube群以外の方位粒をこのよう呼ぶことにする）の生成量が多くなる。

( 2 ) 冷間圧延後 (Fig.7(B))

この凝固組織を冷間圧延すると、 ①領域におけるァ相の圧延集合組織の主方位は {110 } < 112 〉 7になり、 ②領域は加工誘起マルテンサイト変態、Ί→ OL ' ) を起こし易く、加工歪も蓄積され易い _c その結果、 ②領域は 13 } < 011 > ' + {332 } < 113 > ' が主方位となる。

( 3 ) 中間焼鈍後 (Fig.7(C))

上記の冷間圧延組織を焼鈍すると、 ①領域は y相の再結晶 · 粒成長によって {112 } < 111 > ァや {113 } < 332 > yが生成し、 ② 領域は 7相の再結晶 · 粒成長方位の他に、 ' → γ逆変態による

{110 } < 111 > r · {110 } < 001 > 7 - IO } < 112 〉 yが生成する。

このように方位の異なる領域が大きな単位で局在することが、製品の不均一な塑性挙動を助長するので加工肌荒れを生じさせる。

Md₃。が 30°C以上となる溶鋼成分を選択した場合には、前述のように铸造組織が細粒化して Rotated Cube方位が増えると共に、冷間圧延後においてな ' 相の生成量が増大し、焼鈍後の ' → y逆変態による細粒方位が生成されるので、金属組織はいつそう緻密になるとともに、中間焼鈍の再結晶組織の結晶方位、すなわち {112 } <111 > yや U10 } <111 > 7方位の結晶粒群が、互いに均一に混りあって生成し、その結果コロニーの形成は低減される。従って加工肌荒れは低減される。

( 4 ) 2回目冷間圧延後 (Fig.7(D))

本発明においては、冷間圧延を 2回に分けて行う。すなわち、上記（ 2 ) の冷間圧延を 1 回目とし、上記（ 3 ) の焼鈍後に 2回目の冷間圧延を行う。このときには上記再結晶により組織が微細化しているので、（ 2 ) の 1回目冷間圧延中と同じ機構でマルテンサイト変態が起きても、マルテンサイト領域自体が細かくなり、全体的に y相と ' 柜とが微細に混在した状態になる。 Md₃。が高い成分の場合は、この細粒化傾向がいっそう促進されるので、コロニーの形成はさらに低減される。

( 5 ) 最終焼鈍後 (Fig.7(B))

この組織を焼鈍すると、（3 ) の焼鈍時と同じ機構により微細分散した r相の再結晶 ·粒成長および微細分散したな ' 相の逆変態

C a ^r → r ) が起き、結果として各方位の領域が微細に混在した状態になる。

このように、方位の異なる領域が微細な単位で混在することにより、製品の塑性異方性を緩和し、加工肌荒れの発生を防止する。実施例

実施例 1

第 2表に示す組成に基づく Md₃。を 5水準に変えた Cr一 Ni系ステンレス鋼（SUS304鐧）を、双ロール式連続铸造機によっておよそ 300 °CXsec の凝固冷却速度で厚さ 2.5匪の薄帯状铸片に铸造し、凝固後は 1400°Cから 1200°Cまでを 20〜 500°CZsec の冷却速度で冷却して種々のァ粒径を有する铸片を得た。その後鋒片を酸洗し、以後 2 回圧延工程によって薄板製品を製造した。すなわち、酸洗された铸片にまず圧下率 40%の冷間圧延を施し、さらに中間焼鈍（1150°C、 20秒保定）を加えた。次いで 0.6ππη厚さになるまで冷間圧延を行い. 最終焼鈍および調質圧延を加えて薄板製品を製造した。また比較例として 1回冷延工程による薄板製品の製造を行った。すなわちその場合、铸片を酸洗後圧下率 76%の冷間圧延を施した後最終焼鈍を加えて 0. 6匪厚さの薄板製品を製造した。その後、結晶方位トボグラフ解析装置によってこれらの製品の 1 / 4扳厚層部における板面のコロニー寸法を計測した。また製品の円筒平底張り出し加工（ボンチ径 50mi、張出し高さ 10龍）を行い、平底部の加工肌荒れ高さを測定した。また張出し加工材の加工性、時効割れ性も観察した。

第 2 表化学成分 Onass^) Mc o サル

C Si n P S Cu Ni Cr Mo Al N 0 C+N O 本 6 0.025 0.50 1.02 0.020 0.002 0.2 8.75 18.40 0.23 0.002 0.027 0.012 0.052 343 発

明 7 0.030 0.60 0.98 0.023 0.002 0,1 8.52 18.10 0.25 0.002 0,012 0.012 0.042 45.5

8 0,041 0.71 0.95 0.015 0.003 0.3 8.94 18.52 0.13 0,003 0.024 0.013 0.065 23.3 比

較 9 0,005 0.65 0.90 0.018 0.002 0.2 8.65 18.10 0.18 0.002 0.005 0.011 0.010 62.1 例

10 0.070 0.70 0.97 0.022 0.003 0.2 8,52 18.00 0.20 0.003 0.030 0.011 0.100 19.3

それらの特性評価結果を第 3表に示す。 Md₃。を 30°C以上にした本発明鋼（サンプル 6， 7 ) についてはコロニー寸法 d _TD (A) ， d TD (B) は 200〃 m以下に、 d _RD (A) ， d _RD ( B ) は 300 /z m 以下になった。かつ任意のコロニーの面積重心点とそれと最隣接の同種コロニーの面積重心点とを結ぶ最大直線距離は 350 m以下に、また最隣接の異種コロニーの面積重心点とを結ぶ最大直線距離が 350 m以下となり、臨界値以下の寸法からなるコロニー Aとコロニー Bが鋼板中に均一に混じりあって存在することを確認した。その結果、本発明鋼のいずれも加工肌荒れ高さが許容限度以下となり良好な表面性状を示した。一方、 Md₃。を 30°C未満とした比較例（サンプル 8 ) はコロニー寸法が臨界値を超えたために加工肌荒れが不良であった。 Md₃。を 60°C以上とした比較例（サンプル 8 ) は加工肌荒れは良好であつたが、加工性が不良であった c また時効割れ性はすべてのサンプルについて良好であつた。

第 3 表

2C :^2L5nnJ?:- i.5mmi? ma ) 0.6π (碟脚

40%離 60%離

ICR:铸片 ' 0. Oralis—

76%離

(2) D" (A - A)

種コロニーの B

D-„ (B— B)

' D„, (A— B) コロニーの^！:心点嫌ぶ値

実施例 2

実施例 1 に記した铸造条件によって製造した第 2表に示す本発明鋼（サンプル 7、铸片の平均ァ粒径 150/z m) を用いて、主として 2回圧延法における 1回目の冷間圧延率（中間焼鈍前に付与する冷間圧延率）と製品材の加工肌荒れ特性との関係を調べた。すなわち铸片を酸洗後にまず圧延率 5〜68%の冷間圧延を施し、その後中間焼鈍（1150°C、 20秒保定）を加え、次いで 0.6議厚さになるまで冷間圧延を行った。その後最終焼鈍及び調質圧延を行い、実施例 1 と同様に加工肌荒れ、その他の特性を調べた。その評価結果を第 4表に示す。 1 回目の冷間圧延率が 10%を上回ると、特に加工肌荒れの改善が見られ、同冷間圧延率が 30%以上になるとその改善効果が顕著になる。

第 4 表サン Μα₃ο m 片 1回目 3 Π二-寸法力 OK 随加鹏 ia¾さ X

CO (96) Οπιι) droCA) (1TD(B) dnoCA) (1KD(B) "A - A) D..,(B-B) D„»(A-B) ( im) sun 性

7 45. 5 150 2 CR 10 0. 6 212 230 254 258 330 340 333 良（1. 6) 良良

/ //

本 20 210 207 252 257 328 320 325 良（1. 6) 良良発 // ff 30 w 175 170 226 225 285 275 272 良（1.5) 良良明 // 40 t. 168 163 206 202 265 270 275 良 5) 良良例 / r. ✓ 50 tf 134 130 190 192 232 240 238 良 (1, 4) 良 '良

// it 60 If 124 122 173 165 214 220 210 良（1.4) 良良

/ f // 68 IT 105 107 160 170 193 197 199 良 (1.4) 良良比

較 7 45. 5 150 2CR 5 0. 6 280 270 350 355 448 430 420 不良 a.8) 良良例

産業上の利用可能性

以上説明したように、本発明によればストリツプ連铸法製造プロセスによつて加工肌荒れの発生しない表面品質の優れたオーステナィト系ステンレス鋼薄板を安定して製造することができる。

Claims

請求の範囲

1. +Nが 0.090mass%以下でかつ、 Md_3D= 4I3- 462CC + N) — 9.2Si 一 8. IMn —13.7Cr— 18.5Mひ— 9.5(Ni + Cu) (各成分は mass%) で定義される Md₃。が 30〜60°Cとなる組成を有し、しかも鋼板の板面に平行な任意の扳厚層部位面において、圧延方向の平均寸法が d R D

(A) であり板幅方向の平均寸法が d_TD (A) である主たる結晶方位が〖112 } く 111 〉，（113 } く 332 〉から成るコロニー Aと、圧延方向の平均寸法が d _RD (B ) であり扳幅方向の平均寸法が d_TD

(B) である主たる結晶方位が U10 1 く 111 >， {110 } く 112 > {110 } <001 >からなるコロニー Bの両者が、鋼板中に均一に混り合って存在し、かつ d_RD (A) 又は d_RD (B) がそれぞれ 300 ; m以下であり、 d_TD (A) 又は d_TD (B) がそれぞれ 200 m以下であることを特徴とする表面品質のすぐれたオーステナイト系ステンレス鋼薄板。

2. 前記コロニー A及び Bが、鋼板中に、任意のコロニーの面積重心点と該コロニーと最膦接の同種又は異種のコロニーの面積重心点を結ぶ直線距離の最大値がそれぞれ m以下となるように混合されている請求の範囲第 1項記載のオーステナイト系ステンレス鐧薄板。

3. C + Nが (L09mass%以下でかつ Md₃。= 413— 462CC + N) - 9.2Si — 8. lMn — 13.7Cr— 18.5Mo— 9.5(Ni + Cu) (各成分は mass%) で定義される Md₃。が 30〜 60°Cとなる組成を有する溶鋼を铸型側面が铸片と同期して移動する連続铸造機によって 100°C/sec 以上の凝固冷却速度で厚さ 10麵以下の薄帯状铸片に铸造し、凝固後は可及的高温から 1200°Cまでを 50°C/sec以上の冷却速度で冷却し、次いで 10%以上の冷間圧延を施し、その後 1000〜1200°Cの温度で中間焼鈍を加えた後に最終板厚まで冷間圧延し最終焼鈍を行うことを特徴とする表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス薄鋼板の製造方法

4 . 前記 1 回目の冷間圧延を圧下率 10〜30 %で施す請求の範囲第 3項記載の製造方法。

5 . 前記 1 回目の冷間圧延を圧下率 30 %超で施す請求の範囲第 3 項記載の製造方法。