JP3090148B2 - オーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片および薄帯状冷延鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片および薄帯状冷延鋼板並びにそれらの製造方法Info
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- 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
- B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
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Description
【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は、鋳片と鋳型内壁面の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造した製品
厚さに近い厚さのステンレス鋼薄帯状鋳片とこの鋳片の
冷延薄板およびそれらの製造技術に関するものである。
い、所謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳造した製品
厚さに近い厚さのステンレス鋼薄帯状鋳片とこの鋳片の
冷延薄板およびそれらの製造技術に関するものである。
従来の技術 同期式連続鋳造プロセスとは、例えば「鉄と鋼」85−
A197〜A256に特集された論文に紹介されているような、
双ロール式、双ベルト式、単ロール法等、鋳片と鋳型内
壁面の間に相対速度差のない同期式連続鋳造プロセスで
ある。これらの同期式連続鋳造プロセスの一つである双
ロール式連続鋳造法は、平行又は傾斜配置した一対の同
径あるいは異径冷却ロールとその両端面をシールするサ
イド堰とによって構成された連続鋳造鋳型内に溶鋼を注
入し、両冷却ロールの円周面状にそれぞれ凝固殻を生成
させ、回転する両冷却ロールの最近位置（所謂「キッシ
ングポイント」）付近で凝固殻同士を合体させて一体の
薄帯状鋳片として送出する連続鋳造法である。
A197〜A256に特集された論文に紹介されているような、
双ロール式、双ベルト式、単ロール法等、鋳片と鋳型内
壁面の間に相対速度差のない同期式連続鋳造プロセスで
ある。これらの同期式連続鋳造プロセスの一つである双
ロール式連続鋳造法は、平行又は傾斜配置した一対の同
径あるいは異径冷却ロールとその両端面をシールするサ
イド堰とによって構成された連続鋳造鋳型内に溶鋼を注
入し、両冷却ロールの円周面状にそれぞれ凝固殻を生成
させ、回転する両冷却ロールの最近位置（所謂「キッシ
ングポイント」）付近で凝固殻同士を合体させて一体の
薄帯状鋳片として送出する連続鋳造法である。
例えば、双ロール式連続鋳造法により鋳造される薄帯
状鋳片は、厚さ数mm（通常１〜10mm程度）であり、熱間
圧延を経ずに冷間圧延を行って薄板製品を製造すること
ができる。そのため、振動鋳型等を用いる連続鋳造によ
り厚さ100mm超の熱間圧延用スラブを鋳造し、これを熱
間圧延してから冷間圧延する製造方法（スラブ鋳片−熱
間圧延プロセス）に比べて、生産効率およびコストが格
段に有利となる。
状鋳片は、厚さ数mm（通常１〜10mm程度）であり、熱間
圧延を経ずに冷間圧延を行って薄板製品を製造すること
ができる。そのため、振動鋳型等を用いる連続鋳造によ
り厚さ100mm超の熱間圧延用スラブを鋳造し、これを熱
間圧延してから冷間圧延する製造方法（スラブ鋳片−熱
間圧延プロセス）に比べて、生産効率およびコストが格
段に有利となる。
冷間圧延によって製造されたオーステナイト系ステン
レス鋼薄板は曲げ、バーリング、絞り、張出し等の成形
加工によって、建材、洋食器、厨房等の用途に広く使用
されており、加工性は言うに及ばず、加工後の表面性状
が良好であることが求められている。従来の熱延プロセ
ス材は、これらの用途で要求される製品特性として問題
ないレベルであった。しかしながら、双ロール式連続鋳
造プロセス材にはこれらの一部の用途で以下に述べる課
題が新たに発生した。
レス鋼薄板は曲げ、バーリング、絞り、張出し等の成形
加工によって、建材、洋食器、厨房等の用途に広く使用
されており、加工性は言うに及ばず、加工後の表面性状
が良好であることが求められている。従来の熱延プロセ
ス材は、これらの用途で要求される製品特性として問題
ないレベルであった。しかしながら、双ロール式連続鋳
造プロセス材にはこれらの一部の用途で以下に述べる課
題が新たに発生した。
本発明者が種々研究を重ねた結果、双ロール式連続鋳
造法等により鋳造した薄帯状鋳片を熱間圧延を経ずに冷
間圧延した製品には、冷間成形加工を施した際に（特
に、絞りや張出し加工）、圧延方向に沿った肌荒れが発
生することが判明した。この肌荒れは、従来より知られ
ている冷延製品板の結晶粒径に依存したオレンジピール
現象とは異なり、平均的なサイズとして、長さ〜数mm以
下、幅〜0.5mm以下の小さなうねり状肌荒れ（以下「Ａ
タイプ肌荒れ」と略称する）と長さ数百mm以下、幅〜3m
m以下の大きな流れ模様状肌荒れ（以下「Ｂタイプ肌荒
れ」と略称する）がそれぞれ単独にあるいは混在して発
生する。特に、BA製品（光輝焼鈍製品）の張出し成形時
にこの肌荒れが認められ易く、成形品の美観を著しく損
ねるという問題がある。
造法等により鋳造した薄帯状鋳片を熱間圧延を経ずに冷
間圧延した製品には、冷間成形加工を施した際に（特
に、絞りや張出し加工）、圧延方向に沿った肌荒れが発
生することが判明した。この肌荒れは、従来より知られ
ている冷延製品板の結晶粒径に依存したオレンジピール
現象とは異なり、平均的なサイズとして、長さ〜数mm以
下、幅〜0.5mm以下の小さなうねり状肌荒れ（以下「Ａ
タイプ肌荒れ」と略称する）と長さ数百mm以下、幅〜3m
m以下の大きな流れ模様状肌荒れ（以下「Ｂタイプ肌荒
れ」と略称する）がそれぞれ単独にあるいは混在して発
生する。特に、BA製品（光輝焼鈍製品）の張出し成形時
にこの肌荒れが認められ易く、成形品の美観を著しく損
ねるという問題がある。
この加工肌荒れ現象は、従来知られていた冷間圧延時
の肌荒れ現象である「ローピング」とも異なり、新たな
対策が必要である。例えば、ローピング防止対策として
は、特開平２−13352号や特開平２−133522号公報にお
いて鋳片の平均γ粒径が規定されている。また、特開平
２−19426号公報では中間焼鈍により再結晶化させて平
均γ粒径を微細にすることが述べられているが、これら
の方法では冷延製品の成形加工時に発生する肌荒れを完
全に防止することはできない。前記従来技術には薄板製
品の加工肌荒れについての認識が全くなく、したがって
その対策の考え方も何ら提示されていない。
の肌荒れ現象である「ローピング」とも異なり、新たな
対策が必要である。例えば、ローピング防止対策として
は、特開平２−13352号や特開平２−133522号公報にお
いて鋳片の平均γ粒径が規定されている。また、特開平
２−19426号公報では中間焼鈍により再結晶化させて平
均γ粒径を微細にすることが述べられているが、これら
の方法では冷延製品の成形加工時に発生する肌荒れを完
全に防止することはできない。前記従来技術には薄板製
品の加工肌荒れについての認識が全くなく、したがって
その対策の考え方も何ら提示されていない。
発明の開示 本発明は、鋳片と鋳型壁面の間に相対速度差のない、
いわゆる同期式連続鋳造プロセスによって、冷間成形時
に肌荒れが発生しないオーステナイト系ステンレス鋼薄
帯状鋳片とこの鋳片の冷延薄板およびそれらの製造方法
を提供することを目的とする。
いわゆる同期式連続鋳造プロセスによって、冷間成形時
に肌荒れが発生しないオーステナイト系ステンレス鋼薄
帯状鋳片とこの鋳片の冷延薄板およびそれらの製造方法
を提供することを目的とする。
本発明は、以下の内容で構成される。
（１）同期式連続鋳造方法により製造されたオーステナ
イト系ステンレス鋼薄帯状鋳片に冷間圧延を施して製造
されたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板で
あって、下記式（１）で定義される断面中心近傍のNi偏
析度を0.90以上に調整したオーステナイト系ステンレス
鋼薄帯状冷延鋼板である。
イト系ステンレス鋼薄帯状鋳片に冷間圧延を施して製造
されたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板で
あって、下記式（１）で定義される断面中心近傍のNi偏
析度を0.90以上に調整したオーステナイト系ステンレス
鋼薄帯状冷延鋼板である。
Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋼板の平均Ni量(％) …（１） （但し、成分量は質量％） （２）同期式連続鋳造方法により製造されたオーステナ
イト系ステンレス鋼薄帯状鋳片において、下記式（１）
で定義される断面中心近傍のNi偏析度を0.90以上に調整
し、かつ下記式（２）で定義されるδ−Fecal.（％）を
６以上に調整したオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状
鋳片である。
イト系ステンレス鋼薄帯状鋳片において、下記式（１）
で定義される断面中心近傍のNi偏析度を0.90以上に調整
し、かつ下記式（２）で定義されるδ−Fecal.（％）を
６以上に調整したオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状
鋳片である。
Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋳片の平均Ni量(％) …（１） δ−Fecal.（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋0.5Nb） −2.8（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）−19.8 …（２） （但し、成分量は質量％） （３）（２）によって製造された鋳片に冷間圧延を施し
て製造されたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状冷延
鋼板であって、下記式（１）で定義される断面中心近傍
のNi偏析度を0.90以上に調整し、かつ下記式（２）で定
義されるδ−Fecal.（％）を６以上に調整したオーステ
ナイト系ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板である。
て製造されたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状冷延
鋼板であって、下記式（１）で定義される断面中心近傍
のNi偏析度を0.90以上に調整し、かつ下記式（２）で定
義されるδ−Fecal.（％）を６以上に調整したオーステ
ナイト系ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板である。
Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋼板の平均Ni量(％) …（１） δ−Fecal.（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋0.5Nb） −2.8（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）−19.8 …（２） （但し、成分量は質量％） さらに、上記（１）〜（４）の製造方法として、 （４）同期式連続鋳造方法により製造されたオーステナ
イト系ステンレス鋼薄帯状鋳片の製造において、下記式
（１）で定義される断面中心近傍のNi偏析度を0.90以上
に調整するために、キッシングポイント上における冷却
ドラム幅方向の単位長さ当たりのドラム押力を３〜25Kg
/mmの範囲で付与し、かつ下記式（２）で定義されるδ
−Fecal.（％）を６以上に調整したオーステナイト系ス
テンレス鋼薄帯状鋳片の製造方法である。
イト系ステンレス鋼薄帯状鋳片の製造において、下記式
（１）で定義される断面中心近傍のNi偏析度を0.90以上
に調整するために、キッシングポイント上における冷却
ドラム幅方向の単位長さ当たりのドラム押力を３〜25Kg
/mmの範囲で付与し、かつ下記式（２）で定義されるδ
−Fecal.（％）を６以上に調整したオーステナイト系ス
テンレス鋼薄帯状鋳片の製造方法である。
Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋳片の平均Ni量(％) …（１） δ−Fecal.（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋0.5Nb） −2.8（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）−19.8 …（２） （但し、成分量は質量％） （５）同期式連続鋳造方法により製造された薄帯状鋳片
に冷間圧延を施して製造されたオーステナイト系ステン
レス鋼薄帯状冷延鋼板を製造する方法において、下記式
（１）で定義される断面中心近傍のNi偏析度を0.90以上
に調整するために、キッシングポイント上における冷却
ドラム幅方向の単位長さ当たりのドラム押力を３〜25Kg
/mmの範囲で付与し、かつ下記式（２）で定義されるδ
−Fecal.（％）を６以上に調整して薄帯状鋳片を鋳造
し、しかる後、この薄帯状鋳片をデスケーリング処理
し、引き続いて冷間圧延を行った後に最終焼鈍するオー
ステナイト系ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板の製造方法で
ある。
に冷間圧延を施して製造されたオーステナイト系ステン
レス鋼薄帯状冷延鋼板を製造する方法において、下記式
（１）で定義される断面中心近傍のNi偏析度を0.90以上
に調整するために、キッシングポイント上における冷却
ドラム幅方向の単位長さ当たりのドラム押力を３〜25Kg
/mmの範囲で付与し、かつ下記式（２）で定義されるδ
−Fecal.（％）を６以上に調整して薄帯状鋳片を鋳造
し、しかる後、この薄帯状鋳片をデスケーリング処理
し、引き続いて冷間圧延を行った後に最終焼鈍するオー
ステナイト系ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板の製造方法で
ある。
Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋳片の平均Ni量(％) …（１） δ−Fecal.（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋0.5Nb） −2.8（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）−19.8 …（２） （但し、成分量は質量％） （６）同期式連続鋳造方法により製造された薄帯状鋳片
に冷間圧延を施して製造されたオーステナイト系ステン
レス鋼薄帯状冷延鋼板を製造する方法において、下記式
（１）で定義される断面中心近傍のNi偏析度を0.9以上
に調整するために、キッシングポイント上における冷却
ドラム幅方向の単位長さ当たりのドラム押力を３〜25Kg
/mmの範囲で付与しながら薄帯状鋳片を鋳造し、しかる
後この薄帯状鋳片をデスケーリング処理し、引き続いて
圧延率10％以上の冷間圧延を行った後に焼鈍を行って再
結晶させ、続いて最終製品の板厚まで２回目の冷間圧延
を行った後に最終焼鈍するオーステナイト系ステンレス
鋼薄帯状冷延鋼板の製造方法である。
に冷間圧延を施して製造されたオーステナイト系ステン
レス鋼薄帯状冷延鋼板を製造する方法において、下記式
（１）で定義される断面中心近傍のNi偏析度を0.9以上
に調整するために、キッシングポイント上における冷却
ドラム幅方向の単位長さ当たりのドラム押力を３〜25Kg
/mmの範囲で付与しながら薄帯状鋳片を鋳造し、しかる
後この薄帯状鋳片をデスケーリング処理し、引き続いて
圧延率10％以上の冷間圧延を行った後に焼鈍を行って再
結晶させ、続いて最終製品の板厚まで２回目の冷間圧延
を行った後に最終焼鈍するオーステナイト系ステンレス
鋼薄帯状冷延鋼板の製造方法である。
Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋳片の平均Ni量(％) …（１） （但し、成分量は質量％） 図面の簡単な説明 第１図は凝固モードによる（200）極点図の集合組織
を示す図で、（Ａ）Ｆモード、（Ｂ）FAモードである。
を示す図で、（Ａ）Ｆモード、（Ｂ）FAモードである。
第２図は凝固モードによる鋳片γ粒を示す図で、
（Ａ）Ｆモード、（Ｂ）FAモードである。
（Ａ）Ｆモード、（Ｂ）FAモードである。
第３図はδ−Fecal.と鋳片の球相当最大γ粒径の関係
を示す図である。
を示す図である。
第４図は１回目の冷延率とその後焼鈍して再結晶させ
た時の球相当最大γ粒径の関係を示す図である。
た時の球相当最大γ粒径の関係を示す図である。
第５図は鋳片あるいは製品板のNi偏析度と肌荒れの関
係を示す図である。
係を示す図である。
第６図は冷却ドラム押力と鋳片あるいは製品板のNi偏
析度の関係を示す図である。
析度の関係を示す図である。
第７図は製品板に残存するセミマクロ偏析の状況を示
す金属組織写真で、（Ａ）ドラム押力5Kg/mm、（Ｂ）ド
ラム押力34Kg/mmである。
す金属組織写真で、（Ａ）ドラム押力5Kg/mm、（Ｂ）ド
ラム押力34Kg/mmである。
第８図はＡおよびＢタイプ肌荒れの発生機構を示す模
式図で、（Ａ）冷延前、（Ｂ）冷延後、（Ｃ）焼鈍後、
（Ｄ）成形加工後である。
式図で、（Ａ）冷延前、（Ｂ）冷延後、（Ｃ）焼鈍後、
（Ｄ）成形加工後である。
発明を実施するための最良の形態 本発明者は、双ロール等の同期式連続鋳造プロセスに
おいて製造した冷延鋼板を種々の成形加工で評価したと
ころ、絞りあるいは張出し成形後の表面が圧延方向に沿
って肌荒れすることを見出した。この加工肌荒れは製品
板に存在する異方性の集合組織コロニーによってもたら
されており、このコロニーの原因は、双ロール連続鋳造
方法等によって製造されたオーステナイト系ステンレス
鋼薄帯状鋳片では、鋳片の粗大な柱状晶γ粒と鋳片の断
面中心近傍のセミマクロNi偏析であることを突き止め
た。これらのコロニーを有する鋳片を直接冷間圧延して
製品とし、それを成形加工すると、後述する集合組織コ
ロニーが形成され塑性異方性が顕在するため前述したＡ
およびＢタイプの肌荒れが発生する。したがって、これ
らのコロニーを完全に消滅させるか、あるいは完全に消
滅できないまでも用途上許容される微細な単位にするこ
とが必要である。
おいて製造した冷延鋼板を種々の成形加工で評価したと
ころ、絞りあるいは張出し成形後の表面が圧延方向に沿
って肌荒れすることを見出した。この加工肌荒れは製品
板に存在する異方性の集合組織コロニーによってもたら
されており、このコロニーの原因は、双ロール連続鋳造
方法等によって製造されたオーステナイト系ステンレス
鋼薄帯状鋳片では、鋳片の粗大な柱状晶γ粒と鋳片の断
面中心近傍のセミマクロNi偏析であることを突き止め
た。これらのコロニーを有する鋳片を直接冷間圧延して
製品とし、それを成形加工すると、後述する集合組織コ
ロニーが形成され塑性異方性が顕在するため前述したＡ
およびＢタイプの肌荒れが発生する。したがって、これ
らのコロニーを完全に消滅させるか、あるいは完全に消
滅できないまでも用途上許容される微細な単位にするこ
とが必要である。
先ず、Ａタイプの肌荒れに関して、鋳片γ粒の微細化
手段を検討すべく、本発明者は双ロール連続鋳造方法に
よる急冷凝固の非平衡状態の凝固組織と成分の関係に詳
細に研究した。その結果、ディロングの状態図に示され
ているオーステナイト相（γ）とフェライト相（δ）の
組織バランスをNi当量（％Ni＋0.5％Cu＋0.5％Mn＋30％
Ｃ＋30％Ｎ）とCr当量（％Cr＋1.5％Si＋％Mo＋0.5％N
b）の関係式として求めたδ−Fecal.値を大きくするこ
とで、凝固モードがＡモード（完全γ凝固）、FAモード
（初晶δのγ＋δ凝固→γ変態）およびＦモード（完全
δ凝固→γ変態）となり、これに伴い凝固組織は粗大な
柱状晶γ粒から細い柱状晶γ粒さらに等軸的なγ粒へと
変化することを見出した。即ち、鋳片の粗大な柱状晶γ
粒を等軸細粒させるには、溶鋼の化学成分を、３（％Cr
＋1.5％Si＋％Mo＋％Nb）−2.8（％Ni＋0.5％Cu＋30％
Ｃ＋30％Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fecal.（％）の値
を６以上にすることにより、完全なδ→γ相の固相変態
が確保でき、粗大な柱状晶γ粒が分断された等軸的な凝
固組織が得られる。また、その集合組織も（100）と（1
10）の面強度が等量で特定面の集積がないランダム方位
であることがわかった。この例を第１図および第２図に
示す。第１図は凝固モードによる（200）極点図を示
し、第１図（Ａ）はＦモード、（Ｂ）はFAモードであ
る。第２図は凝固モードによる鋳片γ粒を示し、第２図
（Ａ）はＦモード、（Ｂ）はFAモードを示している。こ
の等軸組織は、溶着金属についていわゆる「Ｆモード凝
固」と呼称される組織に対応するものである。これに対
して、成分を特定の範囲にコントロールしない場合は粗
大な柱状晶γ粒を含む「Ａモード凝固」あるいは「FAモ
ード凝固」となる。第３図に示すように、Ｆモード凝固
組織ではＡモード凝固組織に比べ鋳片の最大γ粒径が約
1/5、FAモード凝固に比べ約1/2〜1/3に微細化し、Ａタ
イプ肌荒れがかなりのレベルまで改善される。
手段を検討すべく、本発明者は双ロール連続鋳造方法に
よる急冷凝固の非平衡状態の凝固組織と成分の関係に詳
細に研究した。その結果、ディロングの状態図に示され
ているオーステナイト相（γ）とフェライト相（δ）の
組織バランスをNi当量（％Ni＋0.5％Cu＋0.5％Mn＋30％
Ｃ＋30％Ｎ）とCr当量（％Cr＋1.5％Si＋％Mo＋0.5％N
b）の関係式として求めたδ−Fecal.値を大きくするこ
とで、凝固モードがＡモード（完全γ凝固）、FAモード
（初晶δのγ＋δ凝固→γ変態）およびＦモード（完全
δ凝固→γ変態）となり、これに伴い凝固組織は粗大な
柱状晶γ粒から細い柱状晶γ粒さらに等軸的なγ粒へと
変化することを見出した。即ち、鋳片の粗大な柱状晶γ
粒を等軸細粒させるには、溶鋼の化学成分を、３（％Cr
＋1.5％Si＋％Mo＋％Nb）−2.8（％Ni＋0.5％Cu＋30％
Ｃ＋30％Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fecal.（％）の値
を６以上にすることにより、完全なδ→γ相の固相変態
が確保でき、粗大な柱状晶γ粒が分断された等軸的な凝
固組織が得られる。また、その集合組織も（100）と（1
10）の面強度が等量で特定面の集積がないランダム方位
であることがわかった。この例を第１図および第２図に
示す。第１図は凝固モードによる（200）極点図を示
し、第１図（Ａ）はＦモード、（Ｂ）はFAモードであ
る。第２図は凝固モードによる鋳片γ粒を示し、第２図
（Ａ）はＦモード、（Ｂ）はFAモードを示している。こ
の等軸組織は、溶着金属についていわゆる「Ｆモード凝
固」と呼称される組織に対応するものである。これに対
して、成分を特定の範囲にコントロールしない場合は粗
大な柱状晶γ粒を含む「Ａモード凝固」あるいは「FAモ
ード凝固」となる。第３図に示すように、Ｆモード凝固
組織ではＡモード凝固組織に比べ鋳片の最大γ粒径が約
1/5、FAモード凝固に比べ約1/2〜1/3に微細化し、Ａタ
イプ肌荒れがかなりのレベルまで改善される。
しかしながら、表面品質の厳格な用途に対応するため
には、さらなる改善が必要である。粗大な柱状晶γ粒を
微細化する最も優れた方法は加工歪−再結晶を利用する
ことである。その手段として、（１）２回冷延法による
再結晶微細化、（２）熱間圧延のままあるいはその後焼
鈍することによる再結晶微細化、等があるが、本発明で
は２回冷延法を前提とする冷延プロセスにおいて、再結
晶微細化に必要最小限の冷延率を検討した。その結果、
第４図に示すように、１回目の冷延率を10％以上で行っ
た後1100℃で焼鈍することで微細な再結晶組織が得られ
た（再結晶に必要な温度は800℃以上である）。これ
を、引続き行われる２回目の冷間圧延を行い最終焼鈍し
て製造した製品板にはＡタイプ肌荒れが現行熱延プロセ
ス材レベルに改善された。
には、さらなる改善が必要である。粗大な柱状晶γ粒を
微細化する最も優れた方法は加工歪−再結晶を利用する
ことである。その手段として、（１）２回冷延法による
再結晶微細化、（２）熱間圧延のままあるいはその後焼
鈍することによる再結晶微細化、等があるが、本発明で
は２回冷延法を前提とする冷延プロセスにおいて、再結
晶微細化に必要最小限の冷延率を検討した。その結果、
第４図に示すように、１回目の冷延率を10％以上で行っ
た後1100℃で焼鈍することで微細な再結晶組織が得られ
た（再結晶に必要な温度は800℃以上である）。これ
を、引続き行われる２回目の冷間圧延を行い最終焼鈍し
て製造した製品板にはＡタイプ肌荒れが現行熱延プロセ
ス材レベルに改善された。
これに対して、10％未満以下の圧延率では、板厚全体
を十分に再結晶させることができず、Ａタイプ肌荒れの
改善が十分でなかった。
を十分に再結晶させることができず、Ａタイプ肌荒れの
改善が十分でなかった。
なお、オーステナイト系ステンレス鋼を２回冷延法に
適用する場合、２回目の冷延前の再結晶最大粒径は球相
当換算で100μｍ以下が望ましい。
適用する場合、２回目の冷延前の再結晶最大粒径は球相
当換算で100μｍ以下が望ましい。
次に、Ｂタイプ肌荒れを防止するために、最終凝固部
におけるセミマクロNi偏析を改善することが必要であ
る。Ｂタイプ肌荒れを詳細に調査した結果、肌荒れは冷
間成形後の製品板表裏の同一位置に発生しており、製品
板の板厚中央に残存するセミマクロ偏析のNi負偏析部に
対応していることを突き止めた。セミマクロ偏析部にお
けるNi偏析は冷延工程では殆ど変化せず、鋳造時に対策
をとる必要がある。
におけるセミマクロNi偏析を改善することが必要であ
る。Ｂタイプ肌荒れを詳細に調査した結果、肌荒れは冷
間成形後の製品板表裏の同一位置に発生しており、製品
板の板厚中央に残存するセミマクロ偏析のNi負偏析部に
対応していることを突き止めた。セミマクロ偏析部にお
けるNi偏析は冷延工程では殆ど変化せず、鋳造時に対策
をとる必要がある。
そこで、本発明者はδ−Fecal.の異なる種々のオース
テナイト系ステンレス鋼を双ロール鋳造によりドラム押
力を変化させて鋳造し、得られた鋳片を冷間圧延により
0.6mm厚の薄板とし、100mmφの円筒張出し成形を行って
Ｂタイプ肌荒れの発生有無を観察した。また、鋳片およ
び製品板の幅方向断面の中心近傍のＸ線マイクロアナラ
イザーによるNi偏析を調査した。偏析部の平均Ni量は厚
さ方向に25μｍ、幅方向に500μｍの範囲の分析値であ
る。その結果、第５図および第６図に示すように、ドラ
ム押力が25Kg/mm以下で鋳造された場合、鋳片および製
品板のNi偏析度はいずれも0.90以上であり、Ｂタイプ肌
荒れは発生しなかった。一方、ドラム押力が25Kg/mm超
以上では0.90以下のNi負偏析部が認められ、その位置に
Ｂタイプ肌荒れが凸状に発生した。セミマクロ偏析の程
度はδ−Fecal.との相関はみられなかった。
テナイト系ステンレス鋼を双ロール鋳造によりドラム押
力を変化させて鋳造し、得られた鋳片を冷間圧延により
0.6mm厚の薄板とし、100mmφの円筒張出し成形を行って
Ｂタイプ肌荒れの発生有無を観察した。また、鋳片およ
び製品板の幅方向断面の中心近傍のＸ線マイクロアナラ
イザーによるNi偏析を調査した。偏析部の平均Ni量は厚
さ方向に25μｍ、幅方向に500μｍの範囲の分析値であ
る。その結果、第５図および第６図に示すように、ドラ
ム押力が25Kg/mm以下で鋳造された場合、鋳片および製
品板のNi偏析度はいずれも0.90以上であり、Ｂタイプ肌
荒れは発生しなかった。一方、ドラム押力が25Kg/mm超
以上では0.90以下のNi負偏析部が認められ、その位置に
Ｂタイプ肌荒れが凸状に発生した。セミマクロ偏析の程
度はδ−Fecal.との相関はみられなかった。
なお、ドラム押力が3Kg/mm未満以下では鋳片の板厚中
心部にセンターポロシティーが多く発生し、薄板の張出
し加工においてセンターポロシーを起点にした「くび
れ」が発生した。
心部にセンターポロシティーが多く発生し、薄板の張出
し加工においてセンターポロシーを起点にした「くび
れ」が発生した。
第７図にドラム押力が５および34Kg/mmで製造された
鋳片を１回冷延法で0.6mmの光輝焼鈍仕上げ材の代表的
なＣ断面組織を示す。本発明の製品板（第７図（Ａ））
に残存する板厚中央部のセミマクロ偏析は軽くほぼ均一
であるが、比較例（第７図（Ｂ））では数mmピッチのセ
ミマクロ偏析が残存していることがわかる。
鋳片を１回冷延法で0.6mmの光輝焼鈍仕上げ材の代表的
なＣ断面組織を示す。本発明の製品板（第７図（Ａ））
に残存する板厚中央部のセミマクロ偏析は軽くほぼ均一
であるが、比較例（第７図（Ｂ））では数mmピッチのセ
ミマクロ偏析が残存していることがわかる。
加工肌荒れの発生する機構は以下のように考えられ
る。第８図を参照し、鋳造ままの状態から最終成形まで
の過程を説明する。第８図はＡおよびＢタイプ肌荒れの
発生機構を示す模式図である。第８図（Ａ）は冷延前、
（Ｂ）は冷延後、（Ｃ）は焼鈍後そして（Ｄ）は成形加
工後の状態を示している。
る。第８図を参照し、鋳造ままの状態から最終成形まで
の過程を説明する。第８図はＡおよびＢタイプ肌荒れの
発生機構を示す模式図である。第８図（Ａ）は冷延前、
（Ｂ）は冷延後、（Ｃ）は焼鈍後そして（Ｄ）は成形加
工後の状態を示している。
（１）鋳造組織（冷延前） 双ロール鋳造によるFAモードオーステナイト系ステン
レス鋼薄帯状鋳片には、特定方位の粗大な柱状晶γ粒
を単位にしたコロニー（群）とドラム押力が過大な場
合にはセミマクロNi偏析を単位にしたコロニーを形成し
ている。
レス鋼薄帯状鋳片には、特定方位の粗大な柱状晶γ粒
を単位にしたコロニー（群）とドラム押力が過大な場
合にはセミマクロNi偏析を単位にしたコロニーを形成し
ている。
（２）冷間圧延後 これらのコロニーを含む組織を冷間圧延すると、の
粗大な柱状晶γ粒にはマルテンサイト変態（γ相→α′
相）を起こし、加工歪も蓄積され易い。一方、のNi負
偏析部は組成的にオーステナイト不安定成分であるた
め、圧延中にマルテンサイト変態を起こし、ともに周囲
とは異なる冷間圧延組織になる。
粗大な柱状晶γ粒にはマルテンサイト変態（γ相→α′
相）を起こし、加工歪も蓄積され易い。一方、のNi負
偏析部は組成的にオーステナイト不安定成分であるた
め、圧延中にマルテンサイト変態を起こし、ともに周囲
とは異なる冷間圧延組織になる。
（３）焼鈍後 前記の冷間圧延組織を焼鈍すると、およびのNi負
偏析部ではα′→γ逆変態による｛110｝＜111＞γ，
｛110｝＜001＞γ，｛110｝＜112＞γ等の方位が多く存
在し、その周囲の｛112｝＜111＞γや｛113｝＜332＞γ
を主体とする方位とは異なる集合組織のコロニーが形成
される。
偏析部ではα′→γ逆変態による｛110｝＜111＞γ，
｛110｝＜001＞γ，｛110｝＜112＞γ等の方位が多く存
在し、その周囲の｛112｝＜111＞γや｛113｝＜332＞γ
を主体とする方位とは異なる集合組織のコロニーが形成
される。
（４）冷間成形後 鋳造組織に起因したこれらのコロニーが局在すること
により、製品の塑性異方性が増加し、肌荒れが発生す
る。この場合、のセミマクロ偏析に起因するコロニー
は粗大柱状晶γ粒よりも鋳片段階でのコロニー単位が大
きいため肌荒れのサイズにも違いが生じると考えられ
る。
により、製品の塑性異方性が増加し、肌荒れが発生す
る。この場合、のセミマクロ偏析に起因するコロニー
は粗大柱状晶γ粒よりも鋳片段階でのコロニー単位が大
きいため肌荒れのサイズにも違いが生じると考えられ
る。
以下に、本発明の限定理由について説明する。
第１の発明はＢタイプの加工肌荒れを防止するために
Ni偏析度を0.90以上に限定した。
Ni偏析度を0.90以上に限定した。
第２の発明はＡおよびＢタイプの肌荒れを防止するた
めにδ−Fecal.（％）を６以上でかつNi偏析度を0.90以
上に限定した。δ−Fecal.（％）が６以上では凝固モー
ドがFAモードからＦモードに変化し、粗大な柱状晶γ粒
が比較的微細な等軸γ粒となりＡタイプ肌荒れを改善す
る。
めにδ−Fecal.（％）を６以上でかつNi偏析度を0.90以
上に限定した。δ−Fecal.（％）が６以上では凝固モー
ドがFAモードからＦモードに変化し、粗大な柱状晶γ粒
が比較的微細な等軸γ粒となりＡタイプ肌荒れを改善す
る。
第３の発明は第２の発明の冷延鋼板である。同じくＡ
およびＢタイプの加工肌荒れを防止するためにδ−Fe
cal.（％）を６以上でかつNi偏析度を0.90以上に限定し
た。
およびＢタイプの加工肌荒れを防止するためにδ−Fe
cal.（％）を６以上でかつNi偏析度を0.90以上に限定し
た。
第４の発明はＡおよびＢタイプの加工肌荒れを防止す
る第２の発明の鋳片の製造方法として、δ−Fe
cal.（％）を６以上に限定しかつNi偏析度を0.90以上を
得るためにドラム押力を３〜25Kg/mmに限定した。
る第２の発明の鋳片の製造方法として、δ−Fe
cal.（％）を６以上に限定しかつNi偏析度を0.90以上を
得るためにドラム押力を３〜25Kg/mmに限定した。
第５の発明は１回冷延法によりＡおよびＢタイプの加
工肌荒れを防止する第３の発明の冷延鋼板の製造方法と
して、δ−Fecal.（％）を６以上に限定しかつNi偏析度
を0.90以上を得るためにドラム押力を３〜25Kg/mmに限
定した。
工肌荒れを防止する第３の発明の冷延鋼板の製造方法と
して、δ−Fecal.（％）を６以上に限定しかつNi偏析度
を0.90以上を得るためにドラム押力を３〜25Kg/mmに限
定した。
第６の発明は２回冷延法によりＡおよびＢタイプの加
工肌荒れを防止する第３の発明の冷延鋼板の製造方法と
して、再結晶微細組織を得るために１回目の冷延率を10
％以上に限定した。圧延率が10％未満以下では板厚全域
に渡り再結晶組織を得ることができず、Ａタイプ肌荒れ
の改善が十分でない。ここで、Ａタイプ肌荒れは上記の
２回冷延で防止されるので、鋳片γ粒を微細化させるた
めにδ−Fecal.を限定する必要はない。Ｂタイプの加工
肌荒れはNi偏析度を0.90以上を得るためにドラム押力を
３〜25Kg/mmに限定した。
工肌荒れを防止する第３の発明の冷延鋼板の製造方法と
して、再結晶微細組織を得るために１回目の冷延率を10
％以上に限定した。圧延率が10％未満以下では板厚全域
に渡り再結晶組織を得ることができず、Ａタイプ肌荒れ
の改善が十分でない。ここで、Ａタイプ肌荒れは上記の
２回冷延で防止されるので、鋳片γ粒を微細化させるた
めにδ−Fecal.を限定する必要はない。Ｂタイプの加工
肌荒れはNi偏析度を0.90以上を得るためにドラム押力を
３〜25Kg/mmに限定した。
以上から本発明は、δ−Fecal.を制御することで粗大
な柱状晶γ粒が生じないＦモード凝固を確保して、等軸
微細化組織による鋳片の最大γ粒径を小さくしてγ粒起
因のＡタイプ肌荒れを防止する。さらに、表面品質の厳
格な用途に対応するためには、１回目の冷延率を10％以
上とした２回冷延法を適用する。また、Ｂタイプ肌荒れ
を防止するには、１あるいは２回冷延法に関わらず冷却
ドラムの押力を３〜25Kg/mmの範囲にすることでセミマ
クロNi偏析を0.90以上とする。
な柱状晶γ粒が生じないＦモード凝固を確保して、等軸
微細化組織による鋳片の最大γ粒径を小さくしてγ粒起
因のＡタイプ肌荒れを防止する。さらに、表面品質の厳
格な用途に対応するためには、１回目の冷延率を10％以
上とした２回冷延法を適用する。また、Ｂタイプ肌荒れ
を防止するには、１あるいは２回冷延法に関わらず冷却
ドラムの押力を３〜25Kg/mmの範囲にすることでセミマ
クロNi偏析を0.90以上とする。
なお、本発明の第５と第６の発明は鋳片の焼鈍省略を
前提としているが、焼鈍を行なっても加工肌荒れに対す
る効果は同様である。
前提としているが、焼鈍を行なっても加工肌荒れに対す
る効果は同様である。
以下に本発明の実施例について説明する。
実施例 双ロール鋳造によりSUS304をδ−Fecal.＝−２〜12％
に変化させた溶鋼を冷却ドラムの押力を１〜40Kg/mm範
囲で付与させながら厚さ２〜4.5mmの鋳片を鋳造した。
鋳片の凝固組織を観察するとともに、鋳片をデスケール
後冷間圧延により0.6mm厚のBA製品を１回冷延法および
２回冷延法によって製造した。得られた薄板製品を100m
mφの円筒張出し成形（張出し高さ10mm）して表面の肌
荒れを観察した。また、Ｘ線マイクロアナライザーによ
り鋳片および製品のセミマクロ偏析部のNi偏析を分析
し、Ni偏析度を求めた。ここでNi偏析度はＣ断面におけ
るセミマクロ偏析部の板厚方向に25μｍ、板幅方向に50
0μｍ領域の平均値を鋳片あるいは製品のNi分析値との
比で定義した。その結果を第１表に示す。
に変化させた溶鋼を冷却ドラムの押力を１〜40Kg/mm範
囲で付与させながら厚さ２〜4.5mmの鋳片を鋳造した。
鋳片の凝固組織を観察するとともに、鋳片をデスケール
後冷間圧延により0.6mm厚のBA製品を１回冷延法および
２回冷延法によって製造した。得られた薄板製品を100m
mφの円筒張出し成形（張出し高さ10mm）して表面の肌
荒れを観察した。また、Ｘ線マイクロアナライザーによ
り鋳片および製品のセミマクロ偏析部のNi偏析を分析
し、Ni偏析度を求めた。ここでNi偏析度はＣ断面におけ
るセミマクロ偏析部の板厚方向に25μｍ、板幅方向に50
0μｍ領域の平均値を鋳片あるいは製品のNi分析値との
比で定義した。その結果を第１表に示す。
試料No.1〜８は第２、第３、第４および第５の発明の
鋳片、冷延鋼板および鋳片、冷延鋼板の製造方法に関す
る本発明の実施例である。これらは１回冷延法を適用す
るために、本発明範囲のδ−Fecal.（％）を６以上にコ
ントロールすることでＦモード凝固組織を得て、粗大な
柱状晶γ粒を等軸的なγ粒としたため、Ａタイプ肌荒れ
は一般用途として十分なレベルに改善された。また、ド
ラム押力を本発明の範囲内にコントロールしているた
め、鋳片および製品板のNi偏析度はいずれも0.90以上と
なり、Ｂタイプ肌荒れは良好であった。
鋳片、冷延鋼板および鋳片、冷延鋼板の製造方法に関す
る本発明の実施例である。これらは１回冷延法を適用す
るために、本発明範囲のδ−Fecal.（％）を６以上にコ
ントロールすることでＦモード凝固組織を得て、粗大な
柱状晶γ粒を等軸的なγ粒としたため、Ａタイプ肌荒れ
は一般用途として十分なレベルに改善された。また、ド
ラム押力を本発明の範囲内にコントロールしているた
め、鋳片および製品板のNi偏析度はいずれも0.90以上と
なり、Ｂタイプ肌荒れは良好であった。
試料No.9〜13は第１、第６の発明の鋳片、冷延鋼板お
よび鋳片、冷延鋼板の製造方法に関する本発明の実施例
である。これらのδ−Fecal.（％）は−2.3〜8.0まで変
化しているが、１回目の冷延率を10％以上とした２回冷
延法によりいずれも球相当最大γ粒径が100μｍ以下の
微細再結晶組織が得られ、Ａタイプ肌荒れは現行熱延プ
ロセス材レベルまで改善され極めて良好であった。ま
た、ドラム押力を本発明の範囲内にコントロールしてい
るため、鋳片および製品板のNi偏析度はいずれも0.90以
上となり、Ｂタイプ肌荒れは良好であった。
よび鋳片、冷延鋼板の製造方法に関する本発明の実施例
である。これらのδ−Fecal.（％）は−2.3〜8.0まで変
化しているが、１回目の冷延率を10％以上とした２回冷
延法によりいずれも球相当最大γ粒径が100μｍ以下の
微細再結晶組織が得られ、Ａタイプ肌荒れは現行熱延プ
ロセス材レベルまで改善され極めて良好であった。ま
た、ドラム押力を本発明の範囲内にコントロールしてい
るため、鋳片および製品板のNi偏析度はいずれも0.90以
上となり、Ｂタイプ肌荒れは良好であった。
これに対して、試料No.14〜17の比較例は、ドラム押
力が高すぎたためにNi偏析度が0.90以下となり、Ｂタイ
プ肌荒れが発生した。
力が高すぎたためにNi偏析度が0.90以下となり、Ｂタイ
プ肌荒れが発生した。
試料No.1はさらにδ−Fecal.値が本発明の範囲外のた
め、Ａタイプ肌荒れも発生した。試料No.15は１回目の
圧延率を30％にした２回冷延法を適用したため、Ａタイ
プ肌荒れは良好であった。試料No.16と17はδ−Fecal.
値が本発明の範囲内のためＡタイプ肌荒れは良好であっ
たが、ドラム押力が高すぎたためにNi偏析度が0.90以下
となり、Ｂタイプ肌荒れが発生した。
め、Ａタイプ肌荒れも発生した。試料No.15は１回目の
圧延率を30％にした２回冷延法を適用したため、Ａタイ
プ肌荒れは良好であった。試料No.16と17はδ−Fecal.
値が本発明の範囲内のためＡタイプ肌荒れは良好であっ
たが、ドラム押力が高すぎたためにNi偏析度が0.90以下
となり、Ｂタイプ肌荒れが発生した。
また、試料No.18〜20の比較例はδ−Fecal.値が本発
明の範囲外のため、Ａタイプ肌荒れが発生した。ここ
で、試料No.18と19は２回冷延法を適用したが、１回目
の圧延率が10％未満以下のため再結晶が不完全でＡタイ
プ肌荒れが発生した。しかし、ドラム押力が本発明の範
囲内のため、Ni偏析度はいずれも0.90以上となり、Ｂタ
イプ肌荒れは良好であった。
明の範囲外のため、Ａタイプ肌荒れが発生した。ここ
で、試料No.18と19は２回冷延法を適用したが、１回目
の圧延率が10％未満以下のため再結晶が不完全でＡタイ
プ肌荒れが発生した。しかし、ドラム押力が本発明の範
囲内のため、Ni偏析度はいずれも0.90以上となり、Ｂタ
イプ肌荒れは良好であった。
さらに、試料No.21の比較例はNi偏析度が0.90以上と
なり、Ｂタイプ肌荒れは良好であったが、ドラム押力が
低すぎたためにセンターポロシティーが多発して成形加
工時にそれを起点にした「くびれ」が発生した。
なり、Ｂタイプ肌荒れは良好であったが、ドラム押力が
低すぎたためにセンターポロシティーが多発して成形加
工時にそれを起点にした「くびれ」が発生した。
これらの比較例は、δ−Fecal.値、ドラム押力値およ
び１回目の冷延率の少なくとも一つが本発明の範囲を外
れたもので、いずれもＡあるいはＢタイプの肌荒れが発
生し、一般用途としても問題ある表面性状であった。
び１回目の冷延率の少なくとも一つが本発明の範囲を外
れたもので、いずれもＡあるいはＢタイプの肌荒れが発
生し、一般用途としても問題ある表面性状であった。
上記本発明の実施例からも明らかな如く、本発明によ
って、粗大な柱状晶γ粒を等軸的なγ粒としＡタイプ肌
荒れは改善され、かつ鋳片および製品のNi偏析をコント
ロールすることによってＢタイプ肌荒れをも改善される
ことがわかる。
って、粗大な柱状晶γ粒を等軸的なγ粒としＡタイプ肌
荒れは改善され、かつ鋳片および製品のNi偏析をコント
ロールすることによってＢタイプ肌荒れをも改善される
ことがわかる。
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、冷間成形時に
肌荒れが生じないオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状
冷延鋼板を安定して製造することができる。
肌荒れが生じないオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状
冷延鋼板を安定して製造することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 福田 義盛 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社技術開発本部内 (72)発明者 井上 周一 山口県光市大字島田3434番地 新日本製 鐵株式会社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭62−252643（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−72030（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−133528（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−131354（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−263928（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−71902（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 11/06 330 B22D 11/00 B22D 11/12 C21D 9/46
Claims (6)
- 【請求項１】同期式連続鋳造方法により製造された薄帯
状鋳片に冷間圧延を施して製造されたオーステナイト系
ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板において、下記式（１）で
定義される該薄帯状冷延鋼板の断面中心近傍のNi偏析度
を0.90以上に調整したことを特徴とするオーステナイト
系ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板。 Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋼板の平均Ni量(％) …（１） （但し、成分量は質量％） - 【請求項２】同期式連続鋳造方法により製造されたオー
ステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片において、下記式
（１）で定義される該鋳片の断面中心近傍のNi偏析度を
0.90以上に調整し、かつ下記式（２）で定義されるδ−
Fecal.（％）を６以上に調整したことを特徴とするオー
ステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片。 Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋳片の平均Ni量(％) …（１） δ−Fecal.（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋0.5Nb） −2.8（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）−19.8 …（２） （但し、成分量は質量％） - 【請求項３】同期式連続鋳造方法により製造された薄帯
状鋳片に冷間圧延を施して製造されたオーステナイト系
ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板において、下記式（１）で
定義される該薄帯状冷延鋼板の断面中心近傍のNi偏析度
を0.90以上に調整し、かつ下記式（２）で定義されるδ
−Fecal.（％）を６以上に調整したことを特徴とするオ
ーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋼板。 Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋼板の平均Ni量(％) …（１） δ−Fecal.（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋0.5Nb） −2.8（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）−19.8 …（２） （但し、成分量は質量％） - 【請求項４】同期式連続鋳造方法により製造されたオー
ステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片の製造において、
下記式（１）で定義される該鋳片の断面中心近傍のNi偏
析度を0.90以上に調整するために、キッシングポイント
上における冷却ドラム幅方向の単位長さ当たりのドラム
押力を３〜25Kg/mmの範囲で付与し、かつ下記式（２）
で定義されるδ−Fecal.（％）を６以上に調整したこと
を特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片
の製造方法。 Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋳片の平均Ni量(％) …（１） δ−Fecal.（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋0.5Nb） −2.8（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）−19.8 …（２） （但し、成分量は質量％） - 【請求項５】同期式連続鋳造方法により製造された薄帯
状鋳片に冷間圧延を施して製造されたオーステナイト系
ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板を製造する方法において、
下記式（１）で定義される該鋳片の断面中心近傍のNi偏
析度を0.90以上に調整するために、キッシングポイント
上における冷却ドラム幅方向の単位長さ当たりのドラム
押力を３〜25Kg/mmの範囲で付与し、かつ下記式（２）
で定義されるδ−Fecal.（％）を６以上に調整して薄帯
状鋳片を鋳造し、しかる後、該薄帯状鋳片をデスケーリ
ング処理し、引き続いて冷間圧延を行った後に最終焼鈍
することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼薄
帯状冷延鋼板の製造方法。 Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋳片の平均Ni量(％) …（１） δ−Fecal.（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋0.5Nb） −2.8（Ni＋0.5Cu＋0.5Mn＋30C＋30N）−19.8 …（２） （但し、成分量は質量％） - 【請求項６】同期式連続鋳造方法により製造された薄帯
状鋳片に冷間圧延を施して製造されたオーステナイト系
ステンレス鋼薄板状冷延鋼板を製造する方法において、
下記式（１）で定義される該鋳片のNi偏析度を0.90以下
に調整するために、キッシングポイント上における冷却
ドラム幅方向の単位長さ当たりのドラム押力を３〜25Kg
/mmの範囲で付与しながら薄帯状鋳片を鋳造し、しかる
後、該薄帯状鋳片をデスケーリング処理し、引き続いて
圧延率10％以上の冷間圧延を行った後に焼鈍を行って再
結晶させ、続いて最終製品の板厚まで２回目の冷間圧延
を行った後に最終焼鈍することを特徴とするオーステナ
イト系ステンレス鋼薄帯状冷延鋼板の製造方法。 Ni偏析度＝偏析部の平均Ni量(％)／鋳片の平均Ni量(％) …（１） （但し、成分量は質量％）
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9814792 | 1992-04-17 | ||
| JP4-98147 | 1992-12-14 | ||
| JP35280992 | 1992-12-14 | ||
| JP4-352809 | 1992-12-14 | ||
| PCT/JP1993/000496 WO1993020966A1 (en) | 1992-04-17 | 1993-04-16 | Thin-strip cast piece of austenitic stainless steel, thin-strip cold-rolled steel plate and method of manufacturing the same |
Publications (1)
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