JPH02133528A - 表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法 - Google Patents
表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法Info
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- JPH02133528A JPH02133528A JP22147188A JP22147188A JPH02133528A JP H02133528 A JPH02133528 A JP H02133528A JP 22147188 A JP22147188 A JP 22147188A JP 22147188 A JP22147188 A JP 22147188A JP H02133528 A JPH02133528 A JP H02133528A
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Classifications
-
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- 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
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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）
本発明は、鋳片と鋳型内壁面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
造する方法において、鋳片段階から組織を微細化して優
れた表面品質と材質を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄
鋼板を製造する方法に関するものである。
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
造する方法において、鋳片段階から組織を微細化して優
れた表面品質と材質を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄
鋼板を製造する方法に関するものである。
（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Ｖ？造し、得られた鋳片の表面手入れを行
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」二圧延機列からなるホットストリンブミ
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Ｖ？造し、得られた鋳片の表面手入れを行
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」二圧延機列からなるホットストリンブミ
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ン
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、表面のスゲール等を酸洗工程の後に研削によって
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ン
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、表面のスゲール等を酸洗工程の後に研削によって
除去していた。
この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のエネルギを必要
とし、生産性の面でも優れた製造プロセスとは言い難か
った。また、最８！製品は、１００ｍｍ以上の厚さの鋳
片から多くの加工が加えられて製造されるために集合ｍ
織が発達し、製品に、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。
、材料の加熱および加工のために多大のエネルギを必要
とし、生産性の面でも優れた製造プロセスとは言い難か
った。また、最８！製品は、１００ｍｍ以上の厚さの鋳
片から多くの加工が加えられて製造されるために集合ｍ
織が発達し、製品に、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。
処で、１００ｍｍ以上の厚さの鋳片をホラ１−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、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。
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、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。
たとえば、「鉄と鋼Ｊ′８５、Ａ１９７〜′８５、Ａ２
５６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〜ｂ水準であるときはツインベルト方式が検討され
ている。
５６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〜ｂ水準であるときはツインベルト方式が検討され
ている。
しかしながら、これらの連続鋳造プロセスにおいては鋳
造段階にも未だ問題があるとされ、製品の材質や表面性
状に関して問題が解決したという段階には至っていない
。
造段階にも未だ問題があるとされ、製品の材質や表面性
状に関して問題が解決したという段階には至っていない
。
（発明が解決しようとする課題）
新しいプロセスとして開発が進められている、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）杏
連続鋳造によって得ることを前提トスルプロセスにおい
ては、鋳造から製品までの工程が簡略化されるために、
ステンレスＦＡ製品の表面特性が、鋳片性状に敏感に影
響されることになる。即ち、優れた表面性状を有する製
品を得るためには、優れた鋳片を得る必要がある。
トリップと同等か或はそれに近い厚さの鋳片（薄帯）杏
連続鋳造によって得ることを前提トスルプロセスにおい
ては、鋳造から製品までの工程が簡略化されるために、
ステンレスＦＡ製品の表面特性が、鋳片性状に敏感に影
響されることになる。即ち、優れた表面性状を有する製
品を得るためには、優れた鋳片を得る必要がある。
本発明は、ステンレス鋼薄板製品に特有の光沢むらやロ
ービング現象と呼ばれる表面欠陥のないＣｒ−Ｎｉ系ス
テンレス鋼薄板を得ることができる簡潔な製造プロセス
を提供することを目的としてなされた。
ービング現象と呼ばれる表面欠陥のないＣｒ−Ｎｉ系ス
テンレス鋼薄板を得ることができる簡潔な製造プロセス
を提供することを目的としてなされた。
（課題を解決するための手段）
本発明の特徴とする処は、下記のとおりである。
（１）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／Ｓ
以上として厚さ１０ｍ＋ｎ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造
し、、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を
施して、該鋳片内部の再結晶を進めて１粒を微細化し冷
間圧延前の平均γ粒径を５０μｍ以下としたのち、９０
０ ”Ｃから５５０ ℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却
速度で冷却し、 ６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷延板
とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／Ｓ
以上として厚さ１０ｍ＋ｎ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造
し、、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を
施して、該鋳片内部の再結晶を進めて１粒を微細化し冷
間圧延前の平均γ粒径を５０μｍ以下としたのち、９０
０ ”Ｃから５５０ ℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却
速度で冷却し、 ６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷延板
とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。
（２）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ１ｉに代表されるＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動す
る連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／
ｓ以上としてｊＩさ１０ ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続
鋳造し、凝固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高
温域から冷却を開始して１１００℃までの平均冷却速度
を鋳片表面温度で１００ ℃／Ｓ以上としてγ粒の成長
を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造
後１０秒間以内に９００℃以上の温度域で６０％以下の
熱間加工を施して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片のＴ
粒を微細化し冷間圧延前の平均１粒径を５０μｍ以下と
したのち、９００℃から５５０℃の範囲を５０”Ｃ／
ｓ以上の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻
取り、以後常法により冷延板とすることを特徴とする表
面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の
製造法。
ｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動す
る連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／
ｓ以上としてｊＩさ１０ ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続
鋳造し、凝固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高
温域から冷却を開始して１１００℃までの平均冷却速度
を鋳片表面温度で１００ ℃／Ｓ以上としてγ粒の成長
を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造
後１０秒間以内に９００℃以上の温度域で６０％以下の
熱間加工を施して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片のＴ
粒を微細化し冷間圧延前の平均１粒径を５０μｍ以下と
したのち、９００℃から５５０℃の範囲を５０”Ｃ／
ｓ以上の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻
取り、以後常法により冷延板とすることを特徴とする表
面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の
製造法。
（３）１８％Ｃｒ−８％Ｎ１ｆｉに代表されるＣｒ −
Ｎ ｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移
動する連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００
℃／ ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連
続鋳造し、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）＝３（Ｃｒ＋１．５
Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ） ２．８（Ｎｉ＋０．５Ｍ
ｎ＋０．５Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８で定義
されるδ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２〜１０％として凝
固の初晶をδ相とするとともにγ相の晶出や変態の開始
温度を低くして凝固途中からのγ粒の成長を抑制し、凝
固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷
却を開始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面
温度で１００℃／ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ
鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以
内に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施
して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片の１粒を微細化し
冷間圧延前の平均１粒径を５０μｍ以下としためち、９
００℃から５５０℃の範囲を５０℃／ ｓ以上の冷却速
度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法
により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が
優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。
Ｎ ｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移
動する連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００
℃／ ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連
続鋳造し、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）＝３（Ｃｒ＋１．５
Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ） ２．８（Ｎｉ＋０．５Ｍ
ｎ＋０．５Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８で定義
されるδ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２〜１０％として凝
固の初晶をδ相とするとともにγ相の晶出や変態の開始
温度を低くして凝固途中からのγ粒の成長を抑制し、凝
固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷
却を開始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面
温度で１００℃／ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ
鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以
内に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施
して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片の１粒を微細化し
冷間圧延前の平均１粒径を５０μｍ以下としためち、９
００℃から５５０℃の範囲を５０℃／ ｓ以上の冷却速
度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法
により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が
優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。
（４）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ１ｊｌに代表されるＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動
する連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃
／ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳
造し、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を
施し、次いで９００ ”Ｃから５５０℃の範囲を５０“
Ｃ／ｓ以上の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の温度域
で巻取った後、平均γ粒径が５０ｔＩｍ以下となるよう
に９５０℃以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施
し、次いで１０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却し、以後常
法により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質
が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。
Ｎｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動
する連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃
／ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳
造し、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を
施し、次いで９００ ”Ｃから５５０℃の範囲を５０“
Ｃ／ｓ以上の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の温度域
で巻取った後、平均γ粒径が５０ｔＩｍ以下となるよう
に９５０℃以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施
し、次いで１０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却し、以後常
法により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質
が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。
（５）１８％Ｃｒ−８％ＮｉｗＡに代表されるＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動す
る連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／
ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造
し、凝固後は該５１片の復熱を起こさせず可及的に高温
域から冷却を開始して１１００”Ｃまでの平均冷却速度
を鋳片表面温度で１００℃／Ｓ以上としてγ粒の成長を
抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後
１０秒間以内に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱
間加工を施し、次いで９００℃から５５０℃の範囲を５
０”Ｃ／ ｓ以上の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の
温度域で巻取った後、平均１粒径が５０μｍ以下となる
ように９５０℃以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍
を施し、次いで１０ ℃／ ｓ以上の冷却速度で冷却し
、以後常法により冷延板とすることを特徴とする表面品
質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造
法。
ｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動す
る連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／
ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造
し、凝固後は該５１片の復熱を起こさせず可及的に高温
域から冷却を開始して１１００”Ｃまでの平均冷却速度
を鋳片表面温度で１００℃／Ｓ以上としてγ粒の成長を
抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後
１０秒間以内に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱
間加工を施し、次いで９００℃から５５０℃の範囲を５
０”Ｃ／ ｓ以上の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の
温度域で巻取った後、平均１粒径が５０μｍ以下となる
ように９５０℃以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍
を施し、次いで１０ ℃／ ｓ以上の冷却速度で冷却し
、以後常法により冷延板とすることを特徴とする表面品
質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造
法。
（６）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−旧糸
ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連
続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／Ｓ以
上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、
δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ十Ｍｏ
＋Ｎｂ＋Ｔｉ） ２．８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５
Ｃｕ） −８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８で定義されるδ−
Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２〜１０％として凝固の初晶を
６相とするとともにγ相の晶出や変態の開始温度を低く
して凝固途中からの１粒の成長を抑制し、凝固後は該鋳
片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始し
て１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で１０
０℃／Ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部
と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以内に９００
℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し、次いで
９００℃から５５０℃の範囲を５０℃／Ｓ以上の冷却速
度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取った後、平均
１粒径が５０μｍ以下となるように９５０℃以上で温度
と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次いで１０℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却し、以後常法により冷延板とする
ことを特徴とする表面品質と十オ質が優れたＣｒ−Ｎｉ
系ステンレスＦｉｌＪ鋼板の製造法。
ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連
続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／Ｓ以
上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し、
δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ十Ｍｏ
＋Ｎｂ＋Ｔｉ） ２．８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５
Ｃｕ） −８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８で定義されるδ−
Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２〜１０％として凝固の初晶を
６相とするとともにγ相の晶出や変態の開始温度を低く
して凝固途中からの１粒の成長を抑制し、凝固後は該鋳
片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始し
て１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で１０
０℃／Ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部
と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以内に９００
℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し、次いで
９００℃から５５０℃の範囲を５０℃／Ｓ以上の冷却速
度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取った後、平均
１粒径が５０μｍ以下となるように９５０℃以上で温度
と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次いで１０℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却し、以後常法により冷延板とする
ことを特徴とする表面品質と十オ質が優れたＣｒ−Ｎｉ
系ステンレスＦｉｌＪ鋼板の製造法。
以下に、本発明の詳細な説明する。
５ＵＳ３０４鋼を基本成分とする溶鋼を、内部水冷方式
の双ロール（ツインドラム）連続鋳造試験機によって鋳
造して２〜４ｍｍ厚さの薄帯とし、冷却して巻き取った
。
の双ロール（ツインドラム）連続鋳造試験機によって鋳
造して２〜４ｍｍ厚さの薄帯とし、冷却して巻き取った
。
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２Ｂ製品を得
た。これらの製品の表面性状を、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
再加熱後、ホットストリップミルによって熱間圧延し、
冷間圧延して得られた製品の表面性状と詳細に比較検討
した。
後直接冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して２Ｂ製品を得
た。これらの製品の表面性状を、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
再加熱後、ホットストリップミルによって熱間圧延し、
冷間圧延して得られた製品の表面性状と詳細に比較検討
した。
その結果、溶鋼を、内部水冷方式の双ロール（ツインド
ラム）連続鋳造試験機によって鋳造して２〜４柵厚さの
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２Ｂ製品としたもの
は、次のような表面欠陥が発生ずる可能性があることが
判明した。
ラム）連続鋳造試験機によって鋳造して２〜４柵厚さの
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２Ｂ製品としたもの
は、次のような表面欠陥が発生ずる可能性があることが
判明した。
（１） ロービングやオレンジビール・・・冷延時ま
たは製品加工時に表面に微細な凹凸を生じる。
たは製品加工時に表面に微細な凹凸を生じる。
（２）光沢むら・・・鋳片（薄帯）巻取り中の材料の組
織鋭敏化や粒界酸化またはγ粒粗大化による光沢むらが
発生する。
織鋭敏化や粒界酸化またはγ粒粗大化による光沢むらが
発生する。
これらの製品の表面性状に関する問題は、従来のプロセ
スではみられない、薄鋳片（薄帯）を直接、連続鋳造に
よって得る過程を含むプロセス固有の問題である。
スではみられない、薄鋳片（薄帯）を直接、連続鋳造に
よって得る過程を含むプロセス固有の問題である。
発明者等は、これらの表面欠陥の原因を詳（■に検討し
た結果、冷間圧延前の材料のγ粒径が大きい場合や、鋳
片のＣｒ炭化物析出温度域の冷却不充分の場合にこれら
の表面欠陥が顕著に生じることを解明した。
た結果、冷間圧延前の材料のγ粒径が大きい場合や、鋳
片のＣｒ炭化物析出温度域の冷却不充分の場合にこれら
の表面欠陥が顕著に生じることを解明した。
こうして、ロービング対策としては、冷間圧延前の材料
の１粒径を粒度Ｎｏ、６以上、即ち５０μｍ以下とする
ことが、また光沢むら対策としては、鋳片の高温域にお
ける冷却を制御することが、薄鋳片を直接、連続鋳造に
よって得る過程を含むプロセスを採るときに、望ましい
ことを明らかにした。
の１粒径を粒度Ｎｏ、６以上、即ち５０μｍ以下とする
ことが、また光沢むら対策としては、鋳片の高温域にお
ける冷却を制御することが、薄鋳片を直接、連続鋳造に
よって得る過程を含むプロセスを採るときに、望ましい
ことを明らかにした。
以下、之等の対策について詳細に説明する。
冷間圧延用の材料として、１粒径が５０μｍ以下の材料
とするだめの手段として、次のような種々の考え方があ
る。即ぢ、 １）薄鋳片そのものの１粒を小さくする、２）薄鋳片を
、鋳造に引続き熱間加工して、再結晶細粒化する、 ３）薄鋳片を、冷間加工し、焼鈍して、再結晶細粒化す
る、 等である。勿論、１）、２）および３）それぞれ単独で
も有効であるが、１）、２）および３）を相互に組合せ
ると、格段に効果が大きくなることが判明した。
とするだめの手段として、次のような種々の考え方があ
る。即ぢ、 １）薄鋳片そのものの１粒を小さくする、２）薄鋳片を
、鋳造に引続き熱間加工して、再結晶細粒化する、 ３）薄鋳片を、冷間加工し、焼鈍して、再結晶細粒化す
る、 等である。勿論、１）、２）および３）それぞれ単独で
も有効であるが、１）、２）および３）を相互に組合せ
ると、格段に効果が大きくなることが判明した。
本発明においては、特に上記１）薄鋳片そのものの１粒
を小さくする、と２）薄鋳片を、鋳造に引続き熱間加工
して、再結晶細粒化する、の両手段を用いてステンレス
ｆｉＥｌ板表面に生じるロービングを防止し、併せて表
面光沢むらのない、表面性状に優れた製品を得るように
構成している。
を小さくする、と２）薄鋳片を、鋳造に引続き熱間加工
して、再結晶細粒化する、の両手段を用いてステンレス
ｆｉＥｌ板表面に生じるロービングを防止し、併せて表
面光沢むらのない、表面性状に優れた製品を得るように
構成している。
先ず、双ロール（ツインドラム）法等の、鋳型壁面が鋳
片と同期して移動する形式の連続鋳造プロセスによって
薄鋳片を得るときに、ＴＲ５１片の１粒を小さくするに
は、鋳片における１粒の生成時から小さくするとともに
、その後の成長を抑えるために高温域から鋳片を冷却す
ることが肝要である。また、鋳造直後の鋳片に熱間圧延
を施し、再結晶させて１粒を微細化することが重要であ
る。
片と同期して移動する形式の連続鋳造プロセスによって
薄鋳片を得るときに、ＴＲ５１片の１粒を小さくするに
は、鋳片における１粒の生成時から小さくするとともに
、その後の成長を抑えるために高温域から鋳片を冷却す
ることが肝要である。また、鋳造直後の鋳片に熱間圧延
を施し、再結晶させて１粒を微細化することが重要であ
る。
このような考え方に従って、発明者等は、各種の組成の
１８Ｃｒ ａＮｉ鋼を、実験室の小型双ロール連続鋳
造機で鋳造し、鋳造直後の象、冷や熱間圧延、冷間圧延
における条件を変えて、ステンレス鋼薄板を製造し、製
品の表面性状特に、表面のうねりとなるロービングに注
目してその防止法を検討した。その結果、先に述べたよ
うに、冷間圧延前の材料のγ粒径を、１粒の平均粒度Ｎ
ｏ、で、６以上、即ち５０−以下の粒径とすることが望
ましいことが明らかとなった。
１８Ｃｒ ａＮｉ鋼を、実験室の小型双ロール連続鋳
造機で鋳造し、鋳造直後の象、冷や熱間圧延、冷間圧延
における条件を変えて、ステンレス鋼薄板を製造し、製
品の表面性状特に、表面のうねりとなるロービングに注
目してその防止法を検討した。その結果、先に述べたよ
うに、冷間圧延前の材料のγ粒径を、１粒の平均粒度Ｎ
ｏ、で、６以上、即ち５０−以下の粒径とすることが望
ましいことが明らかとなった。
第１図に、双ロール法によって溶鋼を連続鋳造して巻取
るまでの鋳片の温度履歴を示す。
るまでの鋳片の温度履歴を示す。
第１図においてケース（３）は材料を鋳造後空冷し２た
場合であり、鋳造機においては材料は鋳造ドラムによっ
て急冷されるけれども、鋳造機をでると復熱して昇温し
ドラム直下からの冷却を行わない場合に比べ冷却は緩慢
であり、そのまま巻取ると巻取り後の冷却中にγ粒の成
長が進むことになり、ロービングや冷却中のＣｒ炭化物
析出による鋭敏化、粒界酸化による表面特性上問題が生
じる。
場合であり、鋳造機においては材料は鋳造ドラムによっ
て急冷されるけれども、鋳造機をでると復熱して昇温し
ドラム直下からの冷却を行わない場合に比べ冷却は緩慢
であり、そのまま巻取ると巻取り後の冷却中にγ粒の成
長が進むことになり、ロービングや冷却中のＣｒ炭化物
析出による鋭敏化、粒界酸化による表面特性上問題が生
じる。
第１図においてケース（１）は鋳造後熱間圧延を行い、
鋳片に再結晶を起こさせ１粒を細かくさせたものであり
、熱間圧延後はＣｒ炭化物の析出による鋭敏化を防止す
るために急冷するプロセスを示したものである。
鋳片に再結晶を起こさせ１粒を細かくさせたものであり
、熱間圧延後はＣｒ炭化物の析出による鋭敏化を防止す
るために急冷するプロセスを示したものである。
同じくケース（２）は、ケース（１）より鋳片の細粒化
を進めるために鋳造後筒、冷を行いその後熱間加工を行
うもので、鋳造後の１粒がケース（１）より微細になる
ため熱延再結晶を行った場合非常に細かい１粒を得るこ
とができ、熱間圧延後はＣｒ炭化物の析出による鋭敏化
を防止するために象、冷するプロセスを示したものであ
る。
を進めるために鋳造後筒、冷を行いその後熱間加工を行
うもので、鋳造後の１粒がケース（１）より微細になる
ため熱延再結晶を行った場合非常に細かい１粒を得るこ
とができ、熱間圧延後はＣｒ炭化物の析出による鋭敏化
を防止するために象、冷するプロセスを示したものであ
る。
また、熱間加工を行った場合、再結晶が十分起きず一部
加工組織状態であることもある。この場合は、熱延板に
対し焼鈍を施し、再結晶化を十分進めることにより表面
特性として優れた製品が得られることも明らかとなった
。
加工組織状態であることもある。この場合は、熱延板に
対し焼鈍を施し、再結晶化を十分進めることにより表面
特性として優れた製品が得られることも明らかとなった
。
さらに、上記冷却の制御及び熱間圧延に加えて出発材の
合金組成の微妙な調整も有効である。
合金組成の微妙な調整も有効である。
第２図は、Ｆｅ Ｃｒ Ｎｉ三元系平衡状態図にお
けるＣｒｅｑ ＋Ｎ１ｅｑ ＃３０％相当部の断面状態
図であって、文献Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｊｆ
４Ｒ１，Ｖｏ！、１４．Ｎｏ、Ｉ、１９８５゜ｐ、１２
５から引用したものである。ＣｒｅｑとＮ１ｅｑは次の
通り、成分から計算される。
けるＣｒｅｑ ＋Ｎ１ｅｑ ＃３０％相当部の断面状態
図であって、文献Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｊｆ
４Ｒ１，Ｖｏ！、１４．Ｎｏ、Ｉ、１９８５゜ｐ、１２
５から引用したものである。ＣｒｅｑとＮ１ｅｑは次の
通り、成分から計算される。
Ｃｒ ｅｑ −Ｃｒ （χ） ＋１．５ＸＳｉ（Ｘ）
＋Ｍｏ（χ）＋Ｎｂ（χ）十Ｔｉ（χ）Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ
（χ） ＋ １／２ （Ｍｎ （χ）＋Ｃｕ（χ））＋
３０（Ｃ（χ）十Ｎ（χ））先ず、Ｃｒｅｑが小さい（
■ Ｃｒｅｑ＝１７．３χ）と、初晶γで凝固し、完全
γ相である。この場合のγ相は、液相線直下の高温で晶
出し、それ以降成長する。
＋Ｍｏ（χ）＋Ｎｂ（χ）十Ｔｉ（χ）Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ
（χ） ＋ １／２ （Ｍｎ （χ）＋Ｃｕ（χ））＋
３０（Ｃ（χ）十Ｎ（χ））先ず、Ｃｒｅｑが小さい（
■ Ｃｒｅｑ＝１７．３χ）と、初晶γで凝固し、完全
γ相である。この場合のγ相は、液相線直下の高温で晶
出し、それ以降成長する。
一方、Ｃｒｅｑが大きくなり、Ｃｒｅｑ ＝ １９．５
χ （■）以上となると、初晶はδ相で凝固を完了し、
固相反応として約１３７０℃からはじめてγ相が析出し
初め、それ以降成長に移るが、先に述べたＣｒｅｑが小
さいケースに比較すると、γ粒の成長は大いに抑制され
る。これは、鋳造直後の高温域が、１粒の成長を支配す
ることからも十分考えられることである。
χ （■）以上となると、初晶はδ相で凝固を完了し、
固相反応として約１３７０℃からはじめてγ相が析出し
初め、それ以降成長に移るが、先に述べたＣｒｅｑが小
さいケースに比較すると、γ粒の成長は大いに抑制され
る。これは、鋳造直後の高温域が、１粒の成長を支配す
ることからも十分考えられることである。
Ｃｒｅｑが前記三者の中間にあるときは、包晶反応が加
わって複雑になるが、１粒の成長を抑制するには、δ相
を凝固させるような成分系が有利でありまた、高温域で
材料を急冷することが有効である。さらに、δ相凝固の
効果は、固相反応においても１粒の成長をδ相が妨害す
る点にもある。このような、成分系に基づく効果を実験
した結果、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）＝３（Ｃｒ＋１．５
Ｓｉ十Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）−２，８（Ｎｉ＋１／２
Ｍｎ＋１／２Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ） １９．８（
χ）で示されるδ−Ｆｅ．ｃａｌ （χ）を−２％以上
１０％までとすることが有効であることが判明した。特
に、δ−Ｆｅ．ｃａｌ（χ）：１〜５％が良好である。
わって複雑になるが、１粒の成長を抑制するには、δ相
を凝固させるような成分系が有利でありまた、高温域で
材料を急冷することが有効である。さらに、δ相凝固の
効果は、固相反応においても１粒の成長をδ相が妨害す
る点にもある。このような、成分系に基づく効果を実験
した結果、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）＝３（Ｃｒ＋１．５
Ｓｉ十Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）−２，８（Ｎｉ＋１／２
Ｍｎ＋１／２Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ） １９．８（
χ）で示されるδ−Ｆｅ．ｃａｌ （χ）を−２％以上
１０％までとすることが有効であることが判明した。特
に、δ−Ｆｅ．ｃａｌ（χ）：１〜５％が良好である。
第３図（ａ） 〜（Ｃ）に、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を
種々変えた成分系の溶鋼を連続鋳造して２鵜厚さの鋳片
としたものの組織を比較して示す。第３図から、δ−Ｆ
ｅ、ｃａｌ（χ）が−２，３％のものでは、γ相凝固で
γ粒が成長していることが分かる。
種々変えた成分系の溶鋼を連続鋳造して２鵜厚さの鋳片
としたものの組織を比較して示す。第３図から、δ−Ｆ
ｅ、ｃａｌ（χ）が−２，３％のものでは、γ相凝固で
γ粒が成長していることが分かる。
δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）が−１，１％のものは、δフェ
ライトが残留し、１粒は小さくなっている。δ−Ｆｅ、
ｃａｌ（χ））が３．０％のものは、明らかにδ相凝固
で、γ粒は極めて小さいままである。
ライトが残留し、１粒は小さくなっている。δ−Ｆｅ、
ｃａｌ（χ））が３．０％のものは、明らかにδ相凝固
で、γ粒は極めて小さいままである。
このように、先に述べた鋳片の冷却制御及び熱間圧延を
利用した細粒化と相俟って、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
における組成の選択が、１粒の微細化に大きく影響し、
δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２％以上１０％以下に制御
することが、極めて０重要である。
利用した細粒化と相俟って、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
における組成の選択が、１粒の微細化に大きく影響し、
δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２％以上１０％以下に制御
することが、極めて０重要である。
第４図に、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を１％程度にして冷
却した鋳片に、１１００℃で熱間圧延を施したときの圧
下率と、その後デスケーリングし、冷間圧延を施したと
きに圧下率が、製品表面のロービング高さにどのように
影響するかを示す。
却した鋳片に、１１００℃で熱間圧延を施したときの圧
下率と、その後デスケーリングし、冷間圧延を施したと
きに圧下率が、製品表面のロービング高さにどのように
影響するかを示す。
第４図から、熱間圧延における圧下率：２０％から影響
が現れ、３０％以上と高くなるほど製品のロービング高
さが小さくなり、表面の“うねり°“は認められなくな
る。
が現れ、３０％以上と高くなるほど製品のロービング高
さが小さくなり、表面の“うねり°“は認められなくな
る。
熱間圧延における圧下率２０％以上で鋳片内部に再結晶
が認められ、３０％以上ではほぼ全面再結晶化する。こ
うして、１粒の平均粒径は、５０μｍ以下となっていた
。
が認められ、３０％以上ではほぼ全面再結晶化する。こ
うして、１粒の平均粒径は、５０μｍ以下となっていた
。
さらに、δ−Ｆｅ、ｃａｌ （Ｘ）を３％程度にし、双
ロール（冷却ドラム）直下で、鋳片の冷却を行い、鋳片
表層部と内部間で温度差を有せしめて熱間圧延を行った
場合には、圧下率が１０％程度でも良好なロービング特
性が得られた。δ量と、双ロール（冷却ドラム）直下で
の鋳片冷却の効果が大きいことが分る。
ロール（冷却ドラム）直下で、鋳片の冷却を行い、鋳片
表層部と内部間で温度差を有せしめて熱間圧延を行った
場合には、圧下率が１０％程度でも良好なロービング特
性が得られた。δ量と、双ロール（冷却ドラム）直下で
の鋳片冷却の効果が大きいことが分る。
次ぎに、本発明の構成要件の限定理由を説明する。
溶鋼成分に関しては、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ
：０．２５〜１．５０％、ｎｎ： ０．１５〜３．０％
、Ｐ ： ０．０１５〜ｏ、ｏ、ｉｏ％、Ｓ ： ０．
００１〜０．００８％、Ｃｒ：１Ｇ、Ｏ〜２８．０％、
Ｎｉ：６．Ｏ〜 ２４．０％、Ｎ ： ０．０１５〜０
．３３％、ＡＺ ： ０．００１〜０．０５０％、Ｍｏ
： ０．０１〜３．０％、Ｃｕ ： ０．０１〜２．
０％、Ｔｉ ： ０．０１〜０１６０％、Ｎｂ ： ０
．０１〜０；８０％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる成分範囲において、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（％）を
２％〜１０％の範囲、即ちδ相凝固をするようにコント
ロールする必要がある。δ−Ｆｅ、ｃａｌ （％）が１
０％を超えると、製品にδ相が残留し、材質の面で好ま
しくない。
：０．２５〜１．５０％、ｎｎ： ０．１５〜３．０％
、Ｐ ： ０．０１５〜ｏ、ｏ、ｉｏ％、Ｓ ： ０．
００１〜０．００８％、Ｃｒ：１Ｇ、Ｏ〜２８．０％、
Ｎｉ：６．Ｏ〜 ２４．０％、Ｎ ： ０．０１５〜０
．３３％、ＡＺ ： ０．００１〜０．０５０％、Ｍｏ
： ０．０１〜３．０％、Ｃｕ ： ０．０１〜２．
０％、Ｔｉ ： ０．０１〜０１６０％、Ｎｂ ： ０
．０１〜０；８０％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる成分範囲において、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（％）を
２％〜１０％の範囲、即ちδ相凝固をするようにコント
ロールする必要がある。δ−Ｆｅ、ｃａｌ （％）が１
０％を超えると、製品にδ相が残留し、材質の面で好ま
しくない。
一方、鋳片の厚さが１０１１１Ｉ１１を超えると、１粒
の微細化が困難となり、γ粒を微細化するために強い熱
間加工を行おうとすると圧延機が巨大なものとなり、実
際的でない。
の微細化が困難となり、γ粒を微細化するために強い熱
間加工を行おうとすると圧延機が巨大なものとなり、実
際的でない。
鋳造後の鋳片の冷却は、鋳造機出口での鋳片の復熱を抑
えかつ、１１００℃までのＴ粒成長温度域における平均
冷却速度を１００℃／ｓ以」二可及的に高くして行うと
有効である。
えかつ、１１００℃までのＴ粒成長温度域における平均
冷却速度を１００℃／ｓ以」二可及的に高くして行うと
有効である。
熱間圧延は、鋳片の表面温度が９００℃以上の領域で行
い、鋳片内部の再結晶化を促進する。特に、鋳片内部が
高温域にある状態（鋳造後１０秒間以内）のときに、６
０％以下の圧下率を適用する熱間圧延を鋳片に施せば十
分である。６０％を超える圧下率を適用しても効果が飽
和する。一方、鋳造後１０秒間を超えるタイミングでは
、鋳片の表層部と内部間の温度差が小さくなり、１粒の
微細化効果が著しく減殺される。
い、鋳片内部の再結晶化を促進する。特に、鋳片内部が
高温域にある状態（鋳造後１０秒間以内）のときに、６
０％以下の圧下率を適用する熱間圧延を鋳片に施せば十
分である。６０％を超える圧下率を適用しても効果が飽
和する。一方、鋳造後１０秒間を超えるタイミングでは
、鋳片の表層部と内部間の温度差が小さくなり、１粒の
微細化効果が著しく減殺される。
その後、鋳片は、９００〜５５０℃の温度域において、
５０℃／ ｓ以上の冷却速度で冷却された後、６５０
”Ｃ以下で巻き取られる。これらの条件が満たされない
と、粒界に炭化物が析出して、材料を酸洗したどきに粒
界腐食を生じ、製品の表面光沢を（貝なう。
５０℃／ ｓ以上の冷却速度で冷却された後、６５０
”Ｃ以下で巻き取られる。これらの条件が満たされない
と、粒界に炭化物が析出して、材料を酸洗したどきに粒
界腐食を生じ、製品の表面光沢を（貝なう。
熱延板焼鈍は、９５０℃以上の温度で行い、再結晶を進
行させる。特に温度と時間を制御し平均γ粒径が５０μ
ｍを越えないように焼鈍を行う。−方、熱延板焼鈍後の
冷却は、焼鈍中にδ−Ｆｅが鋳片段階より減少するため
に、δ／Ｔ界面に析出するＣｒ炭化物の析出が遅れ、そ
の結果鋳片や熱延板の冷却より遅くできるためＣｒ炭化
物析出域の冷却速度を１０ ”Ｃ／ ｓ以上とした。
行させる。特に温度と時間を制御し平均γ粒径が５０μ
ｍを越えないように焼鈍を行う。−方、熱延板焼鈍後の
冷却は、焼鈍中にδ−Ｆｅが鋳片段階より減少するため
に、δ／Ｔ界面に析出するＣｒ炭化物の析出が遅れ、そ
の結果鋳片や熱延板の冷却より遅くできるためＣｒ炭化
物析出域の冷却速度を１０ ”Ｃ／ ｓ以上とした。
（実施例）
実施例１
第１表に示す、１８Ｃｒ−ｆ３Ｎｉｆｉを基本とする種
々の成分のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス２４を溶製した。１
疑固の初相をδ相とすべく、 δ −Ｆｅ、ｃａｌ （Ｘ）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋
Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）２．８（Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋１／２
Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−］９．８（Ｘ）の関係に従っ
て、第２表に示すように、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−
３，５５％から７．８１％まで変化させた。これらの溶
鋼を、内部水冷方式の垂直型双ロール連続鋳造機によっ
て、１．６〜７．５ ｍｍの間の種々の厚さの鋳片を鋳
造した。鋳造機直下からロール冷却や水スプレー冷却を
適用して鋳片を冷却し、復熱を防止した。１３００〜１
１００℃の温度域において、１２０℃／ｓを超える平均
冷却速度が得られた。
々の成分のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス２４を溶製した。１
疑固の初相をδ相とすべく、 δ −Ｆｅ、ｃａｌ （Ｘ）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋
Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）２．８（Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋１／２
Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−］９．８（Ｘ）の関係に従っ
て、第２表に示すように、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−
３，５５％から７．８１％まで変化させた。これらの溶
鋼を、内部水冷方式の垂直型双ロール連続鋳造機によっ
て、１．６〜７．５ ｍｍの間の種々の厚さの鋳片を鋳
造した。鋳造機直下からロール冷却や水スプレー冷却を
適用して鋳片を冷却し、復熱を防止した。１３００〜１
１００℃の温度域において、１２０℃／ｓを超える平均
冷却速度が得られた。
次いで、鋳片を、鋳造後８秒間以内に１１００〜９５０
℃の温度域で熱延圧延した。このときの圧下率は、１０
％程度から５０％程度までの間であった（第２表）。そ
の後、鋳片を９００〜５５０℃の間を６０℃／ｓ以上の
冷却速度で冷却し、６００℃以下で巻き取った。
℃の温度域で熱延圧延した。このときの圧下率は、１０
％程度から５０％程度までの間であった（第２表）。そ
の後、鋳片を９００〜５５０℃の間を６０℃／ｓ以上の
冷却速度で冷却し、６００℃以下で巻き取った。
比較材は、９００〜５５０℃の間の冷却が不十分で、７
５０ ℃程度の高温で巻き取ったものもある。
５０ ℃程度の高温で巻き取ったものもある。
然る後、材料を酸洗、デスケーリングして冷間圧延した
後、通常の焼鈍或は光輝焼鈍した。
後、通常の焼鈍或は光輝焼鈍した。
こうして得られた製品の表面性状を調査した。
特に、製品表面のロービング高さと光沢に注目した。第
２表に示すように、本実施例に示したものは、δフェラ
イトを活用して、鋳片でのＴ相の晶出、析出を低温化し
たことで、その後の鋳片の冷却や熱間圧延効果も加わっ
て、何れも優れた表面性状を示した。
２表に示すように、本実施例に示したものは、δフェラ
イトを活用して、鋳片でのＴ相の晶出、析出を低温化し
たことで、その後の鋳片の冷却や熱間圧延効果も加わっ
て、何れも優れた表面性状を示した。
一方、比較法では、δフェライトの効果がなくかつ、鋳
片の冷却も不足で、巻き取り温度も高くその結果、製品
表面のロービングが大きく、表面光沢も不良であった。
片の冷却も不足で、巻き取り温度も高くその結果、製品
表面のロービングが大きく、表面光沢も不良であった。
（発明の効果）
本発明は、以上述べたように構成しかつ、作用せしめる
ようにしたから、製品厚さに近い厚さの１帯を連続鋳造
によって直接的に得るＢ潔なプロセスで、表面品質と材
質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板を得ることが
できる。
ようにしたから、製品厚さに近い厚さの１帯を連続鋳造
によって直接的に得るＢ潔なプロセスで、表面品質と材
質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板を得ることが
できる。
第１図は、双ロール（水冷）式連続鋳造機によってＣｒ
Ｎｉ系ステンレス鋼薄帯を鋳造するときの、薄帯の
温度・時間関係を示す図、第２図は、ＦｅＣｒ−Ｎｉ三
元系平衡状態図におけるＣｒ明＋Ｎｌ四ζ３０％相当部
の断面状態図、第３図（ａ）〜（Ｃ）はδＦｅ、ｃａｌ
（χ）を種々変えた成分系の溶鋼を連続鋳造して２ｍｍ
Ｊ￥さの鋳片としたものの組織を比較して示す金属顕微
鏡写真、第４図は、δ−Ｆｅ、ｃａｌ （Ｘ）を１％程
度にして鋳造し冷却した鋳片に、１１００”Ｃで熱間圧
延を施したときの圧下率と、その後デスケーリングし冷
間圧延を施したときの圧下率が、製品表面のロービング
高さに及ぼず影響を示す図である。 ／８ ２０ Ｃｒ吟 （％） 第８図 炙 ）） 第８図 手続補正書 （自発） 鰭糸、−）圧下率（％） １、事件の表示 昭和６３年特許願第２２１４７１号 ２、発明の名称 表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板
の製造法 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 齋 藤 裕 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ５、補正縫令の日付 昭和 年 月 日６、補正
の対象 （１）特許請求の範囲を別紙のとおり改める。 （２）明細書１０頁４行、同１１頁１行、同１２頁３行
「冷間圧延前の」を夫々削除する。 （３）第２図を別紙のように改める。 特許請求の範囲 （１）１８％Ｃｒ−８％Ｎ１ｊｉＱに代表されるＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動
する連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００
”Ｃ／ ｓ以上として厚さ１０Ｍ以下の薄帯状鋳片に連
続鋳造し、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加
工を施して、該鋳片内部の再結晶を進めて７粒を＠、Ｉ
ＩＩ化し平均１粒径を５０μｍ以下としたのち、９００
℃から５５０℃の範囲を５０”Ｃ／ ｓ以上の冷却速度
で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法に
より冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優
れたＣｒ−！ｉｉ系スナステンレス薄鋼板造法。 （２）ｉ％Ｃｒ−８％Ｎｉｉに代表されるＣｒ−Ｎｉ系
ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連
続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ以
上として厚さ１０価以下の薄・！ＩＰ状鋳片に連続鋳造
し、凝固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域
から冷却を開始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳
片表面温度で１００℃７８以上としてγ粒の成長を抑制
しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０
秒間以内に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加
工を施して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片のγ粒を微
細化し平均γ粒径を５０μｍ以下としたのち、９００℃
から５５０℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却
し、６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷
延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣ
ｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 （３１１８％Ｃｒ−８％Ｎｉｔ１ｇＩに代表されるＣｒ
−Ｎｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移
動する連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００
℃／ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続
鋳造し、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓ
ｉ＋ＭｏｆＮｂ＋Ｔｉ）−２，８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋
０．５Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８で定義され
るδ−Ｆｅ、ｃａｌ （Ｘ）を−２〜１０％として凝固
の初晶をδ相とするとともにγ相の晶出や変態の開始温
度を低くして凝固途中からのγ粒の成長を抑制し、凝固
後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却
を開始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面温
度で１００℃／ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳
片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以内
に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し
て、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片の１粒を微細化し平
均γ粒径を５０１Ｉｍ以下としたのち、９００ ℃から
５５０℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、
６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷延板
とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 （４）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ
以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し
、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し
、次いで９００℃から５５０゛Ｃの範囲を５０℃／Ｓ以
上の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取っ
た後、平均１粒径が５０ＩＩｍ以下となるように９５０
゛Ｃ以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次
いで１０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却し、以後常法によ
り冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れ
たＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 （５）１８％Ｃｒ−８％Ｎ１ｊｌｌｉｌに代表されるＣ
ｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して
移動する連続ＳＲ造機によって、凝固時の冷却速度を１
００℃／ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に
連続鋳造し、凝固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的
に高温域がら冷却を開始して１１００℃までの平均冷却
速度を鋳片表面温度で１００ ℃／Ｓ以上としてγ粒の
成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する
鋳造後１０秒間以内に９００℃以上の温度域で６０％以
下の熱間加工を施し、次いで９００℃から５５０℃の範
囲を５０“Ｃ／ｓ以上の冷却速度で冷却し、６５０ ”
Ｃ以下の温度域で巻取った後、平均γ粒径が５０μｍ以
下となるように９５０゛Ｃ以上で温度と時間を制御する
熱延板焼鈍を施し、次いで１０ ℃／ ｓ以上の冷却速
度で冷却し、以後常法により冷延板とすることを特徴と
する表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄
鋼板の製造法。 （６）１８％Ｃｒ−８％Ｎｔｉ４に代表されるＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動す
る連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／
ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造
し、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（Ｘ） ＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ
十Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｊ）−２，８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０
．５Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８で定義される
δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２〜１０％として凝固の初
品をδ相とするとともにγ相の晶出や変態の開始温度を
低くして凝固途中からの１粒の成長を抑制し、凝固後は
該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開
始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で
１００℃／Ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表
面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以内に９
００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し、次
いで９００℃から５５０℃の範囲を５０℃／Ｓ以上の冷
却速度で冷却し、６５０ ”Ｃ以下の温度域で巻取った
後、平均１粒径が５０卿以下となるように９５０℃以上
で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次いで１０
℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却し、以後常法により冷延板
とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 Ｃｒ吟 （％〕
Ｎｉ系ステンレス鋼薄帯を鋳造するときの、薄帯の
温度・時間関係を示す図、第２図は、ＦｅＣｒ−Ｎｉ三
元系平衡状態図におけるＣｒ明＋Ｎｌ四ζ３０％相当部
の断面状態図、第３図（ａ）〜（Ｃ）はδＦｅ、ｃａｌ
（χ）を種々変えた成分系の溶鋼を連続鋳造して２ｍｍ
Ｊ￥さの鋳片としたものの組織を比較して示す金属顕微
鏡写真、第４図は、δ−Ｆｅ、ｃａｌ （Ｘ）を１％程
度にして鋳造し冷却した鋳片に、１１００”Ｃで熱間圧
延を施したときの圧下率と、その後デスケーリングし冷
間圧延を施したときの圧下率が、製品表面のロービング
高さに及ぼず影響を示す図である。 ／８ ２０ Ｃｒ吟 （％） 第８図 炙 ）） 第８図 手続補正書 （自発） 鰭糸、−）圧下率（％） １、事件の表示 昭和６３年特許願第２２１４７１号 ２、発明の名称 表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板
の製造法 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 齋 藤 裕 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ５、補正縫令の日付 昭和 年 月 日６、補正
の対象 （１）特許請求の範囲を別紙のとおり改める。 （２）明細書１０頁４行、同１１頁１行、同１２頁３行
「冷間圧延前の」を夫々削除する。 （３）第２図を別紙のように改める。 特許請求の範囲 （１）１８％Ｃｒ−８％Ｎ１ｊｉＱに代表されるＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動
する連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００
”Ｃ／ ｓ以上として厚さ１０Ｍ以下の薄帯状鋳片に連
続鋳造し、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加
工を施して、該鋳片内部の再結晶を進めて７粒を＠、Ｉ
ＩＩ化し平均１粒径を５０μｍ以下としたのち、９００
℃から５５０℃の範囲を５０”Ｃ／ ｓ以上の冷却速度
で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法に
より冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優
れたＣｒ−！ｉｉ系スナステンレス薄鋼板造法。 （２）ｉ％Ｃｒ−８％Ｎｉｉに代表されるＣｒ−Ｎｉ系
ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連
続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ以
上として厚さ１０価以下の薄・！ＩＰ状鋳片に連続鋳造
し、凝固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域
から冷却を開始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳
片表面温度で１００℃７８以上としてγ粒の成長を抑制
しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０
秒間以内に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加
工を施して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片のγ粒を微
細化し平均γ粒径を５０μｍ以下としたのち、９００℃
から５５０℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却
し、６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷
延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣ
ｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 （３１１８％Ｃｒ−８％Ｎｉｔ１ｇＩに代表されるＣｒ
−Ｎｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移
動する連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００
℃／ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続
鋳造し、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓ
ｉ＋ＭｏｆＮｂ＋Ｔｉ）−２，８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋
０．５Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８で定義され
るδ−Ｆｅ、ｃａｌ （Ｘ）を−２〜１０％として凝固
の初晶をδ相とするとともにγ相の晶出や変態の開始温
度を低くして凝固途中からのγ粒の成長を抑制し、凝固
後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却
を開始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面温
度で１００℃／ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳
片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以内
に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し
て、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片の１粒を微細化し平
均γ粒径を５０１Ｉｍ以下としたのち、９００ ℃から
５５０℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、
６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷延板
とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 （４）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ
以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し
、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し
、次いで９００℃から５５０゛Ｃの範囲を５０℃／Ｓ以
上の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取っ
た後、平均１粒径が５０ＩＩｍ以下となるように９５０
゛Ｃ以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次
いで１０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却し、以後常法によ
り冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れ
たＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 （５）１８％Ｃｒ−８％Ｎ１ｊｌｌｉｌに代表されるＣ
ｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して
移動する連続ＳＲ造機によって、凝固時の冷却速度を１
００℃／ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に
連続鋳造し、凝固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的
に高温域がら冷却を開始して１１００℃までの平均冷却
速度を鋳片表面温度で１００ ℃／Ｓ以上としてγ粒の
成長を抑制しつつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する
鋳造後１０秒間以内に９００℃以上の温度域で６０％以
下の熱間加工を施し、次いで９００℃から５５０℃の範
囲を５０“Ｃ／ｓ以上の冷却速度で冷却し、６５０ ”
Ｃ以下の温度域で巻取った後、平均γ粒径が５０μｍ以
下となるように９５０゛Ｃ以上で温度と時間を制御する
熱延板焼鈍を施し、次いで１０ ℃／ ｓ以上の冷却速
度で冷却し、以後常法により冷延板とすることを特徴と
する表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄
鋼板の製造法。 （６）１８％Ｃｒ−８％Ｎｔｉ４に代表されるＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動す
る連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／
ｓ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造
し、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（Ｘ） ＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ
十Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｊ）−２，８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０
．５Ｃｕ） ８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８で定義される
δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２〜１０％として凝固の初
品をδ相とするとともにγ相の晶出や変態の開始温度を
低くして凝固途中からの１粒の成長を抑制し、凝固後は
該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開
始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で
１００℃／Ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表
面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以内に９
００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し、次
いで９００℃から５５０℃の範囲を５０℃／Ｓ以上の冷
却速度で冷却し、６５０ ”Ｃ以下の温度域で巻取った
後、平均１粒径が５０卿以下となるように９５０℃以上
で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次いで１０
℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却し、以後常法により冷延板
とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 Ｃｒ吟 （％〕
Claims (6)
- （１）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ
以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し
、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し
て、該鋳片内部の再結晶を進めてγ粒を微細化し冷間圧
延前の平均γ粒径を５０μｍ以下としたのち、９００℃
から５５０℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却
し、６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷
延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣ
ｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 - （２）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ
以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し
、凝固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域か
ら冷却を開始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳片
表面温度で１００℃／ｓ以上としてγ粒の成長を抑制し
つつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒
間以内に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工
を施して、鋳片内部の再結晶を進めて鋳片のγ粒を微細
化し冷間圧延前の平均Ｔ粒径を５０μｍ以下としたのち
、９００℃から５５０℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却
速度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取り、以後常
法により冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質
が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 - （３）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ
以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し
、δ−Ｆｅ．ｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍ
ｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）−２．８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５
Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８で定義されるδ−Ｆ
ｅ．ｃａｌ（％）を−２〜１０％として凝固の初晶をδ
相とするとともにγ相の晶出や変態の開始温度を低くし
て凝固途中からのγ粒の成長を抑制し、凝固後は該鋳片
の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始して
１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で１００
℃／ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と
内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以内に９００℃
以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施して、鋳片内
部の再結晶を進めて鋳片のγ粒を微細化し冷間圧延前の
平均γ粒径を５０μｍ以下としたのち、９００℃から５
５０℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、６
５０℃以下の温度域で巻取り、以後常法により冷延板と
することを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 - （４）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ
以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し
、９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し
、次いで９００℃から５５０℃の範囲を５０℃／ｓ以上
の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取った
後、平均γ粒径が５０μｍ以下となるように９５０℃以
上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次いで１
０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、以後常法により冷延
板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ
−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 - （５）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ
以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し
、凝固後は該鋳片の復熱を起こさせず可及的に高温域か
ら冷却を開始して１１００℃までの平均冷却速度を鋳片
表面温度で１００℃／ｓ以上としてγ粒の成長を抑制し
つつ鋳片表面部と内部間に温度差の存する鋳造後１０秒
間以内に９００℃以上の温度域で６０％以下の熱間加工
を施し、次いで９００℃から５５０℃の範囲を５０℃／
ｓ以上の冷却速度で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻
取った後、平均γ粒径が５０μｍ以下となるように９５
０℃以上で温度と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次
いで１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、以後常法によ
り冷延板とすることを特徴とする表面品質と材質が優れ
たＣｒ−Ｎｉ系ステンレス薄鋼板の製造法。 - （６）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ
以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳造し
、δ−Ｆｅ．ｃａｌ（％）−３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍ
ｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）−２．８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５
Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８で定義されるδ−Ｆ
ｅ．ｃａｌ（％）を−２〜１０％として凝固の初晶をδ
相とするとともにγ相の晶出や変態の開始温度を低くし
て凝固途中からのγ粒の成長を抑制し、凝固後は該鋳片
の復熱を起こさせず可及的に高温域から冷却を開始して
１１００℃までの平均冷却速度を鋳片表面温度で１００
℃／ｓ以上としてγ粒の成長を抑制しつつ鋳片表面部と
内部間に温度差の存する鋳造後１０秒間以内に９００℃
以上の温度域で６０％以下の熱間加工を施し、次いで９
００℃から５５０℃の範囲を５０℃／ｓ以上の冷却速度
で冷却し、６５０℃以下の温度域で巻取った後、平均γ
粒径が５０μｍ以下となるように９５０℃以上で温度と
時間を制御する熱延板焼鈍を施し、次いで１０℃／ｓ以
上の冷却速度で冷却し、以後常法により冷延板とするこ
とを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ス
テンレス薄鋼板の製造法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1019900700496A KR930000089B1 (ko) | 1988-07-08 | 1989-07-08 | 표면품질과 재질이 우수한 Cr-Ni계 스테인레스강 시이트의 제조방법 |
| EP89908266A EP0378705B2 (en) | 1988-07-08 | 1989-07-10 | PROCESS FOR PRODUCING THIN Cr-Ni STAINLESS STEEL SHEET EXCELLENT IN BOTH SURFACE QUALITY AND QUALITY OF MATERIAL |
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