JPH0366368B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明はオーステナイト系ステンレス鋼および
２相系ステンレス鋼の厚鋼板の製造方法に関し、
特に製造工程を簡略化しうるステンレス厚鋼板の
製造方法に関するものである。 （従来の技術） 従来、18Cr−8Niステンレス鋼に代表されるCr
−Ni系、及びCr−Ni−Mo系を主とするオース
テナイトステンレス鋼や２相系ステンレス鋼は熱
間圧延後、常温から1000℃以上の温度に再加熱し
て保定する固溶化処理を行なつて、熱間加工組織
を再結晶させ、粒度調整を行なうと共に、炭化物
を再固溶させて粒界腐食抵抗を回復する方法で製
造されて来た。この方法による固溶化熱処理の目
的は、再結晶・粒度調整、炭化物の再固溶、
更に凝固偏析の残存部の拡散・消滅をはかり、
板の全長、全幅、板厚全体の材質や耐食性の均一
化をねらいとするものである。ところがこのよう
な目的を達成するためには1000℃以上に再加熱し
板全体を均一に加熱した後、さらに保定時間を長
く取る必要があり、現状で在炉時間としては合計
で20分から30分以上も取ることになり、エネルギ
ーの点でも又生産性の点からも大きな問題となつ
ている。このためこの工程の簡省略化が強く望ま
れて来た。 すでに特公昭57−38654号公報において、前記
と同様な目的のホツトコイル製造法として、ホツ
トストリツプ圧延において熱間圧延後、３〜10秒
間空冷されたあと急冷し、400〜600℃で巻取る方
法が開示され、また特公昭59−46287号公報にお
いて、850〜1150℃で累計圧下率が50％以上でか
つ仕上温度を850℃以上1150℃以下で熱間圧延を
行なつた後、引続いて850℃〜550℃の温度域をＶ
＝C²×1000（ただしＶ：平均冷却速度（℃／秒）、
Ｃ：対象鋼の炭素含有量（％））で示す平均冷却
速度以上で急冷する方法で固溶化処理を省略する
方法が開示されている。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明者等は特にステンレス厚鋼板において、
これらの従来方法を検討した結果、厚鋼板の特徴
から、板厚、板幅、板長さが多種類であり、これ
らのサイズによつて熱間圧延の方法が一方向圧
延、クロス圧延等々となり、又パス回数や圧下率
も様々である点でホツトストリツプの圧延とは異
なつている。したがつて板毎の温度や圧延時間も
様様であり、板の部位によつても温度は様々であ
る。このような厚板の固溶化熱処理を簡省略化し
て厚板の全長、全幅、及び板厚全面において均一
な材質を得るためには、従来技術に加うるに、更
に成分や熱間圧延法及び固溶化処理法の簡略化に
ついての改善が必要となることが判明した。すな
わちステンレス厚鋼板の最終熱処理である固溶化
熱処理を簡省略するには特に板厚全体にわたつ
て、再結晶や粒度調整を均一化して混粒発生を防
止し、炭化物の固溶化を均一化すると共に凝固偏
析に起因するδフエライトの消滅やNiのミクロ
偏析を均一化する必要があることが判明した。 （問題点を解決するための手段） このような本発明の課題を解決するためには、
出発鋼成分および加熱から熱間圧延にわたる各製
造工程を規制することが必要である。 出発鋼成分としては、凝固初期にδフエライト
相を経由して、ミクロ偏析の軽減、特にNiの均
一化を進めるためにδcal（％）＝３（Cr＋Mo＋
1.5Si）−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−
19.8で決まるδcal（％）を−３％以上とすること
が望ましい。第１図は18Cr−8Ni系の製品厚板の
Niミクロ偏析に対するδcal（％）の影響を示した
もので、δcal（％）が−３％以上で偏析が軽減さ
れている。 すなわち、固溶化熱処理の省略の目的で
SUS304で大幅に成分を変更した供試材を1250℃
に20分加熱後、50mm→８mmまで熱間圧延し、圧延
終了温度を950℃としすぐ水冷して、再結晶を十
分させた材料について、鋼板におけるNiのミク
ロ偏析をEPMAにて調査した結果である。Niの
ミクロ偏析が大きいと、腐食パターンが発生しや
すく又電解研磨後の表面を著しく害する。こうし
てミクロ偏析に対しては成分の影響が大きく、
δcal（％）で決まり、δcal（％）が−３％未満で凝
固初期にオーステナイトが安定であるとミクロ偏
析が不良であり、δcal（％）が−３％以上では凝
固初期にδフエライトを経由して均一化され固溶
化処理省略後もミクロ偏析は少なくなつている。
こうして凝固の初期にδフエライト相を経由する
ことがミクロ偏析の軽減に大きな効果のあること
が判明した。 加熱炉においてこれらのδフエライトを消滅さ
せることが必要で1100〜1300℃に10分以上加熱す
る。1100℃未満ではδの消滅が長時間かけても進
まず1250℃で最も早く進行し10分の加熱で消滅が
進行し1300℃を超えると再びδフエライトが増加
する。 なお、本発明におけるオーステナイトステンレ
ス鋼の主要成分は通常、Cr：18.0〜22.0％、Ni：
6.0〜15.0％、Mo：０〜4.0％、Si：1.0％以下、
Cu：０〜2.0％、Ｃ：0.08％以下、Ｎ：0.4％以下
であり、又、２相ステンレス鋼の主要成分は、
Cr19〜27％、Ni4〜７％、Mo1.0〜3.5％、Cu：
０〜２％、Si：1.0％以下、Ｃ：0.08％以下、Ｎ：
0.4％以下である。 熱間圧延はホツトストリツプのようにタンデム
圧延される場合とは異なり、厚板圧延のようなリ
バース圧延においてはパス毎の圧下率や、パス間
の時間を適当に制御することが可能である。再結
晶化のためにはなるべく高温で大圧下圧延が有効
であるが、板厚全面にわたつて再結晶させ、混粒
の発生を防止し、粒度調整をはかりつつ、かつ凝
固偏析の残部であるδフエライトやNi偏析を均
一化するには、熱間圧延の温度、圧下率とパス間
時間を制御し、鋼板表面の復熱をはかりつつ圧延
を進めることが必要である。これらの詳細な検討
結果を次に述べる。 第２図はS304（Cr18.2％、Ni8.6％、C0.04％、
N0.04％）CC鋳片（厚み130mm）を1250℃に20分
加熱し、50mm厚まで熱間圧延し、一旦室温まで冷
却し、再度1200℃に加熱した後冷却して、1050
℃、1000℃、950℃より１パスで50％の圧下を与
えた後、ある時間空冷時間を取つた後に水冷を開
始した場合の再結晶組織を示している。すでに特
公昭57−38654号公報にも述べられているように、
再結晶化は空冷時間を長く取ることによつて進行
し、1050℃では3.2秒で、1000℃では18秒でほぼ
均一化することがわかる。こうして空冷時間の取
り方が均一再結晶化に重要であることが判明し
た。 第３図はSUS304CC鋳片（厚み130mm）を1250
℃に30分間加熱し、22mmまでリバース圧延し、30
秒空冷し、均一に再結晶化させた後、1050℃より
５パスのタンデム圧延でパス間時間をほとんど取
らずに累積86％の圧下を加えて988℃で仕上圧延
をしすぐ急冷した結果で、板厚表面部と板厚中心
部の再結晶組織を示している。このようにパス間
時間を取らないと表面部と板厚中心部での再結晶
やδフエライトの挙動に差を生じ不均一になつて
いる。 これに対して第４図はSUS304CC鋳片を1250℃
に30分間加熱した後、リバースの圧延をし、1050
℃から各パスにパス間時間を７〜15秒取りながら
７パスで累積86％の圧延をおこない、922℃で仕
上げ後すぐに水冷した組織で、板厚の表面部、1/
４厚部、中心部で均一再結晶粒が得られた。この
ようにして板厚断面の均一再結晶化には温度・圧
下率・パス間時間の組合せが重要であることが判
明した。すなわち、CC鋳片の熱間圧延と再結晶
においては圧延の初期から大圧下あるいは累積で
大圧下し、パス間の時間あるいは累積のパス間時
間を取つて圧延を進めることが必要である。再結
晶・粒成長のためには、高温域で大圧下し、パス
間時間を取ることが必要である。パス間時間が不
足すると、初期に再結晶が不均一化し、混粒の原
因になる。又パス間時間を取ることで、鋼板表面
が復熱して、鋼板断面の均一再結晶組織を得るこ
とが出来、更にδフエライトの消滅と偏析の拡散
消滅が進行する。 リバース圧延である厚板圧延では、各パスの圧
下率とパス間時間を選ぶことが出来る点が有利で
均一再結晶組織と偏析の少ない圧延組織を得るた
めには、熱間圧延において、全圧下パス数の少な
くとも半数以上に３秒〜40秒のパス間時間を取つ
て圧延することが上記の目的達成に必要な要件で
あることが判明した。パス間時間は３秒未満では
効果が小さく、長時間程望ましいが、温度降下の
逆作用が生じるので上限は40秒までとした。さら
に各パスの圧下率は大きい方が好ましく、15％以
上が望ましい。 以上の通りの熱間圧延を行なつた場合の最終の
熱間圧延は再結晶や粒度調整のためには900℃以
上が望ましく、特に固溶化熱処理を省略するため
には板の各部位においても900℃以上で終了する
ことが必要である。 ところが厚板圧延において板厚の薄いものでは
熱間圧延が800℃程度になる場合も多い。いづれ
にしても熱間圧延後は、なるべく早く冷却して
700〜800℃にある炭化物の析出域を急冷して、炭
化物の析出、成長を防ぐことが必要である。 本発明者らはSUS304について熱間圧延後の冷
却中の炭化物の析出や成長及び再加熱時の析出・
成長、消滅の過程をくわしく検討した結果次の事
が判つた。第５図に示すとおり900℃以上の温度
で熱間圧延後鋼板表面温度が800℃以上で水冷を
開始し、３℃／sec以上の冷却速度で500℃以下ま
で冷却した場合には炭化物は全く析出しない。し
たがつて固溶化熱処理は不要である。 熱間圧延後800℃以下で水冷を開始した場合、
水冷開始温度が低温度（例えば700℃）炭化物の
析出がみられるが500℃まで急冷しておけば成長
を抑制することが出来る。650℃以下で水冷した
場合には、炭化物が成長してしまい効果が小さ
い。 熱間圧延後水冷をしないで通常通り空冷したも
のでは冷却中に炭化物が析出しかつ成長して、粒
界に連続的に析出する。 これら種々の程度の炭化物析出した材料を再加
熱していく際の昇温時の挙動を検討した。昇温ス
ピードは400〜600℃／分とした。昇温時800℃に
なると新たに炭化物が析出しはじめると共にすで
に析出していた炭化物は成長しはじめる。第６図
に示すように、900℃で成長が顕著で950℃になる
と炭化物は消滅しはじめ1000℃に達するとほとん
ど消滅する。ただ熱間圧延後空冷して、炭化物が
大きく成長したものでは昇温のみでは炭化物の完
全消滅は得られず保定時間を取ることが必要であ
る。 典型的な炭化物挙動を第７図に示した。第５図
および第６図の結果と考え合わせると少なくとも
鋼板表面温度が650℃以上で、水冷をした場合に
は、炭化物の成長が抑制されているので、固溶化
熱処理は鋼板を950℃以上に昇温することで達成
される。従つて、保定時間は組織の均一化に必要
な時間であればよく、高々５分以下で十分であ
る。なお、熱間圧延後の水冷開始温度が高ければ
より一層有効で板全体が800℃以上から冷却した
場合には固溶化処理を省略することが出来る。熱
間圧延後の冷却は500℃まででよく、かつ冷却速
度は800〜300℃間の平均冷却速度で３℃／sec以
上で十分である。もちろんこれらは前述した通り
の鋼板の偏析対策である成分コントロールや熱間
圧延法を採用したものについて成立し、この場合
でも熱間圧延・水冷後に、簡易熱処理を付加する
ことは更にこれらのミクロ偏析軽減に有効であ
る。この際付加すべき熱処理時間は短時間でよ
く、高々５分で十分である。５分以上は効果が飽
和する。 以上述べた簡易固溶化処理法、あるいは固溶化
熱処理の省略法によつて製造されたステンレス厚
鋼板には次のような付加的な利点が認められる。
すなわち従来のような1000℃以上で20分以上在炉
させる方法に比較して、本発明に従つて固溶化熱
処理を省略ないし５分以下の短時間とすること
で、この間のスケール成長が抑制される。このた
め鋼板表面の脱Cr層が薄くなり、製品の耐食性
に有利に作用する。又スケール厚さが薄くなり、
したがつてデスケール時間が短縮されるという利
点がある。 本発明は、18Cr−8Niを代表例とするオーステ
ナイト系ステンレス鋼は勿論、20〜25Cr−４〜
7Ni−1.0〜4Mo系を主成分とする２相ステンレ
ス鋼ついても適用されうるものである。 なおこれらの厚鋼板の製造において、固溶化熱
処理の簡省略化の判定の基準は圧延の仕上り温度
と水冷開始温度であることが確められ、これらの
値を知ることによつて次工程の固溶化熱処理の温
度、時間を判定出来、さらには省略して製造する
ことが出来ることが明らかになつた。 以下、本発明を実施例にもとづいて説明する。 （本発明の実施例） 実施例 １ 通常のSUB304のCC鋳片（140t）を1250℃に30
分加熱し、抽出後1100℃からリバース圧延を開始
し、12パスで板厚20mmまで圧延した。圧延仕上が
り温度は970℃であつた。この間の12パス中７パ
スの圧下率は15％以上とした。これらの７パスの
パス間の時間は短かいもので８秒、長いもので34
秒であつた。熱間圧延終了後59秒後に表面温度、
880℃から水冷した。鋼板は板厚断面すべて均一
再結晶し炭化物も認められず、δフエライトや
Niのミクロ偏析も認められず、機械的性質も下
記の通りで良好であつた。

【表】

【表】 実施例 ２ 通常のSUS304のCC鋳片（140t）を1200℃に20
分以上加熱し、抽出後、1070℃からリバース圧延
を開始し、10パスで40mm厚板、12パスで10mm厚板
を製造した。それぞれの仕上り温度は980℃と860
℃であつた。この間それぞれ７パス及び８パスを
15％以上の圧下率で圧延し、短かいもので８秒、
長いもので32秒のパス間時間を取つて圧延を完了
した。水冷開始は40mm厚板で890℃、10mm厚板は
730℃であつた。 その後鋼板を500℃／minの昇温スピードで熱
処理炉で昇温し、40mm厚板は1040℃到達後、１分
後に水冷した。又10mm厚板は1100℃到達後、１分
後に水冷した。これら厚板の試験結果は板厚断面
で再結晶粒度も均一であり炭化物を認められずま
たNiのミクロ偏析も認められず機械的性質も良
好であつた。

【表】

【表】 （発明の効果） 本発明はステンレス厚鋼板の製造法に関するも
ので、特に熱間圧延法との関連で、固溶化処理の
簡省略化をねらいにしたものである。本発明によ
り従来1000℃以上に20分以上加熱する方式が５分
以下に短縮されることから、エネルギーコストは
もちろん、生産性の点でも大きな利点を有してい
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明製品のNiミクロ偏析に対する
δcal（％）の影響を示す図、第２図はSUS304
（Cr18.2％、Ni8.6％、C0.04％、N0.04％）CC鋳
片（厚み130mm）を1250℃に20分加熱し、50mm厚
まで熱間圧延し、一旦室温まで冷却して、1050
℃、1000℃、950℃より１パスで50％の圧下を与
えた後、或る時間空冷時間を取つた後に水冷を開
始した場合の再結晶組織を示す金属顕微鏡組織写
真、第３図は従来法によるタンデム圧延材の表面
と中心部の金属組織を示す顕微鏡組織写真、第４
図は本発明法によるリバース圧延材の表面と中心
部の金属組織を示す金属顕微鏡組織写真、第５図
はSUS304鋼の熱間圧延後の水冷開始温度の例を
示す図、第６図は第５図の各水冷開始温度に対応
する昇温時の炭化物の析出、成長、溶解挙動例を
示す図、第７図は冷却開始温度と昇温時の炭化物
挙動並びに再結晶挙動との関係を示す金属顕微鏡
組織写真である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ オーステナイト系及び２相系ステンレス鋼に
   おいて、 δcal（％）＝３（Cr＋Mo＋1.5Si）−2.8（Ni＋
   0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で決まるδcal
   （％）を−３％以上となるような成分系とした連
   鋳鋳片（以下CC鋳片という）又は分塊圧延を経
   た鋼片を、加熱温度1100〜1300℃に10分以上加熱
   し、熱間圧延において全圧下パス数の少なくとも
   半数以上に15％以上の圧下率を適用するとともに
   ３〜40秒のパス間時間を取つて圧延を施し、且つ
   圧延仕上温度を900℃以上となし、熱間圧延後、
   鋼板温度が800℃以上から水冷を開始し、800〜
   300℃間の平均冷却速度を３℃／sec以上で任意の
   温度まで急冷することを特徴とするステンレス厚
   鋼板の製造方法。 ２ オーステナイト系及び２相系ステンレス鋼に
   おいて、 δcal（％）＝３（Cr＋Mo＋1.5Si）−2.8（Ni＋
   0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で決まるδcal
   （％）を−３％以上となるような成分系とした連
   鋳鋳片（以下CC鋳片という）又は分塊圧延を経
   た鋼片を、加熱温度1100〜1300℃に10分以上加熱
   し、熱間圧延において全圧下パス数の少なくとも
   半数以上に15％以上の圧下率を適用するとともに
   ３〜40秒のパス間時間を取つて圧延を施し、この
   熱間圧延後、鋼板温度が650℃以上から水冷を開
   始し、800〜300℃間の平均冷却速度を３℃／sec
   以上で任意の温度まで急冷し、引続き950℃以上
   に加熱して保定時間を５分以下とし、その後急冷
   することを特徴とするステンレス厚鋼板の製造方
   法。