JPS6254017A - Ｃｒ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法 - Google Patents
Ｃｒ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法Info
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- JPS6254017A JPS6254017A JP11839086A JP11839086A JPS6254017A JP S6254017 A JPS6254017 A JP S6254017A JP 11839086 A JP11839086 A JP 11839086A JP 11839086 A JP11839086 A JP 11839086A JP S6254017 A JPS6254017 A JP S6254017A
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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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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Ｃｒ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法に関す
るものである。
るものである。
（従来の技術）
ステンレス鋼薄鋼板は例えば特開昭５５−９７４３０号
公報に記載されている如く、板厚２００璽−前後に連Ｖ
ＬＳ琴造された鋳片を粗圧延もしくは１２００℃に加熱
後、熱間仕上１延して熱延板とし、ベル型の焼鈍炉によ
り熱延板焼鈍を施こして、冷間圧延、仕上焼鈍を行い、
製品とされている。
公報に記載されている如く、板厚２００璽−前後に連Ｖ
ＬＳ琴造された鋳片を粗圧延もしくは１２００℃に加熱
後、熱間仕上１延して熱延板とし、ベル型の焼鈍炉によ
り熱延板焼鈍を施こして、冷間圧延、仕上焼鈍を行い、
製品とされている。
（発明が解決しようとする問題点）
上記の如く、公知の技術は鋳片の厚みが厚く、所定の熱
延板にするための諸エネルギーを必要とし、またかかる
鋳片は熱延ままの状態でα相が形成されているので、こ
れを分解して冷延性を向上させるためにベル型の焼鈍炉
により長時間の焼鈍を必要としている。
延板にするための諸エネルギーを必要とし、またかかる
鋳片は熱延ままの状態でα相が形成されているので、こ
れを分解して冷延性を向上させるためにベル型の焼鈍炉
により長時間の焼鈍を必要としている。
（問題点を解決するための手段）
本発明は、Ｃｒ系ステンレス鋼の造塊において、溶鋼を
連続鋳造で薄肉鋳片とし、該鋳片をγ相の析出終了する
温度までをα相領域内にあるように冷却することにより
、γ相を析出せしめない状態の鋳片を製造することを骨
子とするものであり、かかる鋳片を出発材料とすること
により所定の熱延板にするための諸エネルギー、諸設備
を必要とせず、また、熱延板焼鈍相当工程を省略しても
冷延性及びリジング特性の良好な薄鋼板を製造すること
ができるという効果が奏せられる。
連続鋳造で薄肉鋳片とし、該鋳片をγ相の析出終了する
温度までをα相領域内にあるように冷却することにより
、γ相を析出せしめない状態の鋳片を製造することを骨
子とするものであり、かかる鋳片を出発材料とすること
により所定の熱延板にするための諸エネルギー、諸設備
を必要とせず、また、熱延板焼鈍相当工程を省略しても
冷延性及びリジング特性の良好な薄鋼板を製造すること
ができるという効果が奏せられる。
以下、本発明の詳細な説明する。
本発明の第１の目的は、Ｃｒ系ステンレス鋼薄板の製造
において、冷延性向上のために行っている熱延板焼鈍に
相当する工程の省略にある。
において、冷延性向上のために行っている熱延板焼鈍に
相当する工程の省略にある。
Ｃｒ系ステンレス鋼薄板の中でも、５ＵＳ４１０等に代
表される鋼種においては、熱延ままの状態では、γ相の
変態により生成された硬い相が多量に存在するため、こ
のままの状態で冷間圧延すると、冷延破断したり、冷間
圧延時の圧下率が一定にならず、コイル長手方向の厚み
の変動が大きくなる等の欠陥が生ずるため、熱延板焼鈍
により、こ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うことが必要である。
表される鋼種においては、熱延ままの状態では、γ相の
変態により生成された硬い相が多量に存在するため、こ
のままの状態で冷間圧延すると、冷延破断したり、冷間
圧延時の圧下率が一定にならず、コイル長手方向の厚み
の変動が大きくなる等の欠陥が生ずるため、熱延板焼鈍
により、こ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うことが必要である。
本発明者等はこの熱延板焼鈍工程を省略する方策につい
て研究した結果、硬い相の生成原因となるγ相を生成し
ないように凝固後、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、上述の熱延板焼鈍に相当する
工程は不必要になることを見い出したものである。即ち
、厚さ２００鶴前後の鋳片の場合は、鋳造後通常の方法
で鋳片表面を冷却しても、冷却速度は、鋳片自身の熱伝
導率によって制約されて、凝固過程でγ相の析出を防止
することが出来ないが、鋳片厚みを所定の厚みに制限し
、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
ち来たすことを可能にしたものである。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。このような析出処理を施さない場合は、冷間圧
延中での加工硬化が著しく、かつ最終成品における伸び
が小さく降伏点が高いという欠点が生じる。
て研究した結果、硬い相の生成原因となるγ相を生成し
ないように凝固後、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、上述の熱延板焼鈍に相当する
工程は不必要になることを見い出したものである。即ち
、厚さ２００鶴前後の鋳片の場合は、鋳造後通常の方法
で鋳片表面を冷却しても、冷却速度は、鋳片自身の熱伝
導率によって制約されて、凝固過程でγ相の析出を防止
することが出来ないが、鋳片厚みを所定の厚みに制限し
、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
ち来たすことを可能にしたものである。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。このような析出処理を施さない場合は、冷間圧
延中での加工硬化が著しく、かつ最終成品における伸び
が小さく降伏点が高いという欠点が生じる。
即ち、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、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、
通常の捲取り過程で可能であり、特別の熱処理工程は不
必要である。
′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、
通常の捲取り過程で可能であり、特別の熱処理工程は不
必要である。
本発明の第２の目的は、加工性特にリジング特性の改善
された薄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。リジング特性の改善のためには、コ
ロニー（近似した方位を有した結晶粒の集団）のサイズ
が小さく且つ、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増大を防止する必要があ
る。
された薄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。リジング特性の改善のためには、コ
ロニー（近似した方位を有した結晶粒の集団）のサイズ
が小さく且つ、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増大を防止する必要があ
る。
従来の鋳片は、１００■−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。
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、鋳片厚さが大きく困
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増大等があり、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。
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増大等があり、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。
しかし、本発明における如き薄肉鋳片では、鋳片の厚さ
を１０鶴以下、好ましくは３鶴以下と限定することによ
り、鋳造後の凝固速度を速くできるから、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
度を本発明の如く速く採ることにより、コロニーサイズ
を小さくできる。高温でα十１２相となる成分を有した
５ＩＩＳ４３０に代表されるＣｒ系ステンレス鋼におい
ては鋳造ままの状態で、コロニーサイズの微細化ができ
ない、通常の厚さの鋳片でコロニーサイズを微細化させ
るにはγ相を微細分散させる必要がある。γ相を微細分
散させる技術としては、例えば鋳造された鋳片をα単相
域に再熱後、大圧下を加えた後α＋１２相域に冷却する
技術（特開昭５４−１１８２７号公＠ｉ）や、熱延板を
α＋１２相域に加熱する技術、更に、粗圧延と仕上圧延
間でα＋γ２相域に加熱する技術（特開昭５９−８３７
２４号公報）等の先行技術力５ある。α単相域に再加熱
する方法の場合、高温に再加熱され、α相の結晶粒が粗
大化するため、最終目的とするりジング特性の改善効果
が小さい。
を１０鶴以下、好ましくは３鶴以下と限定することによ
り、鋳造後の凝固速度を速くできるから、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
度を本発明の如く速く採ることにより、コロニーサイズ
を小さくできる。高温でα十１２相となる成分を有した
５ＩＩＳ４３０に代表されるＣｒ系ステンレス鋼におい
ては鋳造ままの状態で、コロニーサイズの微細化ができ
ない、通常の厚さの鋳片でコロニーサイズを微細化させ
るにはγ相を微細分散させる必要がある。γ相を微細分
散させる技術としては、例えば鋳造された鋳片をα単相
域に再熱後、大圧下を加えた後α＋１２相域に冷却する
技術（特開昭５４−１１８２７号公＠ｉ）や、熱延板を
α＋１２相域に加熱する技術、更に、粗圧延と仕上圧延
間でα＋γ２相域に加熱する技術（特開昭５９−８３７
２４号公報）等の先行技術力５ある。α単相域に再加熱
する方法の場合、高温に再加熱され、α相の結晶粒が粗
大化するため、最終目的とするりジング特性の改善効果
が小さい。
熱延板をα＋γ２相域に再加熱する方法は、リジング特
性向上効果は著しく大きいが、冷延性が劣化し、且つき
らきら疵等の表面欠陥が出やすい。
性向上効果は著しく大きいが、冷延性が劣化し、且つき
らきら疵等の表面欠陥が出やすい。
粗圧延と仕上圧延の間でα＋γ２相域に加熱する方法は
、リジング特性の向上効果が大きく、冷延性の劣化、き
らきら疵等の表面欠陥の発生もなく、以上３つの方策の
中では最も優れた方式である。
、リジング特性の向上効果が大きく、冷延性の劣化、き
らきら疵等の表面欠陥の発生もなく、以上３つの方策の
中では最も優れた方式である。
本発明者等は、これらの方策を改良発展させて、γ相の
微細分散の方式を見い出したものである。
微細分散の方式を見い出したものである。
即ち凝固終了後、α相領域において鋳片を冷却してγ相
の析出を防止した後、α＋γ２相域に再加熱してγ相の
析出を行わせるものである。凝固過程でγ相を析出させ
る場合と比べて、α相からＣｒ炭化物等の析出物が微細
析出した後にγ相が析出するため、これらの析出物がＴ
析出のサイトとなることと、低温からγ相の析出がおき
るので、γ相の成長速度が遅く、従って高温からの冷却
過程゛でγ相を析出させる場合と比較して微細なγ相を
高密度に析出分散させることが可能となる。この場合、
α＋γ２相域に再加熱する以前に加工を加えることでγ
相の析出サイトが増すのでγ相の微細分散がより効果的
に行われる。
の析出を防止した後、α＋γ２相域に再加熱してγ相の
析出を行わせるものである。凝固過程でγ相を析出させ
る場合と比べて、α相からＣｒ炭化物等の析出物が微細
析出した後にγ相が析出するため、これらの析出物がＴ
析出のサイトとなることと、低温からγ相の析出がおき
るので、γ相の成長速度が遅く、従って高温からの冷却
過程゛でγ相を析出させる場合と比較して微細なγ相を
高密度に析出分散させることが可能となる。この場合、
α＋γ２相域に再加熱する以前に加工を加えることでγ
相の析出サイトが増すのでγ相の微細分散がより効果的
に行われる。
本発明において、加工を加える他の目的は、急冷凝固に
より生じたザクを圧着し冷延破断を防止することおよび
加工により高温での再結晶を促進させることにある。
より生じたザクを圧着し冷延破断を防止することおよび
加工により高温での再結晶を促進させることにある。
この場合、ザクの圧着のためには５％以上の圧下を加え
れば効果を発揮できるけれども、加工による再結晶促進
のためには２５％以上、好ましくは、３５％以上の圧下
を必要とする。
れば効果を発揮できるけれども、加工による再結晶促進
のためには２５％以上、好ましくは、３５％以上の圧下
を必要とする。
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Ｃｒ１ｌ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。
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。
Ｃを０．００１％以上としたのは、これ未満のｃｌの出
発材を溶製することは、通常の方法では困難なので、ｏ
、ｏｏｉ％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、ｏ
、ｏｏｉ％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。
Ａｌ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ＡｌｆＪでは０２が著しく増し、好ましく
ないので下限をＯ，００１％としたものである。
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ＡｌｆＪでは０２が著しく増し、好ましく
ないので下限をＯ，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・ Ｏ，’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・ Ｏ，’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の成分は、Ｃｒが８〜３０％の範
囲で、常温でα＋（炭化物）となるような成分であれば
どのような元素が入っていても本発明の対象に入るもの
であり、すべての温度域でα単相となるような成分組成
の場合も、本発明の範囲に包含されるものであるが、本
発明の主たる目的を達成する成分としては、高温でα、
ｒ２相となるような成分系であることは言うまでもない
。
囲で、常温でα＋（炭化物）となるような成分であれば
どのような元素が入っていても本発明の対象に入るもの
であり、すべての温度域でα単相となるような成分組成
の場合も、本発明の範囲に包含されるものであるが、本
発明の主たる目的を達成する成分としては、高温でα、
ｒ２相となるような成分系であることは言うまでもない
。
本発明の出発材における鋳片厚みは、１１−以上３０龍
以下、好ましくは３關以下である。即ち凝固ままの状態
の結晶粒を小さくし、さらに凝固後の冷却過程でα相の
粒成長や、γ相の析出を防止するため、出来るだけ急冷
する必要があり、そのためには鋳片の厚みは薄い程好ま
しいが、１鰭未満の鋳片を鋳造する場合は、生産性が低
く、経済的に好ましくないので下限を１鰭とするもので
ある。また、上限を３０龍以下、好ましくは３１１ｍ以
下としたのは、これを超える鋳片厚みでは、鋳造ままの
状態での結晶粒径が大きく、また通常の方法で急冷して
も、冷却速度が速くならず、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な場合が多（なるか
らである。鋳片厚みが３０龍以下であれば、熱間圧延を
行う場合も、粗圧延工程は全く不必要で、粗圧延工程の
省略が可能となることは言うまでもない。又鋳片厚みが
１０ｍ■以下、好ましくは５１■以下の場合は、仕上熱
延工程も省略出来る。
以下、好ましくは３關以下である。即ち凝固ままの状態
の結晶粒を小さくし、さらに凝固後の冷却過程でα相の
粒成長や、γ相の析出を防止するため、出来るだけ急冷
する必要があり、そのためには鋳片の厚みは薄い程好ま
しいが、１鰭未満の鋳片を鋳造する場合は、生産性が低
く、経済的に好ましくないので下限を１鰭とするもので
ある。また、上限を３０龍以下、好ましくは３１１ｍ以
下としたのは、これを超える鋳片厚みでは、鋳造ままの
状態での結晶粒径が大きく、また通常の方法で急冷して
も、冷却速度が速くならず、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な場合が多（なるか
らである。鋳片厚みが３０龍以下であれば、熱間圧延を
行う場合も、粗圧延工程は全く不必要で、粗圧延工程の
省略が可能となることは言うまでもない。又鋳片厚みが
１０ｍ■以下、好ましくは５１■以下の場合は、仕上熱
延工程も省略出来る。
また本発明で、γ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℃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℃とした。
また １０秒間以上としたのはこれより短い蒔間では保
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４発明において冷却過程で析出するＴ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く、ま
た、リジング特性の改善にも問題がないからである。
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く、ま
た、リジング特性の改善にも問題がないからである。
リジング特性を改善するには、凝固のままの結晶粒径を
小さくし、かつ前述の如くγ相を微細分散させることが
好ましいが、凝固後の冷却過程に全重量の１０％以上が
析出すると、その後γ相が析出すべき温度域に再加熱し
た場合も、すでに析出しているγ相が新たに析出するγ
相の析出サイトとなるため、今迄析出していたγ相の位
置とは異なった新たなサイトに析出するγ相の割合が減
少し、その結果γ相の微細分散効果が少なくなり、リジ
ング特性の改善効果が減少するが、冷却過程におけるγ
相の析出が１０％以下であればかかる問題は生ぜず、リ
ジング特性改善効果が期待できる。
小さくし、かつ前述の如くγ相を微細分散させることが
好ましいが、凝固後の冷却過程に全重量の１０％以上が
析出すると、その後γ相が析出すべき温度域に再加熱し
た場合も、すでに析出しているγ相が新たに析出するγ
相の析出サイトとなるため、今迄析出していたγ相の位
置とは異なった新たなサイトに析出するγ相の割合が減
少し、その結果γ相の微細分散効果が少なくなり、リジ
ング特性の改善効果が減少するが、冷却過程におけるγ
相の析出が１０％以下であればかかる問題は生ぜず、リ
ジング特性改善効果が期待できる。
本発明に従ってＣｒ系薄肉鋳片を凝固温度からγ相析出
終了温度以下まで、α相領域内にあるように冷却した後
、再びα＋γ２相に加熱する目的は、リジング特性改善
のために、γ相を微細分散析出させることにあるが、そ
の場合全重量の少なくとも３０％以上のγ相が析出する
までこの温度領域に保持するのが有利である。けだしリ
ジング特性の改善には、出来るだけ多量のＴが、均質か
つ微細に析出していることが望ましいが、このような熱
処理によって全重量の少なくとも３０％以上のγ相が析
出すれば、リジング特性改善効果が顕著となるからであ
る。
終了温度以下まで、α相領域内にあるように冷却した後
、再びα＋γ２相に加熱する目的は、リジング特性改善
のために、γ相を微細分散析出させることにあるが、そ
の場合全重量の少なくとも３０％以上のγ相が析出する
までこの温度領域に保持するのが有利である。けだしリ
ジング特性の改善には、出来るだけ多量のＴが、均質か
つ微細に析出していることが望ましいが、このような熱
処理によって全重量の少なくとも３０％以上のγ相が析
出すれば、リジング特性改善効果が顕著となるからであ
る。
また本発明に従いγ相の析出熱処理の前に圧下を加える
と、γ相のが出が促進され、且つ、析出サイトが増して
微細化されるが、その場合の圧下率は１０５以上がよい
。これ未満の圧下ではγ相の析出促進、微細化の効果が
殆んど期待されないからであり、圧下率は高い程効果的
であるが、９０％以上では効果が飽和する。この加工を
与える時期はγ相析出前なら、凝固直後でも、急冷後γ
相への再加熱直前でもいづれの時期でも効果があるのは
いうまでもない。
と、γ相のが出が促進され、且つ、析出サイトが増して
微細化されるが、その場合の圧下率は１０５以上がよい
。これ未満の圧下ではγ相の析出促進、微細化の効果が
殆んど期待されないからであり、圧下率は高い程効果的
であるが、９０％以上では効果が飽和する。この加工を
与える時期はγ相析出前なら、凝固直後でも、急冷後γ
相への再加熱直前でもいづれの時期でも効果があるのは
いうまでもない。
α＋１２相域に再加熱する場合、急冷により、α相中に
過飽和に固溶したＣ、Ｎ、はγ相中に移動するので、前
述の如き析出処理は必ずしも必要ではない。
過飽和に固溶したＣ、Ｎ、はγ相中に移動するので、前
述の如き析出処理は必ずしも必要ではない。
しかし、前述の如き析出処理を引続き行なうことは、γ
→α変態が部分的に生じ、かつ固溶Ｃ２Ｎ、Ｓｆｌが低
下するので冷延性が向上し、成品伸びが向上し、降伏強
度を低下できる。
→α変態が部分的に生じ、かつ固溶Ｃ２Ｎ、Ｓｆｌが低
下するので冷延性が向上し、成品伸びが向上し、降伏強
度を低下できる。
本発明において、ザクを防止する目的では、５％以上の
加工を８００℃以上で加えればよく、加工による再結晶
を促進するためには、２５％以上、好ましくは、３５％
以上の加工が必要である。
加工を８００℃以上で加えればよく、加工による再結晶
を促進するためには、２５％以上、好ましくは、３５％
以上の加工が必要である。
以上の如く加工熱処理された薄肉鋳片は、引続き熱間圧
延を行った後コイルとして捲取り、冷間圧延、焼鈍して
薄板としてもよいし、熱間圧延を行わずに直接冷間圧延
、焼鈍を行ってもよいが、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。
延を行った後コイルとして捲取り、冷間圧延、焼鈍して
薄板としてもよいし、熱間圧延を行わずに直接冷間圧延
、焼鈍を行ってもよいが、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鋼成分は、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景を含有している
成分組成の鋼であることが好ましく、この場合γ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景を含有している
成分組成の鋼であることが好ましく、この場合γ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。
γ％＝４２０Ｘ （Ｃ％） ＋４７０ｘ （Ｎ％
〕 ＋７×（Ｍｎ％） １１．５Ｘ （Ｃｒ％＋Ｓｉ
％） −４９Ｘ（Ｔｉ％） −５２Ｘ （＾１％）＋１
８９（実施例） 実施例１ 表１に示す成分のＣｒ鋼を双ロール法で厚さ４ ｓｕｒ
の薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷した後８５０℃で捲取
って薄肉鋳片コイルとした。比較のため鋳造後室温まで
空冷して捲取ったコイルも製造した。
〕 ＋７×（Ｍｎ％） １１．５Ｘ （Ｃｒ％＋Ｓｉ
％） −４９Ｘ（Ｔｉ％） −５２Ｘ （＾１％）＋１
８９（実施例） 実施例１ 表１に示す成分のＣｒ鋼を双ロール法で厚さ４ ｓｕｒ
の薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷した後８５０℃で捲取
って薄肉鋳片コイルとした。比較のため鋳造後室温まで
空冷して捲取ったコイルも製造した。
このようにして製造した薄肉鋳片を冷間圧延したが、鋳
造後直ちに水冷し８５０℃で捲取ったものは、冷却過程
でγ相の析出がなく、冷間圧延中の耳割れや、冷間圧延
中の厚み変動も少なく、良好な冷延性を示したが、空冷
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。
造後直ちに水冷し８５０℃で捲取ったものは、冷却過程
でγ相の析出がなく、冷間圧延中の耳割れや、冷間圧延
中の厚み変動も少なく、良好な冷延性を示したが、空冷
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
実施例２
表２に示す成分のＳＯ５４３０鋼を双ロール法で厚さ１
０ｍｍの薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷した。
０ｍｍの薄肉鋳片に鋳造後、直ちに水冷した。
比較のため鋳造後空冷したもの及び、厚さ２００１■の
鋳片を公知の方法で試作した。本発明に従って水冷した
ものは、γ相の析出がなく、フェライト単相となってい
たが、空冷したものや、公知の方法で鋳造したスラブは
α＋α′２相組織となっていた。こうして試作した厚さ
１０關の薄肉鋳片に３０％の圧下を加えてからα＋γ２
相に再加熱した後、熱間圧延して厚さ３龍の熱延板とし
、次いで常法に従って冷間圧延、焼鈍を行った。本発明
に従った薄板はりジングが殆んど観察されなかったが、
空冷したものはりジングが著しく大きかった。
鋳片を公知の方法で試作した。本発明に従って水冷した
ものは、γ相の析出がなく、フェライト単相となってい
たが、空冷したものや、公知の方法で鋳造したスラブは
α＋α′２相組織となっていた。こうして試作した厚さ
１０關の薄肉鋳片に３０％の圧下を加えてからα＋γ２
相に再加熱した後、熱間圧延して厚さ３龍の熱延板とし
、次いで常法に従って冷間圧延、焼鈍を行った。本発明
に従った薄板はりジングが殆んど観察されなかったが、
空冷したものはりジングが著しく大きかった。
表２ 供試材の主要成分（重量％）
実施例３
表３に示す成分の１７Ｃｒ鋼を厚さ７１■の薄肉鋳片に
鋳造後、γ相の析出する以前に圧延加工を加えて厚さ４
寵とした後、引続きα相領域で冷却して８５０℃で捲取
ってコイルとした。比較のため、７ｆｉの鋳片に鋳造後
、γ相が析出開始した後圧延加工して厚さ４ ＋ｎの鋳
片としたものも試作した。
鋳造後、γ相の析出する以前に圧延加工を加えて厚さ４
寵とした後、引続きα相領域で冷却して８５０℃で捲取
ってコイルとした。比較のため、７ｆｉの鋳片に鋳造後
、γ相が析出開始した後圧延加工して厚さ４ ＋ｎの鋳
片としたものも試作した。
これらの鋳片は、引続き冷間圧延、焼鈍して薄板とした
。本発明に従って鋳片としたものは、ザク性欠陥もなく
冷延性も良好で、最終成品のｒ値はｆで１．１０、リジ
ング特性は１５μｍでありともに良好であったが、比較
材は、冷間圧延前に硬くてもろいα′相が存在し、冷間
圧延時に耳割れが発生し、冷延性が劣化した。
。本発明に従って鋳片としたものは、ザク性欠陥もなく
冷延性も良好で、最終成品のｒ値はｆで１．１０、リジ
ング特性は１５μｍでありともに良好であったが、比較
材は、冷間圧延前に硬くてもろいα′相が存在し、冷間
圧延時に耳割れが発生し、冷延性が劣化した。
表３ 供試材の主要成分く重量％）
実施例４
表４に示す成分の１７Ｃｒ鋼を厚さ１５關の鋳片に鋳造
後、α相中で１５０℃／ｓｅｃの冷却速度で８００℃ま
で冷却後、α＋γ２相域である１１００℃の温度に再加
熱後、圧延加工を加えて厚さ４■■の熱延板とした。比
較のため厚さ１５０の鋳片に鋳造後、そのまま大気中で
冷却し、１１００℃の温度に達した後、圧延加工を加え
て厚さ４１會の熱延板とした。このようにして試作した
熱延板は公知の方法で薄板としたが、本発明の方法に従
ってα相中で冷却後、α＋１２相域に再加熱後圧延加工
したものは、比較材と比べて著しく良好なりジング特性
（１０μｍ）を示した。尚、比較材は２８μｍであった
。
後、α相中で１５０℃／ｓｅｃの冷却速度で８００℃ま
で冷却後、α＋γ２相域である１１００℃の温度に再加
熱後、圧延加工を加えて厚さ４■■の熱延板とした。比
較のため厚さ１５０の鋳片に鋳造後、そのまま大気中で
冷却し、１１００℃の温度に達した後、圧延加工を加え
て厚さ４１會の熱延板とした。このようにして試作した
熱延板は公知の方法で薄板としたが、本発明の方法に従
ってα相中で冷却後、α＋１２相域に再加熱後圧延加工
したものは、比較材と比べて著しく良好なりジング特性
（１０μｍ）を示した。尚、比較材は２８μｍであった
。
表４ 供試材の主要成分（重量％）
実施例５
表５に示す成分の１７％Ｃｒｆ１４を厚さ３鰭の鋳片に
鋳造後、１００℃／ｓｅｃの冷却速度で１０００℃まで
冷却した後、８５０℃の温度で捲取った。
鋳造後、１００℃／ｓｅｃの冷却速度で１０００℃まで
冷却した後、８５０℃の温度で捲取った。
比較のため、１００℃／ｓｅｃの冷却速度で室温まで急
冷した鋳片も製造した。
冷した鋳片も製造した。
８５０℃で捲取った材料は、その後８０％の冷間圧延を
行ない、８５０℃×２分間の焼鈍を施して成品とした。
行ない、８５０℃×２分間の焼鈍を施して成品とした。
この成品は、リジング約１５μｌ、ｒ値０．８と良好で
あった。
あった。
これに比し上記室温まで急冷したものは、同じ工程で処
理したけれども、冷延破断がおきて、歩留低下が大きか
った。
理したけれども、冷延破断がおきて、歩留低下が大きか
った。
表５ 供試材の主要成分く重量％）
実施例６
表６に示す成分の１７％Ｃｒ鋼を３關の鋳片に鋳造後、
１２００℃までを２０℃／ｓｅｃ 、１２００°Ｃから
１０００℃までを１００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し
た後、９００℃で捲取り、空冷よりも遅い速度で冷却す
るよう保温カバーをかけて冷却した。
１２００℃までを２０℃／ｓｅｃ 、１２００°Ｃから
１０００℃までを１００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し
た後、９００℃で捲取り、空冷よりも遅い速度で冷却す
るよう保温カバーをかけて冷却した。
比較のため、鋳造後、そのまま室温まで空冷した試片も
作った。
作った。
このようにして鋳造した鋳片をＱ、４ ＊ｍまで冷間圧
延した後、９００℃×４０秒間の仕上焼鈍を行なって成
品とした。本発明によって製造した成品はりジング特性
１７μｍ、全伸び２７％、降伏強度 ３５ｋｇ／ｍｓ”
と良好であった。これに比し、鋳造後、そのまま室温ま
で空冷したものは、全伸び １８％、リジング２８μｍ
で伸び、リジング特性ともよくなかった。
延した後、９００℃×４０秒間の仕上焼鈍を行なって成
品とした。本発明によって製造した成品はりジング特性
１７μｍ、全伸び２７％、降伏強度 ３５ｋｇ／ｍｓ”
と良好であった。これに比し、鋳造後、そのまま室温ま
で空冷したものは、全伸び １８％、リジング２８μｍ
で伸び、リジング特性ともよくなかった。
表６ 供試材の主要成分（重量％）
（発明の効果）
本発明に従えば、冷延性やりジング特性の良好なＣｒ系
ステンレス鋼薄板を、粗圧延工程、仕上圧延工程および
熱延板焼鈍工程を省略して製造することが可能となり、
しかも連続熱間圧延機の如き大型設備を必要としないの
で、経済的効果は極めて大きく、従って本発明は産業上
著しく有用な発明である。
ステンレス鋼薄板を、粗圧延工程、仕上圧延工程および
熱延板焼鈍工程を省略して製造することが可能となり、
しかも連続熱間圧延機の如き大型設備を必要としないの
で、経済的効果は極めて大きく、従って本発明は産業上
著しく有用な発明である。
Claims (4)
- （１）重量％で、Ｃｒ：８〜３０％、Ｃ：０．００１〜
０．５％、Ｎ：０．００１〜０．５％およびＡｌ：０．
００１〜０．５％を主成分とし、残部は実質的にＦｅか
らなるＣｒ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法であって
、鋳造後の鋳片を、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７００℃以上１０
００℃以下の温度域で１０秒間以上の析出処理を施すこ
とを特徴とするＣｒ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法
。 - （２）重量％で、Ｃｒ：８〜３０％、Ｃ：０．００１〜
０．５％、Ｎ：０．００１〜０．５％およびＡｌ：０．
００１〜０．５％を主成分とし、残部は実質的にＦｅか
らなるＣｒ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法であって
、鋳造後の鋳片を、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ことおよび前記冷却過程
において、若しくは冷却後に、前記鋳片に圧延加工を施
し、次いで７００℃以上１０００℃以下の温度域で１０
秒間以上の析出処理を施すことを特徴とするＣｒ系ステ
ンレス鋼薄肉鋳片の製造方法。 - （３）重量％で、Ｃｒ：８〜３０％、Ｃ：０．００１〜
０．５％、Ｎ：０．００１〜０．５％およびＡｌ：０．
００１〜０．５％を主成分とし、残部は実質的にＦｅか
らなるＣｒ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法であって
、鋳造後の鋳片を、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α＋γ二相域迄加
熱してγ相を析出させることを特徴とするＣｒ系ステン
レス鋼薄肉鋳片の製造方法。 - （４）重量％で、Ｃｒ：８〜３０％、Ｃ：０．００１〜
０．５％、Ｎ：０．００１〜０．５％およびＡｌ：０．
００１〜０．５％を主成分とし、残部は実質的にＦｅか
らなるＣｒ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法であって
、鋳造後の鋳片を、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こと、および前記冷却工
程中または後に該薄肉鋳片に圧延加工を施すこと、およ
びかくして圧延加工された薄肉鋳片をα＋γ二相域迄加
熱してγ相を析出させることを特徴とするＣｒ系ステン
レス鋼薄肉鋳片の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP86309086A EP0247264B1 (en) | 1986-05-24 | 1986-11-20 | Method for producing a thin casting of cr-series stainless steel |
| DE8686309086T DE3686155T2 (de) | 1986-05-24 | 1986-11-20 | Verfahren zur herstellung eines duennen gussstueckes aus rostfreiem cr-stahl. |
| US06/934,108 US4709742A (en) | 1986-05-24 | 1986-11-24 | Method for producing a thin casting of Cr-series stainless steel |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60-111879 | 1985-05-24 | ||
| JP11187985 | 1985-05-24 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6254017A true JPS6254017A (ja) | 1987-03-09 |
| JPH0159330B2 JPH0159330B2 (ja) | 1989-12-15 |
Family
ID=14572441
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11839086A Granted JPS6254017A (ja) | 1985-05-24 | 1986-05-24 | Ｃｒ系ステンレス鋼薄肉鋳片の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6254017A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02232318A (ja) * | 1989-03-07 | 1990-09-14 | Nippon Steel Corp | 薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| JPH02275688A (ja) * | 1988-03-19 | 1990-11-09 | Ricoh Co Ltd | 半導体光集積素子 |
-
1986
- 1986-05-24 JP JP11839086A patent/JPS6254017A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02275688A (ja) * | 1988-03-19 | 1990-11-09 | Ricoh Co Ltd | 半導体光集積素子 |
| JPH02232318A (ja) * | 1989-03-07 | 1990-09-14 | Nippon Steel Corp | 薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0159330B2 (ja) | 1989-12-15 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |