WO1990000454A1 - PROCEDE DE FABRICATION DE TOLES MINCES EN ACIER INOXYDABLE Cr-Ni, DE QUALITE ET FINITION EXCELLENTES - Google Patents

PROCEDE DE FABRICATION DE TOLES MINCES EN ACIER INOXYDABLE Cr-Ni, DE QUALITE ET FINITION EXCELLENTES Download PDF

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WO1990000454A1
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steel
less
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grains
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Masanori Ueda
Shinichi Teraoka
Hidehiko Sumitomo
Toshiyuki Suehiro
Masayuki Abe
Shigeru Minamino
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Nippon Steel Corporation
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    • 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
    • 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

Definitions

  • the present invention produces a C r -N i type stainless steel thin plate with a mirror piece thickness close to the product thickness by a so-called synchronous continuous ironing process with no relative velocity difference between the hook piece and the inner wall of the iron mold.
  • the present invention relates to a method for producing a Cr-Ni-based stainless steel thin plate having excellent surface properties by refining the structure from the mirror piece stage.
  • the steel mold was vibrated in the steelmaking direction, and the steel pieces with a thickness of 100 thighs or more were steelworked, and the surface of the obtained longevity piece was cared for. After heating to 1000'C or higher in a heating furnace, hot rolling is performed with a hot strip mill consisting of a row of rough rolling mills and finishing rolling mills. It was up.
  • the papers featured in '85, A197-'85, and A256 disclose the process of directly obtaining hot strips by the discontinuous manufacturing.
  • we are trying to obtain the streaks (strips)! The twin drum method is also used when the level is 1 to 10 mm)! : When the level is 20 to 50 IM, the twin belt method is considered / ⁇
  • These new steelmaking machines, which have no relative speed difference between the stall and the inner wall of the stylus, are so-called synchronous continuous mirrors. It is called a manufacturing process.
  • a strip (strip) with a thickness equal to or close to that of the hot strip is obtained by continuous manufacturing.
  • the surface properties of stainless steel products are sensitively affected by the characteristics of the flake, because the process from the manufacturing process to the product is simplified. That is, in order to obtain a product having excellent surface properties, it is necessary to obtain excellent pieces of life.
  • an object of the present invention to provide an excellent tin plate capable of obtaining a product having an excellent surface texture and material in a continuous steelmaking process of a stainless steel iron piece having a melting point of 10 or less.
  • the present invention is a simple and powerful way to obtain a Cr-Ni-based stainless steel sheet without surface unevenness called gloss unevenness and mouth-bing phenomenon, which is peculiar to a stainless steel sheet product manufactured by a thin continuous steelmaking device.
  • the purpose is to provide a simple manufacturing process.
  • the inventors have succeeded in controlling the surface defects of the product by controlling the cooling of the steel plate directly under the steelmaking in the high temperature range (temperature range of 1 100 ⁇ or more).
  • the roving generated on the surface of the product is prevented, and by controlling the cooling in the low temperature range (900 to 550'C temperature range), the luster is improved.
  • the inventors of the present invention found that if the particle size is 50 sq. Or less, it has a significant effect on the prevention of ⁇ -bing formation.
  • the present invention was completed by developing quenching means, cold rolling means, hot rolling means, and the like.
  • One of the features of the present invention is the cooling of the Cr-Ni type stainless steel typified by 18% Cr-8% Ni steel when it is solidified by a continuous steelmaking machine in which the steel wall moves in synchronization with the steel pieces. Continuous strip forming with a speed of lOiTCZsec or more on thin strips with a thickness of 10 thighs or less-.
  • Another feature is to provide a manufacturing method in which hot rolling, cold rolling, or annealing is added to the cooling control means.
  • the present inventors first conducted the following tests in order to know the surface properties of products.
  • Molten steel containing SUS 304 steel as a basic component is manufactured by an internal water-cooled twin-gall continuous tubing tester into a thin strip with a thickness of 2 to 4 mm and cooled. I took it off.
  • the tin pieces (thin seaweed) thus obtained were descaled, directly cold-rolled, finally annealed and pickled to obtain 2 ⁇ products.
  • This The surface texture of these products was obtained by heating a conventional piece of armor with a thickness of 100 sq. Or more, hot rolling it with a hot strip mill, and then cold rolling it.
  • molten steel was produced by an internal water-cooled twin roll (Twin Drum) continuous steel making tester to form thin strips with a thickness of 2-4. It was found that the following surface defects may occur in the cold rolled, final annealed, pickled and 2B product.
  • Uneven luster occurs due to sensitization of the structure of the material during winding, grain boundary oxidation or coarsening of r grain.
  • a thin steel piece that is, a steel piece having a thickness of 10 mm or less is produced at a cooling rate of 100'CZsec or more by a continuous iron making machine such as a twin roll method or a single roll method. If the thickness of the slab exceeds 10 liters, it will be difficult to make r-grains finer, and it will be difficult to manufacture them by the direct cold rolling method.
  • Cooling is started from as high temperature as possible directly below, and cooling is performed by increasing the average cooling rate in the r-grain growth temperature range up to 1100 to 100'C Zsec or higher as much as possible to suppress r-grain growth. To do.
  • Creq becomes complicated in these intermediate regions due to the addition of the peritectic eutectic reaction, but a component system that causes ⁇ solidification is advantageous for suppressing the growth of ⁇ grains.
  • the combination of component selection that delays the onset of ⁇ precipitation by utilizing solidification and rapid cooling of the high temperature region is effective for controlling the growth of r grains and making them finer.
  • ⁇ -Fe.cal (%) 3 (Cr + 1.5 S i + Mo + Nb + T i) — 2.8
  • Fig. 2 (a), (b), (c) shows the metallographic micrographs of ⁇ ? 1 Fe.cai
  • the above basic technique is extremely effective for refining r grains, but it is effective to add the following means to reduce the average grain size of r grains to the following. .. That is,
  • Figure 1 shows the cross-sectional state diagram of the portion corresponding to Creq + Nieq 30% in the ternary equilibrium diagram of the Fe-Cr-Ni system.
  • Figures 2 (a), (b), and (c) show the set of (2) -thick slabs made by continuously forming molten steels with different composition of (? -Pe.cal (%)).
  • Figure 3 shows the relationship between strain load and cracking just below the melting point of SUS 304 steel
  • Fig. 4 is a diagram showing the temperature-time relationship of the ribbon when the Cr-Ni series stainless steel ribbon is produced by twin-roll (water cooling) continuous mirroring machine,
  • Figure 5 shows the rolling reduction of hot rolled steel with llOiTC at ⁇ -Fe.cal (%) of about 1%, and the rolling reduction ratio after hot rolling with llOiTC. Diagram showing the effect of the rolling reduction when rolling on the roving height of the product surface,
  • Figure 6 shows the process of the present invention after pre-cold rolling (cold working) of a strip (thin strip) under the application of various reduction ratios.
  • Diagram showing the relationship between the rolling reduction when performing cold rolling (final cold rolling) to the final thickening after recrystallization by annealing at 1080 ° C for a short time and the mouth-pit height on the product surface Is.
  • the size of the r-grain of the beak pieces is reduced by reducing the r-grain during solidification and suppressing the subsequent growth of the r-grain. In order to do so, it is important to cool from a high temperature.
  • case (3) is the case where the material is air-cooled after manufacturing, and the material is rapidly cooled by the ironing machine in the iron making machine, but when it leaves the ironing machine, it reheats and the temperature rises. Cooling is slower than the case of cooling from just below the ram, and if it is wound as it is, r grains grow during cooling after winding, resulting in cavities and C.r carbide folding. Sensitization due to exposure, etc .. Problems with surface characteristics such as uneven light occur.
  • case (1) is a case where hot rolling is performed after steelmaking to cause recrystallization of the mirror piece to make r grains finer, and after hot rolling, the sensitization of Cr carbide is prevented by spilling. It shows the process of rapid cooling.
  • case (2) in order to promote finer granulation of the slab from case (1), quenching is performed after steelmaking and then hot working is performed. R grain after smelting is better than that in case (1). Since it becomes fine, very fine r-grains can be obtained when hot rolling is applied, and after hot rolling, a quenching process is shown to prevent sensitization due to cracking of Cr carbide. ..
  • Figure 5 shows that the hot rolling reduction when hot rolling at 1100'C was carried out on the strips cooled at 5 — Fe.cal (%) of about 1% was the roping height of the cold rolled sheet. The effect is shown.
  • the effect of hot rolling is remarkable, and the rolling reduction is 20% or more to reach the level of the scale, and the higher it is to 30% or more, the lower the rolling height of the product becomes, and the "waviness" on the surface is recognized. Recrystallization is observed inside the slabs at a reduction of 20% or more in hot rolling, and almost entirely at about 30%.
  • the average particle size of-r grains was less than 50 s.
  • one Fe.cal (%) is set to about 3%, and the steel pieces are cooled directly under the twin rolls (cooling drum), and the temperature difference between the surface diagram of the steel pieces and the inside of the steel pieces is given to make the hot work.
  • good ⁇ -bing characteristics were obtained even when the rolling reduction was about 10%.
  • Quantity and Roll (cooling drum) It can be seen that the effect of cooling the chips directly below the roll is great.
  • Hot rolling is carried out in the region where the surface temperature of the slab is over 900 ° C and promotes the recrystallization inside the slab.
  • the inside of the strip is in a high temperature region (within 10 seconds after the strip is made)
  • the effect is saturated even when a rolling reduction of more than 60% is applied.
  • the temperature difference between the surface layer and the inside of the slab becomes small, and the refining effect of r grains is diminished.
  • Hot-rolled sheet is baked at a temperature of 950 ° C or higher to allow recrystallization to proceed.
  • the temperature and time are controlled and annealing is performed so that the average r grain size does not exceed 50 s.
  • the ⁇ -F decreased during annealing, which was smaller than that of the flake stage. Since it can be slower than the cooling of the hot-rolled sheet, the cooling rate of the Cr carbide protrusion area was set to 10'C / "s or more.
  • the roasted piece thus obtained is subjected to preliminary cold working, for example, cold rolling, and then annealed at high temperature for a short time. And the crystal is recrystallized.
  • Figure 6 shows that the steel strip was pre-cold-rolled, and then annealed for 1080'C for a short time, and then cold-rolled to the final thickness (main cold-rolling).
  • the relationship between the rolling reduction and the height of the flat bing in the product is shown according to the rolling reduction level in the preliminary cold rolling.
  • the r-grain of the slab is fine, for example, when a thin slab, such as two thighs, is continuously produced, and cooling of the slab is 100'C in the temperature range of 1300 to: L 100 directly under the steelmaking machine.
  • the strength is higher than / sec, even if the reduction ratio in pre-cooled mining rolling is as low as 10% or more, II crystal is sufficiently formed, and the average ⁇ grain size can be refined to 50 sq. or less. The height of one bing can be lowered.
  • the higher the cooling rate of 1300 to 110 (TC in the temperature range of 1300 to 110 (TC'C), the higher the cooling rate of 100'C Zsec, the lower the draft of pre-cold working (rolling, etc.). It is possible to crystallize even if it is low, and it is possible to make the average ⁇ grain size after recrystallization as small as 50 sq. Or less, which makes it possible to reduce the roving of the product and is excellent in gloss and even surface quality. You can get the product.
  • composition of the composition of the thin pieces of iron, 5 — Feca (%) is controlled to be in the range of — 2% to: L0%, it is possible to easily refine the r grain in parallel with the rapid cooling in the high temperature range. ..
  • the effects of the present invention will be further specifically shown by Examples.
  • a cooling means by means of an internal cooling type roll was placed to cool the slabs and prevent reheat to cool them. Some misting cooling means were also placed after the roll cooling.
  • the average cooling rate from 1200 to 400 is 220 to 56, although it depends on the thickness of the plate and the speed at which it is built. As cooled. After that, in the range of 900 to 550 ° C, it was cooled by water cooling at a cooling rate of 5 (TC / sec or more and wound up.
  • ⁇ -Fe.cai (%) 3 (Cr + 1.5S i + Mo + Nb + T i) —
  • the tin pieces were hot rolled within a temperature range of 1100 to 950 within 8 seconds after the steel was formed.
  • the rolling reduction at this time was between about 10% and 50% (Table 4).
  • the strip was cooled at a cooling rate of 60 / s or more between 900 and 550 ° C, and was wound at 600 or less.
  • Comparative materials include those without hot rolling and those with a cooling rate of 10 ° C / sec or less after annealing of the hot rolled sheet.
  • the material was pickled, descaled, cold-rolled, and then annealed or bright annealed normally.
  • the surface properties of the products thus obtained were investigated. Particular attention was paid to the roving height and gloss of the product surface. As shown in Table 4, in the examples shown in this example, the ⁇ grains were finely divided due to the effect of hot rolling, and the subsequent cooling was sufficient. The surface texture was shown.
  • the steel pieces were descaled by mechanical descaling and pickling, and pre-cold rolled by cold rolling. Both 3 thigh and 4.5 thigh pieces were pre-cold rolled in the range of 10-40%, annealed at 1000'C or more for 20 seconds and then rapidly cooled. Thus, the silver flakes were recrystallized and the r particle size was reduced to 50 sq.
  • molten iron of the same composition was manufactured by the twin-drum method, and cooling up to 1100 was less than 100'C Zsec, and further cooling up to 550'C was 70 and cooling in Zsec.
  • the product is wound up between 650 and 600'C, then descaled and cold-rolled into a product, the surface texture is improved by increasing the cold rolling reduction. Was left inadequate.
  • the present invention is configured and operated as described above, it is a simple process for directly obtaining a thin strip having a thickness close to the product thickness by the continuous manufacturing method, and the surface quality is It is possible to obtain a Cr-Ni series stainless steel thin plate with excellent material.

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Description

明 細 書 表面品質と材質が優れた C r 一 N i
系ステンレス鐧薄板の製造方法
〔技術分野〕
本発明は、 踌片と鐃型内壁面間に相対速度差のない、 所謂 同期式連続錶造プロセスによって鏡片厚さを製品厚さに近い サイズとして C r - N i 系ステンレス鋼薄板を製造する方法 において、 鏡片段階から組織を微細化して優れた表面性状を 有する C r 一 N i 系ステンレス鐧薄板を製造する方法に関す る ものであ'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、 鐯型を鐃造方向に振動させながら厚さ 100腿以上の踌片 に鐯造し、 得られた 寿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圧延機列か 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 数腿のホ 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 状を保持するために、 強い熱間加工を受けたホ ッ トス ト リ ツ 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で除去し、 さ らに研削によつて除去して いた。 この従来の厚手違鐃鐃遣鑄片の熱間圧延ブロセスにお いては、 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ブ口セスとは言い難かつ た。 また、 最終製品は、 100讓以上の厚さの鐃片から多く の 加工が加えられて製造されるために製品に特定方位の集合組 織が発達し、 ユーザーにおいてブレス加工等を加えるときは その異方性を考盧することが必要となる等使用上の制約も多 力、つた。
処で、 100譲以上の厚さの厚手違鐃鐃造镜片の熱間圧延法 の上記課題を解決すべく、 最近、 違繞鐃造の過程でホッ ト ス ト リ ップと同等か或はそれに近い厚さの鑄片 （薄帯） を得る プロセスの研究が進められている。 たとえば、 「鉄と鐧 J
' 85 、 A197〜' 85 、 A256において特集された論文に、 ホ ッ ト ス ト リ ツプを違続鐃造によつて直接的に得るプ口セスが開示 されている。 このような違繞鐃遣プロ セスにおいては、 得よ う とする鐃片 （ズ ト リ ップ） の）！:みが 1 ~ 10 mmの水準である ときはツ イ ン ドラム方式がまた、 寿片の )！:みが 20〜50 IMの水 準であるときはツ イ ンベル ト方式が検討され/^鐃片と鐃型内 壁面に相対速度差のないこれらの新しぃ鐃造機は所謂同期式 連続鏡-造プロ セ スと呼ばれている。
しかしながら、 これらの違読鐃造プロ セ スにおいては鐃造 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閬 して問題が解决したという段階には至っていない。
特に、 ホ ッ トス ト リ ップと同等か或はそれに近い厚さの镜 片 （蘀帯） を連繞鐃造によって得ることを前提とするプ Dセ スにおいては、 鐯造から製品までの工程が簡略化されるため に、 ステンレス鐧製品の表面特性が、 鐃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 寿片を得る必要がある。
〔発明の開示〕
本発明は上述の実情に鑑み、 10讓以下のステンレス鐧鐯片 の連続錶造プロセスにおいて、 優れた表面性状と材質を有す る製品を得ることができる優れた铸片を提供することを目的 とする。
すなわち、 本発明は薄手連続鐃造装置で 造したステン レ ス鋼薄板製品に特有の光沢むらや口一ビング現象と呼ばれる 表面欠陥のない C r 一 N i 系ステンレス鋼薄板を得ること力 できる簡潔な製造プロセスを提供することを目的とする。
本発明者らは前記プロセスを種々検討を重ねた結果、 製品 の表面欠陥を改善するため、 鐯造直下の鐃片の高温域 （1 100 ΐ以上の温度範囲） における冷却を制御するこ とにより薄鐃 片の r粒径を微細にするこ とによ り、 製品の表面に生成する ロービングを防止し、 また、 低温域（900〜 550 'Cの温度範囲） の冷却を制御することにより光沢むらの生成を防止するこ と に成功した。
さ らに、 本発明者等は検討を重ねた結果、 前記 粒径を 50 卿以下にすると、 π—ビング生成防止に著る し く効果のある こ とを見出し、 この手段として高温鎵片における急冷手段、 冷間圧延手段、 熱間圧延手段等を開発し、 本発明を完成した ものである。 本発明の特徴の iつは 18% Cr - 8 %Ni 鐧に代表される Cr - Ni 系ステンレス鐧を、 鐃型壁面が鐯片に同期して移 毂する連続鐃造機によって、 凝固時の冷却速度を lOiTCZsec 以上として厚さ 10腿以下の薄帯状鐃片に連続鐯造し-. その際 δ -Fe.cal ( % ) = 3 ( Cr + 1.5 Si + Mo + Nb十 T i ) 一 2.8 (Ni + ½Mn+ ½Cu) -84(C + N) -19.8 (%) で定義される 5 -Fe.cal (%) を一 2〜： 10 %として凝固の初晶を 相とする とともに 相の晶出ゃ折出の開始温度を低く し、 凝固途中及 び凝固後の Γ粒の成長を抑制し、 得られた鐃片を可及的に高 温域から冷却を開始して該鏡片の復熱を抑えつつ 100 'C /sec 以上の冷却速度で 1100てまで冷却して r粒を微細化し、 次い で 900〜 550'Cの温度域を 50'C Zsec 以上の平均冷却速度で 冷却して炭化物の折出を防止し、 以降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 テンレス鐧蘀板の製造方法を提拱するものであり、 他の特徴 はかゝ る冷却制御手段に熱間圧延、 あるいは冷間圧延、 焼鈍 の工程を加えた製造方法を提供するものである。
以下に、 本発明を詳細に説明する。
本発明者等ばまず製品表面性状を知るために、 次の試験を ί亍つた。
SUS 304 鋼を基本成分とする溶鋼を、 内部水冷方式の双 G ール （ッィ ン ドラム） 連続鐃造試験機によつて鐃造して 2〜 4咖厚さの薄帯とし、 冷却して卷き取った。
こう して得られた鐃片 （薄帚） 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 2 Β製品を得た。 こ れらの製品の表面性状を、 従来の、 100讓以上の厚さを有す る踌片を加熱後、 ホ ッ ト ス ト リ プミルによつて熱間圧延し、 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 ） 連続鐯造試験機によって鐃造して 2 〜 4 删厚さの薄帯と し、 冷間圧延し、 最終燃鈍し、 酸洗して 2 B製品としたもの は、 次のような表面欠陥が発生する可能性があることが判明 した。
(1 ) ロービ ングやオ レ ンジピール…冷延時または製品加工 時に表面に微細な凹凸を生じる。
(2) 光沢むら…铸片 （薄带） 巻取り中の材料の組織鋭敏化 や粒界酸化または r粒粗大化による光沢む らが発生する。
これらの製品表面性状に関する問題は、 従来のプ口セ スで はみられない、 薄鐃片 （薄帯） を直接、 連続寿造によって得 る過程を舍むプロ セス固有の問題である。
本発明者等は、 これらの製品表面性状に関する問題の原因 を詳細に検討した結果、 冷間圧延前の材料の r粒径が大きい 場合や、 C r 炭化物折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、 ローピング対策としては、 冷間圧延前の材料の r粒径を微細にすること、 特に、 粒度 No. 6以上、 即ち 50 以 下とすることが、 また光沢むら対策としては、 铸片の低温瑷 における冷却を制御する こ と力:、 薄錶片を直接、 連続铸造に よつ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。
上記対策を達成するための基本的な技術について説明する。 まず、 本発明の溶鐧成分に関し、 説明する。
溶鐧成分に閬してば、 C ： 0.01〜 0.08%、 S i: 0.25〜 1.50 %、 Mn: 0.15〜 3. 0 %、 P :0.015〜 0.040%、 S :0.001〜
0.008%. Cr:16.0〜28,0%、 N i： 6. 0 〜24.0%、 N :0.015 〜 0.33%、 A£ :0,001〜 0.050%、 M o : 0.01〜 3. 0 %、 Cu: 0.01〜 2. 0 %、 Ti: 0.01〜 0.60%、 Nb: 0,(U〜 0.80%、 残部 ： Fe および不可避的不純物からなる成分範囲とする。
か る溶鐧を双ロール法や単ロール法等の連続鐃'造機によ つて薄鐯片、 すなわち 10mm以下厚の鐃片を 100'CZsec 以上 の冷却速度で鐃造する。 鐃片の厚さが 10讓を超えると、 r粒 の微細化が函難となり、 かつ、 直接冷延法での製造が ¾難と なる。
このようにして得られる鐃片 （ス ト リ ップ） の r粒を微細 にする手段として、 該铸片に対し、 違続籙造機出口において 铸片の復熱を防止すベく、 鐃造機直下で可及的に高温域から 冷却を開始し、 1100てまでの r粒成長温度域における平均冷 却速度を 100'C Zsec 以上可及的に高く して冷却し、 r粒の 成長を抑止する。
さらに上記の冷却を前提に、 合金組成の選定が重要である。 第 1図は F e - Cr — N i 系三元系の平衡状態図における Creq + N i eq ½ 30 %相当部の断面状態図を文献 （Transaction of JK'RI. Vol 14. No.l. 1985. P125) から引^したものであ る。 Creqと Nieqは次の通りで、 成分から計算される。 Creq = Cr ( % ) 十 1. 5 XSi ( % ) +Mo ( % ) +Nb ( % ) 十 Ti (%)
Nieq = Ki ( % ) ÷ ½Mn ( % ) マ- ½Cu ( % ) +30(C ( % ) τ
N(%))
まず Creqが小さ く て、 ①のケースでは Cr = 17.3 %で初晶は r で凝固し完全 r相である。 この場合の r相は液相線直下の 1450て以上で晶出し以後成長する。 一方 Creqが大き く なり② のケース Creq = 19.5%以上では初晶は 相で凝固を完了し、 固相反応として約 1370 °Cからはじめて r相が折出し始め、 以 後成長に移る力':、 先に述べた Creqの小さいケースに比較する と r粒の成長は大いに抑制される。 これは凝固直後の高温域 が Γ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がこれらの中間域では包共晶反応が加わって複雑に なるが、 ϊ粒の成長を抑制するには δ凝固をさせるような成 分系が有利である。 特に 5凝固を活用して τ の析出開始を遅 らせる成分選択と、 高温域を急冷する方法の組合せが r粒の 成長を細制して微細化するためには効果的である
多 く の成分系で実験した結果、
δ -Fe.cal ( % ) = 3 ( Cr + 1. 5 S i + Mo + Nb + T i ) — 2. 8
(Ni + ½Mn÷ ½Cu) 一 84(C + N)— 19.8 ( % )
で示される 5 — Fe.cal ( % ) を一 2 %以上 10%までとする こ とが有効 あることが判明した。
第 2図（a) , (b) , (c) の金属顕微鏡組織写真は <? 一 Fe.cai
(%) を変えた成分系で 2隱踌片に鏡造し、 冷却した誇'片組 糙を比較して示す。 図から明らかなように — Fe.cal ( % )
0 が— 2.3 %のものでは r凝固で、 r粒が成長している。 δ - •Fe.cal { % ) がー 1. 1 %のものでは 5 フェ ライ トが残留し、 T粒は小さ く なつている。 δ -Fe.cal ( % ) が 3. 0 %のもの では明らかに 凝固で、 r粒はきわめて小さいままであり、 更に 0 — Fe.cal (%) が大きい場合には、 r粒、 5粒ともき わめて小さいままである。 こう して先に述べた鐃片冷却と合 わせて Cr -Ni 系での組成選択が鐃片の r粒の微細化に大 きな影響を有しており、 5 — Fe.cal { % ) を— 2 %以上 10% 以下に制御することがきわめて重要である。 — Fe.cal (%) が 10%超ではこれらの効果は飽和するとともに、 製品に 5相 が残留し、 材質の面で好ましく ない。
さらに、 900〜 550'Cの温度域を 50'C /sec 以上の平均冷 却速度を以て鐯片を冷却し、 650'C以下の温度域で巻き取る ことが必要である。 さもない時は鐯片の粒界に炭化物が析岀 し、 鐯片 （ス ト リ 'ン'プ） を酸浅するときに粒界腐食を招き、 最終製品の光沢を損なう。
上に逮ベた手段によって、 鐯片 r粒の成長を抑止しさら に、 粒界に炭化物が折出するのを防止することにより、 ステ ンレス鐧表面に問題のローピングと光沢むらの生成を防止す るこ とができる。
以上の基本的な技術は r粒を微細化するために、 極めて有 効であるが、 r粒の平均粒径を 以下にするには、 さらに、 次のような手段を付け加えると効果的である。 すなわち、
(1) 蔼鐯片そのものの r粒を小さ くする、
(2) 薄鐃片を、 籙造に引続き熱間加工して、 再結晶轭粒化 する、
(3) 薄鐃片を、 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)あるいは（3) のそれぞれを単独で実施して も有効であるが、 （1), (2)あるいは（3) を相互に組合わせる と、 格段に効果を大き く することができることを究明し、 本 発明を完成したものである。
〔図面の簡単な説明〕
第 1 図は、 Fe - Cr - N i 系三元系平衡状態図における Creq + Nieq 30%相当部の断面状態図、
第 2図（a), (b)， (c) は、 （？ー Pe.cal (%) を種々変えた 成分系の溶鋼を連続鐃造して 2讓厚さの鐯片としたものの組 織を比較して示す金属顕微鏡組織写真、
第 3図は SUS 304 鋼の融点直下の歪負荷と割れ発生の関係 を示す図、
第 4図は、 双ロール （水冷） 式連続鏡造機によって C r 一 N i 系ステンレス鐧薄帯を铸造するときの、 薄帯の温度 · 時 間関係を示す図、
第 5図は、 δ -Fe.cal ( %) を 1 %程度にして铸造し冷却 した鐃片に、 llOiTCで熱間圧延を施したときの圧下率と、 そ の後デスケ一リ ング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す影響を示す図、
第 6図は、 本発明のプロセスにおいて、 種々の圧下率の適 用下に铸片 （薄帯） の予備冷間圧延 （冷間加工） を行った後. 1080 °Cの短時間焼鈍を施して再結晶させた後最終扳厚への冷 間圧延 （本冷延） を行う ときの圧下率と、 製品表面における 口 一ピ ング高さの関係を示す図である。
〔発明を実施するための最良の形態〕
次に、 前述の基本技術に加え、 鐯片の r粒の平均粒径を 50 卿以下にする具体的手段について説明する。
(1) 薄鐃片そのものの r粒を小さ くする方法。
前述の如く、 ¾ロール法や単ロール法等の蘀鐃片の r粒そ のものを小さ く する.方法としては、 凝固時の r粒を小さ くす ると共に、 その後の r粒の成長を抑制するために、 高温から 冷却す'ることが重要である。
― 上記方法により鍚造した薄鐯片の r粒は、 凝固後急速に成 長する。 したがって r粒の平均粒径を 50卿以下にするには凝 固完了後はただちに冷却を開始して、 鐃造機出口での復熱を 抑制し、 1200てまでの r粒の成長域を急冷する ことが必要で- この間の平均冷却速度を 200 ΐ /sec 以上としなければなら ない。
なお、 上述の方法において、 凝固直後の鐃片の冷却、 特に 均一な冷却法が重要である。 C r 一 N i 系の蓰肉鐃造におい ては凝固時の鐃片の脆化が今一つの問題点であるが、 本発明 者等の研究から、 |18 C r - 8 N i 系では凝固点下 50°C程度の 温度壊が特に高温脆化が大き く、 例えば 18 C r - 8 N i 合金 では、 鐃片中心部で 1390て以下になると合金の高温延性が著 し く回復することを見出している （第 3図） 。 徒ってこれら の温度域以下では、 内部冷却方式のロールを使用して、 若干 の圧下例えば 5 %以下の範囲で圧下をしつつ、 ロール冷却を 行なう方法が有効である。 1 組、 あるいは複数組のロール冷 却を行なう こ とで、 铸片幅方向にわたり、 複熱を防止して有 効に冷却することができ、 1200 'Cまでの平均冷却速度として 200て Z s ec 以上で冷却することができる。 もちろん、 口一 ル冷却と組合せて高圧や空気や窒素等のガス冷却や、 少量の 液体を混合したミ ス ト冷却を使用して、 均一冷却を行なう こ とも有効であり、 これらの冷却法を単独で使用するこ とも有 効である。
(2 ) 薄铸片を铸造に引続き熱間加工して、 再結晶細粒化する 方法。 . こ の方法は铸造直後の 寿片に熱間加工を施し、 再結晶させ て Γ粒を微細化するものであり、 鏡造直下の高温域から鐯片 を急冷して铸片における 7粒の成長を抑えた上で熱間圧延を 施すこ とにより さ らに細い 7"粒を得よう とするものである。 第 4図に、 双 α—ル法によって溶鎘を連続铸造して巻取る までの鎳片の温度履歴を示す。
第 4図においてケース （3〉 は材料を 寿造後空冷した場合で あり、 錶造機においては材料は铸造 ド ラ ムによつて急冷され るけれども、 錶造機をでる と復熱して昇温し ド ラ ム直下から の冷却を行った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 r粒の成長が進むことになり、 口一 ビ ングや C. r 炭化物折出等による鋭敏化.. 光 ^むら等の表面 特性上の問題が生じる。 第 4図においてケース（1) は铸造後熱間圧延を行い、 鏡片 に再結晶を起こさせ r粒を細かく させたものであり、 熱間圧 延後は Cr 炭化物の圻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) より鐃片の細粒化を進め るために鐯造後急冷を行いその後熱間加工を行う もので、 鐃 造後の r粒がケース（1) より微細になるため熱延を加えた場 合非常に細かい r粒を得ることができ、 熱間圧延後は Cr 炭 化物の折出による銳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。
なお、 この方法における熱延圧下率の影響を第 5図に基づ いて説明する。
第 5図に、 5 — Fe.cal (%) を 1 %程度にして冷却した铸 片に、 1100'Cで熱間圧延を施したときの熱延圧下率が冷延板 のローピング高さに及ぼす影響を示す。
第 5図から、 熱間圧延の効果は顕著で圧下率 ： 20%以上て' 台格レベルとなり、 30%以上と高く なるほど製品のローピン 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%以上で鐃片内部に再結晶が認 められ、 30%以上でほぼ全面再結晶化する。 こう して-、 r粒 の平均粒径は、 50卿以下となっていた。
さ らに、 一 Fe.cal (%) を 3 %程度にし、 双ロール （冷 却 ドラム） 直下で、 鐃片の冷却を行い、 鐯片表層図と内部間 で温度差を有せしめて熱間圧延を行った場合に 、 圧下率が 10%程度でも良好な π—ビ ング特性が得られた。 量と、 ロール （冷却 ドラ ム） 直下での鐃片冷却の効果が大きいこ と が分る。
熱間圧延は、 鐯片の表面温度が 900て以上の領域で行い、 寿片内部の再結晶化を促進する。 特に、 铸片内部が高温域に ある状態 （铸造後 10秒間以内） のときに、 60 %以下の圧下率 を適用する熱間圧延を铸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、 铸造後 10秒間 を超えるタイ ミ ングでは、 鐯片の表層部と内部間の温度差が 小さ く なり、 r粒の微細化効果が減殺される。
3
また、 熱間加工を行った場合、 再結晶が十分起きす'一部加 ェ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、 再結晶化させることにより表面特性として優 た 製品が得られることも明らかとなった。
熱延板焼钝は、 950て以上の温度で行い、 再結晶を進行さ せる。 特に温度と時間を制御し平均 r粒径が 50卿を越えない ように焼鈍を行う。 一方、 熱延扳焼钝後の冷却は、 焼鈍中に δ - F が錶片段階より減少するために、 （？ / r界面に折出 する C r 炭化物の折出が遅れ、 その結果铸片ゃ熱延板の冷却 より遅く できるため C r 炭化物折出域の冷却速度を 10 'C /" s 以上と した。
(3 ) 薄鐃片を冷間加工し、 焼鈍して、 再結晶細粒化する方法: 1 この方法は上述の双ロール等の連続籙造機で得られた薄誇 片に対し、 铸造機直下で可及的に高温域から冷却を開始し、 1 1 00てまでを l OiTC Z s ec: 以上の冷却連度で冷却して r粒 G 成長を抑止し、 次いて、 900〜 550 °Cの温度域を 50て ../ s ec
-,-f 以上の冷却速度で冷却して、 650て以下の温度壊で巻取り、 こう して得られた鐯片に対し、 予備冷間加工、 例えば冷間圧 延を施した後、 高温短時間の焼鈍を施し、 該鐃片に再結晶を 行わしめるものである。
第 6図に、 鐯片に予備冷間圧延を施し、 1080 'Cの短時間焼 鈍を行った後、 最終板厚までの冷間圧延 （本冷延） を行う と きの、 本冷延圧下率と製品における口一ビング高さの藺係を、 予備冷間圧延における圧下率水準別に示す。
鐃片の r粒が細かい場合、 例えば 2 腿といった薄い鐃片を 連続鐃造する場合であってかつ、 铸造機直下で、 1300〜： L 100 での温度域における涛片の冷却を 100 'C /sec 以上の強いも のとするときは、 予備冷閩圧延における圧下率が 10 %以上と 低い水準でも十分 II結晶し、 平均 τ粒径を 50卿以下に微細化 せしめ得るので、 製品の口一ビング高さを低くすることがで きる。
上述のように、 鐃造機直下での鐯片の、 1300〜110(TCの温 度域における冷却を 100 'C Zsec 以上の高い冷却速度を以て 行うほど、 予備冷間加工 （圧延等） における圧下率が低く と も苒結晶させることができ、 再結晶後の平均 τ粒径を 50卿以 下と微細化できるから、 製品のロービングを小さ く できると ともに、 光沢、むらのない表面性抆に優れた製品を得ることが できる。
なお、 薄鐯片の成分組成の 5 — Feca ( % ) を— 2 %〜： L0 %の範 S こ制御すると、 高温域での急冷と相まち、 容易に r 粒を微細化することができる。 次に実施例により本発明の効果をさ らに具体的に示す。
〔実施例〕
実施例 1
18 Cr - 8 N i 系を基本とし N i 量を主として変化させた ステ ン レス鐧を溶製し、 内部水冷方式の双ロール鐃造機を用 いて、 1 MIから 7.5麵厚みの 寿片に鐃造した。 成分例は第 1 表の通りであり、 — Fe.cal ( % ) を _ 3.6〜 7.8 ( % ) ま で変化させた。
錶造機の出側には高圧窒素ガスを吹きつける冷却手段に引 き続いて、 内部冷却方式のロールによる冷却手段を配置して 鐯片を冷却し、 復熱を防止して冷却した。 一部ミス ト冷却手 段もロール冷却のあとに配.置した。 こ う して、 寿造板厚、 し たがつて錶造速度によ.つて異なるが、 1200てまでの平均冷却 速度を 400て〜 220て 56。 として冷却した。 その後 900〜 550 °Cの範囲は水冷により 5(TC /sec 以上の冷却速度で冷却 し巻き取った。
得られた踌片の組織を観察した結果、 第 2表に示す通り 5 -Fe.cal (%) が 1 %程度以下では明らかに r粒径が認識出 来、 r粒の平均粒径が 30〜40 程度であった。 しかし 5— Fe.cal ( % ) が 2 %以上の铸片では、 ί フユライ ト相も極め て細かく、 かつ r粒界は識別出来ず、 局部的に認められる r 粒も 20卿以下と微細であった。 これらの铸片を直接冷延した が、 表面には口 一ピングの癸生は認められず良好であった。 一方比較鐧においては 5 — Fe.ca! (%) がー 3 %'程度で 5凝 固の効果が発揮されず、 更に 1200 'Cまでの平均冷却速度も不 足で r粒径が 80卿を超え、 表面光沢、 ロービングとも不良で あった。 '
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( % ·Μ)
発比
2 ¾ 造機出口からの冷却 1.200'Cまでの 平均 γ 品 丧 而 I nn/. V― i 1 '，'·)Ψ'み (mm) (α—ビング
(%) i E2^冷却 。ール冷却 ミスド冷却 冷速 'CZsec ΒΛΙ" および光沢）
1 1.2 2.0 O 220 45 良 好
2 2.9 2.5 〇 〇 280 40
3 3. 1 3.3 〇 220 40
1 4.2 7.5 〇 〇 〇 400 40
5 5.5 4.5 〇 . 〇 230 35
6 7.8 2.5 〇 〇 230 35
7 0.7 1.6 〇 250 45
8 -1.0 3.0 〇 〇 250 30
9 -0.2 2.7 〇 〇 〇 280 ぐ 30
10 -3.3 3.3 80 80 不 良
11 -3.6 3.0 80 90 ケ.
実施例 2
第 3表に示す、 18 Cr - 8 N i 鋼を基本とする種々 の成分 の Cr -' N i 系ステンレス鋼を溶製した。 溶鐧成分は
δ -Fe.cai ( % ) = 3 (Cr十 1.5S i + Mo + Nb + T i ) —
2.8(Ni + l/2Mn + l/2Cu) -84(C + ) -19.8 ( % ) の関係において、 第 4表に示すように、 5 — Fe.cai ( % ) を 一 3.55%から 7.81%まで変化させた。 これらの溶鐧を内部水 冷方式の垂直型双ロール連続鐯造機によって、 1. 6 〜 7. 5麵 の間の種々の厚さの錶片を鐯造した。 鐃造機直下からの鑲片 の冷却はロール冷却や水スプレー冷却を適用し、 1400〜 1100 'Cの温度域において冷却速度を 70〜 250'C Zsec の範囲に変 化させた。
次いで、 錶片を鐃造後 8秒間以内に 1100〜 950ての温度域 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 4表） 。 その後、 铸片を 900〜 550°C の間を 60て / s以上の冷却速度で冷却し、 600て以下で巻き 取った。
比較材は熱延を省略したもの、 熱延板焼鈍後の冷却速度が 10°C /sec 以下のものなどである。
然る後、 材料を酸洗、 デスケ一リ ングして冷間圧延した後、 通常の焼鈍或は光輝焼鈍した。
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 4表に示すよう に、 本実施例に示したものは熱延の効果によつて Γ粒が細粒 化されており、 その後の冷却も十分であるため , 何れも優れ た表面性状を示した。
—方、 比較法では、 熱延の効果がな くかつ、 鐯片の冷却も 不足で、 巻き取り温度も高く その結果、 製品袠面のローピン グが大き く、 表面光沢も不良であった。
β
Figure imgf000023_0001
表
t
Figure imgf000024_0001
実施例 3
常法により溶製した 18 Cr - 8 N i を代表とした Cr - N i 系ステ ン レス鋼を内部水冷方式の双 ド ラ ム法にて鐃造し、 3 MI及び 4. 5腿の 寿片とした。 成分例は第 5表の通りであった。 双，ドラム法铸造機の出口直下で空冷とスプレー冷却を実施し、 1100'Cまでの平均冷却速度で lOO'C /sec 以上を狙いに冷却 し、 更に 900て以下は水冷して、 550'Cまでを平均 70て Zsec 以上で冷却し、 650 ~ 600て間で巻き取った。
その後鐃片を、 メ カ ニカルデスケ一リ ングと酸洗により脱 スケールし、 冷間圧延により予備冷延した。 3 腿厚、 4. 5 腿 厚の鐃片とも、 10〜40%の範囲で予備冷延し、 1000 'C以上で 20秒以内の焼鈍を施した後急冷した。 こ う して、 铸片を再結 晶させ、 r粒径を 50卿以下にした。
その後、 本冷延で、 30% , 50% , 80% , 95%、 及び 95% の冷延を実施し、 最終焼鈍は常法通り実施し、 2 B , B A 製品と した。 第 6表に示す通り これら製品の表面性質及び機 搣的性質共きわめて良好であつた。
第 7表に示す比較法は同一成分の溶鐧を双 ドラム法にて铸 造し、 1100てまでの冷却を 100'C Zsec 以下、 さ らに 550 'C までの冷却を 70て Zsec で冷却し、 650〜 600 'C間で巻取り、 その後デスケーリ ングして冷間圧延し、 製品とした場合で、 冷延圧下率を大き く する と表面性状は改善される力 ^かな 表面ロ ー ビ ングは残り、 不十分であった。
Figure imgf000026_0001
6 表
Figure imgf000027_0001
！ \ Νϋ. llOO'C までの 錶片 r粒径 最終冷延率 表面性状特に ！ i \ 冷却速度 ピ ン グ ： 1 \.
、 ( C / sec; 、 m ) { % )
28 80 70 70 民 1！
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1
30 90 65 50 i 法 )
65 〃 i 88 〃 〔産業上の利用可能性〕
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薄帯を違続寿造によつ て直接的に得る簡潔なプロセスで、 表面品質と材質が優れた C r - N i 系ステンレス鐧薄板を得ることができる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 18% Cr - 8 % KT i 鐧に代表される Cr - N i 系ステ ンレス鐧を、 錶型壁面が铸片に同期して移動する連続錶造機 によって、 凝固時の冷却速度を 100°C Zsec 以上として厚さ 10腿以下の薄帯状鑲片に連続錶造し、 その際 — Fe.cal { %) = 3 (Cr + 1.5Si +Ko + Nb + Ti) -2.8(Ni ÷ l/2Mn + l/2Cu)一 84(C + N) -19.8 {%) で定義される — Fe.cal ( % ) を— 2 〜 10%として凝固の初晶を 3相 2 とするとともに r相の晶出ゃ
7
折出の開始温度を低く し、 凝固途中及び凝固後の Γ粒の成長 を抑制し、 得られた铸片を可及的に高温域から冷却を開始し て該铸片の復熱を抑えつつ 100'C Zsec 以上の冷却速度で
1100'Cまで冷却して r粒を微細化し、 次いで 900〜 550 'Cの 温度域を 50て /sec 以上の平均冷却速度で冷却して炭化物の 折出を防止し、 以下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 一 Ni 系ステ ン レス鐧薄板の 製造方法。
2. 得られた鐃片を 200'C Zsec 以上の冷却速度で 1200 'C まで冷却して r粒を平均粒径 50 «η以下に微細化する請求の範 囲 1 記載の方法。
3. 200 /sec 以上の冷却速度で 1200 'Cまでなされる冷 却が、 1組以上の内部 却ロールによって 5 %以下の圧下を 鏡片に適用する状態下でなされる請求の範囲 1 または 2記載 の方法。
4. 凝固後の铸片の冷却が気体および Zまたは液体を用い
Q て行われる請求の範囲 1、 2または 3記載の方法。
5. 18% Cr - 8 % N i 鐧に代表される Cr - N I 系ステ ン レス鐧を、 鐯型壁面が鐯片に同期して移動する連鐃铸造機 によって、 凝固時の冷却速度を 100'Cノ s以上として]?:さ 10 腿以下の薄帯状鐯片に連続铸造し、 凝固後は該鐃片を 900て 以上の温度域で 60%以下の熱間加工を施して、 該铸片内部の 再結晶を進めて r粒を微細化し平均 r粒径を 50卿以下とした のち、 900てから 550'Cの範囲を 50'Cノ s以上の冷却速度で 冷却し、 650'C以下の温度域で卷取り、 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 - i 系ステ ン レス薄鋼板の製造法。
6. 鏡造時の鐯片の — Fe.cal (%) = 3 (Cr - 1.5S ί + Mo + Nb + Ti)— 2.8(Ni +0.5Mn十 0.5Cu) -84(C + N)一 19.8で定義 される — Fe.cal { % ) を一 2〜： 10%として凝固の初晶を δ 相とするとともに 7"相の晶出ゃ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、 凝固途中および凝固後の 7'粒の成長を抑制する請求の範囲 5記載の方法。
7. 18% Cr - 8 % N i 鐧に代表される Cr - Ni 系ステ ン レス鋼を、 鐯型壁面が铸片に同期して移動する連繞鍚造機 によって、 凝固時の冷却速度を 100'C ,/ s 上として厚さ 10 腿以下の蘀帯抆鐃片に連続籙造し、 5 — Fe.cal { % ) = 3 (Ci ÷ 1.5Si +Mo + Nb + Ti) — 2.8 (N i 0.5Mn ÷ 0 , 5Cし!） -84(C-N) 19.8で定義される 5 — ？6.じ31 (%) を— 2〜10%として凝固 の初晶を 相とするとともに 7"相の晶出ゃ変態の開始温度を 低く して凝固途中から © r粒の成長を抑制し、 凝固後は該鏡- 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てまでの平均冷却速度を鐃片表面温度で 100て / s以上 として r粒の成長を抑制しつつ鐃片表面部と内部間に温度差 の存する錶造後 10秒間以内に 900 'C以上の温度域で 60%以下 の熱間加工を施して、 錶片内部の再結晶を進めて鐯片の 7粒 を微細化し平均 r粒径を 50卿以下としたのち、 900 'Cから 550ての範囲を 50て / s以上の冷却速度で冷却し、 650て以 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 徵とする表面品質と材質が優れた C r - N i 系ステ ン レス薄 鋼板の製造法。
8. 650て以下の温度域で巻取った後、 950 'C以上の温度 と時間を制御する熱延板焼鈍を施し、 次いで 10て / s 以上の 冷却速度で冷却する請求の範囲 5、 6 または 7記載の方法。
9. 18% C r - 8 % N i 鐧に代表される C r — N i 系ステ ン レス鐧を、 鏡型壁面が鐯片に同期して移動する連続铸造機 によって、 凝固時の冷却速度を 100てノ sec 以上として厚さ iOmrn以下の蘀帯状鐃片に連続铸造し、 得られた鐯片を可及的 に 高温域から冷却を開始し、 铸片の復熱を防止しつつ 1100 てまで lOO'C Zsec 以上の冷却速度で冷却して r粒の成長を 抑え、 次いで 900〜 550ての温度域を 50'C Zsec 以上の冷 £Π 速度で冷却した後、 650て以下の温度域で巻き取り、 然る後、 焼鈍することな く酸洗し、 次いで 60%以下の圧下率を適用す る予備冷間圧延を行ない、 次いで 850 'C以上の温度域で焼鈍 し再結晶させて τ粒の平均粒径を 50，以下にした後 洗し、 次いで冷間圧延して最終板厚と し、 得られた冷延板に最終浣 鈍を施した後酸洗或は光輝娆鈍することを特徴とする表面品 質と材質が優れた Cr 一 N i 系ステ ン レス鐧薄板の製造方法,
10. 籙造時の鐯片の ^—Fe.cal ( % ) = 3 (Cr卞 1.5S i十 Mo 十 +1^)—2.8( +0.5}^ + 0.5(：11) -84(0 +り一19.8で定義 される Fe.cal (%) を一 2 〜 10 %として凝固の初晶を 5 相とするとともに r相の晶出ゃ変態の開始温度を低く し、 凝 固途中及び凝固後の r粒の成長を抑制する請求の範囲 9記載 の方法。
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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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