JP2561476B2 - ＣｒーＮｉ系ステンレス鋼或いはＣｒーＮｉ系高合金鋼の急冷凝固時の割れ防止方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はCr−Ni系ステンレス鋼或いはCr−Ni系高合金
鋼の製造において、従来の連続鋳造法よりもより製品に
近い形に鋳造する方法、例えば、同期式連続鋳造法の双
ロール法や双ベルト法で鋳造し、熱間圧延、温間圧延や
冷間圧延を経て製造するプロセスにおいて、鋳造過程に
おいて発生する割れを防止する方法に関するもので、特
に合金組成をコントロールして割れ防止を達成する方法
に関するものである。

（従来の技術） 従来、ステンレス鋼ストリップを得るには、たとえば
特開昭56−139278号公報に開示されているように、鋳型
を鋳造方向に、２〜3Hzの周波数で振動させつつ溶鋼を
連続鋳造し、100mm以上の厚さを有する鋳片を得、次い
で鋳片の表面手入れを行ない、加熱炉で1000℃以上に加
熱した後、複数の圧延機から構成される圧延機列によっ
て熱間圧延してホットストリップを得、これを素材とし
ている。

しかしながら、この従来のプロセスによるときは、長
大な熱間圧延設備を必要とするほか、鋳片を加熱するた
めのエネルギや圧延動力として多大のエネルギを必要と
する等の点で問題がある。その他、熱間圧延過程に起因
する問題もあり、これを解決するために熱延板焼鈍を必
要としたり、コイル研削と呼ばれる、ストリップ表面欠
陥の研削による除去工程を必要としている。

18％Cr−８％Niに代表されるオーステナイト系ステン
レス鋼にあっても、前述の問題がある。

即ち、従来のプロセスにあっては、何れも100mm以上
の厚さを有する鋳片を出発材としてこれを熱間圧延機列
によってホットストリップに圧延する。このホットスト
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、表面性状を得るために、強い
熱間加工を受けたホットストリップを焼鈍によって軟化
せしめ、冷延し易くするとともに、熱間圧延過程でホッ
トストリップに生じたスケール疵等を、酸洗工程の後に
研削によって除去することを、事前に行なわねばならな
い。

以上はホットストリップ等の薄板についての例であ
る、同じ問題は線材や鋼管、更には厚板等においても同
様の問題をかかえている。

一方、上に述べた従来技術における基本的な問題であ
る、100mm以上の厚さを有する鋳片をホットストリップ
に圧延するために長大な熱間圧延設備と多大の加熱エネ
ルギ、圧延動力を要する、という問題を解決すべく、連
続鋳造の過程で、ホットストリップと同等か或いはそれ
に近い厚さの鋳片（ストリップ）を得るプロセスの研究
が進められている。

例えば、「鉄と鋼」85′,A197〜85′,A256において、
特集された論文に、前述の、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。

かかる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
には、ツインドラム（Twin Drum）方式が、またゲージ
が20〜50mmの水準であるときには、ツインベルト（Twin
Belt）方式が専ら適用され多数の研究が実施されてい
る。

もちろん、線材等においても製品に近い形で鋳造する
技術の工業的重要性はきわめて重要で多数の研究がなさ
れているところである。

以上のような新らしい鋳造技術において最大の課題は
鋳造時の鋳片に発生する割れ欠陥である。従来の厚手の
連続鋳造では凝固時の冷速が約10⁰℃/secであるのに対
し、新らしい凝固法ではいづれも約10²℃/sec以上の急
冷凝固になり、したがって凝固時の熱応力も大きく、割
れやすくなる。又従来の連続鋳造プロセスにおいては鋳
片の表面手入が可能であるが、製品に近い鋳造において
は表面積が大きくなり、表面手入前提ではプロセスとし
て成立しない。したがってこの面からも表面の割れ欠陥
は致命傷となる。

例えばツインドラム法の連続鋳造法が進歩している
が、鋳造の巾を拡大していくと、幅方向において凝固の
不均一が生じやすく、鋳造過程で微小な割れを生じやす
い。しかしこの種の割れ欠陥は、ステンレス鋼ストリッ
プの製造プロセスにおいて重大な溢路となる。

鋳造過程で鋳片（ストリップ）に割れを生ぜしめない
ための技術的手段としては、鋳造方式、鋳造機の工夫或
いは操業法を工夫することによって、幅方向における凝
固を均一化する接近方法も実施されているが、鋼組成に
よって問題を解決する接近方法も極めて重要である。し
かしながら、かかる技術的手段についてはこれまでに開
示がない。

（発明が解決しようとする問題点） この発明は製品に近い形で鋳造するプロセスにおい
て、鋳造過程で割れを起こしにくい鋼組成を供給するこ
とを目的とするものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明の特徴とするところはCr−Ni系ステンレス鋼或
いはCr−Ni系高合金鋼を双ロール法や単ロール法等の急
冷凝固プロセスにより鋳造し、熱間加工、温間加工、冷
間加工の１種又は２種以上の組合せを経て最終焼鈍して
製造するプロセスにおいて、鋼成分の内、SiとMnに注目
し、重量パーセントでSi0.5％未満及びMn0.8％未満とし
て鋳造・凝固時の割れを防止する方法である。

鋳造時の割れに関しては従来の厚手の連続鋳造技術に
おいても問題で多数の研究がなされ、改良されて来た。

しかしながら、例えばツインドラム方式の連続鋳造プ
ロセスにおける如く、鋳片のゲージ（厚さ）が製品に近
い状態で鋳造され、急冷凝固される鋳片の割れ現象の解
明ならびに割れ防止手段の研究は未だ十分ではなかっ
た。

本発明者は、急冷強固される、薄いゲーシの鋳片の割
れを防止する手段を、凝固直後の材料（鋳片）に延性を
付与する方向で研究を進めた。

各種の合金について、丸棒引張り試験片を通電加熱
し、平行部中央が溶融開始するまで昇温し、測温しつつ
溶融を継続し、その後20℃/secで急冷して融点直下の温
度で保持し、引張試験を実施し、破断までの試験片の絞
り（％）の引張強度を測定した。特に絞りが50％以上と
なる温度に注目し合金組成の研究を実施した。調査した
合金組成はオーステナイト系ステンレス鋼を主とするCr
−Ni系合金鋼で次のような組成を有するものである。組
成は重量パーセントで表示している。

C:0.005〜0.10％ Al:0〜7.0％ Si:0〜4.0％ O:0.002〜0.011％ Mn:0〜7.0％ M:0.005〜0.40％ P:0.001〜0.040％ Ti:0〜0.6％ S:0.0003〜0.08％ Nb:0〜0.8％ Cr:15.0〜35.0％ Ca:0〜0.01％ Ni:5.0〜33.0％ Zr:0〜0.1％ Mo:0〜7.0％ Ce:0〜0.06％ Cu:0〜3.0％ B:0〜0.005％ 主要合金組成と共に微量の不純物の影響についても検
討した。

これらの検討の結果、合金の凝固直後の延性にきわめ
て顕著な作用を及ぼす成分が認められた。ステンレス鋼
の主要成分である、Cr,Ni,Mo等は余り大きな影響を示さ
ないが、Si,Mn及びS,N,P,O等及びδフェライト量の影響
が顕著である。これらのうち後者に関してはすでに出願
したところである。

今回明らかになった点はSiとMnに関するもので、Siは
低い程、Mnも低い程融点直下の延性はきわ立って改善さ
れる。第１図はすでに述べた通り溶融グリーブル試験に
おいて、溶融後、融点直下の各種温度で引張り試験を実
施し、絞りが50％に達する温度を示したものである。図
中で大部分の検討はに示す18Cr−8Ni−0.6Si−1.2Mn
を基本成分とする系で検討した。に示す通りこれらの
成分系では融点直下で50％絞りに達する温度が1330℃程
度で、に示すようにＳを変えると大きく変動し低Ｓで
は1340℃、高Ｓでは1300℃に低下していることが判る。
なお、この温度はグリーブル試験片の表面温度である。
試験片中心部の割れはデンドライトの境界面に沿って、
残留した液相に沿って伝播しており、液膜脆化と考えら
れる。ところが、に示した18Cr−8NiでSiを0.2％、Mn
を0.2％に低下させ、Ｓを0.001％の基本成分系にしたも
のでは、上記の温度が1350℃以上となり1370〜1380℃に
近づくことが判った。こうしての合金は融点直下から
延性が大きく、きわめて割れを生じにくい。に示す通
り、Si量、Mn量によりこの温度が大きく変動することが
判明した。

以上の知見をもとに、各種成分系において検討した結
果本発明に到達した。即ち重量パーセントでCr15〜35
％,Ni5〜33％,Mo0〜７％,Cu0〜３％,Al0〜７％等の主要
成分量の変動は融点直下の延性挙動に余り大きな変化を
及ぼさず、又１％以下でのTi,Nb,Ca,Zr,Ce,B等も余り大
きな変化を及ぼさない。それらに比べてS,P,N,O等の影
響が大きく、明らかに低い方が有効である。更に影響が
大きな成分はSiとMnであり、共に低い方が望ましいこと
が判明した。更にSi,Mnを低くすることと、S,P等を低く
することを組合せることでより有効である。こうして、
Cr−Ni系ステンレス鋼或いはCr−Ni系高合金鋼の急冷凝
固時の割れ防止のための合金組成としてSiとMnを低くす
ることが重要で、Siは重量パーセントで0.5％未満で低
い方が良好である。又Mnも0.8％未満で低い方が良好で
ある。両者は鋳造割れの点からは低い方が望ましく、製
品性能を満足する範囲でSi量、Mn量を低く規制すること
が重要であることを明らかにした。

本発明の実施例について述べる。

実験室の1ton規模の電気炉とVODで18Cr−9Ni鋼、17Cr
−12Ni−2.3Mo鋼、22Cr−24Ni−6Mo−1Cu鋼を基本成分
とする合金を溶製した。Ｓを0.005〜0.001％、Ｐを0.26
〜0.014％に低減しＯを0.0044〜0.0080％までAl等で脱
酸した。Ｎは0.015〜0.22％としＣは0.015〜0.062％で
ある。問題のSiは0.10〜0.33％とし、Mnは0.16〜0.45％
とした。他は実質的にFeと不可避の不純物である。これ
らの合金を内部水冷型の双ロール鋳造機において、1.5
〜4.0mm厚、800mm巾の鋳片に連続鋳造した。鋳片は冷却
巻取り後割れを評価したが、本発明法による合金組成に
おいては、縦割れ、横割れ共に発生は認められなかっ
た。一方全く同じプロセスにおいて18Cr−9Ni鋼でSiを
0.70％、Mnを0.88％とし他は全く同一条件で鋳造した鋳
片においては、顕著な横割れと部分的な縦割れが発生し
後工程へまわし得なかった。

こうして、融点直下の延性を向上した本発明合金は、
鋳造過程の凝固時に割れを起こしにくいことが判明し
た。本発明合金の鋳片の内18Cr−9Niの2.0mm厚,1.5mm厚
の材料はデスケール後直接冷間圧延されて0.6mm厚とし
た。

又17Cr−12Ni−2.3Moと22Cr−24Ni−6Mo−1Cu鋼の4.0
mm厚,3.0mm厚の鋳片は再加熱後、軽度の熱間圧延で2.0m
m厚と1.5mm厚にし、デスケール後直接冷間圧延され0.6m
m厚とした。これらの冷延鋼板は1100℃で最終焼鈍後各
種の材質試験や耐食性テストを実施し、十分良好な結果
が得られた。

〔発明の効果〕

本発明によれば製品形状に極力近い形の鋳片を割れを
発生させることなく得ることが出来、Cr−Ni系ステンレ
ス鋼或いはCr−Ni系高合金鋼の製造法としてはきわめて
工業的効果の大き方法と言うことが出来る。

【図面の簡単な説明】

第１図は各種合金の溶融分の引張り試験において、絞り
が50％に達する温度を示した図である。

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Cr−Ni系ステンレス鋼或いはCr−Ni系高合
   金鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期して移動する形式の連続
   鋳造機を用いて可及的に製品厚さに近い厚さの鋳片に連
   続鋳造するプロセスによって鋳片を得、これを熱間加
   工、温間加工および冷間加工の１種以上によって加工を
   行った後、最終焼鈍を行う製造プロセスにおいて、鋳造
   すべき溶融鋼合金の成分のうち、Si,Mnを重量％で、Si
   ＜0.5％、Mn＜0.8％とすることを特徴とするCr−Ni系ス
   テンレス鋼或いはCr−Ni系高合金鋼の急冷凝固時の割れ
   防止方法。