JPH02133529A - 表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents

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。

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
れた表面性状を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板を
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
以上の鋳片に鋳造し、得られた鋳片の表面手入れを行い
、加熱炉において１０００　’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、厚さ数飾のホットストリッ
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ッ
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、表面のスケ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、最終製品は、１００＋＋＋ｍ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
組織が発達し、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、１００Ｍ以上の厚さの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」′８５、Ａｌ９７〜°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１〜１０肛の水準であ
るときはツインドラム方式がまた、鋳片のゲージが２０
〜５ｏｌＴＩＩｌｌの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
。

（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）゛
を連続鋳造によって得ることを前提とするプロセスにお
いては、鋳造から製品までの工程が筒略化されるために
、ステンレス鋼製品の表面特性が、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ｍｌ板を得ることができる簡潔な製造プロセス
を提供と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） 本発明の要旨は下記の通りである。

（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
ｅｃ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳
造し、得られた鋳片を可及的に高温域から冷却を開始し
て該鋳片の復熱を抑えつつ１００″Ｃ／ｓｅｃ以」二の
冷却速度で１２００　”Ｃまで冷却してδ粒或は１粒を
微細化し、次いで９００〜５５０゛Ｃの温度域を５０℃
／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却して炭化物の析出を
防止し、しかる後熱間加工、温間加工および冷間加工の
１種または２種以上を施して製品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
板の製造方法。

（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　℃／
ｓｅｃ以上として厚さ１０ｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳
造し７、その際δ−Ｆｅ、ｅａｌ（Ｘ）　＝　３（Ｃｒ
＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）　　２．８（Ｎｉ＋
１／２Ｍｎ＋１／２Ｃｕ）　−８４（Ｃ十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
の晶出や析出の開始温度を低くし、凝固途中及び凝固後
の１粒の成長を抑制し７、得られた鋳片を可及的に高温
域から冷却を開始して該鋳片の復熱を抑えつつ１００″
Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で１２００　”Ｃまで冷却し
てδ精成１よγ粒を微細化し、次いで９００〜５５０℃
の温度域を５０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却し
て炭化物の析出を防止し、しかる後熱間加工、温間加工
および冷間加工の１種または２種以上を施して製品とす
ることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼７１＋Ｆｚの製造方法。

（３）１００℃，／５（ＩＣ以上の冷却速度で１２００
℃までなされる冷却が、１組以上の内部冷却ロールによ
って５％以下の圧下を鋳片に適用する状態下でなされる
ものである前項１又は２記載の表面品質と材質が優れた
Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法。

（４）凝固後の鋳片の冷却が、気体および／または液体
を用いて行われる前項１〜３の何れかに記載の表面品質
と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方
法。

以下に、本発明の詳細な説明する。

５ｕｓ３０４＠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２〜４ｍｍＪゾさの薄帯とし、冷却して巻き取
った。

こうして得られた鋳片（１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１００　ｍｍ以＋の１ブさを有する鋳片とし、こ
れを再加熱後、ホットストリブ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ｉ、に造して２〜４＋ｍ
ｍ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。

（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 大化による光沢ムラが発生ずる。

これらの製品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（ａ１））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γ粒径が大
きい場合や、鋳片０）　Ｃｒ炭化１−り析出温度域の冷
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γ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。

以下にこれらの対策について更に詳細に説明する。

冷間圧延用の材料として、γ粒径が５０ｐｍ以下の材料
とするための手段として、次のような種々の考え方があ
る。即ち、 （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。

本発明は特に上記の（１）鋳片そのものの１粒を小さく
する方法に関するものである。

まず双ロール法や単ロール法等の薄鋳片のγ粒そのもの
を小さくする方法としては、凝固時のγ粒を小さくする
と共に、その後の１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。

以上の考え方に従って本発明者等は各種組成の１８Ｃｒ
−８Ｎｉを基本とする溶鋼を実験室の小型双ロールや単
ロールで鋳造し、鋳造直下の急冷を行なって、ステンレ
ス鋼の表面品質、特に表面のうねりの原因となるロービ
ングに注目して研究を実施した。この結果、先に述べた
冷延前の１粒径をＴの平均粒度Ｍ、６以上、即ち平均粒
径として５０ｐＩ１１以下とすることが望ましいことが
判明した。

双ロール法や単ロール法等により鋳造した薄鋳片のγ粒
は、凝固後急速に成長する。したがって凝固完了後はた
だちに冷却を開始して、鋳造機出口での復熱を抑制し、
１２００℃までのγ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１００℃／ｓｅＣ以上とし
なければならない。

更に上記の冷却に加えるに、合金組成と関連して、合金
組成に合った最適な冷却条件を取ることが重要であるこ
とが判明した。

第１図はＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系三元系の平衡状態図におけ
るＣｒｅｑ　＋Ｎ１ｅｑ　’＝　３０％相当部の断面状
態図を文献（Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ　ｏｆ　ＪＷＲｌ
、νｏｌ　１４．Ｎｏ、　１．１９８５．ｐ１２５）か
ら引用したものである。ＣｒｅｑとＮ１ｅｑは次の通り
で、成分から計算される。

Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ　（％）　＋１．５　ＸＳｉ　（％）　
＋Ｎａ　（％）十Ｎｂ　（％）　十’ｒｉ　（％） １１ｉｅｑ＝Ｎｉ　（％）＋１／２Ｍｎ（％）＋１／２
Ｃｕ（％）＋３０（Ｃ（％）十Ｎ（％）） まずＣｒｅｑが小さくて、■のケースではＣｒｅｑ＝１
７．３％で初晶は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１４５０’Ｃ以上で晶出し以後成
長する。一方Ｃｒｅｑが大きくなり■のケースＣｒｅｑ
　＝　１９．５％以上では初晶は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
始め、以後成長に移るが、先に述べた（：ｒｅｑの小さ
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、γ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δ凝固を活用してＴ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１粒の成長
を抑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（χ）−３（Ｃｒ＋　　１．５Ｓｉ＋
Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）２．８　（Ｎｉ＋　１／　２Ｍｎ＋
　１　／　２Ｃｕ）　　−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８（
％） で示されるδ二Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２％以上で１０
％までとすることが有効であることが判明した。

第３図（ａ）、　（ｂ）、　（Ｃ）の金属顕微鏡組織写
真はδＦｅ、ｃａｌ（χ）を変えた成分系で２ｍｍ鋳片
に鋳造し、冷却した鋳片組織を比較して示す。図から明
らかなようにδ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）が−２，３％のも
のではＴ凝固で、１粒が成長している。δ−Ｆｅ、ｃａ
ｌ（χ）が−１，１％のものではδフェライトが残留し
、γ粒は小さくなっている。δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）が
３．０％のものでは明らかにδ凝固で、１粒はきわめて
小さいままであり、更にδ−Ｐｅ、ｃａｌ（χ）が大き
い場合には、１粒、δ相ともきわめて小さいままである
。

こうして先に述べた鋳片冷却と合わせてＣｒ−Ｎｉ系で
の組成選択が鋳片の１粒の微細化に大きな影響を有して
おり、δ−Ｐｅ、ｃａｌ（χ）を−２％以上で１０％以
下に制御することがきわめて重要である。δ−Ｆｅ、ｃ
ａｌ（Ａ）が１０％超ではこれらの効果は飽和する。

こうして、Ｔ凝固に比較してδ凝固では、γ相の析出温
度が低くなるので、凝固後の冷却開始が遅れても、より
微細なγ粒組織が得られる点で、合金組成の選択と凝固
後の冷却の選択が重要となる。

なお本発明の課題の解決策の要点は以上のような考え方
に基づくものであるが、凝固直後の鋳片の冷却、特に均
一な冷却法が重要である。Ｃｒ−Ｎｉ系の薄肉鋳造にお
いては凝固時の鋳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、１８Ｃｒ−８Ｎｉ系では凝固点
下５０゛Ｃ程度の温度域が特に高温脆化が大きく、例え
ば１０Ｃｒ−８Ｎｉ合金では、鋳片中心部で１３９０″
Ｃ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２図）。従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紐、あるいは複数組のロール冷却
を行なうことで、鋳片幅方向にわたり、復熱を防止して
有効に冷却することが出来、１２００℃までの平均冷却
速度として１００℃／ｓｅｃ以上で冷却することが出来
る。もちろん、ロール冷却と組合せて高圧の空気や窒素
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。

以下に本発明の実施例について述べる。

（実施例） １８Ｃｒ−８Ｎｉ系を基本としＮｉｌを主として変化さ
せたステンレス鋼を溶製し、内部水冷方式の双ロール鋳
造機を用いて、１ｍｍから７．５　ｍｍ厚みの鋳片に鋳
造した。成分例は第１表の通りである。δ−Ｆｅ、ｃａ
ｌ（りを−３，６〜７．８（％）まで変化させた。

鋳造機の出側には高圧窒素ガスを吹き−っける冷却手段
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、鋳片を冷却し、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、鋳造板厚、したかって鋳造速度によってｙＣなる
が、１２００℃までの平均冷却速度を２００℃〜１２０
″Ｃ／ｓｅｅとして冷却した。その後９００〜５５０℃
の範囲は水冷により５０℃／ｓｃｅ以上の冷却速度で冷
却し巻き取った。

得られた鋳片のＭＬ織を観察した結果、δＦｅ、ｃａｌ
（χ）が１％程度以下では明らかにγ粒径が認識出来、
γ粒の平均粒径が３０〜４０μｍ程度であった。しかし
δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）が２％以上の鋳片では、δフェ
ライト相も極めて細かく、かつγ粒界は識別出来ず、局
部的に認められる１粒も２゜賜以下と微細であった。こ
れらの鋳片を直接冷延したが、表面にはロービングの発
生は認められず良好であった。一方比較２１１’Ａにお
いてはδ−Ｆｅ、　ｃａ　１（Ｚ）が−３％程度でδｄ
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γ粒径が８０μｍを超え、表面光沢、
ロービングとも不良であ７つだ。

Ｃｒｅテ （う釣 （発明の効果） 本発明に従い、製品厚さに近い厚さの薄帯を連続鋳造に
よって直接的に得る簡潔なプロセスにより、表面品質と
材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板を得ること
ができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系三元系平衡状態図におけ
るＣｒｅｑ＋Ｎｔｅｑ＝　３０％相当部の断面状態図、
第２図は、５ｔｌＳ　３０４鋼の融点直下の歪負荷と割
れ発生の関係を示す図、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厚さの鋳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である。 第 図 歪？！ＮＪＩ　（℃） （中心滉壱〕 第３図 第ａｌｌ′４ （・５）

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （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
   ｅｃ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳
   造し、得られた鋳片を可及的に高温域から冷却を開始し
   て該鋳片の復熱を抑えつつ１００℃／ｓｅｃ以上の冷却
   速度で１２００℃まで冷却してδ粒或はγ粒を微細化し
   、次いで９００〜５５０℃の温度域を５０℃／ｓｅｃ以
   上の平均冷却速度で冷却して炭化物の析出を防止し、し
   かる後熱間加工、温間加工および冷間加工の１種または
   ２種以上を施して製品とすることを特徴とする表面品質
   と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方
   法。
2. （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
   ｅｃ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳
   造し、その際δ−Ｆｅ．ｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．
   ５Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）−２．８（Ｎｉ＋１／２Ｍ
   ｎ＋１／２Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８（％）で
   定義されるδ−Ｆｅ．ｃａｌ（％）を−２〜１０％とし
   て凝固の初晶をδ相とするとともにγ相の晶出や析出の
   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、得られた鋳片を可及的に高温域から冷却を開始
   して該鋳片の復熱を抑えつつ１００℃／ｓｅｃ以上の冷
   却速度で１２００℃まで冷却してδ粒或はγ粒を微細化
   し、次いで９００〜５５０℃の温度域を５０℃／ｓｅｃ
   以上の平均冷却速度で冷却して炭化物の析出を防止し、
   しかる後熱間加工、温間加工および冷間加工の１種また
   は２種以上を施して製品とすることを特徴とする表面品
   質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造
   方法。
3. （３）１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１２００℃ま
   でなされる冷却が、１組以上の内部冷却ロールによって
   ５％以下の圧下を鋳片に適用する状態下でなされるもの
   である請求項１又は２記載の表面品質と材質が優れたＣ
   ｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法。
4. （４）凝固後の鋳片の冷却が、気体および／または液体
   を用いて行われる請求項１〜３の何れかに記載の表面品
   質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造
   方法。