JPH0565263B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は、鋳片と鋳型内壁面内で相対速度差の
ない、所謂同期式連続鋳造法を用いて、Cr−Ni
系ステンレス鋼ストリツプを製造するプロセスに
おいて、連続鋳造を、鋳片厚さが製品ゲージに近
い厚さとなる形で行なうに際し、鋳造過程ならび
に熱間圧延過程で、材料（ストリツプ）に割れを
生ぜしめない製造方法に関する。 （従来の技術） 従来、ステンレス鋼ストリツプを得るには、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つて熱間圧
延してホツトストリツプを得、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、ストリツプ表面欠陥の研削
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つても、前述の問題がある。 即ち、従来のプロセスにあつては、何れも100
mm以上の厚さを有する鋳片を出発材としてこれを
熱間圧延機列によつてホツトストリツプに圧延す
る。このホツトストリツ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
たホツトストリツプを焼鈍によつて軟化せしめ、
冷延し易くするとともに、熱間圧延過程でホツト
ストリツプに生じたスケール疵等を、酸洗工程の
後に研削によつて除去することを、事前に行なわ
ねばならない。 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ツ
トストリツ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、ホツ
トストリツプと同等が或いはそれに近い厚さの鋳
片（ストリツプ）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、ホツトスリツ
プを連続鋳造によつ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つては、得ようと
する鋳片（ストリツプ）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
が専ら適用される。 これら、ストリツプを、連続鋳造によつて直接
的に得る過程を織込んだステンレス鋼ストリツプ
の製造プロセスにおいては、鋳造可能なストリツ
プ幅の拡大ならびに、一貫プロセス技術の確立が
基本的な技術的課題となつている。 而して、連続鋳造によつて得ようとする鋳片
（ストリツプ）の幅を拡大して生産性を向上せし
めようとするとき、たとえばツインドラム方式の
連続鋳造法で幅の拡大に伴なつて、幅方向におい
て凝固が不均一となり易く、このことに起因して
鋳造過程で鋳片に割れを生じ易い。 この種の鋳片の割れは、ストリツプを連続鋳造
によつて直接的に得る過程を織込んだステンレス
鋼ストリツプの製造プロセスにおいて、重大な隘
路となる。 鋳造過程で鋳片（ストリツプ）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つ
て、幅方向における凝固を均一化する近接方法も
考えられるけれども、鋼組成によつて問題を解決
する近接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、ストリツプを、溶鋼の連続鋳造に
よつて直接的に得る過程を織込んだ、Cr−Ni系
ステンレス鋼ストリツプの製造プロセスにあつ
て、十分に広い幅のストリツプを対象とするとき
も、鋳造過程で鋳片（ストリツプ）に割れを生じ
ることのない製造方法を提供することを目的とし
てなされた。 （問題点を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは、重量で、Cr：
16〜35％、Ni：５〜35％、Si：４％以下、Mn：
７％以下、Ｃ：0.2％以下、Ｎ：0.4％以下、Ｏ：
0.008％以下、Ｐ：0.035％以下、Ｓ：0.008％以下
を含み、Mo：７％以下、Cu：３％以下、Al：７
％以下、Nb：１％以下、Ti：１％以下、Zr：0.2
％以下の１種以上を含有し、残部がFeおよび不
可避的不純物からなるCr−Ni系ステンレス鋼で
あつて、Ｎ含有量と（Ｓ＋Ｏ−0.8Ca）の関係に
おいて下記式(1) （Ｓ＋Ｏ−0.8Ca）≦10^k ……(1) 〔ただし、Ｓ、Ｏ、Caはppm、ｋ＝2.22−2.25N
（Ｎ：重量％）〕 を満足するようにＳおよびＯを低減するととも
に、Ca添加量を0.01％以下の範囲内で変化させ、
かつ下記式(2) δ・Fe_cal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）19.8
……(2) 〔ただし、Cr、Si、Mo、Ni、Mn、Cu、Ｃ、Ｎ
は重量％〕 で決まるδ・Fe_cal（％）を−７以上として、得ら
れる鋳片にδフエライトが存在するようにした溶
鋼を連続鋳造し、鋳造過程における鋳片の凝固時
の冷却速度を30℃／sec以上とし、さらに凝固直
後から1100℃の間の冷却速度を10℃／sec以上と
して鋳片に残留するδフエライトとγ相を微細化
せしめることを特徴とする鋳造過程および熱間圧
延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス
鋼の製造方法にある。 以下に、本発明を詳細に説明する。 既に述べたように、所謂同期式連続鋳造法によ
り、極力製品ゲージに近い厚さの鋳片（ストリツ
プ）を得るプロセス、たとえばツインドラム（双
ロール法）方式のプロセスにおいては、鋳片（ス
トリツプ）の広幅化に伴なつて、幅方向における
凝固の不均一さに起因して局部的な収縮による応
力が発生し、材料の延性限界をこえると、凝固直
後の鋳片表面に割れを生じ易い。 また、凝固後、鋳片を熱間圧延する場合にも凝
固不均一部から割れを発生することがある。 前述のような、鋳片の割れを防止するために
は、凝固を均一化させ、局部的な収縮を発生させ
ないことが有効な手段たり得るけれども、凝固直
後の鋳片が極力延性に富むものであることも重要
である。 従来、通常の100mm以上の厚さを有する連続鋳
造鋳片の割れ、就中、凝固直後の割れ、或は、再
加熱後の熱間圧延過程での割れ現象の解明ならび
にその防止手段については種々の研究がなされて
来た。 しかしながら、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
だ十分ではなかつた。 発明者等は、急冷強固される、薄いゲージの鋳
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、
溶融開始温度を測定し、その後急冷して、溶融開
始温度から100℃低温のところで保持し、引張試
験を実施し、破断までの試験片の絞り（％）と引
張強度を測定した。絞りが60％以上の大きな合金
は融点直下で延性の大きな材料である。なお、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：0.1〜4.0％ Ｏ：0.002〜0.001％ Mn：0.1〜7.0％ Ｎ：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％ 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、特にＮのレベルを変えて、不純物の
許容レベルについて検討した。 これらの結果、主要合金組成が凝固直後の材料
延性に及ぼす影響はさほど大きくないことが判明
した。むしろ大きな影響を及ぼす成分は、Ｓ、
Ｎ、Ｐ、Ｏ、Ｃのいわゆる不純物成分の量で、特
にＳ、Ｎ、Ｏ、Ｐの悪影響が顕著である。 従来よりＳ、Ｐに関しては鋳片の延性に不利な
ことは推定されているが、急冷凝固した薄鋳片に
ついてはＯはもとよりＮの悪影響が大きいことが
判明した。したがつて、これら悪影響のある成分
に関しては極力低減することが必要である。しか
しＮとＣについては目的によつては活用したい成
分であることから、本発明においてはＳ、Ｏ、Ｐ
を極力低減する方向で検討しＮ量との関連で許容
領域を明らかにしたものである。 一方他成分の影響としてはCaの活用が極めて
有効であり、次いでTiが有効でZrも少量で効果
がみられた。又、δフエライトが存在した場合に
は割れの防止に有効であつた。したがつて、これ
らの有効成分をうまく活性することが重要であ
る。 Ｓは鋼種によつては0.006％以下で延性を大き
く改善する。又Caを添加した場合にはＳを固定
することになり更に有利でＳ−0.8×Caとして作
用する。鋼中のＮ量が多くなるとこれらＳの低
減、あるいはCaの組合せ作用としてのＳ−0.8×
Caを一層低減することが必要になる。このＮ量
の影響は有効なδフエライトを減ずる点やＮが高
温延性を減ずるためと考えられる。 Ｏも鋼種によつては0.008％以下で延性を大き
く改善する。更に望ましくは0.005％未満であり、
鋼中のＮ量が多い合金においては更に低減するこ
とが必要になる。こうして、Ｓ−0.8×CaとＯ量
の合計を規制することが必要になるが、その規制
限界は合金のＮ量と関係し、多くの合金での結果
を示したものが第１図である。第１図において○
印は、前述の溶融引張り試験で、溶融以下100℃
での合金の延性（絞り％）が60％以上のものであ
り、×印は30％以下である。薄鋳片で割れを生じ
ないためには60％以上の絞りが望ましい。こうし
て、急冷凝固した合金のＳ＋Ｏ−0.8×Ca量は鋼
中のＮ量との関係で第１図の通り規制されねばな
らない。Ｎ量によつてはＳとＯの低減のみで満足
されるが、Ｎ量の多い合金ではCaを使用しない
と、この関係を満足することは困難である。 第１図に示すように、本発明においてＮ含有量
を0.4％以下と規定するのは、Ｎ含有量が0.4％を
超えると固溶限を超えるために凝固時に鋳片に気
泡を生じ割れを発生するからである。従つて、Ｓ
およびＯの含有量に関係なくＮ含有量は0.4％以
下でなければならない。一方、Ｓ＋Ｏ−0.8Caの
上限は、本発明において規定されるＳ≦0.008％
およびＯ≦0.008％から160ppmとなる。 本発明においては、第１図に示すように、Ｎ含
有量との関係において（Ｓ＋Ｏ−0.8Ca）の量を
規制することによつて、連続鋳造過程或いは熱間
圧延過程において鋳片に割れを惹起することなく
Cr−Ni系ステンレス鋼を製造することができる。 Caと同様の効果はTi、Zrにもみられるが、Ca
の作用効果が大きい。Ｐは鋼種によつては0.030
％以下で延性を改善するが、特に0.015％以下が
有効である。しかしこのＰの有害さは鋳片にδフ
エライトを残存させ、Ｐをδフエライトに優先固
溶させることで軽減することが出来る。こうして
Ｐの多い鋼種では鋳片にδフエライトを多く残存
させることが必要である。 δフエライトの効果はすでに通常CC鋳片にお
いても知られ、鋼成分からδフエライを予測する
式が活用されている。いわゆるδフエライトCal
として知られている。（δ・FeCal）。 本発明者等が従来通常の厚手CC鋳片の割れ防
止に関して使用して来たものはシエフラーの式を
基本とした次式である。 δ・FeCal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋１／２Mn＋１／２Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）− 19.8 ……(1) ところが双ロール法等の急冷薄鋳片に残存して
存在するδフエライト量は通常のCC鋳片の場合
とは若干挙動を異にすることが判明した。 第２図に示す通り、従来使用して来たδフエラ
イトCalと薄鋳片に残存するδフエライト量との
関係においては、δ・FeCalが−７％程度におい
ても薄鋳片ではδフエライトが残存し、δ・
FeCal＋４％程度から残存するδフエライト量の
間にほぼ１対１の直線関係が認められる。したが
つてδ・FeCalを−７％以上となるように(1)式で
コントロールし、薄鋳片にδフエライトを残存さ
せることが必要で、望ましくはＰ量に応じて、鋳
片の残存δフエライトを多くするようにコントロ
ールすべきである。 ところが、鋳片に残留したδフエライトは、厚
手CCの場合には熱間圧延の前の加熱炉中で消滅
させ得るが、加熱炉を省略した場合には消滅させ
ることが出来ない。その量が多いと特に形状の大
きなままで残存してはステンレス鋼の特性に好ま
しくない。薄鋳片の凝固速度、並びに凝固後の冷
却速度とδフエライトの形状について調査した結
果、鋳片の組織、特にδフエライトの組織に対し
ては凝固時の冷却速度よりも、凝固直後から1100
℃までの間の冷却速度の影響が大きいことが判明
した。具体的に鋳片の凝固時の冷却速度を30℃／
sec以上とした場合、オーステナイト系ステンレ
ス鋼を主体とした薄鋳片で、凝固直後から1100℃
までの冷却速度を大きくしていくとδフエライト
が微細になり特に10℃／sec〜30℃／sec以上とす
ると、残留したδフエライトが極めて微細とな
り、均一分散していることが判明した。又、この
場合にはγの組織も微細となる。10℃／sec未満
の冷却速度では残留するδフエライトが成長して
大きくなり、好ましくない。 こうして凝固後の冷却速度を10℃／sec以上に
大きくすると、残留するδフエライトが微細・均
一に分散し、こうして微細分散したδフエライト
は鋳片のその後のわずかの熱間加工中や、冷間加
工後の短時間の最終焼鈍で消滅しやすく、製品特
性に影響することはない。こうして微細分散した
δフエライト量は50％程度まで有効に活用するこ
とが出来る。 その後1100℃未満の冷却はδフエライトの形態
には影響しない。したがつて、熱間圧延を加えて
鋳片の形状を整えるなり、直接冷却してもδフエ
ライトの形態や鋳片の割れには影響しない。熱間
圧延を加える場合も、熱間圧下率として50％以下
では、圧延時に割れを発生することはない。 （実施例） 通常通り、溶製し２次精錬をされた各種のCr
−Ni系ステンレス鋼を溶製した。溶製された鋼
の成分を第１表に示す。これらは先に述べたよう
に主成分はもちろん、特に、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｐ、Ｏ
に注目して、Ｎ量に応じて第１図をもとに、Ｓ＋
Ｏ−0.8×Ca量をコントロールし、かつ鋳片に残
留するδフエライト量をδ・FeCalをもとに第２
図からコントロールして、成分調整した。 その後、取鍋にて十分温度コントロールした
後、水冷式銅鋳型より成る双ロール鋳造機により
鋳造し、８mmから１mmの薄鋳片を鋳造した。鋳造
幅は600〜1000mmである。双ロール直下から気体
及び水により幅方向に均一に冷却して、1100℃ま
で冷却した。 鋳片はその後冷却され巻取られたが、Ｓ＋Ｏ−
0.8×CaとＮ量の規制を満たす本発明鋼の鋳片に
は割れは全く発生しなかつた。 一部の鋳片には1200℃〜1000℃間で50％以下の
圧下率で熱間圧延を加えたが、この熱間圧延時に
も割れは発生しなかつた。又鋳造組織にはδフエ
ライトが残存し、きわめて微細に分散していた。 第１表に示した比較法では、成分規定が本発明
の要件を満たさず、Ｓ＋Ｏが高すぎるため鋳造後
の鋳片に割れが発生した。 本発明鋳片はその後、酸洗し冷延工程を経て、
製品としたが、耐食性や機械的性質は良好であつ
た。

【表】

〔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系ステンレス鋼の製造法としてはきわめ
て工業的効果の大きな方法と言うことが出来る。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼中のＮ％とＳ＋Ｏ−0.8×Ca（ppm）
との関係を示す図、第２図は急冷薄鋳片に残存す
るδフエライト量とδフエライトCalとの関係を
示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量で、Cr：16〜35％、Ni：５〜35％、
   Si：４％以下、Mn：７％以下、Ｃ：0.2％以下、
   Ｎ：0.4％以下、Ｏ：0.008％以下、Ｐ：0.035％以
   下、Ｓ：0.008％以下を含み、Mo：７％以下、
   Cu：３％以下、Al：７％以下、Nb：１％以下、
   Ti：１％以下、Zr：0.2％以下の１種以上を含有
   し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるCr
   −Ni系ステンレス鋼であつて、Ｎ含有量と（Ｓ
   ＋Ｏ−0.8Ca）の関係において下記式(1) （Ｓ＋Ｏ−0.8Ca）≦10^k ……(1) 〔ただし、Ｓ、Ｏ、Caはppm、ｋ＝2.22−2.25N
   （Ｎ：重量％）〕 を満足するようにＳおよびＯを低減するととも
   に、Ca添加量を0.01％以下の範囲内で変化させ、
   かつ下記式(2) δ・Fe_cal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo） −2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）19.8
   ……(2) 〔ただし、Cr、Si、Mo、Ni、Mn、Cu、Ｃ、Ｎ
   は重量％〕 で決まるδ・Fe_cal（％）を−７以上として、得ら
   れる鋳片にδフエライトが存在するようにした溶
   鋼を連続鋳造し、鋳造過程における鋳片の凝固時
   の冷却速度を30℃／sec以上とし、さらに凝固直
   後から1100℃の間の冷却速度を10℃／sec以上と
   して鋳片に残留するδフエライトとγ相を微細化
   せしめることを特徴とする鋳造過程および熱間圧
   延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス
   鋼の製造方法。