JPS63192537A - オ−ステナイト系ステンレス鋼鋳片の連続鋳造法 - 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〕 この発明は、連続鋳造法によって製造されたオーステナ
イト系ステンレス鋼のブルームやスラブ、さらにその熱
間圧延材に表面疵（表面割れ）が発生するのを防止し、
もって疵取り工程の省略による歩留向上と工数削減を可
能とするオーステナイト系ステンレス鋼鋳片の連続鋳造
法に関するものである。

〔従来の技術〕

近年、両端解放鋳型を具備した垂直型あるいは彎曲型な
どの連続鋳造機を用いて、オーステナイト系ステンレス
鋼鋳片を連続鋳造する方法が行なわれている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

しかし、上記の連続鋳造法によってオーステナイト系ス
テンレス鋼のブルームやスラブなどの鋼片を製造しよう
とすると、その鋳造の途中で鋼片に加わる曲げ応力や冷
却に起因して生じる熱応力によって表面疵が発生したり
、さらには連続鋳造によって得られた鋼片の直送圧延時
やホットチャージ圧延、さらＣ二再加熱圧延時にも同様
な表面疵が圧延材に発生するといったトラブルが目立ち
、これが製品歩留向上の障害となっているばかりでなく
、熱間直送圧延やホットチャージ圧延などを採用して鉄
鋼製造プロセスの省力化および省エネルギー化を推進す
る上でも大きな障害となっている。

しかして、上記の表面疵は、例えばＮｂ成分を含有する
５ＵＳ３４７鋼では、熱応力や、彎曲型連続鋳造機にお
ける曲げもしくは矯正といった変形中にＮｂＣ粒子が粒
界と粒内に微細に析出し、この結果粒界近傍に歪集中が
起って粒界割れがもたらされ、また工業的に不可避であ
るＳやＡｓ成分といった８８！鼠の不純物が粒界に偏析
し、粒界を著しく脆化して粒界破壊を招くなど、いずれ
も粒界割れを伴って起るものであることから、このよう
な成分の含有ｌを制御することによって鋳片の表面疵防
止をはかる試みもなされたが、この場合には製品の品質
（特性）確保やコスト面で限界がある上、成分組成の調
整基準が今一つ明確でなく、したがって成分組成の調整
のみでは十分に満足できる効果をあげ得ないのが現状で
ある。

〔問題点を解決するための手段〕

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、連続鋳
造されたオーステナイト系ステンレス鋼のブルームやス
ラブ、さらにその熱間圧延材（二表面疵が発生するのを
確実に、かつ実施容易な手段で防止すべく研究を行なっ
た結果、 ｆａ）　　連続鋳造された鋳片の結晶粒界割れは、従来
云われていたよう（二、結晶粒界に析出または偏析する
炭化物、窒化物、硫化物、あるいをま不純物などにかか
わる成分の含有酸に影響されることもさることながら、
これらの析出や偏析密度を左右するオーステナイト（γ
）粒の粒度（二大きく影響され、凝固・冷却中のγ粒の
粗大化は鋳片の粒界害１」れを著しく助長すること。

さらに具体的に述べれば、第１図（二、重電％で、Ｃ：
０．０５％、　　　Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ　：　０．
６５％、　　　Ｐ：０．０２０％、Ｓ：０．００４％、
　　Ｃｒ：１９．１％Ｎｉ　：　１２．０％、　　　Ｎ
：０．００５％、Ｎｂ：０．３０　　％、 を含有１残りがＦｅとその他の不可避不純物力＼らなる
組１ｆｆｌ’＆有するオーステナイト系ステンレス鋼ｃ
以下Ａ鋼という）を用い、高温延性に及ぼすγ粒度の影
響を調査した結果を示し、また、第２図に、同じく重眼
％で、 Ｃ：０．０４％、　　　Ｓｉ：０１２０％、Ｍｎ　：　
０．７０％、　　　Ｐ：０．０２２％、Ｓ：０．００５
％、　　Ｃｒ：２５．２％、Ｎｉ：２０．３％、　　　
Ｎ：０．００７％、を含有し、残りがＦｅとその他の不
可避不純物からなる組成２有するオーステナイト系ステ
ンレス鋼（ｌ］下Ｂ鋼という）を用い、同じく高温延性
（二及ぼすγ粒度の影響を調査した結果を示したが、第
１図に示されるように、　Ｎｂやｖを含有するオーステ
ナイト系ステンレス鋼では、連続鋳造中の曲げや矯正、
あるいは熱応力といった９００〜８００℃近辺の低歪速
度変形中にＮｂＣなどの炭化物析出（＝よって上記の粒
界破壊を生じて脆化することが明らかであり、また、第
２図に示されるよう（＝、炭窒化物の動的析出を生じな
いオーステナイト系ステンレス鋼でも圧延に相当するよ
うな高歪速度変形を施すと、丁変圧延温度に相当する１
１００℃近辺で脆化を生じ、それぞれ表面疵発生の主原
因となることが明らかであること。

ｆｂ）　　凝固・冷却中のγ粒の粗大化は、オーステナ
イト単相となってから急激に起り、しかも温度が高いほ
どその傾向が著しいが、凝固が進行中の冷却速度を大き
くする、すなわち両端解放鋳型内で形成された凝固表層
部を固相線以上の温度から少なくとも１２００℃までを
１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却すると、γ粒の微
細化が可能となり、γ粒を微細化すると、第１，２図の
鍛造材Ｃ粒径：１００μｍ）と鋳放し材ｃ粒径：４酵）
との比較からも明らかなように脆化の程度が著しく緩和
されること。

以上（ａｌおよび（ｂｌに示される知見？得たのである
。

この発明は、上記知見にもとづいて々されたものであっ
て１両端解放鋳型内でオーステナイト系ステンレス鋼の
凝固表層部を溶鋼から形成した後、該凝固表層部を固相
線以上の温度から少々くとも１２００℃までを１０℃／
　ｓｅｃ　Ｉｄ上の冷却速度で冷却するオーステナイト
系ステンレス鋼鋳片の連続鋳進法に特徴を有するもので
ある。

なお、この発明の方法において、対象とするオーステナ
イト系ステンレス鋼は、Ｆｅ　、　ＣｒおよびＮｉを主
成分として含有する常温付近でγ相となる通常のステン
レス鋼であり、δ−フェライトを初晶とするステンレス
鋼でもよく、また、オーステナイト系ステンレス鋼鋳片
の冷却速度制約の対象となる表層部とは表面疵と直接関
係する１０ｍｍまでをいい、好ましくは２０ｒＭＪｌ″
！でを急冷するのがよい。

また、この発明の方法を実施するに当り、凝固開始後か
ら１２００″Ｇまでの冷却速度を１０℃７’ｓｅｃ以上
の高冷却速度とする具体的手段について検討するに、垂
直型または彎曲型連続鋳造機に使用されている通常の鋳
型（長さが７００〜９００＋ｍｎ、あるいはこれ以上）
では、溶鋼メニスカス近傍でこそ凝固表層部と鋳型壁と
が溶融パウダーを介して密着した状態の凝固が進行し、
十分な冷却速度が確保されるものの、それより下方にな
ると溶鋼の凝固収縮と鋳片の温度降下に伴う収縮とで鋳
片は鋳型壁面から離れ、鋳型の抜熱作用を損なうエアー
ギャップを生じるようになり、著しい冷却遅れが生じる
ので、上記のような早い時期での高冷却速度の確保は不
可能であるという問題があり、また寸法の短かい鋳型を
使用した場合、鋳型内で形成される鋳片の凝固表層部は
ごく薄いので、鋳型下端から早めに引き抜いた鋳片に冷
却媒体を吹き付けて高温変域での冷却速度を高めるとい
う手段を試みると、鋳片のブレークアウトが起きる危険
がきわめて高いなどの問題があるが、連続鋳造用鋳型と
して、第３図に概略断面図で示されるように、鋳型１の
下部内壁面２に鋳片の凝固表層部の温度測定用検温セン
サー３と、冷却媒体吹き込み用ノズル４とを配設し、か
つ該下部内壁面２の上方に冷却媒体吸引用導通孔６乞設
けた鋳型を用いると、下部内壁面に達した凝固表層部９
の温度が上記の固相線以上の温度から少なくとも１２０
０℃までの温度範囲（γ粒微細化の急冷効果が期待でき
る範囲）であるか否かを検温センサー３にて検知するこ
とができるとともに、前記の適正温度域にある凝固表層
部を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するように検
温センサー３を介して冷却媒体吹き込み用ノズル４から
の冷却媒体吹き込み眼を調節でき、かつ、吹き込まれた
冷却媒体は、鋳型１の上部内壁面５と溶鋼７のメニスカ
ス８との間に間隙を作ってそこから上方に吹き抜け、メ
ニスカス８近傍の冷却を不安定化するのを冷却媒体吸引
用導。

通孔６からのスムーズな排出により防止できるようにな
り（第３図において、１ｏは冷却水通路、１１は冷却水
スプレーノズルを示す）、この結果鋳片ブレークアウト
による危険を確実に回避しつつ鋳込まれた溶鋼の高温で
の高い冷却速度を容易に確保することが可能となり、鋳
片の凝固表層部を固相線以上の温度から１０℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で冷却するという条件を安定して達成で
きるようになるのである。

すなわち、第３図において、鋳型１中に溶鋼７が鋳込ま
れると、先ず鋳型の上部内壁面５の抜熱作用によってご
く薄い凝固表層部が形成されるが、この上部内壁［１ｉ
１ｉ５の長さを、例えば４００ｍｍ程度（メニスカス下
の長さ：３００＋ｍｎ程曜）とごく短かくしておくと、
鋳片の凝固表層部が形成されたばかりの部分は直ちに鋳
型の下部内壁面２の位置（二まで降下されることとなり
、冷却媒体吹き込み用ノズル４から吹き込まれて冷却媒
体吸引用導通孔６へと還流する例えばＨｅガスや、Ｈｅ
ガスと水との混合ガスなどの冷却媒体によって効率よく
、冷却されるので、従来の両端開放鋳型におけるような
゛凝固や冷却による収縮のために凝固表層部が鋳型内壁
面から離れて両面間に空気喘を形成し、これによって冷
却遅れを生じる”という不都合をきたすことがなく、し
かも検温センサー３により急冷開始鋳片の凝固表層部温
度を正確に確認することができる上、冷却速度の調整も
容易となり、したがって凝固表層部の高温度域における
高い冷却速度が安定に確保されるものであり、また、こ
のような構造の鋳型であれば所望厚の凝固表層部が形成
されるまでの鋳片部分を鋳型内に止めておくことができ
るので、ブレークアウトによる危険も生じることがない
のである。なお、第３図はこの発明の方法の急冷態様を
示したものであり、これに何ら制限されるものではない
。

さらに、こ）の発明の方法において、固相線以上の温度
から少なくとも１２００℃までの温度範囲における冷却
速度を１０℃１ｓｅｃＩｄ上と定めたのは、前記温度範
囲の冷却速度が１０℃７ｓｅｃ未満になると、所望の組
織微細化、すなわちγ粒微細化をはかることが困難で、
表面疵の発生を完全に防止することができないという理
由からであり、また上記高冷却速度による冷却温度範囲
の下限値を１２００℃、あるいはこれＵ下と定めたのは
、γ粒径は１２００℃までの急冷で決ってしまうからで
ある。

さらに、具体的に述べれば、上記のＡ鋼およびＢ鋼の小
片を、直径：２０ｍＸ長さ＝４０ｒＭｌのアルミするつ
ぼで１５００℃に加熱して溶解した後、種々の冷却速□
□□で１２００℃まで冷却後水冷した場合のγ粒径と冷
却速度の関係が第４図に示しである。

第４図に示されるように、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度でγ粒微細化効果が著しく現われるようになることが
わかる。

〔実施例〕

つぎに、この発明の方法を実施例により具体的に説明す
る。

通常の溶解法にて、 Ｃ：０．０４％、　　　Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．
６５％、　　　　Ｐ：０．０２１％、Ｓ：０．００４％
、　　Ｃｒ：２５．３％、Ｎｉ：１９．５％、　　　　
Ｎ：０．００８％、を含有し、残りがＦｅと不可避不純
物からなる組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼
（以下Ｃ鋼という）、および、 Ｃ：０．０５％、　　８ｉ：０．３１％、Ｍｎ　：　０
．５５％、　　　Ｐ：０．０２２％、Ｓ：０．００３％
、　Ｃｒ：１９．２％、Ｎｉ：１１．５％、　　　Ｎ：
０．００９％、Ｎｂ：０．３０％、 を含有し、残りがＦｅと不可避不純物からなる組成を有
するオーステナイト系ステンレス鋼（限下り鋼という）
、をそれぞれ溶製し、第３図に示される構造を有し、か
つ全長ニア００１＋＋＋＋ｌＸ上部内壁面長さ：３００
＋＋＋＋＋＋の寸法？もった両端開放鋳型１を備えた半
径：１２．５ｍｍの彎曲型連続鋳造機を用い、前記鋳型
１内における凝固表層部９の冷却速度をそれぞれ、７℃
／ｓｅｃ、１０℃／気および２０℃／ｓｅｃとした条件
で連続鋳造して、２５０　ｔｔａｎ　Ｘ　２１００ｍｍ
の断面寸法をもった鋳片とし、この鋳片における表面疵
の発生状況を観察し、ついでこの鋳片を温ｉ：１２５０
℃に再加熱して厚さ＝５０咽の熱間圧延材とし、この状
態でも表面疵を目視により観察することにより本発明法
を実施した。

また、比較の目的で、鋳型として、冷却媒体吹込み用ノ
ズル、冷却水スプレーノズルおよび検温センサーを具備
しない全長ニア００ｍｍの従来両端開枚鋳型を用いる以
外は同一の条件で従来法を実施した。

〔発明の効果〕

この結果、本発明法で製造された鋳片、並びにこれより
の熱間圧延材には、いずれの場合も表面疵の発生は皆無
で、手入れを全く必要としないのに対して、従来法（二
おいては、Ｃ鋼およびＤ鋼の鋳片とも表面疵が多発し、
かつ熱間圧延材でもいずれの鋼も表面疵が発生し、クラ
インダ研削を必要とするものであった。

上述のように、この発明の方法によれば、連続鋳造法に
よって製造されたオーステナイト系ステンレス鋼のブル
ームやスラブ、さら（二その熱間圧延材に表面疵が発生
するのを防止することができるので、疵取り工程が省略
でき、これに伴ない、歩留向上と工数削減による低コス
ト化をはかることができるなど工業上有用な効果がもた
らされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図はオーステナイト系ステンレス鋼の
高温延性に及ぼすγ粒度の影響を示す図、第３図はこの
発明の方法の急冷態様を示す概略断面図、第４図は１２
００℃までの冷却速度とγ粒径との関係図である。 １・・・鋳型、　　　　　２・・・下部内壁面、３・・
・検温センサー、 ４・・・冷却媒体吹込用ノズル、 ５・・・上部内壁面、６・・・冷却媒体吸引用導通孔、
７・・・溶鋼、　　　　　８・・・メニスカス、９・・
・凝固表層部、　　１ｏ・・・冷却水通路、１１・・・
冷却水スプレーノズル。 出願人　　住友金属工業株式会社 代理人　　　富　　　１）　　和　　　夫１％）ＶＭ １％）Ｖ８

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 両端解放鋳型内でオーステナイト系ステンレス鋼の凝固
   表層部を溶鋼から形成した後、該凝固表層部を固相線以
   上の温度から少なくとも１２００℃までを１０℃／ｓｅ
   ｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とするオーステ
   ナイト系ステンレス鋼鋳片の連続鋳造法。