JPH02182353A - オーステナイト系薄肉鋳片の製造方法 - Google Patents
オーステナイト系薄肉鋳片の製造方法Info
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- JPH02182353A JPH02182353A JP158689A JP158689A JPH02182353A JP H02182353 A JPH02182353 A JP H02182353A JP 158689 A JP158689 A JP 158689A JP 158689 A JP158689 A JP 158689A JP H02182353 A JPH02182353 A JP H02182353A
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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。
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、鋳片段階から微細な結晶組織をもち表面性状
に優れたオーステナイト系薄肉鋳片の製造方法に関する
。
に優れたオーステナイト系薄肉鋳片の製造方法に関する
。
旧来の連続鋳造方法によって薄板を製造する場合、連続
鋳造用鋳型から送り出された肉厚１００關以上のスラブ
を表面手入れした後、加熱炉で１０００℃以上に加り！
−シ、粗圧延機及び仕上げ圧延機が配列されたホットス
トリップミルによって肉厚数ｇｌｆｆｌのホットストリ
ップに熱間圧延する。次いで、このホットストリップを
冷間圧延する場合には、最終製品に要求される形状、材
質０表面性状等を確保するため、軟化焼鈍を行うと共に
、表面のスケール等を酸洗、研削等によって除去してい
、る。
鋳造用鋳型から送り出された肉厚１００關以上のスラブ
を表面手入れした後、加熱炉で１０００℃以上に加り！
−シ、粗圧延機及び仕上げ圧延機が配列されたホットス
トリップミルによって肉厚数ｇｌｆｆｌのホットストリ
ップに熱間圧延する。次いで、このホットストリップを
冷間圧延する場合には、最終製品に要求される形状、材
質０表面性状等を確保するため、軟化焼鈍を行うと共に
、表面のスケール等を酸洗、研削等によって除去してい
、る。
この方式による場合、長大な熱間圧延設備が要求され、
材料の加熱及び加工のため多量のエネルギーが消費され
る。また、！＆林特製品、厚肉のスラブから多くの加工
段階を経て製造されたものであるから、集合組織が発達
している。そのため、ユーザーサイドでプレス加工等を
製品に対して加えるとき、材料の異方性を考慮すること
が必要になる。このように旧来の連続ｔｉ＃造プロセス
は、生産面や使用面から種々の問題を含むものである。
材料の加熱及び加工のため多量のエネルギーが消費され
る。また、！＆林特製品、厚肉のスラブから多くの加工
段階を経て製造されたものであるから、集合組織が発達
している。そのため、ユーザーサイドでプレス加工等を
製品に対して加えるとき、材料の異方性を考慮すること
が必要になる。このように旧来の連続ｔｉ＃造プロセス
は、生産面や使用面から種々の問題を含むものである。
この問題を解消するものとして、溶融金属からＱａ形状
に近い鋳片を製造しようとする試みが、最近注目されて
いる。たとえば、「鉄と鋼」°８５゜Ａ１９７〜°８５
．Δ２５６で特集された論文で、ホットストリップをｖ
Ｊ造によっ°Ｃ直接的に製造する各種の方式が紹介され
ている。このような連続鋳造方法にあっては、鋳片の目
標肉厚が１〜ｌＯｕのときにはツインドラム方式が、１
捷肉厚が２０〜５０＋ａｓのときにはツインベルト方式
が良いとされている。また、このような薄板ｖＪ造法に
よる鋳片組織や材料特性に関しテハ、ｒＣＡＭＰ −ｌ
Ｓ Ｉ Ｊ ＪＶＯＩ、 １１９８８、１６７０〜１
７０５頁に詳しく紹介されている。
に近い鋳片を製造しようとする試みが、最近注目されて
いる。たとえば、「鉄と鋼」°８５゜Ａ１９７〜°８５
．Δ２５６で特集された論文で、ホットストリップをｖ
Ｊ造によっ°Ｃ直接的に製造する各種の方式が紹介され
ている。このような連続鋳造方法にあっては、鋳片の目
標肉厚が１〜ｌＯｕのときにはツインドラム方式が、１
捷肉厚が２０〜５０＋ａｓのときにはツインベルト方式
が良いとされている。また、このような薄板ｖＪ造法に
よる鋳片組織や材料特性に関しテハ、ｒＣＡＭＰ −ｌ
Ｓ Ｉ Ｊ ＪＶＯＩ、 １１９８８、１６７０〜１
７０５頁に詳しく紹介されている。
しかしながら、これらの連続鋳造プロセスにおいては、
製品の材質や表面性状等に関する鋳造段階における問題
が未だ解決され°Ｃいない。すなわち、この独の方式の
連続鋳造においては、最終形状に近い鋳片を製造し、熱
延工程、熱処理工程。
製品の材質や表面性状等に関する鋳造段階における問題
が未だ解決され°Ｃいない。すなわち、この独の方式の
連続鋳造においては、最終形状に近い鋳片を製造し、熱
延工程、熱処理工程。
冷延工程等の中間段階を省略又は軽減している。
そのため、鋳片の組織１表面状態等が製品の材質や表面
性状に大きな影響を与える。
性状に大きな影響を与える。
特に、表層材として使用されるオーステナイト系ステン
レス鋼のように、その表面の平滑度や光沢等が問題とさ
れる場合には、現状の薄肉鋳片連続鋳造プロセスでは、
満足できる製品が得られない。また、Ａ−ステナイト系
ステンレス鋼にあっては、圧延後にロービングと称され
る表面欠陥や光沢ノ、うが発生し易い。
レス鋼のように、その表面の平滑度や光沢等が問題とさ
れる場合には、現状の薄肉鋳片連続鋳造プロセスでは、
満足できる製品が得られない。また、Ａ−ステナイト系
ステンレス鋼にあっては、圧延後にロービングと称され
る表面欠陥や光沢ノ、うが発生し易い。
従来の知見によるとき、この表面欠陥は、旧来の厚肉ス
ラブの連続鋳造プロセスでは、熱間圧延や熱処理工程を
組み込むことによって解消でき、したがってオーステナ
イト系ステンレス鋼にはこれらの表面欠陥は問題ないと
されている。たとえば、日本金属学会報第１９巻第１３
号１９２〜１９９頁にフェライト系ステンレス鋼の表面
欠陥について、その機構と対策が示されているが、オー
ステナイト系ステンレス鋼ではこのような欠陥は起こら
ないと報告されている。前述の「ＣへＭＰ−Ｉ Ｓ Ｉ
Ｊ Ｊ Ｖｏ１、 １１９８８．１６７０〜１７０！Ｉ
Ｎ！Ｅｌ： モ、新方式（Ｄ 薄肉鋳片連続鋳造プロセ
スで熱間圧延を省略する場合に、表面欠陥が問題となる
報告はない。しかし、今回、以下に具体的に示すように
、この種の表面欠陥が大きな問題となることが判った。
ラブの連続鋳造プロセスでは、熱間圧延や熱処理工程を
組み込むことによって解消でき、したがってオーステナ
イト系ステンレス鋼にはこれらの表面欠陥は問題ないと
されている。たとえば、日本金属学会報第１９巻第１３
号１９２〜１９９頁にフェライト系ステンレス鋼の表面
欠陥について、その機構と対策が示されているが、オー
ステナイト系ステンレス鋼ではこのような欠陥は起こら
ないと報告されている。前述の「ＣへＭＰ−Ｉ Ｓ Ｉ
Ｊ Ｊ Ｖｏ１、 １１９８８．１６７０〜１７０！Ｉ
Ｎ！Ｅｌ： モ、新方式（Ｄ 薄肉鋳片連続鋳造プロセ
スで熱間圧延を省略する場合に、表面欠陥が問題となる
報告はない。しかし、今回、以下に具体的に示すように
、この種の表面欠陥が大きな問題となることが判った。
すなわち、１３ｃｒ−８Ｎｉを基本組成とするオーステ
ナイト系ステンレス溶鋼から、ツインドラム方式の連続
！０造機によって、肉厚２〜４ＩＩＩ１１の薄肉鋳片を
製造し、冷却後に巻き取った。得られた薄肉鋳片をデス
ケーリングした後、冷間圧延、最終焼鈍８次いで酸洗し
て製品へとした。他方、厚内スラブ製造用の旧来の連続
鋳造ラインで、同じ溶鋼から肉１’Ｘ１００ｆｆｉｓ以
上のスラブを！＃造し、再加熱後、熱間圧延及び冷間圧
延を施して製品Ｂとした。
ナイト系ステンレス溶鋼から、ツインドラム方式の連続
！０造機によって、肉厚２〜４ＩＩＩ１１の薄肉鋳片を
製造し、冷却後に巻き取った。得られた薄肉鋳片をデス
ケーリングした後、冷間圧延、最終焼鈍８次いで酸洗し
て製品へとした。他方、厚内スラブ製造用の旧来の連続
鋳造ラインで、同じ溶鋼から肉１’Ｘ１００ｆｆｉｓ以
上のスラブを！＃造し、再加熱後、熱間圧延及び冷間圧
延を施して製品Ｂとした。
この製品Ａ及びＢの表面性状を比較すると、製品へには
、次のような表面欠陥が発生ずる可能性のあることが判
明した。
、次のような表面欠陥が発生ずる可能性のあることが判
明した。
■ロービングや（レンジビール
冷開圧延時や製品加工時に、微細な凹凸が薄板表面に発
生ずる。
生ずる。
■光沢ムラ
薄肉鋳片を巻き取り、酸洗−冷延一焼鈍一酸洗した製品
の表面に、光沢ムラが発生する。これは、巻取り時に打
率４の組織鋭敏化、！ｉ、界酸化。
の表面に、光沢ムラが発生する。これは、巻取り時に打
率４の組織鋭敏化、！ｉ、界酸化。
γ粒材１人化等が生じろことに原因があると考えられる
。
。
他〕ｊ、製品Ｂには、このような欠陥が発生していない
。したがって、これらの製品の表面性状に関する問題は
、旧来の厚肉スラブ連続鋳造−熱間圧延プロセスではみ
られない、オーステナイト系ステンレス溶鋼から最終形
状に近い薄肉鋳片を製造する場合に生じる特有の問題で
ある。
。したがって、これらの製品の表面性状に関する問題は
、旧来の厚肉スラブ連続鋳造−熱間圧延プロセスではみ
られない、オーステナイト系ステンレス溶鋼から最終形
状に近い薄肉鋳片を製造する場合に生じる特有の問題で
ある。
本発明者等は、これらの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１粒が大きい
場合や、Ｃｒ系炭化物の析出する温度域で薄肉鋳片の冷
却が不充分である場合、これらの表面欠陥が顕著に生じ
ることを解明した。
詳細に検討した結果、冷間圧延前の材料の１粒が大きい
場合や、Ｃｒ系炭化物の析出する温度域で薄肉鋳片の冷
却が不充分である場合、これらの表面欠陥が顕著に生じ
ることを解明した。
そして、溶鋼が冷却・凝固して薄肉鋳片となる過程の冷
却条件に改良を加え、冷間圧延前の平均１粒径を５０μ
ｍ以下にすることが効果的であることを解明し、先に特
願昭６３−２２１４７１号として出願した。
却条件に改良を加え、冷間圧延前の平均１粒径を５０μ
ｍ以下にすることが効果的であることを解明し、先に特
願昭６３−２２１４７１号として出願した。
ところが、この先願においては、冷却条件によってγ粒
の粒度を制御しているため、場合によっては冷却速度を
１０’〜ｌ（１’℃／秒まで大きくすることが必要とな
る。そのため、冷却ドラムやベルト等の抜熱能力を極め
て大きくする必要が生じ、また安定条件下での凝固シェ
ルの生成・成長が困難になる。
の粒度を制御しているため、場合によっては冷却速度を
１０’〜ｌ（１’℃／秒まで大きくすることが必要とな
る。そのため、冷却ドラムやベルト等の抜熱能力を極め
て大きくする必要が生じ、また安定条件下での凝固シェ
ルの生成・成長が困難になる。
そこで、本発明は、結晶粒微細化元素の添加を冷却速度
の制御と併せて行うことによって、冷却速度をそれほど
大きくする必要なく、平均粒径が５０ｐｍ以下のγ粒を
もつ薄肉鋳片を安定した条件下でｖＪ浩し、優れた表面
性状及び材質の製品を製造することを目的とする。
の制御と併せて行うことによって、冷却速度をそれほど
大きくする必要なく、平均粒径が５０ｐｍ以下のγ粒を
もつ薄肉鋳片を安定した条件下でｖＪ浩し、優れた表面
性状及び材質の製品を製造することを目的とする。
（Ｌｔ１題を解法するための手段〕
本発明のオーステナイト系薄肉鋳片の製造方法は、その
目的を達成するために、結晶粒微細化元素を単独又は合
計以て０．０１−１モル％添加したオーステナイト系ス
テンレス溶鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期して移動する連
続鋳造用鋳型の湯溜り部に注湯し、前記溶鋼の凝固開始
がら１２００ ℃までの温度域を１００℃／抄以上の冷
却速度で冷却して、１粒の平均粒径を５０μｍ以下に微
細化することを特撮とする。
目的を達成するために、結晶粒微細化元素を単独又は合
計以て０．０１−１モル％添加したオーステナイト系ス
テンレス溶鋼を、鋳型壁面が鋳片と同期して移動する連
続鋳造用鋳型の湯溜り部に注湯し、前記溶鋼の凝固開始
がら１２００ ℃までの温度域を１００℃／抄以上の冷
却速度で冷却して、１粒の平均粒径を５０μｍ以下に微
細化することを特撮とする。
、二こでいう結晶粒微細化元素としては、Ｌａ。
Ｃｃ、 ｉ’１． Ｎｂ、 Ｚｒ等を、単独又は
２種以上を複合して使用する。
２種以上を複合して使用する。
連続鋳造時の薄肉鋳片の冷却条件だけで１粒の成長を抑
えようとすると、前述したように冷却速度を大きくする
必要が生じる。そこで、本発明においＣは、凝固開始か
ら１２００ ｔ’までの温度域におけろ冷却速度を１０
０℃／秒以上に維持すると共に、溶鋼に０．１〜１モル
％の結晶粒微細化元素を添加している。
えようとすると、前述したように冷却速度を大きくする
必要が生じる。そこで、本発明においＣは、凝固開始か
ら１２００ ｔ’までの温度域におけろ冷却速度を１０
０℃／秒以上に維持すると共に、溶鋼に０．１〜１モル
％の結晶粒微細化元素を添加している。
溶鋼に添加された結晶粒微細化元素は、溶鋼から凝固シ
ェルが生成する際に、多数の結晶核を発り：させ、且つ
結晶粒の成長自体を抑制する。
ェルが生成する際に、多数の結晶核を発り：させ、且つ
結晶粒の成長自体を抑制する。
結晶粒微細化元素の添加により、ＩＪ凝固シェル生成・
成長するとき、内部に多数の結晶核が発生し、或いは結
晶粒の成長が抑制されるため、得られた薄肉鋳片の組織
は緻密になる。この結晶粒の成長を阻止する作用は、析
出物の半径に比例し、析出物の体積分布率に反比例する
。
成長するとき、内部に多数の結晶核が発生し、或いは結
晶粒の成長が抑制されるため、得られた薄肉鋳片の組織
は緻密になる。この結晶粒の成長を阻止する作用は、析
出物の半径に比例し、析出物の体積分布率に反比例する
。
ここで、冷却速度が大きくなるほど多数の析出物が発生
し、冷却速度が小さくなるほど発生した析出物の個数が
少なくなる。すなわち、析出物の半径は、冷却速度に反
比例する。そし−Ｃ１本発明においては、１粒の平均粒
径を確実に５０μｍ以下とするため、凝固開始から１２
００℃までの温度域における冷却速度を１０υ℃／秒以
上とした。
し、冷却速度が小さくなるほど発生した析出物の個数が
少なくなる。すなわち、析出物の半径は、冷却速度に反
比例する。そし−Ｃ１本発明においては、１粒の平均粒
径を確実に５０μｍ以下とするため、凝固開始から１２
００℃までの温度域における冷却速度を１０υ℃／秒以
上とした。
凝固開始後、結晶粒は成長を開始するが、その成長速度
は高温程大き（、かつ時間とともに成長する。最も成長
の顕著な温度範囲は１３００℃以上であり、１２００℃
未満では秒単位の短時間の成長は極めて小さくなる。し
たがって、凝固開始後の極力高温から１２００℃の間が
成長防止に重要な温度条件である。この問をできる眼り
高速で冷却することが望ましいが、１０００℃／秒で効
果が顕著で、１００℃／秒で成長抑制の効果が現れる。
は高温程大き（、かつ時間とともに成長する。最も成長
の顕著な温度範囲は１３００℃以上であり、１２００℃
未満では秒単位の短時間の成長は極めて小さくなる。し
たがって、凝固開始後の極力高温から１２００℃の間が
成長防止に重要な温度条件である。この問をできる眼り
高速で冷却することが望ましいが、１０００℃／秒で効
果が顕著で、１００℃／秒で成長抑制の効果が現れる。
とくに、結晶粒微細化元素を添加した場合には、１００
℃／秒においても成長抑制効果が顕著である。
℃／秒においても成長抑制効果が顕著である。
また、析出物の体積分布率は、結晶ｔＬ微細化元にの添
加！１１に比例して太き（な−る。しかし、結晶粒微細
化元素の添加量を大きくし過ぎると、高価な添加剤を多
口に消費するばかりか、製品の材質そのものが変わって
しまう恐れがある。この点から、結晶粒微細化元素の添
加ｍを溶鋼重量を基準として０，１〜１モル％と特定し
た。
加！１１に比例して太き（な−る。しかし、結晶粒微細
化元素の添加量を大きくし過ぎると、高価な添加剤を多
口に消費するばかりか、製品の材質そのものが変わって
しまう恐れがある。この点から、結晶粒微細化元素の添
加ｍを溶鋼重量を基準として０，１〜１モル％と特定し
た。
ず１１図は、鋳片の冷却速度及び結晶粒ｍ網化元素の添
加ＴｊｌｆＪ＜１粒の平均粒径に与える彩りを表したグ
ラフである。同図の場合には、１８ｃｒ ８ Ｎ＋を
基本組成とするステンレス溶鋼に結晶粒微細化元素とし
てＣｅを添加したときの、冷却速度と添加ｔ【とで表し
ている。しかし、冷却速度及び添加量が１粒の微細化に
与える影響は、他のオーステナイト系ステンレス鋼や結
晶粒微細化元素゛を使用したときにも、同様な傾向を示
す。
加ＴｊｌｆＪ＜１粒の平均粒径に与える彩りを表したグ
ラフである。同図の場合には、１８ｃｒ ８ Ｎ＋を
基本組成とするステンレス溶鋼に結晶粒微細化元素とし
てＣｅを添加したときの、冷却速度と添加ｔ【とで表し
ている。しかし、冷却速度及び添加量が１粒の微細化に
与える影響は、他のオーステナイト系ステンレス鋼や結
晶粒微細化元素゛を使用したときにも、同様な傾向を示
す。
第１図から明らかなように、結晶粒微細化元素の添加ｍ
が多くなるほど、冷却速度を下げても平均粒径５０μｍ
以下のγ粒が形成される。すなわち、結晶粒微細化元素
の添加は、冷却条件を緩和して、安定した条件下での凝
固シェルの生成・成長を促す。そのため、得られた薄肉
鋳片の形状特性も向上する。しかし、冷却速度と添加量
との関係が臨界曲線に近くなると、僅かなａ造条件の変
動によってＴ粒の平均粒径が５０μｍ以上となる場合が
あるので、安全を見込んで冷却速度１００℃／秒以上及
び添加Ｍの下限０．０１モル％としている。
が多くなるほど、冷却速度を下げても平均粒径５０μｍ
以下のγ粒が形成される。すなわち、結晶粒微細化元素
の添加は、冷却条件を緩和して、安定した条件下での凝
固シェルの生成・成長を促す。そのため、得られた薄肉
鋳片の形状特性も向上する。しかし、冷却速度と添加量
との関係が臨界曲線に近くなると、僅かなａ造条件の変
動によってＴ粒の平均粒径が５０μｍ以上となる場合が
あるので、安全を見込んで冷却速度１００℃／秒以上及
び添加Ｍの下限０．０１モル％としている。
このようにして、Ｔ粒の平均粒径を５０μｍ以下とした
とき、Ｕ造された薄肉鋳片から冷間圧延して（）られた
薄板は、ロービングや光沢ムラのない極めて良好な表面
状態をもつものとなる。第２図は、このＴ粒の平均粒径
とロービング発生との関係を表したグラフである。旧来
の厚肉スラブの連続鋳造−熱間圧延プロセスで製造した
オーステナイト系の鋳片を冷間圧延した薄板の表面に発
生する微細な凹凸は高さ０．２μｍ程度であり、外観上
全く問題ない。一方、ツインドラム法で鋳造した薄肉鋳
片を冷間圧延（圧下率５０％）した薄板の表面には、Ｔ
粒の平均粒径が５０μｍ超の場合、高さ１．０μｍの凹
凸が現れる。しかし、Ｔ粒の平均粒径が５０μｍ以下の
場合、凹凸の高さは０．２μｍを下回り、良好な表面性
状を示す。したがって、Ｔ粒の平均粒径を５０μｍ以下
に抑えた場合、ロービングを防止できる。
とき、Ｕ造された薄肉鋳片から冷間圧延して（）られた
薄板は、ロービングや光沢ムラのない極めて良好な表面
状態をもつものとなる。第２図は、このＴ粒の平均粒径
とロービング発生との関係を表したグラフである。旧来
の厚肉スラブの連続鋳造−熱間圧延プロセスで製造した
オーステナイト系の鋳片を冷間圧延した薄板の表面に発
生する微細な凹凸は高さ０．２μｍ程度であり、外観上
全く問題ない。一方、ツインドラム法で鋳造した薄肉鋳
片を冷間圧延（圧下率５０％）した薄板の表面には、Ｔ
粒の平均粒径が５０μｍ超の場合、高さ１．０μｍの凹
凸が現れる。しかし、Ｔ粒の平均粒径が５０μｍ以下の
場合、凹凸の高さは０．２μｍを下回り、良好な表面性
状を示す。したがって、Ｔ粒の平均粒径を５０μｍ以下
に抑えた場合、ロービングを防止できる。
Ｃ実施例〕
１８Ｃｒ−８Ｎｉを基本成分とするステンレス溶鋼に、
各種の結晶粒微細化元素を添加し、ツインドラム方式の
連Ｍｕ造機によって肉厚２．４市の薄肉鋳片を１２造し
た。このとき、溶鋼が冷却・凝固してできた凝固シェル
の温度が１２００℃に達するまで、冷却速度４００ ℃
／秒で冷却を行った。第１表は、得られた鋳片における
γ粒の平均粒径を結晶粒微細化元素ごとに表したもので
ある。なお、結晶粒微細化元素を添加しない場合に得ら
れた鋳片のγ粒の平均粒径は、８６μｍであった。
各種の結晶粒微細化元素を添加し、ツインドラム方式の
連Ｍｕ造機によって肉厚２．４市の薄肉鋳片を１２造し
た。このとき、溶鋼が冷却・凝固してできた凝固シェル
の温度が１２００℃に達するまで、冷却速度４００ ℃
／秒で冷却を行った。第１表は、得られた鋳片における
γ粒の平均粒径を結晶粒微細化元素ごとに表したもので
ある。なお、結晶粒微細化元素を添加しない場合に得ら
れた鋳片のγ粒の平均粒径は、８６μｍであった。
結晶粒Ｖ＆権化元素は、複数を組み合わせてステンレス
溶鋼に添加することもできる。この場合、合計添加ｍを
０．０１〜１モル％の範囲に維持する。
溶鋼に添加することもできる。この場合、合計添加ｍを
０．０１〜１モル％の範囲に維持する。
第２表は、ＬａＱＪモル％に対して他の結晶粒微細化元
素を組み合わせて添加したときのＴ粒の微細化効果を表
したものである。
素を組み合わせて添加したときのＴ粒の微細化効果を表
したものである。
第３表 ＴｚＬ他の元３：とのＡｌ１合せによる影背ゴ
５４表 Ｎｂと他の元素との組合せによる影響また、第
３表〜第５表は、各種の元素を組み合わせて添加したと
き、添加ｍがＴ粒の平均粒径変化に与える影響を表した
ものである。
５４表 Ｎｂと他の元素との組合せによる影響また、第
３表〜第５表は、各種の元素を組み合わせて添加したと
き、添加ｍがＴ粒の平均粒径変化に与える影響を表した
ものである。
第５表 Ｚ「と他の元素との組合せによる影響（以下、
このページ余白） なお、以上に掲げた結晶粒微細化元素は、合金或いは化
合物の形態でステンレス溶鋼に添加しても、はぼ同様な
結果が得られた。
このページ余白） なお、以上に掲げた結晶粒微細化元素は、合金或いは化
合物の形態でステンレス溶鋼に添加しても、はぼ同様な
結果が得られた。
また、各柚結晶粒微細化元素をステンレス溶鋼に添加し
、凝固開始から１２００℃までの温度域における冷却速
度を変えたところ、鋳造された薄肉鋳片のＴ粒の平均粒
径が第３図に示すように変化した。第３図から明らかな
ように、冷却速度を１００℃／秒以上に維持するとき、
Ｔ粒の平均粒径が５０μｍ以下となった。
、凝固開始から１２００℃までの温度域における冷却速
度を変えたところ、鋳造された薄肉鋳片のＴ粒の平均粒
径が第３図に示すように変化した。第３図から明らかな
ように、冷却速度を１００℃／秒以上に維持するとき、
Ｔ粒の平均粒径が５０μｍ以下となった。
このようにして、Ｔ粒の平均粒径を５０μｍ以下に制御
した薄肉鋳片に対して、圧下率５０〜９０％の冷間圧延
を行った。得られた薄板には、ロービング、光沢ノ、う
等の欠陥がない浸れた表面性状を呈していた。また、結
晶粒度が小さいため、引張り強さ５５ｋｇ／ａｓ’ 以
上の強度的にも優れたものであった。
した薄肉鋳片に対して、圧下率５０〜９０％の冷間圧延
を行った。得られた薄板には、ロービング、光沢ノ、う
等の欠陥がない浸れた表面性状を呈していた。また、結
晶粒度が小さいため、引張り強さ５５ｋｇ／ａｓ’ 以
上の強度的にも優れたものであった。
以上に説明したように、本発明においては、結晶粒微細
化元素の添加と冷却条件の制御とを組み合わせることに
より、冷却速度が比較的大きくない領域においても、鋳
造された薄肉鋳片のＴ粒の平均粒径を５０μｍ以下にし
ている。このようにして得られた薄肉鋳片を圧延すると
き、ロービングや光沢ムラのない優れた表面性状及び材
質の製品が得られる。
化元素の添加と冷却条件の制御とを組み合わせることに
より、冷却速度が比較的大きくない領域においても、鋳
造された薄肉鋳片のＴ粒の平均粒径を５０μｍ以下にし
ている。このようにして得られた薄肉鋳片を圧延すると
き、ロービングや光沢ムラのない優れた表面性状及び材
質の製品が得られる。
ｕｉＩ図は結晶粒微細化元素の添加及び薄肉鋳片の冷却
速度がＴ粒の平均粒径に与える影背を表したグラフ、第
２図はＴ粒の平均粒径とロービング発生指数との関係を
表したグラフ、第３図は冷却速度とＴ粒の平均粒径との
関係を表したグラフである。
速度がＴ粒の平均粒径に与える影背を表したグラフ、第
２図はＴ粒の平均粒径とロービング発生指数との関係を
表したグラフ、第３図は冷却速度とＴ粒の平均粒径との
関係を表したグラフである。
Claims (1)
- １、結晶粒微細化元素を単独又は合計量で０．０１〜１
モル％添加したオーステナイト系ステンレス溶鋼を、鋳
型壁面が鋳片と同期して移動する連続鋳造用鋳型の湯溜
り部に注湯し、前記溶鋼の凝固開始から１２００℃まで
の温度域を１００℃／秒以上の冷却速度で冷却して、γ
粒の平均粒径を５０μｍ以下に微細化し、冷間圧延製品
の表面品質を向上させることを特徴とするオーステナイ
ト系薄肉鋳片の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP158689A JPH02182353A (ja) | 1989-01-06 | 1989-01-06 | オーステナイト系薄肉鋳片の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP158689A JPH02182353A (ja) | 1989-01-06 | 1989-01-06 | オーステナイト系薄肉鋳片の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02182353A true JPH02182353A (ja) | 1990-07-17 |
Family
ID=11505623
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP158689A Pending JPH02182353A (ja) | 1989-01-06 | 1989-01-06 | オーステナイト系薄肉鋳片の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02182353A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5281284A (en) * | 1991-08-28 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corporation | Process for producing thin sheet of Cr-Ni-based stainless steel having excellent surface quality and workability |
| WO1996024452A1 (en) * | 1995-02-09 | 1996-08-15 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting method for austenitic stainless steel |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6130017A (ja) * | 1984-07-20 | 1986-02-12 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 酸化物垂直磁化薄膜の製造方法 |
| JPS6327407A (ja) * | 1986-07-17 | 1988-02-05 | Nippon Tokushu Noyaku Seizo Kk | 農園芸用殺菌組成物 |
| JPS63123556A (ja) * | 1986-11-13 | 1988-05-27 | Nippon Steel Corp | 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 |
-
1989
- 1989-01-06 JP JP158689A patent/JPH02182353A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6130017A (ja) * | 1984-07-20 | 1986-02-12 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 酸化物垂直磁化薄膜の製造方法 |
| JPS6327407A (ja) * | 1986-07-17 | 1988-02-05 | Nippon Tokushu Noyaku Seizo Kk | 農園芸用殺菌組成物 |
| JPS63123556A (ja) * | 1986-11-13 | 1988-05-27 | Nippon Steel Corp | 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 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5281284A (en) * | 1991-08-28 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corporation | Process for producing thin sheet of Cr-Ni-based stainless steel having excellent surface quality and workability |
| EP0530675A3 (en) * | 1991-08-28 | 1996-04-24 | Nippon Steel Corp | Process for producing thin sheet of cr-ni-baced stainless steel having excellent surface quality and workability |
| WO1996024452A1 (en) * | 1995-02-09 | 1996-08-15 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting method for austenitic stainless steel |
| US5775404A (en) * | 1995-02-09 | 1998-07-07 | Kawasaki Steel Corporation | Method of continuously casting austenitic stainless steel |
| AU694312B2 (en) * | 1995-02-09 | 1998-07-16 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting method for austenitic stainless steel |
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