JPH03100124A - 表面品質の優れた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、い
わゆる同期式連続鋳造法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１Ｍ薄板を製
造するプロセスにおいて、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１００■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、厚さ数置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ぐおいては、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ーを必
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、１００ｍｍ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いはそ
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．　Ａ１
９７〜°８５．＾２５６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圓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２０〜５０ｍｍ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簡略化されるために、
ステンレス鋼製品の表面特性が、鋳片性状に敏怒に影響
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
テンレス鋼薄板を得ることができる簡潔な製造プロセス
を提供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、δ−Ｆｅ、ｃａｌ　（％）＝３（Ｃｒ
＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）　　２．８｛Ｎｉ＋
０．５Ｍｎ＋０，５Ｃｕ＋３０（Ｃ＋Ｎ）　）　　１９
．８（％）で定義されるδ−Ｆｅ、ｃａｌ（％）の値が
一２〜１０％となる組成を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレ
ス鋼を、鋳型壁面が鋳片と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１０印以下の薄帯状鋳片に鋳造し、得られた鋳
片を可及的高温から６５０°Ｃ以下の温度まで２０°（
／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却してから巻き取り、
酸洗を施した後、圧下率４０％以上の冷間圧延を行い、
焼鈍を行った後、伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を
行うことを特徴とする表面品質の優れたＣｒ−Ｎｉ系ス
テンレス鋼薄板の製造方法である。

以下に、本発明の詳細な説明する。

ＳＯ３３０４鋼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２〜４−厚さの薄帯とし、冷却して巻き取った。

こうして得られた鋳片（薄帯）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１００ｍ以上の厚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鋳造した鋳片から製造し
た２Ｂ製品板には、次のような表面欠陥が発生する可能
性があることが判明した。

（１）ロービング・・・冷延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むらが発生 する。

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（薄帯）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、鋳片のＣｒ炭化物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
の表層３００趨のγ粒径を粒度Ｎｌ１６以上、即ち５０
ｔｎａ以下とすることが、また光沢むら対策としては、
鋳片の巻取りまでの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、鋳片の表層３００ｍのγ粒径
を５０ｐｍ以下に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）Ｉ鋳片そのもののγ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）！ｌ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γ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γ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
　　８　Ｎｉ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
べた冷延前の鋳片の表層３００趨について、１粒径を平
均粒度隘６以上、即ち平均粒径として５０庫以下とする
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１粒
は、凝固後２．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、平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ
以上で冷却し、６５０°Ｃ以下の温度で巻き取ることが
必要である。

更に上記の冷却に加えて、合金組成もγ粒径の微細化に
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　＋　Ｎ　ｉｅｑ　＃　３０％相当部の断
面状態図を文献（Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ　ｏｆ　ＪＷ
Ｒｌ、　Ｖｏｌ、１４．　Ｎｏ、１＋　１９８５＋ｐ１
２５）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　（％）＋１，５ＸＳｉ（％）＋Ｎａ（
％）＋Ｎｂ　（％）　＋Ｔｉ　（％） Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ　（％）　＋１／２Ｍｎ（％）　＋１／
２Ｃｕ（％）＋３０（Ｃ（％）十Ｎ（％）） まずＣｒｅｑが小さ（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％以上では初品は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Ｃｒｅｑの小さいケ
ースに比較すると１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γ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−Ｐｅ、ｃａｌ　（％）　＝　３　（Ｃｒ４１．５Ｓ
ｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）−２，８｛Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋
１／２Ｃｕ）　　８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８（％）で示
されるδ−Ｆｅ、ｃａｌ　（％）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。δ−Ｆｅ、
ｃａｌ　（％）が１０％超ではこれらの効果は飽和する
。

こうして、合金組成の適性化と凝固後の冷却制御によっ
て表層３００−の１粒径を５０μ以下とする鋳片が得ら
れる。

該鋳片は、デスケーリングの後、冷間圧延、焼鈍、（焼
鈍雰囲気に応じて酸洗工程が入る事もある）、調質圧延
工程を経て薄板製品とされる。

冷延工程においては鋳片の形状を整えるとともに、デス
ケーリング時に発生するミクログループ等を消して製品
板に良好な表面性状を得るために４０％以上の圧下率を
必要とする。本プロセスでは冷延素材（薄鋳片）の表層
３００趨の平均１粒径を５０−以下としているので冷延
板のロービングは極めて小さい、低圧下率では高圧下率
の時よりロービングの発生が大きく冷延板には多少ロー
ビングが認められるが、後で説明する調質圧延で解消出
来る程度のロービングである。

焼鈍工程では製品板の材質確保のため焼鈍後の仮の結晶
粒度阻が６〜８になるように焼鈍温度、焼鈍時間をコン
トロールすることが必要である。

然る後調質圧延を行うが、従来プロセス（熱延工程を含
む）では冷延時のロービングの発生が無かったので調質
圧延では製品板の表面を整えるとともに幾分かの材質コ
ントロールを行う程度の軽い調質圧延であったが（圧延
率０．３％程度）、本プロセスでは冷延時に発生する軽
いロービングを矯正して良好な表面を得るため調質圧延
での圧下率を若干多めに（０，３〜１．５％）する事が
必要である。

以上の本発明プロセスによって、良好な表面性状を有し
材質も良好なＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板製品が得ら
れる。

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Ｎｉ量を主として変化
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、１．６　ｃｍから７．３鵬厚みの鋳片
に鋳造した。成分例は第１表の通りである。

δ−Ｆｅ、ｃａｌ　（％）を−３，７８〜７．９３　（
％）まで変化させた。

鋳造機の出側には高圧窒素ガスを吹きつける冷却手段に
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、種々の冷却速度で鋳片を冷却した。また、冷却
速度によっては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、したがって鋳造速度によ
って異なるが、巻き取りまでを平均冷却速度１０〜３０
０℃／　５１３Ｃの種々の冷却速度で冷却し、９５０〜
４００℃の範囲の種々の温度で巻き取った。

得られた鋳片の組織を観察した結果、本発明鋼では表層
３００−までの平均γ粒径が５０／ｍ以下であった。こ
れらの鋳片を酸洗した後、５０％または８５％の圧下率
で冷延し、焼鈍後、伸び率０．６〜１．２％で調質圧延
した。得られた製品の表面にはロービングも光沢むらも
発生せず良好であった。一方比較鋼においては、δ−Ｆ
ｅ、ｃａｌ　（％）が−２％未満でδ凝固の効果が発揮
されなかったり、巻き取りまでの平均冷却速度が不足し
たり、巻き取り温不良であった。

以下余白 〔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、表面品質の
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＋Ｎ１ｅｑζ３０％相当部の断面状態図で
ある。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １、δ−Ｆｅ．ｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋
   Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）−２．８｛Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．
   ５Ｃｕ＋３０（Ｃ＋Ｎ）｝−１９．８（％）で定義され
   るδ−Ｆｅ．ｃａｌ（％）の値が−２〜１０％となる組
   成を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳
   片と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１０ｍｍ以下
   の薄帯状鋳片に鋳造し、得られた鋳片を可及的高温から
   ６５０℃以下の温度まで２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却
   速度で冷却してから巻き取り、酸洗を施した後、圧下率
   ４０％以上の冷間圧延を行い、焼鈍を行った後、伸び率
   ０．３〜１．５％の調質圧延を行うことを特徴とする表
   面品質の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方
   法。