JPH0339421A - 耐溶接割れ性を有する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無い、い
わゆる同期式連続鋳造プロセスによって製品厚さに近い
サイズの鋳片を鋳造し、耐溶接割れ性を有するＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス鋼薄板を製造する方法に関する。

〔従来の技術〕

従来、連続鋳造法を用いてＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄
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
手入れを行ない、加熱炉において１０００℃以上に加熱
した後、粗圧延機および仕上げ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ｍＩｌ
＋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なうと
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。

溶接材料としてのＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板も上記
のプロセスで製造されていたが、次のような問題点があ
った。

ステンレス溶接材料は、耐溶接割れ性を付与するために
、オーステナイト中にある程度のδフェライトを分散さ
せた組織とする必要がある。必要なδフエライト量は一
般に５〜１０％以上であることが知られている（たとえ
ば、「ステンレス鋼便覧（初版）」、日刊工業新聞社、
１９７３年８月３０日発行ｐ、　７２５を参照）。

一方、前記従来プロセスでは熱間圧延を行なう必要があ
るが、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の熱間加工性は組織中
のδフェライト量ｉこよって大きく影響を受ける。特に
δフエライト量が５〜３０％程度の範囲では熱間加工温
度での絞り値が著しく低下するため、熱延中に表面割れ
が多発し易い（たとえば、「高温変形と高温破壊」　（
鉄鋼基礎共同研究会高温変形部会第３回シンポジウムテ
キスト、１９８１年２月１７日）ｐ、　１８２を参照）
。したがって熱間加工性の面からは、δフエライト量が
この範囲になることを避けることが望ましい。

しかし、実用されているステンレス溶接材料には、前記
耐溶接割れ性の観点からこの範囲のδフエライト量を有
するものが多く、歩留りや生産性の向上にとって大きな
障害であった。

〔発明が解決しようとする課題〕

最近、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ー
や圧延動力を必要とするという問題を解決すべく、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。

例えば、「鉄と鋼Ｊ　’８５．　Ａ１９７〜’　Ａ２５
６やｒＣＡＭＰＩＳＩＪＪ　ｖｏｌ、１．１９８８．１
６７０〜１７０５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叩の水準である
ときは双ロール方式が、また鋳片のゲージが２０〜５０
ｍｍの水準であるときは双ベルト方式が検討されている
。

ステンレス溶接材料の製造に、連続鋳造によってホット
ストリップと同等の厚さの鋳片を直接得る上記プロセス
を用いれば、熱間加工性に起因する種々の技術的拘束が
なくなるので、極めて有利である。

しかし、ホットストリップの形状に近い薄肉鋳片の鋳造
においては、従来の厚い鋳片の鋳造にくらべて著しく急
冷凝固となるため、凝固収縮による鋳片の割れが発生し
やすいという新らたな問題が生じた。

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プロセスによって製品厚さに近い
サイズの鋳片を鋳造する際の急冷凝固による鋳片の割れ
発生を防止した、耐溶接割れ性を有する（：、ｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼薄板を製造方法を提供することを目的と
する。

〔課題を解決するための手段〕

上記の目的は、本発明によれば、δＦｅ、　ｃａｔ　（
％）＝　３　（Ｃｒ＋　１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ）　−
２，８（Ｎｉ　＋１／２Ｍｎ＋１／２Ｃｕ）　−８４（
Ｃ＋Ｎ）　−１９，８（％）で定義されるδＦｅ、ｃａ
ｔ（％）が４％以上となる組成のＣｒ−Ｎｉ系ステンレ
ス鋼溶鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する連続鋳
造機によって厚さ１０ｍｍ以下の薄肉鋳片に鋳造し、凝
固温度から１２００℃までを１０℃／ｓｅｅ以上の速度
で冷却し、９５０℃から６００℃までの温度範囲を５℃
／ｓｅｃ以上の速度で冷却し、６００℃以下の温度で巻
き取り、その後通常のデスケール、冷間圧延、最終焼鈍
、および調質圧延を行なうことを特徴とする、耐溶接割
れ性を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法
によって達成される。

前記薄肉鋳片の割れ発生を防止するために、本発明者は
、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系の高温状態図をもとに、各種の成
分糸の合金について鋳型浸漬法で小型の鋳片を作成し、
それらの鋳片表面の収縮状況を調査した。

第２図は、Ｆｅ７０％でＣｒｅｑ＋Ｎ１ｅｑ＝　３０％
相当の合金の高温状態図である。図中の■、■、■合金
相当合金相当性分作成し、凝固後の表面収縮状況を調査
した。その結果、第１図に示したように、高温で３元共
晶域に相当する合金■の場合に表面の収縮が顕著で凹凸
が大であったが、共晶域外の■と■の合金では表面は平
滑で収縮応力が小さいことが判明した。（厳密には三元
共晶か三元包共晶かは議論がある。ここでは三元共晶あ
るいは三元（包）共晶と表現した。いづれにしてもこの
三相（Ｌ＋δ＋Ｔ）共存域が問題である。〉更にこれら
の合金、■、■、■を双ロール式鋳造試験機で鋳造した
ところ、共晶域外の合金では割れが顕著で、共晶域内の
■は割れと湯じわが顕著であったが、共晶域外の合金で
δ凝固の■は割れもなく、表面性状が良好であった。こ
のように、三元の晶をはずれたδ凝固の組成が急冷凝固
時の割れ抵抗が大きく、かつ表面性状も良好であること
を初めて見出した。Ｆｅ５０％相当域では、三元の共晶
をはずす合金組成はδＦｅ、ｃａｔ（％）＝３　（Ｃｒ
量　１．５　Ｓｉ十Ｍｏ）　−２，８（Ｎｉ＋１／２Ｍ
ｎ＋１／２Ｃｕ）　−８４（Ｃ＋Ｎ）　−１９，８％の
式においてはδＦｅ、ｃａｌ　（％）が４％以上に相当
する。したがって４％以上のδＦｅ、ｃａｌ　（％）に
おいて良好な鋳造性が得られ、鋳片の割れ発生が防止で
きる。

第３図はＦｅ（ｉＱ％でＣｒｅｑ＋Ｎ１ｅｑ＝　４０％
相当の高温状態図で、Ｃｒ量やＮｉ量の多い場合である
。

この場合にも、高温での三元（包〉共晶組成をはずした
δ凝固組成で鋳片の割れもしわも少なく良好であった。

この場合δＦｅ、ｃａｌは１６％以上で良好であった。

（第２図、第３図の高温状態図はいずれもＪ、Ｃ０Ｌ１
ｐｐｏｌｄ　ａｎｄ　Ｗ、Ｆ、Ｓａｖａｇｅ；　Ｗｅｌ
ｄ、Ｊ、５８゜１９７９、３６２Ｓによる。）合金組成
は鋳造性の点からは、δＦｅ、ｃａｔ　（％）が大きい
方が良好であるが、δＦｅ、ｃａｔ　（％）が余り大き
くなり７０％を越えるようになると、鋳片の巻取り中等
でσに変化しやすく、又、合金の特性的にも特に大きな
効果は認められなくなる。合金組成としては、前記の式
で定義されたδＦｅ、ｃａｔ（％）を適用できるＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス鋼でδＦｅ、　ｃａｌ　（％）≧４を
満たす範囲であればよい。Ｃ：、ｒ−Ｎｉ系ステンレス
鋼とは、１８Ｃｒ−８Ｎｉステンレス鋼で代表されるオ
ーステナイト・ステンレス鋼および２相ステンレス鋼を
も含む。通常のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼においてよく
利用されるような、Ｃｒ、Ｎｉ量はもちろん、Ｓｉ・Ｍ
ｎ、Ｎ、Ｃｕ・Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ等を含有してもよい。

従来知られているように、溶接性の観点からＳ≦０．０
０６０％、ｌ≦０．０５０％に制限することができる。

本発明においては、上記δＦｅ、　ｃａｌ　（％）≧４
の組成を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼溶鋼を、鋳型
壁面が鋳片と同期して移動する連続鋳造機（双ロール式
、双ベルト式等）によってホラトス）　ＩＪツブ厚さと
同等の厚さ１０ｍｍ以下の薄肉鋳片に鋳造する。鋳造中
、凝固温度から１２００℃までを１０℃／ｓｅｃ以上の
速度で冷却することにより、凝固組織中のδ相の粗大化
を防止する。次に、σ相生成による脆化を防止するため
に、９５０〜６００℃の温度範囲を５℃／ｓｅｃ以上の
速度で冷却し、かつ６００℃以下で巻取る。

その後、常法通りのデスケール、冷間圧延、最終焼鈍、
および調質圧延を行ないステンレス鋼薄板製品を得る。

その際、製品形状および表面粗さの観点から、冷間圧延
の合計圧下率を４０％以上とすることが望ましい。最終
焼鈍は、従来一般に行なわれているのと同様に、１００
０〜１２５０℃の温度で保持した後急冷することにより
行なう。

〔作　用〕

本発明においては、δＦｅ、ｃａｌ　（％）を４％以上
としたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼を同期式連続鋳造機に
よって厚さ１０ｍｍ以下の薄肉鋳片に鋳造することによ
って、鋳造時の鋳片割れを防止して、耐溶接割れ性を有
するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板を製造することがで
きる。

以下に、実施例により本発明を更に詳細に説明する。

〔実施例〕

第１表に示した組成のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼溶鋼を
、一対の内部水冷式ロールを鋳片と同期移動する鋳型壁
として槽底した双ロール式連続鋳造機によって、厚さ３
．　Ｏｍｍの鋳片に鋳造した。第１表中、サンプルＮα
１〜５はδＦｅ、　ｃａｌ　（％）≧４とした本発明鋼
であり、サンプルＮα６〜７はδＦｅ、Ｃａ１（％〉く
４％とした比較鋼である。

臥下金白 鋳造後は双ロール出口から鋳片を冷却して、凝固温度か
ら１２００℃までを１０℃／ｓｅｃ以上で冷却してδ相
やＴ相の成長を防止する。

更に９５０〜６００℃間は５℃／ｓｅｃ以上で冷却して
、巻取り温度を６００℃以下とし、σ相脆化を防止する
。

供試溶鋼の内、高温で三元（包〉共晶域外でδ凝固組成
の本発明成分では鋳片割れもなく、鋳片表面の湯じわ発
生もなく良好であったが、比較鋼では割れが発生し、か
つ表面性状も不良であった。

その後、鋳片をデスケールし、常法通り冷間圧延し最終
焼鈍した。これらの製品を使用して、溶接したが、ナメ
付は溶接や、パイプに成形後の溶接、あるいはバンドア
ーク溶接材のいずれにおいても、常法の溶接条件では本
発明鋼は溶接割れを起こさず良好であったが、比較鋼に
はいずれの条件でも溶接割れが発生し不良であった。

〔発明の効果〕

以上説明したように、本発明の方法によれば、本発明は
、鋳片と鋳片内壁面間に相対速度差のない、いわゆる同
期式連続鋳造プロセスによって製品厚さに近いサイズの
鋳片を鋳造する際の急冷凝固による鋳片の割れ発生を防
止して、耐溶接割れ性を有する高δフエライト量のＣｒ
−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、第２図の■、■、■の合金組成に相当する溶
鋼を鋳型に浸漬し２叩厚鋳片とした場合の鋳片表面の状
態を示す斜視図、 第２図は、Ｆｅ７０％、　Ｃｒｅｑ＋Ｎ１ｅｑ＝　３０
％に相当する合金の高温状態図、 および 第３図は、Ｆｅ６０％、　Ｃｒ＋Ｎｉ’＝　４０％に相
当する合金の高温状態図である。 Ｃｒ、、　（’／１１） １５ ５ ２５　　　３０ １５　　　１０ ５ ４０ｗｔ　０ｔｏｃｒ ○　ｗＬ　’１０　Ｎシ 第３図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １、δＦｅ、ｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍ
   ｏ＋Ｎｂ）−２．８（Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋１／２Ｃｕ）
   −８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８（％）で定義されるδＦｅ
   、ｃａｌ（％）が４％以上となる組成のＣｒ−Ｎｉ系ス
   テンレス鋼溶鋼を、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厚さ１０ｍｍ以下の薄肉鋳片に鋳造
   し、凝固温度から１２００℃までを１０℃／ｓｅｃ以上
   の速度で冷却し、９５０℃から６００℃までの温度範囲
   を５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却し、６００℃以下の温
   度で巻き取り、その後通常のデスケール、冷間圧延、最
   終焼鈍、および調質圧延を行なうことを特徴とする、耐
   溶接割れ性を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製
   造方法。