JPH0342150A - 表面品質が優れた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、Ｃｒ　　Ｎｉ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ステンレスｍ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１００ｍｎ
＋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ＱＨ圧延を施し、厚さ数ｍｍ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。

従来のプロセスにおいては、長大な熱間圧延設備で、材
料の加熱及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、集合組織が発達し、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。

そこで、１００ｍｍ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、圧延動力を必要とすると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〜“＾２５６や
ｒＣＡ肝ｌ５ＩＪ　Ｊｖｏｊ’、１．１９８８．１６７
０−１７０５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１〜１０ｍｍ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。

〔発明が解決しようとする課題〕

この種の方式の連続鋳造プロセスにおいては、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、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
ことが知られている。

本発明者らが、ストリップ連鋳によるＣｒ−Ｎｉ系ステ
ンレス鋼薄板製造プロセスを詳細に研究した結果、以下
に具体的に示すように製品にロービングと称される表面
欠陥や光沢むらが発生することが判明した。

（１）　ロービング・・・冷延時に表面にＷＪ、細な凹
凸を生じる。

（２）光沢むら・・・冷延・焼鈍・酸洗後に表面に光沢
むらが現われる。

これらの製品の表面性状に関する問題は、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
し、冷延する場合に生じる特有の問題である。

本発明者らは、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γ粒が５０μ
Ｉｎ以上に大きい場合や、Ｃｒ系炭１ヒ物の析出する温
度域で薄肉鋳片の冷却が不十分の場合、これらの表面欠
陥が生じることを解明した。

そして、これらの表面欠陥を防止するために、溶鋼を凝
固・冷却する過程において溶鋼成分と冷却条件に改良を
加え、冷間圧延前の平均γ粒径を５０μｍ以下とし、か
つＣｒ系炭化物を析出させず、製品の良好な表面性状を
得るＣｒ−Ｎｉ系ステンレスｍ薄板の製造方法を発明し
た。

例えば凝固後１２００℃まで１００’Ｃ／　ｓｅｃ以上
の冷遠で冷却する方法及び成分調整により、δＦｅｃａ
ｉを一２〜１０％とする方法（特願昭６３−２２１４７
１号）である。

しかし、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼のｗＩ種によっては
その組成上δフェライトを全く含まない場合（たとえば
ＪＩＳ　５ＵＳ３０５　、５ＵＳ３１０　、５ＵＳ３１
６等）あるいは、δＦｅｃａｌ≦−２％となる組成も含
む場合（たとえばＪＩＳ　５ｔｌＳ３０４等〉があり、
上記のＦｅｃａｚを一２〜１０％とする方法を適用でき
ないため、たとえば厚さ３ｍｓ＋の鋳片ではγ粒径が３
００μｍ以上となり著しいロービング（ロービング高さ
１．２μｍ以上）が発生する場合があった。

本発明は、δＦｅｃａｌ≦−２％の場合にも有効に細粒
化してロービングを著しく低減できる、表面品質が優れ
たＣｒ−Ｎｉ系ステンレス用薄板の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、δＦｅｃａｚ　（％）
＝　３　（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋　２７ｉ＋Ｎｂ）
　−２，８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ）　−８４
（Ｃ＋Ｎ）−１９，８（各成分は一％）で定義されるδ
Ｆｅｃａｄ値が１０以下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鋳造する際に、鋳造前に溶鋼成分を
測定し、この測定値を用いてδＦｅｃａえを算出し、鋳
造温度（Ｔｃ）＝溶鋼の凝固開始温度（Ｔｓ）平過熟度
（ΔＴ）で定義されるΔＴを、δＦｅｃａｚ　＜　−２
のときにはΔＴ≦３０℃、−２≦δＦｅｃａｌ≦１０の
ときには３０℃くΔＴ≦１００℃とする、鋳造温度（Ｔ
ｃ）で凝固時の冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上として
厚さ１０ｍｎ＋以下の薄帯状鋳片に連続＠造し、得られ
た鋳片を凝固温度以下の可及的高温から冷却を開始して
、１２００℃までを１００℃／ｓｅｃ以上かつ１２００
℃から５５０℃までを１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
冷却して、鋳片のγ粒径を平均５０μｍ以下に微細化し
、そして巻き取り、デスケール、冷間圧延、最終焼鈍、
および調質圧延することを特徴とする、表面品質が優れ
た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。なお、上記の鋳造温度（Ｔｃ）は、鋳造時の
タンデイツシュ内溶鋼温度である。

本発明では、鋳造前の溶鋼成分値から算出したδＦｅｃ
ａｌに応じて鋳造時の過熱度（ΔＴ）を調整して鋳造す
ることによって、δＦｅｃａｉ≦１０％の全範囲につい
て有効に鋳造組織を細粒化する。

従来は、特にステンレス鋼の連続鋳造の場合、溶鋼の皮
張りの発生等の問題を考慮して過熱度（ΔＴ）をかなり
大きく設定し、ΔＴが４０〜５０℃以上となるような高
い鋳造温度で鋳造を行っていた。

本発明者は、上記の問題の生じない範囲でΔＴを小さく
して低温鋳造することにより、鋳造組織を従来の鋳造温
度で形成される粗大な柱状晶から微細な等輪島に変え得
ること、この微細化が特に−２％未満のδＦｅ６ａｌの
場合に有効であること、そしてこの微細化により製品薄
板のロービングを著しく低減させることができることを
見出して本発明を完成させた。

すなわち、δＦｅｃａｚ　＜　　２％のときには、ΔＴ
を３０℃以下として等輪島を生成させ、かつ鋳造以降の
冷却を前記規定したｉ囲の冷却速度で行うことにより、
鋳片のγ粒径を５０μｍ以下に細粒化できる。

前記先願においては、δｐｅｃａｔを一２〜１０％とす
ることによりδフェライト相を初晶としてγ粒を分断し
、かつγ粒界にＶ＆細なフェライトを分散させることに
より、γ粒を微細化する。本発明においても上記δＦｅ
Ｃａ１の範囲についてはこの作用を利用している。この
場合、粗大な柱状晶の分断化により微細化を行い、かつ
鋳造以降の冷却を前記規定した範囲の冷却速度で行うこ
とにより、鋳片のγ粒径を５０μ輪以下に細粒化できる
。ところが、このδＦｅＣａ１の範囲では、ΔＴを３０
℃以下として柱状晶を等輪島化して微細化するよりも柱
状晶を分断した方がより大きい微細化効果が得られる。

したがって、δＦｅｅａｌが一２〜１０？５のときには
、ΔＴを３０℃より大きくとって鋳造組織を柱状晶に維
持する必要がある。

第１図および第２図を参照して、δｐｅｃａｔ、ΔＴ、
鋳片γ粒径の間の関係を５ＵＳ３０４鋼を例にとって具
体的に説明する。

第１表に示した組成のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼Ａおよ
びＢを双ロール式連続鋳造機によって種々の鋳造温度か
ら（すなわちΔＴを変化させて）凝固時の冷却速度を５
６０℃／ｓｅｃとして厚さ２ｍｍの薄帯状鋳片に鋳造し
、凝固後は１４００から１２００℃までを３５０℃／ｓ
ｅｃの冷却速度で冷却し、１２００℃からは２０℃／ｓ
ｅｃの冷却速度で室温まで冷却した。

得られた鋳片を酸洗し、５０％の圧下率で冷間圧延した
後、最終焼鈍、酸洗、および調質圧延して薄板製品を得
た。

以下余白 第１図に、ΔＴによる鋳片γ粒径の変化を、δＦｅＣａ
１　＝　　２．５９％のＡｉｍとδＦｅｃａｌ　＝　６
．０６％のｉｌｌについて比較して示す、δＦｅｃａｌ
　＜　−２％のときには、ΔＴ〉３０℃ではγ粒径は著
しく粗大であるが、ΔＴ≦３０℃では急激に細粒Ｃヒす
る。

δＩ”ｅｃａｚ≧−２％のときには、γ粒径はΔＴによ
って大さく変化しないが、ΔＴ　＞　３０℃の場合にく
らべてΔＴ≦３０℃の場合の方がむしろ粗大化する傾向
がある。第２図に示したように、ΔＴによる冷延後のロ
ービング高さの変化は、第１図のγ粒径の変化と非常に
よく対応している。すなわち、δＦｅｃａｚ　＜　−２
％のときには、ΔＴを３０℃以下とすることによりロー
ビング高さを許容レベルにまで減少させることができる
。一方、δＦ’ｅＣａｌ≧−２２３のときには、ΔＴの
全ての範囲でロービング高さは許容レベル以下で良好で
あるが、△Ｔを３０℃より大きくした方がロービングレ
ベルがより良好である。

したがって、δＦｔ２ｃＩ、、　（１）　（１５のとき
にはΔＴ≦３０°Ｃとし、δＦｃ０６ｍ≧−２％のとき
にはΔＴ〉３０℃とする。ただし、ΔＴをあまり大きく
して鋳造温度が高くなり過ぎると、鋳片の凝固殻が破れ
たり、溶鋼の熱で凝固組織が粗大化する恐れがあるので
、ΔＴは８０℃以下とする必要がある。

製品の加工性を劣化させないためには、δＦｅｅａｌを
１０％以下として、加工誘起マルテンサイトの発生量を
制限する必要がある。

第１図および第２図の関係を、ロービング高さに及ぼす
γ粒径の影響として第３図に示した１図から明らかなよ
うに、δＦｅｃａｄが一２％より大きい場合にも小さい
場合にも、本発明によってγ粒径を５０μｍ以下とすれ
ばロービング高さは許容レベル内に制御できる。

凝固後は鋳片のｔＸ＝によるγ粒粗大化を防止するため
に１２００℃までを１００℃／ｓｅｃ以上の冷却とする
。１２００℃から５５０℃までは、Ｃｒ系炭化物の析出
による鋳片の鋭敏化を防止するために１０℃７／ｓｅｃ
以上の冷却速度で冷却する。

〔実施例〕

第２表に示した組成のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼溶鋼を
、双ロール式連続鋳造機によって、種々の鋳造温度で（
すなわちΔＴを変化させて）、凝固時の冷却速度を５６
０℃ｓｅｃとして、厚さ２ｍｍの薄帯状鋳片に鋳造し、
凝固後は１４００〜１２００℃までの温度域を１００℃
／ｓｅａの冷却速度で冷却し、その後引き続き２０℃／
ｓｅｃの冷却速度で室温まで冷却した。得られた鋳片を
酸洗した後、５０％と８５％の２種類の圧下率でそれぞ
れ冷間圧延し、その後最終焼鈍、酸洗、および調質圧延
した。得られた薄板製品のロービングを評価した。結果
を第３表に示す。

以下余白 上記結果から、本発明法にしたがって、δＦｅｃａえの
値に応じて適正なΔＴとした場合は、γ粒径が５０μｍ
以下に細粒化され、ロービング高さは許容範囲内（０，
２μｍ以下）であった。これに対し、同一組成の溶鋼で
あってもδ）”ｅｃａｔとΔＴの組合せが不適正であっ
た比較法の場合は、γ粒径が１６０〜１８０μｍに粗大
化し、ロービング高さは許容範囲を越えていた。

〔発明の効果〕

以上説明したように、本発明によれば、従来は不可能で
あった低δＦｅｃａｌの組成をも含めて、鋳片組織を微
細化してロービングを防止することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ΔＴと鋳片γ粒径との関係を２水準のδｌ’
ｅｃａｚについて比較して示すグラフ、第２図は、ΔＴ
とロービング高さとの関係を２水準のδＩ’ｅｃａｚに
ついて比較して示すグラフ、および 第３図は、鋳片γ粒径とロービング高さとの関係を示す
グラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １、δＦｅ＿ｃ＿ａ＿ｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ
   ＋Ｍｏ＋２Ｔｉ＋Ｎｂ）−２．８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋
   ０．５Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８（各成分はｗ
   ｔ％）で定義されるδＦｅ＿ｃ＿ａ＿ｌ値が１０以下と
   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鋳造す
   る際に、鋳造前に溶鋼成分を測定し、この測定値を用い
   てδＦｅ＿ｃ＿ａ＿ｌを算出し、鋳造温度（Ｔｃ）＝溶
   鋼の凝固開始温度（Ｔｓ）＋過熱度（ΔＴ）で定義され
   るΔＴを、δＦｅ＿ｃ＿ａ＿ｌ＜−２のときにはΔＴ≦
   ３０℃、−２≦δＦｅ＿ｃ＿ａ＿ｌ≦１０のときには３
   ０℃＜ΔＴ≦１００℃とする鋳造温度（Ｔｃ）で凝固時
   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連続鋳造し、得られた鋳片を凝固温
   度以下の可及的高温から冷却を開始して、１２００℃ま
   でを１００℃／ｓｅｃ以上かつ１２００℃から５５０℃
   までを１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して、鋳片
   のγ粒径を平均５０μｍ以下に微細化し、そして巻き取
   り、デスケール、冷間圧延、最終焼鈍、および調質圧延
   することを特徴とする、表面品質が優れたＣｒ−Ｎｉ系
   ステンレス鋼薄板の製造方法。