JPH0670253B2 - 表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents
表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法Info
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- JPH0670253B2 JPH0670253B2 JP63286690A JP28669088A JPH0670253B2 JP H0670253 B2 JPH0670253 B2 JP H0670253B2 JP 63286690 A JP63286690 A JP 63286690A JP 28669088 A JP28669088 A JP 28669088A JP H0670253 B2 JPH0670253 B2 JP H0670253B2
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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、所
謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳片厚さを製品厚さ
に近いサイズとしてCr-Ni系ステンレス鋼薄板を製造す
る方法において、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。
謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳片厚さを製品厚さ
に近いサイズとしてCr-Ni系ステンレス鋼薄板を製造す
る方法において、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100mm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℃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mmのホットストリップとしてい
た。
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においては、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。
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においては、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、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、
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。たとえば、「鉄と鋼」′85、A197〜′85、A2
56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。
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。たとえば、「鉄と鋼」′85、A197〜′85、A2
56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。
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。
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、鋳片性状に敏感に影響
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。
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、鋳片性状に敏感に影響
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
ーピ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。
ーピ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） 本発明の要旨は下記の通りである。
（１）18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr-Ni系ステンレ
ス鋼を、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、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
可及的に凝固温度から冷却を開始して該鋳片の復熱を抑
えつつ100℃/sec以上の冷却速度で1200℃まで冷却して
δ粒或いはγ粒の成長を防止し、γ粒径を板厚全体で平
均50μｍ以下に微細化し、次いで1200℃〜550℃の温度
域を10℃/sec以上の平均冷却速度で冷却してγ粒の成長
を抑制すると共に炭化物の析出を防止し、しかる後熱間
加工、温間加工および冷間加工の一種または２種以上を
施して製品とすることを特徴とする表面品質と材質が優
れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法。
ス鋼を、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、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
可及的に凝固温度から冷却を開始して該鋳片の復熱を抑
えつつ100℃/sec以上の冷却速度で1200℃まで冷却して
δ粒或いはγ粒の成長を防止し、γ粒径を板厚全体で平
均50μｍ以下に微細化し、次いで1200℃〜550℃の温度
域を10℃/sec以上の平均冷却速度で冷却してγ粒の成長
を抑制すると共に炭化物の析出を防止し、しかる後熱間
加工、温間加工および冷間加工の一種または２種以上を
施して製品とすることを特徴とする表面品質と材質が優
れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法。
（２）請求項（１）に規定する製造方法において、δ−
Fe.cal（%）=３（Cr+1.5Si+Mo+Ti+Nb）-2.8（Ni+0.5Mn+
0.5Cu）-84（Ｃ+Ｎ）-19.8（%）で定義されるδ−Fe.ca
l（%）を−２〜10％としてδ相を凝固の初晶或いは共晶
とし凝固途中のγ粒の成長を抑制して凝固を完了しγ相
の晶出や析出の開始温度を低くして、鋳片γ粒径を板厚
全体で平均50μｍ以下にする表面品質と材質が優れたCr
-Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法。
Fe.cal（%）=３（Cr+1.5Si+Mo+Ti+Nb）-2.8（Ni+0.5Mn+
0.5Cu）-84（Ｃ+Ｎ）-19.8（%）で定義されるδ−Fe.ca
l（%）を−２〜10％としてδ相を凝固の初晶或いは共晶
とし凝固途中のγ粒の成長を抑制して凝固を完了しγ相
の晶出や析出の開始温度を低くして、鋳片γ粒径を板厚
全体で平均50μｍ以下にする表面品質と材質が優れたCr
-Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法。
（３）請求項（１）に規定する製造方法において100℃/
sec以上の冷却速度で凝固後1200℃までなされる冷却
が、内部冷却ロール・外部から水冷されるロール・空冷
ロールなどを組合せた１組以上のロールによって５％以
下の圧下を鋳片に適用する状態下でなされるものである
表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の製
造方法。
sec以上の冷却速度で凝固後1200℃までなされる冷却
が、内部冷却ロール・外部から水冷されるロール・空冷
ロールなどを組合せた１組以上のロールによって５％以
下の圧下を鋳片に適用する状態下でなされるものである
表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の製
造方法。
（４）請求項（１）に規定する製造方法において請求項
（２）の成分系で請求項（３）の冷却方法を用いて行な
う表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の
製造方法。
（２）の成分系で請求項（３）の冷却方法を用いて行な
う表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の
製造方法。
（５）請求項（１）に規定する製造方法において100℃/
sec以上の冷却速度で凝固後1200℃までなされる冷却
が、気体および／または液体を用いて行なわれる表面品
質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の製造方
法。
sec以上の冷却速度で凝固後1200℃までなされる冷却
が、気体および／または液体を用いて行なわれる表面品
質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の製造方
法。
（６）請求項（１）に規定する製造方法において請求項
（２）の成分系で請求項（５）の冷却方法を用いて行な
う表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の
製造方法。
（２）の成分系で請求項（５）の冷却方法を用いて行な
う表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の
製造方法。
（７）請求項（１）に規定する製造方法において100℃/
sec以上の冷却速度で凝固後1200℃までなされる冷却が
５％以下の圧下を鋳片に適用する状態下で内部冷却ロー
ル・外部から水冷されるロール・空冷ロールなどを組合
せた１組以上のロールでなされる冷却と気体および／ま
たは液体を用いて行われる冷却を組合せた冷却方法でな
される表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄
板の製造方法。
sec以上の冷却速度で凝固後1200℃までなされる冷却が
５％以下の圧下を鋳片に適用する状態下で内部冷却ロー
ル・外部から水冷されるロール・空冷ロールなどを組合
せた１組以上のロールでなされる冷却と気体および／ま
たは液体を用いて行われる冷却を組合せた冷却方法でな
される表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄
板の製造方法。
（８）請求項（１）に規定する製造方法において請求項
（２）の成分系で請求項（７）の冷却方法を用いて行な
う表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の
製造方法。
（２）の成分系で請求項（７）の冷却方法を用いて行な
う表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の
製造方法。
以下に、本発明を詳細に説明する。
SUS 304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２〜4mm厚さの薄帯とし、冷却して巻き取った。
ロール（ツインドラム）連続鋳造試験機によって鋳造し
て２〜4mm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100mm以上の厚さを有する鋳片とし、これを再加
熱後、ホットストリップ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。
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100mm以上の厚さを有する鋳片とし、これを再加
熱後、ホットストリップ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て２〜4mm厚さの
薄帯とし、冷却して巻き取ったものをデスケーリング後
冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して2B製品としたもの
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。
ラム）連続鋳造試験機によって鋳造して２〜4mm厚さの
薄帯とし、冷却して巻き取ったものをデスケーリング後
冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して2B製品としたもの
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）ローピングやオレンジピール…冷延時または製品
加工時に表面に微細な凹凸を生じる。
加工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ムラが発生
する。
敏化や粒界酸化またはγ粒粗大化による光沢ムラが発生
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。
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。
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、ローピング対策としては、冷間圧延前の材料
のγ粒径を粒度No.6以上、即ち50μｍ以下とすること
が、また光沢むら対策としては、鋳片の高温域における
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。
のγ粒径を粒度No.6以上、即ち50μｍ以下とすること
が、また光沢むら対策としては、鋳片の高温域における
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、γ粒径が50μｍ以下の材料と
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） 薄鋳片そのものの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） 薄鋳片を、冷間加工し、焼鈍して、再結晶細粒
化する、 等である。
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） 薄鋳片そのものの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） 薄鋳片を、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。
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。
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。
以上の考え方にしたがって本発明者等は各種組成の18Cr
−8Ni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、とくに表面のうねりの原因となるローピ
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γ粒径をγの平均粒度No.6以上、即ち平均粒径
として50μｍ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
γ粒は、凝固後急速に成長する。凝固後鋳片のγ粒の成
長を抑制するのに必要な冷却速度を調べるため種々の材
質の鋳型を用いて凝固後の冷却速度及び冷却温度域を変
化させγ粒径を測定後直接冷延し、ローピングを評価し
た。
−8Ni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、とくに表面のうねりの原因となるローピ
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γ粒径をγの平均粒度No.6以上、即ち平均粒径
として50μｍ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
γ粒は、凝固後急速に成長する。凝固後鋳片のγ粒の成
長を抑制するのに必要な冷却速度を調べるため種々の材
質の鋳型を用いて凝固後の冷却速度及び冷却温度域を変
化させγ粒径を測定後直接冷延し、ローピングを評価し
た。
その結果、凝固後1400〜1200℃において粒成長が著しく
進行すること、そのため1400〜1200℃までを急冷するこ
とが必要であることが判った。
進行すること、そのため1400〜1200℃までを急冷するこ
とが必要であることが判った。
第１図は18.3％Cr−8.3〜９％Ni合金の小型サンプルを
種々の材質の鋳型に鋳造・凝固させ、1400〜1200℃まで
の平均冷速と鋳片γ粒径の関係を示した図であるが、10
0℃/sec未満の冷速では粒径が50μｍ超になり、ローピ
ングが不良であった。
種々の材質の鋳型に鋳造・凝固させ、1400〜1200℃まで
の平均冷速と鋳片γ粒径の関係を示した図であるが、10
0℃/sec未満の冷速では粒径が50μｍ超になり、ローピ
ングが不良であった。
第２図は1400〜1200℃までの平均冷速と鋳片を直接冷延
したときのローピング高さの関係を示している。ローピ
ング高さが冷速の増加によって低下しており100℃/sec
以上の冷速でローピング高さが現行のSUS304プロパー冷
延製品板並みの0.2μｍ以下になっている。すなわち140
0〜1200℃までの平均冷速を100℃/sec以上としなければ
ならないことが判った。
したときのローピング高さの関係を示している。ローピ
ング高さが冷速の増加によって低下しており100℃/sec
以上の冷速でローピング高さが現行のSUS304プロパー冷
延製品板並みの0.2μｍ以下になっている。すなわち140
0〜1200℃までの平均冷速を100℃/sec以上としなければ
ならないことが判った。
更に上記の冷却に加えるに、合金組成と関連して、合金
の組成に合った最適な冷却条件を採ることが重要である
ことが判明した。
の組成に合った最適な冷却条件を採ることが重要である
ことが判明した。
第３図はFe−Cr-Ni系三元系の平衡状態図におけるCreq+
Nieq≒30％相当部の断面状態図を文献（Transaction o
f JWRI.Vol 14.No.1.1985.p125）から引用したもので
ある。CreqとNieqは次の通りで、成分から計算される。
Nieq≒30％相当部の断面状態図を文献（Transaction o
f JWRI.Vol 14.No.1.1985.p125）から引用したもので
ある。CreqとNieqは次の通りで、成分から計算される。
Creq=Cr（%）+1.5×Si（%）+Mo（%）+Nb（%）+Ti（%） Nieq=Ni（%）+1/2Mn（%）+1/2Cu（%）+30（Ｃ（%）+Ｎ
（%）） まずCreqが小さくて、のケースではCreq=17.3％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℃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％以上で初晶は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γ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γ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。
（%）） まずCreqが小さくて、のケースではCreq=17.3％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℃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％以上で初晶は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γ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γ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−Fe.cal（%）=３（Cr+1.5Si+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。
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。
第５図（ａ），（ｂ），（ｃ）の金属顕微鏡組織写真は
δ−Fe.cal（%）を変えた成分系で2mm鋳片に鋳造し、冷
却した鋳片組織を比較して示す。図から明らかなように
δ−Fe.cal（%）が−2.3％のものではγ凝固で、γ粒が
成長している。δ−Fe.cal（%）が−1.1％のものではδ
フェライトが残留し、γ粒は小さくなっている。δ−F
e.cal（%）が3.0％のものでは明らかにδ凝固で、γ粒
はきわめて小さいままであり、更にδ−Fe.cal（%）が
大きい場合には、γ粒、δ相ともきわめて小さいままで
ある。このように先に述べた鋳片冷却と合わせてCr-Ni
系での組成選択が鋳片のγ粒の微細化に大きな影響を有
しており、δ−Fe.cal（%）を−２％以上で10％以下に
制御することがきわめて重要である。δ−Fe.cal（%）
が10％超ではこれらの効果は飽和する。
δ−Fe.cal（%）を変えた成分系で2mm鋳片に鋳造し、冷
却した鋳片組織を比較して示す。図から明らかなように
δ−Fe.cal（%）が−2.3％のものではγ凝固で、γ粒が
成長している。δ−Fe.cal（%）が−1.1％のものではδ
フェライトが残留し、γ粒は小さくなっている。δ−F
e.cal（%）が3.0％のものでは明らかにδ凝固で、γ粒
はきわめて小さいままであり、更にδ−Fe.cal（%）が
大きい場合には、γ粒、δ相ともきわめて小さいままで
ある。このように先に述べた鋳片冷却と合わせてCr-Ni
系での組成選択が鋳片のγ粒の微細化に大きな影響を有
しており、δ−Fe.cal（%）を−２％以上で10％以下に
制御することがきわめて重要である。δ−Fe.cal（%）
が10％超ではこれらの効果は飽和する。
こうして、γ凝固に比較してδ凝固では、γ相の析出温
度が低くなるので、凝固後の冷却開始が遅れても、より
微細なγ粒組織が得られる点で、合金組成の選択と凝固
後の冷却条件の選択が重要となる。
度が低くなるので、凝固後の冷却開始が遅れても、より
微細なγ粒組織が得られる点で、合金組成の選択と凝固
後の冷却条件の選択が重要となる。
なお本発明の課題の解決策の要点は以上のような考え方
に基づくものであるが、凝固直後の鋳片の冷却、特に均
一な冷却法が重要である。Cr-Ni系の薄肉鋳造において
は凝固時の鋳片の脆化が今一つの問題点であるが、本発
明者等の研究から、18Cr-8Ni系では凝固点下50℃程度の
温度域が特に高温脆化が大きく、例えば18Cr-8Ni合金で
は、鋳片中心部で1390℃以下になると合金の高温延性が
著しく回復することを見出している（第４図）。従って
これらの温度域以下では、内部冷却方式のロールを使用
して、若干の圧下例えば５％以下の範囲で圧下をしつ
つ、ロール冷却を行なう方法が有効である。１組、ある
いは複数組のロール冷却を行なうことで、鋳片幅方向に
わたり、複熱を防止して有効に冷却することが出来、12
00℃までの平均冷却速度として100℃/sec以上で冷却す
ることが出来る。もちろん、ロール冷却と組合せて高圧
の空気や窒素等のガス冷却や、少量の液体を混合したミ
スト冷却を使用して、均一冷却を行なうことも有効であ
り、これらの冷却法を単独で使用することも有効であ
る。
に基づくものであるが、凝固直後の鋳片の冷却、特に均
一な冷却法が重要である。Cr-Ni系の薄肉鋳造において
は凝固時の鋳片の脆化が今一つの問題点であるが、本発
明者等の研究から、18Cr-8Ni系では凝固点下50℃程度の
温度域が特に高温脆化が大きく、例えば18Cr-8Ni合金で
は、鋳片中心部で1390℃以下になると合金の高温延性が
著しく回復することを見出している（第４図）。従って
これらの温度域以下では、内部冷却方式のロールを使用
して、若干の圧下例えば５％以下の範囲で圧下をしつ
つ、ロール冷却を行なう方法が有効である。１組、ある
いは複数組のロール冷却を行なうことで、鋳片幅方向に
わたり、複熱を防止して有効に冷却することが出来、12
00℃までの平均冷却速度として100℃/sec以上で冷却す
ることが出来る。もちろん、ロール冷却と組合せて高圧
の空気や窒素等のガス冷却や、少量の液体を混合したミ
スト冷却を使用して、均一冷却を行なうことも有効であ
り、これらの冷却法を単独で使用することも有効であ
る。
以下に本発明の実施例について述べる。
（実施例） 18Cr-8Ni系を基本としてNi量を主として変化させたステ
ンレス鋼を溶製し、内部水冷式の双ロール鋳造機を用い
て、1mmから7.5mm厚みの鋳片に製造した。成分例は第１
表の通りである。δ−Fe.cal（%）を−3.6〜7.8（%）ま
で変化させた。
ンレス鋼を溶製し、内部水冷式の双ロール鋳造機を用い
て、1mmから7.5mm厚みの鋳片に製造した。成分例は第１
表の通りである。δ−Fe.cal（%）を−3.6〜7.8（%）ま
で変化させた。
鋳造機の出側には高圧窒素ガスを吹き付ける冷却手段に
引き続いて、内部水冷方式のロールによる冷却手段を配
置して、鋳片を冷却し、復熱を防止して冷却した。一部
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、
1200℃までの平均冷却速度を2650℃〜120℃/secとして
冷却した。その後1200〜550℃の範囲は水冷または空冷
によって10℃/sec以上の冷却速度で冷却し巻き取った。
引き続いて、内部水冷方式のロールによる冷却手段を配
置して、鋳片を冷却し、復熱を防止して冷却した。一部
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、
1200℃までの平均冷却速度を2650℃〜120℃/secとして
冷却した。その後1200〜550℃の範囲は水冷または空冷
によって10℃/sec以上の冷却速度で冷却し巻き取った。
得られた鋳片の組織を観察した結果、δ−Fe.cal（%）
が−２％程度以下では明かにγ粒径が認識出来、1400〜
1200℃までの冷却速度が300℃/sec以上のときはγ粒の
平均粒径が40〜50μｍ程度であった。δ−Fe.cal（%）
が−２％以上で鋳片で、1400〜1200℃までの冷却速度が
100℃/sec以上のときはδフェライト相も極めて細か
く、かつγ粒界は識別出来ず、局部的に認められるγ粒
も20μｍ以下と微細であった。これらの鋳片を直接冷延
したところ、鋳片γ粒径が50μｍ以下のものについては
表面にローピングの発生は認められず良好であった。
が−２％程度以下では明かにγ粒径が認識出来、1400〜
1200℃までの冷却速度が300℃/sec以上のときはγ粒の
平均粒径が40〜50μｍ程度であった。δ−Fe.cal（%）
が−２％以上で鋳片で、1400〜1200℃までの冷却速度が
100℃/sec以上のときはδフェライト相も極めて細か
く、かつγ粒界は識別出来ず、局部的に認められるγ粒
も20μｍ以下と微細であった。これらの鋳片を直接冷延
したところ、鋳片γ粒径が50μｍ以下のものについては
表面にローピングの発生は認められず良好であった。
しかし、δ−Fe.cal（%）が−２％未満で1400℃〜1200
℃までの冷却速度が300℃/sec以下の場合やδ−Fe.cal
（%）が−２％以上で1400℃〜1200℃までの冷却速度が1
00℃/sec未満の場合はγ粒径が80μｍを超え、表面光
沢、ローピングとも不良であった。
℃までの冷却速度が300℃/sec以下の場合やδ−Fe.cal
（%）が−２％以上で1400℃〜1200℃までの冷却速度が1
00℃/sec未満の場合はγ粒径が80μｍを超え、表面光
沢、ローピングとも不良であった。
（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、表面品質と
材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板を得ることがで
きる。
よって直接的に得る簡潔なプロセスにより、表面品質と
材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板を得ることがで
きる。
第１図は、融点直下の鋳片の冷速とγ粒径の関係を示す
図、第２図は、融点直下の鋳片の冷速と、鋳片を直接冷
延した際の冷延板のローピング高さの関係を示す図、第
３図は、Fe-Cr-Ni系三元系平衡状態図におけるCreq+Nie
q≒30％相当部の断面状態図、第４図はSUS304鋼の融点
直下の歪負荷と割れ発生の関係を示す図、第５図
（ａ），（ｂ），（ｃ）は、δ−Fe.cal（%）を種々変
えた成分系の溶鋼を連続鋳造して2mm厚さの鋳片とした
ものの組織を比較して示す金属顕微鏡組織写真である。
図、第２図は、融点直下の鋳片の冷速と、鋳片を直接冷
延した際の冷延板のローピング高さの関係を示す図、第
３図は、Fe-Cr-Ni系三元系平衡状態図におけるCreq+Nie
q≒30％相当部の断面状態図、第４図はSUS304鋼の融点
直下の歪負荷と割れ発生の関係を示す図、第５図
（ａ），（ｂ），（ｃ）は、δ−Fe.cal（%）を種々変
えた成分系の溶鋼を連続鋳造して2mm厚さの鋳片とした
ものの組織を比較して示す金属顕微鏡組織写真である。
Claims (8)
- 【請求項１】18％Cr−８％Ni鋼に代表されるCr-Ni系ス
テンレス鋼を、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、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
鋳片を可及的に凝固温度から冷却を開始して該鋳片の復
熱を抑えつつ100℃/sec以上の冷却速度で1200℃まで冷
却してδ粒或いはγ粒の成長を防止し、γ粒径を板厚全
体で平均50μｍ以下に微細化し、次いで1200℃〜550℃
の温度域を10℃/sec以上の平均冷却速度で冷却してγ粒
の成長を抑制すると共に炭化物の析出を防止し、しかる
後熱間加工、温間加工および冷間加工の一種または２種
以上を施して製品とすることを特徴とする表面品質と材
質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項２】請求項（１）に規定する製造方法におい
て、δ−Fe.cal（%）=３（Cr+1.5Si+Mo+Ti+Nb）-2.8（N
i+0.5Mn+0.5Cu）-84（Ｃ+Ｎ）-19.8（%）で定義される
δ−Fe.cal（%）を−２〜10％としてδ相を凝固の初晶
或いは共晶とし凝固途中のγ粒の成長を抑制して凝固を
完了しγ相の晶出や析出の開始温度を低くして、鋳片γ
粒径を板厚全体で平均50μｍ以下にする表面品質と材質
が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項３】請求項（１）に規定する製造方法において
100℃/sec以上の冷却速度で凝固後1200℃までなされる
冷却が、内部冷却ロール・外部から水冷されるロール・
空冷ロールなどを組合せた１組以上のロールによって５
％以下の圧下を鋳片に適用する状態下でなされるもので
ある表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板
の製造方法。 - 【請求項４】請求項（１）に規定する製造方法において
請求項（２）の成分系で請求項（３）の冷却方法を用い
て行なう表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼
薄板の製造方法。 - 【請求項５】請求項（１）に規定する製造方法において
100℃/sec以上の冷却速度で凝固後1200℃までなされる
冷却が、気体および／または液体を用いて行なわれる表
面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼薄板の製造
方法。 - 【請求項６】請求項（１）に規定する製造方法において
請求項（２）の成分系で請求項（５）の冷却方法を用い
て行なう表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼
薄板の製造方法。 - 【請求項７】請求項（１）に規定する製造方法において
100℃/sec以上の冷却速度で凝固後1200℃までなされる
冷却が５％以下の圧下を鋳片に適用する状態下で内部冷
却ロール・外部から水冷されるロール・空冷ロールなど
を組合せた１組以上のロールでなされる冷却と気体およ
び／または液体を用いて行なわれる冷却を組合せた冷却
方法でなされる表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステン
レス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項８】請求項（１）に規定する製造方法において
請求項（２）の成分系で請求項（７）の冷却方法を用い
て行なう表面品質と材質が優れたCr-Ni系ステンレス鋼
薄板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63286690A JPH0670253B2 (ja) | 1988-11-15 | 1988-11-15 | 表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63286690A JPH0670253B2 (ja) | 1988-11-15 | 1988-11-15 | 表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02133522A JPH02133522A (ja) | 1990-05-22 |
| JPH0670253B2 true JPH0670253B2 (ja) | 1994-09-07 |
Family
ID=17707714
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63286690A Expired - Fee Related JPH0670253B2 (ja) | 1988-11-15 | 1988-11-15 | 表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0670253B2 (ja) |
Families Citing this family (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 |
| EP1740734B1 (en) * | 2004-04-28 | 2017-07-05 | The Nanosteel Company, Inc. | Nano-crystalline steel sheet |
-
1988
- 1988-11-15 JP JP63286690A patent/JPH0670253B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02133522A (ja) | 1990-05-22 |
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|---|---|---|---|
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