JPH07112595B2 - フエライト系ステンレス鋼の鋳造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ この発明は、加工の際に“肌荒れ性ローピング現象”等
の表面欠陥を生じることのない鋼板を安定して製造し得
る、表面性状の良好なフェライト系ステンレス鋼鋳片の
鋳造方法に関するものである。

＜従来技術とその問題点＞ 従来から、連続鋳造鋳片を圧延して製造されたフェライ
ト系ステンレス鋼板を深絞り加工すると、圧延方向に沿
って“ローピング”と呼ばれる肌荒れ性の表面起状が頻
繁に生じることが指摘されており、製品の外観を損ねる
ことからこの“ローピング”の発生は大きな問題となっ
ていた。

ところで、ローピングの発生原因については、一般に
「連続鋳造時に生成した粗大な柱状晶組織が圧延工程で
も十分に破壊されず、しかも集合組織が残存してしまう
上、この粗大粒や集合組織は熱間圧延中に再結晶し難く
て組織が微細化しないので塑性変形に異方性や不均一性
が現われることにある」と考えられている。また、フェ
ライト系ステンレス鋼の中でSUS430鋼は熱間圧延中にフ
ェライト（α）とオーステナイト（γ）の２相組織に分
離するものであるが、鋳造組織のαが粗大であれば、こ
れから分離生成したこれら２相も当然に粗大となって上
述のような不都合を招くものと考えられていた。

そこで、ローピング現象等の表面欠陥の発生を低減する
ためには結晶粒を微細化することが最も有効であるとさ
れ、従来、熱間圧延以降の圧延工程で、高歪を蓄積して
微細な再結晶組織を得るために“温間圧延法”や“異形
ロール圧延法”などの採用が試みられていた。

しかしながら、連続鋳造鋳片の結晶粒は粗大であるため
通常の 熱間圧延→焼鈍→冷間圧延→焼鈍 なる工程のみでは、例え“温間圧延法”や“異形ロール
圧延法”を採り入れたとしても再結晶が不十分で結晶粒
が微細化せず、上記工程に更に冷間圧延と焼鈍とを加え
た 熱間圧延→焼鈍→冷間圧延→焼鈍→冷間圧延→焼鈍 なる工程を採用することすらあったが、これは大幅なコ
ストアップにつながるものであり決して好ましい手段と
は言えなかった。

このため、連続鋳造鋳片の結晶粒をより簡便に微細化す
べく、Ti等の合金元素を添加して結晶核生成を促進した
り、低温鋳造や鋳型内電磁撹拌等を実施すること等も提
唱されたが、これらの手段により鋳片内部は比較的微細
な等軸晶粒とはなるものの、鋳片表層部は依然として粗
大な柱状晶となるのを如何ともし難く、これらから得ら
れた鋼板はやはり深絞り加工時に肌荒れ性ローピング現
象等の表面欠陥を生じる傾向を示したのである。

＜問題点を解決するための手段＞ 本発明者等は、上述のような観点から、深絞り加工時に
肌荒れ性ローピング現象等の表面欠陥を生じることのな
いフェライト系ステンレス鋼鋼板を安定して製造すべ
く、特に「鋼の再結晶粒径は圧延前の初期粒径が小さい
ほど微細になる」との事実を踏まえた上で、“圧延前の
フェライト系ステンレス鋼連続鋳造鋳片表層部”の組織
微細化が深絞り加工時の表面欠陥発生防止に不可欠であ
るとの認識の下に、表層部に微細な鋳造組織を有するフ
ェライト系ステンレス鋼連続鋳造鋳片を鋳造時に実現す
る手段について様々な角度から実験・研究を行った結
果、次に示すような知見を得たのである。即ち、 （ａ） フェライト系ステンレス鋼鋳片のフェライト粒
径は固相線温度（フェライト単相化温度:Tα）直後から
急激に粗大化し始めるものであり、この現象が鋳片表層
部組織微細化の妨げとなっていること。

第１図は、SUS430鋼を溶解してから冷却速度:1.5℃/sec
で冷却するとともに、その途中から水焼入れして組織を
固定したものについて、該水焼入れ温度とα粒径との関
係を示したグラフであり、図中の矢印は固相線温度（α
単相化温度:Tα）である。この第１図からも、温度がＴ
αを下回った直後からα粒が急激に粗大化しはじめるこ
とが明らかである。

（ｂ） ところが、固相線温度（α単相化温度:Tα）以
降の冷却速度を特定値以上に大きくする手段を講じる
と、前記α粒径の粗大化が有効に防止できること。

第２図は、50種類のフェライト系ステンレス鋼溶鋼を冷
却凝固する際にＴα以降の冷却速度を種々に変え、1000
℃に到達した後急冷してその組織を固定したもののα粒
径を、前記冷却速度で整理して表わしたグラフである。
この第２図からも、Ｔα以降の冷却速度を10℃/sec以上
に大きくしてやれば、α粒の粗大化を防止できることが
わかる。

（ｃ） また、凝固・冷却中にγ相が析出するSUS430鋼
のようなフェライト系ステンレス鋼では、圧延時の再結
晶フェライトの核発生場所としてγ界面が重要な役割を
果たしており、γ相がα粒内に分散しておればピン止め
効果によりフェライトの粒成長を抑制するだけでなく、
圧延時に優先方位のない微細再結晶粒が得られることに
なるので、Ｔα以降の冷却速度増大対策の他に、「（α
＋γ）２相域での徐冷を施すこと」も良好性状を得る上
で好ましいこと。

第３図は、SUS430鋼について冷却速度がγ相の析出状態
に及ぼす影響について調べた結果を示す顕微鏡写真図で
あり、第３図（ａ）はSUS430鋼を溶融後冷却速度２℃/s
ecで冷却したとき（α＋γ域を徐冷したとき）の組織
を、そして第３図（ｂ）はSUS430鋼を溶融後冷却速度12
℃/secで冷却したとき（α＋γ域を急冷したとき）の組
織をそれぞれ示している。この第３図からは、α＋γ域
を徐冷したもの〔第３図（ａ）〕はγ相がα粒界のみな
らず粒内にも多数析出しているのに対し、α＋γ域を急
冷したもの〔第３図（ｂ）〕では粒界にしか析出してい
ないことが確認できる。このように、α＋γ２相域で徐
冷するとγ相がα粒内にも析出するため、圧延工程にお
いて微細再結晶組織になりやすい。

（ｄ） このようなことから、連続鋳造時に鋳型内で鋳
片表層の極く薄い部分が形成された瞬間から該鋳片表層
部の殆んどの部分が固相線温度（α単相化温度:Tα）以
上の温度にある間に冷却速度:10℃/sec以上で表層部を
急冷処理すると、フェライト系ステンレンス鋼鋳片表層
部の鋳造組織が微細化され、これにより圧延後の鋼板の
フェライト粒も微細化することとなって、肌荒れ性ロー
ピング現象等の表面欠陥の発生が極力抑えられてしまう
こと。また、フェライト系ステンレス鋼の中でもSUS430
鋼のように凝固・冷却中にγ相が析出するものでは、α
＋γ２相域を10℃/sec未満の冷却速度で徐冷してα粒内
でのγ粒の析出を促進しても、やはり圧延工程において
微細再結晶粒が生じやすくなり肌荒れ性ローピング現象
等の表面欠陥を発生し難いフェライト系ステンレス鋼鋼
板製造素材とすることができること。

（ｅ） ところで、垂直型又は湾曲型連続鋳造機に使用
されている通常の鋳型（長さ700〜900mmかそれ以上）で
は、溶融メニスカス近傍でこそ凝固シェルと鋳型壁とが
溶融パウダーを介して密着した状態の凝固が進行し十分
な冷却速度が確保されるものの、それより下方になると
溶鋼の凝固収縮と鋳片の温度降下に伴う収縮とで鋳片は
鋳型壁面から離れ、鋳型の抜熱作用を損なうエアーギャ
ップを生じるようになり著しい冷却遅れが生じるので、
上記のような早い時期での高冷却速度の確保は不可能で
あるという問題があり、また、寸法の短い鋳型を使用し
て鋳型内は極薄い鋳片表面凝固層のみを形成し、鋳型下
端から早めに引き抜いた鋳片に冷却媒体を吹き付けるこ
とで高温度域での冷却速度を高めるという手段を試みる
と、鋳片のブレークアウトが起きる危険が極めて高かっ
たが、連続鋳造用鋳型として第４図に示されるように鋳
型１の下部内壁面２に鋳片表層部温度測定用の検温セン
サー３と冷却媒体吹き込み用ノズル孔４とを配設し、か
つ該下部内壁面２の上方に冷却媒体級引用導通孔６を設
けることにより下部内壁面に達した鋳片表層部の温度が
先に述べた適正な範囲（Ｔα以上からの急冷効果が期待
できる範囲）であるか否かを検温センサー３にて検知す
るとともに、適正温度域にある鋳片表層部を10℃/sec以
上の冷却速度で冷却できるように検温センサー３を通じ
て冷却媒体吹き込み用ノズル孔４からの冷却媒体吹き込
み量を調整し得るようにし、かつ、吹き込まれた冷却媒
体が鋳型１の上部内壁面５と溶鋼７のメニスカス８との
間に間隙を作ってそこから上方に吹き抜け、メニスカス
８近傍の冷却を不安定化するのを冷却媒体級引用導通孔
６からのスムーズな排出により確実に防止できるように
したものを使用すると（なお、第４図において符号９は
凝固シェルを、符号10は冷却水通路を、そして符号11は
冷却水スプレーノズルをそれぞれ示す）鋳片ブレークア
ウトによる危険を確実に回避しつつ鋳込まれた溶鋼の温
度での高い冷却速度を容易に確保することが可能とな
り、鋳片表層部をＴα以上の温度から10℃/sec以上の冷
却速度で冷却すると言う条件を安定して達成できるよう
になること。

即ち、第４図において、鋳型１中に溶鋼７が鋳込まれる
と先ず鋳型の上部内壁面５の抜熱作用によって極薄い凝
固シェルが成形されるが、この上部内壁面５の長さを例
えば400mm程度（メニスカス下の長さ:300mm程度）と極
く短くしておくと、鋳片の凝固シェルが形成されたばか
りの部分は直ちに下部内壁面２の位置にまで降下される
こととなり、冷却媒体吹き込み用ノズル孔４から吹き込
まれて冷却媒体吸引用導通孔６へと還流する冷却媒体
（例えばHeガス等）によって効率良く冷却されるので、
従来の両端開放鋳型におけるような“凝固や冷却による
収縮のために凝固シェル面が鋳型内壁面から離れて両面
間に空気層を形成し、これによって冷却遅れを生じる”
という不都合をきたすことがなく、しかも、検温センサ
ー３により急冷開始鋳片の表層部温度を正確に確認する
ことができる上、冷却速度の調整も容易となり、従って
鋳片表層部の高温度域における高い冷却速度が安定に確
保されるのである。

また、このような鋳型であれば所望厚の凝固シェルが形
成されるまでの鋳片部分を鋳型内に止めておくことがで
きるので、ブレークアウトによる危険が生じることもな
い。なお、冷却媒体としては、Heガス等の冷却ガスのほ
か、これらと水との混合ガス等を採用することもでき
る。

この発明は、上記知見に基づいて「フェライト粒の粗大
化を抑制することによってその後の圧延工程において微
細な再結晶粒の生成を容易化し、肌荒れ性ローピング現
象等の表面欠陥を生じないフェライト系ステンレス鋼鋼
板を安定して製造し得る連続鋳造鋳片の提供」を目的と
してなされたものであり、 「溶鋼からフェライト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片を
製造するに際して、両端開放鋳型内で鋳片表層部を形成
させた後、該鋳片表層部が固相線温度（Ｔα）以上であ
る温度域から10℃/sec以上の冷却速度で冷却することに
より、α粒の粗大化を防止して後の圧延工程において微
細再結晶組織が得られやすい連続鋳造鋳片を安定して量
産し得るようにし、もってフェライト系ステンレス鋼鋼
板における深絞り加工時の肌荒れ性ローピング現象の発
生を防止できるようにした点」 に特徴を有するものである。

ここで、「鋳片表層部」とは、鋳片の表面から多くとも
20mm程度までを指すものである。

なおこの発明において、溶鋼から形成される鋳片表層部
の冷却条件を、特に「固相線温度（フェライト単相化温
度:Tα）以上の温度域から10℃/sec以上の冷却速度で冷
却する」と限定した理由を以下に説明する。

即ち、先に第１図を示して説明したように、鋳型内で凝
固を始めて形成された鋳片表層部の温度がＴα以下にな
るとα粒の粗大化傾向が著しく顕著化するが、このとき
に該鋳片表層部を10℃/sec以上の速い冷却速度で冷却す
るとα粒の粗大化が抑制されるからである。そして、こ
の際の冷却速度が10℃/sec未満であるとα粒の粗大化抑
制効果が不十分となり、圧延工程で微細な再結晶粒にな
り難く、これから製造された鋼板は深絞り加工時に肌荒
れ性ローピング現象等の表面欠陥が発生し易くなる。な
お、第２図は、先にも説明したように鋳片表層部の温度
がＴαを切ってからの冷却速度とα粒径との関係を示し
た線図であるが、この第２図からも、「前記冷却速度が
10℃/sec以上であれば十分なα粒粗大化抑制効果が得ら
れるのに対して、該冷却速度が10℃/sec未満であると鋳
片表層部のα粒が粗大化傾向を見せ、圧延工程で微細な
再結晶組織とならず、深絞り加工時に表面欠陥の多発を
招くようになる」ことは明らかである。

また、従来の垂直型又は湾曲型連続鋳造機の鋳型（両端
開放鋳型）では高温度域における鋳片表層部の冷却速度
を10℃/sec以上とすることは不可能であるが、第４図に
示す如き、内壁部に鋳片表層部の温度を測定できるセン
サーと冷却媒体噴出ノズル（センサーの間に設置され、
冷却媒体噴出の調整が可能）をそれぞれ複数個備えた両
端開放鋳型の長さを短くするとともに、出口での鋳片表
層部温度がＴα以上となるように鋳片の引き抜き速度を
調整した上で鋳片に冷却媒体を吹きつける方法を採用す
る等の手段により、前記冷却速度の確保は十分に可能と
なることも先に述べた通りである。

なお、この場合に低温鋳造と鋳型内電撹を併用しながら
連続鋳造を行うと鋳片内部にも微細な等軸晶粒を生成す
ることができ、ローピング現象の発生を安定して抑制す
ることが可能となる。

次に、この発明を実施例により比較例と対比しながら具
体的に説明する。

＜実施例＞ 圧延時にローピング現象等の表面欠陥が生じやすいSUS4
30Alキルド鋼（重量割合でC:0.07％,Si:0.62％,Mn:0.46
％,P:0.029％,S:0.001％,Cr:16.11％,Ni:0.18％,Mo:0.0
1％,Ti:0.007％,Al:0.082％,N:0.0115％）を溶解し、実
用の湾曲型連続鋳造機（湾曲半径:12.5m）により断面寸
法が250mm×1200mmのスラブを次の２つの条件で鋳造し
て従来圧延法（熱間圧延→焼鈍→冷間圧延→焼鈍）とロ
ーピング対策圧延法（熱間圧延→焼鈍→冷間圧延→焼鈍
→冷間圧延→焼鈍）とをそれぞれ別個に行い、得られた
鋼板について肌荒れ性ローピング現象等の表面欠陥の発
生状況を観察した。

本発明法に従った条件（本発明例） 第４図で示されるような、内壁部に鋳片表層部の温度を
測定できるセンサーと冷却媒体噴出ノズルとをそれぞれ
複数個備えた両端開放鋳型（形状と寸法は第１表に示
す）を使用し、鋳片表層部の温度がＴαに近いことを感
知したセンサーよりも上部位置にあるノズルからの冷却
媒体噴出量を多くすることにより該鋳片表層部の冷却速
度を10℃/sec以上に調整する。

従来通りの条件（比較例） 従来通りの両端開放鋳型を使用し、鋳型を出た 後の鋳片に対しては通常の水スプレー冷却を実施する。
なお、この時の鋳片表層部の冷却速度をαデンドライト
のアーム間隔により確認したが、表面から20mmの位置に
おける冷却速度は、本発明例では10℃/sec以上であった
のに対し、比較例では10℃/sec未満であった。

本発明例と比較例に示す条件とで鋳造した鋳片を前記
“従来圧延法”と“ローピング対策圧延法”にて圧延し
た時のローピング現象の発生状況を目視評価した時のロ
ーピンググレードを第５図に示す。本発明法によって鋳
造した鋳片のローピンググレードは従来圧延法でもＡで
あるのに対し、比較法によって鋳造した鋳片のローピン
ググレードはローピング対策圧延法でもＢ′であり、本
発明法で鋳造することにより、肌荒れ性ローピング現象
が著しく抑制されていることがわかる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、冷却途中のSUS430鋼を種々の温度にて水焼入
れして組織を固定した際の、水焼入れ温度とα粒径との
関係を示すグラフ、 第２図は、フェライト系ステンレス鋼の固相線温度（α
単相化温度）以降の冷却速度とフェライト（α）粒径と
の関係を示すグラフ、 第３図は、SUS430鋼の凝固後の組織に及ぼす冷却速度の
影響を示す金属組織の顕微鏡写真図であり、第３図
（ａ）は冷却速度２℃/secで冷却した時の金属組織を、
そして第３図（ｂ）は冷却速度12℃/secで冷却した時の
金属組織をそれぞれ示す、 第４図は、本発明の方法を実施するのに好適な鋳型を使
用した連続鋳造の状況を示す模式図、 第５図は、本発明法と比較法とにより鋳造した鋳片を従
来圧延法とローピング対策圧延法にて圧延した時のロー
ピンググレードを比較したグラフである。 図面において、 １……鋳型、２……下部内壁面、 ３……検温センサー、５……上部内壁面、 ４……冷却媒体吹き込み用ノズル孔、 ６……冷却媒体吸引用導通孔、 ７……溶鋼、８……メニスカス、 ９……凝固シェル、10……冷却水通路、 11……冷却水スプレーノズル。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−123556（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−193758（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−224715（ＪＰ，Ａ)

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】溶鋼からフェライト系ステンレス鋼の連続
   鋳造鋳片を製造するに際して、両端開放鋳型内で鋳片表
   層部を形成させた後、該鋳片表層部が固相線温度以上で
   ある温度域から10℃/sec以上の冷却速度で冷却すること
   を特徴とする、フェライト系ステンレス鋼のローピング
   抑制連続鋳造方法。