JPH0730407B2 - 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

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。

（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。

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。

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、A256
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
のように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。

（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。

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
供と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、その際δ−F
e.cal（％）＝３（Cr−1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti）−2.8（Ni
＋1/2Mn＋1/2Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8（％）で定義さ
れるδ−Fe.cal（％）を−２〜10％として凝固の初晶を
δ相とするとともにγ相の晶出や析出の開始温度を低く
し、凝固途中及び凝固後のγ粒の成長を抑制し、得られ
た鋳片を可及的に高温域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粒或はγ粒を微細化し、次いで900〜550℃の温
度域を50℃/sec以上の平均冷却速度で冷却して炭化物の
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１種または２種以上を施して製品とすることを特
徴とする表面品質が優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の
製造方法。

（２） 100℃/sec以上の冷却速度で1200℃までなされ
る冷却が、１組以上の内部冷却ロールによって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前
項１記載の表面品質が優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板
の製造方法。

（３） 凝固後の鋳片の冷却が、気体および／または液
体を用いて行われる前項１または２の何れかに記載の表
面品質が優れた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。

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。

（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。

（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。

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。

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、再結晶再粒
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
を小さくする方法どしては、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−8N
i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。したがって凝固完了後はた
だちに冷却を開始して、鋳造機出口での復熱を抑制し、
1200℃までのγ粒の成長域を急冷することが必要で、こ
の間の平均冷却速度を100℃/sec以上としなければなら
ない。

更に上記の冷却に加えるに、合金組成と関連して、合金
組成に合った最適な冷却条件を取ることが重要であるこ
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
＋Nieq≒30％相当部の断面状態図を文献（Transaction
of JWRI.Vol 14.No.1.1985.p125）から引用したもので
ある。CreqとNieqは時の通りで、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％以上では初晶は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がこえらの
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。

第３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−Fe.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。こうして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２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、
1200℃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、1mmから7.5mm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−3.6〜7.8
（％）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、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280℃〜120℃/secとして冷
却した。その後900〜550℃の範囲は水冷により50℃/sce
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１％程度以下では明らかにγ粒径が認識出来、γ粒の
平均粒径が30〜40μｍ程度であった。しかしδ−Fe.cal
（％）が２％以上の鋳片では、δフェライト相も極めて
細かく、かつγ粒界は認識出来ず、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
冷延したが、表面にはローピングの発生は認められず良
好であった。一方比較鋼においてはδ−Fe.cal（％）が
−３％程度でδ凝固の効果が発揮されず、更に1200℃ま
での平均冷却速度は不足で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。

【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
＋Nieq≒30％相当部の断面状態図、第２図は、SUS 304
鋼の融点直下の歪負荷と割れ発生の関係を示す図、第３
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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 末広 利行 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式會社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭60−224715（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−421（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−255921（ＪＰ，Ａ) 特公 昭63−27407（ＪＰ，Ｂ２)

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【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、その際δ
   −Fe.cal（％）＝３（Cr＋1.5Si＋Mo＋Nb＋Ti）−2.8
   （Ni＋1/2Mn＋1/2Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8（％）で定
   義されるδ−Fe.cal（％）を−２〜10％として凝固の初
   晶をδ相とするとともにγ相の晶出や析出の開始温度を
   低くし、凝固途中及び凝固後のγ粒の成長を抑制し、得
   られた鋳片を可及的に高温域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粒或はγ粒を微細化し、次いで900〜550℃
   の温度域を50℃/sec以上の平均冷却速度で冷却して炭化
   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１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が優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄
   板の製造方法。
2. 【請求項２】100℃/sec以上の冷却速度で1200℃までな
   される冷却が、１組以上の内部冷却ロールによって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
   る請求項１記載の表面品質が優れたCr−Ni系ステンレス
   鋼薄板の製造方法。
3. 【請求項３】凝固後の鋳片の冷却が、気体および／また
   は液体を用いて行われる請求項１または２の何れかに記
   載の表面品質が優れたCr−Ni系ステンレス鋼薄板の製造
   方法。