JPH082484B2 - 表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片、薄板の製造方法および薄帯状鋳片 - Google Patents
表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片、薄板の製造方法および薄帯状鋳片Info
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- JPH082484B2 JPH082484B2 JP2279097A JP27909790A JPH082484B2 JP H082484 B2 JPH082484 B2 JP H082484B2 JP 2279097 A JP2279097 A JP 2279097A JP 27909790 A JP27909790 A JP 27909790A JP H082484 B2 JPH082484 B2 JP H082484B2
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- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
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- B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
- B22D11/0637—Accessories therefor
- B22D11/0648—Casting surfaces
- B22D11/0651—Casting wheels
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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、鋳片と鋳型内壁面の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る製品厚さに
近い厚さの鋳片、その製造および該鋳片の冷間圧延によ
るオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造に関するも
のである。
い、いわゆる同期式連続鋳造プロセスによる製品厚さに
近い厚さの鋳片、その製造および該鋳片の冷間圧延によ
るオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造に関するも
のである。
連続鋳造法を用いてステンレス鋼薄板を製造する従来
の方法は、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
り熱間圧延を施して厚さ数mmのホットストリップとし、
さらに、必要に応じて焼鈍した後、デスケーリングし冷
間圧延して最終焼鈍を行うものであった。
の方法は、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
り熱間圧延を施して厚さ数mmのホットストリップとし、
さらに、必要に応じて焼鈍した後、デスケーリングし冷
間圧延して最終焼鈍を行うものであった。
このような従来のプロセスにおいては、厚さ100mm以
上の鋳片を熱間圧延するために、長大なホットストリッ
プミルを必要とし、鋳片の加熱と圧延のために多大のエ
ネルギーを使用するという問題があった。
上の鋳片を熱間圧延するために、長大なホットストリッ
プミルを必要とし、鋳片の加熱と圧延のために多大のエ
ネルギーを使用するという問題があった。
この問題に対して、近年ホットストリップと同等かあ
るいはそれに近い厚さの鋳片を連続鋳造によって製造す
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に特集された論文に紹介さ
れているような、双ロール法、双ベルト法等、鋳片と鋳
型内壁面に相対速度差のない同期式連続鋳造プロセスが
知られている。
るいはそれに近い厚さの鋳片を連続鋳造によって製造す
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に特集された論文に紹介さ
れているような、双ロール法、双ベルト法等、鋳片と鋳
型内壁面に相対速度差のない同期式連続鋳造プロセスが
知られている。
これら同期式連続鋳造プロセスを経てステンレス鋼薄
板製品を製造するには、鋳片厚み／薄板製品厚みの値が
小さいため、高品位の薄板製品表面を得るには、鋳片の
表面性状を安定して高水準に維持することが重要な課題
である。
板製品を製造するには、鋳片厚み／薄板製品厚みの値が
小さいため、高品位の薄板製品表面を得るには、鋳片の
表面性状を安定して高水準に維持することが重要な課題
である。
すなわち、これらの薄板鋳片連続鋳造プロセスは、従
来の連続鋳造設備によって製造されるスラブの場合と異
なり、以降の工程で圧延される度合いを小さくしても高
品位の薄板表面を得ることができる薄帯状鋳片を製造す
ることを目標として開発されたものである。そのため、
薄帯状鋳片に表面割れ等があると、これが製品表面欠陥
となり、商品価値を著しく損なうことになり、目的を達
成することができない。
来の連続鋳造設備によって製造されるスラブの場合と異
なり、以降の工程で圧延される度合いを小さくしても高
品位の薄板表面を得ることができる薄帯状鋳片を製造す
ることを目標として開発されたものである。そのため、
薄帯状鋳片に表面割れ等があると、これが製品表面欠陥
となり、商品価値を著しく損なうことになり、目的を達
成することができない。
そこで、薄帯状鋳片を表面に割れ等の欠陥が発生する
のを防止することを目的として、冷却ドラムの周面に所
定の大きさ、深さを有する窪み（ディンプル）を複数形
成させて鋳造する方法がある（特願昭62−240479号、特
願昭62−240481号および特願昭63−202962号）。
のを防止することを目的として、冷却ドラムの周面に所
定の大きさ、深さを有する窪み（ディンプル）を複数形
成させて鋳造する方法がある（特願昭62−240479号、特
願昭62−240481号および特願昭63−202962号）。
上記の方法では割れ等の表面欠陥は防止されるもの
の、冷却ドラム周面に窪みを設けて鋳造を行うと、この
窪みによって生じるエアギャップにより鋳片表面に急冷
部と緩冷部が生じ、その結果、これらの部分においてδ
フェライト残存量が異なり、鋳片表面には所謂凝固組織
むらを生じる。この凝固組織むらは冷間圧延後の薄板製
品の表面に光沢むらとして顕在化する。
の、冷却ドラム周面に窪みを設けて鋳造を行うと、この
窪みによって生じるエアギャップにより鋳片表面に急冷
部と緩冷部が生じ、その結果、これらの部分においてδ
フェライト残存量が異なり、鋳片表面には所謂凝固組織
むらを生じる。この凝固組織むらは冷間圧延後の薄板製
品の表面に光沢むらとして顕在化する。
この凝固組織むらは第１図に示すように、δフェライ
トが緩冷部では多く、急冷部では少ないことに起因して
いる。このような凝固組織むらを有する鋳片を冷間圧延
した後、最終焼鈍を施すと、δフェライトの多い部分で
は再結晶粒の成長が阻害され細粒組織となり、δフェラ
イトの少ない部分では再結晶粒が成長して相対的に粗い
組織となり、結晶粒の大きさに違いが生じる。これが、
製品表面の光沢むらとして顕在化する。
トが緩冷部では多く、急冷部では少ないことに起因して
いる。このような凝固組織むらを有する鋳片を冷間圧延
した後、最終焼鈍を施すと、δフェライトの多い部分で
は再結晶粒の成長が阻害され細粒組織となり、δフェラ
イトの少ない部分では再結晶粒が成長して相対的に粗い
組織となり、結晶粒の大きさに違いが生じる。これが、
製品表面の光沢むらとして顕在化する。
本発明は、大きさ、形状および配置がランダムな窪み
（ディンプル）を設けた鋳型壁面に鋳片が同期して移動
する連続鋳造機によって薄帯状鋳片を鋳造し、これを冷
間圧延してステンレス薄板製品を製造する方法におい
て、鋳片の割れ防止のために鋳型壁面に設けた窪み（デ
ィンプル）によって生じる薄帯状鋳片のδフェライト残
存の多・少によって生じる鋳片の凝固組織むらを制御す
ることによって凝固組織むらに起因して発生する薄板製
品の光沢むらの防止を目的とする。
（ディンプル）を設けた鋳型壁面に鋳片が同期して移動
する連続鋳造機によって薄帯状鋳片を鋳造し、これを冷
間圧延してステンレス薄板製品を製造する方法におい
て、鋳片の割れ防止のために鋳型壁面に設けた窪み（デ
ィンプル）によって生じる薄帯状鋳片のδフェライト残
存の多・少によって生じる鋳片の凝固組織むらを制御す
ることによって凝固組織むらに起因して発生する薄板製
品の光沢むらの防止を目的とする。
上記目的は、３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn
＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fe
caL.（％）を５〜９％とし、冷却速度の速い鋳片表層部
もδ凝固組織になりやすい高δフェライト成分組成の溶
鋼を、直径が0.1〜1.2mm、深さが50〜100μｍの範囲に
ある円形あるいは長円形の開口部を持つディンプルを多
数散在させ、かつ、すべての隣接ディンプルエッジ間距
離が0.35mm以下となるように配置した冷却ドラムによ
り、初期の凝固冷速を均一な緩冷却にして連続鋳造する
ことにより鋳片表面部分を凝固組織むらのないδ凝固組
織とすることによって達成される。
＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−Fe
caL.（％）を５〜９％とし、冷却速度の速い鋳片表層部
もδ凝固組織になりやすい高δフェライト成分組成の溶
鋼を、直径が0.1〜1.2mm、深さが50〜100μｍの範囲に
ある円形あるいは長円形の開口部を持つディンプルを多
数散在させ、かつ、すべての隣接ディンプルエッジ間距
離が0.35mm以下となるように配置した冷却ドラムによ
り、初期の凝固冷速を均一な緩冷却にして連続鋳造する
ことにより鋳片表面部分を凝固組織むらのないδ凝固組
織とすることによって達成される。
第２図はFe−Cr−Ni三元系の平衡状態図におけるCr
eq.＋Nieq.≒30％相当部の断面状態図を文献（Transact
ion of 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。
eq.＋Nieq.≒30％相当部の断面状態図を文献（Transact
ion of 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（％）＋1.5Si（％）＋Mo（％）＋Nb（％） Nieq.＝Ni（％）＋0.5Mn（％）＋0.5Cu（％） ＋30｛Ｃ（％）＋Ｎ（％）｝ Creq.の小さい領域では完全γ凝固（ゾーンＩ）であ
るが、Creq.が大きくなるにつれて初晶γ→δ＋γ凝固
（ゾーンII）、初晶δ→δ＋γ凝固（ゾーンIII）、完
全δ凝固（ゾーンIV）へと凝固形態が変化することが予
想される。
るが、Creq.が大きくなるにつれて初晶γ→δ＋γ凝固
（ゾーンII）、初晶δ→δ＋γ凝固（ゾーンIII）、完
全δ凝固（ゾーンIV）へと凝固形態が変化することが予
想される。
多くの成分系で実験した結果、３（Cr＋1.5Si＋Mo）
−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定
義されるδ−FecaL.（％）を−２％以下および５％以上
の範囲でコントロールすると、完全γ凝固組織（ゾーン
Ｉ）および初晶δ→δ＋γ凝固組織（ゾーンIII）、完
全δ凝固組織（ゾーンIV）が得られることが判明した。
第３図（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の金属組織写真
はδ−FecaL.（％）を変えた成分系で鋳造した鋳片の断
面組織を示す。図から明らかなように、δ−Fe
caL.（％）が−2.3％（ゾーンＩ）のものは完全γ凝固
組織であり、δフェライトの多・少に起因する凝固組織
むらはみられない。δ−FecaL.（％）が2.3％のもので
は初晶γ→δ＋γ凝固組織（ゾーンII）であり、窪み
（ディンプル）に起因する緩冷部と急冷部のδフェライ
トの残存状態に明らかな違いがみられ、凝固組織むらが
顕著である。また、δ−FecaL.（％）が6.3％のもので
は初晶δ→δ＋γ凝固組織（ゾーンIII）であり、表層
から約150μｍ深さまではδ凝固組織、それ以上の深さ
ではδ＋γ凝固組織が観察される。表層のδ凝固組織は
緩・急冷部によらず均一であり、凝固組織むらは認めら
れない。更に、δ−FecaL.（％）が8.8％のものでは板
厚中心まで完全δ凝固組織（ゾーンIV）が得られてい
る。
−2.8（Ni＋0.5Mn＋0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定
義されるδ−FecaL.（％）を−２％以下および５％以上
の範囲でコントロールすると、完全γ凝固組織（ゾーン
Ｉ）および初晶δ→δ＋γ凝固組織（ゾーンIII）、完
全δ凝固組織（ゾーンIV）が得られることが判明した。
第３図（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の金属組織写真
はδ−FecaL.（％）を変えた成分系で鋳造した鋳片の断
面組織を示す。図から明らかなように、δ−Fe
caL.（％）が−2.3％（ゾーンＩ）のものは完全γ凝固
組織であり、δフェライトの多・少に起因する凝固組織
むらはみられない。δ−FecaL.（％）が2.3％のもので
は初晶γ→δ＋γ凝固組織（ゾーンII）であり、窪み
（ディンプル）に起因する緩冷部と急冷部のδフェライ
トの残存状態に明らかな違いがみられ、凝固組織むらが
顕著である。また、δ−FecaL.（％）が6.3％のもので
は初晶δ→δ＋γ凝固組織（ゾーンIII）であり、表層
から約150μｍ深さまではδ凝固組織、それ以上の深さ
ではδ＋γ凝固組織が観察される。表層のδ凝固組織は
緩・急冷部によらず均一であり、凝固組織むらは認めら
れない。更に、δ−FecaL.（％）が8.8％のものでは板
厚中心まで完全δ凝固組織（ゾーンIV）が得られてい
る。
このように、Fe−Cr−Ni系における成分組成の選択が
鋳片の凝固組織に大きな影響を有しており、δ−FecaL.
（％）を−２％以下（完全γ凝固）および５％以上（初
晶δ→δ＋γ凝固、完全δ凝固）にコントロールするこ
とにより比較的凝固組織むらの少ない鋳片が得られるこ
とが明らかになった。しかし、δ−FecaL.（％）を−２
％以下を得るには、C,N,NiなどのNieq.元素を増加させ
る必要があり、Ｃは耐食性を損なう危険性があり、Ｎは
軟質化に対しては不利である。また、Niの添加はコスト
の点から制約を受けることから18−８系の実用鋼として
は望ましくない。さらに、高δフェライト成分側では薄
板製品のプレス加工時に発生する時効割れ特性等の低下
が懸念されることから、上限を９％とし、適性なδ−Fe
caL.（％）範囲は５〜９％が望ましいと判断される。
鋳片の凝固組織に大きな影響を有しており、δ−FecaL.
（％）を−２％以下（完全γ凝固）および５％以上（初
晶δ→δ＋γ凝固、完全δ凝固）にコントロールするこ
とにより比較的凝固組織むらの少ない鋳片が得られるこ
とが明らかになった。しかし、δ−FecaL.（％）を−２
％以下を得るには、C,N,NiなどのNieq.元素を増加させ
る必要があり、Ｃは耐食性を損なう危険性があり、Ｎは
軟質化に対しては不利である。また、Niの添加はコスト
の点から制約を受けることから18−８系の実用鋼として
は望ましくない。さらに、高δフェライト成分側では薄
板製品のプレス加工時に発生する時効割れ特性等の低下
が懸念されることから、上限を９％とし、適性なδ−Fe
caL.（％）範囲は５〜９％が望ましいと判断される。
次に、本発明の冷却ドラムは、その表面に多数の円形
あるいは長円形の窪みが形成されている。この冷却ドラ
ムの表面で初期凝固シェルが形成されたとき、この窪み
は互いに連続しない独立したエアギャップを形成する。
そのため、エアギャップによって凝固シェルの緩冷却さ
れた部分と冷却ドラム面に接して急冷却された部分が生
じることになり、緩冷部に比べ急冷部はδフェライト量
が減少し、これらの領域内でδフェライトの多・少によ
る凝固組織むらが発生する。このような初期の凝固シェ
ルの冷却不均一が原因で生じる凝固組織むらを軽減する
には、割れとの関係も考慮しながら冷却ドラムに形成す
る窪みの大きさ、深さを適性にし、且つ窪みの間隔を狭
くすることで解決された。
あるいは長円形の窪みが形成されている。この冷却ドラ
ムの表面で初期凝固シェルが形成されたとき、この窪み
は互いに連続しない独立したエアギャップを形成する。
そのため、エアギャップによって凝固シェルの緩冷却さ
れた部分と冷却ドラム面に接して急冷却された部分が生
じることになり、緩冷部に比べ急冷部はδフェライト量
が減少し、これらの領域内でδフェライトの多・少によ
る凝固組織むらが発生する。このような初期の凝固シェ
ルの冷却不均一が原因で生じる凝固組織むらを軽減する
には、割れとの関係も考慮しながら冷却ドラムに形成す
る窪みの大きさ、深さを適性にし、且つ窪みの間隔を狭
くすることで解決された。
第４図は冷却ドラム表面の隣接する窪みのエッジ間距
離と凝固組織の関係を示したものであるが、該図より窪
みのエッジ間距離が0.35mm以下になるとそのエッジ間の
面に接して凝固したシェルに観察される凝固組織はδフ
ェライトが均一である通常のδ＋γ組織であるのに対
し、窪みのエッジ間距離が0.35mm超以上では通常のδ＋
γ組織とともにδフェライトの少ない凝固組織（γ組織
と呼ぶ）が観察された。この理由は、第５図に示すよう
に凝固初期においては先ず窪みのエッジ部に溶鋼が接し
て冷却されるため、隣接する窪み間隔の狭い場合では窪
みと窪みの間の凝固シェルは厚くなるが、窪み間隔の広
い領域ではこの影響が窪み間隔全域に及ばないためその
部分の凝固シェルに局部的な凝固遅れが発生する（第５
図−ｂ）。その部分のシェルは薄く、強度が小さくなる
ために溶鋼静圧で押されて冷却ドラム面に密着し（第５
図−ｃ）、その部分が著しく急冷されてδフェライトの
成長が抑制され、その後の熱拡散によってδフェライト
が消失しやすく、その他の緩冷部に比べてδフェライト
が少なくなり鋳片表面に多・少を伴う凝固組織むらを生
成する（第５図−ｄ）と推定される。
離と凝固組織の関係を示したものであるが、該図より窪
みのエッジ間距離が0.35mm以下になるとそのエッジ間の
面に接して凝固したシェルに観察される凝固組織はδフ
ェライトが均一である通常のδ＋γ組織であるのに対
し、窪みのエッジ間距離が0.35mm超以上では通常のδ＋
γ組織とともにδフェライトの少ない凝固組織（γ組織
と呼ぶ）が観察された。この理由は、第５図に示すよう
に凝固初期においては先ず窪みのエッジ部に溶鋼が接し
て冷却されるため、隣接する窪み間隔の狭い場合では窪
みと窪みの間の凝固シェルは厚くなるが、窪み間隔の広
い領域ではこの影響が窪み間隔全域に及ばないためその
部分の凝固シェルに局部的な凝固遅れが発生する（第５
図−ｂ）。その部分のシェルは薄く、強度が小さくなる
ために溶鋼静圧で押されて冷却ドラム面に密着し（第５
図−ｃ）、その部分が著しく急冷されてδフェライトの
成長が抑制され、その後の熱拡散によってδフェライト
が消失しやすく、その他の緩冷部に比べてδフェライト
が少なくなり鋳片表面に多・少を伴う凝固組織むらを生
成する（第５図−ｄ）と推定される。
窪み開口部の直径が0.1mm以下ではエアギャップによ
る緩冷却効果が少ないばかりか、窪み加工や汚れ等のブ
ラシクリーニングが困難である。他方、窪み開口部の直
径が1.2mmを超えると、窪み自体が微小割れの起点にな
り易くなり好ましくない。
る緩冷却効果が少ないばかりか、窪み加工や汚れ等のブ
ラシクリーニングが困難である。他方、窪み開口部の直
径が1.2mmを超えると、窪み自体が微小割れの起点にな
り易くなり好ましくない。
窪み深さが50μｍ未満になると冷却ドラム全体の緩冷
却効果が十分でなく、また100μｍを超えると鋳片に転
写される凸ディンプルが高くなり冷間圧延前にコイルグ
ラインダーによる研削等の処理が必要となり、生産性が
低下する。
却効果が十分でなく、また100μｍを超えると鋳片に転
写される凸ディンプルが高くなり冷間圧延前にコイルグ
ラインダーによる研削等の処理が必要となり、生産性が
低下する。
窪み深さに対する鋳片に転写された凸ディンプルの突
起高さの比（窪み充填率）は80〜100％である。
起高さの比（窪み充填率）は80〜100％である。
従って、本発明にかかる鋳片表面の突起の形状は直径
が1.0〜1.2mm高さが50〜100μｍの円形あるいは長円形
であり、かかる突起が0.35mm以下の隣接する突起最低縁
部間距離で多数散在している。
が1.0〜1.2mm高さが50〜100μｍの円形あるいは長円形
であり、かかる突起が0.35mm以下の隣接する突起最低縁
部間距離で多数散在している。
以上に述べたように、本発明は鋳造する溶鋼成分を高
δフェライト側にコントロールし、且つ初期の凝固シェ
ルを均一に緩冷却できるように冷却ドラム面に窪みを設
けることによって、凝固組織むらの少ない薄帯状鋳片を
製造し、これによって冷間圧延後の薄板製品の光沢むら
を防止することができる。
δフェライト側にコントロールし、且つ初期の凝固シェ
ルを均一に緩冷却できるように冷却ドラム面に窪みを設
けることによって、凝固組織むらの少ない薄帯状鋳片を
製造し、これによって冷間圧延後の薄板製品の光沢むら
を防止することができる。
第１表に示す各種δ−FecaL.（％）のオーステナイト
系ステンレス溶鋼を冷却ドラムに窪みをランダム、ある
いは均一に配置した双ロール連続鋳造機により鋳造して
薄帯状鋳片を得た。この鋳片の表面を約100μｍ研磨し
た後、硝酸電解エッチにより凝固組織を現出させ組織む
らの観察を行った。また、該鋳片をデスケーリングし、
50〜90％の冷間圧延をして1050〜1200℃の焼鈍を行い、
ソルト処理後硝酸−弗酸の混酸により酸洗して仕上げた
薄板表面の光沢むら発生状況を観察した。さらに、得ら
れた薄板を80mmφの円板に加工し、32mmφ（絞り比＝2.
5）に円筒絞りして48h後の時効割れ有無をチェックし
た。その結果を第２表に示す。
系ステンレス溶鋼を冷却ドラムに窪みをランダム、ある
いは均一に配置した双ロール連続鋳造機により鋳造して
薄帯状鋳片を得た。この鋳片の表面を約100μｍ研磨し
た後、硝酸電解エッチにより凝固組織を現出させ組織む
らの観察を行った。また、該鋳片をデスケーリングし、
50〜90％の冷間圧延をして1050〜1200℃の焼鈍を行い、
ソルト処理後硝酸−弗酸の混酸により酸洗して仕上げた
薄板表面の光沢むら発生状況を観察した。さらに、得ら
れた薄板を80mmφの円板に加工し、32mmφ（絞り比＝2.
5）に円筒絞りして48h後の時効割れ有無をチェックし
た。その結果を第２表に示す。
第２表に示すように、本発明による製造方法（No.1〜
No.6）によって得られた鋳片の凝固組織むらおよび薄板
製品の光沢むらはなく良好であった。一方、比較例No.7
とNo.8によって得られたものは適性δフェライト成分で
あるが、ディンプルの間隔が広いために均一な凝固が行
われず、凝固組織むらおよび光沢むらが発生した。ま
た、比較例No.9とNo.10によって得られたものはδフェ
ライト成分が適正でないために、凝固組織むらおよび光
沢むらが発生した。さらに、比較例No.11によって得ら
れたものは、凝固組織むらおよび光沢むらは良好であっ
たが、δ−FecaL.＞９％以上の高δフェライト成分であ
ったため、時効割れ性が発生した。
No.6）によって得られた鋳片の凝固組織むらおよび薄板
製品の光沢むらはなく良好であった。一方、比較例No.7
とNo.8によって得られたものは適性δフェライト成分で
あるが、ディンプルの間隔が広いために均一な凝固が行
われず、凝固組織むらおよび光沢むらが発生した。ま
た、比較例No.9とNo.10によって得られたものはδフェ
ライト成分が適正でないために、凝固組織むらおよび光
沢むらが発生した。さらに、比較例No.11によって得ら
れたものは、凝固組織むらおよび光沢むらは良好であっ
たが、δ−FecaL.＞９％以上の高δフェライト成分であ
ったため、時効割れ性が発生した。
本発明例No.3と比較例No.9について、鋳片の凝固組織
むらおよび薄板製品の光沢むらの状況を例示する。第６
図（ａ）は本発明例No.4の鋳片の凝固組織むらおよび薄
板製品の光沢むらの表面組織写真を示したもので、いず
れのむらも全く認められない。第６図（ｂ）は比較例N
o.9の鋳片の凝固組織むらを示したもので、鋳造後の組
織はδフェライトの多・少により、また薄板製品の光沢
むらは再結晶粒の大・小により生じていることが判る。
比較例においては、鋳造後のδフェライトの多・少が薄
板製品の再結晶粒の成長を阻止することによって粒径差
を生じて光沢むらが発生しているが、本発明例において
は鋳造後のδフェライト量に差がないため、薄板製品に
光沢むらを生じることはない。
むらおよび薄板製品の光沢むらの状況を例示する。第６
図（ａ）は本発明例No.4の鋳片の凝固組織むらおよび薄
板製品の光沢むらの表面組織写真を示したもので、いず
れのむらも全く認められない。第６図（ｂ）は比較例N
o.9の鋳片の凝固組織むらを示したもので、鋳造後の組
織はδフェライトの多・少により、また薄板製品の光沢
むらは再結晶粒の大・小により生じていることが判る。
比較例においては、鋳造後のδフェライトの多・少が薄
板製品の再結晶粒の成長を阻止することによって粒径差
を生じて光沢むらが発生しているが、本発明例において
は鋳造後のδフェライト量に差がないため、薄板製品に
光沢むらを生じることはない。
〔発明の効果〕 以上説明したように本発明によれば薄帯状鋳片鋳造
時、鋳片表面に組織むらが生じないのでその後冷間圧延
を経て製造される薄板製品の表面には光沢むらの発生が
なく、表面品質の優れたステンレス薄板を得ることがで
きる。
時、鋳片表面に組織むらが生じないのでその後冷間圧延
を経て製造される薄板製品の表面には光沢むらの発生が
なく、表面品質の優れたステンレス薄板を得ることがで
きる。
第１図は冷却ドラム周面に窪み（ディンプル）を設けて
鋳造した場合に生じやすい急令部と緩冷部に相当する鋳
片表面の金属組織写真であり、 第２図はFe−Cr−Ni三元系平衡状態図におけるCreq.＋N
ieq.≒30％相当部の断面状態図であり、 第３図（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）はδ−Fe
caL.（％）を種々変化させた成分系の溶鋼を双ロール鋳
造して得た鋳片の断面組織を比較して示す金属組織写真
であり、 第４図は冷却ドラムの窪みエッジ間距離と凝固組織の関
係を示した図であり、 第５図はδフェライトの少ない凝固組織が生成する機構
を模式的に示した図であり、 第６図（ａ），（ｂ）は本発明例No.3と比較例No.9の鋳
片および製品板の組織むらを示す金属組織写真である。
鋳造した場合に生じやすい急令部と緩冷部に相当する鋳
片表面の金属組織写真であり、 第２図はFe−Cr−Ni三元系平衡状態図におけるCreq.＋N
ieq.≒30％相当部の断面状態図であり、 第３図（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）はδ−Fe
caL.（％）を種々変化させた成分系の溶鋼を双ロール鋳
造して得た鋳片の断面組織を比較して示す金属組織写真
であり、 第４図は冷却ドラムの窪みエッジ間距離と凝固組織の関
係を示した図であり、 第５図はδフェライトの少ない凝固組織が生成する機構
を模式的に示した図であり、 第６図（ａ），（ｂ）は本発明例No.3と比較例No.9の鋳
片および製品板の組織むらを示す金属組織写真である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−52152（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−83342（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−133529（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋
0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−FecaL.
（％）を５〜９％にしたオーステナイト系ステンレス鋼
を、直径が0.1〜1.2mm、深さが50〜100μｍの範囲にあ
る円形あるいは長円形の開口部を持つディンプルを多数
散在させ、すべての隣接ディンプルエッジ間距離が0.35
mm以下となるように配置した冷却ドラムの壁面に同期し
て鋳片が移動する連続鋳造機により、厚さ10mm以下の薄
帯状鋳片に鋳造することを特徴とする表面品質の優れた
オーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片の製造方法。 - 【請求項２】３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋
0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−FecaL.
（％）を５〜９％にしたオーステナイト系ステンレス鋼
を、直径が0.1〜1.2mm、深さが50〜100μｍの範囲にあ
る円形あるいは長円形の開口部を持つディンプルを多数
散在させ、すべての隣接ディンプルエッジ間距離が0.35
mm以下となるように配置した冷却ドラムの壁面に同期し
て鋳片が移動する連続鋳造機により、厚さ10mm以下の薄
帯状鋳片に鋳造し、次いで該薄帯状鋳片を表面デスケー
リングして冷間圧延を行ない焼鈍することによって薄板
製品とすることを特徴とした表面品質の優れたオーステ
ナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法。 - 【請求項３】３（Cr＋1.5Si＋Mo）−2.8（Ni＋0.5Mn＋
0.5Cu）−84（Ｃ＋Ｎ）−19.8で定義されるδ−FecaL.
（％）が５〜９％の範囲の成分組成を有し、かつ、その
表面に直径が0.1〜1.2mm、高さが50〜100μｍの範囲に
ある円形あるいは長円形の突起を0.35mm以下の隣接突起
間距離で多数散在せしめてなることを特徴とする表面品
質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2279097A JPH082484B2 (ja) | 1990-10-19 | 1990-10-19 | 表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片、薄板の製造方法および薄帯状鋳片 |
| EP91117741A EP0481481B1 (en) | 1990-10-19 | 1991-10-17 | Process for production of austenitic stainless steel thin cast strip and strip obtained thereby |
| ES91117741T ES2056553T3 (es) | 1990-10-19 | 1991-10-17 | Procedimiento para la produccion de banda colada fina de acero inoxidable austenitico, y banda obtenida segun este. |
| DE69102388T DE69102388T2 (de) | 1990-10-19 | 1991-10-17 | Verfahren zur Herstellung dünner gegossener rostfreier austenitischer Stahlbänder und derart hergestellte Bänder. |
| KR1019910018401A KR950014485B1 (ko) | 1990-10-19 | 1991-10-18 | 품면품질이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강의 얇은 주조스트립 및 냉연스트립과 시이트의 제조방법 및 얇은 주조스트립 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2279097A JPH082484B2 (ja) | 1990-10-19 | 1990-10-19 | 表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片、薄板の製造方法および薄帯状鋳片 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04158957A JPH04158957A (ja) | 1992-06-02 |
| JPH082484B2 true JPH082484B2 (ja) | 1996-01-17 |
Family
ID=17606374
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2279097A Expired - Lifetime JPH082484B2 (ja) | 1990-10-19 | 1990-10-19 | 表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片、薄板の製造方法および薄帯状鋳片 |
Country Status (5)
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|---|---|
| EP (1) | EP0481481B1 (ja) |
| JP (1) | JPH082484B2 (ja) |
| KR (1) | KR950014485B1 (ja) |
| DE (1) | DE69102388T2 (ja) |
| ES (1) | ES2056553T3 (ja) |
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| ATE165029T1 (de) * | 1993-12-01 | 1998-05-15 | Siemens Ag | Giess-walzanlage für stahlbänder und regelsystem dafür |
| US6044895A (en) * | 1993-12-21 | 2000-04-04 | Siemens Aktiengesellschaft | Continuous casting and rolling system including control system |
| FR2726209B1 (fr) * | 1994-10-31 | 1996-11-29 | Usinor Sacilor | Surface de coulee d'une lingotiere de coulee continue des metaux a paroi mobile |
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| IT1294228B1 (it) * | 1997-08-01 | 1999-03-24 | Acciai Speciali Terni Spa | Procedimento per la produzione di nastri di acciaio inossidabile austenitico, nastri di acciaio inossidabile austenitico cosi' |
| KR100381523B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-07-23 | 주식회사 포스코 | 표면품질이우수한고니켈당량오스테나이트계스테인레스합금의제조방법 |
| KR100411277B1 (ko) * | 1999-09-15 | 2003-12-18 | 주식회사 포스코 | 쌍롤식 박판제조공정에서 균열이 없는 주편의 제조방법 |
| AU2008100847A4 (en) | 2007-10-12 | 2008-10-09 | Bluescope Steel Limited | Method of forming textured casting rolls with diamond engraving |
| CN113263162B (zh) * | 2021-04-20 | 2022-12-02 | 广州市通上德智能装备有限公司 | 一种铅合金挂浆式铸带机 |
| CN113741337B (zh) * | 2021-09-10 | 2023-02-03 | 哈尔滨工业大学 | 一种薄壁球壳类微小构件全表面均布微坑结构加工轨迹的规划方法及装置 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0252152A (ja) * | 1988-08-15 | 1990-02-21 | Nippon Steel Corp | 薄帯連続鋳造装置用冷却ドラム |
| JPS6483342A (en) * | 1987-09-24 | 1989-03-29 | Nippon Steel Corp | Cooling drum for continuous casting apparatus for cast thin slab |
| US4887662A (en) * | 1987-09-24 | 1989-12-19 | Shigenori Tanaka | Cooling drum for continuous-casting machines for manufacturing thin metallic strip |
| JPH0730407B2 (ja) * | 1988-07-08 | 1995-04-05 | 新日本製鐵株式会社 | 表面品質が優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| EP0378705B2 (en) * | 1988-07-08 | 1999-09-15 | Nippon Steel Corporation | PROCESS FOR PRODUCING THIN Cr-Ni STAINLESS STEEL SHEET EXCELLENT IN BOTH SURFACE QUALITY AND QUALITY OF MATERIAL |
-
1990
- 1990-10-19 JP JP2279097A patent/JPH082484B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1991
- 1991-10-17 ES ES91117741T patent/ES2056553T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1991-10-17 DE DE69102388T patent/DE69102388T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1991-10-17 EP EP91117741A patent/EP0481481B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-10-18 KR KR1019910018401A patent/KR950014485B1/ko not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR920007716A (ko) | 1992-05-27 |
| JPH04158957A (ja) | 1992-06-02 |
| DE69102388T2 (de) | 1995-01-19 |
| DE69102388D1 (de) | 1994-07-14 |
| ES2056553T3 (es) | 1994-10-01 |
| EP0481481A1 (en) | 1992-04-22 |
| KR950014485B1 (ko) | 1995-12-02 |
| EP0481481B1 (en) | 1994-06-08 |
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