JPS63123556A - 鋳造過程および熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法 - 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、鋳片と鋳型内壁面内で相対速度差のない、所
謂同期式連続鋳造法を用いて、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス
鋼ストリップを製造するプロセスにおいて、連続鋳造を
、鋳片厚さが製品ゲージに近い厚さとなる形で行なうに
際し、鋳造過程ならびに熱間圧延過程で、材料（ストリ
ップ）に割れを生ぜしめない製造方法に関する。

（従来の技術） 従来、ステンレス鋼ストリップを得るには、たとえば特
開昭５６−１３９２７８号公報に開示されているように
、鋳型を鋳造方向に、２〜３’Ａｚの周波数で振動させ
つつ溶鋼を連続鋳造し、１００　ｍ以上の厚さを有する
鋳片を得、次いで鋳片の表面手入れを行ない、加熱炉で
１０００℃以上に加熱した後、複数の圧延機から構成さ
れる圧延機列によって熱間圧延してホットストリップを
得、これを素材としている。

しかしながら、この従来のプロセスによるときは、長大
な熱間圧延設備を必要とするほか、鋳片を加熱するため
のエネルギや圧延動力として多大のエネルギを必要とす
る等の点で問題がある。その他、熱間圧延過程に起因す
る問題もあり、これを解決するために熱延板焼鈍を必要
としたり、コイル研削と呼ばれる、ストリップ表面欠陥
の研削による除去工程を必要としている。

１８％Ｃｒ−８％Ｎｉに代表されるオーステナイト系ス
テンレス鋼にあっても、前述の問題がある。

即ち、従来のプロセスにあっては、何れも１００鰭以上
の厚さを有する鋳片を出発材としてこれを熱間圧延機列
によってホットストリップに圧延する。このホットスト
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、表面性状を得るために、強い
熱間加工を受けたホットストリップを焼鈍によって軟化
せしめ、冷延し易くするとともに、熱間圧延過程でホッ
トストリップに生じたスケール疵等を、酸洗工程の後に
研削によって除去することを、事前に行なわねばならな
い。

一方、上に述べた従来技術における基本的な問題である
、１００ｆ１以上の厚さを有する鋳片をホ７）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の加熱エ
ネルギ、圧延動力を要する、という問題を解決すべく、
連続鋳造の過程で、ホットストリップと同等か或いはそ
れに近い厚さの鋳片（ストリップ）を得るプロセスの研
究が進められている。

例えば、「鉄と鋼Ｊ８５’、八１９７〜８５’　、　Ａ
２５６において、特集された論文に、前述の、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。

かかる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１〜１０鶴の水準であるとき
には、ツインドラム（Ｔｗｉｎ　Ｄｒｕａ＋）方式が、
またゲージが２０〜５０ｍの水準であるときには、ツイ
ンベルト（Ｔｗｉｎ　Ｂｅ１ｔ）方式が専ら適用される
。

これら、ストリップを、連続鋳造によって直接的に得る
過程を織込んだステンレス鋼ストリップの製造プロセス
においては、鋳造可能なストリップ幅の拡大ならびに、
−貫プロセス技術の確立が基本的な技術的課題となって
いる。

而して、連続鋳造によって得ようとする鋳片（ストリッ
プ）の幅を拡大して生産性を向上せしめようとするとき
、たとえばツインドラム方式の連続鋳造法で幅の拡大に
伴なって、幅方向において凝固が不均一となり易く、こ
のことに起因して鋳造過程で鋳片に割れを生じ易い。

この種の鋳片の割れは、ストリップを連続鋳造によって
直接的に得る過程を織込んだステンレス鋼ストリップの
製造プロセスにおいて、重大な隘路となる。

鋳造過程で鋳片（ストリップ）に割れを生ぜしめないた
めの技術的手段としては、鋳造方式、鋳造機の工夫或い
は操業法を工夫することによって、幅方向における凝固
を均一化する接近方法も考えられるけれども、鋼組成に
よって問題を解決する接近方法も極めて重要である。し
かしながら、かかる技術的手段についてはこれまでに開
示がない。

（発明が解決しようとする問題点） この発明は、ストリップを、溶鋼の連続鋳造によって直
接的に得る過程を織込んだ、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
ストリップの製造プロセスにあって、十分に広い幅のス
トリップを対象とするときも、鋳造過程で鋳片（ストリ
ップ）に割れを生じることのない製造方法を提供するこ
とを目的としてなされた。

（問題点を解決するための手段） 本発明の特徴とする処は、重量％で、Ｃｒ：１６〜３５
％、Ｎｉ：５〜３５％、Ｓｉ：４％以下、Ｍｎ：７％以
下、Ｃ：　０．２％以下、Ｎ　：　０．４％以下、０：
　０．００８％以下、Ｐ　：　０．０３５％以下、Ｓ　
：　０．００８％以下を含み、Ｍｏ：７％以下、Ｃｕ：
３％以下、へ！：７％以下、Ｎｂ：１％以下、Ｔｉ１１
％以下、Ｚｒ　：　０．２％以下を選択的な添加成分と
するＣｒ−Ｎｉ系スステンリス鋼おいて、Ｎｉとの関係
において、Ｓ　＋　Ｏ−０，８Ｃａ量が第１図における
斜線部分の範囲となるようにＳと０を低減すると共にＣ
ａ添加量を０．０１％以下で変化させかつ、下記式６式
％） で決まるδ・Ｆｅ　ｃａｔ　（Ｘ）を−７以上として、
凝固後の鋳片にδフェライトが存在するようにし、残部
はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、連続鋳造し
、鋳造過程における鋳片の凝固時の冷却速度を３０℃／
ｓｅｃ以上とし、さらに凝固直後から１１００℃のこの
間の冷却速度を１０℃／ｓｅｅ以上とし、鋳片に残留す
るδフェライトとγ相を微細化せしめることを特徴とす
る鋳造過程および圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス鋼の製造方法にある。

以下に、本発明の詳細な説明する。

既に述べたように、所謂同期式連続鋳造法により、極力
製品ゲージに近い厚さの鋳片（ストリップ）を得るプロ
セス、たとえばツインドラム（双ロール法）方式のプロ
セスにおいては、鋳片（ストリップ）の広幅化に伴なっ
て、幅方向における凝固の不均一さに起因して局部的な
収縮による応力が発生し、材料の延性限界をこえると、
凝固直後の鋳片表面に割れを生じ易い。

また、凝固後、鋳片を熱間圧延する場合にも凝固不均一
部から割れを発生することがある。

前述のような、鋳片の割れを防止するためには、凝固を
均一化させ、局部的な収縮を発生させないことが有効な
手段たり得るけれども、凝固直後の鋳片が極力延性に富
むものであることも重要である。

従来、通常の１００ｆｉ以上の厚さを有する連続鋳造鋳
片の割れ、就中、凝固直後の割れ、或は、再加熱後の熱
間圧延過程での割れ現象の解明ならびにその防止手段に
ついては種々の研究がなされて来た。

しかしながら、ツインドラム方式の連続鋳造プロセスに
おける如く、鋳片のゲージ（厚さ）が製品に近い状態で
鋳造され、急冷凝固される鋳片の割れ現象の解明ならび
に割れ防止手段の研究は未だ十分ではなかった。

発明者等は、急冷強固される、薄いゲージの鋳片の割れ
を防止する手段を、凝固直後の材料（鋳片）に延性を付
与する方向で研究を進めた。

各種の合金ついて、丸棒引張り試験片を通電加熱し、平
行部中央が溶融開始するまで昇温し、溶融開始温度を測
定し、その後急冷して、溶融開始温度から１００℃低温
のところで保持し、引張試験を実施し、破断までの試験
片の絞り（％）と引張強度を測定した。絞りが６０％以
上の大きな合金は融点直下で延性の大きな材料である。

なお、調査した合金組成はオーステナイト系ステンレス
鋼を主とするＣｒ−Ｎｉ系合金で次のような組成を有す
るものである。組成は重量パーセントで表示している。

Ｃ：　０．００５　〜０．０１１ Ｓ＊　：　０．１〜４．０％　　　　　Ｏ：　０．００
２〜０．０１１　　％Ｍｎ：０．１〜７．０％　　　　
　Ｎ　：　０．００５　〜０．０１１　：　０．００１
　〜０．０４０　　％　　Ｔｉ：Ｏ〜０．６％Ｓ　：　
０．０００３〜０．０８％　　　Ｎｂ：０〜０．８％Ｃ
ｒ　：　１５．Ｏ〜３５．０％　　　　　Ｃａ　：　０
〜０．０１％Ｎｉ　：　５．０〜３３．０％　　　　Ｚ
ｒ　：　Ｏ〜０．１　　％Ｍｏ　：　Ｏ〜？、０　　％
　　　　　　Ｃｅ　：　Ｏ〜０．０６％Ｃｕ：０〜３．
０　％ 主要合金組成と共に微量の不純物の影響についても検討
し、特にＮのレベルを変えて、不純物の許容レベルにつ
いて検討した。

これらの結果、主要合金組成が凝固直後の材料延性に及
ぼす影響はさほど大きくないことが判明した。むしろ大
きな影響を及ぼす成分は、Ｓ、　Ｎ。

Ｐ、Ｏ，Ｃのいわゆる不純物成分の量で、特にＳ。

Ｎ、Ｏ，Ｐの悪影響が顕著である。

従来よりＳ、Ｐに関しては鋳片の延性に不利なことは推
定されているが、急冷凝固した薄鋳片については○はも
とよりＮの悪影響が大きいことが判明した。したがって
、これら悪影響のある成分に関しては極力低減すること
が必要である。しかしＮ、、！：Ｃについては目的によ
っては活用したい成分であることから、本発明において
はｓ、ｏ、ｐを極力低減する方向で検討しＮｌ量との関
連で許容領域を明らかにしたものである。

一方他成分の影響としてはＣａの活用が極めて有効であ
り、次いでＴｉが有効でＺｒも少量で効果がみられた。

又、δフェライトが存在した場合には割れΦ防止に有効
であった。したがって、これらの有効成分をうまく活用
することが重要である。

Ｓは鋼種によっては０．００６％以下で延性を大きく改
善する。又Ｃａを添加した場合にはＳを固定することに
なり更に有利でＳ　　Ｏ，８ＸＣａとして作用する。鋼
中のＮｆｉが多くなるとこれらＳの低減、あるいはＣａ
の組合せ作用としてのＳ−０，８ＸＣａを一層低減する
ことが必要になる。このＮ量の影響は有効なδフェライ
トを減する点やＮが高温延性を減するためと考えられる
。

０も鋼種によっては０．００８％以下で延性を太きく改
善する。更に望ましくは０．００５％未満であり、鋼中
のＮｉが多い合金においては更に低減することが必要に
なる。こうして、Ｓ　　Ｏ，８ｘＣａとｏｌの合計を規
制することが必要になるが、その規制限界は合金のＮｌ
と関係し、多くの合金での結果を示したものが第１図で
ある。第１図においてＯ印は、前述の溶融引張り試験で
、融点以下１００℃での合金の延性（絞り％）が６０％
以上のものであり、Ｘ印は３０％以下である。薄鋳片で
割れを生じないためには６０％以上の絞りが望ましい。

こうして、急冷凝固した合金のＳ＋Ｏ−０，８ＸＣａ量
は鋼中のＮ量との関係で第１図の通り規制されねばなら
ない。Ｎ量によってはＳと０の低減のみで満足されるが
、Ｎｉｌの多い合金ではＣａを使用しないと、この関係
を満足することは困難である。

Ｃａと同様の効果はＴｉ、Ｚｒにもみられるが、Ｃａの
作用効果が大きい。Ｐは鋼種によっては０．０３０％以
下で延性を改善するが、特に０．０１５％以下が有効で
ある。しかしこのＰの有害さは鋳片にδフェライトを残
存させ、Ｐをδフェライトに優先固溶させることで軽減
することが出来る。こうしてＰの多い鋼種では鋳片にδ
フェライトを多（残存させることが必要である。

δフェライトの効果はすでに通常ＣＣ鋳片においても知
られ、鋼成分からδフェライトを予測する式が活用され
ている。いわゆるδフェライトＣａｌとして知られてい
る。（δ・Ｆｅ　Ｃａｒ　）。

本発明者等が従来通常の厚手ＣＣ鋳片の割れ防止に関し
て使用して来たものはシェフラーの式を基本とした次式
である。

δ・Ｆｅ　Ｃａｔ　（χ）＝３（Ｃｒ＋　１．５　Ｓｉ
＋Ｍｏ）２．８（Ｎｉ　＋　！４Ｍｎ＋　％Ｃｕ）　　
８４（Ｃ＋Ｎ）　−１９，８・”（１）ところが双ロー
ル法等の急冷薄鋳片に残存して、存在するδフエライト
量は通常のＣＣ鋳片の場合とは若干挙動を異にすること
が判明した。

第２図に示す通り、従来使用して来たδフェライトＣａ
ｒと薄鋳片に残存するδフエライト量との関係において
は、δ・Ｆｅ　Ｃａｌが一７％程度においても薄鋳片で
はδフェライトが残存し、δ・Ｆｅ　Ｃａｔ　＋　４％
程度から残存するδフエライト量の間にほぼ１対１の直
線関係が認められる。

したがってδ・Ｆｅ　Ｃａｒを一７％以上となるように
（１１式でコントロールし、薄鋳片にδフェライトを残
存させることが必要で、望ましくはＰｉｔに応じて、鋳
片の残存δフェライトを多くするようにコントロールす
べきである。

ところが、鋳片に残留したδフェライトは、厚手ＣＣの
場合には熱間圧延の前の加熱炉中で消滅させ得るが、加
熱炉を省略した場合には消滅させることが出来ない。そ
の量が多いと特に形状の大きなままで残存してはステン
レス鋼の特性に好ましくない。薄鋳片の凝固速度、並び
に凝固後の冷却速度とδフェライトの形状について調査
した結果、鋳片の組織、特にδフェライトの組織に対し
ては凝固時の冷速よりも凝固直後から１１００℃間の冷
速の影響が大きいことが判明した。具体的には鋳片の凝
固時の冷速を３０℃／ｓｅｃ以上とした場合、オーステ
ナイト系ステンレス鋼を主体とした薄鋳片で、凝固直後
から１１００℃までの冷却速度を大きくしていくとδフ
ェライトが微細になり特に１０’Ｃ／ｓｅｃ〜３０℃／
ｓｅｃ以上とすると、残留したδフェライトが極めて微
細となり、均一分散していることが判明した。又、この
場合にはγの組織も微細となる。１０℃／ｓｅｃ未満の
冷速では残留するδフェライトが成長して大きくなり、
好ましくない。

こうして凝固後の冷速を１０℃／ｓｅｅ以上に大きくす
ると、残留するδフェライトが微細・均一に分散し、こ
うして微細分散したδフェライトは鋳片のその後のわず
かの熱間加工中や、冷間加工後の短時間の最終焼鈍で消
滅しやすく、製品特性に影響することはない。こうして
微細分散したδフエライト量は５０％程度までを効に活
用することが出来る。

その後１１００℃未満の冷却はδフェライトの形態には
影響しない。したがって、熱部圧延を加えて鋳片の形状
を整えるなり１．直接冷却してもδフェライトの形態や
鋳片の割れには影響しない。熱間圧延を加える場合も、
熱間圧下率として５０％以下では、圧延時に割れを発生
することはない。

（実施例） 通常通り、溶製し２次精錬をされた各種のＣｒ−Ｎｔ系
ステンレス鋼を溶製した。溶製された鋼の成分を第１表
に示す。これらは先に述べたように主成分はもちろん、
特に、Ｃ，Ｎ、Ｓ、Ｐ、Ｏに注目して、Ｎｉｌに応じて
第１図をもとに、Ｓ＋Ｏ−０，８ＸＣａ量をコントロー
ルし、かつ鋳片に残留するδフエライト量をδ・Ｆｅ　
Ｃａｌをもとに第２図からコントロールして、成分調整
した。

その後、取鍋にて十分温度コントロールした後、水冷式
銅鋳型より成る双ロール鋳造機により鋳造し、８ｆｉか
ら１ｍｌの薄鋳片を鋳造した。鋳造幅は６００〜１００
０ｍｍである。双ロール直下から気体及び水により幅方
向に均一に冷却して、１１００℃まで冷却した。

鋳片はその後冷却され巻取られたが、 Ｓ＋Ｏ−０，８ＸＣａ’＆Ｎ量の規制を満たす本発明鋼
の鋳片には割れは全く発生しなかった。

一部の鋳片には１２００℃〜１０００℃間で５０％以下
の圧下率で熱間圧延を加えたが、この熱間圧延時にも割
れは発生しなかった。又鋳造組織にはδフェライトが残
存し、きわめて微細に分散していた。

第１表に示した比較法では、成分規定が本発明の要件を
満たさず、Ｓ＋Ｏが高すぎるため鋳造後の鋳片に割れが
発生した。

本発明鋳片はその後、酸洗し冷延工程を経て、製品とし
たが、耐食性や機械的性質は良好であった。

（発明の効果〕 本発明によれば製品形状に極力近い形の鋳片を、割れを
発生させることなく得ることが出来、Ｃｒ−Ｎｉ系ステ
ンレス鋼の製造法としてはきわめて工業的効果の大きな
方法と言うことが出来る。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼中のＮ％とＳ　＋　Ｏ−０，８ＸＣａ　（ｐ
ｐｍ）との関係を示す図表である。 喝　　　　力　　　　Ｎ　　　　　′Ｓ。 （ら　　　　も　　　　も ンＳ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、Ｃｒ：１６〜３５％、Ｎｉ：５〜３５％、Ｓ
   ｉ：４％以下、Ｍｎ：７％以下、Ｃ：０．２％以下、Ｎ
   ：０．４％以下、Ｏ：０．００８％以下、Ｐ：０．０３
   ５％以下、Ｓ：０．００８％以下を含み、Ｍｏ：７％以
   下、Ｃｕ：３％以下、Ａｌ：７％以下、Ｎｂ：１％以下
   、Ｔｉ：１％以下、Ｚｒ：０．２％以下を選択的な添加
   成分とするＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼において、Ｎ量と
   の関係において、Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ量が第１図におけ
   る斜線部分の範囲となるようにＳとＯを低減すると共に
   Ｃａ添加量を０．０１％以下で変化させかつ、下記式 δ・Ｆｅｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ）
   −２．８（Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋１／２Ｃｕ）−８４（Ｃ
   ＋Ｎ）−１９．８で決まるδ・Ｆｅｃａｌ（％）を−７
   以上として、凝固後の鋳片にδフェライトが存在するよ
   うにし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
   、連続鋳造し、鋳造過程における鋳片の凝固時の冷却速
   度を３０℃／ｓｅｃ以上とし、さらに凝固直後から１１
   ００℃の間の冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上とし、鋳片
   に残留するδフェライトとγ相を微細化せしめることを
   特徴とする鋳造過程および圧延過程で割れを起こし難い
   Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法。