JPS63177950A - フエライト系ステンレス鋼の鋳造方法 - 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〉 この発明は、加工の際に“肌荒れ性ロービング現象”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“ロービングと呼ばれる肌荒れ性の表面起伏が頻繁
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“ロービングの発生は大きな問題となってい
た。

ところで、ロービ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５ＵＳ４３０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、ロービ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−焼鈍一冷間圧延一焼鈍 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−焼鈍一冷間圧延一焼鈍一冷間圧延一焼鈍 なる工程を採用することすらあったが、これは大幅なコ
ストアン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攪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ビング
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
肌荒れ性ロービ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
表層部組織機細化の妨げとなっていること。

第１図は、５ＵＳ４３０鋼を溶解してから冷却速度：１
．５°Ｃ／ｓｅｅ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Ｔα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、１
０００℃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５ＯＳ４３
０泪のようなフェライト径ステンレス鋼では、圧延時の
再結晶フェライトの核発生場所としてＴ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ビン
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、ＳＵＳ　４３０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５ＵＳ４３０鋼を溶融後
冷却速度２℃／ｓｅｃ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（１）ｌは５ＵＳ４
３０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））で示したもの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相域で除冷すると
て相が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、フェライト径ステンレス鋼
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
れ性ロービ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５ＵＳ４３０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℃１ｓｅｃ未満の冷却
速度で徐冷してα粒内での１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
荒れ性ロービ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７００〜９００ｎ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の上方に冷却媒体吸引用導通
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１
０°Ｃ／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
媒体吸引用導通孔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４００龍程度（メニスカス下の長さ：３００ｍ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、肌荒れ性ロービング現
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、両端開放鋳型内で形成される鋳片表
層部を固相線温度（Ｔα）以上の温度域から１０℃／ｓ
ｅｃ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
、以ってフェライト系ステンレス鋼鋼板における深絞り
加工時の表面欠陥（肌荒れ性ロービング現象等）発生防
止を可能とした点」 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’Ｃ／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ビ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７粒粗
大化抑制効果を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
で鋳型直下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攪を併用しながら
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、ロービ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〉 圧延時にロービング現象等の表面欠陥が生じゃすい５ｔ
ｌＳ４３０Ａ１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　：　０．０１％、　　Ｔｉ　：　０．００７％、
　　Ａ　Ａ　：　０．０８２％、　　Ｎ　：ｏ、ｏｔｉ
５％）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２５０鰭Ｘ１２００＋
＋ｎ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−焼鈍一冷間圧延一焼鈍）とロービング対策圧
延法（熱間圧延−焼鈍一冷間圧延一焼鈍一冷間圧延一焼
鈍）とをそれぞれ別個に行い、得られた鋼板について肌
荒れ性ロービ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に近いことを怒知したセンサーよ
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’Ｃ／ｓ
ｅｃ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、鋳型を出た第　　　
１　　　表 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２０ｍ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°Ｃ／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“ロービング対策圧延法”にて圧延した
時のロービング現象の発生状況を目視評価した時のロー
ビンググレードを第５図に示す。本発明法によって鋳造
した鋳片のロービ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ビング
グレードはロービ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、肌荒れ性ロービング現象が
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５ＵＳ４３０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、５ＵＳ４３０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（ａｌ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ｆｂｌは冷却速度１２’Ｃ／ｓｅｅ
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ビング対策圧延
法にて圧延した時のロービ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。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
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、両端開放鋳型内で形成される鋳片表層
   部を固相線温度以上の温度域から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
   テンレス鋼の連続鋳造方法。