JPS63177950A - フエライト系ステンレス鋼の鋳造方法 - Google Patents
フエライト系ステンレス鋼の鋳造方法Info
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- Continuous Casting (AREA)
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。
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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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
.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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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)
- 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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62010930A JPH07112595B2 (ja) | 1987-01-20 | 1987-01-20 | フエライト系ステンレス鋼の鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62010930A JPH07112595B2 (ja) | 1987-01-20 | 1987-01-20 | フエライト系ステンレス鋼の鋳造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63177950A true JPS63177950A (ja) | 1988-07-22 |
JPH07112595B2 JPH07112595B2 (ja) | 1995-12-06 |
Family
ID=11763951
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62010930A Expired - Lifetime JPH07112595B2 (ja) | 1987-01-20 | 1987-01-20 | フエライト系ステンレス鋼の鋳造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07112595B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02133529A (ja) * | 1988-07-08 | 1990-05-22 | Nippon Steel Corp | 表面品質が優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
JPH02267225A (ja) * | 1989-04-05 | 1990-11-01 | Nippon Steel Corp | 表面品質が優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS60224715A (ja) * | 1984-04-23 | 1985-11-09 | Nippon Steel Corp | 熱延薄鋼帯の製造方法 |
-
1987
- 1987-01-20 JP JP62010930A patent/JPH07112595B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS60224715A (ja) * | 1984-04-23 | 1985-11-09 | Nippon Steel Corp | 熱延薄鋼帯の製造方法 |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02133529A (ja) * | 1988-07-08 | 1990-05-22 | Nippon Steel Corp | 表面品質が優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
JPH02267225A (ja) * | 1989-04-05 | 1990-11-01 | Nippon Steel Corp | 表面品質が優れたCr―Ni系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
JPH0796684B2 (ja) * | 1989-04-05 | 1995-10-18 | 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 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH07112595B2 (ja) | 1995-12-06 |
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S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
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