(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
連続鋳造装置の２本逆方向回転ロールを備えた鋳型中での鋳造操作を含んでなる、鋳造物として良好な溶接性を有するオーステナイト系ステンレススチールストリップの製造方法であって、このストリップは、１〜５ｍｍの範囲の厚さと次の質量％での組成即ちＣｒ  １７〜２０；Ｎｉ  ６〜１１；Ｃ＜０．０４；Ｎ＜０．０４；Ｓ＜０．０１；Ｍｎ＜１．５；Ｓｉ＜１．０；Ｍｏ≦３；Ａｌ＜０．０３；Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｔａ＜１．０であるＮｂ、Ｔｉ及び／又はＴａ；及び残部のＦｅと不純物から成り、ストリップ表面と平行な横断面を測定したとき、３０〜８０μｍの範囲の平均粒径のデンドライト状の凝固したミクロ組織を有し、且つ式：
δ−フェライト＝（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ−０．７２８）×５００／３により算出して、４〜１０％の間のδ−フェライト容積％を有し、式中、Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ＝〔Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋０．２５Ｔａ＋２．５（Ａｌ＋Ｔｉ）＋１８〕／〔Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋３６〕、また各元素記号は全組成物中の質量％であり、
上記鋳造操作に引き続いて、ストリップを制御下で冷却し、冷却速度が２０〜５０℃／秒であることを特徴とする、オーステナイト系ステンレススチールストリップの製造方法。
【請求項２】
鋳造物として良好な溶接性を有するオーステナイト系ステンレススチールストリップの製造方法であって、鋳造操作に引き続いて、１０００から１２００℃の範囲の温度で５分未満の時間、ストリップを加熱することを特徴とする請求の範囲第１項に記載の製造方法。
【請求項３】
請求の範囲第１項あるいは第２項記載の方法で得られるオーステナイト系ステンレススチールストリップ。
【請求項４】
請求の範囲第３項のスチールストリップにより得られる溶接製品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
（技術分野）
本発明は、連続鋳造装置の逆方向回転ロールを備えた鋳型でそれを固化させることによる、鋳造物として良好な溶接性を有するオーステナイト系ステンレススチールストリップの製造方法に関する。さらに、本発明は、該方法によりそのように得られ、かつ溶接された管（溶接管）の製造に適したオーステナイト系ステンレススチールストリップに関する。
【０００２】
（背景技術）
オーステナイト系ステンレススチールは、良好な機械的特性と共に、優れた腐食抵抗および酸化強度をもたらすことが知られている。実際に、これらの種類のスチールは、熱間圧延と、おそらくはそれに続く冷間圧延プロセスに由来する平板な製品を原料とする管の製造にしばしば用いられている。
一般に、薄いステンレススチールストリップは、連続的なスラブの鋳造と、おそらくそれに続く研磨操作、スラブの１０００〜１２００℃への加熱、熱間圧延、焼鈍、おそらくそれに続く冷間圧延、最終的な焼鈍と酸洗いを含んでなる慣用の方法により得られる。
【０００３】
この方法は、スラブの加熱と材料の加工の両方で、大きなエネルギー消費を必要とする。
一方、連続的なストリップ鋳造法は最近の、未だ発展中の手法であり、例えば、Ｒ．Ｔｏｎｅｌｌｉ，Ｌ．Ｓａｒｔｉｎｉ，Ｒ．Ｃａｐｏｔｏｓｔｉ，Ａ．Ｃｏｎｔａｒｅｔｔｉ著「ＡＳＴテルニ  スチールワークスにおける双ロールストリップ鋳造法の最近の進歩」（Ｐｒｏ．Ｏｆ  ＭＥＴＥＣ  Ｃｏｎｇｒｅｓｓ  ９４  Ｄｕｓｓｅｌｄｏｒｆ，Ｊｕｎｅ  ２０−２２，１９９４）に示されており、この手法によって、薄いストリップが鋳造製品として直接製造され、そして熱間圧延操作が回避されるようになる。
【０００４】
鋳造物として用いられるのに適したオーステナイト系ステンレススチールストリップを得るためには、一次固化法に作用することが必要である。事実、一次凝固組織は、スチールの化学組成および凝固中の冷却速度に依存し、オーステナイトからフェライト（δ―フェライト）への変化をしやすい。
凝固プロセスにおいて適切な量のδ―フェライトが生成することは、鋳造ストリップ中にクラックが生じることを避けるために極めて重要である。δ―フェライトの存在は、また、加熱によるクラックを避けるために、ストリップの引き続く溶接性に対して有利である。一方、溶接接合部における過剰なδ―フェライトは、腐食強度および延性に関してリスクを含み得る。
【０００５】
オーステナイト系ステンレススチールストリップの連続鋳造に対する種々のコントロール法が従来技術で知られている。例えば、ＥＰ０３７８７０５Ｂ１号公報には、高温および低温での格差のある冷却速度をコントロールすることにより、また得られる鋳造製品中のδ―フェライトの容積パーセントをコントロールすることにより、良好な表面性能を得ることを目的とした、ステンレススチールの薄いストリップの製造方法が記載されている。
一方、ＥＰ０４３１８２Ｂ１号公報には、得られたストリップを固定時間の間、特定の温度に保持することを主な選択とすることに基づく、優れた表面特性を有するステンレススチールの製造方法が記載されている。
しかしながら、上記の方法は、最終製品の表面特性の改善を目的とするものであり、優れた溶接性を有する製品を得るための方法を教示していない。
【０００６】
（発明の開示）
従って、本発明は、逆方向回転ロールを備えた鋳型中で、連続鋳造手法を用いることによる、オーステナイト系ステンレススチールストリップの製造方法を提供し、それは鋳造物としてのストリップにおいて優れた溶接性能を得ることを目的とするものである。
本発明の他の目的は、上記の方法で得られ、鋳造物として優れた溶接特性を有し、溶接管の製造において用いられるのに適した、オーステナイト系ステンレススチールストリップを提供することである。
【０００７】
このように、本発明の主題は、連続鋳造装置の２本逆方向回転ロールを備えた鋳型中での鋳造操作を含んでなる、鋳造物として良好な溶接性を有するオーステナイト系ステンレススチールストリップの製造方法であって、このストリップは、１〜５ｍｍの範囲の厚さと次の質量％での組成即ちＣｒ  １７〜２０；Ｎｉ  ６〜１１；Ｃ＜０．０４；Ｎ＜０．０４；Ｓ＜０．０１；Ｍｎ＜１．５；Ｓｉ＜１．０；Ｍｏ≦３；Ａｌ＜０．０３；Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｔａ＜１．０であるＮｂ、Ｔｉ及び／又はＴａ；及び残部のＦｅと不純物から成り、ストリップ表面と平行な横断面を測定したとき、３０〜８０μｍの範囲の平均粒径のデンドライト状の凝固したミクロ組織を有し、且つ式：
δ−フェライト＝（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ−０．７２８）×５００／３により算出して、４〜１０％の間のδ−フェライト容積％を有し、式中、Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ＝〔Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋０．２５Ｔａ＋２．５（Ａｌ＋Ｔｉ）＋１８〕／〔Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋３６〕、また各元素記号は全組成物中の質量％であり、上記鋳造操作に引き続いて、ストリップを制御下で冷却し、冷却速度が２０〜５０℃／秒であることを特徴とするオーステナイト系ステンレススチールストリップの製造方法である。
【０００８】
さらに、本発明に従えば、その方法は、鋳造操作に引き続いて、１０００から１２００℃の範囲の温度で５分未満の時間、ストリップを加熱してもよい。
さらにまた、本発明の主題は、上記の方法で得ることができて、しかも溶接管の製造に用いられるのに適しているオーステナイト系ステンレススチールストリップである。
【０００９】
（発明を実施するための最良の形態）
本発明によれば、オーステナイト系ステンレススチールストリップは、１〜５ｍｍの間の最終厚さを有するものが得られる。得られるデンドライト状の凝固した組織は非常に微細で、３０〜８０μｍの範囲の平均粒径を有する、柱状粒と等軸状の中心ゾーンを示す。
さらに、Ｃ、Ｃｒ、Ｎｉのような元素の中心偏析が存在しないことは、中程度の粒径と共に、物性の材料均質性を示し、鋳造および溶接操作の両方にとって非常に重要なことである。
鋳造物としてのストリップは、通常の作業サイクルにより熱間圧延されたストリップのそれに比べて、非常に低い残留ひずみ−硬化比を示し、従って、鋳造操作で使用される前に、ひずみを解消する熱処理を一切必要としない。
【００１０】
本発明は、得られるストリップが最終熱処理を必要とすることなく、溶接管の製造のために溶接されるのに適した材料をもたらすというさらなる利点を有している。
本発明の他の利点は、得られるオーステナイト系ステンレススチールストリップが、おそらくＴａ、Ｔｉ、Ｎｂのような元素を含有するときに、クロム炭化物（クロミウムカーバイド）が析出する故に、粒端部の脱クロム（grain edge dechronuzing）を示さず、従って溶接部分の腐食強度および延性の改善がもたらされるという点にある。
本発明は以下、その実施態様を詳細に記述することによって、より具体的に例証される。ただし、それらは本発明を一切限定するものではない実施例であり、添付の図面が参照される。
【００１１】
ここで図１を参照すると、本発明に従えば、その下流から薄いストリップ２が出てくる二つの逆方向回転ロール１を有する連続鋳造機が、本発明の方法を行うのに必要である。さらに、コントロールされた冷却部３と巻き取りリール４が続いて具備される。
２．０〜２．５ｍｍの範囲の厚さを有する薄いストリップの一連の実験的な鋳造が、本発明の方法を用いて行われた。
そのようにして得られたすべての試験ストリップは、良好な機械的特性と微細構造の性質を示した。試験ストリップでの化学組成は、次の範囲で規定された：Ｃｒ  １７〜２０％；Ｎｉ  ６〜１１％；Ａｌ＜０．０３％；Ｃ＜０．０４％；Ｎ＜０．０４％；Ｓ＜０．０１％；Ｍｎ＜１．５％；Ｓｉ＜１．０％；Ｍｏ≦３％；Ｎｂ、Ｔｉ及び／又はＴａがＮｂ＋Ｔｉ＋Ｔａ＜１．０。算出されたδ−フェライト容積分率は３〜１１％の範囲であった。
本発明の方法で得られた鋳造ストリップの機械的特性は：Ｒｐ0.2%＝２３０ＭＰａ（単位降伏点）、Ｒｍ＝５２０ＭＰａ（単位破断応力）、Ａ＝５０％（破断応力における伸び）、である。
【００１２】
溶接性能は、化学組成とδ−フェライト含量にそれらを関連づけて、一連の溶接性方法と試行を行うことにより、評価された。４％未満のδ−フェライト容積比を有するストリップは加熱クラックを生じる傾向を示し、それらの溶接接合部は曲げ試験に抵抗性を示さない。一方、１０％より多いδ−フェライト含量は、劣悪な局在化した強度腐食、とくに点食腐食強度を引き起こすのに十分であることが分かった。
【００１３】
この効果は、フェライトとオーステナイトの間の異なるクロム含量によるものであり、γ−相におけるクロムの減少が結果として生じる。これらの理由で、これらの種類のスチールの組成は、厳密にチェックされなければならない。
さらに、鋳造ストリップについてなされる焼鈍処理は、化学組成のコントロールを欠いたことにより、望ましい値の最大を超えたときに、δ−フェライト含量を望ましい範囲内に戻すために有用であることが見出された。実際に、δ−フェライト含量は、時間と焼鈍温度の増大につれて減少することが見出された。
さらには、チタン、ニオブ、およびタンタルのような元素を添加して、極めて安定な炭化物を形成すると、粒間での炭化クロムの生成を阻害し、これにより溶接接合部の熱的に変化した部分におけるクロム減少を回避するために非常に有効である。粒間での腐食強度の改善は、この結果の効果として得られる。
【００１４】
その上、チタン、ニオブ、タンタルのような元素の添加は、それらの炭化物の生成を通して、粒径成長を阻害し、溶接接合部の熱的に変化した部分におけるより高い延性をもたらす。
以下に、本発明の方法により製造されたストリップと通常の手法で製造されたストリップとの両方で行われた実験的試験の非限定的実施例、比較例および説明例は、図２、３および４並びに添付の表を参照して説明する。なお、説明を簡単にするために、これら表は記載される実施例の後に示す。
【００１５】
【実施例】
実施例１
表１に示されるように、組成（ａ）を有するストリップが本発明の方法に従って製造された。
液体スチールは二つの逆方向に回転するロールを備えたその鋳型を有する縦型連続鋳造機中で鋳造され、２ｍｍ厚の鋳造ストリップを形成した。ストリップは直ちに、その出口で２５℃／ｓの速度で冷却され、引き続いて９５０℃の温度で巻き取りリールに巻き取られた。計算上のδ−フェライトの容積分率は約６．４％であった。
【００１６】
その後、ストリップを水につけ、成形し、「ＴＩＧ」溶接により溶接して、直径１００ｍｍで３０ｘ３０ｍｍ平方の断面を有する円形の切断管を形成した。溶接プロセスは、次のプロセスパラメーターを用いて行われた：溶接電流  １３０Ａ；トーチ前進速度  ２８および３４ｃｍ／分；保護ガスアルゴン（流速  ７Ｌ／分）。
溶接した接合部のミクロ組織が図４に示されている。溶接接合部でのδ−フェライト容積比は６．０％と測定された。溶接ライン破壊強度は引張試験および曲げ試験により測定され、溶接完全性は超音波分析により測定された。化学組成（ａ）のストリップから得られた溶接接合部において行われた引張試験の結果は表２に示されている。
【００１７】
試験の結論において、欠陥あるいはクラックのいずれも溶接部分に見つからなかった。粒間腐食試験も、各々４８時間づつ熱ＨＮＯ3に５サイクル暴露することを含むＡＳＴＭ  Ａ２６２  条件Ｃ（Ｈｕｅｙ試験）仕様書に従って、行った。同じストリップの二つのサンプルの腐食速度が表３に示されており、それらの値（約０．３５ｍｍ／年）は、予期される応用（用途）と両立し、従来の手法で得られる製品のそれと同等であった。
【００１８】
実施例２
異なる化学組成（表１において「ｂ」と称する）を有する他のストリップが本発明の方法で得られた。算出されたδ−フェライト含量は２．９％であった。
３０ｘ３０ｍｍの溶接された正方形の管がこのストリップから得られた。
溶接管の超音波分析により、溶接接合部にクラックの証拠が見つかり、曲げ試験の後にひびが生じた。
【００１９】
実施例３
表１記載の組成「ｃ」を有するストリップが本発明の方法で得られた。算出されたδ−フェライト含量は１１．１％であった。従って、このストリップは、本発明に従って要請される性能として不適であると考えられた。
ストリップはその後、１１００℃で５分間焼鈍された。
この処理の後、ストリップにおいて測定されたδ−フェライト含量は７％であった。その後、ストリップを水につけ、成形し、そしてＴＩＧ溶接により溶接し、直径１００ｍｍで３０ｘ３０ｍｍ平方の断面を有する円形の切断管を形成した。溶接プロセスは、次のプロセスパラメーターを用いて行われた：溶接電流  １３２Ａ；トーチ前進速度  ２８および３４ｃｍ／分；保護ガスアルゴン（流速  ７Ｌ／分）。
【００２０】
引き続き、引張試験および曲げ試験が該ストリップから得られた溶接接合部について測定され、溶接完全性は超音波分析により測定された。化学組成（ｃ）のスチールから得られた溶接接合部の機械的特性は表２に示されている。
欠陥あるいはクラックのいずれも溶接部分に見つからなかった。実施例１と同じ条件で行われた粒間腐食強度試験は、「ａ」スチール組成の値と同等である、０．４ｍｍ／年の平均腐食速度の値をもたらした。
【００２１】
【表１】
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【００２２】
【表２】
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【００２３】
【表３】
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【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明に従う、二つの逆方向回転ロールを備えた薄いストリップの連続鋳造装置の単純化したスキームを示す。
【図２】  本発明に従って得られたステンレススチールストリップのミクロ組織の光学顕微鏡で撮った顕微鏡写真を示す。
【図３】  本発明の方法で得られたオーステナイト系ステンレススチールストリップの固化構造のモルホロジーと典型的な粒径を表す、透過型電子顕微鏡で撮った顕微鏡写真を示す。
【図４】  本発明に従うオーステナイト系ステンレススチールストリップで達成された、「ＴＩＧ」法により溶接された接合部のミクロ組織を表す光学顕微鏡で撮った顕微鏡写真を示す。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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