JP2000005803A - ステンレス鋼の熱間圧延板を製造する方法 - Google Patents
ステンレス鋼の熱間圧延板を製造する方法Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 ステンレス鋼の熱間圧延板を歩留良く低コス
トで製造する方法を提供する。 【解決手段】 重量％でＣ：０．２％以下、Ｓｉ：０．
１〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０４％以下、
Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：３〜３０％、Ｎ：０．０１
〜０．４％、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７以
下、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、また、必要に応じ
てさらに、Ｍｏ：４％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｎｂ：２
％以下、Ｔｉ：２％以下を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物成分であるステンレス鋼の熱間圧延板を製
造するに際し、連続鋳造されたＣＣ鋳片を無手入れのま
ま熱間圧延、または必要に応じて１０００〜１２７０℃
に加熱し、圧下比（圧延スラブ厚み／鋳片厚み）が３０
〜６５％のブレークダウン圧延を行った後に、該ブレー
クダウンスラブを１１００〜１２７０℃に再加熱し仕上
げ圧延することによって表面疵のないステンレス鋼の熱
間圧延板を製造する。
トで製造する方法を提供する。 【解決手段】 重量％でＣ：０．２％以下、Ｓｉ：０．
１〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０４％以下、
Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：３〜３０％、Ｎ：０．０１
〜０．４％、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７以
下、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、また、必要に応じ
てさらに、Ｍｏ：４％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｎｂ：２
％以下、Ｔｉ：２％以下を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物成分であるステンレス鋼の熱間圧延板を製
造するに際し、連続鋳造されたＣＣ鋳片を無手入れのま
ま熱間圧延、または必要に応じて１０００〜１２７０℃
に加熱し、圧下比（圧延スラブ厚み／鋳片厚み）が３０
〜６５％のブレークダウン圧延を行った後に、該ブレー
クダウンスラブを１１００〜１２７０℃に再加熱し仕上
げ圧延することによって表面疵のないステンレス鋼の熱
間圧延板を製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は表面疵のないステン
レス鋼の熱延鋼板を製造する方法に関するものである。
レス鋼の熱延鋼板を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ステンレス鋼は高価なＮｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｃｕなどを多量に含有しているため、歩留向上は製
造コスト低減の最重要項目であり、製造工程での疵防止
による歩留向上が望まれる。しかし、耐食性、耐酸化
性、および強度の点からＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕなど多
量に含有したステンレス鋼は熱間での加工性が劣り、熱
間加工中にデンドライト粒界で割れが発生し、へげ状疵
となって歩留低下の原因となっていた。連続鋳造鋳片の
熱間加工性向上対策として、例えば、特公昭５４−２４
３６４、特公平２−１４４１９、特公平５−７４５７、
特開平４−１１０４１９でＣａ、Ｍｇ、希土類元素
（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅなどで以下ＲＥＭと呼ぶ）、Ｂなどを
添加する方法が開示されている。
ｏ、Ｃｕなどを多量に含有しているため、歩留向上は製
造コスト低減の最重要項目であり、製造工程での疵防止
による歩留向上が望まれる。しかし、耐食性、耐酸化
性、および強度の点からＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕなど多
量に含有したステンレス鋼は熱間での加工性が劣り、熱
間加工中にデンドライト粒界で割れが発生し、へげ状疵
となって歩留低下の原因となっていた。連続鋳造鋳片の
熱間加工性向上対策として、例えば、特公昭５４−２４
３６４、特公平２−１４４１９、特公平５−７４５７、
特開平４−１１０４１９でＣａ、Ｍｇ、希土類元素
（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅなどで以下ＲＥＭと呼ぶ）、Ｂなどを
添加する方法が開示されている。
【０００３】しかし、Ｃａ、ＭｇやＲＥＭは酸化されや
すい元素のため、添加歩留が不安定であり、ＣａＯ系、
ＭｇＯ系やＲＥＭ系介在物による表面疵や地疵などの内
部欠陥が多発し、製品歩留低下および品質低下の問題が
あった。また、溶接材料用のステンレス鋼では、Ｃａ、
Ｍｇ、ＲＥＭなどの元素を添加した場合、溶接性が悪く
なるとされている。一方、Ｂについても、耐食性など材
質特性への影響から添加できない製品があるため、すべ
ての品種に適用できないことや、他製品の不純物元素管
理対策として、Ｂ添加品種の発生屑に対し、煩雑な特別
管理が必要となる欠点がある。
すい元素のため、添加歩留が不安定であり、ＣａＯ系、
ＭｇＯ系やＲＥＭ系介在物による表面疵や地疵などの内
部欠陥が多発し、製品歩留低下および品質低下の問題が
あった。また、溶接材料用のステンレス鋼では、Ｃａ、
Ｍｇ、ＲＥＭなどの元素を添加した場合、溶接性が悪く
なるとされている。一方、Ｂについても、耐食性など材
質特性への影響から添加できない製品があるため、すべ
ての品種に適用できないことや、他製品の不純物元素管
理対策として、Ｂ添加品種の発生屑に対し、煩雑な特別
管理が必要となる欠点がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な問題点を解決し、熱間加工性が悪い成分系の鋼種も熱
間加工で割れ疵がなく、かつ、溶接性や耐食性などの材
質特性の良好なステンレス鋼製品を経済的に歩留良く製
造することを目的とするものである。
な問題点を解決し、熱間加工性が悪い成分系の鋼種も熱
間加工で割れ疵がなく、かつ、溶接性や耐食性などの材
質特性の良好なステンレス鋼製品を経済的に歩留良く製
造することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、この問題
を解決するために種々の製造実験を行い、検討を重ねた
結果、連続鋳造されたδフェライト量の多いステンレス
鋼鋳片は、鋳片表面の成分偏析が小さく微細結晶のチル
晶を残した無手入れのまま加熱し熱間圧延した方が、熱
間圧延鋼板の表面疵が少ないことを見い出した。また、
熱間加工性が特に悪い鋼種においては、必要に応じてブ
レークダウン圧延を行ったが、圧延比（圧延スラブ厚み
／鋳片厚み）が３０〜６５％のブレークダウン圧延を行
い、連続鋳造鋳片（以下ＣＣ鋳片と呼ぶ）の鋳造組織を
破壊した後に、該ブレークダウンスラブを再加熱し、再
結晶による結晶の微細化と粒界偏析の拡散を行った後
に、無手入れでブレークダウン圧延によるスラブ表層の
圧延組織を残したままで仕上圧延を行うことによって、
仕上圧延時の表面割れや耳割れなどの表面欠陥のない高
δフェライト含有ステンレス鋼の熱間圧延製品を安定し
て歩留良く製造することができることを見い出した。
を解決するために種々の製造実験を行い、検討を重ねた
結果、連続鋳造されたδフェライト量の多いステンレス
鋼鋳片は、鋳片表面の成分偏析が小さく微細結晶のチル
晶を残した無手入れのまま加熱し熱間圧延した方が、熱
間圧延鋼板の表面疵が少ないことを見い出した。また、
熱間加工性が特に悪い鋼種においては、必要に応じてブ
レークダウン圧延を行ったが、圧延比（圧延スラブ厚み
／鋳片厚み）が３０〜６５％のブレークダウン圧延を行
い、連続鋳造鋳片（以下ＣＣ鋳片と呼ぶ）の鋳造組織を
破壊した後に、該ブレークダウンスラブを再加熱し、再
結晶による結晶の微細化と粒界偏析の拡散を行った後
に、無手入れでブレークダウン圧延によるスラブ表層の
圧延組織を残したままで仕上圧延を行うことによって、
仕上圧延時の表面割れや耳割れなどの表面欠陥のない高
δフェライト含有ステンレス鋼の熱間圧延製品を安定し
て歩留良く製造することができることを見い出した。
【０００６】また、該ブレークダウン圧延時のＣＣ鋳片
の加熱温度は１０００〜１２７０℃の比較的低温で加熱
し、鋳造結晶の破壊のためのブレークダウンによる圧延
効果を大きくし、仕上圧延前の加熱は１１００〜１２７
０℃で加熱し、粒界偏析の拡散促進と熱延仕上がり温度
を高くすることによって、より表面割れや耳割れなどの
表面欠陥のない高δフェライト含有ステンレス鋼の熱延
鋼板が安定して歩留良く製造することができた。ＣＣ鋳
片をブレークダウン圧延した後、該ブレークダウンスラ
ブの表面は有害疵がある場合は、再加熱・仕上圧延する
前に、有害疵のみを部分手入れしてもよいが、ＣＣ鋳片
は、鋳片表面の微細結晶かつ成分偏析の少ないチル晶を
残したままの無手入れの状態でブレークダウン圧延する
ことによって、ブレークダウン圧延スラブの表面疵低減
または手入れ省略が可能となった。
の加熱温度は１０００〜１２７０℃の比較的低温で加熱
し、鋳造結晶の破壊のためのブレークダウンによる圧延
効果を大きくし、仕上圧延前の加熱は１１００〜１２７
０℃で加熱し、粒界偏析の拡散促進と熱延仕上がり温度
を高くすることによって、より表面割れや耳割れなどの
表面欠陥のない高δフェライト含有ステンレス鋼の熱延
鋼板が安定して歩留良く製造することができた。ＣＣ鋳
片をブレークダウン圧延した後、該ブレークダウンスラ
ブの表面は有害疵がある場合は、再加熱・仕上圧延する
前に、有害疵のみを部分手入れしてもよいが、ＣＣ鋳片
は、鋳片表面の微細結晶かつ成分偏析の少ないチル晶を
残したままの無手入れの状態でブレークダウン圧延する
ことによって、ブレークダウン圧延スラブの表面疵低減
または手入れ省略が可能となった。
【０００７】すなわち、本発明は、下記手段をとるもの
である。 （１） 重量％でＣ：０．２％以下、Ｓｉ：０．１〜２
％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０４％以下、Ｃｒ：
１５〜３０％、Ｎｉ：３〜３０％、Ｎ：０．０１〜０．
４％、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７％以下、
Ａｌ：０．０２％以下を含有し、また、必要に応じて、
さらにＭｏ：４％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｎｂ：２％以
下、Ｔｉ：２％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避
的不純物成分からなり、かつ、 Ｃｒｅｑ＝（Ｃｒ％）＋１．５（Ｓｉ％）＋（Ｍｏ％）
＋０．５（Ｎｂ％） Ｎｉｅｑ＝（Ｎｉ％）＋３０（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．５
（Ｍｎ％） δ％＝−０．０８１６（Ｃｒｅｑ）2 ＋５．９７５（Ｃ
ｒｅｑ）−３．７８６（Ｎｉｅｑ）＋０．０５８７（Ｃ
ｒｅｑ）・（Ｎｉｅｑ）−４６．２３ で計算されるδが７％以上となるステンレス鋼の熱間圧
延板を製造する方法に際し、連続鋳造されたＣＣ鋳片を
無手入れのまま熱間圧延する表面疵のないステンレス鋼
の熱間圧延板を製造する方法。
である。 （１） 重量％でＣ：０．２％以下、Ｓｉ：０．１〜２
％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０４％以下、Ｃｒ：
１５〜３０％、Ｎｉ：３〜３０％、Ｎ：０．０１〜０．
４％、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７％以下、
Ａｌ：０．０２％以下を含有し、また、必要に応じて、
さらにＭｏ：４％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｎｂ：２％以
下、Ｔｉ：２％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避
的不純物成分からなり、かつ、 Ｃｒｅｑ＝（Ｃｒ％）＋１．５（Ｓｉ％）＋（Ｍｏ％）
＋０．５（Ｎｂ％） Ｎｉｅｑ＝（Ｎｉ％）＋３０（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．５
（Ｍｎ％） δ％＝−０．０８１６（Ｃｒｅｑ）2 ＋５．９７５（Ｃ
ｒｅｑ）−３．７８６（Ｎｉｅｑ）＋０．０５８７（Ｃ
ｒｅｑ）・（Ｎｉｅｑ）−４６．２３ で計算されるδが７％以上となるステンレス鋼の熱間圧
延板を製造する方法に際し、連続鋳造されたＣＣ鋳片を
無手入れのまま熱間圧延する表面疵のないステンレス鋼
の熱間圧延板を製造する方法。
【０００８】（２） 重量％でＣ：０．２％以下、Ｓ
ｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０４
％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：３〜３０％、Ｎ：
０．０１〜０．４％、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．
００７％以下、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、また、
必要に応じて、さらにＭｏ：４％以下、Ｃｕ：３％以
下、Ｎｂ：２％以下、Ｔｉ：２％以下を含有し、残部は
Ｆｅ、および不可避的不純物成分からなり、かつ、 Ｃｒｅｑ＝（Ｃｒ％）＋１．５（Ｓｉ％）＋（Ｍｏ％）
＋０．５（Ｎｂ％） Ｎｉｅｑ＝（Ｎｉ％）＋３０（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．５
（Ｍｎ％） δ％＝−０．０８１６（Ｃｒｅｑ）2 ＋５．９７５（Ｃ
ｒｅｑ）−３．７８６（Ｎｉｅｑ）＋０．０５８７（Ｃ
ｒｅｑ）・（Ｎｉｅｑ）−４６．２３ で計算されるδが７％以上となるステンレス鋼の熱間圧
延板を製造するに際し、連続鋳造された連続鋳造鋳片
を、圧下比（圧延スラブ厚み／鋳片厚み）が３０〜６５
％のブレークダウン圧延を行った後に、該ブレークダウ
ンスラブを無手入れのまま再加熱し仕上げ圧延するステ
ンレス鋼の熱間圧延板を製造する方法。 （３） 連続鋳造鋳片のブレークダウン圧延の加熱温度
が１０００〜１２７０℃で、仕上圧延の加熱温度が１１
００〜１２７０℃である（２）記載のステンレス鋼の熱
間圧延板を製造する方法。
ｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０４
％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：３〜３０％、Ｎ：
０．０１〜０．４％、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．
００７％以下、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、また、
必要に応じて、さらにＭｏ：４％以下、Ｃｕ：３％以
下、Ｎｂ：２％以下、Ｔｉ：２％以下を含有し、残部は
Ｆｅ、および不可避的不純物成分からなり、かつ、 Ｃｒｅｑ＝（Ｃｒ％）＋１．５（Ｓｉ％）＋（Ｍｏ％）
＋０．５（Ｎｂ％） Ｎｉｅｑ＝（Ｎｉ％）＋３０（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．５
（Ｍｎ％） δ％＝−０．０８１６（Ｃｒｅｑ）2 ＋５．９７５（Ｃ
ｒｅｑ）−３．７８６（Ｎｉｅｑ）＋０．０５８７（Ｃ
ｒｅｑ）・（Ｎｉｅｑ）−４６．２３ で計算されるδが７％以上となるステンレス鋼の熱間圧
延板を製造するに際し、連続鋳造された連続鋳造鋳片
を、圧下比（圧延スラブ厚み／鋳片厚み）が３０〜６５
％のブレークダウン圧延を行った後に、該ブレークダウ
ンスラブを無手入れのまま再加熱し仕上げ圧延するステ
ンレス鋼の熱間圧延板を製造する方法。 （３） 連続鋳造鋳片のブレークダウン圧延の加熱温度
が１０００〜１２７０℃で、仕上圧延の加熱温度が１１
００〜１２７０℃である（２）記載のステンレス鋼の熱
間圧延板を製造する方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明が含有する合金元素の含有量を限定する理
由を以下に説明する。Ｃは強力なオーステナイト相形成
元素で、かつ固溶している場合は強度を高める元素であ
るが、耐食性の点から低い方が良く０．２％以下とす
る。Ｓｉはステンレス鋼溶製時の脱酸のために添加し、
０．１％未満の時Ｃｒ歩留が著しく低下するので、その
下限を０．１％とする。また、ステンレス鋼の耐食性、
耐酸化性を増すが、２％を超えると高温での熱間加工性
を害するとともに、熱間圧延での圧延負荷が増大し製造
上好ましくないので、上限を２％とする。
まず、本発明が含有する合金元素の含有量を限定する理
由を以下に説明する。Ｃは強力なオーステナイト相形成
元素で、かつ固溶している場合は強度を高める元素であ
るが、耐食性の点から低い方が良く０．２％以下とす
る。Ｓｉはステンレス鋼溶製時の脱酸のために添加し、
０．１％未満の時Ｃｒ歩留が著しく低下するので、その
下限を０．１％とする。また、ステンレス鋼の耐食性、
耐酸化性を増すが、２％を超えると高温での熱間加工性
を害するとともに、熱間圧延での圧延負荷が増大し製造
上好ましくないので、上限を２％とする。
【００１０】Ｍｎはオーステナイト相安定化元素で、か
つ脱酸に役立ち、また鋼中Ｓと結びつきＭｎＳとして熱
間加工性を改善するが、耐食性を低下させるので０．３
〜３％とする。Ｐは耐食性、熱間加工性の点では少ない
方が良好で０．０４％以下とする。Ｓは熱間加工性改善
のため低い方が良く０．００５％以下とする。
つ脱酸に役立ち、また鋼中Ｓと結びつきＭｎＳとして熱
間加工性を改善するが、耐食性を低下させるので０．３
〜３％とする。Ｐは耐食性、熱間加工性の点では少ない
方が良好で０．０４％以下とする。Ｓは熱間加工性改善
のため低い方が良く０．００５％以下とする。
【００１１】Ｃｒはステンレス鋼の基本成分で耐食性、
耐酸化性の点から１５％以上とするが、高価となるので
１５〜３０％とする。Ｎｉは強力なオーステナイト相形
成元素で、かつ耐食性、耐熱性を向上させる。３％未満
では耐食性、耐熱性が低く実用的でなく、３０％を超え
ると高価となるため、３〜３０％とする。
耐酸化性の点から１５％以上とするが、高価となるので
１５〜３０％とする。Ｎｉは強力なオーステナイト相形
成元素で、かつ耐食性、耐熱性を向上させる。３％未満
では耐食性、耐熱性が低く実用的でなく、３０％を超え
ると高価となるため、３〜３０％とする。
【００１２】Ｎはオーステナイト相安定化元素であり、
かつ、ステンレス鋼の強度と耐食性を改善し、０．０１
％以上で効果を示すが、０．４％を超えると熱間加工性
を著しく低下させ、また、オーステナイト相固溶限界を
超え気泡が発生するので０．０１〜０．４％とする。Ｏ
は熱間加工性および介在物性欠陥防止に対し低い方が良
好であり、０．００７％以下とする。
かつ、ステンレス鋼の強度と耐食性を改善し、０．０１
％以上で効果を示すが、０．４％を超えると熱間加工性
を著しく低下させ、また、オーステナイト相固溶限界を
超え気泡が発生するので０．０１〜０．４％とする。Ｏ
は熱間加工性および介在物性欠陥防止に対し低い方が良
好であり、０．００７％以下とする。
【００１３】Ｍｏは耐食性を向上させるために、必要に
応じて添加するが、熱間加工性を低下させ、また熱間変
形が大きくなり圧延負荷を増大させ、高価であり４％以
下とする。Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、冷
鍛性の改善や耐食性を向上させるために、必要に応じて
添加するが、３％を超えて含有させても効果が飽和し、
むしろ溶接部の割れの原因になるほか、高温における粒
界脆化によって熱間加工性を低下させるので３％以下と
する。
応じて添加するが、熱間加工性を低下させ、また熱間変
形が大きくなり圧延負荷を増大させ、高価であり４％以
下とする。Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、冷
鍛性の改善や耐食性を向上させるために、必要に応じて
添加するが、３％を超えて含有させても効果が飽和し、
むしろ溶接部の割れの原因になるほか、高温における粒
界脆化によって熱間加工性を低下させるので３％以下と
する。
【００１４】Ａｌは強力な脱酸剤として添加されるが、
Ａｌ2 Ｏ3 介在物の生成による品質上の問題、かつ連続
鋳造におけるノズル閉塞や耐食性低下の防止のため０．
０２％以下とする。Ｔｉ、Ｎｂはいずれも炭窒化物形成
元素であり、必要に応じて１種または２種を２％以下添
加することによって微細な炭窒化物を析出せしめ、ステ
ンレス鋼の耐食性、耐酸化性、強度を向上させる。しか
し、前記含有量を超えた添加は、効果が飽和するのみな
らず、鋼の熱間加工性を低下させるのでそれぞれ２％以
下とする。
Ａｌ2 Ｏ3 介在物の生成による品質上の問題、かつ連続
鋳造におけるノズル閉塞や耐食性低下の防止のため０．
０２％以下とする。Ｔｉ、Ｎｂはいずれも炭窒化物形成
元素であり、必要に応じて１種または２種を２％以下添
加することによって微細な炭窒化物を析出せしめ、ステ
ンレス鋼の耐食性、耐酸化性、強度を向上させる。しか
し、前記含有量を超えた添加は、効果が飽和するのみな
らず、鋼の熱間加工性を低下させるのでそれぞれ２％以
下とする。
【００１５】また、Ｃｒｅｑ＝（Ｃｒ％）＋１．５（Ｓ
ｉ％）＋（Ｍｏ％）＋０．５（Ｎｂ％） Ｎｉｅｑ＝（Ｎｉ％）＋３０（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．５
（Ｍｎ％） δ％＝−０．０８１６（Ｃｒｅｑ）2 ＋５．９７５（Ｃ
ｒｅｑ）−３．７８６（Ｎｉｅｑ）＋０．０５８７（Ｃ
ｒｅｑ）・（Ｎｉｅｑ）−４６．２３ で計算されるδが７％未満では熱間加工性は特に問題が
ないので、δは熱間加工性の悪い７％以上を対象とす
る。
ｉ％）＋（Ｍｏ％）＋０．５（Ｎｂ％） Ｎｉｅｑ＝（Ｎｉ％）＋３０（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．５
（Ｍｎ％） δ％＝−０．０８１６（Ｃｒｅｑ）2 ＋５．９７５（Ｃ
ｒｅｑ）−３．７８６（Ｎｉｅｑ）＋０．０５８７（Ｃ
ｒｅｑ）・（Ｎｉｅｑ）−４６．２３ で計算されるδが７％未満では熱間加工性は特に問題が
ないので、δは熱間加工性の悪い７％以上を対象とす
る。
【００１６】次に、ブレークダウン圧延を行う場合の圧
延比（圧延スラブ厚み／鋳片厚み）は、ＣＣ鋳片の鋳造
組織を壊しスラブ表層の組織を圧延組織にするとともに
粒界偏析の拡散を促進するため大きい方が良いが、３０
％未満ではその効果はなく、６５％超では仕上圧延前の
スラブ厚みが薄くなりすぎ、仕上圧延製品のコイル単重
が小さくなるとともに、歩留が悪くなるため３０〜６５
％とする。ＣＣ鋳片のブレークダウン圧延前の加熱温度
は低い方が鋳造組織の破壊に対し良好であるが、１００
０℃未満では熱間変形抵抗が高くなるとともに、熱間延
性が悪くなるので１０００〜１２７０℃とする。
延比（圧延スラブ厚み／鋳片厚み）は、ＣＣ鋳片の鋳造
組織を壊しスラブ表層の組織を圧延組織にするとともに
粒界偏析の拡散を促進するため大きい方が良いが、３０
％未満ではその効果はなく、６５％超では仕上圧延前の
スラブ厚みが薄くなりすぎ、仕上圧延製品のコイル単重
が小さくなるとともに、歩留が悪くなるため３０〜６５
％とする。ＣＣ鋳片のブレークダウン圧延前の加熱温度
は低い方が鋳造組織の破壊に対し良好であるが、１００
０℃未満では熱間変形抵抗が高くなるとともに、熱間延
性が悪くなるので１０００〜１２７０℃とする。
【００１７】一方、仕上熱延時のブレークダウンスラブ
の加熱温度は熱間加工性の点から高い方がよいが、粒界
酸化による割れへげ発生の防止のため１１００〜１２７
０℃とする。かくして前記の如くδが７％以上である高
δフェライト含有ステンレス鋼の熱間圧延割れ欠陥の問
題点が解決され、表面品質、内部品質ともに安定して歩
留良く製造することが可能になる。なお、本発明組成範
囲内で連続鋳造によりビレットに鋳造した後、線材圧延
により製品化に適用することも可能である。
の加熱温度は熱間加工性の点から高い方がよいが、粒界
酸化による割れへげ発生の防止のため１１００〜１２７
０℃とする。かくして前記の如くδが７％以上である高
δフェライト含有ステンレス鋼の熱間圧延割れ欠陥の問
題点が解決され、表面品質、内部品質ともに安定して歩
留良く製造することが可能になる。なお、本発明組成範
囲内で連続鋳造によりビレットに鋳造した後、線材圧延
により製品化に適用することも可能である。
【００１８】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。表
１は本発明鋼と比較鋼の取鍋下化学成分組成を示すもの
で、電気炉−ＡＯＤ炉で溶製し、連続鋳造の通常条件で
スラブ鋳片に鋳造した。また、該鋳片をホットストリッ
プ、または厚板にそれぞれ通常のステンレス鋼用の条件
で熱間圧延し、熱間圧延後の鋼板の表面疵の結果を表２
に示した。
１は本発明鋼と比較鋼の取鍋下化学成分組成を示すもの
で、電気炉−ＡＯＤ炉で溶製し、連続鋳造の通常条件で
スラブ鋳片に鋳造した。また、該鋳片をホットストリッ
プ、または厚板にそれぞれ通常のステンレス鋼用の条件
で熱間圧延し、熱間圧延後の鋼板の表面疵の結果を表２
に示した。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】実施例１〜６は板厚４ｍｍの熱延鋼板、実
施例７は板厚１５ｍｍの厚板の結果である。これに対し
比較例１、２はブレークダウン圧延後にブレークダウン
スラブの全表面を手入れし仕上圧延を行った例であり、
比較例３、４はブレークダウン圧延または仕上圧延の温
度が本発明範囲外で製造され、また、比較例５、６はブ
レークダウン圧延なしで、ＣＣ鋳片の全面手入後に圧延
されたもので、本発明範囲外で製造されている。表２か
ら明らかな如く、実施例は比較例に比べ、いずれも圧延
表面疵が少ない熱間圧延鋼板が歩留良く製造できた。
施例７は板厚１５ｍｍの厚板の結果である。これに対し
比較例１、２はブレークダウン圧延後にブレークダウン
スラブの全表面を手入れし仕上圧延を行った例であり、
比較例３、４はブレークダウン圧延または仕上圧延の温
度が本発明範囲外で製造され、また、比較例５、６はブ
レークダウン圧延なしで、ＣＣ鋳片の全面手入後に圧延
されたもので、本発明範囲外で製造されている。表２か
ら明らかな如く、実施例は比較例に比べ、いずれも圧延
表面疵が少ない熱間圧延鋼板が歩留良く製造できた。
【００２２】
【発明の効果】この発明に従って製造された高δフェラ
イトステンレス鋼は、経済的に表面品質および内部品質
ともに良好な製品が安定して得られるので、産業上に及
ぼす効果は極めて大きい。
イトステンレス鋼は、経済的に表面品質および内部品質
ともに良好な製品が安定して得られるので、産業上に及
ぼす効果は極めて大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 平居 正純 東京都千代田区大手町１−６−１ 大平洋 金属株式会社内 Ｆターム(参考） 4E002 AA07 BC07 BD02 BD08 CB03
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．２％以下、Ｓｉ：０．
１〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０４％以下、
Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：３〜３０％、Ｎ：０．０１
〜０．４％、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７％
以下、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、また、必要に応
じて、さらにＭｏ：４％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｎｂ：
２％以下、Ｔｉ：２％以下を含有し、残部はＦｅおよび
不可避的不純物成分からなり、かつ、 Ｃｒｅｑ＝（Ｃｒ％）＋１．５（Ｓｉ％）＋（Ｍｏ％）
＋０．５（Ｎｂ％） Ｎｉｅｑ＝（Ｎｉ％）＋３０（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．５
（Ｍｎ％） δ％＝−０．０８１６（Ｃｒｅｑ）2 ＋５．９７５（Ｃ
ｒｅｑ）−３．７８６（Ｎｉｅｑ）＋０．０５８７（Ｃ
ｒｅｑ）・（Ｎｉｅｑ）−４６．２３ で計算されるδが７％以上となるステンレス鋼の熱間圧
延板を製造するに際し、連続鋳造された連続鋳造鋳片を
無手入れのまま熱間圧延することを特徴とするステンレ
ス鋼の熱間圧延板を製造する方法。 - 【請求項２】 重量％でＣ：０．２％以下、Ｓｉ：０．
１〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０４％以下、
Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：３〜３０％、Ｎ：０．０１
〜０．４％、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７％
以下、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、また、必要に応
じて、さらにＭｏ：４％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｎｂ：
２％以下、Ｔｉ：２％以下を含有し、残部はＦｅ、およ
び不可避的不純物成分からなり、かつ、 Ｃｒｅｑ＝（Ｃｒ％）＋１．５（Ｓｉ％）＋（Ｍｏ％）
＋０．５（Ｎｂ％） Ｎｉｅｑ＝（Ｎｉ％）＋３０（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．５
（Ｍｎ％） δ％＝−０．０８１６（Ｃｒｅｑ）2 ＋５．９７５（Ｃ
ｒｅｑ）−３．７８６（Ｎｉｅｑ）＋０．０５８７（Ｃ
ｒｅｑ）・（Ｎｉｅｑ）−４６．２３ で計算されるδが７％以上となるステンレス鋼の熱間圧
延板を製造するに際し、連続鋳造された連続鋳造鋳片
を、圧下比（圧延スラブ厚み／鋳片厚み）が３０〜６５
％のブレークダウン圧延を行った後に、該ブレークダウ
ンスラブを無手入れのまま再加熱し仕上げ圧延すること
を特徴とするステンレス鋼の熱間圧延板を製造する方
法。 - 【請求項３】 連続鋳造鋳片のブレークダウン圧延の加
熱温度が１０００〜１２７０℃で、仕上圧延の加熱温度
が１１００〜１２７０℃であることを特徴とする請求項
２記載のステンレス鋼の熱間圧延板を製造する方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19096998A JP4190617B2 (ja) | 1998-06-23 | 1998-06-23 | ステンレス鋼の熱間圧延板を製造する方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19096998A JP4190617B2 (ja) | 1998-06-23 | 1998-06-23 | ステンレス鋼の熱間圧延板を製造する方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000005803A true JP2000005803A (ja) | 2000-01-11 |
| JP4190617B2 JP4190617B2 (ja) | 2008-12-03 |
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ID=16266698
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19096998A Expired - Fee Related JP4190617B2 (ja) | 1998-06-23 | 1998-06-23 | ステンレス鋼の熱間圧延板を製造する方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4190617B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011528751A (ja) * | 2008-03-21 | 2011-11-24 | アルセロールミタル−ステンレス・フランス | 高い機械的特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を製造する方法およびこのようにして得られた鋼板 |
| KR101412893B1 (ko) * | 2005-06-03 | 2014-06-26 | 에이티아이 프로퍼티즈, 인코퍼레이티드 | 오스테나이트 스테인리스 스틸 |
| CN115386695A (zh) * | 2022-08-30 | 2022-11-25 | 河钢股份有限公司 | 30Ni15Cr2Ti2Al合金的轧制及热处理方法 |
-
1998
- 1998-06-23 JP JP19096998A patent/JP4190617B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| KR101412893B1 (ko) * | 2005-06-03 | 2014-06-26 | 에이티아이 프로퍼티즈, 인코퍼레이티드 | 오스테나이트 스테인리스 스틸 |
| JP2011528751A (ja) * | 2008-03-21 | 2011-11-24 | アルセロールミタル−ステンレス・フランス | 高い機械的特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を製造する方法およびこのようにして得られた鋼板 |
| CN115386695A (zh) * | 2022-08-30 | 2022-11-25 | 河钢股份有限公司 | 30Ni15Cr2Ti2Al合金的轧制及热处理方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4190617B2 (ja) | 2008-12-03 |
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