JP2547139B2 - 鋼の非金属介在物の組成制御方法 - Google Patents
鋼の非金属介在物の組成制御方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は鋼中の非金属介在物の組
成を制御する方法に関し、事務機器、精密電子機器部品
等の産業分野において、高度な冷間加工性あるいは耐食
性が要求される鋼線、薄板あるいは箔等用素材に好適な
鋼材の製造方法に関する。
成を制御する方法に関し、事務機器、精密電子機器部品
等の産業分野において、高度な冷間加工性あるいは耐食
性が要求される鋼線、薄板あるいは箔等用素材に好適な
鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、省力化の観点から事務機器、精密
電子機器部品等の軽量化、小型化が強く叫ばれるように
なり、材料の細径化、薄肉化が積極的に推進されてお
り、これらに対処するために、現在では主としてＳＵＳ
３０１、ＳＵＳ３０４等で代表される準オーステナイト
系ステンレス鋼を使用し、強度の冷間加工によって加工
誘起マルテンサイトを発生させて高強度化を図ってい
る。
電子機器部品等の軽量化、小型化が強く叫ばれるように
なり、材料の細径化、薄肉化が積極的に推進されてお
り、これらに対処するために、現在では主としてＳＵＳ
３０１、ＳＵＳ３０４等で代表される準オーステナイト
系ステンレス鋼を使用し、強度の冷間加工によって加工
誘起マルテンサイトを発生させて高強度化を図ってい
る。
【０００３】ところが、この方法では冷間加工性あるい
は加工後の材料の強度・延性に鋼中の非金属介在物の存
在が大きく影響するために品質の安定化が確保できな
い。このために非金属介在物の無害化が重要な課題とな
っている。材料の加工性あるいは加工後の材料の強度・
延性には、鋼中の非金属介在物中で特に硬質系介在物を
減少し、超微細化することが有効であることが従来から
広く知られている。これらを達成するために、溶解原料
の厳選、耐火物の選定、スラグ改質精錬、真空精錬、Ｅ
ＳＲ等の特殊精錬技術が適用されるようになってきた。
しかし、これらの方法では品質が安定しないこと、莫大
な設備費とランニングコストおよび工程が増加すること
による製造コストの大幅なアップとなる。
は加工後の材料の強度・延性に鋼中の非金属介在物の存
在が大きく影響するために品質の安定化が確保できな
い。このために非金属介在物の無害化が重要な課題とな
っている。材料の加工性あるいは加工後の材料の強度・
延性には、鋼中の非金属介在物中で特に硬質系介在物を
減少し、超微細化することが有効であることが従来から
広く知られている。これらを達成するために、溶解原料
の厳選、耐火物の選定、スラグ改質精錬、真空精錬、Ｅ
ＳＲ等の特殊精錬技術が適用されるようになってきた。
しかし、これらの方法では品質が安定しないこと、莫大
な設備費とランニングコストおよび工程が増加すること
による製造コストの大幅なアップとなる。
【０００４】一方、非金属介在物の形態制御により非金
属介在物の影響を無害化する方法が特公昭６０−３３８
９５号公報や特公平２−４１５７９号公報により公知で
あるが、これらはいずれも酸化物の組成を調整して所期
の目的を達成せんとするものであり、それなりの効果は
期待できるものの生成される非金属介在物が酸化物であ
ることから、その影響を完全に無害化するには至ってい
ない。
属介在物の影響を無害化する方法が特公昭６０−３３８
９５号公報や特公平２−４１５７９号公報により公知で
あるが、これらはいずれも酸化物の組成を調整して所期
の目的を達成せんとするものであり、それなりの効果は
期待できるものの生成される非金属介在物が酸化物であ
ることから、その影響を完全に無害化するには至ってい
ない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は前述し
たように、従来技術で製造された鋼のもつ欠点、すなわ
ち鋼中の酸化物系非金属介在物の問題点に鑑み、鋼組
成、非金属介在物の熱間圧延における挙動および非金属
介在物の形態制御技術等について鋭意研究を重ねた結
果、冷間加工性あるいは加工後の材料の強度・延性に影
響をおよぼす硬質酸化物の形態制御による超微細化に
て、この問題点を解決したものである。
たように、従来技術で製造された鋼のもつ欠点、すなわ
ち鋼中の酸化物系非金属介在物の問題点に鑑み、鋼組
成、非金属介在物の熱間圧延における挙動および非金属
介在物の形態制御技術等について鋭意研究を重ねた結
果、冷間加工性あるいは加工後の材料の強度・延性に影
響をおよぼす硬質酸化物の形態制御による超微細化に
て、この問題点を解決したものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１） 重量％にて、Ｓｉ：０．３〜３％、Ｍｎ：０．
２〜３％、Ａｌ≦０．００５％、Ｏ≦０．００５％およ
びＳ≦０．００５％を含有し、さらにＳ量とＡｌ量との
関係が（１）式を満足するように成分調整された鋼の鋳
片を製造し、該鋳片を加熱温度は９５０℃以上、加熱時
間は３０分以上で、且つ（２）式および（３）式を満足
する領域内の条件で加熱した後に熱間圧延して熱延材を
製造することによって、該熱延材中の酸化物をＣｒ2 Ｏ
3 ≦１０重量％、総Ｓ量で１重量％以上のＳを含有する
オキシ・サルファイドとすることを特徴とする鋼の非金
属介在物の組成制御方法。
ろは下記のとおりである。 （１） 重量％にて、Ｓｉ：０．３〜３％、Ｍｎ：０．
２〜３％、Ａｌ≦０．００５％、Ｏ≦０．００５％およ
びＳ≦０．００５％を含有し、さらにＳ量とＡｌ量との
関係が（１）式を満足するように成分調整された鋼の鋳
片を製造し、該鋳片を加熱温度は９５０℃以上、加熱時
間は３０分以上で、且つ（２）式および（３）式を満足
する領域内の条件で加熱した後に熱間圧延して熱延材を
製造することによって、該熱延材中の酸化物をＣｒ2 Ｏ
3 ≦１０重量％、総Ｓ量で１重量％以上のＳを含有する
オキシ・サルファイドとすることを特徴とする鋼の非金
属介在物の組成制御方法。
【０００７】 ［Ｓ］≧０．２５［Ａｌ］−０．０００２５…（１） ｔ≦−０．０５Ｔ＋６６ …（２） ｔ≧−０．０１Ｔ＋１１ …（３） ここで、ｔ：鋳片加熱時間（Ｈｒ） Ｔ：鋳片加熱温度（℃） （２） 重量％にて、Ｓｉ：０．３〜３％、Ｍｎ：０．
２〜３％、Ａｌ≦０．００５％、Ｏ≦０．００５％、Ｓ
≦０．００５％を含有し、さらにＣａ≦０．００３％、
Ｍｇ≦０．０００６％の１種もしくは２種を含有し、さ
らにＳ量とＡｌ量との関係が（１）式を満足するように
成分調整された鋼の鋳片を製造し、該鋳片を加熱温度は
９５０℃以上、加熱時間は３０分以上で、且つ（２）お
よび（３）式を満足する領域内で加熱した後に熱間圧延
して熱延材を製造することによって、該熱延材中の酸化
物をＣｒ2 Ｏ3 ≦１０重量％、総Ｓ量で１重量％以上の
Ｓを含有するオキシ・サルファイドとすることを特徴と
する鋼の非金属介在物の組成制御方法。
２〜３％、Ａｌ≦０．００５％、Ｏ≦０．００５％、Ｓ
≦０．００５％を含有し、さらにＣａ≦０．００３％、
Ｍｇ≦０．０００６％の１種もしくは２種を含有し、さ
らにＳ量とＡｌ量との関係が（１）式を満足するように
成分調整された鋼の鋳片を製造し、該鋳片を加熱温度は
９５０℃以上、加熱時間は３０分以上で、且つ（２）お
よび（３）式を満足する領域内で加熱した後に熱間圧延
して熱延材を製造することによって、該熱延材中の酸化
物をＣｒ2 Ｏ3 ≦１０重量％、総Ｓ量で１重量％以上の
Ｓを含有するオキシ・サルファイドとすることを特徴と
する鋼の非金属介在物の組成制御方法。
【０００８】 ［Ｓ］≧０．２５［Ａｌ］−０．０００２５…（１） ｔ≦−０．０５Ｔ＋６６ …（２） ｔ≧−０．０１Ｔ＋１１ …（３） ここで、ｔ：鋳片加熱時間（Ｈｒ） Ｔ：鋳片加熱温度（℃） 以下、本発明を詳細に説明する。
【０００９】鋼の冷間加工性を阻害し、また加工後の材
料の強度・延性を低下させている非金属介在物はＡｌ2
Ｏ3 を主成分とするアルミナ系酸化物あるいはＳｉＯ2
を主成分とするシリカ系の酸化物等で、これらの酸化物
はいずれも硬質で塑性変形しないため冷間加工時に酸化
物の周辺と母材との間にボイドを発生し、これが進展す
る場合に酸化物自体が冷間加工時の応力集中を受け、加
工割れ発生の起点となる。従って、冷間加工性あるいは
加工後の材料の強度・延性は硬質酸化物の量、質および
形状等に大きく左右される。
料の強度・延性を低下させている非金属介在物はＡｌ2
Ｏ3 を主成分とするアルミナ系酸化物あるいはＳｉＯ2
を主成分とするシリカ系の酸化物等で、これらの酸化物
はいずれも硬質で塑性変形しないため冷間加工時に酸化
物の周辺と母材との間にボイドを発生し、これが進展す
る場合に酸化物自体が冷間加工時の応力集中を受け、加
工割れ発生の起点となる。従って、冷間加工性あるいは
加工後の材料の強度・延性は硬質酸化物の量、質および
形状等に大きく左右される。
【００１０】本発明者は酸化物の形態と冷間加工特性の
関係について鋭意研究を重ねた結果、冷間加工特性に対
して非金属介在物の影響を無害化するためには酸化物の
絶対量を低減するとともに、特に大型の硬質酸化物を低
減することが重要であり、前者に対してはＯ量の低減
が、後者に対しては硬質酸化物の組成を酸化物中にＳを
固溶させることにより軟質化し、可塑性を持たせること
によって熱間圧延および冷間加工時に延伸・分断するこ
とが有効であることを見出した。
関係について鋭意研究を重ねた結果、冷間加工特性に対
して非金属介在物の影響を無害化するためには酸化物の
絶対量を低減するとともに、特に大型の硬質酸化物を低
減することが重要であり、前者に対してはＯ量の低減
が、後者に対しては硬質酸化物の組成を酸化物中にＳを
固溶させることにより軟質化し、可塑性を持たせること
によって熱間圧延および冷間加工時に延伸・分断するこ
とが有効であることを見出した。
【００１１】従来、この技術思想に基づきＯ量の低減あ
るいはＡｌ脱酸からＳｉ−Ｍｎ脱酸への変更による酸化
物の低融点化が多数試みられている。しかしながら鋼中
のＯ量が大略５０ｐｐｍ以下のレベルまで低減されてく
ると酸化物中のＡｌ2 Ｏ3 濃度が高くなり、可塑性に乏
しい硬質酸化物が増加するため非金属介在物量を低減し
たにも関わらず品質は低下する。
るいはＡｌ脱酸からＳｉ−Ｍｎ脱酸への変更による酸化
物の低融点化が多数試みられている。しかしながら鋼中
のＯ量が大略５０ｐｐｍ以下のレベルまで低減されてく
ると酸化物中のＡｌ2 Ｏ3 濃度が高くなり、可塑性に乏
しい硬質酸化物が増加するため非金属介在物量を低減し
たにも関わらず品質は低下する。
【００１２】これはＯ量が極限まで低減されてくると従
来のＳｉ−Ｍｎ脱酸では不純物レベルであった［Ａｌ］
量の影響が無視できなくなったためである。従って、本
発明者らは酸化物のの組成調整のみでは限界のあること
から、さらに研究を重ねた結果、酸化物をオキシ・サル
ファイド化すれば熱間圧延では勿論、冷間加工において
も可塑性を有し、酸化物系介在物（以下、非金属介在物
と称す）の微細・分散化に極めて有効であることを見出
し、本発明に至った。
来のＳｉ−Ｍｎ脱酸では不純物レベルであった［Ａｌ］
量の影響が無視できなくなったためである。従って、本
発明者らは酸化物のの組成調整のみでは限界のあること
から、さらに研究を重ねた結果、酸化物をオキシ・サル
ファイド化すれば熱間圧延では勿論、冷間加工において
も可塑性を有し、酸化物系介在物（以下、非金属介在物
と称す）の微細・分散化に極めて有効であることを見出
し、本発明に至った。
【００１３】
【作用】以下、本発明について図面をもってさらに詳細
に説明する。本発明者は熱間圧延あるいは冷間加工にお
ける酸化物の挙動を明確にするために、まず次のような
実験を行った。１８Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレス鋼をベー
スにして、表１に示す範囲で化学組成を変化させた材料
を１００ｋｇ高周波真空溶解炉で溶製し、７０mm厚の鋳
片とした。次いで、熱間圧延にて４mm厚の熱延鋼板とし
た後、溶体化処理、酸洗デスケール、さらに冷間圧延を
施して０．５mm厚の冷間圧延板を製造した。上記の方法
で得られたインゴット、熱延および冷延鋼板にて非金属
介在物の形態（単位面積当たりの大きさ別個数および組
成）を調査した。ここで、非金属介在物は、被検査面積
を１００mm2 とし、該被検査面積内の識別可能な全非金
属介在物について画像処理システムを備えた高倍率（×
１０００）顕微鏡にて測定した。
に説明する。本発明者は熱間圧延あるいは冷間加工にお
ける酸化物の挙動を明確にするために、まず次のような
実験を行った。１８Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレス鋼をベー
スにして、表１に示す範囲で化学組成を変化させた材料
を１００ｋｇ高周波真空溶解炉で溶製し、７０mm厚の鋳
片とした。次いで、熱間圧延にて４mm厚の熱延鋼板とし
た後、溶体化処理、酸洗デスケール、さらに冷間圧延を
施して０．５mm厚の冷間圧延板を製造した。上記の方法
で得られたインゴット、熱延および冷延鋼板にて非金属
介在物の形態（単位面積当たりの大きさ別個数および組
成）を調査した。ここで、非金属介在物は、被検査面積
を１００mm2 とし、該被検査面積内の識別可能な全非金
属介在物について画像処理システムを備えた高倍率（×
１０００）顕微鏡にて測定した。
【００１４】
【表１】
【００１５】図１は鋼中のＯ量と非金属介在物の最大幅
および単位面積当たりの非金属介在物個数の関係を示
す。Ｏは鋼中には殆ど固溶せず酸化物を形勢するため、
Ｏ量にほぼ比例して非金属介在物個数は増加し、その大
きさが大きくなる。特に、Ｏ量が４０〜５０ｐｐｍを超
える付近から非金属介在物の最大幅は急激に増加する。
図２に鋼中のＡｌ量と非金属介在物の最大幅ならびに該
非金属介在物組成の関係を示す。鋼中のＡｌ量が増加す
ると非金属介在物中のＡｌ2 Ｏ3 濃度が高くなる。これ
に伴って非金属介在物の最大幅は大きくなる。特に、鋼
中のＡｌ量が５０ｐｐｍを超え、非金属介在物中のＡｌ
2 Ｏ3 濃度が約２０％以上になると非金属介在物の最大
幅は急激に大きくなる。
および単位面積当たりの非金属介在物個数の関係を示
す。Ｏは鋼中には殆ど固溶せず酸化物を形勢するため、
Ｏ量にほぼ比例して非金属介在物個数は増加し、その大
きさが大きくなる。特に、Ｏ量が４０〜５０ｐｐｍを超
える付近から非金属介在物の最大幅は急激に増加する。
図２に鋼中のＡｌ量と非金属介在物の最大幅ならびに該
非金属介在物組成の関係を示す。鋼中のＡｌ量が増加す
ると非金属介在物中のＡｌ2 Ｏ3 濃度が高くなる。これ
に伴って非金属介在物の最大幅は大きくなる。特に、鋼
中のＡｌ量が５０ｐｐｍを超え、非金属介在物中のＡｌ
2 Ｏ3 濃度が約２０％以上になると非金属介在物の最大
幅は急激に大きくなる。
【００１６】以上のことは、従来から定性的に知られて
いた非金属介在物の形態とＯおよびＡｌの関係である
が、本発明者らは上記知見をベースにさらに非金属介在
物の微細化調整技術を行うべく鋭意研究を重ねた結果、
新たな知見を見出すに至った。図３は鋼中のＳ量と非金
属介在物の最大幅および該非金属介在物中のＳ濃度の関
係を示したものである。鋼中のＳ量が増加すると非金属
介在物の最大幅は減少する。これは非金属介在物中のＳ
濃度が増加していることから非金属介在物が低融点化
し、延伸型介在物に変化したためである。
いた非金属介在物の形態とＯおよびＡｌの関係である
が、本発明者らは上記知見をベースにさらに非金属介在
物の微細化調整技術を行うべく鋭意研究を重ねた結果、
新たな知見を見出すに至った。図３は鋼中のＳ量と非金
属介在物の最大幅および該非金属介在物中のＳ濃度の関
係を示したものである。鋼中のＳ量が増加すると非金属
介在物の最大幅は減少する。これは非金属介在物中のＳ
濃度が増加していることから非金属介在物が低融点化
し、延伸型介在物に変化したためである。
【００１７】鋼中のＳ量によって非金属介在物の形態を
変化させ得る新知見をさらに発展させるべく研究を行っ
た結果、新たな知見として図４を得た。すなわち、非金
属介在物の最大幅は鋼中のＯ量およびＡｌ量によって決
定されるが、該非金属介在物を微細化するには適量のＳ
を非金属介在物に固溶させることが有効であり、また、
Ｓの適正量は鋼中のＡｌ量によって変化することを見出
したのである。この結果を図４に示す。Ａｌ量の増加に
比例してＳ量を増量することによって非金属介在物の最
大幅は小さくなっている。
変化させ得る新知見をさらに発展させるべく研究を行っ
た結果、新たな知見として図４を得た。すなわち、非金
属介在物の最大幅は鋼中のＯ量およびＡｌ量によって決
定されるが、該非金属介在物を微細化するには適量のＳ
を非金属介在物に固溶させることが有効であり、また、
Ｓの適正量は鋼中のＡｌ量によって変化することを見出
したのである。この結果を図４に示す。Ａｌ量の増加に
比例してＳ量を増量することによって非金属介在物の最
大幅は小さくなっている。
【００１８】従来、鋼中のＳは鋼の耐食性や加工性を低
下する元素として極力低減する方向にあり、近年では精
錬技術の著しい進歩によって１０ｐｐｍ以下にまで低減
可能になっている。しかし、非金属介在物の形態制御、
特に極低Ｏおよび極低Ａｌ鋼にＳは有効であり、必要以
上に低減することは好ましくないと言える。また、本発
明者らは鋳片を熱間圧延する時の加熱においても非金属
介在物の組成が変化する現象を見出した。
下する元素として極力低減する方向にあり、近年では精
錬技術の著しい進歩によって１０ｐｐｍ以下にまで低減
可能になっている。しかし、非金属介在物の形態制御、
特に極低Ｏおよび極低Ａｌ鋼にＳは有効であり、必要以
上に低減することは好ましくないと言える。また、本発
明者らは鋳片を熱間圧延する時の加熱においても非金属
介在物の組成が変化する現象を見出した。
【００１９】すなわち、図５に示すように鋳片加熱にお
いて非金属介在物中のＣｒ2 Ｏ3 濃度が上昇する。また
安定してオキシ・サルファイドを形成するには適正な温
度および時間が必要である（図６）。特に、非金属介在
物中のＣｒ2 Ｏ3 濃度が１０％を超えて高くなると硬質
系非金属介在物になるため、製品の非金属介在物組成を
制御するためには熱間圧延条件を管理することが重要で
ある。
いて非金属介在物中のＣｒ2 Ｏ3 濃度が上昇する。また
安定してオキシ・サルファイドを形成するには適正な温
度および時間が必要である（図６）。特に、非金属介在
物中のＣｒ2 Ｏ3 濃度が１０％を超えて高くなると硬質
系非金属介在物になるため、製品の非金属介在物組成を
制御するためには熱間圧延条件を管理することが重要で
ある。
【００２０】次に、本発明における鋼組成および非金属
介在物並びに熱間圧延温度を限定した理由について詳述
する。 （１）Ｓｉ、Ｍｎ ＳｉおよびＭｎは酸素を含む溶鋼中では溶鋼の温度降下
にともない次式に示す二次脱酸反応を生じ［Ｏ］量の低
減に寄与する。
介在物並びに熱間圧延温度を限定した理由について詳述
する。 （１）Ｓｉ、Ｍｎ ＳｉおよびＭｎは酸素を含む溶鋼中では溶鋼の温度降下
にともない次式に示す二次脱酸反応を生じ［Ｏ］量の低
減に寄与する。
【００２１】 すなわち、 Ｓｉ；Ｓｉ＋２Ｏ → ＳｉＯ2 Ｍｎ；Ｍｎ＋ Ｏ → ＭｎＯ これら脱酸生成物の多くはその生成途上でＳｉＯ2 −Ｍ
ｎＯあるいはＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 として複合
化し浮上除去され、一部が鋼中に非金属介在物として残
存する。
ｎＯあるいはＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 として複合
化し浮上除去され、一部が鋼中に非金属介在物として残
存する。
【００２２】上記の反応および生成挙動は鋼中のＯおよ
びＡｌ量の影響を受け、Ａｌの含有量が高い場合あるい
はＯ量が極端に低い場合はＡｌ2 Ｏ3 系非金属介在物が
主流となる。ここで、非金属介在物として鋼中に残存し
たＳｉＯ2 あるいはＭｎＯ単独成分に近いものは硬質で
あり、ＳｉＯ2 −ＭｎＯに３０％以下のＡｌ2 Ｏ3 を含
有した三元系の非金属介在物は比較的低融点で可塑性を
有する。
びＡｌ量の影響を受け、Ａｌの含有量が高い場合あるい
はＯ量が極端に低い場合はＡｌ2 Ｏ3 系非金属介在物が
主流となる。ここで、非金属介在物として鋼中に残存し
たＳｉＯ2 あるいはＭｎＯ単独成分に近いものは硬質で
あり、ＳｉＯ2 −ＭｎＯに３０％以下のＡｌ2 Ｏ3 を含
有した三元系の非金属介在物は比較的低融点で可塑性を
有する。
【００２３】本発明者等は非金属介在物の生成挙動とそ
の特性に着目し、種々の基礎的な実験を重ねた結果、極
低Ｏ、極低Ａｌ下においてもＳｉおよびＭｎ量を適正に
調整することによって可塑性を有するＳｉＯ2 −ＭｎＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 系非金属介在物を生成し得る技術を見出し
た。すなわち、本発明の重量％でＯ≦０．００５％、Ａ
ｌ≦０．００５％の制約下でも、重量％でＳｉ量は０．
３％以上、Ｍｎ量は０．２％以上であれば非金属介在物
は可塑性を有するＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系非金
属介在物となる。よって、Ｓｉ量は０．３％以上、Ｍｎ
量は０．３％以上とした。
の特性に着目し、種々の基礎的な実験を重ねた結果、極
低Ｏ、極低Ａｌ下においてもＳｉおよびＭｎ量を適正に
調整することによって可塑性を有するＳｉＯ2 −ＭｎＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 系非金属介在物を生成し得る技術を見出し
た。すなわち、本発明の重量％でＯ≦０．００５％、Ａ
ｌ≦０．００５％の制約下でも、重量％でＳｉ量は０．
３％以上、Ｍｎ量は０．２％以上であれば非金属介在物
は可塑性を有するＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系非金
属介在物となる。よって、Ｓｉ量は０．３％以上、Ｍｎ
量は０．３％以上とした。
【００２４】一方、Ｓｉ量が３％を超えて多量に含有さ
れるとδフェライトを生成し、熱間加工性を低下すると
ともにＳｉＯ2 成分の高いシリカ系非金属介在物を生成
し、可塑性を有するＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3 系非
金属介在物の生成を阻害する。よって、Ｓｉの上限を３
％とする。また、Ｍｎも同様に、３％を超えて多量に含
有されると硬質のＭｎＯを生成するためＭｎの上限を３
％とする。
れるとδフェライトを生成し、熱間加工性を低下すると
ともにＳｉＯ2 成分の高いシリカ系非金属介在物を生成
し、可塑性を有するＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3 系非
金属介在物の生成を阻害する。よって、Ｓｉの上限を３
％とする。また、Ｍｎも同様に、３％を超えて多量に含
有されると硬質のＭｎＯを生成するためＭｎの上限を３
％とする。
【００２５】（２）Ａｌ 鋼中のＡｌ量が増大すると介在物中のＡｌ2 Ｏ3 濃度が
増大し、非金属介在物は硬質になる。このため、残存す
る介在物は大型になり、鋼の冷間加工性を阻害する。Ａ
ｌ量が０．００５％を超えると冷間加工性に顕著に影響
が現れる。よって、Ａｌ量の上限を０．００５％とし
た。
増大し、非金属介在物は硬質になる。このため、残存す
る介在物は大型になり、鋼の冷間加工性を阻害する。Ａ
ｌ量が０．００５％を超えると冷間加工性に顕著に影響
が現れる。よって、Ａｌ量の上限を０．００５％とし
た。
【００２６】但し、Ａｌ量はこの範囲であっても、Ｓ量
との関係で本発明に示す関係にて適正にコントロールす
る必要のあることは言うまでもない。 （３）Ｏ Ｏ量は鋼中の非金属介在物量に影響し、Ｏ量の増大に伴
い非金属介在物量が増大し、また大型化するので低いほ
ど好ましい。さらに、本発明ではＡｌ量を極端に低減し
ているためにＯ量が高くなると脱酸不十分となり、Ｃｒ
2 Ｏ3 系非金属介在物が生成する。
との関係で本発明に示す関係にて適正にコントロールす
る必要のあることは言うまでもない。 （３）Ｏ Ｏ量は鋼中の非金属介在物量に影響し、Ｏ量の増大に伴
い非金属介在物量が増大し、また大型化するので低いほ
ど好ましい。さらに、本発明ではＡｌ量を極端に低減し
ているためにＯ量が高くなると脱酸不十分となり、Ｃｒ
2 Ｏ3 系非金属介在物が生成する。
【００２７】Ｃｒ2 Ｏ3 系非金属介在物は硬質であるた
め単独で存在すると鋼の冷間加工性に有害である。ま
た、他の非金属介在物と結合して複合化しても熱間圧延
あるいは冷間加工時に延伸しにくいため、Ｃｒ2Ｏ3 系
非金属介在物は極力低減する必要がある。鋼組成のうち
限られた脱酸元素のなかでＣｒ2 Ｏ3 系非金属介在物を
極力低減し、可塑性のあるＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ
3系非金属介在物の生成を最も有効に行わせしめるため
にＯ量の上限を０．００５％とする。
め単独で存在すると鋼の冷間加工性に有害である。ま
た、他の非金属介在物と結合して複合化しても熱間圧延
あるいは冷間加工時に延伸しにくいため、Ｃｒ2Ｏ3 系
非金属介在物は極力低減する必要がある。鋼組成のうち
限られた脱酸元素のなかでＣｒ2 Ｏ3 系非金属介在物を
極力低減し、可塑性のあるＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ
3系非金属介在物の生成を最も有効に行わせしめるため
にＯ量の上限を０．００５％とする。
【００２８】（４）Ｓ 本発明の基本的な思想は鋼中の非金属介在物を熱間圧延
時に延伸可能な組成すなわちＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2
Ｏ3 系に調整することにある。しかし、該非金属介在物
中に適正量のＳを含有せしめてオキシ・サルファイドと
することにより効果的にしかも安定して非金属介在物の
延伸性を向上することが可能である。従って、Ｓは延伸
性の高いオキシ・サルファイドを形勢させるための必須
の元素であり、このためにはＳは高いほど好ましい。
時に延伸可能な組成すなわちＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2
Ｏ3 系に調整することにある。しかし、該非金属介在物
中に適正量のＳを含有せしめてオキシ・サルファイドと
することにより効果的にしかも安定して非金属介在物の
延伸性を向上することが可能である。従って、Ｓは延伸
性の高いオキシ・サルファイドを形勢させるための必須
の元素であり、このためにはＳは高いほど好ましい。
【００２９】ところで、延伸性オキシ・サルファイドの
形勢傾向は鋼中のＡｌ量の影響を受ける。すなわち、鋼
中のＡｌ量が増加すると非金属介在物中のＡｌ2 Ｏ3 濃
度が高くなり非金属介在物の延伸性は低下するが、これ
に見合う量のＳを含有させることでＡｌ量増加による非
金属介在物の延伸性低下を抑えることが可能である。こ
の限界は次式で表される。すなわち、 Ｓ≧０．２５Ａｌ−０．０００２５ 従って、Ｓ量は上記式を満足する量であればよいが、一
方、必要以上に高くすると非金属介在物に固溶しないＳ
がＭｎＳとなり熱間加工性が極端に低下し、製造性に問
題が生じる。また、製品になったときの耐食性あるいは
加工性等の品質劣化をきたす。よってＳ量はオキシ・サ
ルファイドを形成させるに充分な量として上限を０．０
０５％とした。
形勢傾向は鋼中のＡｌ量の影響を受ける。すなわち、鋼
中のＡｌ量が増加すると非金属介在物中のＡｌ2 Ｏ3 濃
度が高くなり非金属介在物の延伸性は低下するが、これ
に見合う量のＳを含有させることでＡｌ量増加による非
金属介在物の延伸性低下を抑えることが可能である。こ
の限界は次式で表される。すなわち、 Ｓ≧０．２５Ａｌ−０．０００２５ 従って、Ｓ量は上記式を満足する量であればよいが、一
方、必要以上に高くすると非金属介在物に固溶しないＳ
がＭｎＳとなり熱間加工性が極端に低下し、製造性に問
題が生じる。また、製品になったときの耐食性あるいは
加工性等の品質劣化をきたす。よってＳ量はオキシ・サ
ルファイドを形成させるに充分な量として上限を０．０
０５％とした。
【００３０】なお、鋼中の非金属介在物の量は酸素量に
よって決定され、また形態も変化するものであり、本来
Ｓ−Ａｌ−Ｏ量の関係で整理されるべきであるが、本発
明に従った化学成分範囲であればＯ量の影響はほぼ無視
できる。以上のように鋼の組成調整により、非金属介在
物は軟質化し、熱間圧延にて可塑性を有する組成すなわ
ちＳｉＯ2 ：１０〜４０％、ＭｎＯ：２０〜６０％、Ａ
ｌ2 Ｏ3 ≦３０％に調整できる。
よって決定され、また形態も変化するものであり、本来
Ｓ−Ａｌ−Ｏ量の関係で整理されるべきであるが、本発
明に従った化学成分範囲であればＯ量の影響はほぼ無視
できる。以上のように鋼の組成調整により、非金属介在
物は軟質化し、熱間圧延にて可塑性を有する組成すなわ
ちＳｉＯ2 ：１０〜４０％、ＭｎＯ：２０〜６０％、Ａ
ｌ2 Ｏ3 ≦３０％に調整できる。
【００３１】ところで、本発明者らはさらに、鋳片ある
いは熱間圧延後の非金属介在物挙動を調査して非金属介
在物の組成が鋳片を熱間圧延することによって変化する
ことを見出した。これは、鋳片における非金属介在物が
必ずしも平衡状態にないためである。すなわち、鋳片内
の非金属介在物は熱間圧延時の鋳片加熱において非金属
介在物中のＳｉＯ2 濃度が低下して、Ｃｒ2 Ｏ3 が増加
する。
いは熱間圧延後の非金属介在物挙動を調査して非金属介
在物の組成が鋳片を熱間圧延することによって変化する
ことを見出した。これは、鋳片における非金属介在物が
必ずしも平衡状態にないためである。すなわち、鋳片内
の非金属介在物は熱間圧延時の鋳片加熱において非金属
介在物中のＳｉＯ2 濃度が低下して、Ｃｒ2 Ｏ3 が増加
する。
【００３２】Ｃｒ2 Ｏ3 濃度が増加すると非金属介在物
は硬質となり、熱間圧延後の鋼材には大型の非金属介在
物が残存し、その限界Ｃｒ2 Ｏ3 濃度は約１０％であ
る。従って、非金属介在物中のＣｒ2 Ｏ3 濃度を１０％
以下にするためには熱間圧延条件の規制が必要である。
熱間圧延条件の設定に際してはオキシ・サルファイドの
形成とＣｒ2 Ｏ3 濃度の抑制の両面から制約される。す
なわち、オキシ・サルファイドの形成並びに熱間圧延性
からは加熱温度は高温程好ましい。しかし、加熱温度が
１３００℃を超えると短時間に非金属介在物中のＣｒ2
Ｏ3 濃度が高くなる。これらの限界値は次式で表され
る。
は硬質となり、熱間圧延後の鋼材には大型の非金属介在
物が残存し、その限界Ｃｒ2 Ｏ3 濃度は約１０％であ
る。従って、非金属介在物中のＣｒ2 Ｏ3 濃度を１０％
以下にするためには熱間圧延条件の規制が必要である。
熱間圧延条件の設定に際してはオキシ・サルファイドの
形成とＣｒ2 Ｏ3 濃度の抑制の両面から制約される。す
なわち、オキシ・サルファイドの形成並びに熱間圧延性
からは加熱温度は高温程好ましい。しかし、加熱温度が
１３００℃を超えると短時間に非金属介在物中のＣｒ2
Ｏ3 濃度が高くなる。これらの限界値は次式で表され
る。
【００３３】 Ｃｒ2 Ｏ3 ≦１０％ ； ｔ≦−０．０５Ｔ＋６６…（２） オキシ・サルファイド； ｔ≧−０．０１Ｔ＋１１…（３） ところで、ステンレス鋼および高合金鋼は高温強度が高
く、熱間加工性も悪いため、熱間圧延に際しては鋳片の
充分な加熱が必要であり、これらを勘案すると加熱温度
は９５０℃以上、加熱時間は３０分以上は必要である。
従って、上記を総合して、（２）および（３）式と９５
０℃以上および加熱時間３０分以上の示す領域で囲まれ
る領域を適正加熱条件とした。
く、熱間加工性も悪いため、熱間圧延に際しては鋳片の
充分な加熱が必要であり、これらを勘案すると加熱温度
は９５０℃以上、加熱時間は３０分以上は必要である。
従って、上記を総合して、（２）および（３）式と９５
０℃以上および加熱時間３０分以上の示す領域で囲まれ
る領域を適正加熱条件とした。
【００３４】また、第２発明は、ＣａおよびＭｇを脱酸
元素として利用する場合の非金属介在物制御に関し、第
１発明と同様な特徴を有する技術を提供するものであ
る。 （５）ＣａおよびＭｇ 本発明ではまた、脱酸剤としてＣａおよびＭｇを用いて
Ｏ量を調整する場合についても可塑性非金属介在物にコ
ントロールする方法を提供するものである。
元素として利用する場合の非金属介在物制御に関し、第
１発明と同様な特徴を有する技術を提供するものであ
る。 （５）ＣａおよびＭｇ 本発明ではまた、脱酸剤としてＣａおよびＭｇを用いて
Ｏ量を調整する場合についても可塑性非金属介在物にコ
ントロールする方法を提供するものである。
【００３５】すなわち、非金属介在物が熱間圧延にて可
塑性を有するためには、本発明における基本非金属介在
物であるＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系非金属介在物
中のＣａＯあるいはＭｇＯの濃度は合計で２０％以下に
する必要がある。従って、この要件を満足するために、
鋼組成で、Ｃａ≦０．００３０％、Ｍｇ≦０．０００６
％に規制した。
塑性を有するためには、本発明における基本非金属介在
物であるＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系非金属介在物
中のＣａＯあるいはＭｇＯの濃度は合計で２０％以下に
する必要がある。従って、この要件を満足するために、
鋼組成で、Ｃａ≦０．００３０％、Ｍｇ≦０．０００６
％に規制した。
【００３６】以上述べた鋼中の非金属介在物の制御方法
は鋼の主成分には特に左右されるものではないが、特に
ステンレス鋼、高合金鋼および超合金において、その効
果が大きい。
は鋼の主成分には特に左右されるものではないが、特に
ステンレス鋼、高合金鋼および超合金において、その効
果が大きい。
【００３７】
【実施例】以下に本発明の実施例および比較例について
説明する。表２に化学成分を示すステンレス鋼および高
合金鋼を真空溶解炉で溶製した１トン鋼塊を１２００℃
で加熱し、５mm厚にまで熱間圧延した後、焼鈍、酸洗デ
スケールに続いて冷間圧延を施して０．５mm厚の冷延板
を製造した。該冷延板にて介在物の形態および非金属介
在物を調査するとともに非金属介在物の形態制御の効果
を確認するためにプレス加工性を調べた。この結果を表
３に示した。
説明する。表２に化学成分を示すステンレス鋼および高
合金鋼を真空溶解炉で溶製した１トン鋼塊を１２００℃
で加熱し、５mm厚にまで熱間圧延した後、焼鈍、酸洗デ
スケールに続いて冷間圧延を施して０．５mm厚の冷延板
を製造した。該冷延板にて介在物の形態および非金属介
在物を調査するとともに非金属介在物の形態制御の効果
を確認するためにプレス加工性を調べた。この結果を表
３に示した。
【００３８】また、表４は表２に示したＮｏ．２鋼の一
部を用いて熱延時の鋳片加熱条件のみを変化させて同様
に熱延板さらに０．５mmの冷延板を製造して諸特性を調
査した結果を示したものである。表２のＮｏ．１〜１０
鋼は本発明鋼である。Ｎｏ．１鋼はＡｌ、ＭｇおよびＯ
を極低化している。Ｎｏ．２鋼はＡｌおよびＯ量はやや
高いが、Ｓをこれに見合う量添加しており、Ｎｏ．３鋼
はＡｌが０．００５０％とさらに高くなっているが、充
分なＳ量に調整しオキシ・サルファイド化したものであ
る。Ｎｏ．４鋼はＯが本発明の上限付近まで高くなって
いるが、Ｓは充分な量である。Ｎｏ．５鋼はＳを本発明
の上限付近まで添加したものである。Ｎｏ．６鋼はＣａ
を、Ｎｏ．７鋼はＭｇを上限付近まで高くしたものであ
る。Ｎｏ．８鋼はフェライト系ステンレス鋼の例、Ｎ
ｏ．９および１０鋼は高合金鋼の例である。
部を用いて熱延時の鋳片加熱条件のみを変化させて同様
に熱延板さらに０．５mmの冷延板を製造して諸特性を調
査した結果を示したものである。表２のＮｏ．１〜１０
鋼は本発明鋼である。Ｎｏ．１鋼はＡｌ、ＭｇおよびＯ
を極低化している。Ｎｏ．２鋼はＡｌおよびＯ量はやや
高いが、Ｓをこれに見合う量添加しており、Ｎｏ．３鋼
はＡｌが０．００５０％とさらに高くなっているが、充
分なＳ量に調整しオキシ・サルファイド化したものであ
る。Ｎｏ．４鋼はＯが本発明の上限付近まで高くなって
いるが、Ｓは充分な量である。Ｎｏ．５鋼はＳを本発明
の上限付近まで添加したものである。Ｎｏ．６鋼はＣａ
を、Ｎｏ．７鋼はＭｇを上限付近まで高くしたものであ
る。Ｎｏ．８鋼はフェライト系ステンレス鋼の例、Ｎ
ｏ．９および１０鋼は高合金鋼の例である。
【００３９】これに対して、比較鋼のＮｏ．１１鋼はＡ
ｌが、Ｎｏ．１２鋼はＯが本発明の上限を外れたもので
ある。Ｎｏ．１３鋼はＡｌ量に対してＳ量が低くなった
もの、さらに、Ｎｏ．１４鋼はＣａ、Ｎｏ．１５鋼はＭ
ｇが本発明の上限を外れたものである。表３の介在物組
成は熱間圧延後の５mm厚の熱延板にて分析した結果であ
り、非金属介在物の性状は０．５mm厚の冷延板にて測定
したものである。
ｌが、Ｎｏ．１２鋼はＯが本発明の上限を外れたもので
ある。Ｎｏ．１３鋼はＡｌ量に対してＳ量が低くなった
もの、さらに、Ｎｏ．１４鋼はＣａ、Ｎｏ．１５鋼はＭ
ｇが本発明の上限を外れたものである。表３の介在物組
成は熱間圧延後の５mm厚の熱延板にて分析した結果であ
り、非金属介在物の性状は０．５mm厚の冷延板にて測定
したものである。
【００４０】本発明鋼の非金属介在物はいずれも２３〜
３９％ＳｉＯ2 −３３〜４５％ＭｎＯ−１３〜２５％Ａ
ｌ2 Ｏ3 を主成分とし、１〜３％のＳを含有しているた
め非金属介在物は微細化している。従って、非金属介在
物の幅が２μm を超えるものは全くなく、最大幅はたか
だか１μm 程度である。これに対して、Ｎｏ．１１鋼は
Ｏが低いため非金属介在物個数は比較的少ないが、鋼中
のＡｌが高いので硬質のＡｌ2 Ｏ3 系非金属介在物を生
成するために３μm を超える大型の非金属介在物が散見
される。Ｎｏ．１２鋼はＯ量が極めて高いため非金属介
在物は多量であり、また鋼中のＡｌが極めて低いため非
金属介在物組成はＳｉＯ2 濃度の高いものとなり、２．
３５μm と比較的大型の非金属介在物となっている。Ｎ
ｏ．１３鋼はＳ量が低いので充分なオキシ・サルファイ
ドが形成されないため比較的大きな非金属介在物となっ
ている。Ｎｏ．１４鋼はＣａＯ濃度が高く、Ｎｏ．１５
鋼はＭｇＯ濃度の高い非金属介在物で、いずれも本発明
のＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系非金属介在物とは異
なった組成となっており、このため３μm 程度の大型の
非金属介在物が見られる。
３９％ＳｉＯ2 −３３〜４５％ＭｎＯ−１３〜２５％Ａ
ｌ2 Ｏ3 を主成分とし、１〜３％のＳを含有しているた
め非金属介在物は微細化している。従って、非金属介在
物の幅が２μm を超えるものは全くなく、最大幅はたか
だか１μm 程度である。これに対して、Ｎｏ．１１鋼は
Ｏが低いため非金属介在物個数は比較的少ないが、鋼中
のＡｌが高いので硬質のＡｌ2 Ｏ3 系非金属介在物を生
成するために３μm を超える大型の非金属介在物が散見
される。Ｎｏ．１２鋼はＯ量が極めて高いため非金属介
在物は多量であり、また鋼中のＡｌが極めて低いため非
金属介在物組成はＳｉＯ2 濃度の高いものとなり、２．
３５μm と比較的大型の非金属介在物となっている。Ｎ
ｏ．１３鋼はＳ量が低いので充分なオキシ・サルファイ
ドが形成されないため比較的大きな非金属介在物となっ
ている。Ｎｏ．１４鋼はＣａＯ濃度が高く、Ｎｏ．１５
鋼はＭｇＯ濃度の高い非金属介在物で、いずれも本発明
のＳｉＯ2 −ＭｎＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系非金属介在物とは異
なった組成となっており、このため３μm 程度の大型の
非金属介在物が見られる。
【００４１】非金属介在物の形態はプレス加工後の成品
性状に影響を及ぼし、大型の非金属介在物が増加すると
加工割れを生じ、プレス加工性は低下する。従って、表
３に見られるように非金属介在物の微細分散した本発明
鋼はいずれも優れたプレス加工性を示している。また、
鋳片加熱条件の影響については、本発明の範囲内にある
Ｎｏ．２１および２２鋼の非金属介在物は微細であり十
分に形態制御されているが、Ｎｏ．２３鋼はオキシ・サ
ルファイドの形成が不十分なために大型のＡｌ2 Ｏ3 が
見られる。一方、Ｎｏ．２４鋼は高温で長時間の加熱に
なったため高濃度のＣｒ2 Ｏ3 が形成され、これによっ
て介在物の微細化が達成されなかった。
性状に影響を及ぼし、大型の非金属介在物が増加すると
加工割れを生じ、プレス加工性は低下する。従って、表
３に見られるように非金属介在物の微細分散した本発明
鋼はいずれも優れたプレス加工性を示している。また、
鋳片加熱条件の影響については、本発明の範囲内にある
Ｎｏ．２１および２２鋼の非金属介在物は微細であり十
分に形態制御されているが、Ｎｏ．２３鋼はオキシ・サ
ルファイドの形成が不十分なために大型のＡｌ2 Ｏ3 が
見られる。一方、Ｎｏ．２４鋼は高温で長時間の加熱に
なったため高濃度のＣｒ2 Ｏ3 が形成され、これによっ
て介在物の微細化が達成されなかった。
【００４２】従って、非金属介在物の微細化がなされて
いないＮｏ．２３およびＮｏ．２４鋼はいずれもプレス
加工性は悪い。
いないＮｏ．２３およびＮｏ．２４鋼はいずれもプレス
加工性は悪い。
【００４３】
【表２】
【００４４】
【表３】
【００４５】
【表４】
【００４６】
【発明の効果】以上、説明したように本発明は、既存の
溶解・精錬技術にて容易に且つ安定して鋼中の非金属介
在物を微細化できる新技術により、加工性等の材質の優
れた鉄鋼材料を提供するものであり、その工業的価値は
極めて高い。
溶解・精錬技術にて容易に且つ安定して鋼中の非金属介
在物を微細化できる新技術により、加工性等の材質の優
れた鉄鋼材料を提供するものであり、その工業的価値は
極めて高い。
【図１】鋼中のＯ量と非金属介在物の最大幅および個数
の関係を示した図である。
の関係を示した図である。
【図２】鋼中のＡｌ量と非金属介在物の最大幅および非
金属介在物中のＡｌ2 Ｏ3 濃度の関係を示した図であ
る。
金属介在物中のＡｌ2 Ｏ3 濃度の関係を示した図であ
る。
【図３】鋼中のＳ量と非金属介在物の最大幅および非金
属介在物中のＳ濃度の関係を示した図である。
属介在物中のＳ濃度の関係を示した図である。
【図４】鋼中のＡｌ量およびＳ量と非金属介在物形態の
関係を示す図である。
関係を示す図である。
【図５】鋳片を加熱したときの非金属介在物中のＣｒ2
Ｏ3 濃度の変化を示した図である。
Ｏ3 濃度の変化を示した図である。
【図６】鋳片加熱における適正な条件範囲を示す図であ
る。
る。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｓｉ：０．３〜３％、Ｍｎ：０．２〜３％、Ａｌ≦０．
００５％、Ｏ≦０．００５％およびＳ≦０．００５％を
含有し、さらにＳ量とＡｌ量との関係が（１）式を満足
するように成分調整された鋼の鋳片を製造し、該鋳片を
加熱温度は９５０℃以上、加熱時間は３０分以上で、且
つ（２）式および（３）式を満足する領域内の条件で加
熱した後に熱間圧延して熱延材を製造することによっ
て、該熱延材中の酸化物をＣｒ2 Ｏ3 ≦１０重量％、総
Ｓ量で１重量％以上のＳを含有するオキシ・サルファイ
ドとすることを特徴とする鋼の非金属介在物の組成制御
方法。 ［Ｓ］≧０．２５［Ａｌ］−０．０００２５…（１） ｔ≦−０．０５Ｔ＋６６ …（２） ｔ≧−０．０１Ｔ＋１１ …（３） ここで、ｔ：鋳片加熱時間（Ｈｒ） Ｔ：鋳片加熱温度（℃） - 【請求項２】 重量％にて、 Ｓｉ：０．３〜３％、Ｍｎ：０．２〜３％、Ａｌ≦０．
００５％、Ｏ≦０．００５％、Ｓ≦０．００５％を含有
し、さらにＣａ≦０．００３％、Ｍｇ≦０．０００６％
の１種もしくは２種を含有し、さらにＳ量とＡｌ量との
関係が（１）式を満足するように成分調整された鋼の鋳
片を製造し、該鋳片を加熱温度は９５０℃以上、加熱時
間は３０分以上で、且つ（２）および（３）式を満足す
る領域内で加熱した後に熱間圧延して熱延材を製造する
ことによって、該熱延材中の酸化物をＣｒ2 Ｏ3 ≦１０
重量％、総Ｓ量で１重量％以上のＳを含有するオキシ・
サルファイドとすることを特徴とする鋼の非金属介在物
の組成制御方法。 ［Ｓ］≧０．２５［Ａｌ］−０．０００２５…（１） ｔ≦−０．０５Ｔ＋６６ …（２） ｔ≧−０．０１Ｔ＋１１ …（３） ここで、ｔ：鋳片加熱時間（Ｈｒ） Ｔ：鋳片加熱温度（℃）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3317022A JP2547139B2 (ja) | 1991-11-29 | 1991-11-29 | 鋼の非金属介在物の組成制御方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3317022A JP2547139B2 (ja) | 1991-11-29 | 1991-11-29 | 鋼の非金属介在物の組成制御方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05156352A JPH05156352A (ja) | 1993-06-22 |
| JP2547139B2 true JP2547139B2 (ja) | 1996-10-23 |
Family
ID=18083550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3317022A Expired - Fee Related JP2547139B2 (ja) | 1991-11-29 | 1991-11-29 | 鋼の非金属介在物の組成制御方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2547139B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107400765A (zh) * | 2017-07-07 | 2017-11-28 | 湖北鸣利来冶金机械股份有限公司 | 牙轮牙掌毛坯的非金属夹杂物高温钝化热处理工艺 |
-
1991
- 1991-11-29 JP JP3317022A patent/JP2547139B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05156352A (ja) | 1993-06-22 |
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