JP2838468B2 - 熱間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステンレス合金の製造方法 - Google Patents
熱間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステンレス合金の製造方法Info
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Description
合金(以下、単にCr−Ni系ステンレス鋼という)の
熱間圧延時のスラブ表面に発生する微小な割れを防止す
る製造方法に関するものである。
るために熱間加工性が悪く、熱間圧延時に割れが発生
し、これを防止するためにさまざまな研究がなされてき
た。特に、耳割れといわれるスラブエッジや熱延板エッ
ジに発生する割れは製造可否に関わる場合が生じたり、
歩留りを大幅に低下させるなど製造上の大きな問題点で
あった。これらの熱延過程で発生する大きな割れについ
ては従来からさまざまな検討がなされており、今日では
成分や圧延条件の適正化によって製造不可となることは
少なくなってきている。
大きな割れとは別に、熱延圧延工程でほとんど検出され
ず、酸洗後や冷延工程のような熱延工程の後工程におい
てはじめて検出されるヘゲ疵といわれるような疵が発生
することがある。このヘゲ疵のような疵は発生箇所が熱
延板表面であり、表面品質が重要なステンレス鋼におい
ては致命的な欠陥で、再酸洗やグラインダー等による手
入れなど精整再工程を必要とし、場合によっては表面品
質の点で全く製品化できないなど厚板、薄板の製造工程
でコストアップの大きな要因となっている。
洗後や冷延工程段階で発見されるヘゲ疵に対しては、鋳
造工程から熱延及び焼鈍工程に到るまでさまざまな検討
がなされている。特に、ヘゲ疵は熱延工程での微小な割
れであるとして割れを防止する観点から、特開昭57−
16153号公報では鋼組成のCr当量、Ni当量を規
制し、δ(cal)=3(Cr+Mo+1.5Si+
0.5Nb)−2.8(Ni+0.5Mn+0.5C
u)−84(C+N)−19.8で決まるδ(cal)
を4以下にすることで熱間加工性を確保する技術が開示
されている。またδ−フェライトの取扱いについては、
従来δ−フェライトを多量に含有する二相組織のオース
テナイト系ステンレス鋼の耳割れを防止するためにソー
キング(拡散熱処理)を十分に行うことが特開昭59−
35620号公報等に述べられているが、耳割れを防止
し、さらにヘゲ疵の原因となる微小な割れを防止するた
めの加熱条件そのものについては開示がない。またスラ
ブ組織の観点から、特開昭57−127554号公報で
は鋳造段階でオーステナイト系ステンレス鋼のN量と鋳
造時のタンディシュ温度(ΔT)の関係を制御し結晶粒
の粗大化を防止して熱間加工性を高める技術が開示され
ている。さらに表層の組織改善という観点から、特公平
2−9651号公報ではオーステナイト系ステンレス鋼
のSi含有量を規制したスラブを加熱炉挿入前にショッ
トブラストを行うことで表層に加工層を導入し、加熱時
に再結晶させ、スラブ表層の結晶粒を微細化させて割れ
を防止する技術が開示されている。また、加熱時のスケ
ールに着目したものとしては、特公平4−48865号
公報ではsol.Alを規制し、スラブ加熱時の酸素濃
度を0.5〜5%に規制してヘゲ疵を防止する技術を開
示している。
完全とはいえないものであった。
−Ni系ステンレス鋼の熱間圧延時に発生する微小な割
れやヘゲ疵といわれる疵を改善するにあたり、疵防止の
ための工程負荷増なく疵を改善し、Cr−Ni系ステン
レス鋼を提供することを目的とする。
ろは下記の通りである。 (1)重量%で、C:0.002〜0.08%、Si:
2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.040%以
下、S:0.008%以下、O:0.005%以下、C
r:16〜35%、Ni:7〜50%、Mo:0.01
〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.003〜0.
3%を含み、残部がFeと不可避的不純物からなり、次
式で示されるδ(cal)=3(Cr+1.5×Si+
Mo+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+
0.5×Mn+0.5×Cu)−84(C+N)−1
9.8においてδ(cal)が4を超え10以下である
Cr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってス
ラブに鋳造し、その際スラブ表面の平均冷却速度を13
50℃までを50℃/sec以下で冷却し、1350℃
から1000℃までを30℃/sec超で冷却し、10
00℃から500℃までを10℃/sec以上で冷却し
た連続鋳造スラブを、1000℃以上かつTγ(℃)=
(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.07−
1.95×10-3×Creq)以下の温度T(℃)で加熱
した後、熱間圧延することを特徴とする熱間圧延での割
れを防止するCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法。
i(%)+Mo(%)+0.5×Nb(%)+0.5×
Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) (2)重量%で、C:0.002〜0.08%、Si:
2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.040%以
下、S:0.008%以下、O:0.005%以下、C
r:16〜35%、Ni:7〜50%、Mo:0.01
〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.003〜0.
3%、Al:0.05%以下を含み、残部がFeと不可
避的不純物からなり、次式で示されるδ(cal)=3
(Cr+1.5×Si+Mo+0.5×Nb+0.5×
Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn+0.5×Cu)
−84(C+N)−19.8においてδ(cal)が4
を超え10以下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼
を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラブ表面
の平均冷却速度を1350℃までを50℃/sec以下
で冷却し、1350℃から1000℃までを30℃/s
ec超で冷却し、1000℃から500℃までを10℃
/sec以上で冷却した連続鋳造スラブを、1000℃
以上かつTγ(℃)=(105+Nieq−3.9×Cr
eq)/(0.07−1.95×10-3×Creq)以下の
温度T(℃)で加熱した後、熱間圧延することを特徴と
する熱間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステンレ
ス鋼の製造方法。
i(%)+Mo(%)+0.5×Nb(%)+0.5×
Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) (3)重量%で、C:0.002〜0.08%、Si:
2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.040%以
下、S:0.008%以下、O:0.005%以下、C
r:16〜35%、Ni:7〜50%、Mo:0.01
〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.003〜0.
3%を含み、さらに選択元素としてNb:0.01〜
1.5%、Ti:0.01〜1.0%のいずれか1種ま
たは2種を含有し、残部がFeと不可避的不純物からな
り、次式で示されるδ(cal)=3(Cr+1.5×
Si+Mo+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8
(Ni+0.5×Mn+0.5×Cu)−84(C+
N)−19.8においてδ(cal)が4を超え10以
下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造に
よってスラブに鋳造し、その際スラブ表面の平均冷却速
度を1350℃までを50℃/sec以下で冷却し、1
350℃から1000℃までを30℃/sec超で冷却
し、1000℃から500℃までを10℃/sec以上
で冷却した連続鋳造スラブを、1000℃以上かつTγ
(℃)=(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.
07−1.95×10-3×Creq)以下の温度T(℃)
で加熱した後、熱間圧延することを特徴とする熱間圧延
での割れを防止するCr−Ni系ステンレス鋼の製造方
法。
i(%)+Mo(%)+0.5×Nb(%)+0.5×
Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) (4)重量%で、C:0.002〜0.08%、Si:
2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.040%以
下、S:0.008%以下、O:0.005%以下、C
r:16〜35%、Ni:7〜50%、Mo:0.01
〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.003〜0.
3%、Al:0.05%以下を含み、さらに選択元素と
してNb:0.01〜1.5%、Ti:0.01〜1.
0%のいずれか1種または2種を含有し、残部がFeと
不可避的不純物からなり、次式で示されるδ(cal)
=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.5×Nb+0.
5×Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn+0.5×C
u)−84(C+N)−19.8においてδ(cal)
が4を超え10以下であるCr−Ni系ステンレス鋼の
溶鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラブ
表面の平均冷却速度を1350℃までを50℃/sec
以下で冷却し、1350℃から1000℃までを30℃
/sec超で冷却し、1000℃から500℃までを1
0℃/sec以上で冷却した連続鋳造スラブを、100
0℃以上かつTγ(℃)=(105+Nieq−3.9×
Creq)/(0.07−1.95×10-3×Creq)以
下の温度T(℃)で加熱した後、熱間圧延することを特
徴とする熱間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステ
ンレス鋼の製造方法。
i(%)+Mo(%)+0.5×Nb(%)+0.5×
Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) (5)重量%で、C:0.002〜0.08%、Si:
2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.040%以
下、S:0.008%以下、O:0.005%以下、C
r:16〜35%、Ni:7〜50%、Mo:0.01
〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.003〜0.
3%、Al:0.05%以下を含み、さらに選択元素と
してCa:0.001〜0.005%、希土類元素(R
EM):0.05〜0.5%のいずれか1種または2種
を含有し、残部がFeと不可避的不純物からなり、次式
で示されるδ(cal)=3(Cr+1.5×Si+M
o+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+
0.5×Mn+0.5×Cu)−84(C+N)−1
9.8においてδ(cal)が4を超え10以下である
Cr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってス
ラブに鋳造し、その際スラブ表面の平均冷却速度を13
50℃までを50℃/sec以下で冷却し、1350℃
から1000℃までを30℃/sec超で冷却し、10
00℃から500℃までを10℃/sec以上で冷却し
た連続鋳造スラブを、1000℃以上かつTγ(℃)=
(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.07−
1.95×10-3×Creq)以下の温度T(℃)で加熱
した後、熱間圧延することを特徴とする熱間圧延での割
れを防止するCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法。
i(%)+Mo(%)+0.5×Nb(%)+0.5×
Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) (6)重量%で、C:0.002〜0.08%、Si:
2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.040%以
下、S:0.008%以下、O:0.005%以下、C
r:16〜35%、Ni:7〜50%、Mo:0.01
〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.003〜0.
3%、Al:0.05%以下を含み、選択元素としてN
b:0.01〜1.5%、Ti:0.01〜1.0%の
いずれか1種または2種を含有し、さらにCa:0.0
01〜0.005%、希土類元素(REM):0.05
〜0.5%のいずれか1種または2種を含有し、残部が
Feと不可避的不純物からなり、次式で示されるδ(c
al)=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.5×Nb
+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn+0.
5×Cu)−84(C+N)−19.8においてδ(c
al)が4を超え10以下であるCr−Ni系ステンレ
ス鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際
スラブ表面の平均冷却速度を1350℃までを50℃/
sec以下で冷却し、1350℃から1000℃までを
30℃/sec超で冷却し、1000℃から500℃ま
でを10℃/sec以上で冷却した連続鋳造スラブを、
1000℃以上かつTγ(℃)=(105+Nieq−
3.9×Creq)/(0.07−1.95×10-3×C
req)以下の温度T(℃)で加熱した後、熱間圧延する
ことを特徴とする熱間圧延での割れを防止するCr−N
i系ステンレス鋼の製造方法。 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%))
割れヘゲ疵を防止することができる。以下に本発明を詳
細に説明する。本発明者らは、微小な割れやヘゲ疵に対
してその防止方法を詳細に検討した。特に熱間圧延時の
割れの発生箇所と鋳片組織の対応を検討することによ
り、スラブの割れ発生起点を明らかにし、その制御方法
について検討を加えた。
を調査した結果、割れはγ粒界で割れる場合とδ/γ界
面で割れる場合の2通りあることが判明し、特にγ粒界
の割れはオッシレーションマークの谷部に多く、δ−フ
ェライトによる割れはオッシレーションの山部で多くみ
られ、またγ粒界で割れる場合は粗大γ粒部で発生する
ことが判った。
δ−フェライトを加熱時に消滅させる必要がある。また
δ−フェライトは直接的に熱間加工性に関係するが、加
熱時のγ粒の成長粗大化にも影響し、γ粒の不整(ばら
つき)を作る原因にもなる。したがって、δ−フェライ
トの微小割れに及ぼす影響を取り除くためには、δフェ
ライトを表層に微細に分散させた後、加熱時に消滅さ
せ、かつγ粒の異常な粗大化を防止する必要がある。
ために、種々検討した結果、凝固後の冷却速度を変化さ
せることで表層のδ−フェライトの分散状態を変えるこ
とができることが判った。特にδ(cal)を4を超え
て10以下にした場合は1350〜1000℃の温度域
を30℃/sec超で冷却すればδ→γ変態が急激に生
じるために微細なγおよび未変態δ−フェライトが存在
した微細組織が得られることが判明した。この温度域を
30℃/sec以下で緩冷却されるとδ→γ変態が緩慢
に進行するためδから変態したγは粗大になり、δ−フ
ェライトもまた微細な分散形態をとらなくなる。さら
に、1350〜1000℃の温度域ではMnSも析出
し、この温度域の急速冷却によりMnSも微細に析出す
ることが判明した。
いようにするためには加熱温度をγ単相となる温度で加
熱することが重要であるが、ステンレス鋼は多元系のた
め成分系毎に加熱温度の上限を明確に決定することがで
きなかった。本発明者らは詳細な検討を行い、加熱温度
の不適、特に過熱によるδ−フェライトの再析出を防止
するという観点から、δ−フェライトが再析出しない温
度を実験的に求め、次式で示すようなCreq、Nieqで
求めうるγ単相の上限温度を明確にした。
Creq)/(0.07−1.95×10-3×Creq) 従って、上記のγ単相となるTγ以下の温度で加熱する
ことにより加熱中のδ−フェライトの再析出を防止する
ことができるようになった。さらに本発明におけるδ
(cal)が4を超えて10以下の合金系においては、
連続鋳造時の冷却条件を1350〜1000℃の温度域
を30℃/sec超とすることによりδ−フェライトが
微細になるため、加熱時のδ−フェライトも消滅しやす
く、1150℃以上の加熱温度であればスラブ表層の均
熱時間で30分以上均熱することでδ−フェライトによ
る割れは防止可能となった。δ(cal)が10を超え
るようになるとδ−フェライトを消滅させるための時間
が長時間となり、δ−フェライトが一部残存しやすく、
δ−フェライト起因の耳割れやヘゲ疵が発生しやすくな
るため、δ(cal)は10以下とした。
響を取り除いてもヘゲ疵が発生することがある。この原
因について検討した結果、割れはオーステナイト粒界に
沿って割れること、割れは粗大な結晶粒で発生し、微細
な結晶粒の存在する箇所では発生しないことが明らかと
なった。また割れる箇所はスラブのオッシレーションマ
ークの谷部が多いことが判明した。
た。その結果、オッシレーション谷部にNiが濃縮した
部分が存在する場合があることが判明した。加熱後はこ
のような部分が粗大なγ粒になることも判明した。この
粗大なγ粒の粒界に沿って熱間圧延時に割れが発生し、
ヘゲ疵や微小な割れ疵となることが明らかとなった。ま
た、このオッシレーションマークの谷部でもNi偏析の
程度に差があり、これが疵発生要因の特定を困難にして
いたことも判明した。
のNi偏析部の生成については凝固時のシェルの再溶解
やオッシレーション時のオーバーフローなどの機構が提
案されているが、これとは別に凝固時のシェルの延性不
足によりシェルが部分的に割れ、濃化溶鋼が流れ出たも
のと考えることが出来る。その結果、その部分ではNi
濃度が高いためδ−フェライトが少なくなり、加熱時に
粗大なγ粒になる。
の延性に対するδ(cal)の影響を調査したものであ
るが、δ(cal)が高いほど延性は向上し、割れにく
くなることが判る。この融点直下の延性とδ(cal)
の関係を詳細に検討したところ、融点直下の高温ではオ
ーステナイトよりS、P等の不純物の固溶度が大きいδ
−フェライトが存在することにより不純物の無害化は促
進されるが、δ(cal)が高いほど融点直下50℃に
おけるδ−フェライトの体積分率が大きく、このため不
純物の影響を無害化し、延性が向上することが判明し
た。特に連続鋳造時のシェルの延性との関係では融点直
下50℃で20%以上の断面収縮率(絞り)があればシ
ェルが割れることなく良好に保たれることから、δ(c
al)を大きくすることでCC鋳片の鋳造時の割れを防
止することが可能になり、オッシレーションマーク谷部
のNi偏析の程度を軽減することができる。このことに
より鋳片表層のNi偏析によるδ−フェライトのばらつ
きを防止することが可能になり、粗大なγ粒の生成防止
が可能となる。
流出した部位であり、不純物も濃化しており、鋳片段階
でNi偏析部は粗大なMnSが多く存在し、割れそのも
のを助長する。これを防止するために、δ(cal)を
4を超えるようにし、鋳造後の1350℃までの冷却を
緩冷化することによりNiの偏析及び不純物P、Sの偏
析を大幅に軽減できることが判明した。また、前記のよ
うに1350℃以下の冷却については、1350〜10
00℃の温度域を30℃/sec超の平均冷却速度で冷
却することによりδ−フェライトの微細分散化とγの微
細化が達成でき、かつMnSも微細分散化可能となる。
また、1000〜500℃の温度域の平均冷却速度を1
0℃/sec以上とすることによりδ−フェライトの凝
集粗大化を防止できる。
のδ(cal)を4超〜10に制御し、連続鋳造時のス
ラブの冷却並びに圧延前の加熱条件を適正化することに
より、割れの原因となっていたδ−フェライト並びにオ
ッシレーションマーク谷部のNi偏析、δ−フェライト
の分布のばらつき及び凝集粗大化に起因するγ粒の粗大
化さらにはMnSのNi偏析部での粗大析出を防止する
ことができ、熱間圧延時の割れ防止が可能になり、ヘゲ
疵の発生を防止できるようになった。
Cr−Ni系ステンレス鋼で成り立つ。すなわち、本発
明を適用する合金は具体的には、重量%で、C:0.0
02〜0.08%、Si:2.0%以下、Mn:10%
以下、P:0.040%以下、S:0.008%以下、
O:0.005%以下、Cr:16〜35%、Ni:7
〜50%、Mo:0.01〜8%、Cu:0.01〜4
%、N:0.003〜0.3%を含み、必要に応じてA
l:0.05%以下を含有し、選択元素としてNb:
0.01〜1.5%、Ti:0.01〜1.0%のa群
のいずれか1種または2種または/およびCa:0.0
01〜0.005%、希土類元素(REM):0.05
〜0.5%のいずれか1種または2種を含有し、残部が
Feと不可避的不純物からなる合金である。
点からはある程度の含有量は必要である。0.002%
未満の極低炭素量では製造コストが高くなり、また0.
08%を超えると耐食性を大幅に劣化させるため、その
成分範囲を0.002〜0.08%とした。
て使用されるが、2.0%を超えて添加しても脱酸効果
は飽和し、また熱間加工性を劣化させ、ヘゲ疵発生の頻
度を増加させるので2.0%以下で添加する。 Mn:Mnはγ安定化元素であり、Niの代替として添
加することが可能であり、脱酸効果もあるので有効な元
素であるが、10%を超えて添加してもその効果は飽和
し、耐食性も劣化するため10%以下で添加する。
り、耐食性の点から16%以上の添加が必要である。し
かし35%を超えて添加しても耐食性の向上効果は飽和
し、さらに金属間化合物の析出を促進させるため熱間加
工性を劣化させ、ヘゲ疵の原因となるのでCrの範囲を
16〜35%とした。 Ni:NiはCrとともにステンレス鋼の基本成分であ
り、本発明ではCr量との関係から7〜50%の範囲で
添加する。7%未満では本発明の合金ではδ−フェライ
ト量が多量に存在するようになるため本発明の方法によ
ってもδ−フェライトを制御できず、熱間加工性不良に
よるヘゲ疵が発生する。またCr量との関係から本発明
においてはNi量は50%以下で十分であり、これを超
えて添加してもヘゲ疵防止の点で効果は飽和し、コスト
も高くなるため上限を50%とした。
な添加元素であり、0.01%以上の添加で効果がみら
れる。また8%を超えて添加しても耐食性は飽和し、さ
らに金属間化合物の析出を促進させるため熱間加工性を
劣化させ、本発明の方法によってもヘゲ疵を防止できな
くなるので上限を8%とした。 N:Nはγ相安定化のために高価なNiの代替として使
用可能で、耐食性、強度の観点からも望ましい元素であ
る。しかし0.003%未満にすることは溶製コストを
大きく増加させ、また0.3%を超えて添加してもその
効果は飽和し、さらに固溶度を超えると、ピンホール等
をスラブに形成し、疵を発生させるため上限を0.3%
とした。
有害な元素であり、特に鋳造直後の延性を劣化させるた
めスラブ表層の割れ防止の観点から極力低減することが
望ましく、その成分範囲を0.040%以下とした。 S:Sは耐食性及び熱間加工性に対して有害な元素であ
り、鋳造直後のスラブ表層の延性及び熱間圧延時の熱間
加工性に大きく影響し、その量により熱間加工性不良に
よるヘゲ疵を発生させるため、含有量は低いほどが望ま
しい。本発明の方法によってもS量が0.008%を超
えるとSに起因する疵が発生しやすくなるので上限を
0.008%とした。
させる元素で、0.01%以上を添加する。しかし4%
を超えて添加してもその効果は飽和し、さらに熱間加工
性を劣化させ、疵を発生させるので、その添加範囲を
0.01〜4%とする。 Nb:NbはCを固定し、耐食性を向上させる効果があ
るため、必要に応じて0.01%以上添加することがで
きる。一方、1.5%を超えて添加してもその改善効果
は飽和し、また熱間加工性を劣化させ、熱間加工性不良
による疵を発生させるので0.01〜1.5%で選択添
加する。
食性を向上させる。またCaと共存してOを固定し、S
i、Mnの酸化物の生成を抑制する効果があるため、
0.01%以上を添加することができる。一方、1.0
%を超えて添加するとTiの酸化物による表面疵が多発
するので、その範囲を0.01〜1.0%とした。 Al:Alは強力な脱酸剤として脱酸を強化する場合に
添加する。しかし0.05%を超えて添加をしてもその
効果は飽和し、さらにAlの酸化物による表面疵が発生
しやすくなるため、その添加量を0.05%以下とし
た。
また熱間加工性を改善するのに有効な元素であるので、
必要に応じて0.001〜0.005%の範囲で選択添
加される。0.001%未満ではその効果は顕著でな
く、0.005%超添加しても効果は飽和する。 O:Oは熱間加工性に著しく有害な元素であり、その含
有量は極力低減することが望ましいため、含有量を0.
005%以下とした。
り、また熱間加工性を改善するのに有効な元素であるの
で、必要に応じて0.05〜0.5%の範囲で選択添加
される。0.05%未満ではその効果は顕著でなく、
0.5%超添加しても熱間加工性改善効果は飽和する。
いて表1に示すプロセス条件でCC鋳片を製造し、さら
に表中の加熱条件で加熱後、通常条件で熱間圧延し、捲
取り〜酸洗〜冷延による薄板を製造する方法を実施し、
また厚板圧延を行い、酸洗を通常の方法で実施し、ヘゲ
疵の発生状況を評価した。本発明法によるA〜J鋼はヘ
ゲ疵の発生がなく良好な成品が得られた。
の条件からはずれ、δ−フェライト起因のヘゲ疵が生じ
た。L鋼はδ(cal)が本発明の条件からはずれ、N
i偏析起因のヘゲ疵が発生した。M鋼は凝固から135
0℃までのスラブ表面の冷却速度が大きく、ヘゲ疵が生
じた。N鋼は1350〜1000℃の冷却速度が小さ
く、ヘゲ疵が発生した。O鋼は1000〜500℃の冷
却速度が小さく、δ−フェライトが粗大化し、δ−フェ
ライト起因のヘゲ疵が生じた。P鋼は加熱温度が高く、
δ−フェライトが析出してヘゲ疵が発生した。これらK
〜P鋼はヘゲ疵が両サイドに著しく発生したことによ
り、成品歩留りの低下ならびにグラインダー等の救済工
程が必要になるなど本発明との効果上の差異が著しいこ
とが明確になり、本発明の効果が明らかとなった。
されにくく、歩留り低下の大きな原因であった微小割れ
によるヘゲ疵の発生を防止することが可能になるので、
本発明は産業上裨益するところが極めて大である。
の影響を示す図である。
Claims (6)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.002〜0.08
%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.
040%以下、S:0.008%以下、O:0.005
%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、M
o:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.
003〜0.3%を含み、残部がFeと不可避的不純物
からなり、次式で示されるδ(cal)=3(Cr+
1.5×Si+Mo+0.5×Nb+0.5×Ti)−
2.8(Ni+0.5×Mn+0.5×Cu)−84
(C+N)−19.8においてδ(cal)が4を超え
10以下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼を連続
鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラブ表面の平均
冷却速度を1350℃までを50℃/sec以下で冷却
し、1350℃から1000℃までを30℃/sec超
で冷却し、1000℃から500℃までを10℃/se
c以上で冷却した連続鋳造スラブを、1000℃以上か
つTγ(℃)=(105+Nieq−3.9×Creq)/
(0.07−1.95×10-3×Creq)以下の温度T
(℃)で加熱した後、熱間圧延することを特徴とする熱
間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステンレス鋼の
製造方法。 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) - 【請求項2】 重量%で、C:0.002〜0.08
%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.
040%以下、S:0.008%以下、O:0.005
%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、M
o:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.
003〜0.3%、Al:0.05%以下を含み、残部
がFeと不可避的不純物からなり、次式で示されるδ
(cal)=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.5×
Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn+
0.5×Cu)−84(C+N)−19.8においてδ
(cal)が4を超え10以下であるCr−Ni系ステ
ンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、そ
の際スラブ表面の平均冷却速度を1350℃までを50
℃/sec以下で冷却し、1350℃から1000℃ま
でを30℃/sec超で冷却し、1000℃から500
℃までを10℃/sec以上で冷却した連続鋳造スラブ
を、1000℃以上かつTγ(℃)=(105+Nieq
−3.9×Creq)/(0.07−1.95×10-3×
Creq)以下の温度T(℃)で加熱した後、熱間圧延す
ることを特徴とする熱間圧延での割れを防止するCr−
Ni系ステンレス鋼の製造方法。 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) - 【請求項3】 重量%で、C:0.002〜0.08
%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.
040%以下、S:0.008%以下、O:0.005
%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、M
o:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.
003〜0.3%を含み、さらに選択元素としてNb:
0.01〜1.5%、Ti:0.01〜1.0%のいず
れか1種または2種を含有し、残部がFeと不可避的不
純物からなり、次式で示されるδ(cal)=3(Cr
+1.5×Si+Mo+0.5×Nb+0.5×Ti)
−2.8(Ni+0.5×Mn+0.5×Cu)−84
(C+N)−19.8においてδ(cal)が4を超え
10以下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼を連続
鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラブ表面の平均
冷却速度を1350℃までを50℃/sec以下で冷却
し、1350℃から1000℃までを30℃/sec超
で冷却し、1000℃から500℃までを10℃/se
c以上で冷却した連続鋳造スラブを、1000℃以上か
つTγ(℃)=(105+Nieq−3.9×Creq)/
(0.07−1.95×10-3×Creq)以下の温度T
(℃)で加熱した後、熱間圧延することを特徴とする熱
間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステンレス鋼の
製造方法。 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) - 【請求項4】 重量%で、C:0.002〜0.08
%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.
040%以下、S:0.008%以下、O:0.005
%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、M
o:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.
003〜0.3%、Al:0.05%以下を含み、さら
に選択元素としてNb:0.01〜1.5%、Ti:
0.01〜1.0%のいずれか1種または2種を含有
し、残部がFeと不可避的不純物からなり、次式で示さ
れるδ(cal)=3(Cr+1.5×Si+Mo+
0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5
×Mn+0.5×Cu)−84(C+N)−19.8に
おいてδ(cal)が4を超え10以下であるCr−N
i系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラブに鋳
造し、その際スラブ表面の平均冷却速度を1350℃ま
でを50℃/sec以下で冷却し、1350℃から10
00℃までを30℃/sec超で冷却し、1000℃か
ら500℃までを10℃/sec以上で冷却した連続鋳
造スラブを、1000℃以上かつTγ(℃)=(105
+Nieq−3.9×Creq)/(0.07−1.95×
10-3×Creq)以下の温度T(℃)で加熱した後、熱
間圧延することを特徴とする熱間圧延での割れを防止す
るCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法。 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) - 【請求項5】 重量%で、C:0.002〜0.08
%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.
040%以下、S:0.008%以下、O:0.005
%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、M
o:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.
003〜0.3%、Al:0.05%以下を含み、さら
に選択元素としてCa:0.001〜0.005%、希
土類元素(REM):0.05〜0.5%のいずれか1
種または2種を含有し、残部がFeと不可避的不純物か
らなり、次式で示されるδ(cal)=3(Cr+1.
5×Si+Mo+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.
8(Ni+0.5×Mn+0.5×Cu)−84(C+
N)−19.8においてδ(cal)が4を超え10以
下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造に
よってスラブに鋳造し、その際スラブ表面の平均冷却速
度を1350℃までを50℃/sec以下で冷却し、1
350℃から1000℃までを30℃/sec超で冷却
し、1000℃から500℃までを10℃/sec以上
で冷却した連続鋳造スラブを、1000℃以上かつTγ
(℃)=(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.
07−1.95×10-3×Creq)以下の温度T(℃)
で加熱した後、熱間圧延することを特徴とする熱間圧延
での割れを防止するCr−Ni系ステンレス鋼の製造方
法。 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) - 【請求項6】 重量%で、C:0.002〜0.08
%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.
040%以下、S:0.008%以下、O:0.005
%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、M
o:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.
003〜0.3%、Al:0.05%以下を含み、選択
元素としてNb:0.01〜1.5%、Ti:0.01
〜1.0%のいずれか1種または2種を含有し、さらに
Ca:0.001〜0.005%、希土類元素(RE
M):0.05〜0.5%のいずれか1種または2種を
含有し、残部がFeと不可避的不純物からなり、次式で
示されるδ(cal)=3(Cr+1.5×Si+Mo
+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.
5×Mn+0.5×Cu)−84(C+N)−19.8
においてδ(cal)が4を超え10以下であるCr−
Ni系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラブに
鋳造し、その際スラブ表面の平均冷却速度を1350℃
までを50℃/sec以下で冷却し、1350℃から1
000℃までを30℃/sec超で冷却し、1000℃
から500℃までを10℃/sec以上で冷却した連続
鋳造スラブを、1000℃以上かつTγ(℃)=(10
5+Nieq−3.9×Creq)/(0.07−1.95
×10-3×Creq)以下の温度T(℃)で加熱した後、
熱間圧延することを特徴とする熱間圧延での割れを防止
するCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法。 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%))
Priority Applications (1)
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JP9468093A JP2838468B2 (ja) | 1993-04-21 | 1993-04-21 | 熱間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステンレス合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9468093A JP2838468B2 (ja) | 1993-04-21 | 1993-04-21 | 熱間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステンレス合金の製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH06304607A JPH06304607A (ja) | 1994-11-01 |
JP2838468B2 true JP2838468B2 (ja) | 1998-12-16 |
Family
ID=14116935
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP9468093A Expired - Lifetime JP2838468B2 (ja) | 1993-04-21 | 1993-04-21 | 熱間圧延での割れを防止するCr−Ni系ステンレス合金の製造方法 |
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JP5365673B2 (ja) * | 2011-09-29 | 2013-12-11 | Jfeスチール株式会社 | 材質均一性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
KR101889176B1 (ko) * | 2016-12-15 | 2018-08-16 | 주식회사 포스코 | 크랙발생이 저감된 고강도 듀플렉스 스테인리스 강 및 그 제조방법 |
CN115948703A (zh) * | 2022-12-26 | 2023-04-11 | 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 | 一种高硫316l不锈钢、制备工艺及应用 |
-
1993
- 1993-04-21 JP JP9468093A patent/JP2838468B2/ja not_active Expired - Lifetime
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