JP2971292B2 - 表面疵の少ないオーステナイト系ステンレス鋼の製造法 - Google Patents
表面疵の少ないオーステナイト系ステンレス鋼の製造法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、オーステナイト系ステ
ンレス鋼連続鋳造鋳片の表面割れを防止した、特に、熱
間圧延後にスケールを含有した微少割れ表面疵の少ない
オーステナイト系ステンレス鋼スラブの連続鋳造法に関
するものである。
ンレス鋼連続鋳造鋳片の表面割れを防止した、特に、熱
間圧延後にスケールを含有した微少割れ表面疵の少ない
オーステナイト系ステンレス鋼スラブの連続鋳造法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】オーステナイト系ステンレス鋼を熱間圧
延した後で問題となる主な表面欠陥の一つに線ヘゲ（ス
リバー）と呼ばれる線状ヘゲ疵がある。この欠陥は多く
の場合、熱延コイルでは発見できない微細なヘゲ疵で、
冷間圧延または製品板でしか顕在化しないため生産上き
わめて大きな問題となっている。表面品質が重要視され
るステンレス鋼では、このような欠陥は致命的であり、
歩留低下の点からも、生産計画の点からも大きな阻害要
因となり大幅なコストアップを招いている。
延した後で問題となる主な表面欠陥の一つに線ヘゲ（ス
リバー）と呼ばれる線状ヘゲ疵がある。この欠陥は多く
の場合、熱延コイルでは発見できない微細なヘゲ疵で、
冷間圧延または製品板でしか顕在化しないため生産上き
わめて大きな問題となっている。表面品質が重要視され
るステンレス鋼では、このような欠陥は致命的であり、
歩留低下の点からも、生産計画の点からも大きな阻害要
因となり大幅なコストアップを招いている。
【０００３】このような疵を発生する原因は従来より熱
間加工性が問題で、一般にオーステナイト系ステンレス
鋼の熱間加工性を改善するための諸検討がなされてい
る。すなわち欠陥は熱延圧延時特に鋳造凝固時の旧オー
ステナイト粒界が脆化して発生すると考えられている。
これは、旧オーステナイト粒界には硫黄や酸素が濃化
し、これが熱間圧延時に脆化を促進し、小さな割れが生
じ、ヘゲ疵となっていると推定されている。そのため、
これを防止するには、鋼中の硫黄および酸素含有量を低
減するか、無害化する必要があった。
間加工性が問題で、一般にオーステナイト系ステンレス
鋼の熱間加工性を改善するための諸検討がなされてい
る。すなわち欠陥は熱延圧延時特に鋳造凝固時の旧オー
ステナイト粒界が脆化して発生すると考えられている。
これは、旧オーステナイト粒界には硫黄や酸素が濃化
し、これが熱間圧延時に脆化を促進し、小さな割れが生
じ、ヘゲ疵となっていると推定されている。そのため、
これを防止するには、鋼中の硫黄および酸素含有量を低
減するか、無害化する必要があった。
【０００４】この熱間圧延時の割れによる表面疵の発生
を防止するには、鋼中の硫黄および酸素の含有量を極力
低減することが重要である。しかし、現実的にはコスト
高になり、含有量低減にも限度があることから、例え
ば、特開昭５７−１６１５３号公報にはδ−Ｆｅ Ｃａ
ｌ（δフェライト量の計算値）＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．
５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ）−２．８（Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋１
／２Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８で決まるδ−Ｆ
ｅ Ｃａｌを４．０％以下にする方法、さらに、特開昭
５７−１２７５０６号公報には連鋳時の溶鋼加熱温度Δ
Ｔ（液相線温度と鋳造温度の差）とＮ値の積に応じて加
熱炉のスラブ加熱温度を調整する方法等がある。
を防止するには、鋼中の硫黄および酸素の含有量を極力
低減することが重要である。しかし、現実的にはコスト
高になり、含有量低減にも限度があることから、例え
ば、特開昭５７−１６１５３号公報にはδ−Ｆｅ Ｃａ
ｌ（δフェライト量の計算値）＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．
５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ）−２．８（Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋１
／２Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８で決まるδ−Ｆ
ｅ Ｃａｌを４．０％以下にする方法、さらに、特開昭
５７−１２７５０６号公報には連鋳時の溶鋼加熱温度Δ
Ｔ（液相線温度と鋳造温度の差）とＮ値の積に応じて加
熱炉のスラブ加熱温度を調整する方法等がある。
【０００５】冷間圧延板や製品板で見られる線ヘゲ疵を
詳細に調査分類すると、疵の中にスケールを含有するも
のと含有しない２種類の疵があることがわかり、従来か
ら熱間加工性を向上させる対策を行うことで、スケール
を含有しない疵は減少するものの、スケールを含有する
特有な微少割れ疵はいぜんとして残存する問題があっ
た。
詳細に調査分類すると、疵の中にスケールを含有するも
のと含有しない２種類の疵があることがわかり、従来か
ら熱間加工性を向上させる対策を行うことで、スケール
を含有しない疵は減少するものの、スケールを含有する
特有な微少割れ疵はいぜんとして残存する問題があっ
た。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
問題からスラブ熱延後の熱延鋼帯に、スケールを含有し
た微少割れ疵を生じさせない表面疵の少ないオーステナ
イト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的と
するものである。
問題からスラブ熱延後の熱延鋼帯に、スケールを含有し
た微少割れ疵を生じさせない表面疵の少ないオーステナ
イト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的と
するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、オース
テナイト系ステンレス鋼の連続鋳造法で、連続鋳造スラ
ブ表層に生じるオシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部
あるいはＮｉ偏析線と呼ばれるＮｉが濃化した部分を、
モールド下部冷却帯の凝固初期の連続鋳片部位で強冷却
することでδ−Ｆｅを残存させることにより、連続鋳造
スラブの鋳込み温度から定温までの熱歪による微少割れ
を防止し続く熱間圧延のための加熱時に生じる熱歪によ
る割れを防止することで、熱間圧延加熱炉内で割れ内部
にスケールを生成することなく、さらには、熱延後の熱
延鋼帯に、スケールを含有した微少割れ疵を生じさせな
い製造方法にある。特に、凝固初期に鋳片表層に存在す
るδ−Ｆｅを強冷却することで低温まで残存させ、粒界
脆化を助長させるＳ，Ｏ等の不純物元素を粒界に移動さ
せないように固定させ、加熱によるスケールが成長する
前の鋳片表層を割れないようにすることができる。以
下、本発明について説明する。
テナイト系ステンレス鋼の連続鋳造法で、連続鋳造スラ
ブ表層に生じるオシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部
あるいはＮｉ偏析線と呼ばれるＮｉが濃化した部分を、
モールド下部冷却帯の凝固初期の連続鋳片部位で強冷却
することでδ−Ｆｅを残存させることにより、連続鋳造
スラブの鋳込み温度から定温までの熱歪による微少割れ
を防止し続く熱間圧延のための加熱時に生じる熱歪によ
る割れを防止することで、熱間圧延加熱炉内で割れ内部
にスケールを生成することなく、さらには、熱延後の熱
延鋼帯に、スケールを含有した微少割れ疵を生じさせな
い製造方法にある。特に、凝固初期に鋳片表層に存在す
るδ−Ｆｅを強冷却することで低温まで残存させ、粒界
脆化を助長させるＳ，Ｏ等の不純物元素を粒界に移動さ
せないように固定させ、加熱によるスケールが成長する
前の鋳片表層を割れないようにすることができる。以
下、本発明について説明する。
【０００８】
【作用】冷延鋼板や熱延鋼板で見られる微少割れ疵の中
のスケール組成は、スラブ加熱炉でスラブ表面に成長す
るスケールと同じ組成である。さらに、スケールを含有
した微少割れ疵の発生は連続鋳造スラブのスラブ厚みが
厚くなるほど（１４３〜２５０ｍｍ厚）、また、スラブ
巾が広くなるほど（１０００〜１６００ｍｍ）疵発生率
が高くなる。スラブ表面手入れ量を２ｍｍから６ｍｍ程
度に深くすると疵発生率は低下し、このことから、スラ
ブの極めて表層部が問題であることが明らかになった。
さらに、コイルエッジから２００ｍｍ以内に疵は発生す
る特徴があった。
のスケール組成は、スラブ加熱炉でスラブ表面に成長す
るスケールと同じ組成である。さらに、スケールを含有
した微少割れ疵の発生は連続鋳造スラブのスラブ厚みが
厚くなるほど（１４３〜２５０ｍｍ厚）、また、スラブ
巾が広くなるほど（１０００〜１６００ｍｍ）疵発生率
が高くなる。スラブ表面手入れ量を２ｍｍから６ｍｍ程
度に深くすると疵発生率は低下し、このことから、スラ
ブの極めて表層部が問題であることが明らかになった。
さらに、コイルエッジから２００ｍｍ以内に疵は発生す
る特徴があった。
【０００９】次に、連続鋳造鋳片表層の断面を切断研磨
しミクロ調査した結果、連続鋳造スラブサイズのスラブ
厚みが厚くなるほど、また、スラブ巾が広くなるほど単
位断面積当たりの表面に口を開いた割れ個数が増加し、
ヘゲ疵発生傾向と対応した変化を示した。さらに、１０
％しゅう酸エッチによる組織調査を行った結果、この割
れは、連続鋳造スラブ表層に生じるオシレーションマー
ク谷部のＮｉ偏析部やＮｉ偏析線というＮｉが特に濃化
した部分に多く見られ、割れの多いスラブのＮｉ偏析部
にはδ−Ｆｅが残存しない特徴があることがわかった。
巾方向の割れと組織についてはスラブ厚が厚くスラブ巾
の広いスラブが、巾エッジ部に割れが多く、エッジ部２
００ｍｍのδ−Ｆｅも多く消失していた。
しミクロ調査した結果、連続鋳造スラブサイズのスラブ
厚みが厚くなるほど、また、スラブ巾が広くなるほど単
位断面積当たりの表面に口を開いた割れ個数が増加し、
ヘゲ疵発生傾向と対応した変化を示した。さらに、１０
％しゅう酸エッチによる組織調査を行った結果、この割
れは、連続鋳造スラブ表層に生じるオシレーションマー
ク谷部のＮｉ偏析部やＮｉ偏析線というＮｉが特に濃化
した部分に多く見られ、割れの多いスラブのＮｉ偏析部
にはδ−Ｆｅが残存しない特徴があることがわかった。
巾方向の割れと組織についてはスラブ厚が厚くスラブ巾
の広いスラブが、巾エッジ部に割れが多く、エッジ部２
００ｍｍのδ−Ｆｅも多く消失していた。
【００１０】このようにヘゲ疵の発生が鋳片サイズと対
応し、鋳片の表層割れ、さらには、鋳造組織にも対応し
た変化が見られることから冷却条件による組織変化を詳
細に調査した。１９０ｍｍ鋳片厚みでモールド下部冷却
帯の冷却程度を変え、連続鋳造スラブ表面に生じるオシ
レーションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅを変化さ
せ線ヘゲ疵の発生率を調べる実験を行った。連続鋳造鋳
片を表面研削手入れすることなく１２６０℃に加熱後３
ｍｍ厚に熱間圧延し、砂鉄を含んだ高圧水で鋼板表面を
メカニカルデスケーリングした後硝フッ酸液で酸洗し、
０．４ｍｍ厚に冷間圧延した後でのコイル単位長さ当た
りのヘゲ疵個数とオシレーションマーク谷部のＮｉ偏析
部のδ−Ｆｅ残存指数との関係を図１に示す。δ−Ｆｅ
の残存指数が高く（δ−Ｆｅがより多く残存）なるにし
たがってヘゲ個数は減少する。この実験の途中工程の連
続鋳造鋳片表層を切断研摩した単位長さ当たりの割れ個
数もδ−Ｆｅ残存指数が高いものには割れは見られなか
った。
応し、鋳片の表層割れ、さらには、鋳造組織にも対応し
た変化が見られることから冷却条件による組織変化を詳
細に調査した。１９０ｍｍ鋳片厚みでモールド下部冷却
帯の冷却程度を変え、連続鋳造スラブ表面に生じるオシ
レーションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅを変化さ
せ線ヘゲ疵の発生率を調べる実験を行った。連続鋳造鋳
片を表面研削手入れすることなく１２６０℃に加熱後３
ｍｍ厚に熱間圧延し、砂鉄を含んだ高圧水で鋼板表面を
メカニカルデスケーリングした後硝フッ酸液で酸洗し、
０．４ｍｍ厚に冷間圧延した後でのコイル単位長さ当た
りのヘゲ疵個数とオシレーションマーク谷部のＮｉ偏析
部のδ−Ｆｅ残存指数との関係を図１に示す。δ−Ｆｅ
の残存指数が高く（δ−Ｆｅがより多く残存）なるにし
たがってヘゲ個数は減少する。この実験の途中工程の連
続鋳造鋳片表層を切断研摩した単位長さ当たりの割れ個
数もδ−Ｆｅ残存指数が高いものには割れは見られなか
った。
【００１１】次に、連続鋳造鋳片の冷却条件について１
４０厚で引き抜き速度０．８ｍ／分のスラブについて比
水量の影響について調べた。図２に示すように湯面から
の距離に応じた比水量の多い鋳片はヘゲ疵発生単位個数
が減少し、しかも、鋳片の組織はδ−Ｆｅ残存指数の高
い（δ−Ｆｅがより多く残存）することがわかった。
４０厚で引き抜き速度０．８ｍ／分のスラブについて比
水量の影響について調べた。図２に示すように湯面から
の距離に応じた比水量の多い鋳片はヘゲ疵発生単位個数
が減少し、しかも、鋳片の組織はδ−Ｆｅ残存指数の高
い（δ−Ｆｅがより多く残存）することがわかった。
【００１２】この冷却条件としては、 Ｓ；湯面からの距離（ｍ） Ａ；単位鋳片重さ（ｋｇ／ｍ2 ） Ｋ；引き抜き速度（ｍ／分） Ｑ；境界面積比水量（リットル／分・ｍ2 ）とすると、 Ｑ＝Ｋ／０．８×Ａ／１１４４×（５５／Ｓ＋１７） の条件の境界面積比水量より強冷却することによって得
られる。通常、冷却水量はゾーン単位に変更して操業す
るが、境界面積比水量Ｑ以上の水量であれば有効な効果
を得ることができる。巾方向の割れについてはスラブ表
面温度を測定した結果からエッジ部の冷却がより緩冷に
なっており巾方向に均一な冷却を行うことによってエッ
ジ部の鋳片割れやヘゲ疵はなくすことができた。
られる。通常、冷却水量はゾーン単位に変更して操業す
るが、境界面積比水量Ｑ以上の水量であれば有効な効果
を得ることができる。巾方向の割れについてはスラブ表
面温度を測定した結果からエッジ部の冷却がより緩冷に
なっており巾方向に均一な冷却を行うことによってエッ
ジ部の鋳片割れやヘゲ疵はなくすことができた。
【００１３】δ−Ｆｅの残存量を多くすることによって
連続鋳造鋳片の割れが減少する機構については、凝固直
後に生成した高温で安定なδ−Ｆｅ相が、その後のゆっ
くりした冷却途中でγ相に変化する。特にオシレーショ
ンマーク谷部のＮｉ偏析部はδ−Ｆｅ相からγ相に変化
しやすく、１１５０℃以下にゆっくり冷却されると容易
にγ相に変化する。δ−Ｆｅ相からγ相に変化すると
き、δ−Ｆｅ相中に均一に固溶していた不純物元素がγ
相では固溶しないため粒界に析出するようになり粒界が
脆化し熱歪によって粒界割れを生じる。一方、強冷却す
ると不純物元素をよく固溶するδ−Ｆｅ相が低温まで存
在するようになり、不純物元素を粒内に固定でき、粒界
割れが防止できる。
連続鋳造鋳片の割れが減少する機構については、凝固直
後に生成した高温で安定なδ−Ｆｅ相が、その後のゆっ
くりした冷却途中でγ相に変化する。特にオシレーショ
ンマーク谷部のＮｉ偏析部はδ−Ｆｅ相からγ相に変化
しやすく、１１５０℃以下にゆっくり冷却されると容易
にγ相に変化する。δ−Ｆｅ相からγ相に変化すると
き、δ−Ｆｅ相中に均一に固溶していた不純物元素がγ
相では固溶しないため粒界に析出するようになり粒界が
脆化し熱歪によって粒界割れを生じる。一方、強冷却す
ると不純物元素をよく固溶するδ−Ｆｅ相が低温まで存
在するようになり、不純物元素を粒内に固定でき、粒界
割れが防止できる。
【００１４】次に本発明における限定理由について説明
する。オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部あるいは
Ｎｉ偏析線と呼ばれるＮｉ濃化部分のδ−Ｆｅの残存程
度に着目した点についてはδ−Ｆｅがゆっくり冷却され
ると容易にγ相に変化するため、強冷却の程度を判定し
やすい。すなわち、δ−Ｆｅの残存状態が判定しやす
い。δ−Ｆｅがより多く残存している連続鋳造鋳片は表
面割れが減少するため、加熱炉内で割れ部にスケールが
成長することもなく、熱延後の熱延鋼帯でスケールを含
有した微少割れ疵になることもない。
する。オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部あるいは
Ｎｉ偏析線と呼ばれるＮｉ濃化部分のδ−Ｆｅの残存程
度に着目した点についてはδ−Ｆｅがゆっくり冷却され
ると容易にγ相に変化するため、強冷却の程度を判定し
やすい。すなわち、δ−Ｆｅの残存状態が判定しやす
い。δ−Ｆｅがより多く残存している連続鋳造鋳片は表
面割れが減少するため、加熱炉内で割れ部にスケールが
成長することもなく、熱延後の熱延鋼帯でスケールを含
有した微少割れ疵になることもない。
【００１５】本発明の対象とするオーステナイト系ステ
ンレス鋼の成分組成については限定するものでないが、
中でも好ましいのは次のような成分範囲である。以下そ
の構成要件の根拠について述べる。Ｃは耐食性には低い
ほど良く、耐熱性については多いほど良く０．２０％以
下としたい。Ｓｉは耐食性の点では多いほど望ましいが
４％を越えると脆化が大きくなる。Ｍｎはオーステナイ
トの安定化には多い方が望ましいが、効果が飽和するの
で４％以下がよい。
ンレス鋼の成分組成については限定するものでないが、
中でも好ましいのは次のような成分範囲である。以下そ
の構成要件の根拠について述べる。Ｃは耐食性には低い
ほど良く、耐熱性については多いほど良く０．２０％以
下としたい。Ｓｉは耐食性の点では多いほど望ましいが
４％を越えると脆化が大きくなる。Ｍｎはオーステナイ
トの安定化には多い方が望ましいが、効果が飽和するの
で４％以下がよい。
【００１６】Ｐは低ければ低いほど望ましく、したがっ
て０．０６％以下がよい。これを越えると耐食性が劣化
する。Ｓは従来の熱間圧延時に割れが生じる熱間加工性
においても、さらに連続鋳造鋳片の冷却途中あるいは加
熱途中の割れにも主因となる元素のため、低ければ低い
ほうが望ましく、Ｓ０．０１％以下がよい。ＯもＳと同
様にヘゲ疵を助長し、低い方が望ましく、精錬法や脱酸
法で低減する。したがってＯは０．０１％以下がよい。
て０．０６％以下がよい。これを越えると耐食性が劣化
する。Ｓは従来の熱間圧延時に割れが生じる熱間加工性
においても、さらに連続鋳造鋳片の冷却途中あるいは加
熱途中の割れにも主因となる元素のため、低ければ低い
ほうが望ましく、Ｓ０．０１％以下がよい。ＯもＳと同
様にヘゲ疵を助長し、低い方が望ましく、精錬法や脱酸
法で低減する。したがってＯは０．０１％以下がよい。
【００１７】Ｃｒはステンレス鋼としてその耐食性の点
から１５％以上で３０％を越えると加工が困難となる。
Ｎｉはステンレス鋼としての組成安定化の点で７％以上
がよく、２８％を越えると高価になる。Ｍｏはステンレ
ス鋼の耐酸性、耐孔食性を高める上で有効で、用途によ
って５％まで選択添加し得る成分である。Ｃｕも耐酸性
に有効で、用途によって３％まで選択添加できる成分で
ある。Ｎはオーステナイトフォーマーとして有効である
が、０．１５％を越えると熱間加工性が劣化する傾向に
ある。下限は０．００１％としたいがこれ以下は技術的
に困難である。
から１５％以上で３０％を越えると加工が困難となる。
Ｎｉはステンレス鋼としての組成安定化の点で７％以上
がよく、２８％を越えると高価になる。Ｍｏはステンレ
ス鋼の耐酸性、耐孔食性を高める上で有効で、用途によ
って５％まで選択添加し得る成分である。Ｃｕも耐酸性
に有効で、用途によって３％まで選択添加できる成分で
ある。Ｎはオーステナイトフォーマーとして有効である
が、０．１５％を越えると熱間加工性が劣化する傾向に
ある。下限は０．００１％としたいがこれ以下は技術的
に困難である。
【００１８】Ｎｂは炭化物安定化元素として有効で用途
によって選択添加する。１％以下としたのはこれを越え
ると脆化する傾向にある。以上の成分組成の他にδ−Ｆ
ｅ ｃａｌ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎ
ｂ）−２．８（Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋１／２Ｃｕ）−８４
（Ｃ＋Ｎ）−１９．８で示されるδ−Ｆｅ ｃａｌ
１．５〜４．０％のオーステナイト系ステンレス鋼を対
象とするとよい。次に本発明の実施例について説明をす
る。
によって選択添加する。１％以下としたのはこれを越え
ると脆化する傾向にある。以上の成分組成の他にδ−Ｆ
ｅ ｃａｌ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎ
ｂ）−２．８（Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋１／２Ｃｕ）−８４
（Ｃ＋Ｎ）−１９．８で示されるδ−Ｆｅ ｃａｌ
１．５〜４．０％のオーステナイト系ステンレス鋼を対
象とするとよい。次に本発明の実施例について説明をす
る。
【００１９】
【実施例】表１はオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ
３０４鋼のδ−Ｆｅ ｃａｌが２．５〜４．０％、タン
ディシュ内温度が１４９０〜１５３０℃の溶鋼を連続鋳
造装置でオシレーションサイクル１５０〜２５０ｃ／
分、オシレーションストローク２〜７ｍｍで連続鋳造す
る際の鋳片厚み１４３〜２５０ｍｍ、鋳片巾１０００〜
１６００ｍｍ、引き抜き速度０．６〜１．５ｍ／分で冷
却ゾーン毎に面積比水量を変更し、連続鋳造鋳片を製造
した。
３０４鋼のδ−Ｆｅ ｃａｌが２．５〜４．０％、タン
ディシュ内温度が１４９０〜１５３０℃の溶鋼を連続鋳
造装置でオシレーションサイクル１５０〜２５０ｃ／
分、オシレーションストローク２〜７ｍｍで連続鋳造す
る際の鋳片厚み１４３〜２５０ｍｍ、鋳片巾１０００〜
１６００ｍｍ、引き抜き速度０．６〜１．５ｍ／分で冷
却ゾーン毎に面積比水量を変更し、連続鋳造鋳片を製造
した。
【００２０】このような連続鋳造鋳片を表層の割れ観
察、オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅ
残存程度を観察するとともに１２００〜１２６０℃に２
〜４時間ＬＮＧ燃焼雰囲気で加熱し、熱間圧延し２．５
〜４ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。この熱延鋼板を９４０〜
１０００℃で短時間焼鈍するか、焼鈍を省略した後に、
高圧水中に砂鉄粒を混入させて吹き付けるメカニカルデ
スケールを施した後８０〜１５０ｇ／ｌの硝酸、３０〜
２００ｇ／ｌのフッ酸を含有した硝フッ酸水溶液５０〜
７０℃でスプレー酸洗を行い５〜１０μｍ溶削後の熱延
酸洗板表面に認められるコイル長さ当たりのヘゲ個数を
評価した。
察、オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅ
残存程度を観察するとともに１２００〜１２６０℃に２
〜４時間ＬＮＧ燃焼雰囲気で加熱し、熱間圧延し２．５
〜４ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。この熱延鋼板を９４０〜
１０００℃で短時間焼鈍するか、焼鈍を省略した後に、
高圧水中に砂鉄粒を混入させて吹き付けるメカニカルデ
スケールを施した後８０〜１５０ｇ／ｌの硝酸、３０〜
２００ｇ／ｌのフッ酸を含有した硝フッ酸水溶液５０〜
７０℃でスプレー酸洗を行い５〜１０μｍ溶削後の熱延
酸洗板表面に認められるコイル長さ当たりのヘゲ個数を
評価した。
【００２１】こうして得られた酸洗鋼帯を比較材ととも
に０．４〜０．７ｍｍ厚に冷間圧延した後に光揮焼鈍あ
るいは大気焼鈍後、硝フッ酸酸洗し製品板を製造しヘゲ
疵による合否判定を行った。境界面積比水量より多い比
水量で冷却した強冷却スラブ材では鋳片のオシレーショ
ンマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅ残存指数も高くδ
−Ｆｅが多く残存し、ＣＣ鋳片表層の割れ個数も少な
く、熱延・酸洗板に見られるヘゲ疵個数も少なく、製品
板でもヘゲ疵が全く発生せず高歩留の製品が得られた。
に０．４〜０．７ｍｍ厚に冷間圧延した後に光揮焼鈍あ
るいは大気焼鈍後、硝フッ酸酸洗し製品板を製造しヘゲ
疵による合否判定を行った。境界面積比水量より多い比
水量で冷却した強冷却スラブ材では鋳片のオシレーショ
ンマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅ残存指数も高くδ
−Ｆｅが多く残存し、ＣＣ鋳片表層の割れ個数も少な
く、熱延・酸洗板に見られるヘゲ疵個数も少なく、製品
板でもヘゲ疵が全く発生せず高歩留の製品が得られた。
【００２２】一方、冷却が弱いスラブでは鋳片のオシレ
ーションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅ残存指数も
低くδ−Ｆｅの残存は少なく、ＣＣ鋳片表層の割れ個数
も多く、熱延酸洗板、製品板でもヘゲ疵が多発し、製品
としては不合格となった。同じスラブで厚手１０〜２５
ｍｍの熱延を行い熱処理・酸洗し厚板製品を製造した
が、強冷却スラブ材ではヘゲ疵が全く発生しなかった。
一方、強冷却しないスラブではヘゲ疵が多発し不合格に
なるものが多発した。
ーションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅ残存指数も
低くδ−Ｆｅの残存は少なく、ＣＣ鋳片表層の割れ個数
も多く、熱延酸洗板、製品板でもヘゲ疵が多発し、製品
としては不合格となった。同じスラブで厚手１０〜２５
ｍｍの熱延を行い熱処理・酸洗し厚板製品を製造した
が、強冷却スラブ材ではヘゲ疵が全く発生しなかった。
一方、強冷却しないスラブではヘゲ疵が多発し不合格に
なるものが多発した。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【発明の効果】以上述べたように本発明によれば熱延鋼
帯にスケールを含有した微少割れ疵を発生せず冷延鋼帯
コイルでの合格率を安定して９５％以上とすることが可
能になり、鋳片の表層手入れ工程、冷延工程でのコイル
グラインダー実施率を減少させることができるとともに
歩留の向上に寄与でき、また、生産計画の点でも問題が
解決した。さらに、冷却速度を増やしてもヘゲ疵が発生
しないことから冷却強度と鋳造速度をバランスさせた高
速鋳造も可能となる。疵防止のこの考え方は、連続鋳造
と熱間圧延を直結したホットチャージ方式やＣＣ−ＤＲ
プロセス（連続鋳造−直接圧延プロセス）についても適
用でき、生産性を著しく上昇させることができるのでそ
の工業的効果は大きい。
帯にスケールを含有した微少割れ疵を発生せず冷延鋼帯
コイルでの合格率を安定して９５％以上とすることが可
能になり、鋳片の表層手入れ工程、冷延工程でのコイル
グラインダー実施率を減少させることができるとともに
歩留の向上に寄与でき、また、生産計画の点でも問題が
解決した。さらに、冷却速度を増やしてもヘゲ疵が発生
しないことから冷却強度と鋳造速度をバランスさせた高
速鋳造も可能となる。疵防止のこの考え方は、連続鋳造
と熱間圧延を直結したホットチャージ方式やＣＣ−ＤＲ
プロセス（連続鋳造−直接圧延プロセス）についても適
用でき、生産性を著しく上昇させることができるのでそ
の工業的効果は大きい。
【図１】ＣＣ鋳造の冷却条件を変えスラブ表面オシレー
ションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅ残存量を変化
させたスラブについてδ−Ｆｅ残存量を指数化しこの指
数と、熱延・酸洗後に確認できる単位長さ当たりのヘゲ
疵個数との対応を示す図
ションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆｅ残存量を変化
させたスラブについてδ−Ｆｅ残存量を指数化しこの指
数と、熱延・酸洗後に確認できる単位長さ当たりのヘゲ
疵個数との対応を示す図
【図２】ＣＣ鋳造の冷却条件を変え、モールド内の湯面
からの距離に応じた面積比水量を変化させた場合のスラ
ブ表面オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆ
ｅ残存量を指数化したものと、熱延・酸洗後に確認でき
る単位長さ当たりのヘゲ疵個数との関係を示す図であ
る。
からの距離に応じた面積比水量を変化させた場合のスラ
ブ表面オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部のδ−Ｆ
ｅ残存量を指数化したものと、熱延・酸洗後に確認でき
る単位長さ当たりのヘゲ疵個数との関係を示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22D 11/00 B22D 11/124 B22D 11/22 C21D 6/00 102
Claims (1)
- 【請求項１】 オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳
造法で、連続鋳造スラブ表層に生じるオシレーションマ
ーク谷部のＮｉ濃化部分を、モールド下部冷却帯の凝固
初期の連続鋳片部位で、境界面積比水量Ｑ：Ｋ／０．８
×Ａ／１１４４×（５５／Ｓ＋１７）以上の冷却水量で
強冷却することでδ−Ｆｅを残存させることにより、連
続鋳造スラブの鋳込み温度から常温までの熱歪による微
少割れと熱間圧延加熱時の熱歪による割れを防止するこ
とを特徴とする表面疵の少ないオーステナイト系ステン
レス鋼の製造方法。ただし、Ｓ：湯面からの距離
（ｍ）、Ａ：単位鋳片重さ（ｋｇ／ｍ 2 ）、Ｋ：引き抜
き速度（ｍ／分）、Ｑ：境界面積比水量（リットル／分
・ｍ 2 ）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13426293A JP2971292B2 (ja) | 1993-06-04 | 1993-06-04 | 表面疵の少ないオーステナイト系ステンレス鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13426293A JP2971292B2 (ja) | 1993-06-04 | 1993-06-04 | 表面疵の少ないオーステナイト系ステンレス鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06344079A JPH06344079A (ja) | 1994-12-20 |
| JP2971292B2 true JP2971292B2 (ja) | 1999-11-02 |
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ID=15124190
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13426293A Expired - Fee Related JP2971292B2 (ja) | 1993-06-04 | 1993-06-04 | 表面疵の少ないオーステナイト系ステンレス鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2971292B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100986908B1 (ko) * | 2003-12-18 | 2010-10-08 | 주식회사 포스코 | 오스테나이트계 스테인레스강 연주주편의 제조방법 |
| CN114749617B (zh) * | 2020-11-25 | 2024-03-01 | 宝钢德盛不锈钢有限公司 | 一种减少200系不锈钢热轧卷边部山鳞的生产方法 |
-
1993
- 1993-06-04 JP JP13426293A patent/JP2971292B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06344079A (ja) | 1994-12-20 |
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