JP3350343B2 - 熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JP3350343B2 JP3350343B2 JP08424696A JP8424696A JP3350343B2 JP 3350343 B2 JP3350343 B2 JP 3350343B2 JP 08424696 A JP08424696 A JP 08424696A JP 8424696 A JP8424696 A JP 8424696A JP 3350343 B2 JP3350343 B2 JP 3350343B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はステンレス鋼の製造
方法に関するものであって、特に熱間圧延での表面疵の
発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法に
関するものである。
方法に関するものであって、特に熱間圧延での表面疵の
発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に熱間圧延された鋼板のエッジ部に
は表面疵が発生しやすく、なかでも表面の美麗さがその
特性の１つであるステンレス鋼では表面疵は品質上大き
な問題となる。またこの表面欠陥の発生により品質が低
下するのみでなく、製造上においても歩留りの低下、ま
た疵の研削工程、再酸洗工程を必要とするなどコスト上
昇の大きな原因となる。とりわけ、ＳＵＳ３０４と並ん
で生産量の大きなＳＵＳ４３０に代表されるフェライト
系ステンレス鋼は線ヘゲ疵及びエッジシーム疵と言われ
る表面欠陥が発生しやすいことが知られている。
は表面疵が発生しやすく、なかでも表面の美麗さがその
特性の１つであるステンレス鋼では表面疵は品質上大き
な問題となる。またこの表面欠陥の発生により品質が低
下するのみでなく、製造上においても歩留りの低下、ま
た疵の研削工程、再酸洗工程を必要とするなどコスト上
昇の大きな原因となる。とりわけ、ＳＵＳ３０４と並ん
で生産量の大きなＳＵＳ４３０に代表されるフェライト
系ステンレス鋼は線ヘゲ疵及びエッジシーム疵と言われ
る表面欠陥が発生しやすいことが知られている。
【０００３】この線ヘゲ疵及びエッジシーム疵は熱延鋼
板のエッジより約１００mm程度に発生する線状の皺疵で
あるが、これらの表面疵は深さが約１００μｍと深いた
め疵研削にかかるコストも高く、歩留りを大きく低下さ
せる。従来より線ヘゲ疵及びエッジシーム疵低減のため
多くの検討がなされており、特開平４−３５０１２３号
公報や特開昭６３−１２３５１６号公報、特開平４−２
７９２０２号公報、特開平６−２４１号公報にはこれら
の技術が開示されている。
板のエッジより約１００mm程度に発生する線状の皺疵で
あるが、これらの表面疵は深さが約１００μｍと深いた
め疵研削にかかるコストも高く、歩留りを大きく低下さ
せる。従来より線ヘゲ疵及びエッジシーム疵低減のため
多くの検討がなされており、特開平４−３５０１２３号
公報や特開昭６３−１２３５１６号公報、特開平４−２
７９２０２号公報、特開平６−２４１号公報にはこれら
の技術が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】特開平４−３５０１２
３号公報では、ヘゲは表層部の割れによるものとし、割
れを防止する観点からスラブの形状ワークロールサイズ
及び圧下率を規定しているが、この技術によっても割れ
を防止する点で熱間圧延時の制約が大きく、またスラブ
の形状制御及びワークロールの規定による大幅なコスト
アップをもたらす。また特開昭６３−１２３５１６号公
報では、スケール起因の疵防止の観点から加熱条件を規
定してスケールオフ量を制御するスケール疵防止技術を
開示している。しかし、フェライト系ステンレス鋼でも
多くの成分系があり、成分の異なる鋼種によっては同じ
加熱条件でもスケール生成量が大きく異なり、スケール
疵を完全に防止できるとは言えず、またスケールを生成
させるために加熱時間が長くなる場合には鋳片組織が大
きくなる等の問題も多い。
３号公報では、ヘゲは表層部の割れによるものとし、割
れを防止する観点からスラブの形状ワークロールサイズ
及び圧下率を規定しているが、この技術によっても割れ
を防止する点で熱間圧延時の制約が大きく、またスラブ
の形状制御及びワークロールの規定による大幅なコスト
アップをもたらす。また特開昭６３−１２３５１６号公
報では、スケール起因の疵防止の観点から加熱条件を規
定してスケールオフ量を制御するスケール疵防止技術を
開示している。しかし、フェライト系ステンレス鋼でも
多くの成分系があり、成分の異なる鋼種によっては同じ
加熱条件でもスケール生成量が大きく異なり、スケール
疵を完全に防止できるとは言えず、またスケールを生成
させるために加熱時間が長くなる場合には鋳片組織が大
きくなる等の問題も多い。
【０００５】また、特開平４−２７９２０２号公報及び
特開平６−２４１号公報には、エッジシーム疵低減に関
する技術が開示されている。特開平４−２７９２０２号
公報では、潤滑圧延し端部のバルジング量を低減し、ト
リミング量を低減する方法が開示されている。これはエ
ッジシームの発生範囲を狭くしただけであり、エッジシ
ーム疵に対する根本的な解決方法にはならない。また、
特開平６−２４１号公報では、垂直圧延時の圧下率を規
定し、水平圧延時に生じる熱延鋼板端部の皺を垂直圧延
によって平滑にする方法が開示されているが、この方法
によっても熱延鋼板端部における皺の発生は避けられな
い。
特開平６−２４１号公報には、エッジシーム疵低減に関
する技術が開示されている。特開平４−２７９２０２号
公報では、潤滑圧延し端部のバルジング量を低減し、ト
リミング量を低減する方法が開示されている。これはエ
ッジシームの発生範囲を狭くしただけであり、エッジシ
ーム疵に対する根本的な解決方法にはならない。また、
特開平６−２４１号公報では、垂直圧延時の圧下率を規
定し、水平圧延時に生じる熱延鋼板端部の皺を垂直圧延
によって平滑にする方法が開示されているが、この方法
によっても熱延鋼板端部における皺の発生は避けられな
い。
【０００６】本発明は、上述したフェライト系ステンレ
ス鋼で特有な熱間圧延時に発生する線ヘゲ疵及びエッジ
シーム疵の防止方法に関するものであり、工程負担増な
く表面欠陥の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼
の製造方法を提供するものである。
ス鋼で特有な熱間圧延時に発生する線ヘゲ疵及びエッジ
シーム疵の防止方法に関するものであり、工程負担増な
く表面欠陥の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼
の製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、フェライ
ト系ステンレス鋼における線ヘゲ疵及びエッジシーム疵
の発生過程を調査した。その結果、線ヘゲ疵及びエッジ
シーム疵は、熱間圧延時のスラブエッジの結晶粒の変形
にともない発生すること、特にスラブ表層部の柱状晶の
粒径に大きく影響を受け、結晶粒を単位とする凹凸量
（凹凸深さ）が疵発生に大きく関係することが判明し
た。この熱間圧延時の凹凸の発生を防止する方法に関
し、結晶粒の微細化が有効であり結晶粒が微細なほど熱
延時の凹凸が生じ難く、また生じたとしても凹凸量が小
さいため熱間圧延段階で線ヘゲ疵及びエッジシーム疵が
生じにくくなることを明らかにした。
ト系ステンレス鋼における線ヘゲ疵及びエッジシーム疵
の発生過程を調査した。その結果、線ヘゲ疵及びエッジ
シーム疵は、熱間圧延時のスラブエッジの結晶粒の変形
にともない発生すること、特にスラブ表層部の柱状晶の
粒径に大きく影響を受け、結晶粒を単位とする凹凸量
（凹凸深さ）が疵発生に大きく関係することが判明し
た。この熱間圧延時の凹凸の発生を防止する方法に関
し、結晶粒の微細化が有効であり結晶粒が微細なほど熱
延時の凹凸が生じ難く、また生じたとしても凹凸量が小
さいため熱間圧延段階で線ヘゲ疵及びエッジシーム疵が
生じにくくなることを明らかにした。
【０００８】１７Ｃｒ−０．０５Ｃを基本成分とするＳ
ＵＳ４３０鋼では凝固後の部分γ変態（α→γ）がある
が、フェライト系ステンレス鋼のそのほとんどは凝固後
に変態はない。このような変態がないか、或るいはあっ
ても部分変態の場合では、炭素鋼のようなδ→γ変態、
γ→α変態の完全変態による鋳片あるいは圧延前組織微
細化は困難であり、フェライト系ステンレス鋼、特に連
続鋳造鋳片では凝固組織の微細化が圧延前の組織の微細
化の重要ポイントとなる。
ＵＳ４３０鋼では凝固後の部分γ変態（α→γ）がある
が、フェライト系ステンレス鋼のそのほとんどは凝固後
に変態はない。このような変態がないか、或るいはあっ
ても部分変態の場合では、炭素鋼のようなδ→γ変態、
γ→α変態の完全変態による鋳片あるいは圧延前組織微
細化は困難であり、フェライト系ステンレス鋼、特に連
続鋳造鋳片では凝固組織の微細化が圧延前の組織の微細
化の重要ポイントとなる。
【０００９】本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼
の凝固組織の微細化を検討した結果、Ａｌと微量Ｍｇを
適量添加することでフェライト系ステンレス鋼の凝固組
織の微細化が達成でき、粗大な結晶粒に起因するスラブ
エッジ部に発生しやすい線ヘゲ疵及びエッジシーム疵等
を防止できることを確認した。
の凝固組織の微細化を検討した結果、Ａｌと微量Ｍｇを
適量添加することでフェライト系ステンレス鋼の凝固組
織の微細化が達成でき、粗大な結晶粒に起因するスラブ
エッジ部に発生しやすい線ヘゲ疵及びエッジシーム疵等
を防止できることを確認した。
【００１０】本発明は、以上の知見に基づくものであ
り、以下の構成を要旨とする。 （１）重量％でＣ ：０．００１〜０．０８％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．０１〜２．０％、 Ｐ ：０．０４０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｒ：１１〜３５％、Ｎ ：０．００１〜０．０８％、 Ａｌ：０．００５〜０．１５％、 Ｍｇ：０．００１０〜０．０２０％、 Ｏ ：０．０１０％以下 を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を連
続鋳造する際に溶鋼過熱度（溶鋼温度と融点の差）を５
０℃以下として鋳造し、この連続鋳造片を加熱後熱間圧
延することを特徴とする熱間圧延での表面疵の発生を防
止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法。 （２）溶鋼中に前記（１）記載の成分のほかに、さらに
重量％で、 Ｃｕ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．１〜４．０％、 Ｎｉ：０．１〜５．０％ の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）記載
の熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ス
テンレス鋼の製造方法。 （３）溶鋼中に前記（１）または（２）記載の成分のほ
かに、さらに重量％で、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｔｉ：０．０１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｚｒ：０．０１〜０．５％ の１種以上を含有し、かつ（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）＞
１０（Ｃ＋Ｎ）であることを特徴とする前記（１）また
は（２）記載の熱間圧延での表面疵の発生を防止するフ
ェライト系ステンレス鋼の製造方法。 （４）熱間圧延前の加熱温度：Ｔ（℃）を１０５０〜１
２５０℃とし、かつ均熱時間：ｔ (min)が下式を満足す
る範囲とする前記（１）、（２）または（３）のいずれ
かに記載の熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェラ
イト系ステンレス鋼の製造方法。
り、以下の構成を要旨とする。 （１）重量％でＣ ：０．００１〜０．０８％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．０１〜２．０％、 Ｐ ：０．０４０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｒ：１１〜３５％、Ｎ ：０．００１〜０．０８％、 Ａｌ：０．００５〜０．１５％、 Ｍｇ：０．００１０〜０．０２０％、 Ｏ ：０．０１０％以下 を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を連
続鋳造する際に溶鋼過熱度（溶鋼温度と融点の差）を５
０℃以下として鋳造し、この連続鋳造片を加熱後熱間圧
延することを特徴とする熱間圧延での表面疵の発生を防
止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法。 （２）溶鋼中に前記（１）記載の成分のほかに、さらに
重量％で、 Ｃｕ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．１〜４．０％、 Ｎｉ：０．１〜５．０％ の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）記載
の熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ス
テンレス鋼の製造方法。 （３）溶鋼中に前記（１）または（２）記載の成分のほ
かに、さらに重量％で、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｔｉ：０．０１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｚｒ：０．０１〜０．５％ の１種以上を含有し、かつ（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）＞
１０（Ｃ＋Ｎ）であることを特徴とする前記（１）また
は（２）記載の熱間圧延での表面疵の発生を防止するフ
ェライト系ステンレス鋼の製造方法。 （４）熱間圧延前の加熱温度：Ｔ（℃）を１０５０〜１
２５０℃とし、かつ均熱時間：ｔ (min)が下式を満足す
る範囲とする前記（１）、（２）または（３）のいずれ
かに記載の熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェラ
イト系ステンレス鋼の製造方法。
【００１１】ｔ≦−６／５・Ｔ＋１５６０
【００１２】
【発明の実施の形態】以下に、本発明を詳細に説明す
る。本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼における
線ヘゲ疵及びエッジシーム疵の発生過程を詳細に検討し
た。特に鋳片組織と疵発生の関係を調査し、組織的因子
を明確にした。表１に示す代表的なフェライト系ステン
レス鋼であるＳＵＳ４３０鋼の連続鋳造鋳片（スラブ厚
２５０mm）を熱間圧延機で３mmまで圧延する間に数段階
で中断し、各段階における試験片横断面の短辺部の凹凸
を調査した。
る。本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼における
線ヘゲ疵及びエッジシーム疵の発生過程を詳細に検討し
た。特に鋳片組織と疵発生の関係を調査し、組織的因子
を明確にした。表１に示す代表的なフェライト系ステン
レス鋼であるＳＵＳ４３０鋼の連続鋳造鋳片（スラブ厚
２５０mm）を熱間圧延機で３mmまで圧延する間に数段階
で中断し、各段階における試験片横断面の短辺部の凹凸
を調査した。
【表１】
【００１３】その結果、図１に示すようにスラブの短辺
部の凹凸は圧下率が３０％を超えると生じ始め、その後
は圧下率が高まるにつれて凹凸深さが大きくなった。凹
凸深さの測定方法は図２に示すように隣合う凸部の頂点
を結ぶ直線より凹部に垂線をおろし、その長さをもって
凹部深さとした。このスラブ短辺部の凹凸は結晶粒単位
で生じること、この凹凸は水平圧延の圧下率が高くなる
と熱延鋼板表面に回り込み線状に残存しエッジシーム疵
となること、スラブ横断面の長辺部に回り込む範囲は短
辺部のエッジより１／４ｔ（ｔはスラブ厚み）の範囲で
あることを確認した。また、ヘゲ疵は垂直圧延時にエッ
ジより約１００mm以内に生じた表面の凹凸が水平圧延時
につぶされ皺となり線状に残存することを明らかにし
た。
部の凹凸は圧下率が３０％を超えると生じ始め、その後
は圧下率が高まるにつれて凹凸深さが大きくなった。凹
凸深さの測定方法は図２に示すように隣合う凸部の頂点
を結ぶ直線より凹部に垂線をおろし、その長さをもって
凹部深さとした。このスラブ短辺部の凹凸は結晶粒単位
で生じること、この凹凸は水平圧延の圧下率が高くなる
と熱延鋼板表面に回り込み線状に残存しエッジシーム疵
となること、スラブ横断面の長辺部に回り込む範囲は短
辺部のエッジより１／４ｔ（ｔはスラブ厚み）の範囲で
あることを確認した。また、ヘゲ疵は垂直圧延時にエッ
ジより約１００mm以内に生じた表面の凹凸が水平圧延時
につぶされ皺となり線状に残存することを明らかにし
た。
【００１４】上述したように、線ヘゲ疵及びエッジシー
ム疵は共に圧延時に生じる表面の凹凸に起因する皺疵で
あり、凹凸は結晶粒単位で生じていることから、表層部
の結晶粒を細粒化できれば凹凸量は低減でき、エッジシ
ーム疵や線ヘゲ疵の発生を防止できることが判明した。
また、５０％ラボ熱延材の凹凸と実機の線ヘゲ疵及びエ
ッジシーム疵の発生率の比較より、ラボ熱延時の凹凸が
８００μｍ以下であれば線ヘゲ疵及びエッジシーム疵発
生率はほぼ０％となり、そのためには初期組織として柱
状晶であればその幅が２mm以下、また等軸晶であればそ
の平均粒径が２mm以下であればよいことが判明した。
ム疵は共に圧延時に生じる表面の凹凸に起因する皺疵で
あり、凹凸は結晶粒単位で生じていることから、表層部
の結晶粒を細粒化できれば凹凸量は低減でき、エッジシ
ーム疵や線ヘゲ疵の発生を防止できることが判明した。
また、５０％ラボ熱延材の凹凸と実機の線ヘゲ疵及びエ
ッジシーム疵の発生率の比較より、ラボ熱延時の凹凸が
８００μｍ以下であれば線ヘゲ疵及びエッジシーム疵発
生率はほぼ０％となり、そのためには初期組織として柱
状晶であればその幅が２mm以下、また等軸晶であればそ
の平均粒径が２mm以下であればよいことが判明した。
【００１５】上記の検討結果より線ヘゲ疵及びエッジシ
ーム疵となる最大の組織的原因は粒径であり、柱状晶の
場合は柱状晶の幅、等軸晶の場合は平均粒径を粗大させ
ないことが必要であることから鋳片組織の制御方法につ
いてさらに検討を加えた。
ーム疵となる最大の組織的原因は粒径であり、柱状晶の
場合は柱状晶の幅、等軸晶の場合は平均粒径を粗大させ
ないことが必要であることから鋳片組織の制御方法につ
いてさらに検討を加えた。
【００１６】表２に示す成分のＳＵＳ４３０鋼を実験室
で３kg真空溶解し、各種合金元素を添加し溶鋼の過熱度
ΔＴを３０℃として中空の内径２５mmの鋼管で溶鋼を吸
い上げる方法で、鋳片のフェライト粒径に及ぼす各種合
金の影響を調査した結果、ＡｌとＭｇを同時に添加した
場合、鋳片組織が微細化されることが判明した。
で３kg真空溶解し、各種合金元素を添加し溶鋼の過熱度
ΔＴを３０℃として中空の内径２５mmの鋼管で溶鋼を吸
い上げる方法で、鋳片のフェライト粒径に及ぼす各種合
金の影響を調査した結果、ＡｌとＭｇを同時に添加した
場合、鋳片組織が微細化されることが判明した。
【００１７】
【表２】 この効果をＡｌ、Ｍｇ量を変化させ、溶鋼過熱度ΔＴ
（溶鋼温度と融点の差）を３０〜５０℃として実験した
結果を図３に示す。図３に示すように、Ａｌ：０．００
５％以上でＭｇ：０．００１０％以上含有される場合に
微細化効果が顕著であることが明らかとなった。また、
溶鋼過熱度を変えて実験したところ、この効果は溶鋼過
熱度によっても大きく変化し、溶鋼過熱度ΔＴが５０℃
以下である場合に顕著であることが明らかとなった。
（溶鋼温度と融点の差）を３０〜５０℃として実験した
結果を図３に示す。図３に示すように、Ａｌ：０．００
５％以上でＭｇ：０．００１０％以上含有される場合に
微細化効果が顕著であることが明らかとなった。また、
溶鋼過熱度を変えて実験したところ、この効果は溶鋼過
熱度によっても大きく変化し、溶鋼過熱度ΔＴが５０℃
以下である場合に顕著であることが明らかとなった。
【００１８】本発明が対象とする１１％以上のＣｒを含
有するフェライト系ステンレス鋼鋳片を圧延する場合、
凝固温度以下では普通鋼のようなδ→γ、γ→αのよう
な変態がないため、鋳造から圧延前加熱までの組織微細
化は再結晶を活用する以外には本質的に不可能である。
このため連続鋳造鋳片をそのまま熱間圧延に供する場合
には結晶粒の粗大化防止が重要となる。とくに連続鋳造
鋳片を直接加熱する場合には加熱温度により大きく粒成
長挙動が異なり、凝固組織が微細化されていても加熱時
に粗大化し、線ヘゲ疵やエッジシーム疵の発生を防止で
きない。
有するフェライト系ステンレス鋼鋳片を圧延する場合、
凝固温度以下では普通鋼のようなδ→γ、γ→αのよう
な変態がないため、鋳造から圧延前加熱までの組織微細
化は再結晶を活用する以外には本質的に不可能である。
このため連続鋳造鋳片をそのまま熱間圧延に供する場合
には結晶粒の粗大化防止が重要となる。とくに連続鋳造
鋳片を直接加熱する場合には加熱温度により大きく粒成
長挙動が異なり、凝固組織が微細化されていても加熱時
に粗大化し、線ヘゲ疵やエッジシーム疵の発生を防止で
きない。
【００１９】上記の観点から、本発明者らはＡｌ：０．
１２％、Ｍｇ：０．００２８％材を用いて圧延前の加熱
時の均熱温度と均熱時間と凹凸発生の関係を調査し、熱
間圧延率５０％での凹凸を測定し、凹凸が８００μｍを
超えたものを凹凸発生大として整理すると、図４に示す
ように１２５０℃を超えたり、また１２５０℃以下でも
長時間加熱では凹凸が著しいことが判明し、加熱条件は
次式を満足することが必要であると判明した。 ｔ(min) ≦−（６／５）・Ｔ（℃）＋１５６０ ここで、ｔ：均熱時間(min) 、Ｔ：均熱温度（℃）、 但し、１０５０℃≦Ｔ≦１２５０℃ １２５０℃より高い加熱温度では粒成長により粗大化
し、線ヘゲ疵やエッジシーム疵を防止できないため、加
熱温度は１２５０℃以下とすることが必要である。また
粒成長の点では低温加熱が望ましいが、１０５０℃より
低温では熱間圧延時のスケール起因の疵等が発生しやす
く、下限は１０５０℃とした。
１２％、Ｍｇ：０．００２８％材を用いて圧延前の加熱
時の均熱温度と均熱時間と凹凸発生の関係を調査し、熱
間圧延率５０％での凹凸を測定し、凹凸が８００μｍを
超えたものを凹凸発生大として整理すると、図４に示す
ように１２５０℃を超えたり、また１２５０℃以下でも
長時間加熱では凹凸が著しいことが判明し、加熱条件は
次式を満足することが必要であると判明した。 ｔ(min) ≦−（６／５）・Ｔ（℃）＋１５６０ ここで、ｔ：均熱時間(min) 、Ｔ：均熱温度（℃）、 但し、１０５０℃≦Ｔ≦１２５０℃ １２５０℃より高い加熱温度では粒成長により粗大化
し、線ヘゲ疵やエッジシーム疵を防止できないため、加
熱温度は１２５０℃以下とすることが必要である。また
粒成長の点では低温加熱が望ましいが、１０５０℃より
低温では熱間圧延時のスケール起因の疵等が発生しやす
く、下限は１０５０℃とした。
【００２０】以上の現象について、ラボ実験にて成分系
を広げて検討した結果、上記の表面疵防止方法は、下記
の成分系で成り立つことが判明した。すなわち、本発明
のフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、 Ｃ ：０．００１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．０１〜２．０％、 Ｐ ：０．０４０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｒ：１１〜３５％、 Ｎ ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．００５〜０．１５％、 Ｍｇ：０．００１０〜０．０２０％、Ｏ ：０．０１０％以下 を含有する成分系であり、必要に応じて選択元素として Ｃｕ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．１〜４．０％、 Ｎｉ：０．１〜５．０％ のいずれか１種を含有し、さらに必要に応じて Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｔｉ：０．０１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｚｒ：０．０１〜０．５％ の１種以上を（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）＞１０（Ｃ＋
Ｎ）を満たす範囲で含有する。
を広げて検討した結果、上記の表面疵防止方法は、下記
の成分系で成り立つことが判明した。すなわち、本発明
のフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、 Ｃ ：０．００１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．０１〜２．０％、 Ｐ ：０．０４０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｒ：１１〜３５％、 Ｎ ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．００５〜０．１５％、 Ｍｇ：０．００１０〜０．０２０％、Ｏ ：０．０１０％以下 を含有する成分系であり、必要に応じて選択元素として Ｃｕ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．１〜４．０％、 Ｎｉ：０．１〜５．０％ のいずれか１種を含有し、さらに必要に応じて Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｔｉ：０．０１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｚｒ：０．０１〜０．５％ の１種以上を（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）＞１０（Ｃ＋
Ｎ）を満たす範囲で含有する。
【００２１】Ｃｒ：Ｃｒは本願発明のフェライト系ステ
ンレス鋼の主要元素であり、１１％以下ではフェライト
系ステンレス鋼としての耐食性が十分得られず、また３
５％を超えるＣｒを含有するフェライト系ステンレス鋼
は高Ｃｒのために脆化が著しいためＣｒの上限は３５％
とした。
ンレス鋼の主要元素であり、１１％以下ではフェライト
系ステンレス鋼としての耐食性が十分得られず、また３
５％を超えるＣｒを含有するフェライト系ステンレス鋼
は高Ｃｒのために脆化が著しいためＣｒの上限は３５％
とした。
【００２２】Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として使用される
が、本願発明においてはＭｇと共存して凝固組織の微細
化に寄与する重要な元素であり、その効果は０．００５
％以上でＭｇの２倍以上含有する場合に効果が著しい。
またＴｉを添加する場合は、Ａｌ、Ｍｇ添加による微細
化効果をより効果的にするためにＡｌ／Ｔｉを０．１以
上とすることが重要である。但し、０．１５％を超えて
添加してもまた製品の溶接性が劣化するため、Ａｌは
０．０５〜０．１５％で添加する。
が、本願発明においてはＭｇと共存して凝固組織の微細
化に寄与する重要な元素であり、その効果は０．００５
％以上でＭｇの２倍以上含有する場合に効果が著しい。
またＴｉを添加する場合は、Ａｌ、Ｍｇ添加による微細
化効果をより効果的にするためにＡｌ／Ｔｉを０．１以
上とすることが重要である。但し、０．１５％を超えて
添加してもまた製品の溶接性が劣化するため、Ａｌは
０．０５〜０．１５％で添加する。
【００２３】Ｍｇ：Ｍｇは強力な脱酸元素であり、特に
凝固時にＡｌと共存して酸化物を形成し凝固組織の微細
化に寄与する重要な元素であり、０．００１０％以上で
その効果が現れるが、０．０２０％を超えて添加しても
効果が飽和し、また製品の溶接性が劣化するためＭｇは
０．０２％以下で添加する。
凝固時にＡｌと共存して酸化物を形成し凝固組織の微細
化に寄与する重要な元素であり、０．００１０％以上で
その効果が現れるが、０．０２０％を超えて添加しても
効果が飽和し、また製品の溶接性が劣化するためＭｇは
０．０２％以下で添加する。
【００２４】Ｏ：Ｏは本願発明において重要な元素であ
り、溶鋼中或いは凝固完了までにＭｇ、Ａｌと酸化物を
形成し、フェライト粒の細粒化に寄与するため０．００
１％以上の添加が必要であるが、０．０２％を超えて添
加しても靭性や延性を劣化させるので０．００１〜０．
０２％とした。
り、溶鋼中或いは凝固完了までにＭｇ、Ａｌと酸化物を
形成し、フェライト粒の細粒化に寄与するため０．００
１％以上の添加が必要であるが、０．０２％を超えて添
加しても靭性や延性を劣化させるので０．００１〜０．
０２％とした。
【００２５】その他の成分については以下に好ましい範
囲を述べる。 Ｃ：Ｃは耐食性の点では有害であり、特に溶接部の耐食
性に悪影響を与えるが、強度の観点からある程度は必要
である。現状では０．００１％未満にするには製造コス
トが高くなり、また０．０８％を超えて添加すると加工
性、靭性が劣化するためにＣは０．００１〜０．０８％
がよい。
囲を述べる。 Ｃ：Ｃは耐食性の点では有害であり、特に溶接部の耐食
性に悪影響を与えるが、強度の観点からある程度は必要
である。現状では０．００１％未満にするには製造コス
トが高くなり、また０．０８％を超えて添加すると加工
性、靭性が劣化するためにＣは０．００１〜０．０８％
がよい。
【００２６】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸剤として使用されるが、
０．０１％未満では十分な効果がなくまた１％を超えて
添加すると脆化を著しく促進させ、延性、靭性を劣化さ
せるので０．０１〜１．０％で添加するのがよい。 Ｍｎ：Ｍｎも脱酸元素として添加するが、０．０１％未
満では効果が十分ではなく、２％を超えて添加してもそ
の効果が飽和するので、０．０１〜２．０％で添加する
のがよい。
０．０１％未満では十分な効果がなくまた１％を超えて
添加すると脆化を著しく促進させ、延性、靭性を劣化さ
せるので０．０１〜１．０％で添加するのがよい。 Ｍｎ：Ｍｎも脱酸元素として添加するが、０．０１％未
満では効果が十分ではなく、２％を超えて添加してもそ
の効果が飽和するので、０．０１〜２．０％で添加する
のがよい。
【００２７】Ｐ：Ｐは加工性や靭性また耐食性の点でも
有害であり、その含有量は少ないほど望ましく、０．０
４０％以下とするのがよい。 Ｓ：Ｓは延性、靭性等を劣化させ、また耐食性の観点か
らも有害であり、少なければ少ないほど良く、０．０１
０％以下とするのがよい。
有害であり、その含有量は少ないほど望ましく、０．０
４０％以下とするのがよい。 Ｓ：Ｓは延性、靭性等を劣化させ、また耐食性の観点か
らも有害であり、少なければ少ないほど良く、０．０１
０％以下とするのがよい。
【００２８】Ｎ：ＮはＣと同様に含有量が少ないほど耐
食性、加工性が好ましいが、０．００１％未満にするこ
とは工業的には困難であり、また０．０８％を超えて添
加すると加工性、靭性が劣化するためにＮは０．００１
〜０．０８％の範囲で添加するのがよい。
食性、加工性が好ましいが、０．００１％未満にするこ
とは工業的には困難であり、また０．０８％を超えて添
加すると加工性、靭性が劣化するためにＮは０．００１
〜０．０８％の範囲で添加するのがよい。
【００２９】本発明では、必要に応じてＣｕ、Ｍｏ、Ｔ
ｉのいずれか１種以上を含有する。 Ｃｕ：Ｃｕは耐食性の点で好ましい元素であり必要に応
じて添加できるが、０．１％未満ではその効果は十分で
なく、また２．０％を超えて添加してもその効果は飽和
するので、０．１〜２．０％で添加する。 Ｍｏ：Ｍｏも耐食性の点で好ましい元素であり必要に応
じて添加できるが、０．１％未満ではその効果は十分で
なく、また４．０％を超えて添加してもその効果は飽和
し脆化が著しいので０．１〜４．０％で添加する。 Ｎｉ：Ｎｉはフェライト系ステンレス鋼の靭性、延性を
改善するのに有効な元素であり必要に応じて添加できる
が、０．１％未満では効果がなく、また５．０％を超え
て添加するとフェライト相を不安定にし、熱間での脆化
を引き起こしやすくするので０．１〜５．０％とした。
ｉのいずれか１種以上を含有する。 Ｃｕ：Ｃｕは耐食性の点で好ましい元素であり必要に応
じて添加できるが、０．１％未満ではその効果は十分で
なく、また２．０％を超えて添加してもその効果は飽和
するので、０．１〜２．０％で添加する。 Ｍｏ：Ｍｏも耐食性の点で好ましい元素であり必要に応
じて添加できるが、０．１％未満ではその効果は十分で
なく、また４．０％を超えて添加してもその効果は飽和
し脆化が著しいので０．１〜４．０％で添加する。 Ｎｉ：Ｎｉはフェライト系ステンレス鋼の靭性、延性を
改善するのに有効な元素であり必要に応じて添加できる
が、０．１％未満では効果がなく、また５．０％を超え
て添加するとフェライト相を不安定にし、熱間での脆化
を引き起こしやすくするので０．１〜５．０％とした。
【００３０】本発明鋼においては、なお一層耐食性を向
上させるために、さらにＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒの１種以
上を含有させることができる。 Ｎｂ：ＮｂはＣやＮを固定するため、特に溶接部でのＣ
ｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため、
選択元素として０．０１％以上で添加できる。また０．
５％以上添加しても靭性及び延性を劣化させるため０．
０１〜０．５％とした。 Ｔｉ：ＴｉもＮｂと同様にＣやＮを固定するため、特に
溶接部でのＣｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上
させるため、選択元素として０．０１％以上で添加でき
る。また０．５％以上添加すると粗大なＴｉＮが析出し
て特に鋳片の靭性が劣化したり、また製品の靭性を低下
させるので０．０１〜０．５％とした。 Ｖ：ＶもＣやＮを固定するため、特に溶接部でのＣｒ炭
窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため、選択
元素として０．０１％以上で添加できる。また０．５％
以上添加しても靭性及び延性を劣化させるため０．０１
〜０．５％とした。 Ｚｒ：ＺｒもＣやＮを固定するため、特に溶接部でのＣ
ｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため、
選択元素として０．０１％以上で添加できる。また０．
５％以上添加しても靭性及び延性を劣化させるため０．
０１〜０．５％とした。
上させるために、さらにＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒの１種以
上を含有させることができる。 Ｎｂ：ＮｂはＣやＮを固定するため、特に溶接部でのＣ
ｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため、
選択元素として０．０１％以上で添加できる。また０．
５％以上添加しても靭性及び延性を劣化させるため０．
０１〜０．５％とした。 Ｔｉ：ＴｉもＮｂと同様にＣやＮを固定するため、特に
溶接部でのＣｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上
させるため、選択元素として０．０１％以上で添加でき
る。また０．５％以上添加すると粗大なＴｉＮが析出し
て特に鋳片の靭性が劣化したり、また製品の靭性を低下
させるので０．０１〜０．５％とした。 Ｖ：ＶもＣやＮを固定するため、特に溶接部でのＣｒ炭
窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため、選択
元素として０．０１％以上で添加できる。また０．５％
以上添加しても靭性及び延性を劣化させるため０．０１
〜０．５％とした。 Ｚｒ：ＺｒもＣやＮを固定するため、特に溶接部でのＣ
ｒ炭窒化物の析出を抑制して耐食性を向上させるため、
選択元素として０．０１％以上で添加できる。また０．
５％以上添加しても靭性及び延性を劣化させるため０．
０１〜０．５％とした。
【００３１】これらのＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒは単独添加
または複合添加であっても （Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）＞１０（Ｃ＋Ｎ） を満たす必要がある。上式が満たされない場合には、
Ｃ、Ｎの固定が不十分となり溶接部でのＣｒ炭窒化物の
析出が抑制されない。
または複合添加であっても （Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）＞１０（Ｃ＋Ｎ） を満たす必要がある。上式が満たされない場合には、
Ｃ、Ｎの固定が不十分となり溶接部でのＣｒ炭窒化物の
析出が抑制されない。
【００３２】
【実施例】表３に示す成分のフェライト系ステンレス鋼
を溶製した後、連続鋳造にて２５０mm厚のＣＣスラブと
した。スラブ手入れ後、圧延前加熱を実施した後に３mm
まで熱間圧延を行い、熱延鋼板段階における疵発生状況
を比較した。その結果、本願発明鋼では疵の発生も見ら
れず良好な鋼板が得られた。
を溶製した後、連続鋳造にて２５０mm厚のＣＣスラブと
した。スラブ手入れ後、圧延前加熱を実施した後に３mm
まで熱間圧延を行い、熱延鋼板段階における疵発生状況
を比較した。その結果、本願発明鋼では疵の発生も見ら
れず良好な鋼板が得られた。
【００３３】
【表３】
【００３４】
【発明の効果】上記のように、本発明はフェライト系ス
テンレス鋼で特有な熱間圧延時に発生する線ヘゲ疵及び
エッジシーム疵を、工程負荷増なく防止でき、フェライ
ト系ステンレス鋼の歩留向上及び生産性向上に大きく寄
与する。
テンレス鋼で特有な熱間圧延時に発生する線ヘゲ疵及び
エッジシーム疵を、工程負荷増なく防止でき、フェライ
ト系ステンレス鋼の歩留向上及び生産性向上に大きく寄
与する。
【図１】熱間圧延時に生じるスラブ短辺部の凹凸の発生
過程をスラブ圧延方向から見た模式図であり、（ａ）は
圧下前、（ｂ）は５０％圧下後、（ｃ）は８０％圧下後
を示す。
過程をスラブ圧延方向から見た模式図であり、（ａ）は
圧下前、（ｂ）は５０％圧下後、（ｃ）は８０％圧下後
を示す。
【図２】熱間圧延後、スラブ横断面における短辺部の凹
凸深さを測定する方法を示した図面であり、点線は隣合
う凸部を結ぶ直線、矢印は凹凸深さを表している。
凸深さを測定する方法を示した図面であり、点線は隣合
う凸部を結ぶ直線、矢印は凹凸深さを表している。
【図３】溶鋼吸い上げ実験における鋳片組織のフェライ
ト粒径に及ぼすＡｌ、Ｍｇの影響を示した図表である。
ト粒径に及ぼすＡｌ、Ｍｇの影響を示した図表である。
【図４】本発明のＴｉ添加材における凹凸発生挙動に及
ぼす加熱条件の影響を示した図表である。
ぼす加熱条件の影響を示した図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/18 Ｃ２２Ｃ 38/18 38/50 38/50 (72)発明者 竹下 哲郎 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社 技術開発本部内 (72)発明者 鈴木 享 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社 技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平１−262048（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−123516（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−281380（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−104950（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−270942（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−239717（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−138803（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−217151（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−80604（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−197046（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−118341（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−279202（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−350123（ＪＰ，Ａ) 特公 平６−241（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 11/00 B21B 3/02 B22D 11/11 C21D 8/02 C22C 38/00 302 C22C 38/18 C22C 38/50
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％でＣ ：０．００１〜０．０８％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．０１〜２．０％、 Ｐ ：０．０４０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｒ：１１〜３５％、Ｎ ：０．００１〜０．０８％、 Ａｌ：０．００５〜０．１５％、 Ｍｇ：０．００１０〜０．０２０％、 Ｏ ：０．０１０％以下 を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を連
続鋳造する際に溶鋼過熱度（溶鋼温度と融点の差）を５
０℃以下として鋳造し、この連続鋳造片を加熱後熱間圧
延することを特徴とする熱間圧延での表面疵の発生を防
止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項２】 溶鋼中に請求項１記載の成分のほかに、
さらに重量％で、 Ｃｕ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．１〜４．０％、 Ｎｉ：０．１〜５．０％ の１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の
熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ステ
ンレス鋼の製造方法。 - 【請求項３】 溶鋼中に請求項１または２記載の成分の
ほかに、さらに重量％で、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｔｉ：０．０１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｚｒ：０．０１〜０．５％ の１種以上を含有し、かつ（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）＞
１０（Ｃ＋Ｎ）であることを特徴とする請求項１または
２記載の熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライ
ト系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項４】 熱間圧延前の加熱温度：Ｔ（℃）を１０
５０〜１２５０℃とし、かつ均熱時間：ｔ (min)が下式
を満足する範囲とする請求項１、２または３のいずれか
に記載の熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライ
ト系ステンレス鋼の製造方法。 ｔ≦−６／５・Ｔ＋１５６０
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08424696A JP3350343B2 (ja) | 1996-04-05 | 1996-04-05 | 熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08424696A JP3350343B2 (ja) | 1996-04-05 | 1996-04-05 | 熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09271900A JPH09271900A (ja) | 1997-10-21 |
| JP3350343B2 true JP3350343B2 (ja) | 2002-11-25 |
Family
ID=13825113
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08424696A Expired - Lifetime JP3350343B2 (ja) | 1996-04-05 | 1996-04-05 | 熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3350343B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007270290A (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | 溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7271261B2 (ja) * | 2019-03-29 | 2023-05-11 | 日鉄ステンレス株式会社 | 高純度フェライト系ステンレス鋼及び高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片 |
-
1996
- 1996-04-05 JP JP08424696A patent/JP3350343B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007270290A (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | 溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09271900A (ja) | 1997-10-21 |
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