JP3384890B2 - 表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、表面品質が特に重視さ
れるオーステナイト系ステンレス鋼の連鋳スラブを熱間
圧延するとき、鋼帯又は鋼板の表面に発生する割れ疵，
ヘゲ疵等の表面欠陥を防止し、表面性状に優れたオース
テナイトステンレス鋼帯又は鋼板を製造する方法に関す
る。
れるオーステナイト系ステンレス鋼の連鋳スラブを熱間
圧延するとき、鋼帯又は鋼板の表面に発生する割れ疵，
ヘゲ疵等の表面欠陥を防止し、表面性状に優れたオース
テナイトステンレス鋼帯又は鋼板を製造する方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】ステンレス鋼の熱間圧延に際して問題と
なる表面欠陥の一つに、ヤヘゲ疵と呼ばれる山形状のヘ
ゲ疵がある。この欠陥は、冷間圧延後も残存し、多くの
場合に熱延鋼帯では発見できない微細なヤヘゲ疵でも冷
間圧延によって顕在化する。特に表面品質が問題とされ
るステンレス鋼では、ヘゲ疵等の欠陥は致命的であり、
歩留りを低下させ、大幅なコストアップを招いたり、所
定の板幅を確保することが困難になる。このような現象
は、凝固後の時点でδフェライトを全く含まないオース
テナイト単相鋼に顕著にみられる。また、冷間圧延後に
透磁率μ≦１．１０が要求される非磁性ステンレス鋼の
場合、熱延鋼帯にヤヘゲ疵が発生し易い。この種の表面
欠陥は、グラインダー等で研削除去しても残存すること
が多く、製品加工後のバレル研磨程度では除去されな
い。残存した表面疵は、疲労特性，耐食性等の製品特性
に悪影響を及ぼすと共に、製品歩留りの低下を招き、後
工程の負荷を増大させ、製品コストを上昇させる原因と
なる。熱延後の表面疵を防止する方法としては、連鋳時
の溶鋼過熱温度ΔＴと［Ｎ］量の積に応じて熱間圧延時
の加熱温度を調整する方法（特開昭５７−１２７５０６
号公報），特殊成分の添加により熱間強度を向上させる
方法等がある。
なる表面欠陥の一つに、ヤヘゲ疵と呼ばれる山形状のヘ
ゲ疵がある。この欠陥は、冷間圧延後も残存し、多くの
場合に熱延鋼帯では発見できない微細なヤヘゲ疵でも冷
間圧延によって顕在化する。特に表面品質が問題とされ
るステンレス鋼では、ヘゲ疵等の欠陥は致命的であり、
歩留りを低下させ、大幅なコストアップを招いたり、所
定の板幅を確保することが困難になる。このような現象
は、凝固後の時点でδフェライトを全く含まないオース
テナイト単相鋼に顕著にみられる。また、冷間圧延後に
透磁率μ≦１．１０が要求される非磁性ステンレス鋼の
場合、熱延鋼帯にヤヘゲ疵が発生し易い。この種の表面
欠陥は、グラインダー等で研削除去しても残存すること
が多く、製品加工後のバレル研磨程度では除去されな
い。残存した表面疵は、疲労特性，耐食性等の製品特性
に悪影響を及ぼすと共に、製品歩留りの低下を招き、後
工程の負荷を増大させ、製品コストを上昇させる原因と
なる。熱延後の表面疵を防止する方法としては、連鋳時
の溶鋼過熱温度ΔＴと［Ｎ］量の積に応じて熱間圧延時
の加熱温度を調整する方法（特開昭５７−１２７５０６
号公報），特殊成分の添加により熱間強度を向上させる
方法等がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】熱間圧延時の加熱温度
制御により表面疵の発生防止を図る方法では、連続鋳造
時に溶鋼過熱温度ΔＴ及び［Ｎ］量が変化し、しかも加
熱炉操業で同時に複数のスラブを加熱することから、全
スラブを対象として熱間圧延時の加熱温度を制御するこ
とは実操業上で困難を伴う。また、連鋳スラブのオシレ
ーションマークの深さを０．２ｍｍ以下に制御する方法
（特公平２−２３７０３号公報），スラブ両側面の厚み
中央にスラブ厚みの２〜１５％に相当する深さの窪みを
スラブ長手方向に沿って付与する方法では、工業的に安
定した生産が困難になる。
制御により表面疵の発生防止を図る方法では、連続鋳造
時に溶鋼過熱温度ΔＴ及び［Ｎ］量が変化し、しかも加
熱炉操業で同時に複数のスラブを加熱することから、全
スラブを対象として熱間圧延時の加熱温度を制御するこ
とは実操業上で困難を伴う。また、連鋳スラブのオシレ
ーションマークの深さを０．２ｍｍ以下に制御する方法
（特公平２−２３７０３号公報），スラブ両側面の厚み
中央にスラブ厚みの２〜１５％に相当する深さの窪みを
スラブ長手方向に沿って付与する方法では、工業的に安
定した生産が困難になる。
【０００４】特公平４−２９３７１７号公報では、Ｎｉ
bal ＝３０×Ｃ％＋０．５×Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋８．２＋
１．１×（１．５×Ｓｉ％＋Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋０．５×
Ｎｂ％）で定義されるＮｉbal を１．５〜−２．５の範
囲に維持し、且つＳ≦０．００１重量％となる組成の鋼
材を使用することによって表面疵の発生を抑制してい
る。しかし、このような組成の溶鋼を工業的に安定して
製造することは困難である。しかも、何れの方法もヤヘ
ゲ疵の発生との相関関係が明確に把握されておらず、結
果としてヤヘゲ疵発生防止に関する信頼性に欠ける。本
発明は、このような問題を解消すべく案出されたもので
あり、ヘゲ疵の発生が熱間圧延の初期に生じる表面割れ
に由来するものであることに鑑み、大きな歪速度で且つ
１パス当りの圧下率を小さくした粗圧延と特定された組
成とを組み合わせることにより、高い信頼度でヤヘゲ疵
の発生を防止し、表面性状に優れたオーステナイト系ス
テンレス鋼帯又は鋼板を提供することを目的とする。
bal ＝３０×Ｃ％＋０．５×Ｍｎ％＋Ｎｉ％＋８．２＋
１．１×（１．５×Ｓｉ％＋Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋０．５×
Ｎｂ％）で定義されるＮｉbal を１．５〜−２．５の範
囲に維持し、且つＳ≦０．００１重量％となる組成の鋼
材を使用することによって表面疵の発生を抑制してい
る。しかし、このような組成の溶鋼を工業的に安定して
製造することは困難である。しかも、何れの方法もヤヘ
ゲ疵の発生との相関関係が明確に把握されておらず、結
果としてヤヘゲ疵発生防止に関する信頼性に欠ける。本
発明は、このような問題を解消すべく案出されたもので
あり、ヘゲ疵の発生が熱間圧延の初期に生じる表面割れ
に由来するものであることに鑑み、大きな歪速度で且つ
１パス当りの圧下率を小さくした粗圧延と特定された組
成とを組み合わせることにより、高い信頼度でヤヘゲ疵
の発生を防止し、表面性状に優れたオーステナイト系ス
テンレス鋼帯又は鋼板を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明のオーステナイト
系ステンレス鋼製造方法は、その目的を達成するため、
Ｃ：０．１５重量％以下，Ｓｉ：３．０重量％以下，Ｍ
ｎ：５．０重量％以下，Ｓ：０．００７重量％以下，Ｎ
ｉ：７．０〜２０．０重量％，Ｃｒ：１６．０〜２５．
０重量％及びＮ：０．０２〜０．３０重量％を含み、式
（１）で定義されるＡγ値が−９．０以上となるように
成分調整されたオーステナイトステンレス鋼の連鋳片を
熱間圧延する際、各パスの歪み速度Ｘ（／秒）と圧下率
Ｂ（％）との間に式（２）の関係が成立している圧延条
件下で粗圧延することを特徴とする。 Ａγ＝Ｎｉ％＋４１．２×Ｃ％＋２１．４×Ｎ％ −１．１６×（Ｃｒ％＋０．２６×Ｍｎ％＋１．８５×Ｓｉ％） ・・・・（１） Ｂ−１．７４×Ｘ≦１６．１−１６００×Ｓ％ ・・・・（２） 本発明が対象とするオーステナイトステンレス鋼の連鋳
片は、更にＣｕ：３．０重量％以下，Ｍｏ：３．０重量
％以下及びＡｌ：０．１０重量％以下の１種又は２種以
上、及び／又はＢ：０．０１０重量％以下，Ｃａ：０．
０５０重量％以下，希土類金属（ＲＥＭ）：０．０５０
重量％以下及びＹ：０．０３０重量％以下の１種又は２
種以上を含むことができる。粗圧延は、特にＢ−１．７
４×Ｘ≦１５の条件下で行うことが好ましい。
系ステンレス鋼製造方法は、その目的を達成するため、
Ｃ：０．１５重量％以下，Ｓｉ：３．０重量％以下，Ｍ
ｎ：５．０重量％以下，Ｓ：０．００７重量％以下，Ｎ
ｉ：７．０〜２０．０重量％，Ｃｒ：１６．０〜２５．
０重量％及びＮ：０．０２〜０．３０重量％を含み、式
（１）で定義されるＡγ値が−９．０以上となるように
成分調整されたオーステナイトステンレス鋼の連鋳片を
熱間圧延する際、各パスの歪み速度Ｘ（／秒）と圧下率
Ｂ（％）との間に式（２）の関係が成立している圧延条
件下で粗圧延することを特徴とする。 Ａγ＝Ｎｉ％＋４１．２×Ｃ％＋２１．４×Ｎ％ −１．１６×（Ｃｒ％＋０．２６×Ｍｎ％＋１．８５×Ｓｉ％） ・・・・（１） Ｂ−１．７４×Ｘ≦１６．１−１６００×Ｓ％ ・・・・（２） 本発明が対象とするオーステナイトステンレス鋼の連鋳
片は、更にＣｕ：３．０重量％以下，Ｍｏ：３．０重量
％以下及びＡｌ：０．１０重量％以下の１種又は２種以
上、及び／又はＢ：０．０１０重量％以下，Ｃａ：０．
０５０重量％以下，希土類金属（ＲＥＭ）：０．０５０
重量％以下及びＹ：０．０３０重量％以下の１種又は２
種以上を含むことができる。粗圧延は、特にＢ−１．７
４×Ｘ≦１５の条件下で行うことが好ましい。
【０００６】
【作用】オーステナイト系ステンレス鋼の代表的鋼種で
あるＳＵＳ３０４を例にとって、表面疵発生のメカニズ
ムを考察する。ＳＵＳ３０４は、凝固−冷却過程でγ＋
δ領域を通過することから、凝固後においても数％のδ
フェライトを含んでいる。δフェライトの生成は、Ｎ
ｉ，Ｃ，Ｎ等のオーステナイトフォーマーが多くなると
実質的になくなる。δフェライトがなくなると、鋼に含
まれているＳ等の不純物が結晶粒界に偏析し、粒界の強
度を低下させる。この前提でオーステナイト系ステンレ
ス鋼の連鋳片を熱間圧延する際、熱間加工性に及ぼす圧
延速度及び圧下量の影響を調査・研究した。その結果、
実質的にδフェライトを含まないオーステナイト単相鋼
では、熱延初期の段階で生じるスラブ表面の粒界割れが
ヤヘゲ疵になることを突き止めた。
あるＳＵＳ３０４を例にとって、表面疵発生のメカニズ
ムを考察する。ＳＵＳ３０４は、凝固−冷却過程でγ＋
δ領域を通過することから、凝固後においても数％のδ
フェライトを含んでいる。δフェライトの生成は、Ｎ
ｉ，Ｃ，Ｎ等のオーステナイトフォーマーが多くなると
実質的になくなる。δフェライトがなくなると、鋼に含
まれているＳ等の不純物が結晶粒界に偏析し、粒界の強
度を低下させる。この前提でオーステナイト系ステンレ
ス鋼の連鋳片を熱間圧延する際、熱間加工性に及ぼす圧
延速度及び圧下量の影響を調査・研究した。その結果、
実質的にδフェライトを含まないオーステナイト単相鋼
では、熱延初期の段階で生じるスラブ表面の粒界割れが
ヤヘゲ疵になることを突き止めた。
【０００７】オーステナイト単相鋼に生じる粒界割れ
は、熱延条件との間に密接な関係を持っている。特に熱
延初期に粒界割れを起こさない条件下で粗圧延すること
が表面疵の発生防止に有効である。粗圧延は、スラブを
熱間圧延する際、仕上げ熱延を容易にするため板厚を減
少する前処理に相当し、通常は熱延初期の１〜７パスに
相当する。そして、熱延条件を詳細に検討する過程で、
粗熱延中の圧延条件を制御することにより、表面疵のな
いオーステナイト系ステンレス鋼の熱延鋼帯又は熱延鋼
板、更には冷延鋼帯や冷延鋼板を歩留り良く製造できる
ことが判った。本発明が対象とする鋼は、前掲の式
（１）で定義されるＡγ値が−９．０以上になる組成を
もっている。Ａγ値が−９．０以上の鋼では、結晶粒界
に不純物が析出する傾向が強く、ヘゲ疵の原因となる粒
界割れが熱延中に生じ易い。本発明においては、このよ
うな粒界割れを圧延条件と組成との特定された組合せに
よって抑制する。
は、熱延条件との間に密接な関係を持っている。特に熱
延初期に粒界割れを起こさない条件下で粗圧延すること
が表面疵の発生防止に有効である。粗圧延は、スラブを
熱間圧延する際、仕上げ熱延を容易にするため板厚を減
少する前処理に相当し、通常は熱延初期の１〜７パスに
相当する。そして、熱延条件を詳細に検討する過程で、
粗熱延中の圧延条件を制御することにより、表面疵のな
いオーステナイト系ステンレス鋼の熱延鋼帯又は熱延鋼
板、更には冷延鋼帯や冷延鋼板を歩留り良く製造できる
ことが判った。本発明が対象とする鋼は、前掲の式
（１）で定義されるＡγ値が−９．０以上になる組成を
もっている。Ａγ値が−９．０以上の鋼では、結晶粒界
に不純物が析出する傾向が強く、ヘゲ疵の原因となる粒
界割れが熱延中に生じ易い。本発明においては、このよ
うな粒界割れを圧延条件と組成との特定された組合せに
よって抑制する。
【０００８】以下、本発明で使用されるオーステナイト
系ステンレス鋼に含まれる合金成分，その含有量等につ
いて説明する。 Ｃ：０．１５重量％以下 オーステナイト相を安定化させ、固溶硬化作用が大き
く、且つバネ特性の向上に有効である。しかし、多量の
Ｃ含有量は耐食性を低下させることから、Ｃ含有量の上
限を０．１５重量％に規定した。好ましいＣ含有量は、
０．０８重量％以下である。 Ｓｉ：３．０重量％以下 高強度を得る上で有効な合金元素である。しかし、Ｓｉ
含有量の増加に従って、冷間加工後の透磁率が急激に上
昇し、非磁性を維持できなくなる。そこで、本発明にお
いては、Ｓｉ含有量の上限を３．０重量％に規定した。
系ステンレス鋼に含まれる合金成分，その含有量等につ
いて説明する。 Ｃ：０．１５重量％以下 オーステナイト相を安定化させ、固溶硬化作用が大き
く、且つバネ特性の向上に有効である。しかし、多量の
Ｃ含有量は耐食性を低下させることから、Ｃ含有量の上
限を０．１５重量％に規定した。好ましいＣ含有量は、
０．０８重量％以下である。 Ｓｉ：３．０重量％以下 高強度を得る上で有効な合金元素である。しかし、Ｓｉ
含有量の増加に従って、冷間加工後の透磁率が急激に上
昇し、非磁性を維持できなくなる。そこで、本発明にお
いては、Ｓｉ含有量の上限を３．０重量％に規定した。
【０００９】Ｍｎ：５．０重量％以下
Ｎｉと同様にオーステナイト相を安定化させる作用を呈
し、冷間加工による透磁率の上昇を抑制する。しかし、
５．０重量％を超える多量のＭｎが含まれると、製鋼工
程等における製造性が劣化し、生産コストが上昇する。 Ｓ：０．００７重量％以下 熱間加工性を劣化させ、熱間圧延中にスラブ表面に微少
な割れを発生させ、熱間圧延後のコイル表面に山形状の
疵やヘゲ状の表面疵が発生させる。これらの表面疵の発
生原因は、γ粒界にＳが偏析し、粒界の割れ感受性が高
くなることにあるものと推察される。事実、Ｓ含有量の
低減によって、ヘゲ疵が軽減する。このことから、Ｓ含
有量は低ければ低いほど好ましく、本発明ではＳ含有量
の上限を０．００７重量％に規定した。
し、冷間加工による透磁率の上昇を抑制する。しかし、
５．０重量％を超える多量のＭｎが含まれると、製鋼工
程等における製造性が劣化し、生産コストが上昇する。 Ｓ：０．００７重量％以下 熱間加工性を劣化させ、熱間圧延中にスラブ表面に微少
な割れを発生させ、熱間圧延後のコイル表面に山形状の
疵やヘゲ状の表面疵が発生させる。これらの表面疵の発
生原因は、γ粒界にＳが偏析し、粒界の割れ感受性が高
くなることにあるものと推察される。事実、Ｓ含有量の
低減によって、ヘゲ疵が軽減する。このことから、Ｓ含
有量は低ければ低いほど好ましく、本発明ではＳ含有量
の上限を０．００７重量％に規定した。
【００１０】Ｎｉ：７．０〜２０．０重量％
オーステナイト相の安定化に必須の合金元素であるが、
多量のＮｉ添加は、コスト上昇の原因となり、安価なオ
ーステナイトステンレス鋼を提供できなくなる。したが
って、本発明においては、７．０〜２０．０重量％の範
囲にＮｉ含有量を定めた。特に透磁率１．１０以下の非
磁性を確保するためには、９．５重量％以上のＮｉ含有
量が好ましい。 Ｃｒ：１６．０〜２５．０重量％ ステンレス鋼の基本成分であり、優れた耐食性を得るた
めに１６．０重量％以上の含有量が必要である。しか
し、２５．０重量％を超える多量のＣｒが含まれると、
δフェライトが生成し易くなり、非磁性の確保が困難に
なる。したがって、１６．０〜２５．０重量％の範囲に
Ｃｒ含有量を定めた。特に透磁率１．１０以下の非磁性
が要求される場合には、Ｃｒ含有量の上限を２２．０重
量％とすることが好ましい。
多量のＮｉ添加は、コスト上昇の原因となり、安価なオ
ーステナイトステンレス鋼を提供できなくなる。したが
って、本発明においては、７．０〜２０．０重量％の範
囲にＮｉ含有量を定めた。特に透磁率１．１０以下の非
磁性を確保するためには、９．５重量％以上のＮｉ含有
量が好ましい。 Ｃｒ：１６．０〜２５．０重量％ ステンレス鋼の基本成分であり、優れた耐食性を得るた
めに１６．０重量％以上の含有量が必要である。しか
し、２５．０重量％を超える多量のＣｒが含まれると、
δフェライトが生成し易くなり、非磁性の確保が困難に
なる。したがって、１６．０〜２５．０重量％の範囲に
Ｃｒ含有量を定めた。特に透磁率１．１０以下の非磁性
が要求される場合には、Ｃｒ含有量の上限を２２．０重
量％とすることが好ましい。
【００１１】Ｎ：０．０２〜０．３０重量％
オーステナイトステンレス鋼の硬度及び強度を高めると
共に、オーステナイト相を安定化する合金元素である。
これらの性能を発揮させるためには、０．１０重量％以
上のＮ含有量が必要である。しかし、０．３０重量％を
超える多量のＮが含まれると、ブローホールが発生し、
健全な鋼塊が得られ難くなる。ただし、Ｎ含有量の下限
は、本発明に従った鋼材が特に高強度を必要としない用
途にも使用されることから、０．０２０重量％に規定し
た。 Ｃｕ：３．０重量％以下 必要に応じて添加される合金元素であり、オーステナイ
ト相を安定化させ、冷間加工後の非磁性を確保する上で
有効である。しかし、３．０重量％を超える多量のＣｕ
が含まれると、溶接時の高温割れ感受性が高くなる。 Ｍｏ：３．０重量％以下 必要に応じて添加される合金元素であり、時効処理後の
硬さを著しく上昇させると共に、耐食性の改善にも有効
である。しかし、３．０重量％を超える多量のＭｏを含
ませると、δフェライト生成量が多くなり、非磁性が維
持できなくなる。
共に、オーステナイト相を安定化する合金元素である。
これらの性能を発揮させるためには、０．１０重量％以
上のＮ含有量が必要である。しかし、０．３０重量％を
超える多量のＮが含まれると、ブローホールが発生し、
健全な鋼塊が得られ難くなる。ただし、Ｎ含有量の下限
は、本発明に従った鋼材が特に高強度を必要としない用
途にも使用されることから、０．０２０重量％に規定し
た。 Ｃｕ：３．０重量％以下 必要に応じて添加される合金元素であり、オーステナイ
ト相を安定化させ、冷間加工後の非磁性を確保する上で
有効である。しかし、３．０重量％を超える多量のＣｕ
が含まれると、溶接時の高温割れ感受性が高くなる。 Ｍｏ：３．０重量％以下 必要に応じて添加される合金元素であり、時効処理後の
硬さを著しく上昇させると共に、耐食性の改善にも有効
である。しかし、３．０重量％を超える多量のＭｏを含
ませると、δフェライト生成量が多くなり、非磁性が維
持できなくなる。
【００１２】Ａｌ：０．１０重量％以下
必要に応じ添加される合金元素であり、時効硬化能を高
める。しかし、０．１０重量％を超える多量のＡｌを含
ませると、熱間加工性が著しく劣化する。 Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｙ：何れも必要に応じて添加される
合金元素であり、靭性を向上させると共に、熱間加工性
を改善する。Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｙ等は、粒界を強化
し、且つ熱間加工性に悪影響を与えるＳ等の不純物を粒
内に固定することによって、熱延時に発生しがちな割れ
を防止する。このような作用は、０．００１重量％以上
のＢ，０．００１重量％以上のＣａ，０．００１重量％
以上のＲＥＭ又は０．００５重量％以上のＹ含有量で顕
著になる。しかし、０．０１０重量％を超えるＢ，０．
０５０重量％を超えるＣａ，０．０５０重量％を超える
ＲＥＭ又は０．０３０重量％を超えるＹでは、非金属介
在物が多くなり、却って表面欠陥の原因となる。
める。しかし、０．１０重量％を超える多量のＡｌを含
ませると、熱間加工性が著しく劣化する。 Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｙ：何れも必要に応じて添加される
合金元素であり、靭性を向上させると共に、熱間加工性
を改善する。Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｙ等は、粒界を強化
し、且つ熱間加工性に悪影響を与えるＳ等の不純物を粒
内に固定することによって、熱延時に発生しがちな割れ
を防止する。このような作用は、０．００１重量％以上
のＢ，０．００１重量％以上のＣａ，０．００１重量％
以上のＲＥＭ又は０．００５重量％以上のＹ含有量で顕
著になる。しかし、０．０１０重量％を超えるＢ，０．
０５０重量％を超えるＣａ，０．０５０重量％を超える
ＲＥＭ又は０．０３０重量％を超えるＹでは、非金属介
在物が多くなり、却って表面欠陥の原因となる。
【００１３】Ａγ：−９．０以上
式（１）で定義されるＡγ値は、本発明者等による実験
結果から導き出されたオーステナイト安定度の指標であ
る。オーステナイトステンレス鋼では、図１に示すよう
にＡγ値が−９．０未満になると、アズキャストの状態
でδフェライトが生成し、熱間圧延時に割れが発生しな
くなる。これに対し、本発明が対象とするＡγ値が−
９．０以上に成分調整されたオーステナイトステンレス
鋼では、ほぼオーステナイト単相組織になることから、
不純物が結晶粒界に析出し、熱間圧延中のスラブ表面に
割れが発生し易くなる。
結果から導き出されたオーステナイト安定度の指標であ
る。オーステナイトステンレス鋼では、図１に示すよう
にＡγ値が−９．０未満になると、アズキャストの状態
でδフェライトが生成し、熱間圧延時に割れが発生しな
くなる。これに対し、本発明が対象とするＡγ値が−
９．０以上に成分調整されたオーステナイトステンレス
鋼では、ほぼオーステナイト単相組織になることから、
不純物が結晶粒界に析出し、熱間圧延中のスラブ表面に
割れが発生し易くなる。
【００１４】粗圧延の圧延条件：スラブを熱間圧延する
際、板厚を減少させる粗圧延を行うと、仕上げ熱延が容
易になる。本発明でいう粗圧延は、熱延初期の１〜７パ
スに相当し、この段階で粒界割れ，表面割れ等の欠陥発
生を防止することが良好な表面性状をもつ製品を得る決
め手となる。熱延初期に発生する粒界割れ，表面割れ等
は、不純物の固溶限界能が低いオーステナイト単相組織
に現れ易く、Ｓ含有量との関連で歪み速度Ｘ（／秒）や
圧下率Ｂ（％）等の圧延条件を制御することによって抑
制される。ここで、歪み速度Ｘは、次式（３）に基づい
て算出される。ただし、Ｒはワークロールの半径，Ｎは
回転数，ｈ1 は圧延前の板厚，ｈ2 は圧延後の板厚，φ
は板厚減少率を示す。板厚減少率φは、圧延前の板厚ｈ
1 に対する圧延による減肉分Δｈ（＝ｈ1 −ｈ2 ）の比
Δｈ／ｈ1 で表される。
際、板厚を減少させる粗圧延を行うと、仕上げ熱延が容
易になる。本発明でいう粗圧延は、熱延初期の１〜７パ
スに相当し、この段階で粒界割れ，表面割れ等の欠陥発
生を防止することが良好な表面性状をもつ製品を得る決
め手となる。熱延初期に発生する粒界割れ，表面割れ等
は、不純物の固溶限界能が低いオーステナイト単相組織
に現れ易く、Ｓ含有量との関連で歪み速度Ｘ（／秒）や
圧下率Ｂ（％）等の圧延条件を制御することによって抑
制される。ここで、歪み速度Ｘは、次式（３）に基づい
て算出される。ただし、Ｒはワークロールの半径，Ｎは
回転数，ｈ1 は圧延前の板厚，ｈ2 は圧延後の板厚，φ
は板厚減少率を示す。板厚減少率φは、圧延前の板厚ｈ
1 に対する圧延による減肉分Δｈ（＝ｈ1 −ｈ2 ）の比
Δｈ／ｈ1 で表される。
【００１５】
【数１】
【００１６】本発明者等は、多数の実験結果からＢ−
１．７４×Ｘ≦１６．１−１６００×Ｓ％の条件を満足
させるとき、粒界割れ，表面割れ等の欠陥発生が確実に
防止されることを見い出した。これは、熱間加工性を劣
化させる代表的な不純物であるＳが結晶粒界に偏析する
ことに起因した悪影響が歪み速度及び圧下率の調整によ
って緩和されることを示唆する。また、歪み速度を大き
くすることにより、材料表面の温度が高くなり、且つ材
料表層の加工歪みが高いことから再結晶を起こし易く、
旧粒界が消滅して割れが発生しなくなることも、割れを
防止する原因の一つである。他方、Ｂ−１．７４×Ｘが
１６．１−１６００×Ｓ％を超えると、Ｓの粒界偏析に
よる影響が現れ、後述する実施例でも説明するようにス
ラブ表面に割れ等の欠陥が発生し易くなる。
１．７４×Ｘ≦１６．１−１６００×Ｓ％の条件を満足
させるとき、粒界割れ，表面割れ等の欠陥発生が確実に
防止されることを見い出した。これは、熱間加工性を劣
化させる代表的な不純物であるＳが結晶粒界に偏析する
ことに起因した悪影響が歪み速度及び圧下率の調整によ
って緩和されることを示唆する。また、歪み速度を大き
くすることにより、材料表面の温度が高くなり、且つ材
料表層の加工歪みが高いことから再結晶を起こし易く、
旧粒界が消滅して割れが発生しなくなることも、割れを
防止する原因の一つである。他方、Ｂ−１．７４×Ｘが
１６．１−１６００×Ｓ％を超えると、Ｓの粒界偏析に
よる影響が現れ、後述する実施例でも説明するようにス
ラブ表面に割れ等の欠陥が発生し易くなる。
【００１７】熱間圧延では、連鋳片を１２００〜１３０
０℃に均熱１時間以上で加熱し、仕上げ温度９００℃以
上で仕上げ熱延することが好ましい。均熱処理時の温度
が１３００℃を超えると、鋳片表面に肌荒れが生じ、表
面性状に優れた鋼帯又は鋼板を得ることが難しくなる。
しかし、鋳片の温度が１２００℃を下回るようになる
と、鋼材の変形抵抗が大きくなり、粗熱延で大きな歪み
速度をとることが困難になる。この点で１２００℃以上
の均熱が必要とされるが、１２００℃以上であっても鋳
片内部まで十分に加熱するためには１時間以上の均熱が
好ましい。また、粗圧延後の仕上げ熱延では、仕上げ温
度を９００℃以上に設定することにより良好な表面性状
が得られる。
０℃に均熱１時間以上で加熱し、仕上げ温度９００℃以
上で仕上げ熱延することが好ましい。均熱処理時の温度
が１３００℃を超えると、鋳片表面に肌荒れが生じ、表
面性状に優れた鋼帯又は鋼板を得ることが難しくなる。
しかし、鋳片の温度が１２００℃を下回るようになる
と、鋼材の変形抵抗が大きくなり、粗熱延で大きな歪み
速度をとることが困難になる。この点で１２００℃以上
の均熱が必要とされるが、１２００℃以上であっても鋳
片内部まで十分に加熱するためには１時間以上の均熱が
好ましい。また、粗圧延後の仕上げ熱延では、仕上げ温
度を９００℃以上に設定することにより良好な表面性状
が得られる。
【００１８】本発明が対象とするＳｉ，Ｎ及びＭｎを含
有させて成分調整したオーステナイト系ステンレス鋼
は、冷間加工又は熱処理を施すことにより、高強度が得
られると共に透磁率が上昇する。このような材料の硬さ
と透磁率は、次式で定義される非磁性安定指数Ａm を制
御することにより調整される。 Ａm ＝Ｎｉ％＋０．６０×Ｍｎ％＋９．６９×（Ｃ％＋
Ｎ％）＋０．１８×Ｃｒ％−０．１１×Ｓｉ2 非磁性安定指数Ａm は、本発明者等による実験結果から
導き出された指標であり、非磁性安定指数Ａm が大きい
ほど冷間加工で得られる鋼材の透磁率及びビッカース硬
さが低くなる。本発明が対象とする鋼は、高度の冷間加
工を施すことにより強度が上昇する。高い冷間加工を施
しても非磁性を確保するためには、非磁性安定指数Ａm
を１４．５以上とすることが必要になる。非磁性安定指
数Ａm が１４．５に達しないと、加工誘起マルテンサイ
トが生成し、μ≦１．１０の透磁率を得ることが困難に
なる。
有させて成分調整したオーステナイト系ステンレス鋼
は、冷間加工又は熱処理を施すことにより、高強度が得
られると共に透磁率が上昇する。このような材料の硬さ
と透磁率は、次式で定義される非磁性安定指数Ａm を制
御することにより調整される。 Ａm ＝Ｎｉ％＋０．６０×Ｍｎ％＋９．６９×（Ｃ％＋
Ｎ％）＋０．１８×Ｃｒ％−０．１１×Ｓｉ2 非磁性安定指数Ａm は、本発明者等による実験結果から
導き出された指標であり、非磁性安定指数Ａm が大きい
ほど冷間加工で得られる鋼材の透磁率及びビッカース硬
さが低くなる。本発明が対象とする鋼は、高度の冷間加
工を施すことにより強度が上昇する。高い冷間加工を施
しても非磁性を確保するためには、非磁性安定指数Ａm
を１４．５以上とすることが必要になる。非磁性安定指
数Ａm が１４．５に達しないと、加工誘起マルテンサイ
トが生成し、μ≦１．１０の透磁率を得ることが困難に
なる。
【００１９】
【実施例】表１〜３に示した成分に調整されたステンレ
ス鋼を３０ｋｇ高周波真空誘導溶解炉で溶製し、鋳造し
た。表１のＡグループは、本発明で規定したＡγ値が−
９．０に達しない比較鋼である。表２及び表３のＢグル
ープは、本発明で規定した成分に関する条件を満足する
鋼であり、何れもＡγ≧−９．０になっている。
ス鋼を３０ｋｇ高周波真空誘導溶解炉で溶製し、鋳造し
た。表１のＡグループは、本発明で規定したＡγ値が−
９．０に達しない比較鋼である。表２及び表３のＢグル
ープは、本発明で規定した成分に関する条件を満足する
鋼であり、何れもＡγ≧−９．０になっている。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】得られた鋳塊から厚み５０〜１００ｍｍ，
幅１００ｍｍ及び長さ２００ｍｍのブロックを切り出
し、１２３０℃で１時間均熱した後、表２に示す熱延条
件で多パス圧延し、板厚１０ｍｍ及び板幅１００ｍｍの
熱延板を作製した。熱延板に１０５０℃で均熱５分加熱
する均熱処理を施した後、６５％の圧延率で冷間圧延し
た。熱間圧延のパススケジュールは、７パスの熱間圧延
とし、実験室規模では圧下量及び歪み速度を一定に維持
した。一部の鋼については、１〜４パスで圧下量及び圧
延速度を一定に維持し、５パス以降に式（２）を満足す
る条件下で実ラインにより熱間圧延した。各鋼材の熱延
時に、表面割れの発生状況を観察した。その結果、表４
に示すように、Ａγ値が−９．０以上である鋼Ｂ１〜Ｂ
２８に本発明で規定した圧延条件下で粗圧延したもので
は、ヘゲ疵の発生がみられなかった。なかでも、Ｓ含有
量が１０ｐｐｍ以下の低Ｓ材やＢ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｙ等
を添加した材料は、歪み速度Ｘを遅くし、１パス当りの
圧下量Ｂを高く設定しても割れが発生ないことが判っ
た。
幅１００ｍｍ及び長さ２００ｍｍのブロックを切り出
し、１２３０℃で１時間均熱した後、表２に示す熱延条
件で多パス圧延し、板厚１０ｍｍ及び板幅１００ｍｍの
熱延板を作製した。熱延板に１０５０℃で均熱５分加熱
する均熱処理を施した後、６５％の圧延率で冷間圧延し
た。熱間圧延のパススケジュールは、７パスの熱間圧延
とし、実験室規模では圧下量及び歪み速度を一定に維持
した。一部の鋼については、１〜４パスで圧下量及び圧
延速度を一定に維持し、５パス以降に式（２）を満足す
る条件下で実ラインにより熱間圧延した。各鋼材の熱延
時に、表面割れの発生状況を観察した。その結果、表４
に示すように、Ａγ値が−９．０以上である鋼Ｂ１〜Ｂ
２８に本発明で規定した圧延条件下で粗圧延したもので
は、ヘゲ疵の発生がみられなかった。なかでも、Ｓ含有
量が１０ｐｐｍ以下の低Ｓ材やＢ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｙ等
を添加した材料は、歪み速度Ｘを遅くし、１パス当りの
圧下量Ｂを高く設定しても割れが発生ないことが判っ
た。
【００２４】これに対し、本発明で規定した圧延条件を
満足しない粗圧延を施したものでは、表５にみられるよ
うに、同じ鋼材であっても割れが発生した。他方、Ａγ
値が−９．０未満の鋼材では、表６に示すように圧延条
件に拘らず割れの発生はみられなかったが、透磁率がμ
＝１．１０を超えており非磁性が確保されなかった。な
お、表４〜６において、ヘゲ疵の発生が全くないものを
◎，僅かに発生したものを○，多発したものを×として
評価した。
満足しない粗圧延を施したものでは、表５にみられるよ
うに、同じ鋼材であっても割れが発生した。他方、Ａγ
値が−９．０未満の鋼材では、表６に示すように圧延条
件に拘らず割れの発生はみられなかったが、透磁率がμ
＝１．１０を超えており非磁性が確保されなかった。な
お、表４〜６において、ヘゲ疵の発生が全くないものを
◎，僅かに発生したものを○，多発したものを×として
評価した。
【００２５】
【表４】
【００２６】
【表５】
【００２７】
【表６】
【００２８】熱延時に割れが発生したものを調査したと
ころ、割れは熱延初期に発生し、多くの場合に１〜４パ
スの間に顕著にみられることが判った。割れが発生した
ものでは、後続するパスを中止した。熱延時に生じる割
れとＳ含有量との関係について調査したところ、歪み速
度Ｘ及び１パス当りの圧下率Ｂが割れ発生に与える影響
は、図２に示すようにＳ含有量に応じて変わることが判
った。図２では、Ｓ含有量が５３ｐｐｍの鋼Ｂ３，Ｓ含
有量が２１ｐｐｍの鋼Ｂ１６及びＳ含有量が９ｐｐｍの
鋼Ｂ１９について、歪み速度及び１パス当りの圧下率を
変化させて粗圧延実験を行った場合に試験片に生じる割
れ発生の有無を示す。また、Ｓ含有量が３５ｐｐｍの鋼
Ｂ７については、実ラインで同様に割れ発生の有無を調
査した結果を示す。表４に示されているように、本発明
で規定した圧延条件を維持する限り、割れが発生し易い
Ａγ≧−９．０の鋼であってもヘゲ疵等の原因となる割
れが防止されていることが判る。鋼Ｂ７及びＢ１６で
は、実ラインを使用した熱間圧延でも割れ発生抑制作用
が維持されていることが確認された。
ころ、割れは熱延初期に発生し、多くの場合に１〜４パ
スの間に顕著にみられることが判った。割れが発生した
ものでは、後続するパスを中止した。熱延時に生じる割
れとＳ含有量との関係について調査したところ、歪み速
度Ｘ及び１パス当りの圧下率Ｂが割れ発生に与える影響
は、図２に示すようにＳ含有量に応じて変わることが判
った。図２では、Ｓ含有量が５３ｐｐｍの鋼Ｂ３，Ｓ含
有量が２１ｐｐｍの鋼Ｂ１６及びＳ含有量が９ｐｐｍの
鋼Ｂ１９について、歪み速度及び１パス当りの圧下率を
変化させて粗圧延実験を行った場合に試験片に生じる割
れ発生の有無を示す。また、Ｓ含有量が３５ｐｐｍの鋼
Ｂ７については、実ラインで同様に割れ発生の有無を調
査した結果を示す。表４に示されているように、本発明
で規定した圧延条件を維持する限り、割れが発生し易い
Ａγ≧−９．０の鋼であってもヘゲ疵等の原因となる割
れが防止されていることが判る。鋼Ｂ７及びＢ１６で
は、実ラインを使用した熱間圧延でも割れ発生抑制作用
が維持されていることが確認された。
【００２９】図２の結果から、割れが発生しない領域
は、１パス当りの圧下率Ｂ（％），歪み速度Ｘ（／秒）
及びＳ含有量（重量％）を変数とする式（２）で表され
ることを見い出した。この関係をＳ含有量で整理するた
め、Ｂ−１．７４×Ｘ＝Ｚとおき、ＺとＳ含有量との関
係をグラフ化すると図３のようになる。図３において、
Ｚ＝１６．１−１６００×Ｓ％で表される直線よりも下
の領域が割れ発生のないことを意味する。図２に掲げた
鋼Ｂ３，鋼Ｂ７，鋼Ｂ１６，鋼Ｂ１９は、何れもＢ，Ｃ
ａ，ＲＥＭ又はＹを添加していないものであり、Ｓ含有
量に応じて熱間加工性が変わる。すなわち、Ｓ含有量が
低くなるほど、歪み速度Ｘが同じ値であっても１パス当
りの圧下率Ｂを大きく設定できる。Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ又
はＹを添加すると、Ｓによる悪影響は一層抑制された。
この場合は、Ｓ：０．００７重量％以下及びＢ−１．７
４×Ｘ≦１５の条件が満足されるとき、熱間圧延中に割
れが発生しなくなった。
は、１パス当りの圧下率Ｂ（％），歪み速度Ｘ（／秒）
及びＳ含有量（重量％）を変数とする式（２）で表され
ることを見い出した。この関係をＳ含有量で整理するた
め、Ｂ−１．７４×Ｘ＝Ｚとおき、ＺとＳ含有量との関
係をグラフ化すると図３のようになる。図３において、
Ｚ＝１６．１−１６００×Ｓ％で表される直線よりも下
の領域が割れ発生のないことを意味する。図２に掲げた
鋼Ｂ３，鋼Ｂ７，鋼Ｂ１６，鋼Ｂ１９は、何れもＢ，Ｃ
ａ，ＲＥＭ又はＹを添加していないものであり、Ｓ含有
量に応じて熱間加工性が変わる。すなわち、Ｓ含有量が
低くなるほど、歪み速度Ｘが同じ値であっても１パス当
りの圧下率Ｂを大きく設定できる。Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ又
はＹを添加すると、Ｓによる悪影響は一層抑制された。
この場合は、Ｓ：０．００７重量％以下及びＢ−１．７
４×Ｘ≦１５の条件が満足されるとき、熱間圧延中に割
れが発生しなくなった。
【００３０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ａγ値が−９．０以上のオーステナイトステンレス
鋼を、歪み速度，１パス当りの圧下量及びＳ含有量を変
数とする特定圧延条件下で粗圧延することにより、熱延
初期に発生しがちな割れを防止している。熱延初期の割
れは、後続する熱延・冷延工程でヘゲ疵等の表面欠陥と
なって顕在化し、表面性状が重要視される鋼帯や鋼板の
商品価値を著しく低下させる。この点、本発明に従った
製造方法では、高い歩留まりで優れた表面性状をもつオ
ーステナイトステンレス鋼帯や鋼板が得られるため、後
工程の負荷も軽減され、製品コストも低減される。
は、Ａγ値が−９．０以上のオーステナイトステンレス
鋼を、歪み速度，１パス当りの圧下量及びＳ含有量を変
数とする特定圧延条件下で粗圧延することにより、熱延
初期に発生しがちな割れを防止している。熱延初期の割
れは、後続する熱延・冷延工程でヘゲ疵等の表面欠陥と
なって顕在化し、表面性状が重要視される鋼帯や鋼板の
商品価値を著しく低下させる。この点、本発明に従った
製造方法では、高い歩留まりで優れた表面性状をもつオ
ーステナイトステンレス鋼帯や鋼板が得られるため、後
工程の負荷も軽減され、製品コストも低減される。
【図１】 オーステナイト系ステンレス鋼の連鋳材にお
けるδフェライト量とＡγ値との関係
けるδフェライト量とＡγ値との関係
【図２】 ヤヘゲ疵の発生に及ぼす歪み速度及び圧下率
の影響
の影響
【図３】 割れ発生限界をＳ含有量で整理したグラフ
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭63−5804（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−272131（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−279947（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−24803（ＪＰ，Ａ)
特開 昭58−193319（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−262915（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−108401（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B21B 1/ - 3/02
C21D 8/02
C22C 38/00
C22C 38/40
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．１５重量％以下，Ｓｉ：３．０
重量％以下，Ｍｎ：５．０重量％以下，Ｓ：０．００７
重量％以下，Ｎｉ：７．０〜２０．０重量％，Ｃｒ：１
６．０〜２５．０重量％及びＮ：０．０２〜０．３０重
量％を含み、式（１）で定義されるＡγ値が−９．０以
上となるように成分調整されたオーステナイトステンレ
ス鋼の連鋳片を熱間圧延する際、各パスの歪み速度Ｘ
（／秒）と圧下率Ｂ（％）との間に式（２）の関係が成
立している圧延条件下で粗圧延することを特徴する表面
性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方
法。 Ａγ＝Ｎｉ％＋４１．２×Ｃ％＋２１．４×Ｎ％ −１．１６×（Ｃｒ％＋０．２６×Ｍｎ％＋１．８５×Ｓｉ％） ・・・・（１） Ｂ−１．７４×Ｘ≦１６．１−１６００×Ｓ％ ・・・・（２） - 【請求項２】 更にＣｕ：３．０重量％以下，Ｍｏ：
３．０重量％以下及びＡｌ：０．１０重量％以下の１種
又は２種以上を含む連鋳片を使用する請求項１記載のオ
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項３】 更にＢ：０．０１０重量％以下，Ｃａ：
０．０５０重量％以下，希土類金属（ＲＥＭ）：０．０
５０重量％以下及びＹ：０．０３０重量％以下の１種又
は２種以上を含む連鋳片を使用する請求項１記載のオー
ステナイト系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１〜３の何れかに記載の粗圧延を
Ｂ−１．７４×Ｘ≦１５の条件下で行うオーステナイト
ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26187894A JP3384890B2 (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 表面性状に優れたオーステナ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 |
|---|---|---|---|
| JP26187894A JP3384890B2 (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08103802A JPH08103802A (ja) | 1996-04-23 |
| JP3384890B2 true JP3384890B2 (ja) | 2003-03-10 |
Family
ID=17368024
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26187894A Expired - Fee Related JP3384890B2 (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3384890B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AT406941B (de) * | 1998-03-30 | 2000-10-25 | Steel Authority Of India Ltd R | Verfahren zur herstellung von stranggegossenen bruchfreien brammen bzw. warmgewalzten platten bzw. blechen aus rostfreiem stahl |
| JP4591912B2 (ja) * | 2004-03-29 | 2010-12-01 | 日新製鋼株式会社 | Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼帯の製造方法 |
| JP4577256B2 (ja) * | 2006-04-05 | 2010-11-10 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| KR101923922B1 (ko) * | 2016-12-23 | 2018-11-30 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 가공품 및 이의 제조 방법 |
| KR102109270B1 (ko) * | 2017-10-18 | 2020-05-12 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 우수한 저온용 고 망간강재 및 제조방법 |
| KR102173302B1 (ko) * | 2018-11-12 | 2020-11-03 | 주식회사 포스코 | 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| KR102173303B1 (ko) * | 2018-11-13 | 2020-11-03 | 주식회사 포스코 | 고강도 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
-
1994
- 1994-09-30 JP JP26187894A patent/JP3384890B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08103802A (ja) | 1996-04-23 |
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