JPH01259143A

JPH01259143A - 鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼

Info

Publication number: JPH01259143A
Application number: JP8734488A
Authority: JP
Inventors: Masanori Ueda; 上田　全紀; Masayuki Abe; 雅之阿部
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-04-11
Filing date: 1988-04-11
Publication date: 1989-10-16
Anticipated expiration: 2009-08-10
Also published as: JPH0660369B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、鋳片と鋳型で相対速度差のない、所謂同期式
連続鋳造法を用いて、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンし・ス鋼を製
造するプロセスにおいて、連続鋳造を、鋳片厚さが製品
ゲージに近い厚さとなる形で行なうに際し、鋳造過程な
らびに熱間圧延過程て、利料に割れを生ぜしめないＣｒ
　　Ｎｉ系ステンレス鋼に関する。

（従来の技術）従来、ステンレス鋼ストリップを得るには、たとえば特
開昭５６−１３９２７８号公報に開示されているように
、鋳型を鋳造方向に、２〜３１１ｚの周波数て振動させ
つつ溶鋼を連続鋳造し２．１．００　ｍｍ以」二の厚さ
を有する鋳片を冑、次いで鋳片の表面手入れを行ない、
加熱炉で１０００　’Ｃ以＋に加熱した後、複数の圧延
機から構成される圧延機列によって熱間圧延してボット
ストリップしている。

しかしながら、この従来のプロセスによるときは、長大
な熱間圧延設備を必要とするほか、鋳片を加熱するため
のエネルギや圧延動力として多大のエネルギを必要とす
る等の点で問題がある。

更にごのボットストリップを冷間圧延するに際しては、
最終製品に要求される形状（平坦さ）、材質、表面性状
を得るために、強い熱間加工を受けたボンドストリップ
を焼鈍によって軟化せしめ、冷延し易くするとともに、
熱間圧延過程でホットストリンブに生じたスケール疵等
を、酸洗工程の後に研削によって除去することを、事前
に行なわねばならない。このような従来技術は薄板のみ
でなく、線材や、厚板においても同様の問題を有してい
る。

一方、上に述べた従来技術における基本的な問題である
１００ｍｍ以上の厚ざを有する鋳片をホットストリンプ
に圧延するために長大な熱間圧延設備と多大の加熱エネ
ルギ、圧延動力を要する、という問題を解決すべく、連
続鋳造の過程で、ホットス１−リップと同等か、或いは
それに近い厚さの鋳片を得るプロセスの研究が進められ
ている。

例えば、［鉄と鋼ｊ　’８５，Ａ１９７〜’８５，Ａ２
５６において、特集された論文に、前述の、ホン１−ス
１−リップを連続鋳造によって直接的に得るプロセスが
開示されている。

かかる連続鋳造プロセスにあっては、得ようとする鋳片
（ストリップ）のゲージが１〜１　０　ｍｍの水準であ
るときには、ツインドラム（Ｔｗｉｎ　Ｄｒｕｍ）方式
が、またゲージが２０〜５０ｍｍの水準であるときには
、ツインヘル）　（Ｔｗｉｎ　Ｂｅｌｔ）方式が専ら適
用される。これらの鋳造方式は従来の鋳型振動方式に対
して同期式連続鋳造法と呼ばれ、極力製品形状に近い形
での鋳造を狙いに、多数の研究がなされているところで
ある。

以上の研究において、現在量も大きな課題となっている
のは製品に近い形で鋳造することで、凝固時、表面積が
大きくなり、凝固の不均一化が生じやすく、鋳造から凝
固過程で割れを生じやすい点である。

たとえばツインドラム方式の連続鋳造法で特に鋳片の幅
の拡大に伴なって、幅方向において凝固が不均一となり
易く、このことに起因して鋳造過程で鋳片に割れを生し
易い。又厚手のゲージから直接熱間圧延する場合にも割
れを生しやすい。

この種の鋳片の割れは、ス１へりンブを連続鋳造によっ
て直接的に得る過程を織込んだステンレス鋼ス１ヘリツ
ブの製造プロセスにおいて、重大な隘路となる。

鋳造過程やその後の熱間圧延過程で鋳片に割れを生ぜし
めないための技術的手段としては、鋳造方式、鋳造機の
工夫或いは操業法を工夫することによって、幅方向にお
ける凝固を均一化する接近方法も考えられるｉＪれども
、鋼組成によって問題を解決する接近方法も極めて重要
である。

特に今後重要となる高合金鋼やステンレス鋼では極めて
重要な課題であるが、かかる技術的手段についてはこれ
までに開示がない。

（発明か解決しようとする課題）この発明は、ストリップを、溶鋼の連続鋳造によって直
接的に得る過程を織込んだ、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
ストリップの製造プロセスにあって、十分に広い幅のス
トリップを対象とするときも、鋳造過程やその後の熱間
圧延過程で鋳片に割れを生しることのないＣｒ−Ｎｉ系
ステンレス鋼を提供することを目的としてなされた。

（課題を解決するための手段）本発明の要旨とする処は、下記のとおりである。

（１）重量で、Ｃｒ：１１〜４０％、Ｎ１：５〜７０％
、Ｓｉ　：　０．０５〜２．０％、Ｍｎ≦７．０％、Ｃ
≦０．２％、Ｎ≦０．４％を含有し、凝固時の平衡分配
係数が小さく特に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関しては
Ｓ≦０．００６％、Ｂ≦０．００１５％、Ｂ≦０．０３
５％、０≦０．０１５％であり、しかも合金中のＮｉ＋
３０×Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ　＝　Ｓ　−０，
８×Ｃａ　−０，５×Ｙ−０，３×Ｍｇ−０，３×Ｃｅ
）が第２図の斜線領域内にあり、かつＮｉ＋３０×Ｎｉ
ｉとＢ≦との関係が第３図の斜線領域内にあることを特
徴とする鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れを
起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼。

（２）重量で、Ｃｒ：１１〜４０％、Ｎｉ：５〜７０％
、Ｓｉ　：　０．０５〜２．０％、ＭｎＳ２，０％、Ｃ
≦０．２％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＹ≦０．０６
％、Ｃｅ≦０．０２％、Ｍｇ≦０．０２％、Ｃａ≦０．
０１％の１種または２種以上を含み、凝固時の平衡分配
係数が小さく特に偏析し易いＳ、Ｂ、、Ｐ、○に関して
はＳ≦０．００６％、Ｂ≦０．００１５％、Ｂ≦０．０
３５％、０≦０．０１５％であり、しかも合金中のＮｉ
＋３０×Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ＝Ｓ−０，８×
Ｃａ　−０、５Ｘ　Ｙ　−，０，３×Ｍｇ　−０，３×
Ｃｅ）が第２図の斜線領域内にあり、かつＮｉ＋３０×
Ｎ量とＢ≦との関係が第３図の斜線領域内にあることを
特徴とする鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れ
を起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼。

（３）重量で、Ｃｒ：１１−４０％、Ｎｉ：５〜７０％
、Ｓｉ　：　０．０５〜２．０％、Ｍｎ≦７．０％、Ｃ
≦０．２％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＭｏ５７％、
Ｃｕ５４％、　八ｌ≦　７　％、　Ｎｂ≦　１　％、　
Ｔ１≦　１　％、　Ｚｒ≦　０．２　％の１種または２
種以上を含み、凝固時の平衡分配係数が小さく特に偏析
し易いＳ、Ｂ、Ｐ、０に関してはＳ≦０．００６％、Ｂ
≦０．００１５％、Ｂ≦０．０３５％、０５０．０１５
％であり、しかも合金中のＮｉ＋３０×Ｎ量とΔＳとの
関係（但しΔＳ＝Ｓ−０．８×Ｃａ−０．５　×Ｙ−０
，３×Ｍｇ−０゜３×Ｃｅ）が第２図の斜線領域内にあ
り、かつＮｉ＋３０×Ｎ量とＢ≦との関係が第３図の斜
線領域内にあることを特徴とする鋳造過程或いはその後
の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステン
レス鋼。

（４）重量で、Ｃｒ：１１〜４０％、Ｎｉ：５〜７０％
、Ｓｉ　：　０．０５〜２．０％、Ｍｎ≦７．０％、Ｃ
≦０．２％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＹ≦０．０６
％、Ｃｅ≦０．０２％、ｈｇ≦０．０２％、Ｃａ≦０．
０１％の１種または２種以上及びＭｏ５７％、Ｃｕ５４
％、Ａｌ≦７％、Ｎｂ５１％、Ｔｉ６１％、Ｚｒ≦７．
２％の１種または２種以上を含み、凝固時の平衡分配係
数が小さく特に偏析し易いＳ、、Ｂ、Ｐ、０に関しては
Ｓ≦０．００６％、Ｂ≦０．００１５％、Ｂ≦０．０３
５％、０≦０．０１５％であり、しかも合金中のＮｉ＋
３０ｘＮ量とΔＳとの関係（但しΔＳ−３−０．８×Ｃ
ａ−０，５Ｘ　Ｙ−０，３×Ｍｇ　−０，３×Ｃｅ）が
第２図の斜線領域内にあり、かつＮｉ＋３０×Ｎｌｉｌ
とＢ≦との関係が第３図の斜線類域内にあることを特徴
とする鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起
こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼。

以下に、本発明の詳細な説明する。

既に述べたように、所謂同期式連続鋳造法により、極力
製品ゲージに近い厚さの鋳片（ストリップ）を得るプロ
セス、たとえばツインドラム（双ロール法）方式のプロ
セスにおいては、鋳片（ストリップ）の広幅化に伴なっ
て、幅方向における凝固の不均一さに起因して局部的な
収縮による応力が発生し、材料の延性限界をこえると、
凝固直後の鋳片表面に割れを生し易い。またやや厚い鋳
片を鋳造し鋳片を直接熱間圧延する場合にも凝固不均一
部から割れを発生ずることがある。

前述のような鋳片の割れを防止するためには、（１）凝
固を均一化させ局部的な収縮を発生させないような鋳造
機や鋳造法の進歩と、（２）凝固直後の鋳片が極力延性
に冨む方向の合金設計という両面の対策が必要である。

従来、通常の１００ｍｍ以上の厚さを有する連続器鋳造鋳片の再加熱後の熱間圧延過程での割れ現象の解明
ならびにその防止手段については種々の研究がなされて
来た。

しかしながら、ツイン１〜ラム方式やツインヘルド方式
の連続鋳造プロセスにおける如く、鋳片のゲージ（厚さ
）が製品に近い状態で！ｈ造され、急冷凝固される鋳片
やその後の熱間圧延過程°この割れ現象の解明ならびに
割れ防止手段の研究は未だ十分ではなかった。

本発明者等は、象、冷強固される、薄いゲージの鋳片の
割れを防止する手段を、凝固直後の材料（鋳片）に延性
を付与する方向で研究を進めた。

各種の合金について、丸棒引張り試験片を通電加熱し、
平行部中央が溶融開始するまで界温し、溶融開始温度を
測定し、その役急冷して、溶融開始温度よりそれぞれ２
０’Ｃ，４０’Ｃ，６０’Ｃ。

８０°Ｃ，１００°Ｃ低い温度のところで保持し、引張
試験を実施し、破断までの試験片の絞り（％）と引張強
度を測定した。絞りが６０％以上に達する温度を測定し
て合金の延性を評価した。より高温で６０％以上の絞り
を示す合金が融点直下で延性の大きな材料である。なお
、調査した合金組成はオーステナイト系ステンレス鋼を
主とするＣｒ　−Ｎｉ系合金で次のような組成を有する
ものである。

組成は重量パーセントで表示している。

Ｃ：　０．００５〜０．１０％　　○：　０．００２〜
０．０１５％Ｓｉ　：　０．０５〜４．０％　　　Ｎ　
：　０．００５〜０．４０％Ｍｎ　：　０．１〜７．Ｏ
％　　　Ｔｉ　：　０〜０．０１０　：　０．００１〜
０．０４０％　Ｎｂ：０〜１．０％Ｓ　：　０．０００
３〜０．０１０　　Ｃａ　：　Ｏ〜０．０１％Ｃｒ：１
１〜４０％　　　　　Ｚｒ　：　Ｏ〜０．２％Ｎｌ：５
〜７０％　　　　　Ｃｅ　：　Ｏ〜０．０６％Ｍｏ：０
〜７．０％　　　　Ｙ　：　Ｏ〜０．０６％Ｃｕ　：　
０〜４．０％　　　　ｈ　：　Ｏ〜０．０６％八Ｒ二　
へ　〜７．０　％　　　　　　　　　Ｂ　：　０〜０．
０１０　　％主要合金組成と共に微量の不純物の影響に
ついても検ａ・］シ、あわせて微量成分の影響に注目し
た。

こうして、擬固点直下から１００°Ｃ低温までの間での
合金の延性に対する、合金組成の影響を調査した結果衣
の事が判明した。典型的な例は第１図の通りである。

延性を劣化させる成分：　Ｓ、　Ｂ、　Ｐ、　Ｏ，Ｎ、
　Ｎｉ、　Ｓｉ延性を向上させる成分’　Ｙ　＋　Ｃｅ
　＋　Ｃａ　＋　Ｍ　ｇ顕著な影響を示さない：　Ｃｒ
、Ｍｏ、Ｍｎ＋Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃ，ＡＩこの結果延性を劣
化させる成分は、Ｓ、Ｂ、Ｐ。

０等が特に顕著であるが、これらはすでによく研究され
ている平衡分配係数の小さい群である（鉄鋼便覧第３版
、基礎編のＰ２１７）。すなわち凝固時に偏析しやすい
不純物成分が、合金の融点直下の延性を大きく劣化させ
ていることが判明した。

事実、融点直下での割れは鋳造時の粒界を通るが、この
部分にはＳやＰの偏析がきわめて顕著であることも判明
した。従来よりＳやＰ等についてはこのような傾向は一
部知られていたが、今回Ｂも有害であることが判明し、
Ｓ以上に悪影響することがはじめて明らかになり、平衡
分配係数が小さい（０，１以下）群の成分が凝固時に偏
析し、融点直下の延性を大きく劣化させていることをは
じめて明らかにした。実験ではＮｉｌも増大すると延性
を劣化させ、Ｓｉは少ない程有効であることが判ったが
、これらは先の不純物偏析を助長することで影響すると
考えられる。

延性を向上せさる成分は、Ｙが特に顕著であるが、Ｃｅ
＋　Ｃａ＋　Ｍｇ等で、明らかにＳや０を固定して、こ
れらの偏析傾向を抑制する成分であることが判った。ス
テンレスや高合金で重要なＣｒ、　Ｍｏ量　Ｍｎ＋Ｃｕ
、　１’ｉ、　Ｎｂ等はさして大きく影響せず、Ｃも余
り影響しない。

以」二の結果、特に偏析傾向の大きな、平衡分配係数が
小さいＳ、Ｂ、０．Ｐ等は極力低減するが、凝固前に固
定することが必要である。Ｓは特に有害て、低減するか
Ｙ、　Ｃｅ、　Ｃａ、　Ｍｇ等で固定する必要がある。

Ｂも有害で、Ｂの混入をさけ低減することか必要である
。Ｏは脱酸剤の活用で低減することか可能である。Ｐは
後述する通り、Ｎｉ量との関係で影響度が異なり、Ｎｉ
量との関連で低減することか必要である。

一方合金組成の点でばＮｉやＮば悪影響があっても使用
すべき成分である。こうして必要とされるＮｉやＮのレ
ヘルにおいても十分な延性を確保し得■５るようにＳ、Ｐ、Ｂ、　○等の偏析成分のコントロール
が重要である。こうして各種の合金で割れ抑制に必要な
延性レヘル（〜６０％絞り）を検討した結果、合金のＮ
ｉ量とＮ量で、Ｎｉ＋３０×ＮＯ量に応して、ＳやＰの
量をきびしく規制する必要のあることが判明した。特に
Ｓ量に関して番よ、Ｓｉの低減と共に、添加したＹ、　
Ｃｅ、　Ｃａ＋　Ｍｇ等により固定される量も考慮した
ΔＳ量（ここでΔＳ量は次の通り定義した。ΔＳ−３−
０．８　×Ｃａ−０，５×Ｙ　−０，３×Ｍｇ　−０，
３×Ｃｅ）　とＮｉ＋３０×Ｎとの関係を第２図の通り
満足する必要がある。すなわら合金のＮｉ＋３０×Ｎが
増大するにつれて、Ｓ量を低減し、更に必要に応して、
Ｙ、　Ｃｅ、　Ｃａ、　ＭＢ等の１種又は２種以上を添
加して、ΔＳを小さくすることが必要である。しかしＹ
、　Ｃｅ、　Ｃａ＋　Ｍｇ等は余り多量に添加すると、
耐食性等に有害で、Ｙ≦０．０６％、Ｃｅ≦０．０２％
、Ｃａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０２％の範囲としなけ
ればならない。

特にＹが有効であるが、Ｙは高価であり、上限を０．０
６％とした。Ｃｅ、　Ｃａ、　Ｍｇ等も微量で効果を示
す。

同様に１）も第３図の通りに、Ｎｉ＋３０×Ｎに応して
低減する必要がある。ＢはいづれにおいてもＢ≦０．０
０１５％とすべきであり、０も脱酸してＯ≦０．０１５
％とする必要がある。なおＹ、　Ｃｅ、　Ｃａ等は鋳造
時の流動で反応が加速され、量が変動するが、あくまで
も鋳造・凝固の直前の成分規定が上述した条件である。

以上鋳造凝固時に特に偏析しやすい４種の不純物を低減
ないし固定し、Ｎ１とＮ量に応して許容範囲内にコント
ロールすれば、融点直下の延性は大幅に改善され、更に
その後の熱間圧延過程においても割れを起こしにくい鋼
となる。

もらろんＣｒ量、　Ｍｏ量等も若干影響するが、次に限
定する組成範囲に関しては、先に述べた成分に比較して
影響度は小さい。したがって本発明の考え方は次の組成
範囲に適応し得る。又薄板のみでなく、線材、鋼管、板
にも適応し得るものである。

Ｃ：　０．００５　〜０．２０％　　　０：≦０．０１
５　　％Ｓｉ　：　０．０５〜２．０　　％　　　　Ｎ
　：　０．００５　〜０．４０％Ｍｎ　：　０．１　〜
７．０　　％　　　　Ｔｉ　：　０　〜１．０　　％Ｐ
　：≦Ｏ，，０３５％　　　　　　Ｎｂ：Ｏ〜１．０　
　％Ｓ　：≦０．００６　　％　　　　　　Ｂ　：≦０
．００１５％Ｃｒ：１１〜４０％　　　　　　　Ｙ：≦
０．０６％旧：５〜７０％　　　Ｃｅ：≦０．０２％Ｍ
Ｏ：０〜７．０　％　　　　　Ｃａ：５０．０１％Ｃｕ
　：　Ｏ〜４．０　　％　　　　　Ｍｇ：　５０．０２
％Ａｌ：０〜７．０　％　　　　　　Ｚｒ：　≦０．２
　％以下に本発明合金成分の限定理由について述べる。

今回合金の融点直下の高温延性が合金成分の偏析傾向と
密接に関連し、したがって従来からよく知られた平衡分
配係数の小さな（≦０．１　）　、偏析しやすい成分で
あるＳ、Ｂ、Ｏ，Ｐを特に制御し、量的に規制すること
が必要なことを見出し、これらの偏析を助長するＮｉ量
とＮの関連で量的規制を明らかにした。

Ｓばきわめて偏析しやすい成分で、極力低くずるか、Ｙ
、　Ｃｅ、　Ｃａ、　Ｍｇ等の硫化物を生成しやすい成
分を添加して固定することが必要である。特にＮｉやＮ
を多く含有する合金においてはＮｉ＋３０×Ｎ量に応じ
てＳを減することが必要になる。こうしてΔＳ＝Ｓ−０
．８×Ｃａ−０．５×Ｙ−０，３×Ｍｇ−０，３×Ｃｅ
を定義し、各成分の重量パーセントで求めたΔＳと旧＋
３０×Ｎ量の関係を第２図の範囲に限定することで、割
れを防止することが出来る。

なおＳは０．００６％以下としたが、これを越えると割
れを防止し得ない。又Ｙは０．０６％以下で添加出来最
も有効である。Ｃｅ、　Ｍｇは０．０２％以下、Ｃａば
０．０１％以下の範囲で１種又は２種以上必要に応して
添加する。しかし余り多量に加えると、耐食性を劣化さ
せる。Ｙは特に有効であるが高価であり、０．０６％以
下とした。これら添加元素は微量で相乗効果が大きい。

ＢばＳに次いで偏析しやすく、割れを助長する。

したがって微量Ｂの管理が重要である。鋳造時のＢを０
．００１５％以下にしなければならない。このためには
原料や耐火物からの混入を抑えなければならない。これ
を越えると割れを助長する。

０も偏析しやすい成分であり、凝固時偏析して割れを助
長する。十分脱酸して０．０１５％以下とすることが必
要である。なお鋼中に存在するＯばΔｌ≦０．０８％、
　Ｓｉ≦７．０％やＹ≦０．０６％、　Ｃｅ≦０．０２
％、　Ｍｇ≦０．０２％、　Ｃａ≦０．０１％等の選択
添加の脱酸で固定すれば十分である。

Ｐも偏析傾向が大きく、出来る限り低いことが望ましい
が、その許容限界はＮｉ＋３０×Ｎ量との関係で第３図
斜線領域の通り決めるごとが出来る。

特にＮｉやＮを多く含有する合金でＰを減することが必
要になる。Ｓ、Ｂ、　○量のコントロールと並行してＢ
≦を第３図の通り規制することで融点直下からすぐれた
延性が得られる。

なおＮｉ、　Ｎ、　Ｓｉ等も融点直下の延性を劣化させ
るが、合金組成として必須の成分である。Ｎｉはオース
テナイト相の安定化の点で５％は必要下限であり、多い
方が組成の安定性、耐食性の点で有効であるが、７０％
を越えると高価となり、又割れやすさも顕著になる。Ｎ
は相の安定化、高強度化、耐食性の向上の点で有効でＣ
ｒと共に固溶量も増し、多い程効果が大である。しかし
０．４％を越えると固溶限をこえ、気泡を生じる。Ｓｌ
ば脱酸剤として、又渦流れの点で有効であり面１スケー
ル性の点で好ましい成分である。しかし融点直下の延性
の点では少ない方が好ましい。したがってＳｉの上限は
２．０％とし、下限は経済性の点で０．０５％とした。

他の合金組成に関しては特に大きな影響は認められず、
したがって先に述べた検討範囲とした。

（実施例）通常通り、溶製し２次精錬をされた各種のＣｒ　−Ｎｉ
系ステンレス鋼を溶製した。溶製された鋼の成分を第１
表に示す。これらは先に述べたように主成分はもちろん
、特に、Ｓ、Ｂ、Ｐ、　　○に注目し更にＮｉ＋３０×
Ｎ量に応して第２図、第３図をもとに、ΔＳ量とＢ≦を
コントロールし、Ｙ、　Ｃｅ。

Ｃａ、　ＭｇやＡ！量等で成分調整した。

その後、取消にて十分温度コントロールした後、水冷式
銅鋳型より成る双ロール鋳造機により鋳造し、８ｍｍか
ら１　ｍｍのａ！鋳片を鋳造した。鋳造幅は６００＋ｎ
ｍである。双ロール直下から気体及び水により幅方向に
均一に冷却して、１１００°Ｃまで冷却した。

鋳片はその後冷却され巻取られたが、Ｓ、Ｂ。

Ｐ、０量の規制を満たす本発明鋼の鋳片には割れは全く
発生しなかった。

一部の鋳片には表面温度で１３５０°Ｃ〜１１５０“０
間で５０％以下の圧下率で熱間圧延を加えたが、この熱
間圧延時にも割れは発生しなかった。

一方、第１表に示した比較合金においては、すでに述べ
たＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏの含有量が多く、又Ｎ１−ｌ−３０×
Ｎとの関係を満さず、いづれも鋳造時幅方向を主とした
小さな割れが発生した。

〔発明の効果〕

本発明によれば、鋳片と鋳型で相対速度差のない、所謂
同期式連続鋳造法を用いて、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
を製造するプロセスにおいて、連続鋳造を、鋳片厚さが
製品ゲージに近い厚さとなる形で行なうに際し、鋳造過
程ならびに熱間圧延過程で、材料に割れを生じないＣｒ
−Ｎｉ系ステンレス鋼を提供することが出来る。

【図面の簡単な説明】

第１回は融点直下の延性に対する各種合金元素の影響を
示す図、第２図は鋼中のＮｉ＋３０×Ｎ（％）とΔＳ＝
Ｓ−０．８×Ｃａ−０．５×Ｙ　　Ｏ，３×Ｍｇ　　Ｏ
，３×Ｃｅ（％）との関係で、融点直下の延性良好域を
示す図、第３図は鋼中のＮｉ＋３０１ｘ’Ｎ（％）とＰ
（％）との関係で、融点直下の延性良好域を示す図であ
る。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量で、Ｃｒ：１１〜４０％、Ｎｉ：５〜７０％
、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ≦７．０％、Ｃ≦０
．２％、Ｎ≦０．４％を含有し、凝固時の平衡分配係数
が小さく特に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦
０．００６％、Ｂ≦０．００１５％、Ｐ≦０．０３５％
、Ｏ≦０．０１５％であり、しかも合金中のＮｉ＋３０
×Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ＝Ｓ−０．８×Ｃａ−
０．５×Ｙ−０．３×Ｍｇ−０．３×Ｃｅ）が第２図の
斜線領域内にあり、かつＮｉ＋３０×Ｎ量とＰ量との関
係が第３図の斜線領域内にあることを特徴とする鋳造過
程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ
−Ｎｉ系ステンレス鋼。
（２）重量で、Ｃｒ：１１〜４０％、Ｎｉ：５〜７０％
、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ≦７．０％、Ｃ≦０
．２％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＹ≦０．０６％、
Ｃｅ≦０．０２％、Ｍｇ≦０．０２％、Ｃａ≦０．０１
％の１種または２種以上を含み、凝固時の平衡分配係数
が小さく特に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦
０．００６％、Ｂ≦０．００１５％、Ｐ≦０．０３５％
、０≦０．０１５％であり、しかも合金中のＮｉ＋３０
×Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ＝Ｓ−０．８×Ｃａ−
０．５×Ｙ−０．３×Ｍｇ−０．３×Ｃｅ）が第２図の
斜線領域内にあり、かつＮｉ＋３０×Ｎ量とＰ量との関
係が第３図の斜線領域内にあることを特徴とする鋳造過
程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ
−Ｎｉ系ステンレス鋼。
（３）重量で、Ｃｒ：１１〜４０％、Ｎｉ：５〜７０％
、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ≦７．０％、Ｃ≦０
．２％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＭｏ≦７％、Ｃｕ
≦４％、Ａｌ≦７％、Ｎｂ≦１％、Ｔｉ≦１％、Ｚｒ≦
０．２％の１種または２種以上を含み、凝固時の平衡分
配係数が小さく特に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関して
はＳ≦０．００６％、Ｂ≦０．００１５％、Ｐ≦０．０
３５％、Ｏ≦０．０１５％であり、しかも合金中のＮｉ
＋３０×Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ＝Ｓ−０．８×
Ｃａ−０．５×Ｙ＝０．３×Ｍｇ−０．３×Ｃｅ）が第
２図の斜線領域内にあり、かつＮｉ＋３０×Ｎ量とＰ量
との関係が第３図の斜線領域内にあることを特徴とする
鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難
いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼。
（４）重量で、Ｃｒ：１１〜４０％、Ｎｉ：５〜７０％
、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ≦７．０％、Ｃ≦０
．２％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＹ≦０．０６％、
Ｃｅ≦０．０２％、Ｍｇ≦０．０２％、Ｃａ≦０．０１
％の１種または２種以上及びＭｏ≦７％、Ｃｕ≦４％、
Ａｌ≦７％、Ｎｂ≦１％、Ｔｉ≦１％、Ｚｒ≦０．２％
の１種または２種以上を含み、凝固時の平衡分配係数が
小さく特に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦０
．００６％、Ｂ≦０．００１５％、Ｐ≦０．０３５％、
Ｏ≦０．０１５％であり、しかも合金中のＮｉ＋３０×
Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ＝Ｓ−０．８×Ｃａ−０
．５×Ｙ−０．３×Ｍｇ−０．３×Ｃｅ）が第２図の斜
線領域内にあり、かつＮｉ＋３０×Ｎ量とＰ量との関係
が第３図の斜線領域内にあることを特徴とする鋳造過程
或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス鋼。