JPH06304607A - 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

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明はＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方
法に関し、ヘゲ疵となる微小割れを防止する方法を提供
する。 【構成】 Ｃｒ：１６〜３５％、Ｎｉ：７〜５０％を主
成分とし、δ（ｃａｌ）が４超〜１０であるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を連続鋳造する際、スラブ表面で１３５
０℃までを５０℃／ｓｅｃ以下、１３５０〜１０００℃
の範囲を３０℃／ｓｅｃ以上、１０００〜５００℃の範
囲を１０℃／ｓｅｃ以上で冷却したスラブを、１０００
〜Ｔγ℃の温度で加熱した後、熱間圧延を行うことから
な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、δ（ｃａｌ）＝３Ｃｒ_eq−
２．８Ｎｉ_eq−１９．８。Ｃｒ_eq＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋
Ｍｏ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｔｉ。Ｎｉ_eq＝Ｎｉ＋０．５
Ｍｎ＋０．５Ｃｕ＋３０Ｃ＋３０Ｎ。Ｔγ＝（１０５＋
Ｎｉ_eq−３．９Ｃｒ_eq）／（０．０７−０．００１９５
Ｃｒ_eq）。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はＣｒ−Ｎｉ系ステンレス
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。

【０００２】

【従来の技術】Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼は高合金であ
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。

【０００３】一方、このような製造可否に関わるような
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。

【０００４】従来、このような熱延段階で発見できず酸
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。

【０００５】しかし、前記の方法は微小割れ防止の点で
完全とはいえないものであった。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は前記したＣｒ
−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。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
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＋Ｎｉ_eq−３．９×Ｃｒ_eq）／（０．０７−
１．９５×１０^-3×Ｃｒ_eq）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。

【０００８】（ここでＣｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓ
ｉ（％）＋Ｍｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×
Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝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＋Ｎｉ_eq−３．９×Ｃｒ
_eq）／（０．０７−１．９５×１０^-3×Ｃｒ_eq）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。

【０００９】（ここでＣｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓ
ｉ（％）＋Ｍｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×
Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝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＋Ｎｉ_eq−３．９×Ｃｒ_eq）／（０．
０７−１．９５×１０^-3×Ｃｒ_eq）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。

【００１０】（ここでＣｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓ
ｉ（％）＋Ｍｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×
Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝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＋Ｎｉ_eq−３．９×
Ｃｒ_eq）／（０．０７−１．９５×１０^-3×Ｃｒ_eq）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。

【００１１】（ここでＣｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓ
ｉ（％）＋Ｍｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×
Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝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＋Ｎｉ_eq−３．９×Ｃｒ_eq）／（０．０７−
１．９５×１０^-3×Ｃｒ_eq）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。

【００１２】（ここでＣｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓ
ｉ（％）＋Ｍｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×
Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝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＋Ｎｉ_eq−
３．９×Ｃｒ_eq）／（０．０７−１．９５×１０^-3×Ｃ
ｒ_eq）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Ｃｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓｉ（％）＋Ｍ
ｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝Ｎｉ（％）＋０．５×Ｍｎ（％）＋０．５×Ｃ
ｕ（％）＋３０×Ｃ（％）＋３０×Ｎ（％））

【００１３】

【作用】本発明によれば、熱間圧延時に発生する微小な
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。

【００１４】まず熱間圧延時のスラブ表層で割れる箇所
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。

【００１５】δ−フェライトによる割れを防止するには
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。

【００１６】表層のδ−フェライトを微細に分散させる
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。

【００１７】δ−フェライトを微小割れの起点とならな
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Ｃｒ_eq、Ｎｉ_eqで
求めうるγ単相の上限温度を明確にした。

【００１８】Ｔγ（℃）＝（１０５＋Ｎｉ_eq−３．９×
Ｃｒ_eq）／（０．０７−１．９５×１０^-3×Ｃｒ_eq） 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。

【００１９】しかし、前記のようにδ−フェライトの影
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。

【００２０】この点について割れと組織の関係を調査し
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。

【００２１】ＣＣ鋳片のオッシレーションマークの谷部
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。

【００２２】図１はＳＵＳ３０４鋼の融点直下５０℃で
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。

【００２３】また、Ｎｉ偏析部は凝固過程で濃化溶鋼が
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。

【００２４】以上のように、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
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。

【００２５】これらのヘゲ疵防止対策は、次の成分系の
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。

【００２６】以下に成分の限定理由を述べる。 Ｃ：Ｃはステンレス鋼の耐食性に有害であるが、強度の
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。

【００２７】Ｓｉ：Ｓｉはステンレス鋼の脱酸元素とし
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。

【００２８】Ｃｒ：Ｃｒはステンレス鋼の基本成分であ
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。

【００２９】Ｍｏ：Ｍｏは耐食性を確保するための重要
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。

【００３０】Ｐ：Ｐは耐食性及び熱間加工性の観点から
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。

【００３１】Ｃｕ：Ｃｕはステンレス鋼の耐食性を向上
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。

【００３２】Ｔｉ：ＴｉはＮｂと同様にＣを固定し、耐
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。

【００３３】Ｃａ：Ｃａは強力な脱酸、脱硫剤であり、
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０．００１〜０．００５％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。

【００３４】ＲＥＭ：ＲＥＭは強力な脱酸、脱硫剤であ
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。

【００３５】

【実施例】本発明の実施例としてＡ〜Ｐに示す合金につ
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。

【００３６】これに対し、Ｋ鋼はδ（ｃａｌ）が本発明
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。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【表２】

【００３９】

【発明の効果】本発明によれば、従来熱延工程では発見
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。

【図面の簡単な説明】

【図１】融点直下における延性にに対するδ（ｃａｌ）
の影響を示す図である。

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｚ 38/50

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【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＋Ｎｉ_eq−３．９×Ｃｒ_eq）／
   （０．０７−１．９５×１０^-3×Ｃｒ_eq）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Ｃｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓｉ（％）＋Ｍ
   ｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝Ｎｉ（％）＋０．５×Ｍｎ（％）＋０．５×Ｃ
   ｕ（％）＋３０×Ｃ（％）＋３０×Ｎ（％））
2. 【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＋Ｎｉ_eq
   −３．９×Ｃｒ_eq）／（０．０７−１．９５×１０^-3×
   Ｃｒ_eq）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Ｃｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓｉ（％）＋Ｍ
   ｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝Ｎｉ（％）＋０．５×Ｍｎ（％）＋０．５×Ｃ
   ｕ（％）＋３０×Ｃ（％）＋３０×Ｎ（％））
3. 【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＋Ｎｉ_eq−３．９×Ｃｒ_eq）／
   （０．０７−１．９５×１０^-3×Ｃｒ_eq）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Ｃｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓｉ（％）＋Ｍ
   ｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝Ｎｉ（％）＋０．５×Ｍｎ（％）＋０．５×Ｃ
   ｕ（％）＋３０×Ｃ（％）＋３０×Ｎ（％））
4. 【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
   ＋Ｎｉ_eq−３．９×Ｃｒ_eq）／（０．０７−１．９５×
   １０^-3×Ｃｒ_eq）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Ｃｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓｉ（％）＋Ｍ
   ｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝Ｎｉ（％）＋０．５×Ｍｎ（％）＋０．５×Ｃ
   ｕ（％）＋３０×Ｃ（％）＋３０×Ｎ（％））
5. 【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＋Ｎｉ_eq−３．９×Ｃｒ_eq）／（０．
   ０７−１．９５×１０^-3×Ｃｒ_eq）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Ｃｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓｉ（％）＋Ｍ
   ｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝Ｎｉ（％）＋０．５×Ｍｎ（％）＋０．５×Ｃ
   ｕ（％）＋３０×Ｃ（％）＋３０×Ｎ（％））
6. 【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＋Ｎｉ_eq−３．９×Ｃｒ_eq）／（０．０７−１．９５
   ×１０^-3×Ｃｒ_eq）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Ｃｒ_eq＝Ｃｒ（％）＋１．５×Ｓｉ（％）＋Ｍ
   ｏ（％）＋０．５×Ｎｂ（％）＋０．５×Ｔｉ（％） Ｎｉ_eq＝Ｎｉ（％）＋０．５×Ｍｎ（％）＋０．５×Ｃ
   ｕ（％）＋３０×Ｃ（％）＋３０×Ｎ（％））