JPH07228923A - 表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法Info
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- JPH07228923A JPH07228923A JP2139894A JP2139894A JPH07228923A JP H07228923 A JPH07228923 A JP H07228923A JP 2139894 A JP2139894 A JP 2139894A JP 2139894 A JP2139894 A JP 2139894A JP H07228923 A JPH07228923 A JP H07228923A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 表面性状に優れたオーステナイト系ステンレ
ス鋼板の製造方法を提供することを目的とする。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０７％、Ｓ
ｉ：０．３０〜０．９０％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０
％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、
Ｎｉ：８．００〜１０．００％、Ｃｒ：１８．００〜２
０．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｃａ：
０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．０２０〜０．
０７０％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなり、かつ（１）式から求め
たδ−Ｆｅが２．０〜６．０％となる成分組成のオース
テナイト系ステンレス鋼のスラブを、温度：１２００〜
１３００℃、Ｏ2 濃度：０．５〜３．０％で加熱し、熱
間圧延後、表層のメタルを酸洗溶削又は機械研削で１０
μｍ以上除去し、続いて冷間圧延、最終焼鈍酸洗を行
う。
ス鋼板の製造方法を提供することを目的とする。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０７％、Ｓ
ｉ：０．３０〜０．９０％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０
％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、
Ｎｉ：８．００〜１０．００％、Ｃｒ：１８．００〜２
０．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｃａ：
０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．０２０〜０．
０７０％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなり、かつ（１）式から求め
たδ−Ｆｅが２．０〜６．０％となる成分組成のオース
テナイト系ステンレス鋼のスラブを、温度：１２００〜
１３００℃、Ｏ2 濃度：０．５〜３．０％で加熱し、熱
間圧延後、表層のメタルを酸洗溶削又は機械研削で１０
μｍ以上除去し、続いて冷間圧延、最終焼鈍酸洗を行
う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、表面性状に優れたオー
ステナイト系ステンレス鋼板の製造方法に関する。
ステナイト系ステンレス鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】オーステナイト系ステンレス鋼板の表面
欠陥の一つにヘゲ疵がある。このヘゲ疵は熱間圧延中に
表層部の結晶粒界が割れることにより、割れ部にスケー
ルを噛みこんだスケールとメタルの層状のかぶさり疵で
あり、熱延、冷延により伸延され製品板では線状の表面
欠陥を呈する。ヘゲ疵の防止方法として、ＳＵＳ３０４
系合金鋼において、成分とスラブ加熱炉雰囲気を調整
し、熱延時の粒界割れ起因のヘゲ疵を防止する方法が特
公平４−４８８６５号公報に開示されている。また、オ
ーステナイト系ステンレス鋼において、スラブの加熱温
度と重油中のＳ量を制御し、粒界酸化部を起点とする微
小クラックによるヘゲ疵を防止する方法が特公平５−７
０５２４号公報に開示されている。その他の技術とし
て、スラブの成分組成、スラブの表面状態、スラブの加
熱条件、熱延条件をコントロールして熱間圧延中に生じ
る粒界割れ起因の表面欠陥を防止する方法が提案されて
いる。
欠陥の一つにヘゲ疵がある。このヘゲ疵は熱間圧延中に
表層部の結晶粒界が割れることにより、割れ部にスケー
ルを噛みこんだスケールとメタルの層状のかぶさり疵で
あり、熱延、冷延により伸延され製品板では線状の表面
欠陥を呈する。ヘゲ疵の防止方法として、ＳＵＳ３０４
系合金鋼において、成分とスラブ加熱炉雰囲気を調整
し、熱延時の粒界割れ起因のヘゲ疵を防止する方法が特
公平４−４８８６５号公報に開示されている。また、オ
ーステナイト系ステンレス鋼において、スラブの加熱温
度と重油中のＳ量を制御し、粒界酸化部を起点とする微
小クラックによるヘゲ疵を防止する方法が特公平５−７
０５２４号公報に開示されている。その他の技術とし
て、スラブの成分組成、スラブの表面状態、スラブの加
熱条件、熱延条件をコントロールして熱間圧延中に生じ
る粒界割れ起因の表面欠陥を防止する方法が提案されて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の従来技術では、ヘゲ疵を完全になくすことは困難であ
り、ある対策を行うと、それに伴って別の問題が発生す
る場合が多い。本発明の目的は、ヘゲ疵を防止するため
にスラブの成分組成を高純化する。そして、それに伴っ
て発生する表面光沢のムラをスラブの加熱条件と熱延板
表層を化学的にあるいは機械的に除去することによっ
て、表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板
を提供することにある。
の従来技術では、ヘゲ疵を完全になくすことは困難であ
り、ある対策を行うと、それに伴って別の問題が発生す
る場合が多い。本発明の目的は、ヘゲ疵を防止するため
にスラブの成分組成を高純化する。そして、それに伴っ
て発生する表面光沢のムラをスラブの加熱条件と熱延板
表層を化学的にあるいは機械的に除去することによっ
て、表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板
を提供することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】オーステナイト系ステン
レス鋼板の表面欠陥であるヘゲ疵や光沢ムラはいろいろ
な原因によって発生するため、製造管理が難しく、ま
た、皆無にすることができないのが現状である。ヘゲ疵
を出来るだけ押さえ、また光沢ムラを防止するために、
スラブの成分組成、スラブの加熱条件、熱延板表層の除
去量を見出すことにより本発明は成されたものである。
すなわち、本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板
のスラブの成分組成を高純化し、粒界の硫化物、酸化物
の生成を抑えて熱間圧延中の粒界割れを抑制する。特に
Ａｌ添加によって高純化したスラブを加熱すると表層メ
タル中のＡｌ2Ｏ3 の層が不均一となり、製品表面の結
晶粒径にムラを生じて光沢ムラの原因となるので、これ
をできるだけ少なくする条件とそれを熱延板の段階で完
全に除去することによって、製品板のヘゲ疵と光沢ムラ
をほぼ皆無にすることを特徴とする。
レス鋼板の表面欠陥であるヘゲ疵や光沢ムラはいろいろ
な原因によって発生するため、製造管理が難しく、ま
た、皆無にすることができないのが現状である。ヘゲ疵
を出来るだけ押さえ、また光沢ムラを防止するために、
スラブの成分組成、スラブの加熱条件、熱延板表層の除
去量を見出すことにより本発明は成されたものである。
すなわち、本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板
のスラブの成分組成を高純化し、粒界の硫化物、酸化物
の生成を抑えて熱間圧延中の粒界割れを抑制する。特に
Ａｌ添加によって高純化したスラブを加熱すると表層メ
タル中のＡｌ2Ｏ3 の層が不均一となり、製品表面の結
晶粒径にムラを生じて光沢ムラの原因となるので、これ
をできるだけ少なくする条件とそれを熱延板の段階で完
全に除去することによって、製品板のヘゲ疵と光沢ムラ
をほぼ皆無にすることを特徴とする。
【０００５】すなわち、本発明は、重量％で Ｃ ：０．０２〜０．０７％ Ｓｉ：０．３０〜０．９０％ Ｍｎ：０．７０〜１．５０％ Ｐ ：０．０３５％以下 Ｓ ：０．００２０％以下 Ｎｉ：８．００〜１０．００％ Ｃｒ：１８．００〜２０．００％ Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％ Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％ Ｎ ：０．０２０〜０．０７０％ Ｏ ：０．００５０％以下 を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、か
つ下記（１）式で表されるδ−Ｆｅの値が２．０〜６．
０％である成分組成のオーステナイト系ステンレス鋼の
スラブを 温 度：１２００〜１３００℃ Ｏ2 濃度：０．５〜３．０％ で加熱し、続いて熱間圧延し、続いて表層のメタルを酸
洗溶削又は機械研削で１０μｍ以上除去し、続いて冷間
圧延し、続いて最終焼鈍、酸洗を行うことを特徴とする
表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製
造方法を要旨とするものである。 δ−Fe＝3(Cr＋1.5Si)−2.8(Ni＋0.5Mn)−84(C＋N)−19.8（％）…（１） 以下、本発明を詳細に説明する。
つ下記（１）式で表されるδ−Ｆｅの値が２．０〜６．
０％である成分組成のオーステナイト系ステンレス鋼の
スラブを 温 度：１２００〜１３００℃ Ｏ2 濃度：０．５〜３．０％ で加熱し、続いて熱間圧延し、続いて表層のメタルを酸
洗溶削又は機械研削で１０μｍ以上除去し、続いて冷間
圧延し、続いて最終焼鈍、酸洗を行うことを特徴とする
表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製
造方法を要旨とするものである。 δ−Fe＝3(Cr＋1.5Si)−2.8(Ni＋0.5Mn)−84(C＋N)−19.8（％）…（１） 以下、本発明を詳細に説明する。
【０００６】
【作用】先ず、本発明において、スラブの成分組成の限
定理由を説明する。Ｃは、クロム炭化物を形成し易く耐
食性を劣化させるので低い方が良いが、一方、耐熱性は
高い方が良い。その他δ−Ｆｅによる熱間加工性の劣化
や精錬コスト等を考慮して、０．０２〜０．０７％とし
た。望ましくは０．０３〜０．０６％である。Ｓｉは延
性を劣化するので加工性の点からは低い方が良いが、低
すぎると脱酸が不十分となる。一方、多すぎると靱性が
劣化するため０．３０〜０．９０％とした。望ましくは
０．４０〜０．８０％である。Ｍｎは脱酸元素として有
効であるのである程度必要である。しかし、耐食性、加
工性の点から限界があるので０．７０〜１．５０％とし
た。望ましくは０．８０〜１．４０％である。Ｐは、粒
界偏析しやすい元素であり、熱間加工性、耐食性を劣化
させるので、０．０３５％以下とする。望ましくは０．
０３０％以下である。
定理由を説明する。Ｃは、クロム炭化物を形成し易く耐
食性を劣化させるので低い方が良いが、一方、耐熱性は
高い方が良い。その他δ−Ｆｅによる熱間加工性の劣化
や精錬コスト等を考慮して、０．０２〜０．０７％とし
た。望ましくは０．０３〜０．０６％である。Ｓｉは延
性を劣化するので加工性の点からは低い方が良いが、低
すぎると脱酸が不十分となる。一方、多すぎると靱性が
劣化するため０．３０〜０．９０％とした。望ましくは
０．４０〜０．８０％である。Ｍｎは脱酸元素として有
効であるのである程度必要である。しかし、耐食性、加
工性の点から限界があるので０．７０〜１．５０％とし
た。望ましくは０．８０〜１．４０％である。Ｐは、粒
界偏析しやすい元素であり、熱間加工性、耐食性を劣化
させるので、０．０３５％以下とする。望ましくは０．
０３０％以下である。
【０００７】Ｓは、粒界偏析しやすく熱間加工性を著し
く劣化し、熱間圧延時の粒界割れを生じてヘゲ疵の主原
因となるので、特別に低減する必要がある。表１、No.
３成分をベースとし、Ｓ含有量を０．０００３〜０．０
０８５％に変化させた１４３mm厚さスラブを用いて、加
熱温度１３００℃、均熱時間６０分、Ｏ2 濃度１．８％
でスラブを加熱後、熱間圧延で３．０mm厚さの熱延板と
した。続いて、ショットブラスト後、硝弗酸酸洗にて表
層のメタルを１０μｍ溶削し、冷間圧延にて０．７mm厚
さの冷延板とした。続いて最終の焼鈍、酸洗を行い表面
のヘゲ疵を観察した。
く劣化し、熱間圧延時の粒界割れを生じてヘゲ疵の主原
因となるので、特別に低減する必要がある。表１、No.
３成分をベースとし、Ｓ含有量を０．０００３〜０．０
０８５％に変化させた１４３mm厚さスラブを用いて、加
熱温度１３００℃、均熱時間６０分、Ｏ2 濃度１．８％
でスラブを加熱後、熱間圧延で３．０mm厚さの熱延板と
した。続いて、ショットブラスト後、硝弗酸酸洗にて表
層のメタルを１０μｍ溶削し、冷間圧延にて０．７mm厚
さの冷延板とした。続いて最終の焼鈍、酸洗を行い表面
のヘゲ疵を観察した。
【０００８】
【表１】
【０００９】ヘゲ疵の発生率はコイル全長（ｍ）に対し
て、１ｍ間隔毎に区切った箇所に１個でもヘゲ疵があれ
ばその区間はヘゲ疵が発生したとしてコイル全長に亘っ
て、ヘゲ疵発生箇所長さ（ｍ）を合計しその割合で表示
した。図１に示すように、Ｓ含有量とともにヘゲ疵の発
生率が増加するが、本発明者らが用途を考慮して定めて
いる合格基準の３％以下にするにはＳ含有量は０．００
２０％以下にしなければならない。Ｎｉは、オーステナ
イト系ステンレス鋼の主要元素であり成分バランス（δ
−Ｆｅ）の点から８．００％以上必要であるが、経済性
の面から１０．００％を上限とした。望ましくは８．２
０〜９．７０％である。Ｃｒは、耐食性を確保するため
に１８．００％以上必要であり、熱間加工性、脆性、δ
−Ｆｅ量を考慮して上限を２０．００％とした。望まし
くは１８．００〜１９．７０％である。
て、１ｍ間隔毎に区切った箇所に１個でもヘゲ疵があれ
ばその区間はヘゲ疵が発生したとしてコイル全長に亘っ
て、ヘゲ疵発生箇所長さ（ｍ）を合計しその割合で表示
した。図１に示すように、Ｓ含有量とともにヘゲ疵の発
生率が増加するが、本発明者らが用途を考慮して定めて
いる合格基準の３％以下にするにはＳ含有量は０．００
２０％以下にしなければならない。Ｎｉは、オーステナ
イト系ステンレス鋼の主要元素であり成分バランス（δ
−Ｆｅ）の点から８．００％以上必要であるが、経済性
の面から１０．００％を上限とした。望ましくは８．２
０〜９．７０％である。Ｃｒは、耐食性を確保するため
に１８．００％以上必要であり、熱間加工性、脆性、δ
−Ｆｅ量を考慮して上限を２０．００％とした。望まし
くは１８．００〜１９．７０％である。
【００１０】Ａｌは、脱酸元素として０．０１０％以上
添加すると効果が著しく、熱間圧延時の粒界割れ対策と
して極めて有効であるので下限を０．０１０％とした。
Ａｌを添加することにより、スラブ加熱時に表層のメタ
ル中にＡｌ2 Ｏ3 が生成する。また、Ａｌ添加により同
じくスラブ加熱時にノジュール（こぶ）状のスケールが
生成しやすくなる。そして、このノジュールの下部には
Ａｌ2 Ｏ3 層が浅くなる現象が生じる。これは、ノジュ
ールとメタルの界面のノジュール側にＳｉ，Ｃｒリッチ
な酸化物が生成するために、その下部への酸素の侵入が
抑制されてＡｌ2 Ｏ3 の生成が抑えられるためと考えら
れる。一方、ノジュールの生成しないところはＡｌ2 Ｏ
3 の生成層が深くなり、スラブ表層のメタル中にＡｌ2
Ｏ3 の深いところと浅いところの不均一を生じる。この
状態で通常の熱延、冷延を行うとスラブ加熱時に生じた
Ａｌ2 Ｏ3 の不均一な層が冷延板表層にまで残存し、最
終焼鈍時にＡｌ2 Ｏ3 の密度の高いところは細粒に、Ａ
ｌ2 Ｏ3 の密度の低いところは粗粒になり、これを酸洗
すると結晶粒径の違いがそのまま現れるため、光が当た
った際に細粒部が光沢が低く、粗粒部は光沢が高くなり
光沢のムラとなって見える。このため、Ａｌ添加量には
制限があり次の試験で限界を求めた。
添加すると効果が著しく、熱間圧延時の粒界割れ対策と
して極めて有効であるので下限を０．０１０％とした。
Ａｌを添加することにより、スラブ加熱時に表層のメタ
ル中にＡｌ2 Ｏ3 が生成する。また、Ａｌ添加により同
じくスラブ加熱時にノジュール（こぶ）状のスケールが
生成しやすくなる。そして、このノジュールの下部には
Ａｌ2 Ｏ3 層が浅くなる現象が生じる。これは、ノジュ
ールとメタルの界面のノジュール側にＳｉ，Ｃｒリッチ
な酸化物が生成するために、その下部への酸素の侵入が
抑制されてＡｌ2 Ｏ3 の生成が抑えられるためと考えら
れる。一方、ノジュールの生成しないところはＡｌ2 Ｏ
3 の生成層が深くなり、スラブ表層のメタル中にＡｌ2
Ｏ3 の深いところと浅いところの不均一を生じる。この
状態で通常の熱延、冷延を行うとスラブ加熱時に生じた
Ａｌ2 Ｏ3 の不均一な層が冷延板表層にまで残存し、最
終焼鈍時にＡｌ2 Ｏ3 の密度の高いところは細粒に、Ａ
ｌ2 Ｏ3 の密度の低いところは粗粒になり、これを酸洗
すると結晶粒径の違いがそのまま現れるため、光が当た
った際に細粒部が光沢が低く、粗粒部は光沢が高くなり
光沢のムラとなって見える。このため、Ａｌ添加量には
制限があり次の試験で限界を求めた。
【００１１】表１、No. ３の成分をベースとし、Ａｌ含
有量を０．００３〜０．０９５％に変化させた１４３mm
厚さスラブを用いて、加熱温度１３００℃、均熱時間１
２０分、Ｏ2 濃度３．０％でスラブを加熱後、スラブを
炉外に取出し、表層メタル中に生成したＡｌ2 Ｏ3 層の
最大深さを測定した。図２に示すようにＡｌ含有量の増
加に伴ってＡｌ2 Ｏ3 層の深さも増加する。通常、熱延
板の厚さは３．０mm程度が多く、１４３mm厚さのスラブ
から熱延すると１／４８の厚さに伸延される。熱延板表
層のＡｌ2 Ｏ3 の深さを次工程の硝弗酸酸洗で除去する
能率を考慮するとおよそ１０μｍが限界となり、このた
めにはスラブ加熱後のＡｌ2 Ｏ3 層の最大深さは４８０
μｍ以下に抑える必要がある。このためには、図２より
Ａｌ含有量の上限を０．０６０％とした。
有量を０．００３〜０．０９５％に変化させた１４３mm
厚さスラブを用いて、加熱温度１３００℃、均熱時間１
２０分、Ｏ2 濃度３．０％でスラブを加熱後、スラブを
炉外に取出し、表層メタル中に生成したＡｌ2 Ｏ3 層の
最大深さを測定した。図２に示すようにＡｌ含有量の増
加に伴ってＡｌ2 Ｏ3 層の深さも増加する。通常、熱延
板の厚さは３．０mm程度が多く、１４３mm厚さのスラブ
から熱延すると１／４８の厚さに伸延される。熱延板表
層のＡｌ2 Ｏ3 の深さを次工程の硝弗酸酸洗で除去する
能率を考慮するとおよそ１０μｍが限界となり、このた
めにはスラブ加熱後のＡｌ2 Ｏ3 層の最大深さは４８０
μｍ以下に抑える必要がある。このためには、図２より
Ａｌ含有量の上限を０．０６０％とした。
【００１２】Ｃａは、強力な脱硫元素であり熱間加工性
を向上させる。本発明のようなＳが０．０２０％以下の
高純度鋼においては、溶鋼時にＣａ合金を添加し、スラ
グ中にＣａＳとして浮上させる。鋼中に０．００１０％
以上残留するように添加するとＳ含有量が急激に低下す
る。Ｃａの鋼中への残留が多過ぎても脱硫の効果が飽和
するし、耐食性を劣化させるので０．００５０％を上限
とした。望ましくは０．００１５〜０．００４０％であ
る。Ｎは、δ−Ｆｅを通じて熱間加工性に及ぼす影響が
大きいので、ある程度は必要である。しかし、窒化物を
生成し熱間加工性を劣化させるので上限を０．０７０％
とした。下限は製造コストの面から０．０２０％とし
た。望ましくは０．０２５〜０．０６０％である。Ｏ
は、熱間加工性の点から低い方が良いので、０．００５
０％以下とした。望ましくは０．００４０％以下であ
る。次にδ−Ｆｅについて説明する。δ−Ｆｅは不純物
を吸収し、熱間加工性を向上させる作用があるため２．
０％以上必要である。しかし、多すぎると熱間圧延中に
δ−Ｆｅとオーステナイトの界面から割れが生じ、耳割
れやヘゲ疵の原因となるので上限を６．０％とした。望
ましくは２．４〜５．８％である。
を向上させる。本発明のようなＳが０．０２０％以下の
高純度鋼においては、溶鋼時にＣａ合金を添加し、スラ
グ中にＣａＳとして浮上させる。鋼中に０．００１０％
以上残留するように添加するとＳ含有量が急激に低下す
る。Ｃａの鋼中への残留が多過ぎても脱硫の効果が飽和
するし、耐食性を劣化させるので０．００５０％を上限
とした。望ましくは０．００１５〜０．００４０％であ
る。Ｎは、δ−Ｆｅを通じて熱間加工性に及ぼす影響が
大きいので、ある程度は必要である。しかし、窒化物を
生成し熱間加工性を劣化させるので上限を０．０７０％
とした。下限は製造コストの面から０．０２０％とし
た。望ましくは０．０２５〜０．０６０％である。Ｏ
は、熱間加工性の点から低い方が良いので、０．００５
０％以下とした。望ましくは０．００４０％以下であ
る。次にδ−Ｆｅについて説明する。δ−Ｆｅは不純物
を吸収し、熱間加工性を向上させる作用があるため２．
０％以上必要である。しかし、多すぎると熱間圧延中に
δ−Ｆｅとオーステナイトの界面から割れが生じ、耳割
れやヘゲ疵の原因となるので上限を６．０％とした。望
ましくは２．４〜５．８％である。
【００１３】次にスラブの加熱条件について説明する。
加熱温度はスケール疵やヘゲ疵に影響を及ぼす。表１、
No. ３成分の１４３mm厚さスラブを温度１０４０〜１３
７０℃、均熱時間６０分、Ｏ2 濃度０．５％で加熱し、
３．０mm厚さの熱延板とし、熱延板表面のスケール疵の
深さを測定し図３に示した。スケール疵の深さはスラブ
加熱温度が１２００℃に達しない場合には、熱間変形抵
抗が大きく１０μｍを超える疵が発生し、次工程の硝弗
酸酸洗で疵取りが困難となるので１２００℃以上にスラ
ブを加熱する必要がある。従って、スラブ加熱温度の下
限を１２００℃とした。また、表１、No. ３成分のＳ含
有量のみを０．００２０％に替えた１４３mm厚さスラブ
を用いて、加熱温度１０６０〜１３８５℃、均熱時間６
０分、Ｏ2 濃度１．８％でスラブを加熱後、熱間圧延で
３．０mm厚さの熱延板とした。続いて、ショットブラス
ト後、硝弗酸酸洗にて表面のメタルを１０μｍ溶削し、
冷間圧延にて０．７mm厚さの冷延板とした。続いて、最
終の焼鈍、酸洗を行い表面のヘゲ疵の発生率を測定し
た。図４に示すように、スラブ加熱温度が１３００℃を
超えると熱間圧延での粒界割れのヘゲ疵が急増し、ヘゲ
疵の合格基準３％を超えるので１３００℃以下にスラブ
を加熱する必要がある。従って、スラブ加熱温度の上限
を１３００℃とした。
加熱温度はスケール疵やヘゲ疵に影響を及ぼす。表１、
No. ３成分の１４３mm厚さスラブを温度１０４０〜１３
７０℃、均熱時間６０分、Ｏ2 濃度０．５％で加熱し、
３．０mm厚さの熱延板とし、熱延板表面のスケール疵の
深さを測定し図３に示した。スケール疵の深さはスラブ
加熱温度が１２００℃に達しない場合には、熱間変形抵
抗が大きく１０μｍを超える疵が発生し、次工程の硝弗
酸酸洗で疵取りが困難となるので１２００℃以上にスラ
ブを加熱する必要がある。従って、スラブ加熱温度の下
限を１２００℃とした。また、表１、No. ３成分のＳ含
有量のみを０．００２０％に替えた１４３mm厚さスラブ
を用いて、加熱温度１０６０〜１３８５℃、均熱時間６
０分、Ｏ2 濃度１．８％でスラブを加熱後、熱間圧延で
３．０mm厚さの熱延板とした。続いて、ショットブラス
ト後、硝弗酸酸洗にて表面のメタルを１０μｍ溶削し、
冷間圧延にて０．７mm厚さの冷延板とした。続いて、最
終の焼鈍、酸洗を行い表面のヘゲ疵の発生率を測定し
た。図４に示すように、スラブ加熱温度が１３００℃を
超えると熱間圧延での粒界割れのヘゲ疵が急増し、ヘゲ
疵の合格基準３％を超えるので１３００℃以下にスラブ
を加熱する必要がある。従って、スラブ加熱温度の上限
を１３００℃とした。
【００１４】次に、スラブ加熱時の均熱時間の望ましい
条件について説明する。表１、No. ３成分のＡｌ含有量
のみを０．０６０％に替えた１４３mm厚さスラブを、加
熱温度１０５０〜１３８０℃、均熱時間３０〜１８０
分、Ｏ2 濃度３．０％でスラブ加熱後、スラブを炉外に
取出し、表層メタル中に生成したＡｌ2 Ｏ 3 層の最大深
さを測定した。図５に示すように、スラブ加熱温度、均
熱時間とともにＡｌ2 Ｏ3 層は深くなり、目標の４８０
μｍ以下に抑えるためには、スラブ加熱温度１３００℃
では均熱時間は１２０分が上限である。これより短い均
熱時間では、スラブ加熱温度が１２００〜１３００℃の
間では、Ａｌ2 Ｏ3 層が４８０μｍ以下となり、３．０
mm厚の熱延板となった場合硝弗酸酸洗で除去できる範囲
となる。しかし、均熱時間が３０分未満では、ＮｉやＣ
ｒの拡散が不充分で鋳造組織の影響が最終製品まで残
る。従って、スラブ加熱時間は３０〜１２０分が望まし
い。
条件について説明する。表１、No. ３成分のＡｌ含有量
のみを０．０６０％に替えた１４３mm厚さスラブを、加
熱温度１０５０〜１３８０℃、均熱時間３０〜１８０
分、Ｏ2 濃度３．０％でスラブ加熱後、スラブを炉外に
取出し、表層メタル中に生成したＡｌ2 Ｏ 3 層の最大深
さを測定した。図５に示すように、スラブ加熱温度、均
熱時間とともにＡｌ2 Ｏ3 層は深くなり、目標の４８０
μｍ以下に抑えるためには、スラブ加熱温度１３００℃
では均熱時間は１２０分が上限である。これより短い均
熱時間では、スラブ加熱温度が１２００〜１３００℃の
間では、Ａｌ2 Ｏ3 層が４８０μｍ以下となり、３．０
mm厚の熱延板となった場合硝弗酸酸洗で除去できる範囲
となる。しかし、均熱時間が３０分未満では、ＮｉやＣ
ｒの拡散が不充分で鋳造組織の影響が最終製品まで残
る。従って、スラブ加熱時間は３０〜１２０分が望まし
い。
【００１５】次にスラブ加熱時のＯ2 濃度の条件につい
て説明する。表１、No. ３の成分のＡｌ含有量を０．０
６０％に替えた１４３mm厚さスラブを用いて、温度１２
００℃、加熱時間６０分、Ｏ2 濃度０．１〜４．５％で
加熱後、３．０mm厚さの熱延板とし、熱延板表面のスケ
ール疵の深さを測定し、図６に示した。スケール疵の深
さは、Ｏ2 濃度０．５％未満で急激に深くなる。これ
は、スラブ加熱時に生成するスケール厚さが厚くなり、
スケール疵の原因になるものと考えられる。従って、Ｏ
2 濃度の下限を０．５％とした。また、同じ成分の１４
３mm厚さのスラブを用いて、加熱温度１３００℃、均熱
時間３０〜１８０分、Ｏ2 濃度０．１〜４．６％でスラ
ブ加熱後、スラブを炉外に取出し表層メタル中に生成し
たＡｌ2 Ｏ3 層の最大深さを測定し、図７に示した。Ｏ
2 濃度、加熱時間とともにＡｌ2 Ｏ3 層の深さは増加
し、望ましい均熱時間の上限である１２０分では、Ｏ2
濃度が３％を超えると、Ａｌ2 Ｏ3 層の生成が４８０μ
ｍを超える。従って、Ｏ2 濃度の上限を３．０％とし
た。
て説明する。表１、No. ３の成分のＡｌ含有量を０．０
６０％に替えた１４３mm厚さスラブを用いて、温度１２
００℃、加熱時間６０分、Ｏ2 濃度０．１〜４．５％で
加熱後、３．０mm厚さの熱延板とし、熱延板表面のスケ
ール疵の深さを測定し、図６に示した。スケール疵の深
さは、Ｏ2 濃度０．５％未満で急激に深くなる。これ
は、スラブ加熱時に生成するスケール厚さが厚くなり、
スケール疵の原因になるものと考えられる。従って、Ｏ
2 濃度の下限を０．５％とした。また、同じ成分の１４
３mm厚さのスラブを用いて、加熱温度１３００℃、均熱
時間３０〜１８０分、Ｏ2 濃度０．１〜４．６％でスラ
ブ加熱後、スラブを炉外に取出し表層メタル中に生成し
たＡｌ2 Ｏ3 層の最大深さを測定し、図７に示した。Ｏ
2 濃度、加熱時間とともにＡｌ2 Ｏ3 層の深さは増加
し、望ましい均熱時間の上限である１２０分では、Ｏ2
濃度が３％を超えると、Ａｌ2 Ｏ3 層の生成が４８０μ
ｍを超える。従って、Ｏ2 濃度の上限を３．０％とし
た。
【００１６】次に、熱延板表層のメタル中のＡｌ2 Ｏ3
の除去量について説明する。スラブ加熱中にスラブの表
層に生成するメタル中のＡｌ2 Ｏ3 の層は、本願発明の
場合目標は４８０μｍ以下でこの層は熱間圧延により伸
延され薄くなる。スラブ１４３mm厚から熱延板３．０mm
厚に熱延された場合、熱延板表層メタル中に残存するＡ
ｌ2 Ｏ3 の層は１０μｍ以下となるので、この層を酸洗
溶削又は機械研削で完全に除去しなければ製品板表面の
光沢ムラの原因となる。従って、熱延板表層メタルを１
０μｍ以上除去すればこの層は完全に除去できる。
の除去量について説明する。スラブ加熱中にスラブの表
層に生成するメタル中のＡｌ2 Ｏ3 の層は、本願発明の
場合目標は４８０μｍ以下でこの層は熱間圧延により伸
延され薄くなる。スラブ１４３mm厚から熱延板３．０mm
厚に熱延された場合、熱延板表層メタル中に残存するＡ
ｌ2 Ｏ3 の層は１０μｍ以下となるので、この層を酸洗
溶削又は機械研削で完全に除去しなければ製品板表面の
光沢ムラの原因となる。従って、熱延板表層メタルを１
０μｍ以上除去すればこの層は完全に除去できる。
【００１７】実施例１ 表１に示す化学成分を有するオーステナイト系ステンレ
ス鋼を電気炉で溶製し１４３mm厚さの連続鋳造スラブと
した。このスラブを温度１２６０℃、均熱時間６０分、
Ｏ2 濃度１．８％で加熱し、熱間圧延によって３．０mm
厚さの熱延板とした。続いて、ショットブラスト後、硝
弗酸酸洗にて表層のメタルを１０〜１５μｍ溶削し、冷
間圧延にて０．７mm厚さの冷延板とした。続いて、最終
の焼鈍、酸洗、調質圧延後、製品板として表面のヘゲ疵
と光沢ムラを観察し、その結果を同じく表１に示した。
本発明例はヘゲ疵、光沢ムラともにないのに対し、比較
例はどちらかの欠陥が発生した。
ス鋼を電気炉で溶製し１４３mm厚さの連続鋳造スラブと
した。このスラブを温度１２６０℃、均熱時間６０分、
Ｏ2 濃度１．８％で加熱し、熱間圧延によって３．０mm
厚さの熱延板とした。続いて、ショットブラスト後、硝
弗酸酸洗にて表層のメタルを１０〜１５μｍ溶削し、冷
間圧延にて０．７mm厚さの冷延板とした。続いて、最終
の焼鈍、酸洗、調質圧延後、製品板として表面のヘゲ疵
と光沢ムラを観察し、その結果を同じく表１に示した。
本発明例はヘゲ疵、光沢ムラともにないのに対し、比較
例はどちらかの欠陥が発生した。
【００１８】実施例２ 表１、No. ３成分の１４３mm厚さスラブを用いて、表２
のスラブ加熱条件で加熱後、熱間圧延で３．０mm厚さの
熱延板とした。
のスラブ加熱条件で加熱後、熱間圧延で３．０mm厚さの
熱延板とした。
【００１９】
【表２】
【００２０】続いて、ショットブラスト後、硝弗酸酸洗
にて表層のメタルを表２に示す量溶削し、冷間圧延にて
０．７mm厚さの冷延板とした。続いて、最終の焼鈍、酸
洗を行い調質圧延後、製品板として表面のヘゲ疵、光沢
ムラおよびＬ断面組織を観察し、その結果を同じく表２
に示した。本発明例はヘゲ疵、光沢ムラもなく正常組織
であったのに対し、比較例は表面欠陥が発生するか組織
が異常であった。
にて表層のメタルを表２に示す量溶削し、冷間圧延にて
０．７mm厚さの冷延板とした。続いて、最終の焼鈍、酸
洗を行い調質圧延後、製品板として表面のヘゲ疵、光沢
ムラおよびＬ断面組織を観察し、その結果を同じく表２
に示した。本発明例はヘゲ疵、光沢ムラもなく正常組織
であったのに対し、比較例は表面欠陥が発生するか組織
が異常であった。
【００２１】なお、本発明においては、熱間圧延後、表
層のメタルを酸洗溶削または機械研削によって、もしく
は両者の組み合わせによってもよい。このメタル層の除
去量は、好ましくは１０〜１３μｍである。また、この
値はスラブから熱延板への圧延率が９７．９％の場合で
あるが、この圧延率がより大きい場合にはこの除去量を
前記範囲の下限側に設定してもよい。
層のメタルを酸洗溶削または機械研削によって、もしく
は両者の組み合わせによってもよい。このメタル層の除
去量は、好ましくは１０〜１３μｍである。また、この
値はスラブから熱延板への圧延率が９７．９％の場合で
あるが、この圧延率がより大きい場合にはこの除去量を
前記範囲の下限側に設定してもよい。
【００２２】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により得ら
れたオーステナイト系ステンレス鋼板は表面性状に優れ
ており、産業上の効果は極めて大である。
れたオーステナイト系ステンレス鋼板は表面性状に優れ
ており、産業上の効果は極めて大である。
【図１】鋼中のＳ含有量と製品板のヘゲ疵の発生率の関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図２】鋼中のＡｌ含有量とスラブ加熱時のスラブ表層
のＡｌ2 Ｏ3 層生成最大深さの関係を示す図である。
のＡｌ2 Ｏ3 層生成最大深さの関係を示す図である。
【図３】スラブ加熱温度と熱延板のスケール疵の深さの
関係を示す図である。
関係を示す図である。
【図４】スラブ加熱温度と製品板のヘゲ疵の発生率の関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図５】スラブ加熱温度とスラブ加熱時のスラブ表層の
Ａｌ2 Ｏ3 層生成最大深さの関係を示す図である。
Ａｌ2 Ｏ3 層生成最大深さの関係を示す図である。
【図６】スラブ加熱炉のＯ2 濃度と熱延板のスケール疵
の深さの関係を示す図である。
の深さの関係を示す図である。
【図７】スラブ加熱炉のＯ2 濃度とスラブ加熱時のスラ
ブ表層のＡｌ2 Ｏ3 層生成最大深さの関係を示す図であ
る。
ブ表層のＡｌ2 Ｏ3 層生成最大深さの関係を示す図であ
る。
【手続補正書】
【提出日】平成６年４月１１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】
【表１】
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｆ 1/00 Ｚ 8417−4Ｋ (72)発明者 住友 秀彦 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 槌永 雅光 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．０７％ Ｓｉ：０．３０〜０．９０％ Ｍｎ：０．７０〜１．５０％ Ｐ ：０．０３５％以下 Ｓ ：０．００２０％以下 Ｎｉ：８．００〜１０．００％ Ｃｒ：１８．００〜２０．００％ Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％ Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％ Ｎ ：０．０２０〜０．０７０％ Ｏ ：０．００５０％以下 を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、か
つ下記（１）式で表されるδ−Ｆｅの値が２．０〜６．
０％である成分組成のオーステナイト系ステンレス鋼の
スラブを 温 度：１２００〜１３００℃ Ｏ2 濃度：０．５〜３．０％ で加熱し、続いて熱間圧延し、続いて表層のメタルを酸
洗溶削又は機械研削で１０μｍ以上除去し、続いて冷間
圧延し、続いて最終焼鈍、酸洗を行うことを特徴とする
表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製
造方法。 δ−Fe＝3(Cr＋1.5Si)−2.8(Ni＋0.5Mn)−84(C＋N)−19.8（％）…（１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2139894A JPH07228923A (ja) | 1994-02-18 | 1994-02-18 | 表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2139894A JPH07228923A (ja) | 1994-02-18 | 1994-02-18 | 表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07228923A true JPH07228923A (ja) | 1995-08-29 |
Family
ID=12053955
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2139894A Withdrawn JPH07228923A (ja) | 1994-02-18 | 1994-02-18 | 表面性状に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07228923A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011515571A (ja) * | 2007-12-18 | 2011-05-19 | ポスコ | 高真空及び高純度ガス配管用のオーステナイト系ステンレス鋼 |
| CN110093561A (zh) * | 2019-05-13 | 2019-08-06 | 襄阳市立强机械有限公司 | 一种铸态无磁奥氏体不锈钢及其制备方法 |
-
1994
- 1994-02-18 JP JP2139894A patent/JPH07228923A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011515571A (ja) * | 2007-12-18 | 2011-05-19 | ポスコ | 高真空及び高純度ガス配管用のオーステナイト系ステンレス鋼 |
| CN110093561A (zh) * | 2019-05-13 | 2019-08-06 | 襄阳市立强机械有限公司 | 一种铸态无磁奥氏体不锈钢及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010508 |