JPH08193221A - 低温割れを防止したフェライト系ステンレス鋼スラブの冷却方法 - Google Patents
低温割れを防止したフェライト系ステンレス鋼スラブの冷却方法Info
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- JPH08193221A JPH08193221A JP2339795A JP2339795A JPH08193221A JP H08193221 A JPH08193221 A JP H08193221A JP 2339795 A JP2339795 A JP 2339795A JP 2339795 A JP2339795 A JP 2339795A JP H08193221 A JPH08193221 A JP H08193221A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 低温割れのない健全なフェライト系ステンレ
ス鋼スラブを得る。 【構成】 Ｃｒ：１０〜３０％，Ｍｏ：０．５〜２．０
％，Ｔｉ：０．１〜０．６％及び（Ｃ＋Ｎ）：０．０５
％以下を含む厚み５０ｍｍ以上のフェライト系ステンレ
ス鋼スラブを冷却する際、スラブの表面が７００〜６０
０℃の範囲にある温度域において、スラブの厚みｔ（ｍ
ｍ）とスラブ表面の降温速度Ｒ（℃／分）との間に式
（１）の関係が成立する冷却条件下でスラブを冷却し、
引き続き冷却後のスラブ表面温度を１４０℃以上に保持
する。 Ｒ≧１．２×１０-3×ｔ2 ＋１０．０ ・・・・（１） 【効果】 冷却後のスラブに熱応力に起因する割れが発
生することが防止され、高い生産性で高品質の熱延板が
製造される。
ス鋼スラブを得る。 【構成】 Ｃｒ：１０〜３０％，Ｍｏ：０．５〜２．０
％，Ｔｉ：０．１〜０．６％及び（Ｃ＋Ｎ）：０．０５
％以下を含む厚み５０ｍｍ以上のフェライト系ステンレ
ス鋼スラブを冷却する際、スラブの表面が７００〜６０
０℃の範囲にある温度域において、スラブの厚みｔ（ｍ
ｍ）とスラブ表面の降温速度Ｒ（℃／分）との間に式
（１）の関係が成立する冷却条件下でスラブを冷却し、
引き続き冷却後のスラブ表面温度を１４０℃以上に保持
する。 Ｒ≧１．２×１０-3×ｔ2 ＋１０．０ ・・・・（１） 【効果】 冷却後のスラブに熱応力に起因する割れが発
生することが防止され、高い生産性で高品質の熱延板が
製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、フェライト系ステンレ
ス鋼のスラブを冷却する際に、熱応力によって冷却後の
スラブに割れが発生することを防止した冷却方法に関す
る。
ス鋼のスラブを冷却する際に、熱応力によって冷却後の
スラブに割れが発生することを防止した冷却方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼は、ＳＵＳ３
０４等のオーステナイト系ステンレス鋼に比較して塩化
物応力腐食割れを発生しないことから、安価な耐食性材
料としての需要が増加している。用途によっては、Ｓ，
Ｏ等の不純物を極力低下させることにより、耐食性や耐
酸化性を向上させている。フェライト系ステンレス鋼
は、このような優れた特性をもつ材料であるが、欠点の
一つに製造上での問題がある。すなわち、鋳造後にスラ
ブ温度が約２００℃を下回る温度まで低下したとき、ス
ラブに割れが発生し易い。この割れは、スラブ内に蓄え
られている熱歪みに起因するものであり、低温割れとい
われている。低温割れは、特にＣｒ含有量が高い材料ほ
ど発生し易くなる。
０４等のオーステナイト系ステンレス鋼に比較して塩化
物応力腐食割れを発生しないことから、安価な耐食性材
料としての需要が増加している。用途によっては、Ｓ，
Ｏ等の不純物を極力低下させることにより、耐食性や耐
酸化性を向上させている。フェライト系ステンレス鋼
は、このような優れた特性をもつ材料であるが、欠点の
一つに製造上での問題がある。すなわち、鋳造後にスラ
ブ温度が約２００℃を下回る温度まで低下したとき、ス
ラブに割れが発生し易い。この割れは、スラブ内に蓄え
られている熱歪みに起因するものであり、低温割れとい
われている。低温割れは、特にＣｒ含有量が高い材料ほ
ど発生し易くなる。
【０００３】低温割れが発生したスラブを熱間圧延する
と、スラブ又は熱延材に折損が生じ、熱間圧延の中止を
余儀なくされる。低温割れを防止するため、従来から種
々の方法が提案されている。たとえば、特開昭６０−２
６２８号公報では、連鋳スラブを極めて遅い速度、具体
的には８００〜３００℃までを４０℃／時以下の冷却速
度で冷却している。また、特開昭６２−５６５１７号公
報では、連鋳スラブや連鋳スラブを分塊圧延した鋼片を
冷却する際、鋳片表面温度が８００℃に達した時点から
１００℃に至るまでの温度領域で鋳片表面温度の降温速
度を１〜９℃／分の範囲に制御している。この温度制御
によって、Ｌａｖｅｓ相の析出に起因した脆化や冷却時
に各部位の冷却速度の差に起因して発生する熱応力が低
減され、冷却後の鋳片における割れ発生が防止される。
と、スラブ又は熱延材に折損が生じ、熱間圧延の中止を
余儀なくされる。低温割れを防止するため、従来から種
々の方法が提案されている。たとえば、特開昭６０−２
６２８号公報では、連鋳スラブを極めて遅い速度、具体
的には８００〜３００℃までを４０℃／時以下の冷却速
度で冷却している。また、特開昭６２−５６５１７号公
報では、連鋳スラブや連鋳スラブを分塊圧延した鋼片を
冷却する際、鋳片表面温度が８００℃に達した時点から
１００℃に至るまでの温度領域で鋳片表面温度の降温速
度を１〜９℃／分の範囲に制御している。この温度制御
によって、Ｌａｖｅｓ相の析出に起因した脆化や冷却時
に各部位の冷却速度の差に起因して発生する熱応力が低
減され、冷却後の鋳片における割れ発生が防止される。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、高温域
でスラブを徐冷するときの厳しい冷却条件や、鋳片表面
温度が８００℃に達した時点から１００℃に至るまでの
温度領域で鋳片表面温度の降温速度を１〜９℃／分の狭
い範囲に制御することは、厳格な温度管理を必要とし、
実用性に欠ける。また、何れも徐冷によって低温割れを
防止することから、冷却完了までに長時間を要し、生産
量，納期，コスト等の面で難点がある。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、７００
〜６００℃の温度域を通過するときのスラブ表面の降温
速度がスラブ厚みとの関係に特定の関係が成立するよう
に冷却条件を制御することにより、高温域での徐冷や狭
い冷却速度範囲内での徐冷を必要とすることなく、冷却
後のフェライト系ステンレス鋼スラブに低温割れの発生
を防止することを目的とする。
でスラブを徐冷するときの厳しい冷却条件や、鋳片表面
温度が８００℃に達した時点から１００℃に至るまでの
温度領域で鋳片表面温度の降温速度を１〜９℃／分の狭
い範囲に制御することは、厳格な温度管理を必要とし、
実用性に欠ける。また、何れも徐冷によって低温割れを
防止することから、冷却完了までに長時間を要し、生産
量，納期，コスト等の面で難点がある。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、７００
〜６００℃の温度域を通過するときのスラブ表面の降温
速度がスラブ厚みとの関係に特定の関係が成立するよう
に冷却条件を制御することにより、高温域での徐冷や狭
い冷却速度範囲内での徐冷を必要とすることなく、冷却
後のフェライト系ステンレス鋼スラブに低温割れの発生
を防止することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の冷却方法は、そ
の目的を達成するため、Ｃｒ：１０〜３０重量％，Ｍ
ｏ：０．５〜２．０重量％，Ｔｉ：０．１〜０．６重量
％及び（Ｃ＋Ｎ）：０．０５重量％以下を含む厚み５０
ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼スラブを冷却する
際、スラブの表面が７００〜６００℃の温度域を通過す
るとき、スラブの厚みｔ（ｍｍ）とスラブ表面の降温速
度Ｒ（℃／分）との間に式（１）の関係が成立する冷却
条件下でスラブを冷却し、引き続き冷却後のスラブ表面
温度を１４０℃以上に保持することを特徴とする。 Ｒ≧１．２×１０-3×ｔ2 ＋１０．０ ・・・・（１）
の目的を達成するため、Ｃｒ：１０〜３０重量％，Ｍ
ｏ：０．５〜２．０重量％，Ｔｉ：０．１〜０．６重量
％及び（Ｃ＋Ｎ）：０．０５重量％以下を含む厚み５０
ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼スラブを冷却する
際、スラブの表面が７００〜６００℃の温度域を通過す
るとき、スラブの厚みｔ（ｍｍ）とスラブ表面の降温速
度Ｒ（℃／分）との間に式（１）の関係が成立する冷却
条件下でスラブを冷却し、引き続き冷却後のスラブ表面
温度を１４０℃以上に保持することを特徴とする。 Ｒ≧１．２×１０-3×ｔ2 ＋１０．０ ・・・・（１）
【０００６】
【作用】フェライト系ステンレス鋼スラブを冷却する際
に現れる低温割れは、金属間化合物Ｌａｖｅｓ相の析出
が原因の一つであると考えられている。本発明者等は、
Ｌａｖｅｓ相の析出に関して調査・研究を重ねた結果、
７００〜６００℃の温度域で１０℃／分より遅い冷却速
度で冷却するとき、大きさが２〜４μｍ程度のＬａｖｅ
ｓ層が主として結晶粒界に連なって析出することを見い
出した。７００〜６００℃の温度域での冷却条件は、Ｌ
ａｖｅｓ相の析出に大きな影響を及ぼす。これは、Ｌａ
ｖｅｓ相析出のノーズが６５０℃付近にあることに起因
するものと考えられる。本発明者等は、Ｌａｖｅｓ相が
析出し易い７００〜６００℃の温度域で、冷却条件とＬ
ａｖｅｓ相析出との関係について更に詳細な調査検討を
進めた。その結果、後述する実施例で説明しているよう
に、７００〜６００℃の温度域をスラブ表面が通過する
とき、Ｒ≧１．２×１０-3×ｔ2 ＋１０．０を満足する
スラブ表面の降温速度Ｒが得られる条件下でスラブを冷
却するとき、Ｌａｖｅｓ相の析出が回避されることを見
い出した。
に現れる低温割れは、金属間化合物Ｌａｖｅｓ相の析出
が原因の一つであると考えられている。本発明者等は、
Ｌａｖｅｓ相の析出に関して調査・研究を重ねた結果、
７００〜６００℃の温度域で１０℃／分より遅い冷却速
度で冷却するとき、大きさが２〜４μｍ程度のＬａｖｅ
ｓ層が主として結晶粒界に連なって析出することを見い
出した。７００〜６００℃の温度域での冷却条件は、Ｌ
ａｖｅｓ相の析出に大きな影響を及ぼす。これは、Ｌａ
ｖｅｓ相析出のノーズが６５０℃付近にあることに起因
するものと考えられる。本発明者等は、Ｌａｖｅｓ相が
析出し易い７００〜６００℃の温度域で、冷却条件とＬ
ａｖｅｓ相析出との関係について更に詳細な調査検討を
進めた。その結果、後述する実施例で説明しているよう
に、７００〜６００℃の温度域をスラブ表面が通過する
とき、Ｒ≧１．２×１０-3×ｔ2 ＋１０．０を満足する
スラブ表面の降温速度Ｒが得られる条件下でスラブを冷
却するとき、Ｌａｖｅｓ相の析出が回避されることを見
い出した。
【０００７】Ｌａｖｅｓ相が析出していないスラブは、
延性−脆性遷移温度が低くなっている。そのため、冷却
後のスラブを比較的低温に保持しても、冷却時に発生し
た熱応力に起因して低温割れが発生することがない。本
発明者等の実験によるとき、１４０℃以上にスラブ温度
を確保するとき、低温割れが確実に防止されることが解
明された。これに対し、Ｌａｖｅｓ相が析出したスラブ
では、延性−脆性遷移温度が高いことから相当高い温度
に冷却後のスラブを保持することが必要とされ、実操業
上での製造を困難にする。すなわち、本発明にあって
は、Ｌａｖｅｓ相が析出し易い７００〜６００℃の温度
域を特定の冷却条件下で冷却することによりＬａｖｅｓ
相の析出を回避し、熱応力に起因する低温割れを抑制す
る温度域に冷却後のスラブを保持している。これによ
り、冷却後のスラブは、健全な組織をもち、熱間圧延し
たとき折損等のトラブルを生じることなく、高品質の熱
延板に製造される。
延性−脆性遷移温度が低くなっている。そのため、冷却
後のスラブを比較的低温に保持しても、冷却時に発生し
た熱応力に起因して低温割れが発生することがない。本
発明者等の実験によるとき、１４０℃以上にスラブ温度
を確保するとき、低温割れが確実に防止されることが解
明された。これに対し、Ｌａｖｅｓ相が析出したスラブ
では、延性−脆性遷移温度が高いことから相当高い温度
に冷却後のスラブを保持することが必要とされ、実操業
上での製造を困難にする。すなわち、本発明にあって
は、Ｌａｖｅｓ相が析出し易い７００〜６００℃の温度
域を特定の冷却条件下で冷却することによりＬａｖｅｓ
相の析出を回避し、熱応力に起因する低温割れを抑制す
る温度域に冷却後のスラブを保持している。これによ
り、冷却後のスラブは、健全な組織をもち、熱間圧延し
たとき折損等のトラブルを生じることなく、高品質の熱
延板に製造される。
【０００８】以下、本発明が対象とするフェライト系ス
テンレス鋼に含まれている合金成分について説明する。 Ｃｒ：１０〜３０重量％ 耐食性を向上させる合金元素であり、１０重量％以上の
含有量でフェライト系ステンレス鋼として通常の耐食性
が確保される。しかし、３０重量％を超える多量のＣｒ
が含まれると、材質が脆化し、製造が困難になる。特
に、Ｃｒ１６重量％以上のステンレス鋼では、低温割れ
が発生する傾向が顕著になる。この点、本発明は、Ｃｒ
１６重量％以上のステンレス鋼に対する適用効果が大き
なものといえる。 Ｍｏ：０．５〜２．０重量％ 耐銹・耐酸化性を一層向上させる上で有効な合金元素で
あり、０．５重量％以上の含有量でＭｏの効果が顕著に
なる。しかし、２．０重量％を超える多量のＭｏを含有
させても、増量に見合った耐銹・耐酸化性の向上はみら
れない。
テンレス鋼に含まれている合金成分について説明する。 Ｃｒ：１０〜３０重量％ 耐食性を向上させる合金元素であり、１０重量％以上の
含有量でフェライト系ステンレス鋼として通常の耐食性
が確保される。しかし、３０重量％を超える多量のＣｒ
が含まれると、材質が脆化し、製造が困難になる。特
に、Ｃｒ１６重量％以上のステンレス鋼では、低温割れ
が発生する傾向が顕著になる。この点、本発明は、Ｃｒ
１６重量％以上のステンレス鋼に対する適用効果が大き
なものといえる。 Ｍｏ：０．５〜２．０重量％ 耐銹・耐酸化性を一層向上させる上で有効な合金元素で
あり、０．５重量％以上の含有量でＭｏの効果が顕著に
なる。しかし、２．０重量％を超える多量のＭｏを含有
させても、増量に見合った耐銹・耐酸化性の向上はみら
れない。
【０００９】Ｔｉ：０．１〜０．６重量％ 鋼中のＣ及びＮを固定し、耐銹・耐酸化性を向上させる
合金元素である。また、結晶粒を微細化させて成形性を
改善し、ＴＩＧ溶接部の靭性を向上させる効果も奏す
る。このような効果は、０．１重量％以上のＴｉ含有量
で顕著になる。しかし、０．６重量％を超える多量のＴ
ｉを含有させると、ＴｉＮ等が多量に生成する場合があ
り、地疵を多発させる原因となり、優れた表面性状の確
保が困難になる。 （Ｃ＋Ｎ）：０．０５重量％以下 Ｃ及びＮは、耐銹性及び耐酸化性に大きな影響を及ぼす
元素であり、鋼中の（Ｃ＋Ｎ）が少ないほど耐銹・耐酸
化性が向上し、品質が安定化する。また、（Ｃ＋Ｎ）の
低減は、靭性，溶接材の衝撃抵抗，張出し成形性，耐高
温酸化性を向上させる上でも有効である。加えて、所望
の優れた耐銹・耐酸化性を確保するためには、Ｃｒ含有
量が高くなる伴って（Ｃ＋Ｎ）含有量を低くする必要が
ある。たとえば、Ｃｒ含有量が１６重量％付近で（Ｃ＋
Ｎ）含有量を０．０３０重量％以下に、Ｃｒ含有量が１
９重量％付近で（Ｃ＋Ｎ）含有量を０．０２５重量％以
下にすることが望ましい。本発明では、Ｃｒ含有量が１
０重量％と低い鋼種も対象としていることから、（Ｃ＋
Ｎ）含有量を０．０５重量％以下に規定した。
合金元素である。また、結晶粒を微細化させて成形性を
改善し、ＴＩＧ溶接部の靭性を向上させる効果も奏す
る。このような効果は、０．１重量％以上のＴｉ含有量
で顕著になる。しかし、０．６重量％を超える多量のＴ
ｉを含有させると、ＴｉＮ等が多量に生成する場合があ
り、地疵を多発させる原因となり、優れた表面性状の確
保が困難になる。 （Ｃ＋Ｎ）：０．０５重量％以下 Ｃ及びＮは、耐銹性及び耐酸化性に大きな影響を及ぼす
元素であり、鋼中の（Ｃ＋Ｎ）が少ないほど耐銹・耐酸
化性が向上し、品質が安定化する。また、（Ｃ＋Ｎ）の
低減は、靭性，溶接材の衝撃抵抗，張出し成形性，耐高
温酸化性を向上させる上でも有効である。加えて、所望
の優れた耐銹・耐酸化性を確保するためには、Ｃｒ含有
量が高くなる伴って（Ｃ＋Ｎ）含有量を低くする必要が
ある。たとえば、Ｃｒ含有量が１６重量％付近で（Ｃ＋
Ｎ）含有量を０．０３０重量％以下に、Ｃｒ含有量が１
９重量％付近で（Ｃ＋Ｎ）含有量を０．０２５重量％以
下にすることが望ましい。本発明では、Ｃｒ含有量が１
０重量％と低い鋼種も対象としていることから、（Ｃ＋
Ｎ）含有量を０．０５重量％以下に規定した。
【００１０】
実施例１：（冷却条件の決定） １８Ｃｒ−１Ｍｏ−０．３Ｔｉ鋼のスラブから直径１０
ｍｍの丸棒試験片を切り出し、高周波誘導加熱によって
１２００℃に１０分間保持した後、種々の冷却速度で冷
却することにより、冷却速度が割れ発生の有無に及ぼす
影響を調査した。冷却パターンとしては、図１に示すよ
うに、７００〜６００℃の温度域における冷却速度を低
下する外は、一定値５０℃／分（ａ）とした冷却パター
ン〜及び一定値５℃／分（ｂ）とした冷却パターン
〜を採用した。冷却された各試験片を高額顕微鏡で
観察し、Ｌａｖｅｓ層の含有量（体積％）を測定した。
測定結果を、冷却条件及び低温割れ共に表１に示す。図
１及び表１から、次のことがいえる。 （１）Ｌａｖｅｓ相は、７００〜６００℃の温度域で１
０℃／分よりも遅い冷却速度で冷却された場合にのみ析
出している。 （２）７００℃を超える温度域及び６００℃未満の温度
域では、冷却速度の如何がＬａｖｅｓ相の析出量に影響
を及ぼさない。
ｍｍの丸棒試験片を切り出し、高周波誘導加熱によって
１２００℃に１０分間保持した後、種々の冷却速度で冷
却することにより、冷却速度が割れ発生の有無に及ぼす
影響を調査した。冷却パターンとしては、図１に示すよ
うに、７００〜６００℃の温度域における冷却速度を低
下する外は、一定値５０℃／分（ａ）とした冷却パター
ン〜及び一定値５℃／分（ｂ）とした冷却パターン
〜を採用した。冷却された各試験片を高額顕微鏡で
観察し、Ｌａｖｅｓ層の含有量（体積％）を測定した。
測定結果を、冷却条件及び低温割れ共に表１に示す。図
１及び表１から、次のことがいえる。 （１）Ｌａｖｅｓ相は、７００〜６００℃の温度域で１
０℃／分よりも遅い冷却速度で冷却された場合にのみ析
出している。 （２）７００℃を超える温度域及び６００℃未満の温度
域では、冷却速度の如何がＬａｖｅｓ相の析出量に影響
を及ぼさない。
【００１１】
【表１】
【００１２】Ｌａｖｅｓ相が析出した試験片及びＬａｖ
ｅｓ相がみられない試験片を各温度で曲げ試験し、破壊
靭性に及ぼすＬａｖｅｓ相の影響を調査した。破壊靭性
の評価は、応力−歪み線図の弾性領域で割れが発生した
場合に当該温度では材料が脆性温度域にあるものと判定
し、塑性領域で割れが発生した場合に当該温度では材料
が延性温度域にあるものと判定した。また、割れが発生
したときの応力を破壊応力として評価した。各温度にお
ける曲げ試験結果を示す図２（ａ）にみられるように、
Ｌａｖｅｓ相が観察されなかった試験片では、延性温度
域が８０℃以上になっている。他方、Ｌａｖｅｓ相が析
出した試験片では、延性温度域が２４０℃以上と高くな
っている。すなわち、Ｌａｖｅｓ相は、延性−脆性遷移
温度を高温側に移行させる要因であることが判った。そ
れぞれの場合における応力−歪み線図を、図２（ａ）に
示す。
ｅｓ相がみられない試験片を各温度で曲げ試験し、破壊
靭性に及ぼすＬａｖｅｓ相の影響を調査した。破壊靭性
の評価は、応力−歪み線図の弾性領域で割れが発生した
場合に当該温度では材料が脆性温度域にあるものと判定
し、塑性領域で割れが発生した場合に当該温度では材料
が延性温度域にあるものと判定した。また、割れが発生
したときの応力を破壊応力として評価した。各温度にお
ける曲げ試験結果を示す図２（ａ）にみられるように、
Ｌａｖｅｓ相が観察されなかった試験片では、延性温度
域が８０℃以上になっている。他方、Ｌａｖｅｓ相が析
出した試験片では、延性温度域が２４０℃以上と高くな
っている。すなわち、Ｌａｖｅｓ相は、延性−脆性遷移
温度を高温側に移行させる要因であることが判った。そ
れぞれの場合における応力−歪み線図を、図２（ａ）に
示す。
【００１３】そこで、Ｌａｖｅｓ相の析出を回避する冷
却条件となるように、連鋳スラブを冷却した。一般に、
７００〜６００℃の温度域において連鋳スラブの厚み中
央を１０℃／分以上の降温速度で冷却するためには、連
鋳スラブを強制冷却する必要がある。強制冷却によると
き、スラブの表層部と中央部とで降温速度に大きな差が
生じ、結果として大きな熱応力がスラブ内部に発生す
る。しかし、本発明に従うとき、スラブ温度を延性領域
内で熱応力以上の破壊応力をもつ温度域以上に保持して
いるので、冷却後のスラブに割れは発生しなかった。こ
の割れの抑制は、次の実験結果から明らかである。厚み
５０ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼スラブを対象
として、スラブ表面の降温速度を種々の実験及び伝熱解
析によって調査した。スラブの厚み方向中央部の降温速
度は、スラブ厚みに応じて変わっていた。しかし、式
（１）を満足するようにスラブ表面の降温速度Ｒを設定
するとき、厚み方向中央部の降温速度が１０℃／分以上
となることが判った。 Ｒ≧１．２×１０-3×ｔ2 ＋１０．０ ・・・・（１）
却条件となるように、連鋳スラブを冷却した。一般に、
７００〜６００℃の温度域において連鋳スラブの厚み中
央を１０℃／分以上の降温速度で冷却するためには、連
鋳スラブを強制冷却する必要がある。強制冷却によると
き、スラブの表層部と中央部とで降温速度に大きな差が
生じ、結果として大きな熱応力がスラブ内部に発生す
る。しかし、本発明に従うとき、スラブ温度を延性領域
内で熱応力以上の破壊応力をもつ温度域以上に保持して
いるので、冷却後のスラブに割れは発生しなかった。こ
の割れの抑制は、次の実験結果から明らかである。厚み
５０ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼スラブを対象
として、スラブ表面の降温速度を種々の実験及び伝熱解
析によって調査した。スラブの厚み方向中央部の降温速
度は、スラブ厚みに応じて変わっていた。しかし、式
（１）を満足するようにスラブ表面の降温速度Ｒを設定
するとき、厚み方向中央部の降温速度が１０℃／分以上
となることが判った。 Ｒ≧１．２×１０-3×ｔ2 ＋１０．０ ・・・・（１）
【００１４】各スラブ厚みに対して式（１）を満足する
スラブ表面の降温速度が得られる冷却条件下で連鋳スラ
ブを冷却し、冷却後のスラブ内部に発生した熱応力を調
査した。発生した熱応力は、引張り応力として最大でも
約４００ＭＰａであった。Ｌａｖｅｓ相の析出を回避し
た場合、４００ＭＰａ以上の破壊応力をもつ下限温度
は、図２（ａ）にみられるように１４０℃以上である。
したがって、冷却後のスラブ温度を１４０℃以上に確保
することにより、低温割れを十分に防止することができ
た。他方、Ｌａｖｅｓ相が析出した場合、２４０℃では
破壊応力が３００ＭＰａであり、４００ＭＰａ以上の破
壊応力を有する下限温度は２４０℃よりもかなり高い温
度であることが予想された。この場合には、冷却後のス
ラブ温度として２４０℃を遥かに超える高温を確保する
必要があるが、このような高い温度にスラブ温度を確保
することには、工業的に多くの制約条件が加わる。その
ため、Ｌａｖｅｓ相が析出した場合、実操業での製造が
困難になった。
スラブ表面の降温速度が得られる冷却条件下で連鋳スラ
ブを冷却し、冷却後のスラブ内部に発生した熱応力を調
査した。発生した熱応力は、引張り応力として最大でも
約４００ＭＰａであった。Ｌａｖｅｓ相の析出を回避し
た場合、４００ＭＰａ以上の破壊応力をもつ下限温度
は、図２（ａ）にみられるように１４０℃以上である。
したがって、冷却後のスラブ温度を１４０℃以上に確保
することにより、低温割れを十分に防止することができ
た。他方、Ｌａｖｅｓ相が析出した場合、２４０℃では
破壊応力が３００ＭＰａであり、４００ＭＰａ以上の破
壊応力を有する下限温度は２４０℃よりもかなり高い温
度であることが予想された。この場合には、冷却後のス
ラブ温度として２４０℃を遥かに超える高温を確保する
必要があるが、このような高い温度にスラブ温度を確保
することには、工業的に多くの制約条件が加わる。その
ため、Ｌａｖｅｓ相が析出した場合、実操業での製造が
困難になった。
【００１５】実施例２：（実ラインでの試験） 表２に示す組成をもつフェライト系ステンレス鋼を、通
常のＬＤ−ＶＯＤ法で溶製し、連続鋳造によって厚み２
００ｍｍの連鋳スラブを製造した。各スラブを水冷，空
冷等で冷却する際、スラブの表面に熱電対を取り付け、
７００〜６００℃の温度域におけるスラブ表面の降温速
度を測定した。また、冷却後のスラブ保持温度を、表３
に示すように種々変更した。
常のＬＤ−ＶＯＤ法で溶製し、連続鋳造によって厚み２
００ｍｍの連鋳スラブを製造した。各スラブを水冷，空
冷等で冷却する際、スラブの表面に熱電対を取り付け、
７００〜６００℃の温度域におけるスラブ表面の降温速
度を測定した。また、冷却後のスラブ保持温度を、表３
に示すように種々変更した。
【００１６】冷却後のスラブを熱間圧延し、板厚４．０
ｍｍの熱延板を製造した。得られた熱延板を観察し、割
れ発生状況を調査した。調査結果を示す表３にみられる
ように、６００〜７００℃におけるスラブ表面の冷却速
度が式（１）の関係を満足し、且つ本発明で規定した条
件１４０℃以上の温度に冷却後のスラブを保持すると
き、熱延板に割れが発生しないことを確認した。一方、
６００〜７００℃におけるスラブの表面温度が式（１）
の関係を満足していても、冷却後のスラブ保持温度が１
４０℃より低い温度になった場合や、冷却後のスラブ保
持温度が１４０℃以上に確保されていても式（１）の関
係が満足されない場合には、熱延板に割れが発生した。
ｍｍの熱延板を製造した。得られた熱延板を観察し、割
れ発生状況を調査した。調査結果を示す表３にみられる
ように、６００〜７００℃におけるスラブ表面の冷却速
度が式（１）の関係を満足し、且つ本発明で規定した条
件１４０℃以上の温度に冷却後のスラブを保持すると
き、熱延板に割れが発生しないことを確認した。一方、
６００〜７００℃におけるスラブの表面温度が式（１）
の関係を満足していても、冷却後のスラブ保持温度が１
４０℃より低い温度になった場合や、冷却後のスラブ保
持温度が１４０℃以上に確保されていても式（１）の関
係が満足されない場合には、熱延板に割れが発生した。
【００１７】
【表２】
【００１８】
【表３】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、フェライト系ステンレス鋼のスラブを冷却する際、
スラブ表面が７００〜６００℃の温度域を通過すると
き、スラブ表面温度Ｒが板厚ｔとの関係で特定される条
件を満足する条件下でスラブを冷却し、冷却後のスラブ
表面温度を１４０℃以上に保持している。これにより、
低温割れが発生することなく、健全なステンレス鋼スラ
ブが高生産性で安価に製造される。また、得られたスラ
ブを熱間圧延したときにも、スラブの欠陥に起因する折
損や破断等が熱延板に生じることもない。
は、フェライト系ステンレス鋼のスラブを冷却する際、
スラブ表面が７００〜６００℃の温度域を通過すると
き、スラブ表面温度Ｒが板厚ｔとの関係で特定される条
件を満足する条件下でスラブを冷却し、冷却後のスラブ
表面温度を１４０℃以上に保持している。これにより、
低温割れが発生することなく、健全なステンレス鋼スラ
ブが高生産性で安価に製造される。また、得られたスラ
ブを熱間圧延したときにも、スラブの欠陥に起因する折
損や破断等が熱延板に生じることもない。
【図１】 スラブ表面温度の降温速度が低温割れ発生に
及ぼす影響を調査したときの冷却パターンであり、７０
０〜６００℃以外の温度域を降温速度５０℃／分（ａ）
及び５℃／分（ｂ）に設定した例
及ぼす影響を調査したときの冷却パターンであり、７０
０〜６００℃以外の温度域を降温速度５０℃／分（ａ）
及び５℃／分（ｂ）に設定した例
【図２】 冷却後のスラブ温度と割れ発生時の破壊応力
との関係を示したグラフ（ａ）及び応力−歪み曲線
（ｂ）
との関係を示したグラフ（ａ）及び応力−歪み曲線
（ｂ）
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃｒ：１０〜３０重量％，Ｍｏ：０．５
〜２．０重量％，Ｔｉ：０．１〜０．６重量％及び（Ｃ
＋Ｎ）：０．０５重量％以下を含む厚み５０ｍｍ以上の
フェライト系ステンレス鋼スラブを冷却する際、スラブ
の表面が７００〜６００℃の温度域を通過するとき、ス
ラブの厚みｔ（ｍｍ）とスラブ表面の降温速度Ｒ（℃／
分）との間に式（１）の関係が成立する冷却条件下でス
ラブを冷却し、引き続き冷却後のスラブ表面温度を１４
０℃以上に保持することを特徴とする低温割れを防止し
たフェライト系ステンレス鋼スラブの冷却方法。 Ｒ≧１．２×１０-3×ｔ2 ＋１０．０ ・・・・（１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02339795A JP3729885B2 (ja) | 1995-01-18 | 1995-01-18 | 低温割れを防止したフェライト系ステンレス鋼スラブの冷却方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02339795A JP3729885B2 (ja) | 1995-01-18 | 1995-01-18 | 低温割れを防止したフェライト系ステンレス鋼スラブの冷却方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08193221A true JPH08193221A (ja) | 1996-07-30 |
| JP3729885B2 JP3729885B2 (ja) | 2005-12-21 |
Family
ID=12109383
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02339795A Expired - Fee Related JP3729885B2 (ja) | 1995-01-18 | 1995-01-18 | 低温割れを防止したフェライト系ステンレス鋼スラブの冷却方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3729885B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008231464A (ja) * | 2007-03-16 | 2008-10-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 二相ステンレス鋼片の熱処理方法 |
| JP2010202958A (ja) * | 2009-03-06 | 2010-09-16 | Jfe Steel Corp | 加熱炉抽出間隔決定方法 |
| JP2011168866A (ja) * | 2010-02-22 | 2011-09-01 | Nisshin Steel Co Ltd | フェライト単相系ステンレス鋼スラブおよびフェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法 |
| JP2011202212A (ja) * | 2010-03-25 | 2011-10-13 | Nisshin Steel Co Ltd | フェライト単相系ステンレス鋼のスラブ |
-
1995
- 1995-01-18 JP JP02339795A patent/JP3729885B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008231464A (ja) * | 2007-03-16 | 2008-10-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 二相ステンレス鋼片の熱処理方法 |
| JP2010202958A (ja) * | 2009-03-06 | 2010-09-16 | Jfe Steel Corp | 加熱炉抽出間隔決定方法 |
| JP2011168866A (ja) * | 2010-02-22 | 2011-09-01 | Nisshin Steel Co Ltd | フェライト単相系ステンレス鋼スラブおよびフェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法 |
| JP2011202212A (ja) * | 2010-03-25 | 2011-10-13 | Nisshin Steel Co Ltd | フェライト単相系ステンレス鋼のスラブ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3729885B2 (ja) | 2005-12-21 |
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