JPH08269564A - 非磁性ステンレス厚鋼板の製造方法 - Google Patents
非磁性ステンレス厚鋼板の製造方法Info
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- JPH08269564A JPH08269564A JP7072094A JP7209495A JPH08269564A JP H08269564 A JPH08269564 A JP H08269564A JP 7072094 A JP7072094 A JP 7072094A JP 7209495 A JP7209495 A JP 7209495A JP H08269564 A JPH08269564 A JP H08269564A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 いずれの部位においても透磁率が１．０５以
下である板厚５０mm以上のオーステナイト系ステンレス
厚鋼板を低圧減比で製造する。 【構成】 Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦２％、Ｍｎ≦５％、
Ｃｒ：１５〜２７％、Ｎｉ：６〜１６％、Ｍｏ：０．５
〜４％、Ｎ≦０．３０％を含有し、１．４×Ｃｒ当量−
１４≦Ｎｉ当量≦１．４×Ｃｒ当量−１０、Ｃｒ当量＝
１．５×Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ、Ｎｉ当量＝０．５×Ｍｎ＋
３０×（Ｃ＋Ｎ）＋ＮｉかつＳ＋Ｏ−０．８×Ｃａ−３
０≦０（ppm)なるγ系ステンレス鋼の鋳片に、圧減比
１．５以上の熱間鍛造あるいは熱間圧延を施した後、１
１５０〜１３００℃で、ｔ（分）＝０．００２×ｅｘｐ
（１８０００／Ｔ）以上加熱し、トータル圧減比が３〜
５の厚板圧延、固溶化熱処理を行なう。 【効果】 従来は困難であった極厚非磁性ステンレス鋼
板の製造が可能となった。
下である板厚５０mm以上のオーステナイト系ステンレス
厚鋼板を低圧減比で製造する。 【構成】 Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦２％、Ｍｎ≦５％、
Ｃｒ：１５〜２７％、Ｎｉ：６〜１６％、Ｍｏ：０．５
〜４％、Ｎ≦０．３０％を含有し、１．４×Ｃｒ当量−
１４≦Ｎｉ当量≦１．４×Ｃｒ当量−１０、Ｃｒ当量＝
１．５×Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ、Ｎｉ当量＝０．５×Ｍｎ＋
３０×（Ｃ＋Ｎ）＋ＮｉかつＳ＋Ｏ−０．８×Ｃａ−３
０≦０（ppm)なるγ系ステンレス鋼の鋳片に、圧減比
１．５以上の熱間鍛造あるいは熱間圧延を施した後、１
１５０〜１３００℃で、ｔ（分）＝０．００２×ｅｘｐ
（１８０００／Ｔ）以上加熱し、トータル圧減比が３〜
５の厚板圧延、固溶化熱処理を行なう。 【効果】 従来は困難であった極厚非磁性ステンレス鋼
板の製造が可能となった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、いずれの部位において
も透磁率μが１．０５以下で板厚５０mm以上の非磁性オ
ーステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法に関するも
のである。
も透磁率μが１．０５以下で板厚５０mm以上の非磁性オ
ーステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】オーステナイト系ステンレス鋼は、耐食
性に優れ極低温における磁性が極めて低いことから、核
融合炉においてプラズマを閉じこめるヘリカル容器用材
料や極低温超伝導磁石を使用するリニアモーターカーの
構造部材としても使用され、今後、非磁性鋼としてさら
に広く普及することが期待できる。特にヘリカル容器支
持構造物は、強度設計上、板厚６０〜２１０mmの厚鋼板
が多量に必要とされるとともに、その厚鋼板にはヘリカ
ル容器内を飛行する電子軌道の安定性の点から、極低温
における非磁性の要求が厳しく、高磁場で使用するため
渦電流の発生を防止する上からも、板厚、板幅、長手方
向のいずれの部位においても、透磁率μが１．０５以下
であることが必須となっている（製鐵研究、No．３１
８，ｐ．２８）。特に板厚方向については、成分の偏
析、製造中の熱履歴の不均一が起こりやすく、透磁率μ
の不均一も起こりやすい。
性に優れ極低温における磁性が極めて低いことから、核
融合炉においてプラズマを閉じこめるヘリカル容器用材
料や極低温超伝導磁石を使用するリニアモーターカーの
構造部材としても使用され、今後、非磁性鋼としてさら
に広く普及することが期待できる。特にヘリカル容器支
持構造物は、強度設計上、板厚６０〜２１０mmの厚鋼板
が多量に必要とされるとともに、その厚鋼板にはヘリカ
ル容器内を飛行する電子軌道の安定性の点から、極低温
における非磁性の要求が厳しく、高磁場で使用するため
渦電流の発生を防止する上からも、板厚、板幅、長手方
向のいずれの部位においても、透磁率μが１．０５以下
であることが必須となっている（製鐵研究、No．３１
８，ｐ．２８）。特に板厚方向については、成分の偏
析、製造中の熱履歴の不均一が起こりやすく、透磁率μ
の不均一も起こりやすい。
【０００３】このため、製鐵研究（No．３１８，ｐ．２
８〜３３）や特公昭６１−３００１７に記載されている
ように、従来より製造されている極低温用オーステナイ
ト系ステンレス鋼として、板厚方向の不均一性が比較的
少ないことから、板厚が４０mm以下の鋼板が用いられて
いる。
８〜３３）や特公昭６１−３００１７に記載されている
ように、従来より製造されている極低温用オーステナイ
ト系ステンレス鋼として、板厚方向の不均一性が比較的
少ないことから、板厚が４０mm以下の鋼板が用いられて
いる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】成品の板厚が増大する
と、連続鋳造法によって製造された鋳片（以下、ＣＣ鋳
片という）、または造塊法によって製造されたＩＣイン
ゴット（以下、ＩＣ鋳片という）からのトータル圧減比
を十分にとることができない。このためＭｏを含有する
オーステナイト系ステンレス鋼の場合、Ｍｏの凝固偏析
が十分解消されず、鋼中に残留するδフェライト量が増
加する。特に、最終凝固部近傍の板厚方向中央部におけ
る成分偏析が顕著で、この部分に残留するδフェライト
量が特に多い。
と、連続鋳造法によって製造された鋳片（以下、ＣＣ鋳
片という）、または造塊法によって製造されたＩＣイン
ゴット（以下、ＩＣ鋳片という）からのトータル圧減比
を十分にとることができない。このためＭｏを含有する
オーステナイト系ステンレス鋼の場合、Ｍｏの凝固偏析
が十分解消されず、鋼中に残留するδフェライト量が増
加する。特に、最終凝固部近傍の板厚方向中央部におけ
る成分偏析が顕著で、この部分に残留するδフェライト
量が特に多い。
【０００５】このため、従来より非磁性が厳しく要求さ
れるオーステナイト系ステンレス鋼として、板厚方向の
成分偏析が解消しδフェライトの残留がないように十分
な圧減比が確保できる板厚が４０mm以下の鋼板が使用さ
れている。しかし最近では、核融合炉等の大型構造部材
に非磁性鋼が適用されるようになり、板厚４０mmを超え
るオーステナイト系ステンレス鋼が要求されるようにな
ってきた。このため、極厚オーステナイト系ステンレス
鋼の板厚方向中央部におけるδフェライト量を低減する
ことが必須となっている。
れるオーステナイト系ステンレス鋼として、板厚方向の
成分偏析が解消しδフェライトの残留がないように十分
な圧減比が確保できる板厚が４０mm以下の鋼板が使用さ
れている。しかし最近では、核融合炉等の大型構造部材
に非磁性鋼が適用されるようになり、板厚４０mmを超え
るオーステナイト系ステンレス鋼が要求されるようにな
ってきた。このため、極厚オーステナイト系ステンレス
鋼の板厚方向中央部におけるδフェライト量を低減する
ことが必須となっている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記のような現状に鑑み
本発明は、重量％として、Ｃ ：０．０１〜０．０６
％、 Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：５．０％以下、
Ｎｉ：６．０〜１６．０％、Ｃｒ：１５
〜２７％、 Ｍｏ：０．５〜４．０％、Ｎ
：０．０１〜０．３０％を含み、 １．４×Ｃｒ当量−１４≦Ｎｉ当量≦１．４×Ｃｒ当量
−１０ 但し、 Ｃｒ当量＝％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋１．５×％Ｓｉ Ｎｉ当量＝％Ｎｉ＋３０×（％Ｃ＋％Ｎ）＋０．５×％
Ｍｎ Ｓ（ppm)＋Ｏ（ppm)−０．８×Ｃａ（ppm)−３０≦０．
０（ppm) を満足し、残部が不可避不純物からなるオーステナイト
系ステンレス鋼のＣＣ鋳片またはＩＣ鋳片に圧減比１．
５以上の熱間鍛造あるいは熱間圧延を施した後、１１５
０〜１３００℃の温度でｔ分〔ｔ（分）＝２×１０-3×
ｅｘｐ（１８００／Ｔ）、Ｔ：温度（Ｋ）〕以上の均熱
拡散熱処理（以下、ＳＰ処理）し、鋳片からのトータル
圧減比が３．０〜５．０の熱間圧延、そして固溶化熱処
理を行なうことを特徴とする板厚５０mm以上で透磁率が
１．０５以下のオーステナイト系ステンレス厚鋼板の製
造方法である。
本発明は、重量％として、Ｃ ：０．０１〜０．０６
％、 Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：５．０％以下、
Ｎｉ：６．０〜１６．０％、Ｃｒ：１５
〜２７％、 Ｍｏ：０．５〜４．０％、Ｎ
：０．０１〜０．３０％を含み、 １．４×Ｃｒ当量−１４≦Ｎｉ当量≦１．４×Ｃｒ当量
−１０ 但し、 Ｃｒ当量＝％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋１．５×％Ｓｉ Ｎｉ当量＝％Ｎｉ＋３０×（％Ｃ＋％Ｎ）＋０．５×％
Ｍｎ Ｓ（ppm)＋Ｏ（ppm)−０．８×Ｃａ（ppm)−３０≦０．
０（ppm) を満足し、残部が不可避不純物からなるオーステナイト
系ステンレス鋼のＣＣ鋳片またはＩＣ鋳片に圧減比１．
５以上の熱間鍛造あるいは熱間圧延を施した後、１１５
０〜１３００℃の温度でｔ分〔ｔ（分）＝２×１０-3×
ｅｘｐ（１８００／Ｔ）、Ｔ：温度（Ｋ）〕以上の均熱
拡散熱処理（以下、ＳＰ処理）し、鋳片からのトータル
圧減比が３．０〜５．０の熱間圧延、そして固溶化熱処
理を行なうことを特徴とする板厚５０mm以上で透磁率が
１．０５以下のオーステナイト系ステンレス厚鋼板の製
造方法である。
【０００７】本発明者らは、成分組成を適正範囲に限定
するとともに鋳片に適正な熱間加工およびＳＰ処理を施
すことによって、板厚方向中央部における透磁率の増大
を抑制することが可能であるとともに、熱間圧延による
表面割れも生ずることがないことに着目して、最適な成
分組成および製造条件を実験室的に詳細に検討した結
果、本発明を成し遂げた。
するとともに鋳片に適正な熱間加工およびＳＰ処理を施
すことによって、板厚方向中央部における透磁率の増大
を抑制することが可能であるとともに、熱間圧延による
表面割れも生ずることがないことに着目して、最適な成
分組成および製造条件を実験室的に詳細に検討した結
果、本発明を成し遂げた。
【０００８】図１は、鋼中のδフェライト量と透磁率の
関係を示している。オーステナイト相は非磁性であるの
に対して、δフェライト相は強磁性体であるため、δフ
ェライト量の増加に伴ない透磁率が増加する傾向が認め
られる。
関係を示している。オーステナイト相は非磁性であるの
に対して、δフェライト相は強磁性体であるため、δフ
ェライト量の増加に伴ない透磁率が増加する傾向が認め
られる。
【０００９】一般にオーステナイト系ステンレス鋼は、
凝固過程で成分偏析が生じδフェライトを生成するもの
の、その後の熱間圧延および固溶化熱処理によって成分
偏析が解消され、大半のδフェライト相は消滅する。
凝固過程で成分偏析が生じδフェライトを生成するもの
の、その後の熱間圧延および固溶化熱処理によって成分
偏析が解消され、大半のδフェライト相は消滅する。
【００１０】しかし、厚鋼板を製造する場合、鋳片から
最終成品までのトータル圧減率が低いため、偏析成分の
拡散が十分に行なわれず、凝固偏析が完全に解消されな
い。特にＭｏを含有するオーステナイト系ステンレス鋼
の場合、Ｍｏが凝固偏析しδフェライトが生成しやすい
とともに、Ｍｏは拡散し難い成分元素であるため、固溶
化熱処理後もδフェライト相が多量に残留し、透磁率が
高くなる。特に、最終凝固部に相当する板厚方向中央部
の偏析が著しく、鋳片からのトータル圧減比が低い熱間
圧延を施した場合、δフェライト相を大幅に低減するこ
とは困難である。
最終成品までのトータル圧減率が低いため、偏析成分の
拡散が十分に行なわれず、凝固偏析が完全に解消されな
い。特にＭｏを含有するオーステナイト系ステンレス鋼
の場合、Ｍｏが凝固偏析しδフェライトが生成しやすい
とともに、Ｍｏは拡散し難い成分元素であるため、固溶
化熱処理後もδフェライト相が多量に残留し、透磁率が
高くなる。特に、最終凝固部に相当する板厚方向中央部
の偏析が著しく、鋳片からのトータル圧減比が低い熱間
圧延を施した場合、δフェライト相を大幅に低減するこ
とは困難である。
【００１１】図２は、ＣＣ鋳片（２５０mm厚）から製造
した「１．４×Ｃｒ当量−１４≦Ｎｉ当量≦１．４×Ｃ
ｒ当量−１０」を満足するＳＵＳ３１６厚鋼板（板厚５
０mm）の板厚方向中央部のδフェライト量に及ぼすＢＤ
圧延（圧減比：２．０）およびＳＰ処理（１２００℃×
５ｈ）の効果を示している。鋳片にＢＤ圧延またはＳＰ
処理を施さない場合は、熱間圧延および固溶化熱処理を
行なった後も、板厚方向中央部に１．０％以上のδフェ
ライト相が残留し、透磁率μは、渦電流発生の点から限
界である１．０５をはるかに超える値を示す。なお透磁
率μの値は常温でも極低温でもほぼ同じである。従っ
て、本発明ではμの値を常温で評価した。
した「１．４×Ｃｒ当量−１４≦Ｎｉ当量≦１．４×Ｃ
ｒ当量−１０」を満足するＳＵＳ３１６厚鋼板（板厚５
０mm）の板厚方向中央部のδフェライト量に及ぼすＢＤ
圧延（圧減比：２．０）およびＳＰ処理（１２００℃×
５ｈ）の効果を示している。鋳片にＢＤ圧延またはＳＰ
処理を施さない場合は、熱間圧延および固溶化熱処理を
行なった後も、板厚方向中央部に１．０％以上のδフェ
ライト相が残留し、透磁率μは、渦電流発生の点から限
界である１．０５をはるかに超える値を示す。なお透磁
率μの値は常温でも極低温でもほぼ同じである。従っ
て、本発明ではμの値を常温で評価した。
【００１２】一方、鋳片にＢＤ圧延およびＳＰ処理を施
した場合、ＳＰ処理後のδフェライト量は大きく減少
し、熱間圧延および固溶化熱処理によって、さらにδフ
ェライト量が減少することが判明した。その結果、透磁
率μは１．０５以下となり、要求特性を満足する。ここ
で、Ｃｒ当量はδフェライト相の生成を促進する随伴元
素の効果をＣｒの効果に換算した等量、Ｎｉ当量はγ相
の安定化を促進する随伴元素の効果をＮｉ効果に換算し
た等量を示すものである。
した場合、ＳＰ処理後のδフェライト量は大きく減少
し、熱間圧延および固溶化熱処理によって、さらにδフ
ェライト量が減少することが判明した。その結果、透磁
率μは１．０５以下となり、要求特性を満足する。ここ
で、Ｃｒ当量はδフェライト相の生成を促進する随伴元
素の効果をＣｒの効果に換算した等量、Ｎｉ当量はγ相
の安定化を促進する随伴元素の効果をＮｉ効果に換算し
た等量を示すものである。
【００１３】しかしながら、図３に示すように「Ｎｉ当
量≧１．４×Ｃｒ当量−１４」を満足しない場合、鋳片
に、いくらＢＤ圧延およびＳＰ処理を施しても、０．５
％以上のδフェライト相が残留し、透磁率μ≦１．０５
の条件を満足しないことが明らかとなった。この結果か
ら、板厚５０mm以上のオーステナイト系ステンレス鋼極
厚板で透磁率μを１．０５以下にするためには、「１．
４×Ｃｒ当量−１４≦Ｎｉ当量」の条件を満足させると
ともに、鋳片にＢＤ圧延およびＳＰ処理を施すことが必
須であることを見出した。
量≧１．４×Ｃｒ当量−１４」を満足しない場合、鋳片
に、いくらＢＤ圧延およびＳＰ処理を施しても、０．５
％以上のδフェライト相が残留し、透磁率μ≦１．０５
の条件を満足しないことが明らかとなった。この結果か
ら、板厚５０mm以上のオーステナイト系ステンレス鋼極
厚板で透磁率μを１．０５以下にするためには、「１．
４×Ｃｒ当量−１４≦Ｎｉ当量」の条件を満足させると
ともに、鋳片にＢＤ圧延およびＳＰ処理を施すことが必
須であることを見出した。
【００１４】一方、オーステナイト系ステンレス鋼にお
いて、δフェライト量を低減させると、熱間圧延におい
て鋼板表面割れが多発し、鋼板の表面品質を著しく損な
うという問題が発生する。しかし、図４に示すように、
「Ｎｉ当量≦１．４×Ｃｒ当量−１０」を満足し、さら
に例えば製鐵研究No．３３３ｐ．１〜ｐ．８に開示され
ているステンレス鋼の割れ感受性指標（以下、ＰＶ値）
＝Ｓ（ppm)＋Ｏ（ppm)−０．８×Ｃａ（ppm)−３０を
０．０（ppm)以下とすることによって表面割れを回避で
きる。
いて、δフェライト量を低減させると、熱間圧延におい
て鋼板表面割れが多発し、鋼板の表面品質を著しく損な
うという問題が発生する。しかし、図４に示すように、
「Ｎｉ当量≦１．４×Ｃｒ当量−１０」を満足し、さら
に例えば製鐵研究No．３３３ｐ．１〜ｐ．８に開示され
ているステンレス鋼の割れ感受性指標（以下、ＰＶ値）
＝Ｓ（ppm)＋Ｏ（ppm)−０．８×Ｃａ（ppm)−３０を
０．０（ppm)以下とすることによって表面割れを回避で
きる。
【００１５】以上の知見に基づいて、板厚５０mm以上の
オーステナイト系ステンレス厚鋼板を製造すると、図５
に示すように、従来の製造方法の場合、透磁率μ≦１．
０５の鋼板を製造するには鋳片からのトータル圧減比が
５．０を超えることが必須であった。しかし、本発明に
よってトータル圧減比が５．０以下でも、透磁率μ≦
１．０５の厚鋼板の製造が可能となった。
オーステナイト系ステンレス厚鋼板を製造すると、図５
に示すように、従来の製造方法の場合、透磁率μ≦１．
０５の鋼板を製造するには鋳片からのトータル圧減比が
５．０を超えることが必須であった。しかし、本発明に
よってトータル圧減比が５．０以下でも、透磁率μ≦
１．０５の厚鋼板の製造が可能となった。
【００１６】次に、本発明の限定範囲について述べる。 Ｃ：構造部材としての強度を保つ上で必要な元素である
ため、０．０１％以上添加する必要があるが、過剰に含
有すると溶接熱影響部の耐粒界腐食性が著しく低下する
ことから、上限を０．０６％とした。
ため、０．０１％以上添加する必要があるが、過剰に含
有すると溶接熱影響部の耐粒界腐食性が著しく低下する
ことから、上限を０．０６％とした。
【００１７】Ｓｉ：製鋼時に脱酸剤として機能させるほ
か、固溶強化によって強度を増大させるために添加する
元素であるが、過剰に含有すると凝固時にＮ成分固溶量
を減少させ、溶接時の高温割れを誘発するため、その上
限を２．０％とした。
か、固溶強化によって強度を増大させるために添加する
元素であるが、過剰に含有すると凝固時にＮ成分固溶量
を減少させ、溶接時の高温割れを誘発するため、その上
限を２．０％とした。
【００１８】Ｍｎ：製鋼時に脱酸剤として機能させるほ
か、Ｎの溶解度を増加させる元素であるが、過剰に含有
すると鋼板の耐食性、熱間加工性を損なうため、その上
限を５０％とした。
か、Ｎの溶解度を増加させる元素であるが、過剰に含有
すると鋼板の耐食性、熱間加工性を損なうため、その上
限を５０％とした。
【００１９】Ｃｒ：ステンレス鋼の表面に不働態皮膜を
生成させて耐食性を向上させる基本元素であり、優れた
耐食性を得るためには、少なくとも１５％以上の含有が
必要である。しかし、過剰に含有すると透磁率の増減に
影響のある高温におけるδ／γ相バランスを損なうとと
もに、ＦｅＣｒ金属間化合物であるσ相が析出し、靭性
が著しく劣化することから、その上限を２７％とした。
生成させて耐食性を向上させる基本元素であり、優れた
耐食性を得るためには、少なくとも１５％以上の含有が
必要である。しかし、過剰に含有すると透磁率の増減に
影響のある高温におけるδ／γ相バランスを損なうとと
もに、ＦｅＣｒ金属間化合物であるσ相が析出し、靭性
が著しく劣化することから、その上限を２７％とした。
【００２０】Ｎｉ：オーステナイト系ステンレス鋼の基
本元素であり、優れた耐食性とオーステナイト組織を得
るためには６％以上の含有が必要である。しかし、過剰
に含有すると、溶接時の溶接割れ、熱間加工性の低下等
を生じるので、その上限を１６％とした。
本元素であり、優れた耐食性とオーステナイト組織を得
るためには６％以上の含有が必要である。しかし、過剰
に含有すると、溶接時の溶接割れ、熱間加工性の低下等
を生じるので、その上限を１６％とした。
【００２１】Ｍｏ：耐食性の向上に極めて有効な元素で
あり、孔食の発生を抑制する作用を有するため、下限を
０．５％とした。しかし、多量に添加すると合金コスト
高騰を招くのみならず、σ相を生成しやすくなり衝撃靭
性や耐食性の劣化を引き起こすことから、上限を３％と
した。
あり、孔食の発生を抑制する作用を有するため、下限を
０．５％とした。しかし、多量に添加すると合金コスト
高騰を招くのみならず、σ相を生成しやすくなり衝撃靭
性や耐食性の劣化を引き起こすことから、上限を３％と
した。
【００２２】Ｎ：主要な侵入型固溶強化元素であり、構
造部材としての強度を保つ上で必要な元素である。しか
し、過剰に含有すると熱間加工性が低下するとともに、
凝固時、溶接部にブローホールが発生しやすくなるの
で、その上限を０．３％とした。
造部材としての強度を保つ上で必要な元素である。しか
し、過剰に含有すると熱間加工性が低下するとともに、
凝固時、溶接部にブローホールが発生しやすくなるの
で、その上限を０．３％とした。
【００２３】ＳおよびＯ成分は、ステンレス鋼板の熱間
圧延時の表面割れを発生させる元素であり、含有量は少
ない方が良い。またＣａを添加することでＳおよびＯを
固定することが可能である。このＳ，Ｏ，Ｃａの含有量
は、「Ｓ（ppm)＋Ｏ（ppm)−０．８×Ｃａ（ppm)−３０
≦０（ppm)」を満足するように調整する。
圧延時の表面割れを発生させる元素であり、含有量は少
ない方が良い。またＣａを添加することでＳおよびＯを
固定することが可能である。このＳ，Ｏ，Ｃａの含有量
は、「Ｓ（ppm)＋Ｏ（ppm)−０．８×Ｃａ（ppm)−３０
≦０（ppm)」を満足するように調整する。
【００２４】本発明では、ＣＣ鋳片あるいはＩＣ鋳片に
圧減比が１．５以上の熱間鍛造あるいは熱間圧延の熱間
加工を施す。これは、ＳＰ処理を行なう前に鋼塊に加工
を加えて、後のＳＰ処理で成分元素の拡散が促進される
ことを狙いとする。このときの、熱間鍛造あるいは熱間
圧延は、できるだけ９５０℃以下の温度範囲で行なうこ
とが望ましい。
圧減比が１．５以上の熱間鍛造あるいは熱間圧延の熱間
加工を施す。これは、ＳＰ処理を行なう前に鋼塊に加工
を加えて、後のＳＰ処理で成分元素の拡散が促進される
ことを狙いとする。このときの、熱間鍛造あるいは熱間
圧延は、できるだけ９５０℃以下の温度範囲で行なうこ
とが望ましい。
【００２５】さらに本発明では、厚板圧延を行なう前の
ＢＤスラブ１１５０〜１３００℃の温度範囲でｔ（分）
＝２×１０-3×ｅｘｐ（１８０００／Ｔ）以上のＳＰ処
理を施すことを特徴としている。δフェライト相の消滅
は、拡散に起因するものであり、なるべく高温であるこ
とが望ましいことから、ＳＰ処理温度は１１５０℃を下
限とした。しかし、１３００℃を超えて加熱すると、著
しい結晶粒の成長を起こし強度低下を招くことから、上
限を１３００℃とした。ＳＰ処理の加熱保持時間は、短
かすぎると図５に示すように十分にδフェライトが消滅
せず、透磁率μが１．０５以上となることから、加熱保
持時間はｔ（分）≧２×１０-3×ｅｘｐ（１８０００／
Ｔ）を満足することが必要である。ここで、ＴはＳＰ処
理温度（Ｋ）である。
ＢＤスラブ１１５０〜１３００℃の温度範囲でｔ（分）
＝２×１０-3×ｅｘｐ（１８０００／Ｔ）以上のＳＰ処
理を施すことを特徴としている。δフェライト相の消滅
は、拡散に起因するものであり、なるべく高温であるこ
とが望ましいことから、ＳＰ処理温度は１１５０℃を下
限とした。しかし、１３００℃を超えて加熱すると、著
しい結晶粒の成長を起こし強度低下を招くことから、上
限を１３００℃とした。ＳＰ処理の加熱保持時間は、短
かすぎると図５に示すように十分にδフェライトが消滅
せず、透磁率μが１．０５以上となることから、加熱保
持時間はｔ（分）≧２×１０-3×ｅｘｐ（１８０００／
Ｔ）を満足することが必要である。ここで、ＴはＳＰ処
理温度（Ｋ）である。
【００２６】先に述べた図１から透磁率μ＝１．０５に
対応するδフェライト量（％）は、０．５％である。図
６は、δフェライト量（％）とＳＰ処理温度と時間との
関係を示したものであるが、「Ｔ×ｌｎ（５０×ｔ）×
１０-3≧１．８」を満足する範囲で、透磁率μ≦１．０
５を満足する。この式を数学的に単純に変形すると「ｔ
≧２×１０-3×ｅｘｐ（１８０００／Ｔ）」となる。な
お、ここに述べたＳＰ処理とは、通常熱間圧延前に行な
われる加熱処理と異なり、鋼中成分の拡散による組織均
質化を目的としており、高温で長時間の熱処理のことで
あり、熱延加熱処理とは別途行なわれる熱処理である。
対応するδフェライト量（％）は、０．５％である。図
６は、δフェライト量（％）とＳＰ処理温度と時間との
関係を示したものであるが、「Ｔ×ｌｎ（５０×ｔ）×
１０-3≧１．８」を満足する範囲で、透磁率μ≦１．０
５を満足する。この式を数学的に単純に変形すると「ｔ
≧２×１０-3×ｅｘｐ（１８０００／Ｔ）」となる。な
お、ここに述べたＳＰ処理とは、通常熱間圧延前に行な
われる加熱処理と異なり、鋼中成分の拡散による組織均
質化を目的としており、高温で長時間の熱処理のことで
あり、熱延加熱処理とは別途行なわれる熱処理である。
【００２７】
【実施例】表１に示す化学組成を有する供試鋼を電気炉
にて溶製した後、鋼Ａおよび鋼Ｃ〜Ｅはスラブ厚２５０
mmの連続鋳造モールドに鋳込み、鋼Ｂは２５ton の偏平
鋳型に鋳込み、それぞれ鋳片とした。鋼Ｂの鋳片には熱
間鍛造を施し、板厚３７０mmの鋳片（スラブ）とした。
これらの鋼塊に表２に示す条件でＳＰ処理を施した後、
厚板圧延（熱間圧延）を施し板厚５０〜２００mmの厚鋼
板とした。ここで均熱拡散熱処理の計算時間とは、ｔ＝
２×１０-3×ｅｘｐ（１８０００／Ｔ）を満足する時間
である。また、厚板圧延時に発生した鋼板表面の割れの
観察結果を表示した。さらに、この厚板圧延後の鋼板に
表２に示す固溶化熱処理条件で熱処理を施し、板厚方向
中央部における透磁率の測定結果を示した。
にて溶製した後、鋼Ａおよび鋼Ｃ〜Ｅはスラブ厚２５０
mmの連続鋳造モールドに鋳込み、鋼Ｂは２５ton の偏平
鋳型に鋳込み、それぞれ鋳片とした。鋼Ｂの鋳片には熱
間鍛造を施し、板厚３７０mmの鋳片（スラブ）とした。
これらの鋼塊に表２に示す条件でＳＰ処理を施した後、
厚板圧延（熱間圧延）を施し板厚５０〜２００mmの厚鋼
板とした。ここで均熱拡散熱処理の計算時間とは、ｔ＝
２×１０-3×ｅｘｐ（１８０００／Ｔ）を満足する時間
である。また、厚板圧延時に発生した鋼板表面の割れの
観察結果を表示した。さらに、この厚板圧延後の鋼板に
表２に示す固溶化熱処理条件で熱処理を施し、板厚方向
中央部における透磁率の測定結果を示した。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】本発明の成分組成の鋼を、本発明の製造方
法によって製造した板厚５０mm以上のNo．１〜６の厚鋼
板は、厚板圧延の際に表面割れを生ずることなく、固溶
化熱処理後の板厚方向中央部における透磁率も１．０５
以下である。一方、本発明の成分組成ではあるが、厚板
圧延前にＢＤ圧延またはＳＰ処理を施さなかったNo．
７，８，９の厚鋼板は、板厚方向中央部における透磁率
μが１．０５を超えることがわかる。
法によって製造した板厚５０mm以上のNo．１〜６の厚鋼
板は、厚板圧延の際に表面割れを生ずることなく、固溶
化熱処理後の板厚方向中央部における透磁率も１．０５
以下である。一方、本発明の成分組成ではあるが、厚板
圧延前にＢＤ圧延またはＳＰ処理を施さなかったNo．
７，８，９の厚鋼板は、板厚方向中央部における透磁率
μが１．０５を超えることがわかる。
【００３１】また、Ｎｉ当量が本発明の成分組成より低
い鋼Ｃを本発明方法で製造したNo．１０，１１の厚鋼板
は、圧延の表面割れは発生しなかったものの、板厚方向
中央部における透磁率μが１．０５を超えることがわか
る。Ｎｉ当量が本発明の成分組成より高い値の鋼Ｄを本
発明方法で製造したNo．１２の厚鋼板は、板厚方向中央
部における透磁率μが１．０５以下であるものの、厚板
圧延の際に著しい表面割れが発生した。また、ＰＶ値が
本発明の対象より高い鋼Ｅを本発明方法で製造したNo．
１３の厚鋼板も、No．１１の厚鋼板と同様に厚板圧延に
おいて著しい表面割れが発生した。
い鋼Ｃを本発明方法で製造したNo．１０，１１の厚鋼板
は、圧延の表面割れは発生しなかったものの、板厚方向
中央部における透磁率μが１．０５を超えることがわか
る。Ｎｉ当量が本発明の成分組成より高い値の鋼Ｄを本
発明方法で製造したNo．１２の厚鋼板は、板厚方向中央
部における透磁率μが１．０５以下であるものの、厚板
圧延の際に著しい表面割れが発生した。また、ＰＶ値が
本発明の対象より高い鋼Ｅを本発明方法で製造したNo．
１３の厚鋼板も、No．１１の厚鋼板と同様に厚板圧延に
おいて著しい表面割れが発生した。
【００３２】以上の実施例からも明らかなように、本発
明は成分組成と製造条件が密接に関連し、δフェライト
相の低減が透磁率の低減に対して効果的に作用し、従来
方法ではその製造が極めて困難であると考えられていた
非磁性のオーステナイト系ステンレス厚鋼板の安定的な
製造が可能となった。
明は成分組成と製造条件が密接に関連し、δフェライト
相の低減が透磁率の低減に対して効果的に作用し、従来
方法ではその製造が極めて困難であると考えられていた
非磁性のオーステナイト系ステンレス厚鋼板の安定的な
製造が可能となった。
【００３３】
【発明の効果】本発明によって、板厚方向中央部におけ
る透磁率が１．０５未満で板厚５０mm以上のオーステナ
イト系ステンレス厚鋼板を低圧減比で製造することが可
能となった。また本技術により、ＣＣ鋳片を用いて、板
厚５０mm以上の厚鋼板の製造が可能となった。このた
め、ＩＣ鋳片を用いて製造した場合に比べて、著しい歩
留り向上がなされるとともに、製造工程の簡略化が可能
となり、消費エネルギーおよび労力の大幅な低減が可能
となった。また、ＩＣ鋳片を用いて製造した場合、従来
より製造可能な成品板厚よりも、より厚い鋼板の製造が
可能となった。これらの改善によってもたらされる、産
業上の意義は極めて多大なものである。
る透磁率が１．０５未満で板厚５０mm以上のオーステナ
イト系ステンレス厚鋼板を低圧減比で製造することが可
能となった。また本技術により、ＣＣ鋳片を用いて、板
厚５０mm以上の厚鋼板の製造が可能となった。このた
め、ＩＣ鋳片を用いて製造した場合に比べて、著しい歩
留り向上がなされるとともに、製造工程の簡略化が可能
となり、消費エネルギーおよび労力の大幅な低減が可能
となった。また、ＩＣ鋳片を用いて製造した場合、従来
より製造可能な成品板厚よりも、より厚い鋼板の製造が
可能となった。これらの改善によってもたらされる、産
業上の意義は極めて多大なものである。
【図１】鋼中のδフェライト量と透磁率の関係を示す
図。
図。
【図２】板厚方向中央部のδフェライト量に及ぼすＢＤ
圧延（圧減比：２．０）およびＳＰ処理（１２００℃×
５ｈ）の効果を示す図。
圧延（圧減比：２．０）およびＳＰ処理（１２００℃×
５ｈ）の効果を示す図。
【図３】Ｎｉ当量に及ぼすδフェライト量とＢＤ圧延お
よびＳＰ処理との関係を示す図。
よびＳＰ処理との関係を示す図。
【図４】Ｎｉ当量とＰＶ値との関係を示す図。
【図５】成品板厚方向中心部の透磁率と鋳片からのトー
タル圧減比との関係を示す図。
タル圧減比との関係を示す図。
【図６】δフェライト量（％）とＳＰ処理温度と時間と
の関係を示す図。
の関係を示す図。
フロントページの続き (72)発明者 田中 郁雄 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 ：０．０１〜０．０６％、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：５．０％以下、 Ｎｉ：６．０〜１６．０％、 Ｃｒ：１５〜２７％、 Ｍｏ：０．５〜４．０％、 Ｎ ：０．０１〜０．３０％を含み、 １．４×Ｃｒ当量−１４≦Ｎｉ当量≦１．４×Ｃｒ当量
−１０ 但し、 Ｃｒ当量＝％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋１．５×％Ｓｉ Ｎｉ当量＝％Ｎｉ＋３０×（％Ｃ＋％Ｎ）＋０．５×％
Ｍｎ Ｓ（ppm)＋Ｏ（ppm)−０．８×Ｃａ（ppm)−３０≦０．
０（ppm) を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるオー
ステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造法により製造した
ＣＣ鋳片、あるいは造塊法により製造したＩＣインゴッ
トに圧減比１．５以上の熱間加工を施した後、１１５０
〜１３００℃の温度でｔ分〔ｔ（分）＝２×１０-3×ｅ
ｘｐ（１８００／Ｔ）、Ｔ：温度（Ｋ）〕以上の均熱拡
散熱処理を施し、鋳片からのトータル圧減比が３．０〜
５．０の厚板圧延、さらに固溶化熱処理を行なうことを
特徴とする板厚５０mm以上で透磁率が１．０５以下のオ
ーステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7072094A JPH08269564A (ja) | 1995-03-29 | 1995-03-29 | 非磁性ステンレス厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7072094A JPH08269564A (ja) | 1995-03-29 | 1995-03-29 | 非磁性ステンレス厚鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269564A true JPH08269564A (ja) | 1996-10-15 |
Family
ID=13479486
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7072094A Withdrawn JPH08269564A (ja) | 1995-03-29 | 1995-03-29 | 非磁性ステンレス厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08269564A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000056944A1 (fr) * | 1999-03-19 | 2000-09-28 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Acier maraging tres resistant a la fatigue et son procede de fabrication |
| WO2008007572A1 (fr) * | 2006-07-13 | 2008-01-17 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | PLAQUE EN ACIER INOXYDABLE EN AUSTÉNITE ROULÉE AYANT UNE ÉPAISSEUR SUPÉRIEURE OU ÉGALE À 100 mm ET PROCÉDÉ DE PRODUCTION DE CELLE-CI |
| CN103769812A (zh) * | 2014-01-06 | 2014-05-07 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种奥氏体不锈钢炉管的生产方法 |
| WO2019112144A1 (ko) * | 2017-12-06 | 2019-06-13 | 주식회사 포스코 | 내식성이 우수한 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| CN110117746A (zh) * | 2019-02-01 | 2019-08-13 | 上海加宁新材料科技有限公司 | 一种高性能无磁不锈钢的制造方法 |
| WO2020101227A1 (ko) * | 2018-11-12 | 2020-05-22 | 주식회사 포스코 | 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| JP2020079438A (ja) * | 2018-11-14 | 2020-05-28 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法 |
| EP4050119A4 (en) * | 2020-12-30 | 2022-08-31 | Posco | NON-MAGNETIC AUSTENITIC STAINLESS STEEL |
| CN115612917A (zh) * | 2021-07-15 | 2023-01-17 | 振石集团东方特钢有限公司 | 一种不锈钢及其制备方法和应用 |
-
1995
- 1995-03-29 JP JP7072094A patent/JPH08269564A/ja not_active Withdrawn
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| WO2000056944A1 (fr) * | 1999-03-19 | 2000-09-28 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Acier maraging tres resistant a la fatigue et son procede de fabrication |
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| US7323070B2 (en) | 1999-03-19 | 2008-01-29 | Neomax Materials Co., Ltd. | Maraging steel excellent in fatigue characteristics and method for producing the same |
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| KR100987176B1 (ko) * | 2006-07-13 | 2010-10-11 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 두께 100 ｍｍ 이상의 오스테나이트계 스테인레스 압연강판 및 그 제조 방법 |
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| CN115612917A (zh) * | 2021-07-15 | 2023-01-17 | 振石集团东方特钢有限公司 | 一种不锈钢及其制备方法和应用 |
| CN115612917B (zh) * | 2021-07-15 | 2024-02-09 | 振石集团东方特钢有限公司 | 一种不锈钢及其制备方法和应用 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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