JPH08281305A - 熱間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
熱間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH08281305A JPH08281305A JP8437695A JP8437695A JPH08281305A JP H08281305 A JPH08281305 A JP H08281305A JP 8437695 A JP8437695 A JP 8437695A JP 8437695 A JP8437695 A JP 8437695A JP H08281305 A JPH08281305 A JP H08281305A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot rolling
- slab
- stainless steel
- segregation
- hot
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 １８Ｃｒ−８Ｎｉを基本成分とするＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス鋼の熱間圧延時のスラブ表面に発生する
微細な割れを防止する方法を提供する。 【構成】 １８Ｃｒ−８Ｎｉを基本成分とし、Ｍｎ：
０．５〜２％、Ｓ：０．００２〜．００６％、Ｍｎ／Ｓ
＞２００である連続鋳造鋳片のオシレーションマーク谷
部における２mm×２mmの範囲に存在するＮｉ濃度が平均
濃度の１．１５倍以上の面積が１×１０-4mm2 以下であ
るスラブを、熱間圧延に際し１０００℃以上１２７０℃
以下の範囲で加熱し熱間圧延を行うことを特徴とする熱
間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
の製造方法。
ｉ系ステンレス鋼の熱間圧延時のスラブ表面に発生する
微細な割れを防止する方法を提供する。 【構成】 １８Ｃｒ−８Ｎｉを基本成分とし、Ｍｎ：
０．５〜２％、Ｓ：０．００２〜．００６％、Ｍｎ／Ｓ
＞２００である連続鋳造鋳片のオシレーションマーク谷
部における２mm×２mmの範囲に存在するＮｉ濃度が平均
濃度の１．１５倍以上の面積が１×１０-4mm2 以下であ
るスラブを、熱間圧延に際し１０００℃以上１２７０℃
以下の範囲で加熱し熱間圧延を行うことを特徴とする熱
間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はＣｒ−Ｎｉ系ステンレス
鋼の熱間圧延時のスラブ表面に発生する微細な割れを防
止する製造方法に関するものである。
鋼の熱間圧延時のスラブ表面に発生する微細な割れを防
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
ま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。
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
ま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、熱間圧延工程でほどんど検出され
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あり、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。
大きな割れとは別に、熱間圧延工程でほどんど検出され
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あり、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】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へげ疵に対しては、従来、
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。とくに、ヘゲ疵は熱延工程での微細
な割れであるとして割れを防止する観点から、特開昭５
７−１６１５３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+
0.5Cu)-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。
や冷延工程段階で発見されるへげ疵に対しては、従来、
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。とくに、ヘゲ疵は熱延工程での微細
な割れであるとして割れを防止する観点から、特開昭５
７−１６１５３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+
0.5Cu)-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。
【０００５】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５
９−３５６２０号公報等にのべられているが、耳割れを
防止し更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。
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５
９−３５６２０号公報等にのべられているが、耳割れを
防止し更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。
【０００６】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（Δ
Ｔ）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。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た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％に規制しヘゲ疵を防止す
る技術を開示している。
−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（Δ
Ｔ）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。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た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％に規制しヘゲ疵を防止す
る技術を開示している。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上述した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、さらに鋳片無手入れままで熱間
圧延時の疵発生を防止するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼を
提供することを目的とする。
−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、さらに鋳片無手入れままで熱間
圧延時の疵発生を防止するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼を
提供することを目的とする。
【０００８】
【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。すなわち、（１）重量％で１８
％Ｃｒ−８％Ｎｉを基本成分とし、Ｍｎ：０．５〜２．
０％、Ｓ：０．００２〜０．００８％とし、Ｍｎ／Ｓ≧
２００以上であるＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の連続鋳造
鋳片の表層に存在するオシレーションマーク谷部で２mm
×２mmの範囲に存在するＮｉ濃度が平均濃度の１．１５
倍以上濃度の部分（Ｎｉ偏析部）の面積が０．４mm2 以
下で、かつＮｉ偏析部に存在する直径１μｍ以上のＭｎ
Ｓの面積が１×１０-4mm2 以下であるスラブを、熱間圧
延に際し１０００℃以上１２７０℃以下の範囲で加熱し
熱間圧延を行うことを特徴とする熱間圧延で表面疵の発
生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法である。
上記１８％Ｃｒ−８％Ｎｉは本発明の基本成分を表わし
たものであり、後述の実施例のように上下に変化する範
囲を含むものである。
ろは下記の通りである。すなわち、（１）重量％で１８
％Ｃｒ−８％Ｎｉを基本成分とし、Ｍｎ：０．５〜２．
０％、Ｓ：０．００２〜０．００８％とし、Ｍｎ／Ｓ≧
２００以上であるＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の連続鋳造
鋳片の表層に存在するオシレーションマーク谷部で２mm
×２mmの範囲に存在するＮｉ濃度が平均濃度の１．１５
倍以上濃度の部分（Ｎｉ偏析部）の面積が０．４mm2 以
下で、かつＮｉ偏析部に存在する直径１μｍ以上のＭｎ
Ｓの面積が１×１０-4mm2 以下であるスラブを、熱間圧
延に際し１０００℃以上１２７０℃以下の範囲で加熱し
熱間圧延を行うことを特徴とする熱間圧延で表面疵の発
生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法である。
上記１８％Ｃｒ−８％Ｎｉは本発明の基本成分を表わし
たものであり、後述の実施例のように上下に変化する範
囲を含むものである。
【０００９】
【作用】本発明によれば、熱間圧延時に発生する微細な
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、１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ系
ステンレス鋼を中心とするオーステナイト系ステンレス
鋼の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。
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、１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ系
ステンレス鋼を中心とするオーステナイト系ステンレス
鋼の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。
【００１０】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、１８％Ｃｒ−８％Ｎｉを基本成分とす
るＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼においては、熱間圧延前の
加熱条件が適切でない場合にδ／γ界面で割れが発生す
ることが多く、特に熱間圧延前の加熱時間が短い場合、
また加熱温度が高すぎる場合に発生することが判明し
た。この点からδ／γ界面で割れを防止するためには１
０００℃以上１２７０℃以下で加熱を行うことが重要で
あることが判明した。１２７０℃を超える温度ではδフ
ェライトの体積分率が増加し、割れを助長する。また１
０００℃未満ではδフェライトは消滅せずδ／γ界面で
の割れを防止することはできない。
を調査した結果、１８％Ｃｒ−８％Ｎｉを基本成分とす
るＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼においては、熱間圧延前の
加熱条件が適切でない場合にδ／γ界面で割れが発生す
ることが多く、特に熱間圧延前の加熱時間が短い場合、
また加熱温度が高すぎる場合に発生することが判明し
た。この点からδ／γ界面で割れを防止するためには１
０００℃以上１２７０℃以下で加熱を行うことが重要で
あることが判明した。１２７０℃を超える温度ではδフ
ェライトの体積分率が増加し、割れを助長する。また１
０００℃未満ではδフェライトは消滅せずδ／γ界面で
の割れを防止することはできない。
【００１１】上記のδ／γ界面での割れを防止してもヘ
ゲ疵が発生することがあり、この防止策を検討した結
果、割れはオーステナイト粒界に沿って割れること、割
れる箇所はスラブのオシレーションマークの谷部が多い
ことが判明した。この点について割れと組織の関係を調
査した。その結果、オシレーションマーク谷部で割れが
発生する箇所には図１（ａ），（ｂ）に示したような形
でオシレーションマーク谷部にＮｉが濃縮した部分が存
在することが判明した。
ゲ疵が発生することがあり、この防止策を検討した結
果、割れはオーステナイト粒界に沿って割れること、割
れる箇所はスラブのオシレーションマークの谷部が多い
ことが判明した。この点について割れと組織の関係を調
査した。その結果、オシレーションマーク谷部で割れが
発生する箇所には図１（ａ），（ｂ）に示したような形
でオシレーションマーク谷部にＮｉが濃縮した部分が存
在することが判明した。
【００１２】このオシレーションマーク谷部のＮｉ偏析
を明確にするために図２に示すように、オシレーション
マークの鋳造方向断面の２mm×２mmの範囲のＮｉ濃度を
調査したところ、Ｎｉ濃縮部は平均Ｎｉ濃度（ＣNIAVE)
に比べて１．１５倍以上濃化していることが明らかとな
った。このＮｉ濃化領域をＮｉ偏析部と定義し、さまざ
まなチャージに関してスラブエッジから１００〜２００
mmに位置するオシレーションの谷部について各５個のサ
ンプルを採取しＮｉ偏析部の面積とヘゲ疵発生の対応と
取ると、図３に示すようにＮｉ偏析部の面積が大きいほ
どヘゲ疵発生頻度が高くなることが判明し、Ｎｉ偏析部
の面積が０．４mm2 以下にするとヘゲ疵発生が低くなる
ことが判明した。
を明確にするために図２に示すように、オシレーション
マークの鋳造方向断面の２mm×２mmの範囲のＮｉ濃度を
調査したところ、Ｎｉ濃縮部は平均Ｎｉ濃度（ＣNIAVE)
に比べて１．１５倍以上濃化していることが明らかとな
った。このＮｉ濃化領域をＮｉ偏析部と定義し、さまざ
まなチャージに関してスラブエッジから１００〜２００
mmに位置するオシレーションの谷部について各５個のサ
ンプルを採取しＮｉ偏析部の面積とヘゲ疵発生の対応と
取ると、図３に示すようにＮｉ偏析部の面積が大きいほ
どヘゲ疵発生頻度が高くなることが判明し、Ｎｉ偏析部
の面積が０．４mm2 以下にするとヘゲ疵発生が低くなる
ことが判明した。
【００１３】さらに、このオシレーションマーク谷部の
偏析について調査し、ヘゲ疵との関係を調査したところ
Ｎｉそのものが延性を低下させることと、Ｎｉ偏析部は
凝固時の濃化溶鋼であるため、不純物も濃化しており、
特にＳの濃化が著しいことが判明した。Ｓは同時に濃化
したＭｎとＭｎＳを形成したり粒界に偏析する。したが
ってＮｉ偏析部は、局所的に低延性となり割れが発生し
易く熱延時割れが生じ、ヘゲ疵となることが考えられ
る。
偏析について調査し、ヘゲ疵との関係を調査したところ
Ｎｉそのものが延性を低下させることと、Ｎｉ偏析部は
凝固時の濃化溶鋼であるため、不純物も濃化しており、
特にＳの濃化が著しいことが判明した。Ｓは同時に濃化
したＭｎとＭｎＳを形成したり粒界に偏析する。したが
ってＮｉ偏析部は、局所的に低延性となり割れが発生し
易く熱延時割れが生じ、ヘゲ疵となることが考えられ
る。
【００１４】本発明者らは、この熱間圧延時の割れによ
るヘゲ疵防止の観点から、オシレーションマーク部の下
部に析出するＭｎＳと延性の関係を調査した。ＭｎＳの
測定方法は連続鋳造鋳片の鋳造方向表層部から採取した
サンプルをアルミナ研磨した後、オシレーションマーク
谷部の２mm×２mmの範囲をＥＰＭＡにてＮｉと同時にＭ
ｎ及びＳを面分析した。ＥＰＭＡの測定条件は、本願発
明においては加速電圧１５kv、照射電流５μＡでＮｉ，
Ｍｎ，Ｓを測定し、以下の条件でＭｎＳの析出量とＮｉ
偏析を判定する。 Ｎｉ偏析：Ｎｉ平均濃度の１．１５以上の濃度を有する
部分。 ＭｎＳ：Ｍｎ平均濃度の１．１倍以上とＳ平均濃度（Ｓ
濃度が低い場合はバクグランド）の５倍以上が存在する
測定点をＭｎＳとした。
るヘゲ疵防止の観点から、オシレーションマーク部の下
部に析出するＭｎＳと延性の関係を調査した。ＭｎＳの
測定方法は連続鋳造鋳片の鋳造方向表層部から採取した
サンプルをアルミナ研磨した後、オシレーションマーク
谷部の２mm×２mmの範囲をＥＰＭＡにてＮｉと同時にＭ
ｎ及びＳを面分析した。ＥＰＭＡの測定条件は、本願発
明においては加速電圧１５kv、照射電流５μＡでＮｉ，
Ｍｎ，Ｓを測定し、以下の条件でＭｎＳの析出量とＮｉ
偏析を判定する。 Ｎｉ偏析：Ｎｉ平均濃度の１．１５以上の濃度を有する
部分。 ＭｎＳ：Ｍｎ平均濃度の１．１倍以上とＳ平均濃度（Ｓ
濃度が低い場合はバクグランド）の５倍以上が存在する
測定点をＭｎＳとした。
【００１５】上記の方法によって各種の連続鋳造鋳片の
オシレーションマーク谷部のＭｎＳの析出量を調査し、
Ｎｉ偏析部との関係及び高温延性との関係を調査した。
高温延性は鋳片表層部からオシレーションを残したまま
厚さ（スラブ厚み方向）３mm、幅（鋳造方向に直角方
向）２０mm、長さ（鋳造方向に平行方向）１３０mmの引
張試験片を採取し、１１００℃に加熱後６mm引張り、断
面の割れ個数を測定して、偏析との対応を調査した。そ
の結果、Ｎｉ偏析部以外のＭｎＳ析出は割れ発生とは大
きく関係せず、割れ発生には図４に示すようにＮｉ偏析
部のＭｎＳ析出量が大きく関係することが判明した。特
にＮｉ偏析部におけるＭｎＳ面積が１×１０-4mm2 以下
になると、割れ感受性は大きく低下する。このようなＮ
ｉ偏析部面積率が１０％以下でかつＮｉ偏析部における
ＭｎＳ量が１×１０-4mm2 以下の鋳片を無手入れのまま
熱間圧延を行ってもヘゲ疵が発生しなくなることが判明
した。
オシレーションマーク谷部のＭｎＳの析出量を調査し、
Ｎｉ偏析部との関係及び高温延性との関係を調査した。
高温延性は鋳片表層部からオシレーションを残したまま
厚さ（スラブ厚み方向）３mm、幅（鋳造方向に直角方
向）２０mm、長さ（鋳造方向に平行方向）１３０mmの引
張試験片を採取し、１１００℃に加熱後６mm引張り、断
面の割れ個数を測定して、偏析との対応を調査した。そ
の結果、Ｎｉ偏析部以外のＭｎＳ析出は割れ発生とは大
きく関係せず、割れ発生には図４に示すようにＮｉ偏析
部のＭｎＳ析出量が大きく関係することが判明した。特
にＮｉ偏析部におけるＭｎＳ面積が１×１０-4mm2 以下
になると、割れ感受性は大きく低下する。このようなＮ
ｉ偏析部面積率が１０％以下でかつＮｉ偏析部における
ＭｎＳ量が１×１０-4mm2 以下の鋳片を無手入れのまま
熱間圧延を行ってもヘゲ疵が発生しなくなることが判明
した。
【００１６】オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部の
面積率並びにＭｎＳ量を低減するためには鋳造板厚に応
じた鋳造条件等の適正化が重要であり、特に湯面変動の
抑制及びオシレーションストローク、サイクル、および
鋳造速度、並びにパウダー組成を制御することで凝固初
期のシェルの発達を促し、オシレーションマーク谷部の
Ｎｉ偏析部への濃化溶鋼の流入が小さくなるようにす
る。
面積率並びにＭｎＳ量を低減するためには鋳造板厚に応
じた鋳造条件等の適正化が重要であり、特に湯面変動の
抑制及びオシレーションストローク、サイクル、および
鋳造速度、並びにパウダー組成を制御することで凝固初
期のシェルの発達を促し、オシレーションマーク谷部の
Ｎｉ偏析部への濃化溶鋼の流入が小さくなるようにす
る。
【００１７】以上のように、オシレーションマーク谷部
に存在するＮｉ偏析部の面積率を小さくしかつＮｉ偏析
部に存在するＭｎＳの析出量を低減すれば鋳片を無手入
れのまま熱間圧延を行ってもヘゲ疵を防止することが可
能となった。
に存在するＮｉ偏析部の面積率を小さくしかつＮｉ偏析
部に存在するＭｎＳの析出量を低減すれば鋳片を無手入
れのまま熱間圧延を行ってもヘゲ疵を防止することが可
能となった。
【００１８】以下に本願発明における限定理由を述べ
る。 Ｍｎ：０．５〜２．０％ ＭｎはＳをＭｎＳとして固定し偏析するＳを低減させる
有効な元素であり、０．５％以上の添加が必要である。
０．５％以下では鋳造後の冷却時に生成したＭｎＳが熱
間圧延前の加熱時に再溶解し偏析Ｓが増加すること、さ
らに再溶解した偏析Ｓが熱間圧延中に固定されないため
割れを発生させ疵が多発するため、０．５％以上の添加
が必要である。また、本発明のようなオシレーションマ
ーク谷部の偏析を問題にする場合は、通常のＭｎ／Ｓの
比では割れは防止できず、Ｍｎ／Ｓで２００以上となる
Ｍｎ添加が必要である。本発明で目的としている鋳片無
手入れままでは、Ｓ量から考えて２．０％のＭｎ量があ
れば十分であり、それゆえ上限を２．０％とした。
る。 Ｍｎ：０．５〜２．０％ ＭｎはＳをＭｎＳとして固定し偏析するＳを低減させる
有効な元素であり、０．５％以上の添加が必要である。
０．５％以下では鋳造後の冷却時に生成したＭｎＳが熱
間圧延前の加熱時に再溶解し偏析Ｓが増加すること、さ
らに再溶解した偏析Ｓが熱間圧延中に固定されないため
割れを発生させ疵が多発するため、０．５％以上の添加
が必要である。また、本発明のようなオシレーションマ
ーク谷部の偏析を問題にする場合は、通常のＭｎ／Ｓの
比では割れは防止できず、Ｍｎ／Ｓで２００以上となる
Ｍｎ添加が必要である。本発明で目的としている鋳片無
手入れままでは、Ｓ量から考えて２．０％のＭｎ量があ
れば十分であり、それゆえ上限を２．０％とした。
【００１９】Ｓ：０．００２〜０．００８％ 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、含有量は低いほど望ましい。
しかし低すぎると溶接性が不良になるため、２０ppm 以
上は必要であり、また８０ppm を超えるとオシレーショ
ンマーク谷部以外の熱間加工性が劣化し疵が発生しやす
く、鋳片無手入れが困難となるので上限を０．００８％
とした。
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、含有量は低いほど望ましい。
しかし低すぎると溶接性が不良になるため、２０ppm 以
上は必要であり、また８０ppm を超えるとオシレーショ
ンマーク谷部以外の熱間加工性が劣化し疵が発生しやす
く、鋳片無手入れが困難となるので上限を０．００８％
とした。
【００２０】
【実施例】本発明の実施例として、表１に示す成分及び
オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部の面積及びＭｎ
Ｓ面積を有する鋳片Ａ〜Ｎを、表１に示す温度で加熱し
通常条件で熱間圧延し巻取り〜酸洗〜冷延による薄板を
製造する方法を実施し、ヘゲ疵の発生状況を評価した。
オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部の面積及びＭｎ
Ｓ面積を有する鋳片Ａ〜Ｎを、表１に示す温度で加熱し
通常条件で熱間圧延し巻取り〜酸洗〜冷延による薄板を
製造する方法を実施し、ヘゲ疵の発生状況を評価した。
【００２１】本発明法によるＡ〜Ｈ鋼はヘゲ疵の発生が
なく良好な成品が得られた。これに対し、Ｉ〜Ｎ鋼では
高Ｓ、低Ｍｎ／Ｓ、高Ｎｉ偏析部率等によるオシレーシ
ョンマーク谷部延性不良、またはδフェライト起因によ
るヘゲ疵を生じたことにより、成品歩留まりの低下なら
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
との差が著しいことが明確になり、本願発明の効果が明
らかとなった。
なく良好な成品が得られた。これに対し、Ｉ〜Ｎ鋼では
高Ｓ、低Ｍｎ／Ｓ、高Ｎｉ偏析部率等によるオシレーシ
ョンマーク谷部延性不良、またはδフェライト起因によ
るヘゲ疵を生じたことにより、成品歩留まりの低下なら
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
との差が著しいことが明確になり、本願発明の効果が明
らかとなった。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【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った。
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った。
【図１】連続鋳造されたスラブの外観概略図とスラブ表
面のオシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部を示す断面
模式図である。
面のオシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部を示す断面
模式図である。
【図２】オシレーションマーク谷部の偏析を調査する部
位を示す概略図である。
位を示す概略図である。
【図３】オシレーションマーク谷部２mm×２mmの部位に
おけるＮｉ偏析部の面積とヘゲ疵発生の関係を示す図で
ある。
おけるＮｉ偏析部の面積とヘゲ疵発生の関係を示す図で
ある。
【図４】オシレーションマーク谷部のＮｉ偏析部のＭｎ
Ｓ析出量と高温延性の関係を示す図である。
Ｓ析出量と高温延性の関係を示す図である。
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 Ｃ２１Ｄ 9/00 １０１ 9352−4Ｋ Ｃ２１Ｄ 9/00 １０１Ａ 9/46 9/46 Ｑ
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で１８％Ｃｒ−８％Ｎｉを基本成
分とし、０．５〜２．０％のＭｎと、０．００２〜０．
００８％のＳを含有し、かつＭｎ／Ｓが２００以上であ
るＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片であって、
その表層に存在するオシレーションマーク谷部における
２mm×２mmの範囲に存在するＮｉ濃度が平均濃度の１．
１５倍以上濃度の部分（Ｎｉ偏析部）の面積が０．４mm
2 以下で、かつＮｉ偏析部に存在する直径１μｍ以上の
ＭｎＳの面積が１×１０-4mm2以下であり、このスラブ
を、熱間圧延に際し１０００℃以上１２７０℃以下の範
囲で加熱し熱間圧延を行うことを特徴とする熱間圧延で
表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8437695A JPH08281305A (ja) | 1995-04-10 | 1995-04-10 | 熱間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8437695A JPH08281305A (ja) | 1995-04-10 | 1995-04-10 | 熱間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08281305A true JPH08281305A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=13828828
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8437695A Pending JPH08281305A (ja) | 1995-04-10 | 1995-04-10 | 熱間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08281305A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000202518A (ja) * | 1999-01-08 | 2000-07-25 | Sms Schloeman Siemag Ag | 連続鋳造設備から製造された鋳造ストランドの振動きずを有している表面をデスケ―リングする方法および装置 |
| JP2020164905A (ja) * | 2019-03-28 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | ステンレス鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-04-10 JP JP8437695A patent/JPH08281305A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000202518A (ja) * | 1999-01-08 | 2000-07-25 | Sms Schloeman Siemag Ag | 連続鋳造設備から製造された鋳造ストランドの振動きずを有している表面をデスケ―リングする方法および装置 |
| JP4637986B2 (ja) * | 1999-01-08 | 2011-02-23 | エス・エム・エス・ジーマーク・アクチエンゲゼルシャフト | 連続鋳造設備から製造された鋳造ストランドの振動きずを有している表面をデスケーリングする方法および装置 |
| JP2020164905A (ja) * | 2019-03-28 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5349015B2 (ja) | Ｎｉ節約型オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法並びにスラブおよび熱延鋼板 | |
| JP6728455B1 (ja) | 溶接性および表面性状に優れる高耐食Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ鋼とその製造方法 | |
| JP2004526866A (ja) | 改良された耐食性を有するステンレス鋼を製造する方法 | |
| JP2009074123A (ja) | 表面品質が良好なＮｉ含有鋼の製造方法 | |
| JPH0768583B2 (ja) | 高張力冷延鋼板の製造法 | |
| JPH08281305A (ja) | 熱間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH07268455A (ja) | 熱間圧延での微小割れを防止するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス合金の製造方法 | |
| JP2000045027A (ja) | 表面性状に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP3243987B2 (ja) | 高強度高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP2512650B2 (ja) | 材質と表面品質の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 | |
| JP3210255B2 (ja) | 耐食性と製造性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| KR920007883B1 (ko) | 양호한 표면질의 열간압연 밴드(hot-rolled band)를 위한 오스테나이트 스텐레스강 슬라브(slabs)의 제조방법 | |
| JP4190617B2 (ja) | ステンレス鋼の熱間圧延板を製造する方法 | |
| JPH08291332A (ja) | 成形性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP3975689B2 (ja) | スラブ、薄鋼板、およびそれらの製造方法 | |
| JPH06304607A (ja) | 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 | |
| KR100325542B1 (ko) | 용접구조용페라이트계스테인레스강과그제조방법 | |
| JPH093543A (ja) | オーステナイト系ステンレス熱延鋼板および冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0784616B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れ表面品質の優れたＣｒ―Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造法 | |
| JPH07228923A (ja) | 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 | |
| JPH0833948A (ja) | 表面性状の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3423815B2 (ja) | 熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH07292418A (ja) | 熱間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP2987732B2 (ja) | 熱間圧延で表面疵の発生しないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス合金の製造方法 | |
| JPH1161346A (ja) | 熱間加工性に優れたステンレス鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20041116 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050308 |