JPS6026807B2 - オ−ステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片の処理法 - Google Patents
オ−ステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片の処理法Info
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- JPS6026807B2 JPS6026807B2 JP56037818A JP3781881A JPS6026807B2 JP S6026807 B2 JPS6026807 B2 JP S6026807B2 JP 56037818 A JP56037818 A JP 56037818A JP 3781881 A JP3781881 A JP 3781881A JP S6026807 B2 JPS6026807 B2 JP S6026807B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
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- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はＳＵＳ３０４にて代表されるオーステナィト系
ステンレス鋼について従来工程の製造方法よりもより経
済的に能率的に製造するための連続鋳造スラブ（以下「
ＣＣスラブ」という）の処理に関するものである。
ステンレス鋼について従来工程の製造方法よりもより経
済的に能率的に製造するための連続鋳造スラブ（以下「
ＣＣスラブ」という）の処理に関するものである。
現在ステンレス鋼のＣＣスラブは一旦常温まで冷却され
全面手入れをされ、その後に加熱炉にて１２００〜１２
５０ｑｏの高温で３時間をこえる長時間加熱が施され、
熱間圧延で必要な形状に圧延されている。
全面手入れをされ、その後に加熱炉にて１２００〜１２
５０ｑｏの高温で３時間をこえる長時間加熱が施され、
熱間圧延で必要な形状に圧延されている。
しかしながら、オーステナィトステンレス鋼は熱伝導度
は悪く特に加熱に長時間を要しており、この高温長時間
加熱に要するエネルギーと時間は莫大なものである。本
発明の目的は連続鋳造されたままの高温のオーステナィ
ト系ステンレス鋼ＣＣスラブをその顕熱を利用して再加
熱時に要する加熱エネルギーを極力低減することのでき
る処理方法を提供せんとするにある。
は悪く特に加熱に長時間を要しており、この高温長時間
加熱に要するエネルギーと時間は莫大なものである。本
発明の目的は連続鋳造されたままの高温のオーステナィ
ト系ステンレス鋼ＣＣスラブをその顕熱を利用して再加
熱時に要する加熱エネルギーを極力低減することのでき
る処理方法を提供せんとするにある。
ＳＵＳ３０４綱を中心とするオーステナイト系のステン
レス鋼薄板の製造プロセスにおいては通常ＣＣスラブを
常温に冷却し、全面の手入を行った後にホットストリッ
プミル等の熱間圧延機の前方にある加熱炉に装入して昇
温し、所定の温度で保定後熱間圧延し、ホットコイルと
して巻取る。
レス鋼薄板の製造プロセスにおいては通常ＣＣスラブを
常温に冷却し、全面の手入を行った後にホットストリッ
プミル等の熱間圧延機の前方にある加熱炉に装入して昇
温し、所定の温度で保定後熱間圧延し、ホットコイルと
して巻取る。
ステンレス薄板の表面に対する要求特性はきびしくＣＣ
スラブの表面手入はきびしく全面平削がなされている。
又オーステナイト系ステンレス鋼は従来から熱間変形能
が劣り、熱間圧延前の加熱条件等についてもきびしい制
約がなされている。一方連続鋳造関連の技術の向上は箸
るしく、ＣＣスラブを無手入のまま熱延にまわしても表
面欠陥を生じない程度にまで向上している。こうしてＣ
Ｃスラブを無手入のまま保熱しつつ、加熱炉に装入し昇
温後熱間圧延するＣＣーホットチャージプロセスあるい
はＣＣスラブを鋳造後加熱炉を経ずに直接熱間圧延する
ＣＣ−ＤＲプロセスで熱間圧延時割れを生じないような
条件が規定出来ればＣＣ−ホットチヤージプロセスやＣ
Ｃ−ＤＲプロセスが可能となり、加熱簡略にともなう省
エネルギー効果は極めて大きい。特にオーステナィトス
テンレス鋼の熱伝導度が小さいことを考慮すると昇熱時
間の短縮の点で生産能率の面でも大きな効果が考えられ
る。本発明者は以上の点について研究を重ねた結果、本
発明に至った。
スラブの表面手入はきびしく全面平削がなされている。
又オーステナイト系ステンレス鋼は従来から熱間変形能
が劣り、熱間圧延前の加熱条件等についてもきびしい制
約がなされている。一方連続鋳造関連の技術の向上は箸
るしく、ＣＣスラブを無手入のまま熱延にまわしても表
面欠陥を生じない程度にまで向上している。こうしてＣ
Ｃスラブを無手入のまま保熱しつつ、加熱炉に装入し昇
温後熱間圧延するＣＣーホットチャージプロセスあるい
はＣＣスラブを鋳造後加熱炉を経ずに直接熱間圧延する
ＣＣ−ＤＲプロセスで熱間圧延時割れを生じないような
条件が規定出来ればＣＣ−ホットチヤージプロセスやＣ
Ｃ−ＤＲプロセスが可能となり、加熱簡略にともなう省
エネルギー効果は極めて大きい。特にオーステナィトス
テンレス鋼の熱伝導度が小さいことを考慮すると昇熱時
間の短縮の点で生産能率の面でも大きな効果が考えられ
る。本発明者は以上の点について研究を重ねた結果、本
発明に至った。
ＳＵＳ３０４等のオーステナィト系ステンレス鋼の熱間
変形能に関しては鋼塊法についてすでにかなりの事実が
明らかにされており例えばステンレス鋼便覧（昭和３仏
王６月３０日発行 日刊工業新聞社Ｐ．８１）には次の
ように記載されている。
変形能に関しては鋼塊法についてすでにかなりの事実が
明らかにされており例えばステンレス鋼便覧（昭和３仏
王６月３０日発行 日刊工業新聞社Ｐ．８１）には次の
ように記載されている。
合金元素の影響は、【１｝たとえ明瞭なＱが生成しなく
とも、元素として一般にフェライトフオーマ−（Ｓｉ，
Ｍｏ，Ｃｒなど）は変形能を悪くする。一方オーステナ
ィトフオーマー（Ｎｉ，Ｍｎ，Ｎ２など）はあまり変形
能に影響はないかあるいは幾分変形能をよくするような
傾向がみられる。ただし強いオーステナィトフオーマー
であるＣは別である。Ｃが高くなるほど炭化物が出やす
くなるのでおそらくその影響と思われる。■Ｃ，Ｃｂ，
Ｓなど炭化物あるいは介在物などを作る元素は一般的に
変形能を悪くする。‘３’ＡＩ，Ｓｊ，Ｍｎなどの脱酸
性の強い元素は添加しすぎると変形能が悪くなるが（た
だしＭｎは別である）、ある程度の添加ではその脱酸効
果のために変形能がよくなる。この結果はほぼＣ＝０．
０３〜０．３０，Ｓｉ＝０．２〜２．０，Ｍｎ＝０．１
〜２．５，Ｐ：０．０１〜０．１０，Ｓ＝０．０１〜０
．８０，Ｃｕ＝０．１〜２．０，Ｎｉ＝１０〜１６，Ｃ
ｒ＝１３〜１８，Ｍｏ＝０〜３．５，Ｔｉ＝０〜０．８
，Ｃｂ＝０〜１．０，ＡＩ＝０〜０．５，Ｎ２＝０．０
２〜０．１％の範囲についてあてはまる。更に今日では
精錬法が進歩して、Ｓは０．００３〜０．００８％程度
に低減することが出来、又真空処理で０も低減が可能と
なり、熱間加工性の向上に寄与していることはよく知ら
れている。しかし凝固方式の異なるＣＣスラブに関して
の系統的な知見はなく、又ＣＣスラブをＣ−Ｃホットチ
ャージするプロセスやＣＣ−ＤＲプロセスにいたつては
、凝固方式も、熱間圧延までの熱履歴も、鋼塊の再熱プ
ロセスとは異なるためデンドラィト粒界の不純元素の偏
折や拡散が異なり、熱間変形能に関する従来の知見は根
本的に見直す必要がある。
とも、元素として一般にフェライトフオーマ−（Ｓｉ，
Ｍｏ，Ｃｒなど）は変形能を悪くする。一方オーステナ
ィトフオーマー（Ｎｉ，Ｍｎ，Ｎ２など）はあまり変形
能に影響はないかあるいは幾分変形能をよくするような
傾向がみられる。ただし強いオーステナィトフオーマー
であるＣは別である。Ｃが高くなるほど炭化物が出やす
くなるのでおそらくその影響と思われる。■Ｃ，Ｃｂ，
Ｓなど炭化物あるいは介在物などを作る元素は一般的に
変形能を悪くする。‘３’ＡＩ，Ｓｊ，Ｍｎなどの脱酸
性の強い元素は添加しすぎると変形能が悪くなるが（た
だしＭｎは別である）、ある程度の添加ではその脱酸効
果のために変形能がよくなる。この結果はほぼＣ＝０．
０３〜０．３０，Ｓｉ＝０．２〜２．０，Ｍｎ＝０．１
〜２．５，Ｐ：０．０１〜０．１０，Ｓ＝０．０１〜０
．８０，Ｃｕ＝０．１〜２．０，Ｎｉ＝１０〜１６，Ｃ
ｒ＝１３〜１８，Ｍｏ＝０〜３．５，Ｔｉ＝０〜０．８
，Ｃｂ＝０〜１．０，ＡＩ＝０〜０．５，Ｎ２＝０．０
２〜０．１％の範囲についてあてはまる。更に今日では
精錬法が進歩して、Ｓは０．００３〜０．００８％程度
に低減することが出来、又真空処理で０も低減が可能と
なり、熱間加工性の向上に寄与していることはよく知ら
れている。しかし凝固方式の異なるＣＣスラブに関して
の系統的な知見はなく、又ＣＣスラブをＣ−Ｃホットチ
ャージするプロセスやＣＣ−ＤＲプロセスにいたつては
、凝固方式も、熱間圧延までの熱履歴も、鋼塊の再熱プ
ロセスとは異なるためデンドラィト粒界の不純元素の偏
折や拡散が異なり、熱間変形能に関する従来の知見は根
本的に見直す必要がある。
一方ＳＵＳ３０４等の熱間圧延、特にホットストリップ
ミル等による熱間圧延で問題となるステンレスホットコ
イルの熱間変形能に関連する欠陥には従来法では大別し
て２種存在する。
ミル等による熱間圧延で問題となるステンレスホットコ
イルの熱間変形能に関連する欠陥には従来法では大別し
て２種存在する。
一つは、熱間圧延時の耳割れでホットコイルの両サイド
の耳が割れる問題である。今一つはホットコイルの表・
裏面にへゲ癖が発生することがある。以上の２種の欠陥
は通常のＣＣスラブの再熱プロセスにおいてはまれであ
るがＣＣホットチャージあるいはＣＣ−ＤＲプロセスに
おいては大きな課題となる。そこで本発明者達はＣＣ−
ＤＲ、ＣＣーホツトチャージプロセスの再現を研究室的
に実施して検討した。化学成分の異なる数多くの局平鋼
塊（５０〜９仇吻厚み、２００〜３００中）を作り、鋼
塊の厚みや鋳型の厚み更には鋳型材質を工夫して、鋼魂
の冷却速度を変え、極力ＣＣスラブに似た凝固組織を得
た。この局平鋼塊を凝固直後に直接熱間圧延する場合か
ら、１１００〜１３００００の炉にホットチャージし、
保定時間を５分〜２時間にわたって変えた場合等につい
て熱間圧延して、耳割れの程度やへゲ癖を調査した。熱
間圧延の条件はリバース方式の９パスとし、平均圧下率
を２５〜５０％／パスとし、８００００程度で仕上げた
。通常プロセスとして再熱プロセスの１２５０午０×２
時間保定を加えた。又扇平鋼塊の６フェライト形態と現
実のＣＣスラブの６フェライトの差を補正するため、別
途にＣスラブの６フェライトの高温での消滅挙動を詳細
に検討した。虎平インゴツトを使用したＣＣーホツトチ
ヤージ及びＣＣ−ＤＲシミレーションの結果、耳割れに
最も大きな影響を及ぼす要因は成分で決まる鋳造後の６
フェライト量（６ｃａ１（％）とする）とホットチャ−
ジ後の高温保持温度と時間であることがわかった。
の耳が割れる問題である。今一つはホットコイルの表・
裏面にへゲ癖が発生することがある。以上の２種の欠陥
は通常のＣＣスラブの再熱プロセスにおいてはまれであ
るがＣＣホットチャージあるいはＣＣ−ＤＲプロセスに
おいては大きな課題となる。そこで本発明者達はＣＣ−
ＤＲ、ＣＣーホツトチャージプロセスの再現を研究室的
に実施して検討した。化学成分の異なる数多くの局平鋼
塊（５０〜９仇吻厚み、２００〜３００中）を作り、鋼
塊の厚みや鋳型の厚み更には鋳型材質を工夫して、鋼魂
の冷却速度を変え、極力ＣＣスラブに似た凝固組織を得
た。この局平鋼塊を凝固直後に直接熱間圧延する場合か
ら、１１００〜１３００００の炉にホットチャージし、
保定時間を５分〜２時間にわたって変えた場合等につい
て熱間圧延して、耳割れの程度やへゲ癖を調査した。熱
間圧延の条件はリバース方式の９パスとし、平均圧下率
を２５〜５０％／パスとし、８００００程度で仕上げた
。通常プロセスとして再熱プロセスの１２５０午０×２
時間保定を加えた。又扇平鋼塊の６フェライト形態と現
実のＣＣスラブの６フェライトの差を補正するため、別
途にＣスラブの６フェライトの高温での消滅挙動を詳細
に検討した。虎平インゴツトを使用したＣＣーホツトチ
ヤージ及びＣＣ−ＤＲシミレーションの結果、耳割れに
最も大きな影響を及ぼす要因は成分で決まる鋳造後の６
フェライト量（６ｃａ１（％）とする）とホットチャ−
ジ後の高温保持温度と時間であることがわかった。
銅の成分と凝固後の６フェライト量（６ｃａｌ（％））
を次式で求めた。
を次式で求めた。
６ｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．＄ｉ＋Ｍｏ）−２．８
（Ｎｉ＋０．９Ｍｎ＋０．にｕ）−８４（Ｃ十Ｎ）‐１
９．８この６ｃａｌ（％）は扇平鋼塊や実際のＣＣスラ
ブについて市販の６フェライト測定器「フェライトスコ
ープ」（ＨｅｌｍｕｔＦｉｓｃｈｅｒ ＧＭＢＨ＋Ｃｏ
（西独）製）で実測される６フェライト量とはよく一致
した。
（Ｎｉ＋０．９Ｍｎ＋０．にｕ）−８４（Ｃ十Ｎ）‐１
９．８この６ｃａｌ（％）は扇平鋼塊や実際のＣＣスラ
ブについて市販の６フェライト測定器「フェライトスコ
ープ」（ＨｅｌｍｕｔＦｉｓｃｈｅｒ ＧＭＢＨ＋Ｃｏ
（西独）製）で実測される６フェライト量とはよく一致
した。
「ＣＣホットチャージプロセスで耳割れを防止するに必
要な６フェライト量（６ｃａｌ（％））とホットチャー
ジ後の高温保持温度と時間の関係は第１図の通りである
。
要な６フェライト量（６ｃａｌ（％））とホットチャー
ジ後の高温保持温度と時間の関係は第１図の通りである
。
ＣＣ−ＤＲ（保定時間０分）プロセスでは６ｃａｌ（％
）が多い程耳割れが発生する。高温保持時間が長くなる
と耳割れ発生はなくなるが、１１００〜１３００ｑｏの
温度条件では１２５０ｑｏが最も効果が顕著で、６ｃａ
ｌ（％）にも依存するが、例えば６ｃａｌ（％）が４〜
５％の場合、ＣＣーホツトチャージ後１２５０００に約
２０〜３０分以上保持すれば耳割れは生じなくなること
を示している。１２０ぴ○の場合はやや長時間の保持が
必要である。
）が多い程耳割れが発生する。高温保持時間が長くなる
と耳割れ発生はなくなるが、１１００〜１３００ｑｏの
温度条件では１２５０ｑｏが最も効果が顕著で、６ｃａ
ｌ（％）にも依存するが、例えば６ｃａｌ（％）が４〜
５％の場合、ＣＣーホツトチャージ後１２５０００に約
２０〜３０分以上保持すれば耳割れは生じなくなること
を示している。１２０ぴ○の場合はやや長時間の保持が
必要である。
更に１１００ｏｏでは極めて長時間を要し、１３００ｑ
ｏではかえって悪化する。又これらの実験材のすべてに
ついて熱間圧延後のホットコイルで耳割れの生じたもの
、生じないものについてフェライトスコープで残存する
６フェライト残存量を測定した結果、成分や、ＣＣーホ
ットチャージの条件のいかんによらず、耳割れを生じた
ホットコイルには０．３％を超える６フェライトが残存
していた。別途圧延前の銭片を水冷して常温に冷却した
ものと熱間圧延したものとで６フェライト量の変化を調
査した結果、熱間圧延中には８フェライト量の変化は認
められなかった。こうして６フェライト量が０．３％を
超えないようにした後熱延することで耳割れ発生を防止
出来る。別途６ｃａｌ（％）の異なるＣＣスラブを急速
に加熱して６フェライトの消滅挙動を調査した結果の一
例は第２図の通りである。
ｏではかえって悪化する。又これらの実験材のすべてに
ついて熱間圧延後のホットコイルで耳割れの生じたもの
、生じないものについてフェライトスコープで残存する
６フェライト残存量を測定した結果、成分や、ＣＣーホ
ットチャージの条件のいかんによらず、耳割れを生じた
ホットコイルには０．３％を超える６フェライトが残存
していた。別途圧延前の銭片を水冷して常温に冷却した
ものと熱間圧延したものとで６フェライト量の変化を調
査した結果、熱間圧延中には８フェライト量の変化は認
められなかった。こうして６フェライト量が０．３％を
超えないようにした後熱延することで耳割れ発生を防止
出来る。別途６ｃａｌ（％）の異なるＣＣスラブを急速
に加熱して６フェライトの消滅挙動を調査した結果の一
例は第２図の通りである。
第２図は鋳造まま（ａｓｅａｓｔ）時の６ｃａｌ（％）
が３．６％の場合の結果で、加熱温度と時間による６フ
ェライトの消滅挙動を示している。商用鋼塊の場合の緩
冷却で生じる６フェライトは大きく数時間以上の均熱が
必要であったが、ＣＣスラブでは冷却が大で６フェライ
トは小さく、消滅挙動は大中に加速されている。
が３．６％の場合の結果で、加熱温度と時間による６フ
ェライトの消滅挙動を示している。商用鋼塊の場合の緩
冷却で生じる６フェライトは大きく数時間以上の均熱が
必要であったが、ＣＣスラブでは冷却が大で６フェライ
トは小さく、消滅挙動は大中に加速されている。
ＣＣーホットチャージでの耳割れ挙動の第１図の結果は
ＣＣスラブの８フェライトの消滅挙動を示す第２図と合
致している。１２５０ｑＣで２０〜３び分の加熱で６フ
ェライトは０．３％以下になっている。
ＣＣスラブの８フェライトの消滅挙動を示す第２図と合
致している。１２５０ｑＣで２０〜３び分の加熱で６フ
ェライトは０．３％以下になっている。
６フェライトの残存量が０．３％を超えるような条件で
は耳割れが生じている。
は耳割れが生じている。
第１図及び第２図の結果から高温での保持温度は１１５
０〜１２８０ｏｏが望ましい。以上の事実からオーステ
ナィトステンレス鋼のＣＣスラブをＣＣ−ＤＲする場合
あるいはＣＣーホットチャージする場合、成分から予想
される６ｃａｌ（％）によって１１５０〜１２８０００
間で温度と時間を選択して６フェライトの残存率を０．
３％を超えないようにした後に、熱間圧延すれば耳割れ
を生じないことが明らかになった。更に熱間圧延中には
６フェライトは変化しないこと、したがってＣＣ一ＤＲ
プロセス、ＣＣーホツトチヤージプロセスで熱間圧延し
た熱延板の６フェライト量がそのまま熱間圧延前の６フ
ェライト残存量であり、しかもこの値は別途室温から再
加熱実験で温度時間を変えて求まる６フェライト残存量
と一致することが判明した。
０〜１２８０ｏｏが望ましい。以上の事実からオーステ
ナィトステンレス鋼のＣＣスラブをＣＣ−ＤＲする場合
あるいはＣＣーホットチャージする場合、成分から予想
される６ｃａｌ（％）によって１１５０〜１２８０００
間で温度と時間を選択して６フェライトの残存率を０．
３％を超えないようにした後に、熱間圧延すれば耳割れ
を生じないことが明らかになった。更に熱間圧延中には
６フェライトは変化しないこと、したがってＣＣ一ＤＲ
プロセス、ＣＣーホツトチヤージプロセスで熱間圧延し
た熱延板の６フェライト量がそのまま熱間圧延前の６フ
ェライト残存量であり、しかもこの値は別途室温から再
加熱実験で温度時間を変えて求まる６フェライト残存量
と一致することが判明した。
したがって残存６フェライト量を制御するには、あらか
じめ６ｃａｌ（％）の異なる材料で高温の温度時間を変
えた保持実験から６フェライトの残存量を求めておけば
十分可能であることがわかった。第３図は連続鋳造銭片
の６ｃａｌ（％）を知って該６ｃａｌ（％）を０．３％
以下にするために必要な銭片の加熱温度と保持時間との
関係を示したもので、例えば６ｃａ１５％の場合では１
２５び０で３５分以上（図中の曲線■Ａ点以上の保持時
間）、１２００００で５０分以上（図中の曲線■Ｂ点以
上の保持時間）、夫々保持すれば０．３％以下の６ｃａ
ｌに消滅することができる。
じめ６ｃａｌ（％）の異なる材料で高温の温度時間を変
えた保持実験から６フェライトの残存量を求めておけば
十分可能であることがわかった。第３図は連続鋳造銭片
の６ｃａｌ（％）を知って該６ｃａｌ（％）を０．３％
以下にするために必要な銭片の加熱温度と保持時間との
関係を示したもので、例えば６ｃａ１５％の場合では１
２５び０で３５分以上（図中の曲線■Ａ点以上の保持時
間）、１２００００で５０分以上（図中の曲線■Ｂ点以
上の保持時間）、夫々保持すれば０．３％以下の６ｃａ
ｌに消滅することができる。
従って、この図より本発明で規定された成分範囲に基づ
く８ｃａｌ（％）の最大値６％以下では１２００〜１２
８０００の加熱温度範囲で７０分以下保持することによ
って６ｃａｌ（％）を０．３％以下にすることができ、
また、６ｃａｌ（％）が４％以下では１１５０〜１２８
０ｑｏの加熱温度で６０分以下保持することによって６
ｃａｌ（％）を０．３％以下にすることができる。
く８ｃａｌ（％）の最大値６％以下では１２００〜１２
８０００の加熱温度範囲で７０分以下保持することによ
って６ｃａｌ（％）を０．３％以下にすることができ、
また、６ｃａｌ（％）が４％以下では１１５０〜１２８
０ｑｏの加熱温度で６０分以下保持することによって６
ｃａｌ（％）を０．３％以下にすることができる。
一方、熱間圧延後のへゲ庇は再熱プロセスでは生じなか
ったが、ＣＣ−ＤＲやＣＣーホットチヤージプロセスで
は発生するものがあった。
ったが、ＣＣ−ＤＲやＣＣーホットチヤージプロセスで
は発生するものがあった。
へゲ癖の発生は調査の結果鋼成分の影響が大で６ｃａｌ
（％）と鋼中のＮ（％）に依存することが明らかになっ
た（第４図）。こうしてＣＣ−ＤＲあるいはＣＣーホツ
トチヤージプロセスでは鋼中のＮ％と６ｃａｌ（％）を
１０００×Ｎ（％）十７×６ｃａｌ（％）≦７７を満足
するように制御することが必要である。
（％）と鋼中のＮ（％）に依存することが明らかになっ
た（第４図）。こうしてＣＣ−ＤＲあるいはＣＣーホツ
トチヤージプロセスでは鋼中のＮ％と６ｃａｌ（％）を
１０００×Ｎ（％）十７×６ｃａｌ（％）≦７７を満足
するように制御することが必要である。
以上の結果からＳＵＳ３０４鋼（Ｃｒ：１８．０〜２０
．０％，Ｎｉ：８．０〜１０．５％を含有）を主とする
オーステナィトステンレス鋼のＣＣ−ＤＲプロセスやＣ
Ｃ−ホットチャ−ジプロセスにおいては鋼成分として６
ｃａｌ（％）とＮ（％）を１０００×Ｎ（％）十７×６
ｃａｌ（％）≦７７を満すように管理した上で、６ｃａ
ｌ（％）を知って１１５０〜１２８０ｑｏの温度城で必
要な保持時間を取って６フェライトを消滅させ、６フェ
ライトの残存率が０．３％を超えないようにしてから熱
間圧延することで耳割れや、ヘゲ癖を生じることなく熱
間圧延が可能なことが明らかになった。
．０％，Ｎｉ：８．０〜１０．５％を含有）を主とする
オーステナィトステンレス鋼のＣＣ−ＤＲプロセスやＣ
Ｃ−ホットチャ−ジプロセスにおいては鋼成分として６
ｃａｌ（％）とＮ（％）を１０００×Ｎ（％）十７×６
ｃａｌ（％）≦７７を満すように管理した上で、６ｃａ
ｌ（％）を知って１１５０〜１２８０ｑｏの温度城で必
要な保持時間を取って６フェライトを消滅させ、６フェ
ライトの残存率が０．３％を超えないようにしてから熱
間圧延することで耳割れや、ヘゲ癖を生じることなく熱
間圧延が可能なことが明らかになった。
以下に、本発明の実施例について述べる。
電気炉とＡＯＤ炉にて表１に示す化学成分の鍵Ａ，Ｂを
溶製した。
溶製した。
６ｃａｌは鋼Ａが０．５％、鋼Ｂが５．０％であった。
連続鋳造により１６仇吻厚のスラブＡ−１，Ａ−２，Ａ
−３，Ｂ−１，Ｂ−２，Ｂ−３を得た。連続鋳造機出側
でＡ−１，Ａ−２，Ｂ−１，Ｂ−２のスラブの上面、及
び側面に断熱材をかぶせ放熱を防ぎ高温スラブを作った
。この高温スラブを連続熱延工場へ運搬し、端部と中央
部の温度差をスラブ自身の復熱によって少なくするため
保温カバー内にて１０分間保持した状態で待ち、その後
保温カバーを取りはずし、ただちにＡ−１スラブは連続
熱間圧延を行ない３側の熱延板に仕上げた。Ａ−２，Ｂ
−１，Ｂ−２スラブはカバー取外し後加熱炉に装入し炉
温１２５０ｏｏまで急速加熱を行ない、Ａ−２スラブは
スラブが均一に１２００ｏｏになった段階で抽出しただ
ちに熱間圧延を行ない３肋厚の熱延板に仕上げた。更に
Ｂ−１，Ｂ−２スラブについては１２５０ｏｏで２び分
と４び分保持した後に抽出し熱間圧延を行ない３側厚の
熱延板に仕上げた。断熱材をかぶせた時点からＡ−１ス
ラブの圧延開始までに要した時間は２８分であり、カバ
ー取り外し時のスラブ表面温度は１１６０ｑｏであった
。
−３，Ｂ−１，Ｂ−２，Ｂ−３を得た。連続鋳造機出側
でＡ−１，Ａ−２，Ｂ−１，Ｂ−２のスラブの上面、及
び側面に断熱材をかぶせ放熱を防ぎ高温スラブを作った
。この高温スラブを連続熱延工場へ運搬し、端部と中央
部の温度差をスラブ自身の復熱によって少なくするため
保温カバー内にて１０分間保持した状態で待ち、その後
保温カバーを取りはずし、ただちにＡ−１スラブは連続
熱間圧延を行ない３側の熱延板に仕上げた。Ａ−２，Ｂ
−１，Ｂ−２スラブはカバー取外し後加熱炉に装入し炉
温１２５０ｏｏまで急速加熱を行ない、Ａ−２スラブは
スラブが均一に１２００ｏｏになった段階で抽出しただ
ちに熱間圧延を行ない３肋厚の熱延板に仕上げた。更に
Ｂ−１，Ｂ−２スラブについては１２５０ｏｏで２び分
と４び分保持した後に抽出し熱間圧延を行ない３側厚の
熱延板に仕上げた。断熱材をかぶせた時点からＡ−１ス
ラブの圧延開始までに要した時間は２８分であり、カバ
ー取り外し時のスラブ表面温度は１１６０ｑｏであった
。
Ａ，Ｂの化学成分から決まる６ｃａｌ値から熱間圧延前
に１１５０〜１２７ぴ０の温度城で加熱して、６フェラ
イトの残存率を０．３％以下にするための必要温度と時
間は再熱実験からＡ材では１１５０午０で１２分、Ｂ材
では１２５０午○で３３分と求められていたので、実施
例ではＢ−１スラブを除きこれを満足するようにした。
熱間圧延は通常のＳＵＳ３０４の同一スラブの熱延条件
と全く同じとし、熱間圧延の仕上り温度は９６０〜９３
０ｑｏであった。
に１１５０〜１２７ぴ０の温度城で加熱して、６フェラ
イトの残存率を０．３％以下にするための必要温度と時
間は再熱実験からＡ材では１１５０午０で１２分、Ｂ材
では１２５０午○で３３分と求められていたので、実施
例ではＢ−１スラブを除きこれを満足するようにした。
熱間圧延は通常のＳＵＳ３０４の同一スラブの熱延条件
と全く同じとし、熱間圧延の仕上り温度は９６０〜９３
０ｑｏであった。
又巻取り温度は７４０〜６９０ｑｏであった。得られた
熱延板での６フェライトの残存率を調査した結果ではＡ
−１，Ａ−２共０．１％以下で、Ｂ−１が０．４８％、
Ｂ−２は０．１５％であった。予想通りＢ−１のホット
コイルにはほぼ全周にわたって最大３仇舷の耳割れが発
生したが、他は３側以上のものは発生しなかった。又へ
ゲ癖はいずれも発生しなかった。ホットコイルは焼鈍、
酸洗、研磨に続いて、冷間圧延、暁鈍の工程を経て０。
７肋厚の製品とし特性調査を行なった。
熱延板での６フェライトの残存率を調査した結果ではＡ
−１，Ａ−２共０．１％以下で、Ｂ−１が０．４８％、
Ｂ−２は０．１５％であった。予想通りＢ−１のホット
コイルにはほぼ全周にわたって最大３仇舷の耳割れが発
生したが、他は３側以上のものは発生しなかった。又へ
ゲ癖はいずれも発生しなかった。ホットコイルは焼鈍、
酸洗、研磨に続いて、冷間圧延、暁鈍の工程を経て０。
７肋厚の製品とし特性調査を行なった。
一方Ａ一３，Ｂ−３スラブは連続鋳造後従来工程通り一
度冷片とした後加熱炉にて昇温し１２５０ｑｏに３時間
１び分再加熱をして板厚方向、中方向で温度の均一化を
はかった後、同様に熱間圧延して３血陣のホットコイル
とした。ホットコイルでの６フェライトの残存率はＡ，
Ｂとも０．０１％以下であった。耳割れの発生も３肌以
上のものはなく、ヘゲ癖も発生しなかった。ホットコイ
ルは通常工程を経て０．７物厚の製品板とされて、特性
調査を行なつた。以上の実施例の結果を表２，３に示す
。
度冷片とした後加熱炉にて昇温し１２５０ｑｏに３時間
１び分再加熱をして板厚方向、中方向で温度の均一化を
はかった後、同様に熱間圧延して３血陣のホットコイル
とした。ホットコイルでの６フェライトの残存率はＡ，
Ｂとも０．０１％以下であった。耳割れの発生も３肌以
上のものはなく、ヘゲ癖も発生しなかった。ホットコイ
ルは通常工程を経て０．７物厚の製品板とされて、特性
調査を行なつた。以上の実施例の結果を表２，３に示す
。
本発明によればＣＣ−ＤＲ法あるいはＣＣホットチャー
ジ法でも耳割れもへゲ癖もなく、かつ冷延製品特性も良
好であることが確認された。
ジ法でも耳割れもへゲ癖もなく、かつ冷延製品特性も良
好であることが確認された。
表 １．
溶製鋼成分く重量パーセント）
６０Ｔ．ＥＦ．ＡＯＤ．
表 ３． 冷延製品板の特性 ０．７皿厚
表 ２．ｘ前もって再熱実験データ‐から予測し
た数値
表 ２．ｘ前もって再熱実験データ‐から予測し
た数値
第１図はステンレス鋼のＣＣ−ＤＲ或はＣＣホットチヤ
ージプロセスにおけるスラブ高温保持時間と６フェライ
ト相の残存量が耳割れ発生に及ぼす影響を示す図、第２
図はＳＵＳ３０４ＣＣスラブの高温保持時間と６フェラ
イト相残存量の関係を示す図、第３図は連続銭造鋳片の
６ｃａｌ（％）を３％以下にするための所定の保持温度
における連続銭造銭片の６ｃａｌ（％）と保持時間の関
係を示す図、第４図は６フェライト相の残存量とＮ含有
量がへゲ減発生に及ぼす影響を示す図である。 第１図第４図 図 Ｎ 船 第３図
ージプロセスにおけるスラブ高温保持時間と６フェライ
ト相の残存量が耳割れ発生に及ぼす影響を示す図、第２
図はＳＵＳ３０４ＣＣスラブの高温保持時間と６フェラ
イト相残存量の関係を示す図、第３図は連続銭造鋳片の
６ｃａｌ（％）を３％以下にするための所定の保持温度
における連続銭造銭片の６ｃａｌ（％）と保持時間の関
係を示す図、第４図は６フェライト相の残存量とＮ含有
量がへゲ減発生に及ぼす影響を示す図である。 第１図第４図 図 Ｎ 船 第３図
Claims (1)
- １ Ｃｒ：１８．０〜２０．０％，Ｎｉ８．０〜１０．
５％を含むオーステナイト系ステンレス鋼の化学成分を
重量パーセントで表示し、δｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋
１．５Ｓｉ＋Ｍｏ）−２．８×（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０
．５Ｃｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８で決まるδｃａ
ｌ（％）とＮ（％）が１０００×Ｎ＋７×δｃａｌ≦７
７を満たすように溶製し、連続鋳造した後、得られた連
続鋳造鋳片を加熱炉を経ずに直接熱間圧延するか、ある
いは、保熱しつつ加熱炉に装入し昇温後に熱間圧延する
にあたり、連続鋳造鋳片のδｃａｌ（％）を求め、この
δｃａｌ値が６％以下では１２００〜１２８０℃の温度
範囲に７０分以下保持するか、あるいはδｃａｌ値が４
％以下では１１５０〜１２８０℃の温度範囲に６０分以
下保持し、δフエライトの残存量が０．３％を超えない
ようにしてから熱間圧延することを特徴とするオーステ
ナイト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片の処理法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56037818A JPS6026807B2 (ja) | 1981-03-18 | 1981-03-18 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片の処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56037818A JPS6026807B2 (ja) | 1981-03-18 | 1981-03-18 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片の処理法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57155322A JPS57155322A (en) | 1982-09-25 |
| JPS6026807B2 true JPS6026807B2 (ja) | 1985-06-26 |
Family
ID=12508097
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56037818A Expired JPS6026807B2 (ja) | 1981-03-18 | 1981-03-18 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片の処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6026807B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03233024A (ja) * | 1990-02-07 | 1991-10-17 | Nitto Kenkyusho:Kk | マンホール用コンクリート管の成形方法 |
| JPH0467909A (ja) * | 1990-07-09 | 1992-03-03 | Nitto Kenkyusho:Kk | ステップ金具付コンクリート管の成形方法 |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0378705B2 (en) * | 1988-07-08 | 1999-09-15 | Nippon Steel Corporation | PROCESS FOR PRODUCING THIN Cr-Ni STAINLESS STEEL SHEET EXCELLENT IN BOTH SURFACE QUALITY AND QUALITY OF MATERIAL |
| JPH0742513B2 (ja) * | 1989-03-14 | 1995-05-10 | 新日本製鐵株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| JP2811255B2 (ja) * | 1992-05-20 | 1998-10-15 | 新日本製鐵株式会社 | 高温クリープ破断特性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
| KR100398398B1 (ko) * | 1999-11-22 | 2003-09-19 | 주식회사 포스코 | 오스테나이트계 스테인레스강의 열간압연방법 |
| DE102009053129A1 (de) | 2009-11-13 | 2011-05-19 | Sms Siemag Ag | Gleitstein für eine Gelenkspindel |
| KR101528065B1 (ko) * | 2013-12-18 | 2015-06-10 | 주식회사 포스코 | 스테인리스강의 열간압연을 위한 가열로 가열방법 |
-
1981
- 1981-03-18 JP JP56037818A patent/JPS6026807B2/ja not_active Expired
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| HOT WORKING AND FORMING PROCESSES=1979 * |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03233024A (ja) * | 1990-02-07 | 1991-10-17 | Nitto Kenkyusho:Kk | マンホール用コンクリート管の成形方法 |
| JPH0467909A (ja) * | 1990-07-09 | 1992-03-03 | Nitto Kenkyusho:Kk | ステップ金具付コンクリート管の成形方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57155322A (en) | 1982-09-25 |
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