JPS6213556A - 熱間圧延で表面割れの少ないステンレス合金鋼およびそのスラブ加熱方法 - Google Patents
熱間圧延で表面割れの少ないステンレス合金鋼およびそのスラブ加熱方法Info
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- JPS6213556A JPS6213556A JP15255585A JP15255585A JPS6213556A JP S6213556 A JPS6213556 A JP S6213556A JP 15255585 A JP15255585 A JP 15255585A JP 15255585 A JP15255585 A JP 15255585A JP S6213556 A JPS6213556 A JP S6213556A
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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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、ステンレス合金鋼、特に、熱間圧延時に割れ
による表面疵の発生が少ないステンレス合金鋼およびそ
のスラブ加熱方法に関するものである。 （従来の技術） ステンレス合金鋼を熱間圧延する際に問題となる主な表
面欠陥の一つに通常線ヘゲ（スリバー）と呼ばれている
線状のヘゲ疵がある。この欠陥は冷間圧延しても消失せ
ず、また、多くの場合、熱延コイルでは発見できない微
細なヘゲ疵が冷間圧延で顕著化するため大きな問題とな
っている。表面品質が重要視されるステンレス合金鋼で
は、上述の欠陥は致命的であり、歩留まり低下のため、
大幅なコストアップを招いている。 上述の欠陥発生の理論的解明は必ずしも十分でないが、
一般的には、鋳造凝固時の旧オーステナイト粒界の脆化
に起因していると考えられている。 これは、旧オーステナイト粒界には硫黄や酸壽が濃化し
ており、加熱中に硫化物、酸化物が生成し、これが熱間
圧延時に脆化を促進し、小さな割れが生じ、ヘゲ疵とな
っていると推定されている。そのため、これを防止する
には、鋼中の硫黄や酸素含有量を低減するか、無害化す
る必要があった。 上述したように、熱間圧延時の割れによる表面疵の発生
を防止するには、鋼中の硫黄および酸素の含有量を極力
低減することが効果的であるが、現実的にはコスト高と
なり、低減にも限度がある。 従来、熱延時の割れを防止する方法として特開昭５７−
１６１５３号公報に記載されているように、δＣａ１Ｃ
δフェライト量の計算値） ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５
Ｓｉ＋０．５Ｎｂ） ２．８（Ｎｉ＋！４Ｍｎ＋％Ｃ
ｕ） ８４（Ｃ＋ Ｎ）−１９，８で決まるδＣａｆ
ｆを４．０％以下にする方法、特開昭５７−１２７５０
６号公報に記載されているように、連鋳時の溶鋼加熱度
ΔＴ（液相線温度と鋳造温度の差）とＮ値の積に応じて
加熱炉のスラグ加熱温度を調整する方法、Ｔｉ等の特殊
成分を添加して熱間強度の向上を図る方法等が知られて
いる。 第１の方法は、熱延時の脆化原因であるδフェライトの
計算値δＣａｌを４．０％以下に押さえようとするもの
である。しかし、実際にはステンレス合金鋼の成分は機
械的特性、耐食性等を考慮して設定されるもので、δＣ
ａρ値を０近傍に合わせることは、多くの鋼種について
満足させることは難しい。さらにステンレス合金鋼溶製
時において目標設定成分に１００％適中させることは難
しく、大川上問題がある。また、第２の方法はチャージ
毎あるいは連続鋳造中、ΔＴ及びＮ量は変化し、雑多の
暦歴を持つスラブを同時に多数加熱する必要のある加熱
炉の操業で、全スラブを対象に制御することは実際上不
可能である。 さらに、第３の特殊成分の添加、例えばＴｉ添加は、介
在物増加によりストリンガ−疵等の疵が増加するし、高
価な特殊合金鉄添加によるコスト・アンプが著しい。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は、上述した熱間圧延時に、鋼中の硫黄や酸素を
無害化して割れによる表面疵の発生を防止し得るステン
レス合金鋼を提供しようとするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は、重量パーセントでＣ： ０．００１〜０．２
０％、 Ｓｉ ： ０．１０〜５．０％、 Ｍｎ ：
０．１〜１１．０％、Ｐ：０．０５０％以下、 Ｓ
： ０．０２０％以下、 Ｃｒ ： １１．０〜３０．
０％、Ｎｉ：２．０〜３０．０％、 Ｎ ： ０．００
１〜０．０６０％。 ０ ： ０．０１５％以下を含有し、さらにＮｏ ：
５．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下、Ｎｂ：１，０％以
下、 Ｔｉ ： ０．０５％以下、Ｚｒ：０．１０％以
下、 Ｃａ ： ０．０６％以下およびＳｎ ： ０．
１０％以下、Ｂ：０．０５％以下の１種または２種以上
を含み、固溶Ａｌを０．００１〜０．００５％含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる熱間圧延で表面
割れの少ないステンレス合金鋼を特徴とする。 （作 用） 本発明によれば、合金中にＡＡを固溶Ａｌとしテ０．０
０１−０．００５％含有させることにより、熱延時のス
ラブ加熱の際、炉内雰囲気０□濃度を０．５〜５．０％
とすることによって熱間圧延時に発生する割れによる表
面欠陥を大幅に減少させることができる。 ゛ 第１図は、５ＬＩＳ ３０４を例にとって、固溶＾βと
熱間圧延後の熱延コイルの表面欠陥（ヘゲ疵および介在
物起因の表面疵）発生率％（疵発住枚数／全圧延枚数）
との関係を示す。 第１図から明らかなように、Ａ７！を固溶へｌとして０
．００１−０．００５％固溶させることにより、加熱中
に、スラブ表面から侵入する酸素と、元々鋼中に存在す
る酸素を結晶粒内に微細なＡＪ！ｇｏｓとして分散させ
ることで無害化して固定する。固溶＾ｌ量が０．００５
％より多くなると、鋳造時に、溶鋼中の＾ｌが、溶鋼中
の酸素または外来酸素と、Ａβｇｏｚとして結合し、連
続鋳造用タンディツシュノズルで析出する。その結果、
ノズルを閉塞し、鋳造が非常に困難になる。従来ＡＮは
Ｓｉと共に溶製時の脱酸として用いられているが、ＡＮ
は連続鋳造時のノズル詰まりの原因となるので固溶とし
て残留しないように小量添加されている。本発明では、
ノズル詰まりを生じさせない程度の小量の固溶を残留さ
せることにより、表面疵が減少することを知見したもの
である。 ＾ｌ添加の効果を５１１５３０４を例にとってグリ−プ
ルテストした結果を第２図に示す。なお、供試材の成分
は第１表の通りである。各試片を１３００℃に２０秒で
加熱し、この温度に５０秒保持した後、水冷し、−１０
０℃／分の冷却速度で冷却した後、グリ−プルテストし
た。このテストからも明らかなように本発明鋼の高温に
おける変形能は非常に良好であることがわかる。これは
、高温加熱時の内部酸化、特に、旧Ｔ粒界での酸化が抑
制されているためであると推定される。 さらに、スラブ加熱時に加熱炉内の雰囲気中のＯｔ濃度
をＬ５〜５．０％にするのが好ましく、この理由は、５
．０％以上にすると、スラブの酸化が著しくなり、これ
にともないスラブ表層部も脆化が太き（なり、逆に０．
５％以下にすると、スラブ表層部のスケールオフ量が少
なくなり、元々スラブ表層にある欠陥が除去されにく（
なるからである。 これを実際にテストした結果を第３図に示す。この第３
図はＳＯ３３０４についての加熱炉内雰囲気中の０！濃
度と冷延コイルにおける線状ヘゲ疵の発生率（疵発生コ
イル数／全コイル数）％との関係を示すものであるが、
これから一般的に加熱炉内のＯｔ濃度が０．５〜５．０
％を外れると冷延コイルでのヘゲ疵が著しく増加すると
判断される。なお、上記テストにおいては、炉内スラブ
表面温度は１２００〜１２５０℃とし、３．５〜４．０
時間保持した。また、固溶Ａｌの含有量は０．０２６％
以下であった。 炉内Ｏ雪濃度の制御は排ガスＯｔ ｔ’ｌａ度を検出し
、バーナ燃焼の燃料と空気比を制御することによって調
整できる。 次に、各成分の限定理由を述べる。 Ｃは、耐食型の点からは、低いほど良く、また耐熱性の
点からは高い方が良いが、実用を考慮し０．００１〜０
．２０％とした。 Ｓｉは、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。そこで、下限を０．１％とし、
５％を超えると脆化が著しくなるため上限を５．０％と
した。 Ｍｎは、低すぎると加工性が劣化し、また、脱酸も不十
分になるので、下限を０．１％とした。また、多いほど
オーステナイトが安定し、加工性、耐食性にも良いが、
効果が飽和するので１１．０％を上限とした。 Ｐは高くなると、加工性・耐食性が悪くなるので、上限
を０．０５０％とした。 Ｓは、熱間加工性を劣化させる。特に、凝固時オーステ
ナイト粒界に偏析し、熱間圧延時に発生する線状ヘゲ疵
の主因になる。したがって上限は０．０２０％とすべき
である。 ０もＳと同じ、理由で、低い方が良く、上限を０．０１
５％にした。 Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性から１１．０％が
下限であり、脆性と加工が困難になることを考慮して上
限を３０％にした。 Ｎｉは、Ｃｒ量との関連があるが、この関連と、オース
テナイト相の安定性とを考慮して２．０％以上とした。 上限はコスト上の問題から３０％に押さえた。 Ｎはオーステナイト相を安定させる意味では、多い方が
良いが、固溶量の限界を考慮して上限を０．０６０％と
し、下限は製造上の限界をもって０．００１％とした。 Ｍｏは、耐食性向上に有効で、用途により５．０％まで
選択添加できる。 Ｃｕも、耐食性に有効であるが、加工性と、圧延時の割
れの問題から上限は３．０％とした。 Ｎｂは、安定な炭化物を形成するため、耐食性に有効で
あるが、脆化の問題から上限を１．０％とした。 ＴＬは、安定の硫化物を形成すると同時に微細化によっ
て、熱延時の表面割れを防止する作用があるが、しかし
多量に添加するとチタンストリンガ−疵の原因にもなる
ため、用途により少量選択添加するが、効果の飽和点０
．０５％をもって上限とする。 Ｚｒも、Ｔｉと同様の効果があるが、コストと効果の飽
和を考慮して０．１０％を上限とした。 Ｃａも同様の効果、介在物形態制御に効果があるが、耐
食性を劣化させるため、０．０６％を上限として、用途
により選択添加する。 Ｓｎは、耐食性を向上させるため、効果の飽和する０、
１０％まで用途によって選択添加する。 Ｂは、熱時間の割れを防止するために添加されるが、０
．０５％を超えると耐粒界腐食性を著しく低下させるの
で０．０５％以下で選択添加する。 （実施例） 本発明の実施例として第２表に連続鋳造で製造されたＳ
ＯＳ ３０４系の本発明合金鋼を比較鋼と比較して示す
。
による表面疵の発生が少ないステンレス合金鋼およびそ
のスラブ加熱方法に関するものである。 （従来の技術） ステンレス合金鋼を熱間圧延する際に問題となる主な表
面欠陥の一つに通常線ヘゲ（スリバー）と呼ばれている
線状のヘゲ疵がある。この欠陥は冷間圧延しても消失せ
ず、また、多くの場合、熱延コイルでは発見できない微
細なヘゲ疵が冷間圧延で顕著化するため大きな問題とな
っている。表面品質が重要視されるステンレス合金鋼で
は、上述の欠陥は致命的であり、歩留まり低下のため、
大幅なコストアップを招いている。 上述の欠陥発生の理論的解明は必ずしも十分でないが、
一般的には、鋳造凝固時の旧オーステナイト粒界の脆化
に起因していると考えられている。 これは、旧オーステナイト粒界には硫黄や酸壽が濃化し
ており、加熱中に硫化物、酸化物が生成し、これが熱間
圧延時に脆化を促進し、小さな割れが生じ、ヘゲ疵とな
っていると推定されている。そのため、これを防止する
には、鋼中の硫黄や酸素含有量を低減するか、無害化す
る必要があった。 上述したように、熱間圧延時の割れによる表面疵の発生
を防止するには、鋼中の硫黄および酸素の含有量を極力
低減することが効果的であるが、現実的にはコスト高と
なり、低減にも限度がある。 従来、熱延時の割れを防止する方法として特開昭５７−
１６１５３号公報に記載されているように、δＣａ１Ｃ
δフェライト量の計算値） ＝３（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５
Ｓｉ＋０．５Ｎｂ） ２．８（Ｎｉ＋！４Ｍｎ＋％Ｃ
ｕ） ８４（Ｃ＋ Ｎ）−１９，８で決まるδＣａｆ
ｆを４．０％以下にする方法、特開昭５７−１２７５０
６号公報に記載されているように、連鋳時の溶鋼加熱度
ΔＴ（液相線温度と鋳造温度の差）とＮ値の積に応じて
加熱炉のスラグ加熱温度を調整する方法、Ｔｉ等の特殊
成分を添加して熱間強度の向上を図る方法等が知られて
いる。 第１の方法は、熱延時の脆化原因であるδフェライトの
計算値δＣａｌを４．０％以下に押さえようとするもの
である。しかし、実際にはステンレス合金鋼の成分は機
械的特性、耐食性等を考慮して設定されるもので、δＣ
ａρ値を０近傍に合わせることは、多くの鋼種について
満足させることは難しい。さらにステンレス合金鋼溶製
時において目標設定成分に１００％適中させることは難
しく、大川上問題がある。また、第２の方法はチャージ
毎あるいは連続鋳造中、ΔＴ及びＮ量は変化し、雑多の
暦歴を持つスラブを同時に多数加熱する必要のある加熱
炉の操業で、全スラブを対象に制御することは実際上不
可能である。 さらに、第３の特殊成分の添加、例えばＴｉ添加は、介
在物増加によりストリンガ−疵等の疵が増加するし、高
価な特殊合金鉄添加によるコスト・アンプが著しい。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は、上述した熱間圧延時に、鋼中の硫黄や酸素を
無害化して割れによる表面疵の発生を防止し得るステン
レス合金鋼を提供しようとするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は、重量パーセントでＣ： ０．００１〜０．２
０％、 Ｓｉ ： ０．１０〜５．０％、 Ｍｎ ：
０．１〜１１．０％、Ｐ：０．０５０％以下、 Ｓ
： ０．０２０％以下、 Ｃｒ ： １１．０〜３０．
０％、Ｎｉ：２．０〜３０．０％、 Ｎ ： ０．００
１〜０．０６０％。 ０ ： ０．０１５％以下を含有し、さらにＮｏ ：
５．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下、Ｎｂ：１，０％以
下、 Ｔｉ ： ０．０５％以下、Ｚｒ：０．１０％以
下、 Ｃａ ： ０．０６％以下およびＳｎ ： ０．
１０％以下、Ｂ：０．０５％以下の１種または２種以上
を含み、固溶Ａｌを０．００１〜０．００５％含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる熱間圧延で表面
割れの少ないステンレス合金鋼を特徴とする。 （作 用） 本発明によれば、合金中にＡＡを固溶Ａｌとしテ０．０
０１−０．００５％含有させることにより、熱延時のス
ラブ加熱の際、炉内雰囲気０□濃度を０．５〜５．０％
とすることによって熱間圧延時に発生する割れによる表
面欠陥を大幅に減少させることができる。 ゛ 第１図は、５ＬＩＳ ３０４を例にとって、固溶＾βと
熱間圧延後の熱延コイルの表面欠陥（ヘゲ疵および介在
物起因の表面疵）発生率％（疵発住枚数／全圧延枚数）
との関係を示す。 第１図から明らかなように、Ａ７！を固溶へｌとして０
．００１−０．００５％固溶させることにより、加熱中
に、スラブ表面から侵入する酸素と、元々鋼中に存在す
る酸素を結晶粒内に微細なＡＪ！ｇｏｓとして分散させ
ることで無害化して固定する。固溶＾ｌ量が０．００５
％より多くなると、鋳造時に、溶鋼中の＾ｌが、溶鋼中
の酸素または外来酸素と、Ａβｇｏｚとして結合し、連
続鋳造用タンディツシュノズルで析出する。その結果、
ノズルを閉塞し、鋳造が非常に困難になる。従来ＡＮは
Ｓｉと共に溶製時の脱酸として用いられているが、ＡＮ
は連続鋳造時のノズル詰まりの原因となるので固溶とし
て残留しないように小量添加されている。本発明では、
ノズル詰まりを生じさせない程度の小量の固溶を残留さ
せることにより、表面疵が減少することを知見したもの
である。 ＾ｌ添加の効果を５１１５３０４を例にとってグリ−プ
ルテストした結果を第２図に示す。なお、供試材の成分
は第１表の通りである。各試片を１３００℃に２０秒で
加熱し、この温度に５０秒保持した後、水冷し、−１０
０℃／分の冷却速度で冷却した後、グリ−プルテストし
た。このテストからも明らかなように本発明鋼の高温に
おける変形能は非常に良好であることがわかる。これは
、高温加熱時の内部酸化、特に、旧Ｔ粒界での酸化が抑
制されているためであると推定される。 さらに、スラブ加熱時に加熱炉内の雰囲気中のＯｔ濃度
をＬ５〜５．０％にするのが好ましく、この理由は、５
．０％以上にすると、スラブの酸化が著しくなり、これ
にともないスラブ表層部も脆化が太き（なり、逆に０．
５％以下にすると、スラブ表層部のスケールオフ量が少
なくなり、元々スラブ表層にある欠陥が除去されにく（
なるからである。 これを実際にテストした結果を第３図に示す。この第３
図はＳＯ３３０４についての加熱炉内雰囲気中の０！濃
度と冷延コイルにおける線状ヘゲ疵の発生率（疵発生コ
イル数／全コイル数）％との関係を示すものであるが、
これから一般的に加熱炉内のＯｔ濃度が０．５〜５．０
％を外れると冷延コイルでのヘゲ疵が著しく増加すると
判断される。なお、上記テストにおいては、炉内スラブ
表面温度は１２００〜１２５０℃とし、３．５〜４．０
時間保持した。また、固溶Ａｌの含有量は０．０２６％
以下であった。 炉内Ｏ雪濃度の制御は排ガスＯｔ ｔ’ｌａ度を検出し
、バーナ燃焼の燃料と空気比を制御することによって調
整できる。 次に、各成分の限定理由を述べる。 Ｃは、耐食型の点からは、低いほど良く、また耐熱性の
点からは高い方が良いが、実用を考慮し０．００１〜０
．２０％とした。 Ｓｉは、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。そこで、下限を０．１％とし、
５％を超えると脆化が著しくなるため上限を５．０％と
した。 Ｍｎは、低すぎると加工性が劣化し、また、脱酸も不十
分になるので、下限を０．１％とした。また、多いほど
オーステナイトが安定し、加工性、耐食性にも良いが、
効果が飽和するので１１．０％を上限とした。 Ｐは高くなると、加工性・耐食性が悪くなるので、上限
を０．０５０％とした。 Ｓは、熱間加工性を劣化させる。特に、凝固時オーステ
ナイト粒界に偏析し、熱間圧延時に発生する線状ヘゲ疵
の主因になる。したがって上限は０．０２０％とすべき
である。 ０もＳと同じ、理由で、低い方が良く、上限を０．０１
５％にした。 Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性から１１．０％が
下限であり、脆性と加工が困難になることを考慮して上
限を３０％にした。 Ｎｉは、Ｃｒ量との関連があるが、この関連と、オース
テナイト相の安定性とを考慮して２．０％以上とした。 上限はコスト上の問題から３０％に押さえた。 Ｎはオーステナイト相を安定させる意味では、多い方が
良いが、固溶量の限界を考慮して上限を０．０６０％と
し、下限は製造上の限界をもって０．００１％とした。 Ｍｏは、耐食性向上に有効で、用途により５．０％まで
選択添加できる。 Ｃｕも、耐食性に有効であるが、加工性と、圧延時の割
れの問題から上限は３．０％とした。 Ｎｂは、安定な炭化物を形成するため、耐食性に有効で
あるが、脆化の問題から上限を１．０％とした。 ＴＬは、安定の硫化物を形成すると同時に微細化によっ
て、熱延時の表面割れを防止する作用があるが、しかし
多量に添加するとチタンストリンガ−疵の原因にもなる
ため、用途により少量選択添加するが、効果の飽和点０
．０５％をもって上限とする。 Ｚｒも、Ｔｉと同様の効果があるが、コストと効果の飽
和を考慮して０．１０％を上限とした。 Ｃａも同様の効果、介在物形態制御に効果があるが、耐
食性を劣化させるため、０．０６％を上限として、用途
により選択添加する。 Ｓｎは、耐食性を向上させるため、効果の飽和する０、
１０％まで用途によって選択添加する。 Ｂは、熱時間の割れを防止するために添加されるが、０
．０５％を超えると耐粒界腐食性を著しく低下させるの
で０．０５％以下で選択添加する。 （実施例） 本発明の実施例として第２表に連続鋳造で製造されたＳ
ＯＳ ３０４系の本発明合金鋼を比較鋼と比較して示す
。
〔０〕の影響を相殺するため、比較鋼はＡｘレベルに
合わせて、（Ｓｉ）を増減した。スラブ加熱温度１２０
０−１２５０℃で加熱炉内の０２濃度は０〜８％の範囲
で制御した。 このようにして加熱炉で加熱し、熱延冷延して・、製造
した冷延コイルでの線状ヘゲ疵の発生率（疵発生コイル
数／全コイル数）％を第４図に示す。 この第４図から明らかなように本発明鋼は、ヘゲ疵を著
しく低減することができる。第４図において、固溶・
＾ｌが０．００５％以上高くなると、連続鋳造時、ノズ
ル詰まりが発生しやすく、またＡＩが多いと＾１２０．
介在物が多くなり好ましくない。 （発明の効果） 本発明鋼によれば、従来熱延コイルで発見された疵をグ
ライダ−で研磨除去するための工程追加によるコストア
ップを押さえることが可能になった。さらに、冷延コイ
ルでも疵発生による歩留まり低下が大幅に低減された。
合わせて、（Ｓｉ）を増減した。スラブ加熱温度１２０
０−１２５０℃で加熱炉内の０２濃度は０〜８％の範囲
で制御した。 このようにして加熱炉で加熱し、熱延冷延して・、製造
した冷延コイルでの線状ヘゲ疵の発生率（疵発生コイル
数／全コイル数）％を第４図に示す。 この第４図から明らかなように本発明鋼は、ヘゲ疵を著
しく低減することができる。第４図において、固溶・
＾ｌが０．００５％以上高くなると、連続鋳造時、ノズ
ル詰まりが発生しやすく、またＡＩが多いと＾１２０．
介在物が多くなり好ましくない。 （発明の効果） 本発明鋼によれば、従来熱延コイルで発見された疵をグ
ライダ−で研磨除去するための工程追加によるコストア
ップを押さえることが可能になった。さらに、冷延コイ
ルでも疵発生による歩留まり低下が大幅に低減された。
第１図は固溶＾ｌ量と表面欠陥発生率との関係を示すグ
ラフ、
ラフ、
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量パーセントでＣ：０．００１〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．１０〜５．０％、Ｍｎ：０．１〜１１．０％、
Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：
１１．０〜３０．０％、Ｎｉ：２．０〜３．０％、Ｎ：
０．００１〜０．０６０％、Ｏ：０．０１５％以下を含
有し、さらにＭｏ：５．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下
、Ｎｂ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｚｒ：
０．１０％以下、Ｃａ：０．０６％以下およびＳｎ：０
．１０％以下、Ｂ：０．０５％以下の１種類または２種
類以上を含み、固溶Ａｌを０．００１〜０．００５％含
有し、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる熱間圧延
で表面割れの少ないステンレス合金鋼。 ２、重量パーセントでＣ：０．００１〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．１０〜５．０％、Ｍｎ：０．１〜１１．０％、
Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：
１１．０〜３０．０％、Ｎｉ：２．０〜３．０％、Ｎ：
０．００１〜０．０６０％、Ｏ：０．０１５％以下を含
有し、さらにＭｏ：５．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下
、Ｎｂ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｚｒ：
０．１０％以下、Ｃａ：０．０６％以下およびＳｎ：０
．１０％以下、Ｂ：０．０５％以下の１種類または２種
類以上を含み、固溶Ａｌを０．００１〜０．００５％含
有し、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなるステンレ
ス合金鋼のスラブを加熱するに際し、スラブ加熱炉の炉
内雰囲気中のＯ＿２濃度を０．５〜５．０％にすること
を特徴とする熱間圧延で表面割れの少ないステンレス合
金鋼のスラブ加熱方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15255585A JPS6213556A (ja) | 1985-07-12 | 1985-07-12 | 熱間圧延で表面割れの少ないステンレス合金鋼およびそのスラブ加熱方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15255585A JPS6213556A (ja) | 1985-07-12 | 1985-07-12 | 熱間圧延で表面割れの少ないステンレス合金鋼およびそのスラブ加熱方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6213556A true JPS6213556A (ja) | 1987-01-22 |
| JPH0448865B2 JPH0448865B2 (ja) | 1992-08-07 |
Family
ID=15543026
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15255585A Granted JPS6213556A (ja) | 1985-07-12 | 1985-07-12 | 熱間圧延で表面割れの少ないステンレス合金鋼およびそのスラブ加熱方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6213556A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR19990053868A (ko) * | 1997-12-24 | 1999-07-15 | 이구택 | 오스테나이트계 스테인레스강의 표면결함 저감을 위한 열간압연방법 |
| KR100435447B1 (ko) * | 1998-12-08 | 2004-09-04 | 주식회사 포스코 | 열간직송압연을통한오스테나이트계스테인레스열연강판의제조방법 |
| CN106414785A (zh) * | 2014-05-21 | 2017-02-15 | 杰富意钢铁株式会社 | 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法 |
-
1985
- 1985-07-12 JP JP15255585A patent/JPS6213556A/ja active Granted
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR19990053868A (ko) * | 1997-12-24 | 1999-07-15 | 이구택 | 오스테나이트계 스테인레스강의 표면결함 저감을 위한 열간압연방법 |
| KR100435447B1 (ko) * | 1998-12-08 | 2004-09-04 | 주식회사 포스코 | 열간직송압연을통한오스테나이트계스테인레스열연강판의제조방법 |
| CN106414785A (zh) * | 2014-05-21 | 2017-02-15 | 杰富意钢铁株式会社 | 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法 |
| US20170096722A1 (en) * | 2014-05-21 | 2017-04-06 | Jfe Steel Corporation | High-strength seamless stainless steel pipe for oil country tubular goods and method for manufacturing the same |
| EP3121306A4 (en) * | 2014-05-21 | 2017-04-26 | JFE Steel Corporation | High-strength stainless steel seamless pipe for oil well, and method for producing same |
| US10329633B2 (en) | 2014-05-21 | 2019-06-25 | Jfe Steel Corporation | High-strength seamless stainless steel pipe for oil country tubular goods and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0448865B2 (ja) | 1992-08-07 |
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