JP2987732B2 - 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 - Google Patents
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Info
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Description
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。
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。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、熱間圧延工程でほとん
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へげ疵といわれるよう
な疵が発生することがある。このへげ疵のような疵は、
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。
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。特に、へげ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57
−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+0.5C
u)−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。またδ−Fe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59−356
20号公報等に述べされているが、耳割れを防止し、さ
らにへげ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。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(ΔT)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装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、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s
ol.Alを規制し、スラブ加熱時の酸素濃度を0.5
〜5%に規制してへげ疵を防止する技術を開示してい
る。
完全とはいえないものであった。
−Ni系ステンレス鋼の熱間圧延時に発生する微小な割
れやへげ疵といわれる疵の発生を防止するにあたり、疵
防止のための工程負荷増なく疵の発生を防止し得るCr
−Ni系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的
とする。
ろは下記の通りである。 (1)重量%で、C:0.002〜0.08%、Si:
2.0%以下、Mn:10%以下、P:0.040%以
下、S:0.008%以下、O:0.005%以下、C
r:16〜35%、Ni:7〜50%、Mo:0.01
〜8%、Cu:0.01〜4%、N:0.003〜0.
3%を含み、残部がFeと不可避的不純物からなり、次
式で示されるδ(cal)=3(Cr+1.5×Si+
Mo+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+
0.5×Mn+0.5×Cu)−84(C+N)−1
9.8においてδ(cal)が8以下であるCr−Ni
系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造
し、その際スラブ表面の平均冷却速度を1400℃から
1200℃までを30℃/sec以下で冷却し、120
0℃から500℃までの平均冷却速度を10℃/sec
以上とした連続鋳造スラブを熱間圧延に際し、1000
℃以上かつTγ(℃)=(105+Nieq−3.9×C
req)/(0.07−1.95×10-3×Creq)以下
の温度T(℃)で加熱し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。
8%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:
0.040%以下、S:0.008%以下、O:0.0
05%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、
Mo:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:
0.003〜0.3%、Al:0.05%以下を含み、
残部がFeと不可避的不純物からなり、次式で示される
δ(cal)=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.5
×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn
+0.5×Cu)−84(C+N)−19.8において
δ(cal)が8以下であるCr−Ni系ステンレス鋼
の溶鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラ
ブ表面の平均冷却速度を1400℃から1200℃まで
を30℃/sec以下で冷却し、1200℃から500
℃までの平均冷却速度を10℃/sec以上とした連続
鋳造スラブを熱間圧延に際し、1000℃以上かつTγ
(℃)=(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.
07−1.95×10-3×Cr eq)以下の温度T(℃)
で加熱し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。
8%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:
0.040%以下、S:0.008%以下、O:0.0
05%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、
Mo:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:
0.003〜0.3%を含み、残部がFeと不可避的不
純物からなり、選択元素としてNb:0.01〜1.5
%、Ti:0.01〜1.0%のうち1種または2種を
含有し、次式で示されるδ(cal)=3(Cr+1.
5×Si+Mo+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.
8(Ni+0.5×Mn+0.5×Cu)−84(C+
N)−19.8においてδ(cal)が8以下であるC
r−Ni系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラ
ブに鋳造し、その際スラブ表面の平均冷却速度を140
0℃から1200℃までを30℃/sec以下で冷却
し、1200℃から500℃までの平均冷却速度を10
℃/sec以上とした連続鋳造スラブを熱間圧延に際
し、1000℃以上かつTγ(℃)=(105+Nieq
−3.9×Creq)/(0.07−1.95×10-3×
Cr eq)以下の温度T(℃)で加熱し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。
8%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:
0.040%以下、S:0.008%以下、O:0.0
05%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、
Mo:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:
0.003〜0.3%、Al:0.05%以下を含み、
残部がFeと不可避的不純物からなり、選択元素として
Nb:0.01〜1.5%、Ti:0.01〜1.0%
のうち1種または2種を含有し、次式で示されるδ(c
al)=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.5×Nb
+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn+0.
5×Cu)−84(C+N)−19.8においてδ(c
al)が8以下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼
を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラブ表面
の平均冷却速度を1400℃から1200℃までを30
℃/sec以下で冷却し、1200℃から500℃まで
の平均冷却速度を10℃/sec以上とした連続鋳造ス
ラブを熱間圧延に際し、1000℃以上かつTγ(℃)
=(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.07−
1.95×10-3×Creq)以下の温度T(℃)で加熱
し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。
8%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:
0.040%以下、S:0.008%以下、O:0.0
05%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、
Mo:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:
0.003〜0.3%、Al:0.05%以下を含み、
残部がFeと不可避的不純物からなり、選択元素として
Ca:0.001〜0.005%、希土類元素(RE
M):0.05〜0.5%のうち1種または2種を含有
し、次式で示されるδ(cal)=3(Cr+1.5×
Si+Mo+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8
(Ni+0.5×Mn+0.5×Cu)−84(C+
N)−19.8においてδ(cal)が8以下であるC
r−Ni系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラ
ブに鋳造し、その際スラブ表面の平均冷却速度を140
0℃から1200℃までを30℃/sec以下で冷却
し、1200℃から500℃までの平均冷却速度を10
℃/sec以上とした連続鋳造スラブを熱間圧延に際
し、1000℃以上かつTγ(℃)=(105+Nieq
−3.9×Creq)/(0.07−1.95×10-3×
Creq)以下の温度T(℃)で加熱し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。
8%、Si:2.0%以下、Mn:10%以下、P:
0.040%以下、S:0.008%以下、O:0.0
05%以下、Cr:16〜35%、Ni:7〜50%、
Mo:0.01〜8%、Cu:0.01〜4%、N:
0.003〜0.3%、Al:0.05%以下を含み、
残部がFeと不可避的不純物からなり、選択元素として
Nb:0.01〜1.5%、Ti:0.01〜1.0%
のうち1種または2種を含有し、さらにCa:0.00
1〜0.005%、希土類元素(REM):0.05〜
0.5%のうち1種または2種を含有し、次式で示され
るδ(cal)=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.
5×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5×M
n+0.5×Cu)−84(C+N)−19.8におい
てδ(cal)が8以下であるCr−Ni系ステンレス
鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際ス
ラブ表面の平均冷却速度を1400℃から1200℃ま
でを30℃/sec以下で冷却し、1200℃から50
0℃までの平均冷却速度を10℃/sec以上とした連
続鋳造スラブを熱間圧延に際し、1000℃以上かつT
γ(℃)=(105+Nieq−3.9×Creq)/
(0.07−1.95×10-3×Creq)以下の温度T
(℃)で加熱し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。
割れ、へげ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、微小な割れやへげ疵に
対してその発生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。
を調査した結果、割れはγ粒界で割れる場合とδ/γ界
面で割れる場合の2通りあることが判明し、特にγ粒界
の割れはオッシレーションマークの谷部に多く、δ−フ
ェライトによる割れは山部で多くみられ、またγ粒界で
割れる場合は粗大γ粒部で発生することが分かった。δ
−フェライトによる割れを防止するにはδ−フェライト
を加熱時に消滅させる必要がある。またδ−フェライト
は直接的に熱間加工性に関係するが、加熱時のγ粒の成
長粗大化にも影響し、γ粒の不整(ばらつき)を作る原
因にもなる。従って、δ−フェライトの微小割れに及ぼ
す影響を取り除くためには、表層に微細に分散させた
後、加熱時に消滅させ、かつγ粒の異常な粗大化を防止
する必要がある。
ために種々検討した結果、凝固後の冷却速度を変化させ
ることで表層のδ−フェライトは微細になり、特にδ
(cal)を8以下にした場合は1200℃以下の温度
域を10℃/sec以上で冷却すれば表層のδ−フェラ
イトは微細なまま分散傾向をとることが判明した。10
℃/secよりも緩冷却されるとδ−フェライトは凝集
し、分散傾向がなくなる。このような状態でδ−フェラ
イトが熱間圧延に与える影響とへげ疵の関係を詳細に検
討した。
防止するためにスラブ表層のδ−フェライトの消滅挙動
に着目して詳細に検討した結果、スラブ表層(スラブ表
面から10mmの平均)のδ−フェライト量は δs=0.6×δ(cal)+4.5 (ここでδ(cal)=3(Cr+1.5×Si+Mo
+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.
5×Mn+0.5×Cu)−84(C+N)−19.
8) にあり、スラブ表層のδ−フェライトの消滅時間K(m
in)はCreqとの関係でK分以上が必要なことが判明
した。
{(Creq×δs)/T}+5.25T:加熱温度
(℃) Creq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) 従って、鋳片成分のCreq、Nieqからスラブ表層のδ
−フェライトによる微細割れ防止のためのδ−フェライ
ト消滅条件を求めることができるようになった。
らないようにするためには加熱温度をγ単相となる温度
で加熱することが重要であるが、ステンレス鋼は多元系
のため成分系毎に加熱温度の上昇温度を明確に決定する
ことができなかった。本発明者らは詳細な検討を行い、
加熱温度の不適、特に過熱によるδ−フェライトの再析
出を防止する観点から、δ−フェライトが再析出しない
温度を実験的に求め、Creq、Nieqから次式で示され
るγ単相の上限温度を明確にした。
Creq)/(0.07−1.95×10-3×Creq) 従って、上記のγ単相となるTγ以下の温度でK分以上
加熱することで表層のδ−フェライトを完全に消滅させ
ることができ、δ−フェライトによる微細割れを防止
し、へげ疵発生を大幅に低減することができるようにな
った。
響を取り除いてもへげ疵の発生が見られることがある。
この原因について検討し、δ−フェライト以外の要因を
明らかにした。その結果、割れはオーステナイト粒界に
沿って割れること、割れは粗大な結晶粒で発生し微細な
結晶粒の存在する箇所では発生しないことが明らかとな
った。また、割れる箇所はスラブのオッシレーションマ
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、オッシレーション
谷部にNiが濃縮した部分が存在する場合があることが
判明した。加熱後はこのような部分が粗大なγ粒になる
ことも判明した。
に割れが発生し、へげ疵や微小な割れ疵となることが明
らかとなった。またこのオッシレーションマークの谷部
でもNi偏析の程度に差があり、これが疵発生要因の特
定を困難にしていたことも判明した。CC鋳片のオッシ
レーションマークの谷部のNi偏析部の生成については
凝固時のシェルの再溶解やオッシレーション時のオーバ
ーフローなどの機構が提案されているが、これとは別に
凝固時のシェルの延性不足によりシェルが部分的に割
れ、濃化溶鋼が流れ出たものと考えることができる。そ
の結果、その部分ではNi濃度が高いためδ−フェライ
トが少なくなり、加熱時に粗大なγ粒になる。
8.5Ni−0.03P−0.005S−0.05C−
0.05N)における融点直下50℃での延性に対する
凝固後の冷却速度の影響を調査したものであるが、冷却
速度が早いほど延性は低下し、割れが発生し易いことが
判明した。この融点直下の延性と冷却速度の関係を詳細
に検討したところ、融点直下の高温ではオーステナイト
よりS、P等の不純物の固溶度が大きいδ−フェライト
が存在することにより不純物の無害化は促進され、冷却
速度が小さいほどδ−フェライトに不純物が拡散する時
間があるため不純物の悪影響を抑制し、延性が向上する
ことが判明した。特に連続鋳造後のシェルの延性との関
係では融点直下50℃で20%以上の断面収縮率(絞
り)があればシェルが割れることなく良好に保たれるこ
とから、連続鋳造によって冷却する場合にモールド内の
冷却を緩冷化し、δ−フェライトが安定に存在する12
00℃までの温度域を30℃/sec以下の冷却速度で
冷却することによりCC鋳片の鋳造時の割れを防止する
ことが可能になり、オッシレーションマーク谷部のNi
偏析の程度を軽減することができる。このことにより鋳
片表層のNi偏析によるδ−フェライトのばらつきを防
止することが可能になり、粗大なγ粒の生成防止が可能
となる。
であり、不純物も濃化していることが分かり、鋳片段階
でNi偏析部は粗大なMnSが多く存在し、割れそのも
のを助長する。この点でも表層のNi偏析部を生成させ
ないことが必要である。従って、鋳造時の冷却速度を制
御することにより、オッシレーションマーク部のNi偏
析、δ−フェライトの分布のばらつき、凝集粗大化を防
止することにより加熱時のγ粒の粗大化及び粒径のばら
つきを防止し、粗大γ粒での割れ防止が可能となった。
Cr−Ni系ステンレス鋼で成り立つ。すなわち、重量
%で、C:0.002〜0.08%、Si:2.0%以
下、Mn:10%以下、P:0.040%以下、S:
0.008%以下、O:0.005%以下、Cr:16
〜35%、Ni:7〜50%以下、Mo:0.01〜8
%、Cu:0.01〜4%、N:0.003〜0.3%
を含み、必要に応じてAl:0.05%以下を含有し、
選択元素としてNb:0.01〜1.5%、Ti:0.
01〜1.0%のうち1種または2種を含有し、さらに
場合によりCa:0.001〜0.005%、希土類元
素(REM):0.05〜0.5%のうち1種または2
種を含有し、残部がFeと不可避的不純物からなる合金
である。
あるが、強度の点からはある程度の含有量は必要であ
る。0.002%未満の極低炭素量では製造コストが高
くなる。また0.08%を超えると耐食性を大幅に劣化
させるため、その成分範囲を0.002〜0.08%と
した。 Si:Siはステンレス鋼の脱酸元素として使用される
が、2.0%を超えて添加しても脱酸効果も飽和し、ま
た熱間加工性を劣化させ、へげ疵発生の頻度を増加させ
るので2.0%以下で添加する。
代替として添加することが可能であり、脱酸効果もある
ので有効な元素であるが、10%を超えて添加してもそ
の効果が飽和し、耐食性も劣化するため10%以下で添
加する。 Cr:Crはステンレス鋼の基本成分であり、耐食性の
点から16%以上の添加が必要である。しかし35%を
超えて添加しても耐食性は飽和し、さらに熱間加工性の
点において金属間化合物の析出を促進させて熱間加工性
を劣化させ、へげ疵の原因となるためCrの範囲を16
〜35%とした。
基本成分であり、本発明ではCr量との関係から7〜5
0%の範囲で添加する。7%未満では本発明の合金では
δ−フェライト量が多量に存在するようになるため本発
明の方法によってもδ−フェライトを制御できず、熱間
加工性不良によるへげ疵が発生する。またCr量との関
係から本発明においてはNi量は50%以下で十分であ
り、これを超えて添加してもへげ疵防止の点で効果は飽
和し、コストも高くなるため上限を50%とした。
な添加元素であり、0.01%以上の添加で効果がみら
れる。また8%を超えても耐食性は飽和し、さらに金属
間化合物の析出を促進させるため熱間加工性を劣化さ
せ、本発明の方法によってもへげ疵を防止できなくなる
ので上限を8%とした。 N:Nはγ相安定化のために高価なNiの代替として使
用可能で、耐食性、強度の観点からも望ましい元素であ
る。しかし0.003%未満にすることは溶製コストを
大きく増加させ、また0.3%を超えて添加してもその
効果は飽和し、さらに固溶度を超え、ピンホール等をス
ラブに形成し、疵を発生させるため上限を0.3%とし
た。
有害な元素であり、特に鋳造直後の延性を劣化させるた
めスラブ表層の割れ防止の観点から極力低減することが
望ましく、その成分範囲を0.040%以下とした。 S: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
よるへげ疵を発生させるため、含有量は低いほどが望ま
しい。本発明の方法によっても0.008%を超えると
S起因による疵が発生しやすくなるので上限を0.00
8%とした。
させるので、0.01%以上で添加する。しかし4%を
超えて添加してもその効果は飽和し、さらに熱間加工性
を劣化させ、疵を発生するようになるので、その添加範
囲を0.01〜4%とする。 Nb:NbはCを固定し、耐食性を向上させる効果があ
るために、必要に応じて0.01%以上1.5%以下で
添加することができる。1.5%を超えて添加してもそ
の改善効果は飽和し、また熱間加工性を劣化させ熱間加
工性不良による疵を発生させるので0.01〜1.5%
で選択添加する。
食性を向上させる。またCaと共存してOを固定し、S
i、Mnの酸化物の生成を抑制する効果があるために、
0.01%以上で添加することができる。また1.0%
を超えて添加するとTiの酸化物による表面疵が多発す
るので、その範囲を0.01〜1.0%とした。 Al:Alは強力な脱酸剤として、脱酸を強化する場合
に添加する。しかし0.05%を超えて添加してもその
効果は飽和し、さらにAlの酸化物による表面疵が発生
しやすくなるため、その添加量を0.05%以下とし
た。
間加工性を改善するのに有効な元素であり、必要に応じ
て0.001〜0.005%の範囲で選択添加される。
0.001%未満ではその効果は顕著でなく、0.00
5%を超えて添加しても効果は飽和する。 O:Oは熱間加工性に著しく有害な元素であり、その含
有量は極力低減することが望ましいので、その含有量を
0.005%以下とした。
り、また熱間加工性を改善するのに有効な元素であるの
で、必要に応じて0.05〜0.5%の範囲で選択添加
される。0.05%未満ではその効果は顕著でなく、
0.5%を超えて添加しても熱間加工性改善効果は飽和
する。
づき−1)のA〜Qに示す合金について表3(表1のつ
づき−2)に示すプロセス条件でCC鋳片を製造し、さ
らに表中の加熱条件で加熱後、通常条件で熱間圧延し、
捲取り〜酸洗〜冷延により薄板を製造する方法、また厚
板圧延を行い、酸洗を通常の方法で実施し、へげ疵の発
生状況を評価した。本発明法によるA〜K鋼はへげ疵の
発生がなく良好な成品が得られた。これに対し、L鋼は
δ(cal)、加熱温度及び加熱時の均熱時間が本発明
の条件からはずれ、δ−フェライト起因のへげ疵が生じ
た。M鋼はδ(cal)が本発明の条件からはずれ、δ
−フェライト起因のへげ疵が生じた。N鋼は1400〜
1200℃でのスラブ表面の冷却速度が大きく、Ni偏
析起因のへげ疵が生じた。O鋼は1200〜500℃の
冷却速度が小さく、へげ疵が発生した。P鋼は加熱温度
がδ−フェライトが析出する温度となり、δ−フェライ
ト起因のへげ疵が生じた。Q鋼は加熱時間が短く、δ−
フェライトが消滅せずへげ疵が発生した。このL〜Q鋼
はへげ疵が両サイドに著しく発生したことにより、成品
歩留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く、本発明の効果が明ら
かとなった。
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
よるへげ疵の発生を防止することが可能になった。
度の影響を示す図である。
Claims (6)
- 【請求項1】 重量%で、 C:0.002〜0.08%、 Si:2.0%以下、 Mn:10%以下、 P:0.040%以下、 S:0.008%以下、 O:0.005%以下、 Cr:16〜35%、 Ni:7〜50%、 Mo:0.01〜8%、 Cu:0.01〜4%、 N:0.003〜0.3% を含み、残部がFeと不可避的不純物からなり、次式で
示されるδ(cal)=3(Cr+1.5×Si+Mo
+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.
5×Mn+0.5×Cu)−84(C+N)−19.8
においてδ(cal)が8以下であるCr−Ni系ステ
ンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、そ
の際スラブ表面の平均冷却速度を1400℃から120
0℃までを30℃/sec以下で冷却し、1200℃か
ら500℃までの平均冷却速度を10℃/sec以上と
した連続鋳造スラブを熱間圧延に際し、1000℃以上
かつTγ(℃)=(105+Nieq−3.9×Creq)
/(0.07−1.95×10-3×Creq)以下の温度
T(℃)で加熱し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項2】 重量%で、 C:0.002〜0.08%、 Si:2.0%以下、 Mn:10%以下、 P:0.040%以下、 S:0.008%以下、 O:0.005%以下、 Cr:16〜35%、 Ni:7〜50%、 Mo:0.01〜8%、 Cu:0.01〜4%、 N:0.003〜0.3%、 Al:0.05%以下 を含み、残部がFeと不可避的不純物からなり、次式で
示されるδ(cal)=3(Cr+1.5×Si+Mo
+0.5×Nb+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.
5×Mn+0.5×Cu)−84(C+N)−19.8
においてδ(cal)が8以下であるCr−Ni系ステ
ンレス鋼の溶鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、そ
の際スラブ表面の平均冷却速度を1400℃から120
0℃までを30℃/sec以下で冷却し、1200℃か
ら500℃までの平均冷却速度を10℃/sec以上と
した連続鋳造スラブを熱間圧延に際し、1000℃以上
かつTγ(℃)=(105+Nieq−3.9×Creq)
/(0.07−1.95×10-3×Creq)以下の温度
T(℃)で加熱し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項3】 重量%で、 C:0.002〜0.08%、 Si:2.0%以下、 Mn:10%以下、 P:0.040%以下、 S:0.008%以下、 O:0.005%以下、 Cr:16〜35%、 Ni:7〜50%、 Mo:0.01〜8%、 Cu:0.01〜4%、 N:0.003〜0.3% を含み、残部がFeと不可避的不純物からなり、選択元
素として Nb:0.01〜1.5%、 Ti:0.01〜1.0% のうち1種または2種を含有し、次式で示されるδ(c
al)=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.5×Nb
+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn+0.
5×Cu)−84(C+N)−19.8においてδ(c
al)が8以下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼
を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラブ表面
の平均冷却速度を1400℃から1200℃までを30
℃/sec以下で冷却し、1200℃から500℃まで
の平均冷却速度を10℃/sec以上とした連続鋳造ス
ラブを熱間圧延に際し、1000℃以上かつTγ(℃)
=(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.07−
1.95×10-3×Creq)以下の温度T(℃)で加熱
し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項4】 重量%で、 C:0.002〜0.08%、 Si:2.0%以下、 Mn:10%以下、 P:0.040%以下、 S:0.008%以下、 O:0.005%以下、 Cr:16〜35%、 Ni:7〜50%、 Mo:0.01〜8%、 Cu:0.01〜4%、 N:0.003〜0.3%、 Al:0.05%以下 を含み、残部がFeと不可避的不純物からなり、選択元
素として Nb:0.01〜1.5%、 Ti:0.01〜1.0% のうち1種または2種を含有し、次式で示されるδ(c
al)=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.5×Nb
+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn+0.
5×Cu)−84(C+N)−19.8においてδ(c
al)が8以下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼
を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラブ表面
の平均冷却速度を1400℃から1200℃までを30
℃/sec以下で冷却し、1200℃から500℃まで
の平均冷却速度を10℃/sec以上とした連続鋳造ス
ラブを熱間圧延に際し、1000℃以上かつTγ(℃)
=(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.07−
1.95×10-3×Creq)以下の温度T(℃)で加熱
し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項5】 重量%で、 C:0.002〜0.08%、 Si:2.0%以下、 Mn:10%以下、 P:0.040%以下、 S:0.008%以下、 O:0.005%以下、 Cr:16〜35%、 Ni:7〜50%、 Mo:0.01〜8%、 Cu:0.01〜4%、 N:0.003〜0.3%、 Al:0.05%以下 を含み、残部がFeと不可避的不純物からなり、選択元
素として Ca:0.001〜0.005%、 希土類元素(REM):0.05〜0.5% のうち1種または2種を含有し、次式で示されるδ(c
al)=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.5×Nb
+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn+0.
5×Cu)−84(C+N)−19.8においてδ(c
al)が8以下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼
を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラブ表面
の平均冷却速度を1400℃から1200℃までを30
℃/sec以下で冷却し、1200℃から500℃まで
の平均冷却速度を10℃/sec以上とした連続鋳造ス
ラブを熱間圧延に際し、1000℃以上かつTγ(℃)
=(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.07−
1.95×10-3×Creq)以下の温度T(℃)で加熱
し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項6】 重量%で、 C:0.002〜0.08%、 Si:2.0%以下、 Mn:10%以下、 P:0.040%以下、 S:0.008%以下、 O:0.005%以下、 Cr:16〜35%、 Ni:7〜50%、 Mo:0.01〜8%、 Cu:0.01〜4%、 N:0.003〜0.3%、 Al:0.05%以下 を含み、残部がFeと不可避的不純物からなり、選択元
素として Nb:0.01〜1.5%、 Ti:0.01〜1.0% のうち1種または2種を含有し、さらに Ca:0.001〜0.005%、 希土類元素(REM):0.05〜0.5% のうち1種または2種を含有し、次式で示されるδ(c
al)=3(Cr+1.5×Si+Mo+0.5×Nb
+0.5×Ti)−2.8(Ni+0.5×Mn+0.
5×Cu)−84(C+N)−19.8においてδ(c
al)が8以下であるCr−Ni系ステンレス鋼の溶鋼
を連続鋳造によってスラブに鋳造し、その際スラブ表面
の平均冷却速度を1400℃から1200℃までを30
℃/sec以下で冷却し、1200℃から500℃まで
の平均冷却速度を10℃/sec以上とした連続鋳造ス
ラブを熱間圧延に際し、1000℃以上かつTγ(℃)
=(105+Nieq−3.9×Creq)/(0.07−
1.95×10-3×Creq)以下の温度T(℃)で加熱
し、 (ここでCreq=Cr(%)+1.5×Si(%)+M
o(%)+0.5×Nb(%)+0.5×Ti(%) Nieq=Ni(%)+0.5×Mn(%)+0.5×C
u(%)+30×C(%)+30×N(%)) スラブ表面の均熱時間をK=10m 分以上とした後、 (ここで、m=3.22log{(Creq×δs)/
T}+5.25、δs=0.6×δ(cal)+4.
5) 熱間圧延を行うことを特徴とする表面疵の発生しないC
r−Ni系ステンレス鋼の製造方法。
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JP5067140A JP2987732B2 (ja) | 1993-03-25 | 1993-03-25 | 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 |
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JP5067140A JP2987732B2 (ja) | 1993-03-25 | 1993-03-25 | 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 |
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JPH06279856A JPH06279856A (ja) | 1994-10-04 |
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- 1993-03-25 JP JP5067140A patent/JP2987732B2/ja not_active Expired - Lifetime
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