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
【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。
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。
【０００３】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。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。
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。
【０００４】しかし、上述の方法は微細割れ防止の点で
完全とはいえないものであった。
完全とはいえないものであった。
【０００５】
【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。
−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。
【０００６】
【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。 （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。
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。
【０００７】（２）重量％で、Ｃ：０．００２〜０．０
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％、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。
【０００８】（３）重量％で、Ｃ：０．００２〜０．０
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％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。
【０００９】（４）重量％で、Ｃ：０．００２〜０．０
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
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。
【００１０】（５）重量％で、Ｃ：０．００２〜０．０
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
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。
【００１１】（６）重量％で、Ｃ：０．００２〜０．０
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。
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。
【００１２】
【作用】本発明によれば、熱間圧延時に発生する微細な
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。
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。
【００１３】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、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。
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。
【００１４】表層のδ−フェライトを微細に分散させる
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。
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。
【００１５】本発明者らは、スラブ表面の微小な割れを
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。
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。
【００１６】Ｋ＝１０m （分）、ｍ＝３．２２ｌｏｇ
｛（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。
｛（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。
【００１７】またδ−フェライトを微細割れの起点とな
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。
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。
【００１８】Ｔγ（℃）＝（１０５＋Ｎｉeq−３．９×
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。
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。
【００１９】しかし、上述のようにδ−フェライトの影
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。
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。
【００２０】この粗大なγ粒の粒界に沿って熱間圧延時
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。
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。
【００２１】図１はＳＵＳ３０４鋼（１８．２Ｃｒ−
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。
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。
【００２２】また、Ｎｉ偏析部は凝固過程での濃化溶鋼
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。
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。
【００２３】これらのヘゲ疵防止対策は、次の成分系の
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。
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。
【００２４】Ｃ：Ｃは、ステンレス鋼の耐食性に有害で
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。
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。
【００２５】Ｍｎ：Ｍｎはγ安定化元素であり、Ｎｉの
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。
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。
【００２６】Ｎｉ：ＮｉはＣｒとともにステンレス鋼の
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。
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。
【００２７】Ｍｏ：Ｍｏは耐食性を確保するための重要
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。
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。
【００２８】Ｐ：Ｐは耐食性及び熱間加工性の観点から
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。
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。
【００２９】Ｃｕ：Ｃｕはステンレス鋼の耐食性を向上
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。
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。
【００３０】Ｔｉ：ＴｉはＮｂと同様にＣを固定し、耐
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。
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。
【００３１】Ｃａ：Ｃａは強力な脱酸、脱硫剤であり熱
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。
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。
【００３２】ＲＥＭ：ＲＥＭは強力な脱酸、脱硫剤であ
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。
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。
【００３３】
【実施例】本発明の実施例として表１、表２（表１のつ
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。
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。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【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
よるへげ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
よるへげ疵の発生を防止することが可能になった。
【図１】融点直下における延性に対する凝固後の冷却速
度の影響を示す図である。
度の影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−133522（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−263929（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−155322（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−32325（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−13527（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−16153（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−111703（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−138803（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−39420（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B21B 3/02 C21D 8/00,8/02 C21D 9/46,9/48 C21D 9/00 101
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06279856A JPH06279856A (ja) | 1994-10-04 |
| JP2987732B2 true JP2987732B2 (ja) | 1999-12-06 |
Family
ID=13336308
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5067140A Expired - Lifetime 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2987732B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| HUE026095T2 (en) * | 2012-01-18 | 2016-05-30 | Sandvik Intellectual Property | Austenitic alloy |
-
1993
- 1993-03-25 JP JP5067140A patent/JP2987732B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06279856A (ja) | 1994-10-04 |
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