JP3423815B2 - 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 - Google Patents
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Info
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- JP3423815B2 JP3423815B2 JP08300395A JP8300395A JP3423815B2 JP 3423815 B2 JP3423815 B2 JP 3423815B2 JP 08300395 A JP08300395 A JP 08300395A JP 8300395 A JP8300395 A JP 8300395A JP 3423815 B2 JP3423815 B2 JP 3423815B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はステンレス鋼の製造方法
に関するものであって、特に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に関す
るものである。
に関するものであって、特に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に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に熱間圧延された鋼板のエッジ部に
は表面疵が発生しやすく、中でも表面の美麗さがその特
性の１つであるステンレス鋼では表面疵は品質上大きな
問題となる。またこの表面欠陥の発生により品質が低下
するのみでなく、製造上においても歩留まりの低下、ま
た疵の研削工程、再酸洗工程を必要とする等コスト上昇
の大きな原因となる。とりわけ、ＳＵＳ３０４と並んで
生産量の大きなＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系
ステンレス鋼は線ヘゲ疵及びエッジシーム疵といわれる
表面欠陥が発生しやすいことが知られている。
は表面疵が発生しやすく、中でも表面の美麗さがその特
性の１つであるステンレス鋼では表面疵は品質上大きな
問題となる。またこの表面欠陥の発生により品質が低下
するのみでなく、製造上においても歩留まりの低下、ま
た疵の研削工程、再酸洗工程を必要とする等コスト上昇
の大きな原因となる。とりわけ、ＳＵＳ３０４と並んで
生産量の大きなＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系
ステンレス鋼は線ヘゲ疵及びエッジシーム疵といわれる
表面欠陥が発生しやすいことが知られている。
【０００３】この線ヘゲ疵及びエッジシーム疵は熱延鋼
板のエッジより約１００mm程度に発生する線状の皺疵で
あるが、これらの表面疵は深さが約１００μｍと深いた
め疵研削にかかるコストも高く、歩留まりを大きく低下
させる。従来より線ヘゲ疵及びエッジシーム疵低減のた
め多くの検討がなされており、例えば特開平４−３５０
１２３号公報や特開昭６３−１２３５１６号公報等に開
示されている。
板のエッジより約１００mm程度に発生する線状の皺疵で
あるが、これらの表面疵は深さが約１００μｍと深いた
め疵研削にかかるコストも高く、歩留まりを大きく低下
させる。従来より線ヘゲ疵及びエッジシーム疵低減のた
め多くの検討がなされており、例えば特開平４−３５０
１２３号公報や特開昭６３−１２３５１６号公報等に開
示されている。
【０００４】特開平４−３５０１２３号公報では、ヘゲ
は表層部の割れによるとして割れを防止する観点からス
ラブの形状、ワークロールサイズ及び圧下率を規定して
いるが、上記の技術によっても、割れを防止する点で熱
間圧延時の制約が大きく、またスラブの形状制御及びワ
ークロールの規定による大幅なコストアップをもたら
す。
は表層部の割れによるとして割れを防止する観点からス
ラブの形状、ワークロールサイズ及び圧下率を規定して
いるが、上記の技術によっても、割れを防止する点で熱
間圧延時の制約が大きく、またスラブの形状制御及びワ
ークロールの規定による大幅なコストアップをもたら
す。
【０００５】また特開昭６３−１２３５１６号公報では
スケール起因の疵防止の観点から加熱条件を規定してス
ケールオフ量を制御し、スケール疵防止技術を開示して
いる。しかしフェライト系ステンレス鋼でも多くの成分
系があり、成分の異なる鋼種によっては同じ加熱条件で
もスケール生成量が大きく異なり、スケール疵を完全に
防止できるとはいえず、またスケールを生成させるため
に加熱時間が長くなる場合には鋳片組織が大きくなる等
問題も大きい。
スケール起因の疵防止の観点から加熱条件を規定してス
ケールオフ量を制御し、スケール疵防止技術を開示して
いる。しかしフェライト系ステンレス鋼でも多くの成分
系があり、成分の異なる鋼種によっては同じ加熱条件で
もスケール生成量が大きく異なり、スケール疵を完全に
防止できるとはいえず、またスケールを生成させるため
に加熱時間が長くなる場合には鋳片組織が大きくなる等
問題も大きい。
【０００６】さらに特開平４−２７９２０２号公報及び
特公平６−２４１号公報にはエッジシーム疵低減に関す
る技術が開示されている。特開平４−２７９２０２号公
報では潤滑圧延し端部のバルジング量を低減し、トリミ
ング量を低減する方法を示している。これはエッジシー
ムの発生範囲を狭くしただけであり、エッジシーム疵に
対する根本的な解決方法にはならない。特公平６−２４
１号公報では垂直圧延時の圧下率を規定し、水平圧延時
に生じる熱延鋼板端部の皺を垂直圧延によって平滑にす
る方法であるが雛の発生は避けられない。
特公平６−２４１号公報にはエッジシーム疵低減に関す
る技術が開示されている。特開平４−２７９２０２号公
報では潤滑圧延し端部のバルジング量を低減し、トリミ
ング量を低減する方法を示している。これはエッジシー
ムの発生範囲を狭くしただけであり、エッジシーム疵に
対する根本的な解決方法にはならない。特公平６−２４
１号公報では垂直圧延時の圧下率を規定し、水平圧延時
に生じる熱延鋼板端部の皺を垂直圧延によって平滑にす
る方法であるが雛の発生は避けられない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述したフ
ェライト系ステンレス鋼で特有な熱間圧延時に発生する
線ヘゲ疵及びエッジシーム疵を防止せんとするものであ
り、工程負荷増なく表面欠陥の発生を防止する製造方法
を提供することを目的とする。
ェライト系ステンレス鋼で特有な熱間圧延時に発生する
線ヘゲ疵及びエッジシーム疵を防止せんとするものであ
り、工程負荷増なく表面欠陥の発生を防止する製造方法
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】本発明者らは、フェライ
ト系ステンレス鋼における線ヘゲ疵及びエッジシーム疵
の発生過程を調査した。その結果、線ヘゲ疵及びエッジ
シーム疵は、熱間圧延時のスラブエッジの結晶粒の変形
に伴ない発生すること、特にスラブ表層部の柱状晶の粒
径に大きく影響を受け、結晶粒を単位とする凹凸量（凹
凸深さ）が疵発生に大きく関係することが判明した。こ
の熱間圧延時の凹凸の発生を防止する方法に関し、結晶
粒の微細化が有効であり結晶粒が微細なほど熱延時の凹
凸が生じ難く、また生じたとしても凹凸量が小さいため
熱間圧延段階で線ヘゲ疵及びエッジシーム疵が生じにく
くなることを明らかにした。
ト系ステンレス鋼における線ヘゲ疵及びエッジシーム疵
の発生過程を調査した。その結果、線ヘゲ疵及びエッジ
シーム疵は、熱間圧延時のスラブエッジの結晶粒の変形
に伴ない発生すること、特にスラブ表層部の柱状晶の粒
径に大きく影響を受け、結晶粒を単位とする凹凸量（凹
凸深さ）が疵発生に大きく関係することが判明した。こ
の熱間圧延時の凹凸の発生を防止する方法に関し、結晶
粒の微細化が有効であり結晶粒が微細なほど熱延時の凹
凸が生じ難く、また生じたとしても凹凸量が小さいため
熱間圧延段階で線ヘゲ疵及びエッジシーム疵が生じにく
くなることを明らかにした。
【０００９】ＳＵＳ４３０鋼のようなフェライト系ステ
ンレス鋼では凝固後の部分γ変態（α→γ）があるのみ
で、炭素鋼のようなδ→γ変態、γ→α変態の完全変態
がないため、変態による鋳片あるいは圧延前組織の微細
化は困難であり、Ｃｒを１６％以上含有するフェライト
系ステンレス鋼、特に連続鋳造鋳片では凝固組織の微細
化が圧延前の組織の微細化の重要ポイントとなる。
ンレス鋼では凝固後の部分γ変態（α→γ）があるのみ
で、炭素鋼のようなδ→γ変態、γ→α変態の完全変態
がないため、変態による鋳片あるいは圧延前組織の微細
化は困難であり、Ｃｒを１６％以上含有するフェライト
系ステンレス鋼、特に連続鋳造鋳片では凝固組織の微細
化が圧延前の組織の微細化の重要ポイントとなる。
【００１０】フェライト系ステンレス鋼の凝固組織制御
技術として成品加工時に発生するリジングといわれる表
面のうねりを防止するために０．３％程度のＴｉを添加
し、鋳造時電磁撹拌することで等軸微細化する技術が知
られている。しかし、上記の方法では多量にＴｉを添加
する必要があり、これにより多量Ｔｉ添加によるコスト
アップ、スラブの置き割れ、Ｔｉ系の介在物が原因であ
るＴｉストリーク、焼鈍時のブルーイングと呼ばれる色
調問題等が生じ、最適な方法とはいえなかった。
技術として成品加工時に発生するリジングといわれる表
面のうねりを防止するために０．３％程度のＴｉを添加
し、鋳造時電磁撹拌することで等軸微細化する技術が知
られている。しかし、上記の方法では多量にＴｉを添加
する必要があり、これにより多量Ｔｉ添加によるコスト
アップ、スラブの置き割れ、Ｔｉ系の介在物が原因であ
るＴｉストリーク、焼鈍時のブルーイングと呼ばれる色
調問題等が生じ、最適な方法とはいえなかった。
【００１１】本発明者らは、多量のＴｉ添加によらない
凝固組織の微細化を検討した結果、微量のＴｉとＮ量を
制御することでフェライト系ステンレス鋼の凝固組織の
微細化が達成でき、粗大な結晶粒に起因するスラブエッ
ジ部に発生しやすい線ヘゲ疵及びエッジシーム疵等を防
止できることを明確にした。
凝固組織の微細化を検討した結果、微量のＴｉとＮ量を
制御することでフェライト系ステンレス鋼の凝固組織の
微細化が達成でき、粗大な結晶粒に起因するスラブエッ
ジ部に発生しやすい線ヘゲ疵及びエッジシーム疵等を防
止できることを明確にした。
【００１２】本発明は上記観点に基づいてなされたもの
であって、その要旨とするところは以下の通りである。 （１）質量％でＣｒ：１６〜３５％を含有するフェライ
ト系ステンレス鋼において、Ｔｉ：０．０２〜０．１０
％、Ｎ：０．００７０〜０．０５％、Ａｌ：０．１５％
以下でかつ、Ｔｉ（％）×Ｎ（％）：１．５×１０-4以
上、Ａｌ（％）／Ｔｉ（％）：０．１０超である溶鋼を
連続鋳造する際の溶鋼過熱度（溶鋼温度と液相線温度の
差）を５０℃以下として鋳造した連続鋳造鋳片を、熱間
圧延前の加熱温度Ｔ（℃）を１０５０〜１２５０℃と
し、かつ均熱時間ｔ(min) が下式を満足する範囲で加熱
後熱間圧延を行うことを特徴とする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。ｔ≦−（６／５）・Ｔ＋１５６０ （２）Ｔｉを連続鋳造用モールド内へ添加することを特
徴とする前項（１）に記載の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。
であって、その要旨とするところは以下の通りである。 （１）質量％でＣｒ：１６〜３５％を含有するフェライ
ト系ステンレス鋼において、Ｔｉ：０．０２〜０．１０
％、Ｎ：０．００７０〜０．０５％、Ａｌ：０．１５％
以下でかつ、Ｔｉ（％）×Ｎ（％）：１．５×１０-4以
上、Ａｌ（％）／Ｔｉ（％）：０．１０超である溶鋼を
連続鋳造する際の溶鋼過熱度（溶鋼温度と液相線温度の
差）を５０℃以下として鋳造した連続鋳造鋳片を、熱間
圧延前の加熱温度Ｔ（℃）を１０５０〜１２５０℃と
し、かつ均熱時間ｔ(min) が下式を満足する範囲で加熱
後熱間圧延を行うことを特徴とする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。ｔ≦−（６／５）・Ｔ＋１５６０ （２）Ｔｉを連続鋳造用モールド内へ添加することを特
徴とする前項（１）に記載の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。
【００１３】
【作用】本発明によれば、熱間圧延で発生する線ヘゲ疵
及びエッジシーム疵等の表面疵の発生を防止することが
できる。
及びエッジシーム疵等の表面疵の発生を防止することが
できる。
【００１４】以下に本発明を詳細に説明する。本発明者
らは、フェライト系ステンレス鋼における線ヘゲ疵及び
エッジシーム疵の発生過程を詳細に検討した。特に鋳片
組織と疵発生の関係を調査し、組織的因子を明確にし
た。
らは、フェライト系ステンレス鋼における線ヘゲ疵及び
エッジシーム疵の発生過程を詳細に検討した。特に鋳片
組織と疵発生の関係を調査し、組織的因子を明確にし
た。
【００１５】表１に示す成分の代表的なフェライト系ス
テンレス鋼であるＳＵＳ４３０鋼の連続鋳造鋳片（スラ
ブ厚２５０mm）を熱間圧延機で３mmまで圧延する間に数
段階で中断し、各段階における試験片横断面の短片部の
凹凸を調査した。
テンレス鋼であるＳＵＳ４３０鋼の連続鋳造鋳片（スラ
ブ厚２５０mm）を熱間圧延機で３mmまで圧延する間に数
段階で中断し、各段階における試験片横断面の短片部の
凹凸を調査した。
【００１６】
【表１】
【００１７】その結果、図１に示すようにスラブ短片部
の凹凸は圧下率が３０％を超えると生じ始め、その後は
圧下率が高まるにつれて凹凸深さが大きくなった。凹凸
深さの測定方法は図２に示すように隣合う凸部の頂点を
結ぶ直線より凹部に垂線を降しその長さをもって凹部深
さとした。このスラブ短片部の凹凸は結晶粒単位で生じ
ること、この凹凸は水平圧延の圧下率が高くなると熱延
鋼板表面に回り込み線状に残存しエッジシーム疵となる
こと、スラブ横断面の長辺部に回り込む範囲は短片部の
エッジより１／４ｔ（ｔはスラブ厚み）の範囲であるこ
とを確認した。またヘゲ疵は垂直圧延時にエッジより約
１００mm以内に生じた表面の凹凸が水平圧延時につぶさ
れ皺となり線状に残存することを明らかにした。
の凹凸は圧下率が３０％を超えると生じ始め、その後は
圧下率が高まるにつれて凹凸深さが大きくなった。凹凸
深さの測定方法は図２に示すように隣合う凸部の頂点を
結ぶ直線より凹部に垂線を降しその長さをもって凹部深
さとした。このスラブ短片部の凹凸は結晶粒単位で生じ
ること、この凹凸は水平圧延の圧下率が高くなると熱延
鋼板表面に回り込み線状に残存しエッジシーム疵となる
こと、スラブ横断面の長辺部に回り込む範囲は短片部の
エッジより１／４ｔ（ｔはスラブ厚み）の範囲であるこ
とを確認した。またヘゲ疵は垂直圧延時にエッジより約
１００mm以内に生じた表面の凹凸が水平圧延時につぶさ
れ皺となり線状に残存することを明らかにした。
【００１８】上述したように線ヘゲ疵及びエッジシーム
疵は共に圧延時に生じる表面の凹凸に起因する皺疵であ
り、凹凸は結晶粒単位で生じていることから、表層部の
結晶粒を微細化できれば凹凸量は低減でき、エッジシー
ム疵や線ヘゲ疵の発生を防止できることが判明した。
疵は共に圧延時に生じる表面の凹凸に起因する皺疵であ
り、凹凸は結晶粒単位で生じていることから、表層部の
結晶粒を微細化できれば凹凸量は低減でき、エッジシー
ム疵や線ヘゲ疵の発生を防止できることが判明した。
【００１９】また、５０％ラボ熱延材の凹凸と実機の線
ヘゲ疵及びエッジシーム疵の発生率の比較よりラボ熱延
時の凹凸が８００μｍ以下であれば線ヘゲ疵及びエッジ
シーム疵発生率はほぼ０％となり、そのためには初期組
織として柱状晶であればその幅が、また等軸晶であれば
その平均粒径が２mm以下であればよいことが判明した。
ヘゲ疵及びエッジシーム疵の発生率の比較よりラボ熱延
時の凹凸が８００μｍ以下であれば線ヘゲ疵及びエッジ
シーム疵発生率はほぼ０％となり、そのためには初期組
織として柱状晶であればその幅が、また等軸晶であれば
その平均粒径が２mm以下であればよいことが判明した。
【００２０】上記の検討結果より線ヘゲ疵及びエッジシ
ーム疵となる最大の組織的原因は粒径であり、柱状晶の
場合は柱状晶の幅、等軸晶の場合は平均粒径を粗大化さ
せないことが必要であり鋳片組織の制御方法についてさ
らに検討を加えた。本発明者らは上記の点について凝固
組織微細化方法を種々検討した結果、ＴｉとＮ量を制御
することで表層部組織を微細化できることを見いだし
た。
ーム疵となる最大の組織的原因は粒径であり、柱状晶の
場合は柱状晶の幅、等軸晶の場合は平均粒径を粗大化さ
せないことが必要であり鋳片組織の制御方法についてさ
らに検討を加えた。本発明者らは上記の点について凝固
組織微細化方法を種々検討した結果、ＴｉとＮ量を制御
することで表層部組織を微細化できることを見いだし
た。
【００２１】表２に示す成分のＳＵＳ４３０鋼を実験室
で３kg真空溶解し溶鋼中にＴｉを添加し溶鋼過熱度△Ｔ
を３０℃として、中空の内径２５mmの鋼管で溶鋼を吸い
上げ鋳片のフェライト粒径に及ぼすＴｉの影響を調査し
た結果、図３に示すように極微量のＴｉで無添加材に比
べて粒径で約２／３の微細化効果があることが判明し
た。
で３kg真空溶解し溶鋼中にＴｉを添加し溶鋼過熱度△Ｔ
を３０℃として、中空の内径２５mmの鋼管で溶鋼を吸い
上げ鋳片のフェライト粒径に及ぼすＴｉの影響を調査し
た結果、図３に示すように極微量のＴｉで無添加材に比
べて粒径で約２／３の微細化効果があることが判明し
た。
【００２２】
【表２】
【００２３】この効果は溶鋼過熱度によっても大きく変
化し図４に見られるように溶鋼過熱度△Ｔ（溶鋼温度と
凝固温度の差）が５０℃以下である場合顕著に見られる
ことが判明した。従来フェライト系ステンレス鋼の凝固
組織微細化はＴｉ量が０．３％程度の多量のＴｉを添加
した場合に見られることが知られているが、本発明のよ
うな極微量Ｔｉ添加によるフェライト系ステンレス鋼の
微細化は報告されていない。またこの微細化効果はＡｌ
／Ｔｉが０．１以上の場合はＴｉ添加からの鋳造までの
影響を受けないことも判明した。このことからもこの微
細化効果は、従来報告されている溶鋼中のＴｉＮによる
異質核生成とは異なるものと考えられる。
化し図４に見られるように溶鋼過熱度△Ｔ（溶鋼温度と
凝固温度の差）が５０℃以下である場合顕著に見られる
ことが判明した。従来フェライト系ステンレス鋼の凝固
組織微細化はＴｉ量が０．３％程度の多量のＴｉを添加
した場合に見られることが知られているが、本発明のよ
うな極微量Ｔｉ添加によるフェライト系ステンレス鋼の
微細化は報告されていない。またこの微細化効果はＡｌ
／Ｔｉが０．１以上の場合はＴｉ添加からの鋳造までの
影響を受けないことも判明した。このことからもこの微
細化効果は、従来報告されている溶鋼中のＴｉＮによる
異質核生成とは異なるものと考えられる。
【００２４】本発明のような線ヘゲ疵及びエッジシーム
疵を防止しようとした場合、問題となるのは鋳片表層部
の粒径であり、柱状晶の場合は柱状晶の幅、等軸晶の場
合は平均粒径を粗大化させないことが必要で鋳片表層部
の粒径を微細化させる観点からＴｉの添加方法としてＣ
Ｃモールド内にワイヤー等で直接添加する方法が最も望
ましい方法である。
疵を防止しようとした場合、問題となるのは鋳片表層部
の粒径であり、柱状晶の場合は柱状晶の幅、等軸晶の場
合は平均粒径を粗大化させないことが必要で鋳片表層部
の粒径を微細化させる観点からＴｉの添加方法としてＣ
Ｃモールド内にワイヤー等で直接添加する方法が最も望
ましい方法である。
【００２５】上記の凝固組織微細化方法についてＳＵＳ
４３０鋼を中心とする各種フェライト系ステンレス鋼に
ついて調査し、Ｔｉ無添加材に比較して粒径で約２／３
の微細化効果があるものをまとめると図５に示すように
Ｔｉ量とＮ量で整理でき、溶鋼過熱度△Ｔが５０℃以下
の場合ではＴｉとＮの積Ｔｉ（％）×Ｎ（％）が１．５
×１０-4以上の場合その効果が見られることが判明し
た。
４３０鋼を中心とする各種フェライト系ステンレス鋼に
ついて調査し、Ｔｉ無添加材に比較して粒径で約２／３
の微細化効果があるものをまとめると図５に示すように
Ｔｉ量とＮ量で整理でき、溶鋼過熱度△Ｔが５０℃以下
の場合ではＴｉとＮの積Ｔｉ（％）×Ｎ（％）が１．５
×１０-4以上の場合その効果が見られることが判明し
た。
【００２６】また本発明が対象とする１６％以上のＣｒ
を含有するフェライト系ステンレス鋼は凝固温度以下で
は普通鋼のようなδ→γ、γ→αのような変態がないた
め、鋳造から圧延前加熱までの組織微細化は再結晶を活
用する以外本質的に不可能であり、再結晶を生じさせる
ような加工を行わない場合、すなわち連続鋳造鋳片をそ
のまま熱間圧延に供する場合には実質的には結晶粒の粗
大化防止が重要となる。特に連続鋳造鋳片を直接加熱す
る場合には加熱温度により大きく粒成長挙動が異なり、
凝固組織が微細化されていても加熱時に粗大化し、線ヘ
ゲ疵やエッジシーム疵の発生を防止できない。
を含有するフェライト系ステンレス鋼は凝固温度以下で
は普通鋼のようなδ→γ、γ→αのような変態がないた
め、鋳造から圧延前加熱までの組織微細化は再結晶を活
用する以外本質的に不可能であり、再結晶を生じさせる
ような加工を行わない場合、すなわち連続鋳造鋳片をそ
のまま熱間圧延に供する場合には実質的には結晶粒の粗
大化防止が重要となる。特に連続鋳造鋳片を直接加熱す
る場合には加熱温度により大きく粒成長挙動が異なり、
凝固組織が微細化されていても加熱時に粗大化し、線ヘ
ゲ疵やエッジシーム疵の発生を防止できない。
【００２７】このため、本願発明者らはＴｉ：０．０３
％、Ｎ：０．０１２％材を用いて圧延前の加熱時の均熱
温度と均熱時間と凹凸発生の関係を調査し、熱間圧延率
５０％での凹凸を測定し凹凸が８００μｍを超えたもの
を凹凸発生大として整理すると、図６に示すように１２
５０℃を超えたり、また１２５０℃以下でも長時間加熱
では凹凸が著しいことが判明し、加熱条件は次式を満足
することが必要であることが判明した。 ｔ(min）＝−（６／５）・Ｔ（℃）＋１５６０ ここで ｔ：均熱時間(min）、Ｔ：均熱温度（℃）、 但し１０５０℃≦Ｔ≦１２５０℃
％、Ｎ：０．０１２％材を用いて圧延前の加熱時の均熱
温度と均熱時間と凹凸発生の関係を調査し、熱間圧延率
５０％での凹凸を測定し凹凸が８００μｍを超えたもの
を凹凸発生大として整理すると、図６に示すように１２
５０℃を超えたり、また１２５０℃以下でも長時間加熱
では凹凸が著しいことが判明し、加熱条件は次式を満足
することが必要であることが判明した。 ｔ(min）＝−（６／５）・Ｔ（℃）＋１５６０ ここで ｔ：均熱時間(min）、Ｔ：均熱温度（℃）、 但し１０５０℃≦Ｔ≦１２５０℃
【００２８】１２５０℃より高い加熱温度では粒成長に
より粗大化し線ヘゲ疵やエッジシーム疵を防止できない
ため、加熱温度は１２５０℃以下とすることが必要であ
る。また粒成長の点では低温加熱が望ましいが１０５０
℃より低温では熱間圧延時のスケール起因の疵等が発生
しやすく下限は１０５０℃とした。
より粗大化し線ヘゲ疵やエッジシーム疵を防止できない
ため、加熱温度は１２５０℃以下とすることが必要であ
る。また粒成長の点では低温加熱が望ましいが１０５０
℃より低温では熱間圧延時のスケール起因の疵等が発生
しやすく下限は１０５０℃とした。
【００２９】以下に本願発明における限定理由を述べ
る。Ｔｉ量を０．０２％以上としたのは本願発明の対象
としているＣｒを１６％以上含有するフェライト系ステ
ンレス鋼においては０．０２％未満では微細化効果が現
れにくいためである。また０．１０％を超えてＴｉを含
有させると微細化効果はあるが、鋳片が熱応力起因の遅
れ破壊を起こす頻度が顕著となり、スラブの遅れ破壊を
防止するためにホットチャージを主体とする温片処理を
必要とするなどのコストアップの要因となる。また熱間
圧延時にはＴｉストリークといわれる表面疵を発生させ
たり、製品においてもブルーイングといわれる色調問題
を生じることになるのでＴｉを多量に添加するのは上記
の課題の点から望ましくない。以上のことから本発明に
おいてはＴｉは０．０２〜０．１０％の範囲で添加す
る。
る。Ｔｉ量を０．０２％以上としたのは本願発明の対象
としているＣｒを１６％以上含有するフェライト系ステ
ンレス鋼においては０．０２％未満では微細化効果が現
れにくいためである。また０．１０％を超えてＴｉを含
有させると微細化効果はあるが、鋳片が熱応力起因の遅
れ破壊を起こす頻度が顕著となり、スラブの遅れ破壊を
防止するためにホットチャージを主体とする温片処理を
必要とするなどのコストアップの要因となる。また熱間
圧延時にはＴｉストリークといわれる表面疵を発生させ
たり、製品においてもブルーイングといわれる色調問題
を生じることになるのでＴｉを多量に添加するのは上記
の課題の点から望ましくない。以上のことから本発明に
おいてはＴｉは０．０２〜０．１０％の範囲で添加す
る。
【００３０】Ｎを０．００７％以上としたのは本発明が
対象とするＣｒを１６％以上含有するフェライト系ステ
ンレス鋼においては０．００７％未満では微細化効果が
現れにくいためである。また５００ppm 以下としたのは
Ｎが５００ppm を超えると粗大なＴｉＮが析出しやす
く、スラブの置き割れ等の起点となりやすく置き割れを
防止する観点からもＮ量は５００ppm 以下とした。ま
た、微細化効果の点からＴｉとＮの含有量の積Ｔｉ
（％）×Ｎ（％）が１．５×１０-4以上であることが必
要である。
対象とするＣｒを１６％以上含有するフェライト系ステ
ンレス鋼においては０．００７％未満では微細化効果が
現れにくいためである。また５００ppm 以下としたのは
Ｎが５００ppm を超えると粗大なＴｉＮが析出しやす
く、スラブの置き割れ等の起点となりやすく置き割れを
防止する観点からもＮ量は５００ppm 以下とした。ま
た、微細化効果の点からＴｉとＮの含有量の積Ｔｉ
（％）×Ｎ（％）が１．５×１０-4以上であることが必
要である。
【００３１】Ｃｒは１６％未満では凝固後の冷却中のα
→γ変態がかなりの割合で生じマトリックスの変態によ
る微細化等の技術が使えること、また３５％を超えるＣ
ｒを含有するフェライト系ステンレス鋼は高Ｃｒのため
に靭性が低く本発明のようにＮ量がある程度含有される
場合には靭性劣化を来す可能性があり、Ｃｒの下限は１
６％、上限は３５％とした。
→γ変態がかなりの割合で生じマトリックスの変態によ
る微細化等の技術が使えること、また３５％を超えるＣ
ｒを含有するフェライト系ステンレス鋼は高Ｃｒのため
に靭性が低く本発明のようにＮ量がある程度含有される
場合には靭性劣化を来す可能性があり、Ｃｒの下限は１
６％、上限は３５％とした。
【００３２】また本発明のようなＴｉを添加するフェラ
イト系ステンレス鋼においては鋳造中にＴｉの酸化物に
よるノズル詰まり等の不具合を超こしやすくＴｉの酸化
物の生成防止の観点からＡｌによる脱酸を強化する必要
があり、Ａｌ含有量とＴｉ含有量の比Ａｌ／Ｔｉを０．
１以上とすることで鋳造時のノズル詰まり等の不具合を
防止できる。
イト系ステンレス鋼においては鋳造中にＴｉの酸化物に
よるノズル詰まり等の不具合を超こしやすくＴｉの酸化
物の生成防止の観点からＡｌによる脱酸を強化する必要
があり、Ａｌ含有量とＴｉ含有量の比Ａｌ／Ｔｉを０．
１以上とすることで鋳造時のノズル詰まり等の不具合を
防止できる。
【００３３】
【実施例】表３に示す成分のＳＵＳ４３０鋼を溶製した
後、連続鋳造にて２５０mm厚のＣＣスラブとした。鋳造
前半はそのままの成分で鋳造したが、鋳造後半はモール
ド内にＴｉのワイヤーを挿入してＴｉを０．０２５％添
加した。スラブ手入れ後、熱間圧延前の加熱を１１９０
℃で均熱時間６０分の条件で行い、３mmまで熱間圧延を
行い、熱延鋼板段階における疵発生状況を比較した。そ
の結果、鋳造前半のＴｉ無添加部分では疵の発生が見ら
れたのに対し、本発明のＴｉ添加材は疵の発生も見られ
ず良好な鋼板が得られた。
後、連続鋳造にて２５０mm厚のＣＣスラブとした。鋳造
前半はそのままの成分で鋳造したが、鋳造後半はモール
ド内にＴｉのワイヤーを挿入してＴｉを０．０２５％添
加した。スラブ手入れ後、熱間圧延前の加熱を１１９０
℃で均熱時間６０分の条件で行い、３mmまで熱間圧延を
行い、熱延鋼板段階における疵発生状況を比較した。そ
の結果、鋳造前半のＴｉ無添加部分では疵の発生が見ら
れたのに対し、本発明のＴｉ添加材は疵の発生も見られ
ず良好な鋼板が得られた。
【００３４】
【表３】
【００３５】
【発明の効果】以上説明したように本発明では、フェラ
イト系ステンレス鋼の熱間圧延時に線ヘゲ疵やエッジシ
ーム疵等の疵の発生が見られず、工程負担もなく、極め
て良好な鋼板を得ることができる。
イト系ステンレス鋼の熱間圧延時に線ヘゲ疵やエッジシ
ーム疵等の疵の発生が見られず、工程負担もなく、極め
て良好な鋼板を得ることができる。
【図１】熱間圧延時に生じるスラブ短片部の凹凸の発生
過程を示す模式図であり、スラブ圧延方向から見た図で
あって、（ａ）は圧下前、（ｂ）は５０％圧下後、
（ｃ）は８０％圧下後を示している。
過程を示す模式図であり、スラブ圧延方向から見た図で
あって、（ａ）は圧下前、（ｂ）は５０％圧下後、
（ｃ）は８０％圧下後を示している。
【図２】熱間圧延後、スラブ横断面における短片部の凹
凸深さを測定する方法を示したものであって、点線は隣
合う凸部を結ぶ直線であり、矢印は凹凸深さを表してい
る。
凸深さを測定する方法を示したものであって、点線は隣
合う凸部を結ぶ直線であり、矢印は凹凸深さを表してい
る。
【図３】ＳＵＳ４３０鋼の鋳片の結晶粒径に及ぼすＴｉ
量の影響を示す図である。
量の影響を示す図である。
【図４】ＳＵＳ４３０鋼の鋳片の結晶粒径に及ぼす溶鋼
過熱度（溶鋼温度と液相線温度との差）を示す図であ
る。
過熱度（溶鋼温度と液相線温度との差）を示す図であ
る。
【図５】各種フェライト系ステンレス鋼の鋳片組織微細
化に及ぼすＴｉ量とＮ量の関係を示した図である。
化に及ぼすＴｉ量とＮ量の関係を示した図である。
【図６】本願発明のＴｉ添加材における凹凸発生挙動に
及ぼす加熱条件の影響を示した図である。
及ぼす加熱条件の影響を示した図である。
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(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２１Ｄ 8/00 Ｃ２１Ｄ 8/00 Ｅ
Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｗ
38/18 38/18
38/28 38/28
(72)発明者 鈴木 亨
福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号
新日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内
(72)発明者 小関 敏彦
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株
式会社 技術開発本部内
(56)参考文献 特開 昭59−166655（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−197046（ＪＰ，Ａ)
特開 昭52−133827（ＪＰ，Ａ)
特開 昭59−59826（ＪＰ，Ａ)
特開 昭63−123516（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−350123（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−279248（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−270942（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−118341（ＪＰ，Ａ)
特開 昭57−127506（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B22D 11/00
B21B 3/02
B22D 11/108
B22D 11/12
C21D 8/00
C22C 38/00
C22C 38/18
C22C 38/28
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％でＣｒ：１６〜３５％を含有する
フェライト系ステンレス鋼において、 Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、 Ｎ ：０．００７０〜０．０５％、 Ａｌ：０．１５％以下 でかつ Ｔｉ（％）×Ｎ（％）：１．５×１０-4以上、 Ａｌ（％）／Ｔｉ（％）：０．１０超 である溶鋼を連続鋳造する際の溶鋼過熱度（溶鋼温度と
液相線温度の差）を５０℃以下として鋳造した連続鋳造
鋳片を、熱間圧延前の加熱温度Ｔ（℃）を１０５０〜１
２５０℃とし、かつ均熱時間ｔ(min) が下式を満足する
範囲で加熱後熱間圧延を行うことを特徴とする熱間圧延
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。ｔ≦−（６／５）・Ｔ＋１５６０ - 【請求項２】 Ｔｉを連続鋳造用モールド内へ添加する
ことを特徴とする請求項１に記載の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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08300395A JP3423815B2 (ja) | 1995-04-07 | 1995-04-07 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08300395A JP3423815B2 (ja) | 1995-04-07 | 1995-04-07 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08281380A JPH08281380A (ja) | 1996-10-29 |
| JP3423815B2 true JP3423815B2 (ja) | 2003-07-07 |
Family
ID=13790090
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08300395A Expired - Lifetime JP3423815B2 (ja) | 1995-04-07 | 1995-04-07 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3423815B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6160625B2 (ja) * | 2012-10-10 | 2017-07-12 | 日立金属株式会社 | 被削性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼及びそれからなる排気系部品 |
-
1995
- 1995-04-07 JP JP08300395A patent/JP3423815B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08281380A (ja) | 1996-10-29 |
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