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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Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
%、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℃
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。
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。
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。
→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。
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。
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。
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。
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。
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。
量の影響を示す図である。
過熱度(溶鋼温度と液相線温度との差)を示す図であ
る。
化に及ぼすTi量とN量の関係を示した図である。
及ぼす加熱条件の影響を示した図である。
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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