JPH08281305A - 熱間圧延で表面疵の発生しないCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
熱間圧延で表面疵の発生しないCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH08281305A JPH08281305A JP8437695A JP8437695A JPH08281305A JP H08281305 A JPH08281305 A JP H08281305A JP 8437695 A JP8437695 A JP 8437695A JP 8437695 A JP8437695 A JP 8437695A JP H08281305 A JPH08281305 A JP H08281305A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 18Cr−8Niを基本成分とするCr−N
i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方法を提供する。 【構成】 18Cr−8Niを基本成分とし、Mn:
0.5〜2%、S:0.002〜.006%、Mn/S
>200である連続鋳造鋳片のオシレーションマーク谷
部における2mm×2mmの範囲に存在するNi濃度が平均
濃度の1.15倍以上の面積が1×10-4mm2 以下であ
るスラブを、熱間圧延に際し1000℃以上1270℃
以下の範囲で加熱し熱間圧延を行うことを特徴とする熱
間圧延で表面疵の発生しないCr−Ni系ステンレス鋼
の製造方法。
i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方法を提供する。 【構成】 18Cr−8Niを基本成分とし、Mn:
0.5〜2%、S:0.002〜.006%、Mn/S
>200である連続鋳造鋳片のオシレーションマーク谷
部における2mm×2mmの範囲に存在するNi濃度が平均
濃度の1.15倍以上の面積が1×10-4mm2 以下であ
るスラブを、熱間圧延に際し1000℃以上1270℃
以下の範囲で加熱し熱間圧延を行うことを特徴とする熱
間圧延で表面疵の発生しないCr−Ni系ステンレス鋼
の製造方法。
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
ま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。
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
ま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。
【0003】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、熱間圧延工程でほどんど検出され
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ヘゲ疵といわれるような疵が発生
することがある。このヘゲ疵のような疵は、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。
大きな割れとは別に、熱間圧延工程でほどんど検出され
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ヘゲ疵といわれるような疵が発生
することがある。このヘゲ疵のような疵は、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。
【0004】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。とくに、ヘゲ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5
7−16153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+
0.5Cu)-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。
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。とくに、ヘゲ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5
7−16153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+
0.5Cu)-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。
【0005】また、δ−フェライトの取扱いについて
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5
9−35620号公報等にのべられているが、耳割れを
防止し更にヘゲ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。
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5
9−35620号公報等にのべられているが、耳割れを
防止し更にヘゲ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。
【0006】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(Δ
T)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
熱炉挿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た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sol Alを規制しスラブ加
熱時の酸素濃度を0.5〜5%に規制しヘゲ疵を防止す
る技術を開示している。
−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(Δ
T)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
熱炉挿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た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sol Alを規制しスラブ加
熱時の酸素濃度を0.5〜5%に規制しヘゲ疵を防止す
る技術を開示している。
【0007】
【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
れやヘゲ疵といわれる疵を改善するにあたり、疵防止の
ための工程負荷増なく、さらに鋳片無手入れままで熱間
圧延時の疵発生を防止するCr−Ni系ステンレス鋼を
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
れやヘゲ疵といわれる疵を改善するにあたり、疵防止の
ための工程負荷増なく、さらに鋳片無手入れままで熱間
圧延時の疵発生を防止するCr−Ni系ステンレス鋼を
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】本発明の要旨とするとこ
ろは下記の通りである。すなわち、(1)重量%で18
%Cr−8%Niを基本成分とし、Mn:0.5〜2.
0%、S:0.002〜0.008%とし、Mn/S≧
200以上であるCr−Ni系ステンレス鋼の連続鋳造
鋳片の表層に存在するオシレーションマーク谷部で2mm
×2mmの範囲に存在するNi濃度が平均濃度の1.15
倍以上濃度の部分(Ni偏析部)の面積が0.4mm2 以
下で、かつNi偏析部に存在する直径1μm以上のMn
Sの面積が1×10-4mm2 以下であるスラブを、熱間圧
延に際し1000℃以上1270℃以下の範囲で加熱し
熱間圧延を行うことを特徴とする熱間圧延で表面疵の発
生しないCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法である。
上記18%Cr−8%Niは本発明の基本成分を表わし
たものであり、後述の実施例のように上下に変化する範
囲を含むものである。
ろは下記の通りである。すなわち、(1)重量%で18
%Cr−8%Niを基本成分とし、Mn:0.5〜2.
0%、S:0.002〜0.008%とし、Mn/S≧
200以上であるCr−Ni系ステンレス鋼の連続鋳造
鋳片の表層に存在するオシレーションマーク谷部で2mm
×2mmの範囲に存在するNi濃度が平均濃度の1.15
倍以上濃度の部分(Ni偏析部)の面積が0.4mm2 以
下で、かつNi偏析部に存在する直径1μm以上のMn
Sの面積が1×10-4mm2 以下であるスラブを、熱間圧
延に際し1000℃以上1270℃以下の範囲で加熱し
熱間圧延を行うことを特徴とする熱間圧延で表面疵の発
生しないCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法である。
上記18%Cr−8%Niは本発明の基本成分を表わし
たものであり、後述の実施例のように上下に変化する範
囲を含むものである。
【0009】
【作用】本発明によれば、熱間圧延時に発生する微細な
割れヘゲ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、18%Cr−8%Ni系
ステンレス鋼を中心とするオーステナイト系ステンレス
鋼の微小な割れやヘゲ疵に対してその防止方法を詳細に
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。
割れヘゲ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、18%Cr−8%Ni系
ステンレス鋼を中心とするオーステナイト系ステンレス
鋼の微小な割れやヘゲ疵に対してその防止方法を詳細に
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。
【0010】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、18%Cr−8%Niを基本成分とす
るCr−Ni系ステンレス鋼においては、熱間圧延前の
加熱条件が適切でない場合にδ/γ界面で割れが発生す
ることが多く、特に熱間圧延前の加熱時間が短い場合、
また加熱温度が高すぎる場合に発生することが判明し
た。この点からδ/γ界面で割れを防止するためには1
000℃以上1270℃以下で加熱を行うことが重要で
あることが判明した。1270℃を超える温度ではδフ
ェライトの体積分率が増加し、割れを助長する。また1
000℃未満ではδフェライトは消滅せずδ/γ界面で
の割れを防止することはできない。
を調査した結果、18%Cr−8%Niを基本成分とす
るCr−Ni系ステンレス鋼においては、熱間圧延前の
加熱条件が適切でない場合にδ/γ界面で割れが発生す
ることが多く、特に熱間圧延前の加熱時間が短い場合、
また加熱温度が高すぎる場合に発生することが判明し
た。この点からδ/γ界面で割れを防止するためには1
000℃以上1270℃以下で加熱を行うことが重要で
あることが判明した。1270℃を超える温度ではδフ
ェライトの体積分率が増加し、割れを助長する。また1
000℃未満ではδフェライトは消滅せずδ/γ界面で
の割れを防止することはできない。
【0011】上記のδ/γ界面での割れを防止してもヘ
ゲ疵が発生することがあり、この防止策を検討した結
果、割れはオーステナイト粒界に沿って割れること、割
れる箇所はスラブのオ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、オシレーションマーク谷部で割れが
発生する箇所には図1(a),(b)に示したような形
でオシレーションマーク谷部にNiが濃縮した部分が存
在することが判明した。
ゲ疵が発生することがあり、この防止策を検討した結
果、割れはオーステナイト粒界に沿って割れること、割
れる箇所はスラブのオ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、オシレーションマーク谷部で割れが
発生する箇所には図1(a),(b)に示したような形
でオシレーションマーク谷部にNiが濃縮した部分が存
在することが判明した。
【0012】このオシレーションマーク谷部のNi偏析
を明確にするために図2に示すように、オシレーション
マークの鋳造方向断面の2mm×2mmの範囲のNi濃度を
調査したところ、Ni濃縮部は平均Ni濃度(CNIAVE)
に比べて1.15倍以上濃化していることが明らかとな
った。このNi濃化領域をNi偏析部と定義し、さまざ
まなチャージに関してスラブエッジから100〜200
mmに位置するオシレーションの谷部について各5個のサ
ンプルを採取しNi偏析部の面積とヘゲ疵発生の対応と
取ると、図3に示すようにNi偏析部の面積が大きいほ
どヘゲ疵発生頻度が高くなることが判明し、Ni偏析部
の面積が0.4mm2 以下にするとヘゲ疵発生が低くなる
ことが判明した。
を明確にするために図2に示すように、オシレーション
マークの鋳造方向断面の2mm×2mmの範囲のNi濃度を
調査したところ、Ni濃縮部は平均Ni濃度(CNIAVE)
に比べて1.15倍以上濃化していることが明らかとな
った。このNi濃化領域をNi偏析部と定義し、さまざ
まなチャージに関してスラブエッジから100〜200
mmに位置するオシレーションの谷部について各5個のサ
ンプルを採取しNi偏析部の面積とヘゲ疵発生の対応と
取ると、図3に示すようにNi偏析部の面積が大きいほ
どヘゲ疵発生頻度が高くなることが判明し、Ni偏析部
の面積が0.4mm2 以下にするとヘゲ疵発生が低くなる
ことが判明した。
【0013】さらに、このオシレーションマーク谷部の
偏析について調査し、ヘゲ疵との関係を調査したところ
Niそのものが延性を低下させることと、Ni偏析部は
凝固時の濃化溶鋼であるため、不純物も濃化しており、
特にSの濃化が著しいことが判明した。Sは同時に濃化
したMnとMnSを形成したり粒界に偏析する。したが
ってNi偏析部は、局所的に低延性となり割れが発生し
易く熱延時割れが生じ、ヘゲ疵となることが考えられ
る。
偏析について調査し、ヘゲ疵との関係を調査したところ
Niそのものが延性を低下させることと、Ni偏析部は
凝固時の濃化溶鋼であるため、不純物も濃化しており、
特にSの濃化が著しいことが判明した。Sは同時に濃化
したMnとMnSを形成したり粒界に偏析する。したが
ってNi偏析部は、局所的に低延性となり割れが発生し
易く熱延時割れが生じ、ヘゲ疵となることが考えられ
る。
【0014】本発明者らは、この熱間圧延時の割れによ
るヘゲ疵防止の観点から、オシレーションマーク部の下
部に析出するMnSと延性の関係を調査した。MnSの
測定方法は連続鋳造鋳片の鋳造方向表層部から採取した
サンプルをアルミナ研磨した後、オシレーションマーク
谷部の2mm×2mmの範囲をEPMAにてNiと同時にM
n及びSを面分析した。EPMAの測定条件は、本願発
明においては加速電圧15kv、照射電流5μAでNi,
Mn,Sを測定し、以下の条件でMnSの析出量とNi
偏析を判定する。 Ni偏析:Ni平均濃度の1.15以上の濃度を有する
部分。 MnS:Mn平均濃度の1.1倍以上とS平均濃度(S
濃度が低い場合はバクグランド)の5倍以上が存在する
測定点をMnSとした。
るヘゲ疵防止の観点から、オシレーションマーク部の下
部に析出するMnSと延性の関係を調査した。MnSの
測定方法は連続鋳造鋳片の鋳造方向表層部から採取した
サンプルをアルミナ研磨した後、オシレーションマーク
谷部の2mm×2mmの範囲をEPMAにてNiと同時にM
n及びSを面分析した。EPMAの測定条件は、本願発
明においては加速電圧15kv、照射電流5μAでNi,
Mn,Sを測定し、以下の条件でMnSの析出量とNi
偏析を判定する。 Ni偏析:Ni平均濃度の1.15以上の濃度を有する
部分。 MnS:Mn平均濃度の1.1倍以上とS平均濃度(S
濃度が低い場合はバクグランド)の5倍以上が存在する
測定点をMnSとした。
【0015】上記の方法によって各種の連続鋳造鋳片の
オシレーションマーク谷部のMnSの析出量を調査し、
Ni偏析部との関係及び高温延性との関係を調査した。
高温延性は鋳片表層部からオシレーションを残したまま
厚さ(スラブ厚み方向)3mm、幅(鋳造方向に直角方
向)20mm、長さ(鋳造方向に平行方向)130mmの引
張試験片を採取し、1100℃に加熱後6mm引張り、断
面の割れ個数を測定して、偏析との対応を調査した。そ
の結果、Ni偏析部以外のMnS析出は割れ発生とは大
きく関係せず、割れ発生には図4に示すようにNi偏析
部のMnS析出量が大きく関係することが判明した。特
にNi偏析部におけるMnS面積が1×10-4mm2 以下
になると、割れ感受性は大きく低下する。このようなN
i偏析部面積率が10%以下でかつNi偏析部における
MnS量が1×10-4mm2 以下の鋳片を無手入れのまま
熱間圧延を行ってもヘゲ疵が発生しなくなることが判明
した。
オシレーションマーク谷部のMnSの析出量を調査し、
Ni偏析部との関係及び高温延性との関係を調査した。
高温延性は鋳片表層部からオシレーションを残したまま
厚さ(スラブ厚み方向)3mm、幅(鋳造方向に直角方
向)20mm、長さ(鋳造方向に平行方向)130mmの引
張試験片を採取し、1100℃に加熱後6mm引張り、断
面の割れ個数を測定して、偏析との対応を調査した。そ
の結果、Ni偏析部以外のMnS析出は割れ発生とは大
きく関係せず、割れ発生には図4に示すようにNi偏析
部のMnS析出量が大きく関係することが判明した。特
にNi偏析部におけるMnS面積が1×10-4mm2 以下
になると、割れ感受性は大きく低下する。このようなN
i偏析部面積率が10%以下でかつNi偏析部における
MnS量が1×10-4mm2 以下の鋳片を無手入れのまま
熱間圧延を行ってもヘゲ疵が発生しなくなることが判明
した。
【0016】オシレーションマーク谷部のNi偏析部の
面積率並びにMnS量を低減するためには鋳造板厚に応
じた鋳造条件等の適正化が重要であり、特に湯面変動の
抑制及びオシレーションストローク、サイクル、および
鋳造速度、並びにパウダー組成を制御することで凝固初
期のシェルの発達を促し、オシレーションマーク谷部の
Ni偏析部への濃化溶鋼の流入が小さくなるようにす
る。
面積率並びにMnS量を低減するためには鋳造板厚に応
じた鋳造条件等の適正化が重要であり、特に湯面変動の
抑制及びオシレーションストローク、サイクル、および
鋳造速度、並びにパウダー組成を制御することで凝固初
期のシェルの発達を促し、オシレーションマーク谷部の
Ni偏析部への濃化溶鋼の流入が小さくなるようにす
る。
【0017】以上のように、オシレーションマーク谷部
に存在するNi偏析部の面積率を小さくしかつNi偏析
部に存在するMnSの析出量を低減すれば鋳片を無手入
れのまま熱間圧延を行ってもヘゲ疵を防止することが可
能となった。
に存在するNi偏析部の面積率を小さくしかつNi偏析
部に存在するMnSの析出量を低減すれば鋳片を無手入
れのまま熱間圧延を行ってもヘゲ疵を防止することが可
能となった。
【0018】以下に本願発明における限定理由を述べ
る。 Mn:0.5〜2.0% MnはSをMnSとして固定し偏析するSを低減させる
有効な元素であり、0.5%以上の添加が必要である。
0.5%以下では鋳造後の冷却時に生成したMnSが熱
間圧延前の加熱時に再溶解し偏析Sが増加すること、さ
らに再溶解した偏析Sが熱間圧延中に固定されないため
割れを発生させ疵が多発するため、0.5%以上の添加
が必要である。また、本発明のようなオシレーションマ
ーク谷部の偏析を問題にする場合は、通常のMn/Sの
比では割れは防止できず、Mn/Sで200以上となる
Mn添加が必要である。本発明で目的としている鋳片無
手入れままでは、S量から考えて2.0%のMn量があ
れば十分であり、それゆえ上限を2.0%とした。
る。 Mn:0.5〜2.0% MnはSをMnSとして固定し偏析するSを低減させる
有効な元素であり、0.5%以上の添加が必要である。
0.5%以下では鋳造後の冷却時に生成したMnSが熱
間圧延前の加熱時に再溶解し偏析Sが増加すること、さ
らに再溶解した偏析Sが熱間圧延中に固定されないため
割れを発生させ疵が多発するため、0.5%以上の添加
が必要である。また、本発明のようなオシレーションマ
ーク谷部の偏析を問題にする場合は、通常のMn/Sの
比では割れは防止できず、Mn/Sで200以上となる
Mn添加が必要である。本発明で目的としている鋳片無
手入れままでは、S量から考えて2.0%のMn量があ
れば十分であり、それゆえ上限を2.0%とした。
【0019】S:0.002〜0.008% 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
ヘゲ疵を発生させるため、含有量は低いほど望ましい。
しかし低すぎると溶接性が不良になるため、20ppm 以
上は必要であり、また80ppm を超えるとオシレーショ
ンマーク谷部以外の熱間加工性が劣化し疵が発生しやす
く、鋳片無手入れが困難となるので上限を0.008%
とした。
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
ヘゲ疵を発生させるため、含有量は低いほど望ましい。
しかし低すぎると溶接性が不良になるため、20ppm 以
上は必要であり、また80ppm を超えるとオシレーショ
ンマーク谷部以外の熱間加工性が劣化し疵が発生しやす
く、鋳片無手入れが困難となるので上限を0.008%
とした。
【0020】
【実施例】本発明の実施例として、表1に示す成分及び
オシレーションマーク谷部のNi偏析部の面積及びMn
S面積を有する鋳片A〜Nを、表1に示す温度で加熱し
通常条件で熱間圧延し巻取り〜酸洗〜冷延による薄板を
製造する方法を実施し、ヘゲ疵の発生状況を評価した。
オシレーションマーク谷部のNi偏析部の面積及びMn
S面積を有する鋳片A〜Nを、表1に示す温度で加熱し
通常条件で熱間圧延し巻取り〜酸洗〜冷延による薄板を
製造する方法を実施し、ヘゲ疵の発生状況を評価した。
【0021】本発明法によるA〜H鋼はヘゲ疵の発生が
なく良好な成品が得られた。これに対し、I〜N鋼では
高S、低Mn/S、高Ni偏析部率等によるオシレーシ
ョンマーク谷部延性不良、またはδフェライト起因によ
るヘゲ疵を生じたことにより、成品歩留まりの低下なら
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
との差が著しいことが明確になり、本願発明の効果が明
らかとなった。
なく良好な成品が得られた。これに対し、I〜N鋼では
高S、低Mn/S、高Ni偏析部率等によるオシレーシ
ョンマーク谷部延性不良、またはδフェライト起因によ
るヘゲ疵を生じたことにより、成品歩留まりの低下なら
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
との差が著しいことが明確になり、本願発明の効果が明
らかとなった。
【0022】
【表1】
【0023】
【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
よるヘゲ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
よるヘゲ疵の発生を防止することが可能になった。
【図1】連続鋳造されたスラブの外観概略図とスラブ表
面のオシレーションマーク谷部のNi偏析部を示す断面
模式図である。
面のオシレーションマーク谷部のNi偏析部を示す断面
模式図である。
【図2】オシレーションマーク谷部の偏析を調査する部
位を示す概略図である。
位を示す概略図である。
【図3】オシレーションマーク谷部2mm×2mmの部位に
おけるNi偏析部の面積とヘゲ疵発生の関係を示す図で
ある。
おけるNi偏析部の面積とヘゲ疵発生の関係を示す図で
ある。
【図4】オシレーションマーク谷部のNi偏析部のMn
S析出量と高温延性の関係を示す図である。
S析出量と高温延性の関係を示す図である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 FI 技術表示箇所 C21D 9/00 101 9352−4K C21D 9/00 101A 9/46 9/46 Q
Claims (1)
- 【請求項1】 重量%で18%Cr−8%Niを基本成
分とし、0.5〜2.0%のMnと、0.002〜0.
008%のSを含有し、かつMn/Sが200以上であ
るCr−Ni系ステンレス鋼の連続鋳造鋳片であって、
その表層に存在するオシレーションマーク谷部における
2mm×2mmの範囲に存在するNi濃度が平均濃度の1.
15倍以上濃度の部分(Ni偏析部)の面積が0.4mm
2 以下で、かつNi偏析部に存在する直径1μm以上の
MnSの面積が1×10-4mm2以下であり、このスラブ
を、熱間圧延に際し1000℃以上1270℃以下の範
囲で加熱し熱間圧延を行うことを特徴とする熱間圧延で
表面疵の発生しないCr−Ni系ステンレス鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8437695A JPH08281305A (ja) | 1995-04-10 | 1995-04-10 | 熱間圧延で表面疵の発生しないCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8437695A JPH08281305A (ja) | 1995-04-10 | 1995-04-10 | 熱間圧延で表面疵の発生しないCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH08281305A true JPH08281305A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=13828828
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8437695A Pending JPH08281305A (ja) | 1995-04-10 | 1995-04-10 | 熱間圧延で表面疵の発生しないCr−Ni系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH08281305A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000202518A (ja) * | 1999-01-08 | 2000-07-25 | Sms Schloeman Siemag Ag | 連続鋳造設備から製造された鋳造ストランドの振動きずを有している表面をデスケ―リングする方法および装置 |
JP2020164905A (ja) * | 2019-03-28 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | ステンレス鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-04-10 JP JP8437695A patent/JPH08281305A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000202518A (ja) * | 1999-01-08 | 2000-07-25 | Sms Schloeman Siemag Ag | 連続鋳造設備から製造された鋳造ストランドの振動きずを有している表面をデスケ―リングする方法および装置 |
JP4637986B2 (ja) * | 1999-01-08 | 2011-02-23 | エス・エム・エス・ジーマーク・アクチエンゲゼルシャフト | 連続鋳造設備から製造された鋳造ストランドの振動きずを有している表面をデスケーリングする方法および装置 |
JP2020164905A (ja) * | 2019-03-28 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | ステンレス鋼板およびその製造方法 |
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A131 | Notification of reasons for refusal |
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A02 | Decision of refusal |
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