JPH0332604B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPH0332604B2 JPH0332604B2 JP10988283A JP10988283A JPH0332604B2 JP H0332604 B2 JPH0332604 B2 JP H0332604B2 JP 10988283 A JP10988283 A JP 10988283A JP 10988283 A JP10988283 A JP 10988283A JP H0332604 B2 JPH0332604 B2 JP H0332604B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cooling
- stainless steel
- temperature
- slab
- cracks
- Prior art date
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は含ニオブフエライト系ステンレス鋼連
続鋳造鋳片（以下「連続片」という。）を冷却す
る方法に関するものである。 （従来技術） SUS430鋼で代表されるフエライト系ステンレ
ス鋼は高価なNiを大量に含まず従つて安価であ
るため、自動車外装部品や建築内装品などの比較
的マイルドな腐食環境で表面の美麗さを要求され
た用途に広く用いられている。しかし、SUS304
鋼で代表されるオーステナイト系ステンレス鋼に
比べて一般的に耐食性が劣るため用途が限定され
ていた。 また、フエライト系ステンレス鋼は、部品製造
において絞り加工や引張り加工を受けるとリジン
グまたはローピングと称される凹凸の縞模様が発
生して外観を著しく損なうという欠点を有してい
た。 これに対して本出願人は、NbとCuを複合添加
して特に光輝焼純仕上げで耐銹性を向上させたフ
エライト系ステンレス鋼を発明し（特開昭57−
140860号公報）さらにＮ量をはじめとする成分を
厳密に管理しかつ熱延条件と粗焼鈍条件を限定し
て事実上リジングの全くないフエライト系ステン
レス鋼板の製造方法を発明した（特願昭57−
82281）。これらの発明によるフエライト系ステン
レス鋼はSUS304鋼と全く同様に使用することが
可能となつたばかりでなく溶接部熱影響部の耐食
性劣化がないことや応力腐食割れ感受性がないこ
とからむしろSUS304鋼の使用分野以外でも使用
が可能となるなど、安価なフエライト系ステンレ
ス鋼の使用範囲を著しく拡大した。 しかし、この含Nbフエライト系ステンレス鋼
は以上述べたような多くの利点を有しているもの
の、連続鋳造による鋳片が冷却時に割れ易いとい
う欠点を有している。即ち、含Nbフエライト系
ステンレス鋼の連鋳片は、冷却途中で横方向に割
れを生じたり、熱延のための再加熱中に折損して
圧延を中止せざるを得ない事故が発生し易い。ま
た割れが軽微でたとえ圧延が終了しても著しい山
へげ状の疵や貫通孔が商品価値をなくしてしまう
ことが起き易い。 これに対して従来は徐冷炉等で800℃付近から
100℃付近までを徐冷する方法や、鋳片の遷移温
度が300℃付近にあることから300℃以下に冷却す
ることなく再加熱する方法（特開昭58−39732号
公報）。また鋳片の引張り強さが150℃以下で熱応
力よりも小さくなることから150℃以下に冷却す
ることなく再加熱する方法（特開昭54−128464号
公報）が開示されている。 これらの方法は、いずれも実用的でなかつた
り、不完全で最適方法とは言えない。即ち、まず
徐冷するという方法は、その速度を５℃／hr程度
まで低下しても効果がなく、たとえそれ以下にす
ることで効果があつたとしてもコスト的に不利で
ある。300℃以下に冷却しないという対策は割れ
発生に対しては後述する考え方に基づいて適切な
方法であると思われるが、300℃以上では鋳片の
表面精整ができないという、表面の品質が重視さ
れるステンレス鋼にとつては重大な欠点を有して
いる。また150℃以下に冷却しないという対策は、
熱応力そのものが鋼の微量成分や鋳造方法、冷却
方法に依存して大きく変わるなど完全な方法とは
言えない。また、冷片にすることができないとい
うことは製造工程の自由度を著しく制限するもの
で、製造上からは重大な欠点であるということが
できる。 （発明の目的） 本発明は以上のような欠点のない実用的な鋳片
の冷却方法を提供することを目的とするものであ
る。 （発明の構成・作用） 本発明者らは、連鋳片の割れの原因について種
種調査を重ねた結果、含Nbフエライト系ステン
レス鋼の連鋳片の粒界には、板状のNb炭化物が
しだの葉状に粗大に析出しており、その部分を起
点として割れが発生していることを見出した。さ
らに起点付近では粒界割れであるが、大きな全体
の割れは主として脆性破壊であること、そして微
細な粒界割れは大きな割れ以外に鋳片内に多数存
在していることを発見した。このような事実から
鋳片割れは、粗大なしだの葉状析出物のある粒界
が冷却時の熱応力によつて粒界割れを起こし、そ
の割れ部分に応力が集中し、その状態で遷移温度
以下になつた場合に脆性的に大きな割れに至るも
のと考察した。このような考察に基づくと遷移温
度以下に下げないという対策は、微細な粒界割れ
はたとえ発生しても（このような微細割れは圧延
時に圧着されるので問題がない）大きな割れに至
らないということで、理論にかなつており、非常
に適切な方法であると言える。含Nbフエライト
系ステンレス鋼連鋳片の遷移温度は、実験室的に
測定すると約300℃であるので、300℃以下に下げ
ないという対策は容易に考えられる。 一方、このような考察に基づくと鋳片割れが単
なる引張強さの差で起こる延性破断でないことか
らたとえ含Nbフエライト系ステンレス鋼鋳片の
引張強さが150℃以下で熱応力より小さくなると
して150℃以下に下げないという対策をとつても
鋳片割れを防止できないこともまた良く理解でき
る。 本発明者らは、以上の考えに基づき含Nbフエ
ライト系ステンレス鋼連鋳片の割れの起点をなく
す方法を種々検討した結果、割れの起点としての
感受性は粒界に析出した析出物の形態との関係が
大きいことを見出し本発明を成しとげた。 本発明の要旨とするところはNbを0.1％以上、
Crを10％以上含む含Nbフエライト系ステンレス
鋼連続鋳造鋳片を300℃以下に冷却することなく、
一旦800℃以上1300℃以下の温度で１時間以上10
時間以下加熱し、しかる後平均冷却速度40℃／hr
以下の冷却速度で300℃まで冷却し、冷片とする
ことを特徴とする含ニオブフエライト系ステンレ
ス鋼連鋳片の冷却方法にある。 以下に調査結果に基づいて説明する。 割れの発生した鋳片を詳細に調査すると割れの
起きた粒界は主としてしだの葉状析出物が認めら
れ、球状ないし針状の析出物の多い粒界には割れ
の発生がなかつた。これに基づきしだの葉状析出
物の状態を変えるために圧下その他の方法も含め
種々検討した結果、800℃以上に望ましくは900℃
以上に１時間以上加熱することで可能であるとの
結果を得た。800℃以上でかなりの部分の析出物
の形態が変わるが、一部にしだの葉状で残るので
全体の析出物形態を変え得る900℃以上が望まし
い。しかし、このように単に析出物の形態を変え
ただけでは不充分であつた。即ち800℃以上では
炭素の一部がまだ鋼中に固溶しているものと推定
され、冷却過程でしだの葉状に、あるいはしだの
葉状析出物と同程度の割れ感受性を有する形態の
析出物として析出するためではないかと思われ
る。このため冷却の条件を検討した結果、加熱温
度から300℃までの平均冷却速度を40℃／hr以下
の徐冷を実施すれば粒界析出物の形態は球状ない
し針状に変化し、かつ粒内の析出も増加した。こ
の結果、鋳片を常温まで冷却しても割れの発生は
なくなつた。 次に本発明の構成要件の限定理由を示す。 Nb量が0.1％未満では鋳片の粒界にしだの葉状
析出物ができず、かつ鋳片割れの発生頻度も低い
ことから、0.1％以上とした。 Crは10％未満ではステンレス鋼としての基本
的な耐食性を維持できないので10％以上に限定し
た。 加熱前の鋳片の取扱い温度は300℃以下に冷却
すると脆性領域になるため割れが顕在化するた
め、300℃以下に冷却することなく再加熱するこ
とと限定した。 加熱処理温度は800℃未満ではしだの葉状析出
物の形態を変えるのには長時間を要するため、ま
た1300℃を超える温度域では結晶粒が粗大化して
冷延後の品質が劣化するため800℃以上1300℃以
下とした。 加熱時間は１時間未満では効果が少なく、10時
間を超えると結晶粒の粗大化による最終製品での
品質劣化がある上コスト的に不利であるので１時
間以上10時間以下とした。 冷却速度は40℃／hrを超える速度ではしだの葉
状析出物の形態を変化させた効果が小さくなるた
め40℃／hr以下とした。 （実施例） 次に実施例を示す。 16％Cr−0.4Nb、19％Cr−0.4％Nbおよび19％
Cr−0.6％Nbを代表成分とする３種の含Nbフエ
ライト系ステンレス鋼連続鋳造鋳片を種種の冷却
方法で冷却して冷片にした後、再び加熱して熱間
圧延を行なつた。その結果、鋳片の割れの発生の
有無を第１表に示した。第１表において、No.１〜
６の加熱処理鋳片は鋳造自然空冷し表面温度が
350〜700℃の間で、事前に所定温度に加熱した加
熱炉中に装入し再加熱した。加熱後は、所定の平
均冷速で250℃まで制御冷却し、それ以降は自然
空冷により室温まで空冷し冷片とした。No.７の無
加熱材はそのまま室温まで空冷し冷却とした。第
１表の割れ発生率の欄の（ ）内には全鋼種の割
れ鋳片数と全圧延数の比を分数で示した。本発明
方法では冷片にしても全く割れが発生しなかつ
た。
続鋳造鋳片（以下「連続片」という。）を冷却す
る方法に関するものである。 （従来技術） SUS430鋼で代表されるフエライト系ステンレ
ス鋼は高価なNiを大量に含まず従つて安価であ
るため、自動車外装部品や建築内装品などの比較
的マイルドな腐食環境で表面の美麗さを要求され
た用途に広く用いられている。しかし、SUS304
鋼で代表されるオーステナイト系ステンレス鋼に
比べて一般的に耐食性が劣るため用途が限定され
ていた。 また、フエライト系ステンレス鋼は、部品製造
において絞り加工や引張り加工を受けるとリジン
グまたはローピングと称される凹凸の縞模様が発
生して外観を著しく損なうという欠点を有してい
た。 これに対して本出願人は、NbとCuを複合添加
して特に光輝焼純仕上げで耐銹性を向上させたフ
エライト系ステンレス鋼を発明し（特開昭57−
140860号公報）さらにＮ量をはじめとする成分を
厳密に管理しかつ熱延条件と粗焼鈍条件を限定し
て事実上リジングの全くないフエライト系ステン
レス鋼板の製造方法を発明した（特願昭57−
82281）。これらの発明によるフエライト系ステン
レス鋼はSUS304鋼と全く同様に使用することが
可能となつたばかりでなく溶接部熱影響部の耐食
性劣化がないことや応力腐食割れ感受性がないこ
とからむしろSUS304鋼の使用分野以外でも使用
が可能となるなど、安価なフエライト系ステンレ
ス鋼の使用範囲を著しく拡大した。 しかし、この含Nbフエライト系ステンレス鋼
は以上述べたような多くの利点を有しているもの
の、連続鋳造による鋳片が冷却時に割れ易いとい
う欠点を有している。即ち、含Nbフエライト系
ステンレス鋼の連鋳片は、冷却途中で横方向に割
れを生じたり、熱延のための再加熱中に折損して
圧延を中止せざるを得ない事故が発生し易い。ま
た割れが軽微でたとえ圧延が終了しても著しい山
へげ状の疵や貫通孔が商品価値をなくしてしまう
ことが起き易い。 これに対して従来は徐冷炉等で800℃付近から
100℃付近までを徐冷する方法や、鋳片の遷移温
度が300℃付近にあることから300℃以下に冷却す
ることなく再加熱する方法（特開昭58−39732号
公報）。また鋳片の引張り強さが150℃以下で熱応
力よりも小さくなることから150℃以下に冷却す
ることなく再加熱する方法（特開昭54−128464号
公報）が開示されている。 これらの方法は、いずれも実用的でなかつた
り、不完全で最適方法とは言えない。即ち、まず
徐冷するという方法は、その速度を５℃／hr程度
まで低下しても効果がなく、たとえそれ以下にす
ることで効果があつたとしてもコスト的に不利で
ある。300℃以下に冷却しないという対策は割れ
発生に対しては後述する考え方に基づいて適切な
方法であると思われるが、300℃以上では鋳片の
表面精整ができないという、表面の品質が重視さ
れるステンレス鋼にとつては重大な欠点を有して
いる。また150℃以下に冷却しないという対策は、
熱応力そのものが鋼の微量成分や鋳造方法、冷却
方法に依存して大きく変わるなど完全な方法とは
言えない。また、冷片にすることができないとい
うことは製造工程の自由度を著しく制限するもの
で、製造上からは重大な欠点であるということが
できる。 （発明の目的） 本発明は以上のような欠点のない実用的な鋳片
の冷却方法を提供することを目的とするものであ
る。 （発明の構成・作用） 本発明者らは、連鋳片の割れの原因について種
種調査を重ねた結果、含Nbフエライト系ステン
レス鋼の連鋳片の粒界には、板状のNb炭化物が
しだの葉状に粗大に析出しており、その部分を起
点として割れが発生していることを見出した。さ
らに起点付近では粒界割れであるが、大きな全体
の割れは主として脆性破壊であること、そして微
細な粒界割れは大きな割れ以外に鋳片内に多数存
在していることを発見した。このような事実から
鋳片割れは、粗大なしだの葉状析出物のある粒界
が冷却時の熱応力によつて粒界割れを起こし、そ
の割れ部分に応力が集中し、その状態で遷移温度
以下になつた場合に脆性的に大きな割れに至るも
のと考察した。このような考察に基づくと遷移温
度以下に下げないという対策は、微細な粒界割れ
はたとえ発生しても（このような微細割れは圧延
時に圧着されるので問題がない）大きな割れに至
らないということで、理論にかなつており、非常
に適切な方法であると言える。含Nbフエライト
系ステンレス鋼連鋳片の遷移温度は、実験室的に
測定すると約300℃であるので、300℃以下に下げ
ないという対策は容易に考えられる。 一方、このような考察に基づくと鋳片割れが単
なる引張強さの差で起こる延性破断でないことか
らたとえ含Nbフエライト系ステンレス鋼鋳片の
引張強さが150℃以下で熱応力より小さくなると
して150℃以下に下げないという対策をとつても
鋳片割れを防止できないこともまた良く理解でき
る。 本発明者らは、以上の考えに基づき含Nbフエ
ライト系ステンレス鋼連鋳片の割れの起点をなく
す方法を種々検討した結果、割れの起点としての
感受性は粒界に析出した析出物の形態との関係が
大きいことを見出し本発明を成しとげた。 本発明の要旨とするところはNbを0.1％以上、
Crを10％以上含む含Nbフエライト系ステンレス
鋼連続鋳造鋳片を300℃以下に冷却することなく、
一旦800℃以上1300℃以下の温度で１時間以上10
時間以下加熱し、しかる後平均冷却速度40℃／hr
以下の冷却速度で300℃まで冷却し、冷片とする
ことを特徴とする含ニオブフエライト系ステンレ
ス鋼連鋳片の冷却方法にある。 以下に調査結果に基づいて説明する。 割れの発生した鋳片を詳細に調査すると割れの
起きた粒界は主としてしだの葉状析出物が認めら
れ、球状ないし針状の析出物の多い粒界には割れ
の発生がなかつた。これに基づきしだの葉状析出
物の状態を変えるために圧下その他の方法も含め
種々検討した結果、800℃以上に望ましくは900℃
以上に１時間以上加熱することで可能であるとの
結果を得た。800℃以上でかなりの部分の析出物
の形態が変わるが、一部にしだの葉状で残るので
全体の析出物形態を変え得る900℃以上が望まし
い。しかし、このように単に析出物の形態を変え
ただけでは不充分であつた。即ち800℃以上では
炭素の一部がまだ鋼中に固溶しているものと推定
され、冷却過程でしだの葉状に、あるいはしだの
葉状析出物と同程度の割れ感受性を有する形態の
析出物として析出するためではないかと思われ
る。このため冷却の条件を検討した結果、加熱温
度から300℃までの平均冷却速度を40℃／hr以下
の徐冷を実施すれば粒界析出物の形態は球状ない
し針状に変化し、かつ粒内の析出も増加した。こ
の結果、鋳片を常温まで冷却しても割れの発生は
なくなつた。 次に本発明の構成要件の限定理由を示す。 Nb量が0.1％未満では鋳片の粒界にしだの葉状
析出物ができず、かつ鋳片割れの発生頻度も低い
ことから、0.1％以上とした。 Crは10％未満ではステンレス鋼としての基本
的な耐食性を維持できないので10％以上に限定し
た。 加熱前の鋳片の取扱い温度は300℃以下に冷却
すると脆性領域になるため割れが顕在化するた
め、300℃以下に冷却することなく再加熱するこ
とと限定した。 加熱処理温度は800℃未満ではしだの葉状析出
物の形態を変えるのには長時間を要するため、ま
た1300℃を超える温度域では結晶粒が粗大化して
冷延後の品質が劣化するため800℃以上1300℃以
下とした。 加熱時間は１時間未満では効果が少なく、10時
間を超えると結晶粒の粗大化による最終製品での
品質劣化がある上コスト的に不利であるので１時
間以上10時間以下とした。 冷却速度は40℃／hrを超える速度ではしだの葉
状析出物の形態を変化させた効果が小さくなるた
め40℃／hr以下とした。 （実施例） 次に実施例を示す。 16％Cr−0.4Nb、19％Cr−0.4％Nbおよび19％
Cr−0.6％Nbを代表成分とする３種の含Nbフエ
ライト系ステンレス鋼連続鋳造鋳片を種種の冷却
方法で冷却して冷片にした後、再び加熱して熱間
圧延を行なつた。その結果、鋳片の割れの発生の
有無を第１表に示した。第１表において、No.１〜
６の加熱処理鋳片は鋳造自然空冷し表面温度が
350〜700℃の間で、事前に所定温度に加熱した加
熱炉中に装入し再加熱した。加熱後は、所定の平
均冷速で250℃まで制御冷却し、それ以降は自然
空冷により室温まで空冷し冷片とした。No.７の無
加熱材はそのまま室温まで空冷し冷却とした。第
１表の割れ発生率の欄の（ ）内には全鋼種の割
れ鋳片数と全圧延数の比を分数で示した。本発明
方法では冷片にしても全く割れが発生しなかつ
た。
【表】
【表】
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明により割れの発生
しやすい含Nbフエライト系ステンレス鋼も通挫
のステンレス鋼同様に冷片にすることが可能とな
るので、製造工程の自由度を奪うことなく製造で
きその工業的利益は非常に大きい。
しやすい含Nbフエライト系ステンレス鋼も通挫
のステンレス鋼同様に冷片にすることが可能とな
るので、製造工程の自由度を奪うことなく製造で
きその工業的利益は非常に大きい。
Claims (1)
- １ Nbを0.1％以上、Crを10％以上含む含Nbフ
エライト系ステンレス鋼連続鋳造鋳片を300℃以
下に冷却することなく、一旦800℃以上1300℃以
下の温度で１時間以上10時間以下加熱し、しかる
後平均冷却速度40℃／hr以下の冷却速度で300℃
まで冷却し、冷片とすることを特徴とする含ニオ
ブフエライト系ステンレス鋼連鋳片の冷却方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10988283A JPS602628A (ja) | 1983-06-18 | 1983-06-18 | 含ニオブフエライト系ステンレス鋼連鋳片の冷却方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10988283A JPS602628A (ja) | 1983-06-18 | 1983-06-18 | 含ニオブフエライト系ステンレス鋼連鋳片の冷却方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS602628A JPS602628A (ja) | 1985-01-08 |
| JPH0332604B2 true JPH0332604B2 (ja) | 1991-05-14 |
Family
ID=14521550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10988283A Granted JPS602628A (ja) | 1983-06-18 | 1983-06-18 | 含ニオブフエライト系ステンレス鋼連鋳片の冷却方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS602628A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4624691B2 (ja) * | 2004-02-13 | 2011-02-02 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼鋳片の製造方法 |
| JP5254130B2 (ja) * | 2009-05-28 | 2013-08-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性脆性遷移温度が１６０℃以上となるスラブ鋳片の冷却時における鋳片取扱方法 |
-
1983
- 1983-06-18 JP JP10988283A patent/JPS602628A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS602628A (ja) | 1985-01-08 |
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