JPH0448865B2

JPH0448865B2 -

Info

Publication number: JPH0448865B2
Application number: JP15255585A
Authority: JP
Inventors: Setsuo Kakihara; Makoto Kobayashi; Hiroyuki Kakiuchi; Akya Yagishima; Keiichi Yoshioka
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1985-07-12
Filing date: 1985-07-12
Publication date: 1992-08-07
Also published as: JPS6213556A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、ステンレス合金鋼、特に、熱間圧延
時に割れによる表面疵の発生が少ないステンレス
合金鋼およびそのスラブ加熱方法に関するもので
ある。（従来の技術）ステンレス合金鋼を熱間圧延する際に問題とな
る主な表面欠陥の一つに通常線ヘゲ（スリバー）
と呼ばれている線状のヘゲ疵がある。この欠陥は
冷間圧延しても消失せず、また、多くの場合、熱
延コイルでは発見できない微細なヘゲ疵が冷間圧
延で顕著化するため大きな問題となつている。表
面品質が重要視されるステンレス合金鋼では、上
述の欠陥は致命的であり、歩留まり低下のため、
大幅なコストアツプを招いている。上述の欠陥発生の理論的解明は必ずしも十分で
はないが、一般的には、鋳造擬固時の旧オーステ
ナイト粒界の脆化に起因していると考えられてい
る。これは、旧オーステナイト粒界には硫黄や酸
素が濃化しており、加熱中に硫化物、酸化物が生
成し、これが熱間圧延時に脆化を促進し、小さな
割れが生じ、ヘゲ疵となつていると推定されてい
る。そのため、これを防止するには、鋼中の硫黄
や酸素含有量を低減するか、無害化する必要があ
つた。上述したように、熱間圧延時の割れによる表面
疵の発生を防止するには、鋼中の硫黄および酸素
の含有量を極力低減することが効果的であるが、
現実的にはコスト高となり、低減にも限度があ
る。従来、熱延時の割れを防止する方法として特開
昭57−16153号公報に記載されているように、
δCal（δフエライト量の計算値）＝３（Cr＋Mo＋
1.5Si＋0.5Nb）−2.8（Ni＋1/2Mn＋1/2Cu）−84
（Ｃ＋Ｎ）−19.8で決まるδCalを4.0％以下にする
方法、特開昭57−127506号公報に記載されている
ように、連鋳時の溶鋼加熱度ΔT（液相線温度と
鋳造温度の差）とＮ値の積に応じて加熱炉のスラ
ブ加熱温度を調整する方法、Ti等の特殊成分を
添加して熱間強度の向上を図る方法等が知られて
いる。第１の方法は、熱延時の脆化原因であるδフエ
ライトの計算値δCalを4.0％以下に押さえようと
するものである。しかし、実際にはステンレス合
金鋼の成分は機械的特性、耐食性等を考慮して設
定されるもので、δCal値をＯ近傍に合わせるこ
とを、多くの鋼種について満足させることは難し
い。さらにステンレス合金鋼溶製時において目標
設定成分に100％適中させることは難しく、実用
上問題がある。また、第２の方法はチヤージ毎あ
るいは連続鋳造中、ΔT及びＮ量は変化し、雑多
の覆歴を持つスラブを同時に多数加熱する必要の
ある加熱炉の操業で、全スラブを対象に制御する
ことは実際上不可能である。さらに、第３の特殊成分の添加、例えばTi添
加は、介在物増加によりストリンガー疵等の疵が
増加するし、高価な特殊合金成分添加によるコス
トアツプが著しい。（発明が解決しようとする問題点）本発明は、上述した熱間圧延時に、鋼中の硫黄
や酸素を無害化して割れによる表面疵の発生を防
止し得るステンレス合金鋼を提供しようとするも
のである。（問題点を解決するための手段）本発明は、Ｃ：0.001〜0.20wt％（以下単に％
で表す）、Si：0.10〜5.0％、Mn：0.1〜11.0％、
Ｐ：0.050％以下、Ｓ：0.020％以下、Cr：11.0〜
30.0％、Ni：2.0〜30％、Ｎ：0.001〜0.160％、
Ｏ：0.015％以下を含有し、さらに耐食性向上元
素としてMo：5.0％以下、Cu：3.0％以下、Nb：
1.0％以下およびSn：0.10％以下の１種または２
種以上を含み、さらに熱延時の表面割れ防止元素
として、Ti：0.05％以下、Zr：0.10％以下、Ca：
0.006％以下およびＢ：0.05％以下の１種または
２種以上を含み、sol Alを0.001〜0.005％含有し、
残部がFeおよび不可避不純物よりなる熱間圧延
で表面割れの少ないステンレス合金鋼を特徴とす
る。（作用）本発明によれば、優れた耐食性を有し、しかも
熱間圧延時に発生する割れによる表面欠陥を大幅
に減少させることができる。次に、各成分の限定理由を述べる。Ｃは、耐食性の点からは、低いほど良く、また
耐熱性の点からは高い方が良いが、実用を考慮し
0.001〜0.20％とした。 Siは、加工性の点からは低い方が良いが、低す
ぎると、脱酸が不十分となる。そこで、下限を
0.1％とし、５％を超えると脆化が著しくなるた
め上限を5.0％とした。 Mnは、低すぎると加工性が劣化し、また、脱
酸も不十分になるので、下限を0.1％とした。ま
た、多いほどオーステナイトが安定し、加工性、
耐食性にも良いが、効果が飽和するので11.0％を
上限とした。Ｐは、高くなると、加工性・耐食性が悪くなる
ので、上限を0.050％とした。Ｓは、熱間加工性を劣化させる。特に、凝固時
オーステナイト粒界に偏析し、熱間圧延時に発生
する線状ヘゲ疵の主因になる。したがつて上限は
0.020％とすべきである。Ｏも、Ｓと同じ理由で低い方が良く、上限を
0.015％にした。 Crは、ステンレス鋼としての耐食性から11.0％
が下限であり、脆性と加工が困難になることを考
慮して上限を30％にした。 Niは、Cr量との関連があるが、この関連と、
オーステナイト相の安定性とを考慮して2.0％以
上とした。上限はコスト上の問題から30％に押さ
えた。Ｎは、オーステナイト相を安定させる意味では
多い方が良いが、固溶量の限界を考慮して上限を
0.160％とし、下限は製造上の限界をもつて0.001
％とした。 Moは、耐食性向上元素として、用途により5.0
％以下で選択添加できる。 Cuは、耐食性向上元素として有効であるが、
加工性と、圧延時の割れの問題から3.0％を上限
として選択添加できる。 Nbは、耐食性向上元素として有効であるが、
脆化の問題から上限を1.0％として選択添加でき
る。 Snは、耐食性向上元素として、効果が飽和す
る0.10％以下で選択添加できる。 Tiは、熱延時の表面割れ防止元素として選択
添加され、安定の硫化物を形成すると同時に微細
化によつて、熱延時の表面割れを防止する作用が
あるが、しかし多量に添加するとチタンストリン
ガー疵の原因にもなるため、用途により少量選択
添加すべきで、効果の飽和点0.05％をもつて上限
とする。 Zrは、熱延時の表面割れ防止元素として、Ti
と同様の効果があるが、コストと効果の飽和を考
慮して0.10％を上限として選択添加する。 Caは、熱延時の表面割れ防止元素として介在
物形態制御に効果があるが、耐食性を劣化させる
作用を有するため、0.006％を上限として、用途
により選択添加する。Ｂは、熱延時の表面割れ防止元素として選択添
加されるが、0.05％を超えると耐粒界腐食性を著
しく低下させるので0.05％以下で選択添加する。 sol Alは、以下に述べるように、0.001〜0.05％
含有させることにより熱延時の表面割れを防止す
る上に顕著な効果を有するので、下限を0.001％
とし、上限を0.005％とした。第１図は、SUS304を例にとつて、sol Alと熱
間圧延後の熱延コイルの表面欠陥（ヘゲ疵および
介在物起因の表面疵）発生率％（疵発生枚数／全
圧延枚数）との関係を示す。第１図から明らかなように、Alをsol Alとし
て0.001〜0.005％含有させることにより、加熱中
にスラブ表面から侵入する酸素と、元々鋼中に存
在する酸素を結晶粒内に微細なAl₂O₃として分散
させることで無害化して固定する。sol Al量が
0.005％より多くなると、鋳造時に、溶鋼中のAl
が、溶鋼中の酸素または外来酸素と、Al₂O₃とし
て結合し、連続鋳造用タンデイツシユノズルで析
出する。その結果、ノズルを閉塞し、鋳造が非常
に困難になる。従来AlはSiと共に溶製時の脱酸
剤として用いられているが、Alは連続鋳造時の
ノズル詰まりの原因となるのでsol Alとして残留
しないように小量添加されている。本発明では、
ノズル詰まりを生じさせない程度の小量のsol Al
を残留させることにより、表面疵が減少すること
を知見したものである。 sol Al添加の効果をSUS304を例にとつてグリ
ーブルテストした結果を第２図に示す。なお、供
試材の成分は第１表の通りである。各試片を1300
℃に20秒で加熱し、この温度に50秒保持した後、
水冷し、−100℃／分の冷却速度で冷却した後、グ
リーブルテストした。このテストからも明らかな
ように本発明鋼の高温における変形能は非常に良
好であることがわかる。これは、高温加熱時の内
部酸化、特に、旧γ粒界での酸化が抑制されてい
るためであると推定される。

【表】また、本発明によればスラブ加熱時に加熱炉内
の雰囲気中のO₂濃度を0.5〜5.0％にするのが好ま
しく、この理由は、O₂濃度を5.0％以上にすると、
スラブの酸化が著しくなり、これにともないスラ
ブ表面部も脆化が大きくなり、逆に0.5％以下に
すると、スラブ表層部のスケールオフ量が少なく
なり、元々スラブ表層にある欠陥が除去されにく
くなるからである。これを実際にテストした結果を第３図に示す。
この第３図はSUS304についての加熱炉内雰囲気
中のO₂濃度と冷延コイルにおける線状ヘゲ疵の
発生率（疵発生コイル数／全コイル数）％との関
係を示すものであるが、これから一般的に加熱炉
内のO₂濃度が0.5〜5.0％を外れると冷延コイルで
のヘゲ疵が著しく増加すると判断される。なお、
上記テストにおいては、炉内スラブ表面温度は
1200〜1250℃とし、3.5〜4.0時間保持した。ま
た、sol Alの含有量は0.026％以下であつた。炉内O₂濃度の制御は排ガスO₂濃度を検出し、
バーナ燃焼の燃料と空気比を制御することによつ
て調整できる。（実施例）本発明の実施例として第２表に連続鋳造で製造
されたSUS304系の本発明合金鋼を比較鋼と比較
して示す。〔Ｏ〕の影響を相殺するため、比較鋼
はAlレベルに合わせて、〔Si〕を増減した。スラ
ブ加熱温度1200〜1250℃で加熱炉内のO₂濃度は
０〜８％の範囲で制御した。

【表】

【表】このようにして加熱炉で加熱し、熱延冷却し
て、製造した冷延コイルでの線状ヘゲ疵の発生率
（疵発生コイル数／全コイル数）％を第４図に示
す。この第４図から明らかなように本発明鋼は、
ヘゲ疵を著しく低減することができる。第４図に
おいて、sol Alが0.005％より高くなると、連続
鋳造時、ノズル詰まり発生しやすく、またAl₂O₃
介在物が多くなり好ましくない。（発明の効果）本発明鋼によれば、従来熱延コイルで発見され
た疵をグラインダーで研磨除去するための工程追
加によるコストアツプを押さえることが可能にな
つた。さらに、冷延コイルでも疵発生による歩留
まり低下が大幅に低減された。

【図面の簡単な説明】

第１図はsol Al量と表面欠陥発生率との関係を
示すグラフ、第２図はグリーブルテストにおける
試片の直径減少率と試験温度との関係を示すグラ
フ、第３図は加熱炉内雰囲気中O₂濃度が冷却コ
イルにおける線状ヘゲ疵におよぼす影響を示すグ
ラフ、第４図は本発明鋼と従来鋼の冷却コイルの
熱延による線状ヘゲ疵発生率を示すグラフであ
る。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.001〜0.20wt％（以下単に％で示す）、
Si：0.10〜5.0％、Mn：0.1〜11.0％、Ｐ：0.050％
以下、Ｓ：0.020％以下、Cr：11.0〜30.0％、
Ni：2.0〜30％、Ｎ：0.001〜0.160％、Ｏ：0.015
％以下を含有し、さらにMo：5.0％以下、Cu：
3.0％以下、Nb：1.0％以下およびSn：0.10％以下
の１種類または２種類以上と、Ti：0.05％以下、
Zr：0.10％以下、Ca：0.006％以下およびＢ：
0.05％以下の１種類または２種類以上を含み、か
つ、sol Alを0.001〜0.005％含有し、残部がFeお
よび不可避不純物よりなる熱間圧延で表面割れの
少ないステンレス合金鋼。２Ｃ：0.001〜0.20％、Si：0.10〜5.0％、Mn：
0.1〜11.0％、Ｐ：0.050％以下、Ｓ：0.020％以
下、Cr：11.0〜30.0％、Ni：2.0〜30％、Ｎ：
0.001〜0.160％、Ｏ：0.015％以下を含有し、さら
にMo：5.0％以下、Cu：3.0％以下、Nb：1.0％
以下およびSn：0.10％以下の１種類または２種類
以上と、Ti：0.05％以下、Zr：0.10％以下、Ca：
0.006％以下およびＢ：0.05％以下の１種類また
は２種類以上を含み、かつ、sol Alを0.001〜
0.005％含有し、残部がFeおよび不可避不純物よ
りなるステンレス合金鋼のスラブを加熱するに際
し、スラブ加熱炉の炉内雰囲気中のO₂濃度を0.5
〜5.0％にすることを特徴とする熱間圧延で表面
割れの少ないステンレス合金鋼のスラブ加熱方
法。