JPH0660369B2 - 鋳造過程或いはその後の熱間圧延過程で割れを起こし難いＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、鋳片と鋳型で相対速度差のない、所謂同期式
連続鋳造法を用いて、Cr−Ni系ステンレス鋼を製造する
プロセスにおいて、連続鋳造を、鋳片厚さが製品ゲージ
に近い厚さとなる形で行なうに際し、鋳造過程ならびに
熱間圧延過程で、材料に割れを生ぜしめないCr−Ni系ス
テンレス鋼に関する。

（従来の技術） 従来、ステンレス鋼ストリップを得るには、たとえば特
開昭56−139278号公報に開示されているように、鋳型を
鋳造方向に、２〜３Hzの周波数で振動させつつ溶鋼を連
続鋳造し、１００mm以上の厚さを有する鋳片を得、次い
で鋳片の表面手入れを行ない、加熱炉で１０００℃以上
に加熱した後、複数の圧延機から構成される圧延機列に
よって熱間圧延してホットストリップを得、これを素材
としている。

しかしながら、この従来のプロセスによるときは、長大
な熱間圧延設備を必要とするほか、鋳片を加熱するため
のエネルギや圧延動力として多大のエネルギを必要とす
る等の点で問題がある。

更にこのホットストリップを冷間圧延するに際しては、
最終製品に要求される形状（平坦さ）、材質、表面性状
を得るために、強い熱間加工を受けたホットストリップ
を焼鈍によって軟化せしめ、冷延し易くするとともに、
熱間圧延過程でホットストリップに生じたスケール疵等
を、酸洗工程の後に研削によって除去することを、事前
に行なわねばならない。このような従来技術は薄板のみ
でなく、線材や、厚板においても同様の問題を有してい
る。

一方、上に述べた従来技術における基本的な問題である
１００mm以上の厚さを有する鋳片をホットストリップに
圧延するために長大な熱間圧延設備と多大の加熱エネル
ギ、圧延動力を要する、という問題を解決すべく、連続
鋳造の過程で、ホットストリップと同等か、或いはそれ
に近い厚さの鋳片を得るプロセスの研究が進められてい
る。

例えば、「鉄と鋼」’85,A197 〜’85,A256 において、
特集された論文に、前述の、ホットストリップを連続鋳
造によって直接的に得るプロセスが開示されている。

かかる連続鋳造プロセスにあっては、得ようとする鋳片
（ストリップ）のゲージが１〜１０mmの水準であるとき
には、ツインドラム（Twin Drum）方式が、またゲージ
が２０〜５０mmの水準であるときには、ツインベルト
（Twin Belt）方式が専ら適用される。これらの鋳造方
式は従来の鋳型振動方式に対して同期式連続鋳造法と呼
ばれ、極力製品形状に近い形での鋳造を狙いに、多数の
研究がなされているところである。

以上の研究において、現在最も大きな課題となっている
のは製品に近い形で鋳造することで、凝固時、表面積が
大きくなり、凝固の不均一化が生じやすく、鋳造から凝
固過程で割れを生じやすい点である。

たとえばツインドラム方式の連続鋳造法で特に鋳片の幅
の拡大に伴なって、幅方向において凝固が不均一となり
易く、このことに起因して鋳造過程で鋳片に割れを生じ
易い。又厚手のゲージから直接熱間圧延する場合にも割
れを生じやすい。

この種の鋳片の割れは、ストリップを連続鋳造によって
直接的に得る過程を織込んだステンレス鋼ストリップの
製造プロセスにおいて、重大な隘路となる。

鋳造過程やその後の熱間圧延過程で鋳片に割れを生ぜし
めないための技術的手段としては、鋳造方式、鋳造機の
工夫或いは操業法を工夫することによって、幅方向にお
ける凝固を均一化する接近方法も考えられるけれども、
鋼組成によって問題を解決する接近方法も極めて重要で
ある。

特に今後重要となる高合金鋼やステンレス鋼では極めて
重要な課題であるが、かかる技術的手段についてはこれ
までに開示がない。

（発明が解決しようとする課題） この発明は、ストリップを、溶鋼の連続鋳造によって直
接的に得る過程を織込んだ、Cr−Ni系ステンレス鋼スト
リップの製造プロセスにあって、十分に広い幅のストリ
ップを対象とするときも、鋳造過程やその後の熱間圧延
過程で鋳片に割れを生じることのないCr-Ni 系ステンレ
ス鋼を提供することを目的としてなされた。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨とする処は、下記のとおりである。

(1) 重量で、Cr：１１〜４０％、Ni：５〜７０％、S
i：０．０５〜２．０％、Mn≦７．０％、Ｃ≦０．２
％、Ｎ≦０．４％を含有し、凝固時の平衡分配係数が小
さく特に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦0.00
6 ％、Ｂ≦0.0015％、Ｐ≦0.035 ％、Ｏ≦0.015 ％であ
り、しかも合金中のNi＋３０×Ｎ量とΔＳとの関係（但
しΔＳ＝Ｓ−０．８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg−
０．３×Ce）が ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足し、かつNi＋３０×Ｎ量とＰ量との関係が Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足することを特徴とする鋳造過程或いはその後の熱
間圧延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス鋼。

(2) 重量で、Cr：１１〜４０％、Ni：５〜７０％、S
i：０．０５〜２．０％、Mn≦７．０％、Ｃ≦０．２
％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＹ≦０．０６％、Ce≦
０．０２％、Mg≦０．０２％、Ca≦０．０１％の１種ま
たは２種以上を含み、凝固時の平衡分配係数が小さく特
に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦0.006 ％、
Ｂ≦0.0015％、Ｐ≦0.035 ％、Ｏ≦0.015 ％であり、し
かも合金中のNi＋３０×Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ
＝Ｓ−０．８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg−０．３×
Ce）が ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足し、かつNi＋３０×Ｎ量とＰ量との関係が Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足することを特徴とする鋳造過程或いはその後の熱
間圧延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス鋼。

(3) 重量で、Cr：１１〜４０％、Ni：５〜７０％、S
i：０．０５〜２．０％、Mn≦７．０％、Ｃ≦０．２
％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にMo≦７％、Cu≦４％、
Al≦７％、Nb≦１％、Ti≦１％、Zr≦0.2％の１種また
は２種以上を含み、凝固時の平衡分配係数が小さく特に
偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦0.006％、Ｂ
≦0.0015％、Ｐ≦0.035 ％、Ｏ≦0.015％であり、しか
も合金中のNi＋30×Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ＝Ｓ
−０．８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg−０．３×Ce）
が ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足し、かつNi＋３０×Ｎ量とＰ量との関係が Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足することを特徴とする鋳造過程或いはその後の熱
間圧延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス鋼。

(4) 重量で、Cr：１１〜４０％、Ni：５〜７０％、S
i：０．０５〜２．０％、Mn≦７．０％、Ｃ≦０．２
％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＹ≦０．０６％、Ce≦
０．０２％、Mg≦０．０２％、Ca≦０．０１％の１種ま
たは２種以上及びMo≦７％、Cu≦４％、Al≦７％、Nb≦
１％、Ti≦１％、Zr≦０．２％の１種または２種以上を
含み、凝固時の平衡分配係数が小さく特に偏析し易い
Ｓ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦0.006 ％、Ｂ≦0.0015
％、Ｐ≦0.035 ％、Ｏ≦0.015 ％であり、しかも合金中
のNi＋３０×Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ＝Ｓ−０．
８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg−０．３×Ce）が ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足し、かつNi＋３０×Ｎ量とＰ量との関係が Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足することを特徴とする鋳造過程或いはその後の熱
間圧延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス鋼。

以下に、本発明を詳細に説明する。

既に述べたように、所謂同期式連続鋳造法により、極力
製品ゲージに近い厚さの鋳片（ストリップ）を得るプロ
セス、たとえばツインドラム（双ロール法）方式のプロ
セスにおいては、鋳片（ストリップ）の広幅化に伴なっ
て、幅方向における凝固の不均一さに起因して局部的な
収縮による応力が発生し、材料の延性限界をこえると、
凝固直後の鋳片表面に割れを生じ易い。またやや厚い鋳
片を鋳造し鋳片を直接熱間圧延する場合にも凝固不均一
部から割れを発生することがある。

前述のような鋳片の割れを防止するためには、 (1)凝固を均一化させ局部的な収縮を発生させないよう
な鋳造機や鋳造法の進歩と、(2)凝固直後の鋳片が極力
延性に富む方向の合金設計という両面の対策が必要であ
る。

従来、通常の１００mm以上の厚さを有する連続鋳造鋳片
の再加熱後の熱間圧延過程での割れ現象の解明ならびに
その防止手段については種々の研究がなされて来た。

しかしながら、ツインドラム方式やツインベルト方式の
連続鋳造プロセスにおける如く、鋳片のゲージ（厚さ）
が製品に近い状態で鋳造され、急冷凝固される鋳片やそ
の後の熱間圧延過程での割れ現象の解明ならびに割れ防
止手段の研究は未だ十分ではなかった。

本発明者等は、急冷強固される、薄いゲージの鋳片の割
れを防止する手段を、凝固直後の材料（鋳片）に延性を
付与する方向で研究を進めた。

各種の合金について、丸棒引張り試験片を通電加熱し、
平行部中央が溶解開始するまで昇温し、溶融開始温度を
測定し、その後急冷して、溶融開始温度よりそれぞれ２
０℃，４０℃，６０℃，８０℃，１００℃低い温度のと
ころで保持し、引張試験を実施し、破断までの試験片の
絞り（％）と引張強度を測定した。絞りが６０％以上に
達する温度を測定して合金の延性を評価した。より高温
で６０％以上の絞りを示す合金が融点直下で延性の大き
な材料である。なお、調査した合金組成はオーステナイ
ト系ステンレス鋼を主とするCr−Ni系合金で次のような
組成を有するものである。

組成は重量パーセントで表示している。

Ｃ：0.005 〜0.10％ Ｏ：0.002 〜0.015 ％ Si：0.05〜４．０％ Ｎ：0.005 〜0.40％ Mn：０．１〜７．０％ Ti：０〜１．０％ Ｐ：0.001 〜0.040 ％ Nb：０〜１．０％ Ｓ：0.0003〜0.02％ Ca：０〜0.01％ Cr：11〜40％ Zr：０〜０．２％ Ni：５〜70％ Ce：０〜0.06％ Mo：０〜７．０％ Ｙ：０〜0.06％ Cu：０〜４．０％ Mg：０〜0.06％ Al：０〜７．０％ Ｂ：０〜0.010 ％ 主要合金組成と共に微量の不純物の影響についても検討
し、あわせて微量成分の影響に注目した。

こうして、凝固点直下から１００℃低温までの間での合
金の延性に対する。合金組成の影響を調査した結果次の
事が判明した。典型的な例は第１図の通りである。

延性を劣化させる成分：S,B,P,O,N,Ni,Si 延性を向上させる成分：Y,Ce,Ca,Mg 顕著な影響を示さない：Cr,Mo,Mn,Cu,Ti,C,Al この結果延性を劣化させる成分は、Ｓ，Ｂ，Ｐ，Ｏ等が
特に顕著であるが、これらはすべてよく研究されている
平衡分配係数の小さい群である（鉄鋼便覧第３版，基礎
編のＰ２１７）。すなわち凝固時に偏析しやすい不純物
成分が、合金の融点直下の延性を大きく劣化させている
ことが判明した。事実、融点直下での割れは鋳造時の粒
界を通るが、この部分にはＳやＰの偏析がきわめて顕著
であることも判明した。従来よりＳやＰ等についてはこ
のような傾向は一部知られていたが、今回Ｂも有害であ
ることが判明し、Ｓ以上に悪影響することがはじめて明
らかになり、平衡分配係数が小さい（０．１以下）群の
成分が凝固時に偏析し、融点直下の延性を大きく劣化さ
せていることをはじめて明らかにした。実験ではNi量も
増大すると延性を劣化させ、Siは少ない程有効であるこ
とが判ったが、これらは先の不純物偏析を助長すること
で影響すると考えられる。

延性を向上させる成分は、Ｙが特に顕著であるが、Ce,C
a,Mg等で、明らかにＳやＯを固定して、これらの偏析傾
向を抑制する成分であることが判った。ステンレスが高
合金で重要なCr,Mo,Mn,Cu,Ti,Nb等はさして大きく影響
せず、Ｃも余り影響しない。

以上の結果、特に偏析傾向の大きな、平衡分配係数が小
さいＳ，Ｂ，Ｏ，Ｐ等は極力低減するか、凝固前に固定
することが必要である。Ｓは特に有害で、低減するか
Ｙ，Ce,Ca,Mg等で固定する必要がある。Ｂも有害で、Ｂ
の混入をさけ低減することが必要である。Ｏは脱酸剤の
活用で低減することが可能である。Ｐは後述する通り、
Ni量との関係で影響度が異なり、Ni量との関連で低減す
ることが必要である。

一方合金組成の点ではNiやＮは悪影響があっても使用す
べき成分である。こうして必要とされるNiやＮのレベル
においても十分な延性を確保し得るように、Ｓ，Ｐ，
Ｂ，Ｏ等の偏析成分のコントロールが重要である。こう
して各種の合金で割れ抑制に必要な延性レベル（〜６０
％絞り）を検討した結果、合金のNi量とＮ量で、Ni＋３
０×Ｎの量に応じて、ＳやＰの量をきびしく規制する必
要のあることが判明した。特にＳ量に関しては、Ｓ量の
低減と共に、添加したＹ，Ce，Ca，Mg等により固定され
る最も考慮したΔＳ量（ここでΔＳ量は次の通り定義し
た。ΔＳ＝Ｓ−０．８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg−
０．３×Ce）Ni＋３０×Ｎとの関係を第２図に示すよう
に、 ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足する必要がある。すなわち合金のNi＋３０×Ｎが
増大するにつれて、Ｓ量を低減し、更に必要に応じて、
Ｙ，Ce，Ca，Mg等の１種又は２種以上を添加して、ΔＳ
を小さくすることが必要である。しかしＹ，Ce，Ca，Mg
等は余り多量に添加すると、耐食性等に有害で、Ｙ≦
０．０６％、Ce≦０．０２％、Ca≦０．０１％、Mg≦
０．０２％の範囲としなければならない。

特にＹが有効であるが、Ｙは高価であり、上限を０．０
６％とした。Ce，Ca，Mg等も微量で効果を示す。

同様にＰも第３図に示すように、 Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足するように、Ni＋３０×Ｎに応じて低減する必要
がある。ＢはいづれにおいてもＢ≦0.0015％とすべきで
あり、Ｏも脱酸してＯ≦０．０１５％とする必要があ
る。なおＹ，Ce，Ca等は鋳造時の流動で反応が加速さ
れ、量が変動するが、あくまでも鋳造・凝固の直前の成
分規定が上述した条件である。

以上鋳造凝固時に特に偏析しやすい４種の不純物を低減
ないし固定し、NiとＮ量に応じて許容範囲内にコントロ
ールすれば、融点直下の延性は大幅に改善され、更にそ
の後の熱間圧延過程においても割れを起こしにくい鋼と
なる。

もちろんCr量，Mo量等も若干影響するが、次に限定する
組成範囲に関しては、先に述べた成分に比較して影響度
は小さい。したがって本発明の考え方は次の組成範囲に
適応し得る。又薄板のみでなく、線材、鋼管、板にも適
応し得るものである。

Ｃ：0.005 〜0.20％ Ｏ：≦0.015 ％ Si：0.05〜２．０％ Ｎ：0.005 〜0.40％ Mn：０．１〜７．０％ Ti：０〜１．０％ Ｐ：≦0.035 ％ Nb：０〜１．０％ Ｓ：≦0.006 ％ Ｂ：≦0.0015％ Cr：11〜40％ Ｙ：≦0.06％ Ni：５〜70％ Ce：≦0.02％ Mo：０〜７．０％ Ca：≦0.01％ Cu：０〜４．０％ Mg：≦0.02％ Al：０〜７．０％ Zr：≦０．２％ 以下に本発明合金成分の限定理由について述べる。

今回合金の融点直下の高温延性が合金成分の偏析傾向と
密接に関連し、したがって従来からよく知られた平衡分
配係数の小さな（≦０．１）、偏析しやすい成分である
Ｓ，Ｂ，Ｏ，Ｐを特に制御し、量的に規制することが必
要なことを見出し、これらの偏析を助長するNi量とＮの
関連で量的規制を明らかにした。

Ｓはきわめて偏析しやすい成分で、極力低くするか、
Ｙ，Ce，Ca，Mg等の硫化物を生成しやすい成分を添加し
て固定することが必要である。特にNiやＮを多く含有す
る合金においてはNi＋３０×Ｎ量に応じてＳを減ずるこ
とが必要になる。こうしてΔＳ＝Ｓ−０．８×Ca−０．
５×Ｙ−０．３×Mg−０．３×Ceを定義し、各成分の重
量パーセントで求めたΔＳとNi＋３０×Ｎ量の関係を第
２図に示すように、 ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足させることで、割れを防止することが出来る。な
おＳは０．００６％以下としたが、これを越えると割れ
を防止し得ない。又Ｙは０．０６％以下で添加出来最も
有効である。Ce，Mgは０．０２％以下、Caは０．０１％
以下の範囲で１種又は２種以上必要に応じて添加する。
しかし余り多量に加えると、耐食性を劣化させる。Ｙは
特に有効であるが高価であり、０．０６％以下とした。
これら添加元素は微量で相乗効果が大きい。

ＢはＳに次いで偏析しやすく、割れを助長する。したが
って微量Ｂの管理が重要である。鋳造時のＢを0.0015％
以下にしなければならない。このためには原料や耐火物
からの混入を抑えなければならない。これを越えると割
れを助長する。

Ｏも偏析しやすい成分であり、凝固時偏析して割れを助
長する。十分脱酸して０．０１５％以下とすることが必
要である。なお鋼中に存在するＯはAl≦0.08％，Si≦
２．０％やＹ≦0.06％，Ce≦0.02％，Mg≦0.02％，Ca≦
0.01％等の選択添加の脱酸で固定すれば十分である。

Ｐも偏析傾向が大きく、出来る限り低いことが望ましい
が、その許容限界はNi＋３０×Ｎ量との関係で第３図に
示すように、 Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋30Ｎ） により決めることが出来る。特にNiやＮを多く含有する
合金でＰを減ずることが必要になる。Ｓ，Ｂ，Ｏ量のコ
ントロールと並行してＰ量を第３図の通り， Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋＝30Ｎ） に規制することで融点直下からすぐれた延性が得られ
る。

なお、Ni，Ｎ，Si等も融点直下の延性を劣化させるが、
合金組成として必須の成分である。Niはオーステナイト
相の安定化の点で５％は必要下限であり、多い方が組成
の安定性、耐食性の点で有効であるが、７０％を越える
と高価となり、又割れやすさも顕著になる。Ｎは相の安
定化、高強度化、耐食性の向上の点で有効でCrと共に固
溶量も増し、多い程効果が大である。しかし０．４％を
越えると固溶限をこえ、気泡を生じる。Siは脱酸剤とし
て、又湯流れの点で有効であり耐スケール性の点で好ま
しい成分である。しかし融点直下の延性の点では少ない
方が好ましい。したがってSiの上限は２．０％とし、下
限は経済性の点で０．０５％とした。

他の合金組成に関しては特に大きな影響は認められず、
したがって先に述べた検討範囲とした。

（実施例） 通常通り、溶製し２次精錬をされた各種のCr−Ni系ステ
ンレス鋼を溶製した。溶製された鋼の成分を第１表に示
す。これらは先に述べたように主成分はもちろん、特
に、Ｓ，Ｂ，Ｐ，Ｏに注目し更にNi＋３０×Ｎ量に応じ
て第２図，第３図をもとに、ΔＳ量とＰ量をコントロー
ルし、Ｙ，Ce，Ca，MgやAl量等で成分調整した。

その後、取鍋にて十分温度コントロールした後、水冷式
銅鋳型より成る双ロール鋳造機により鋳造し、８mmから
１mmの薄鋳片を鋳造した。鋳造幅は６００mmである。双
ロール直下から気体及び水により幅方向に均一に冷却し
て、１１００℃まで冷却した。

鋳片はその後冷却され巻取られたが、Ｓ，Ｂ，Ｐ，Ｏ量
の規制を満たす本発明鋼の鋳片には割れは全く発生しな
かった。

一部の鋳片には表面温度で1350℃〜1150℃間で５０％以
下の圧下率で熱間圧延を加えたが、この熱間圧延時にも
割れは発生しなかった。

一方、第１表に示した比較合金においては、すでに述べ
たＳ，Ｂ，Ｐ，Ｏの含有量が多く、又Ni＋３０×Ｎとの
関係を満さず、いづれも鋳造時幅方向を主とした小さな
割れが発生した。

〔発明の効果〕 本発明によれば、鋳片と鋳型で相対速度差のない、所謂
同期式連続鋳造法を用いて、Cr−Ni系ステンレス鋼を製
造するプロセスにおいて、連続鋳造を、鋳片厚さが製品
ゲージに近い厚さとなる形で行なうに際し、鋳造過程な
らびに熱間圧延過程で、材料に割れを生じないCr−Ni系
ステンレス鋼を提供することが出来る。

【図面の簡単な説明】

第１図は融点直下の延性に対する各種合金元素の影響を
示す図、第２図は鋼中のNi＋30×Ｎ(％)とΔＳ＝Ｓ−
０．８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg−０．３×Ce(％)
との関係で、融点直下の延性良好域を示す図、第３図は
鋼中のNi＋３０×Ｎ(％)とＰ(％)との関係で、融点直下
の延性良好域を示す図である。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量で、Cr：１１〜４０％、Ni：５〜７０
   ％、Si：０．０５〜２．０％、Mn≦７．０％、Ｃ≦０．
   ２％、Ｎ≦０．４％を含有し、凝固時の平衡分配係数が
   小さく特に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦0.
   006 ％、Ｂ≦0.0015％、Ｐ≦0.035 ％、Ｏ≦0.015 ％で
   あり、しかも合金中のNi＋３０×Ｎ量とΔＳとの関係
   （但しΔＳ＝Ｓ−０．８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg
   −０．３×Ce）が ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足し、かつNi＋３０×Ｎ量とＰ量との関係が Ｐ≦0.060−0.25 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足することを特徴とする鋳造過程或いはその後の熱
   間圧延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス鋼。
2. 【請求項２】重量で、Cr：１１〜４０％、Ni：５〜７０
   ％、Si：０．０５〜２．０％、Mn≦７．０％、Ｃ≦０．
   ２％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＹ≦０．０６％、Ce
   ≦０．０２％、Mg≦０．０２％、Ca≦０．０１％の１種
   または２種以上を含み、凝固時の平衡分配係数が小さく
   特に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦0.006
   ％、Ｂ≦0.0015％、Ｐ≦0.035 ％、Ｏ≦0.015 ％であ
   り、しかも合金中のNi＋３０×Ｎ量とΔＳとの関係（但
   しΔＳ＝Ｓ−０．８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg−
   ０．３×Ce）が ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足し、かつNi＋３０×Ｎ量とＰ量との関係が Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足することを特徴とする鋳造過程或いはその後の熱
   間圧延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス鋼。
3. 【請求項３】重量で、Cr：１１〜４０％、Ni：５〜７０
   ％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Mn≦７．０％、Ｃ≦
   ０．２％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にMo≦７％、Cu≦
   ４％、Al≦７％、Nb≦１％、Ti≦１％、Zr≦０．２％の
   １種または２種以上を含み、凝固時の平衡分配係数が小
   さく特に偏析し易いＳ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦0.00
   6％、Ｂ≦0.0015％、Ｐ≦0.035 ％、Ｏ≦0.015 ％であ
   り、しかも合金中のNi＋30×Ｎ量とΔＳとの関係（但し
   ΔＳ＝Ｓ−０．８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg−０．
   ３×Ce）が ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足し、かつNi＋３０×Ｎ量とＰ量との関係が Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足することを特徴とする鋳造過程或いはその後の熱
   間圧延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス鋼。
4. 【請求項４】重量で、Cr：１１〜４０％、Ni：５〜７０
   ％、Si：０．０５〜２．０％、Mn≦７．０％、Ｃ≦０．
   ２％、Ｎ≦０．４％を含有し、更にＹ≦０．０６％、Ce
   ≦０．０２％、Mg≦０．０２％、Ca≦０．０１％の１種
   または２種以上及びMo≦７％、Cu≦４％、Al≦７％、Nb
   ≦１％、Ti≦１％、Zr≦０．２％の１種または２種以上
   を含み、凝固時の平衡分配係数が小さく特に偏析し易い
   Ｓ、Ｂ、Ｐ、Ｏに関してはＳ≦0.006 ％、Ｂ≦0.0015
   ％、Ｐ≦0.035 ％、Ｏ≦0.015 ％であり、しかも合金中
   のNi＋３０×Ｎ量とΔＳとの関係（但しΔＳ＝Ｓ−０．
   ８×Ca−０．５×Ｙ−０．３×Mg−０．３×Ce）が ΔＳ≦0.0141−0.009 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足し、かつNi＋３０×Ｎ量とＰ量との関係が Ｐ≦0.060−0.025 log（Ｎｉ＋30Ｎ） を満足することを特徴とする鋳造過程或いはその後の熱
   間圧延過程で割れを起こし難いCr−Ni系ステンレス鋼。