JPH0925516A - フェライト系ステンレス熱間圧延鋼帯の表面疵防止方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯に発生す
る微小な熱間圧延鋼帯表面疵発生を防止し、表面疵の少
ないフエライト系ステンレス鋼。 【解決手段】 フエライト系ステンレス鋼のスラブを、
300〜900 ℃の温度域で2.5〜15％の加工歪みを加えた
後1100〜1300℃に加熱し、熱間圧延前のスラブ表層部の
結晶粒径を５mm以下とする、フエライト系ステンレス熱
間圧延鋼帯の表面疵防止方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、フェライト系ステ
ンレス鋼の熱間圧延鋼帯の表面疵発生防止方法に係わ
り、熱延後の鋼板表面に発生する皺状の凹み疵を効果的
に防止する方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼の冷延板の製
造は、表面研削を部分的に行ったり、研削をしない連続
鋳造スラブを、１１００〜１３００℃の温度域で加熱後
熱間圧延により２〜６mm厚の熱延鋼板とし、更に焼鈍、
酸洗もしくは焼鈍を省略し酸洗を経て冷間圧延される。
フェライト系ステンレス鋼はオーステナイト系ステンレ
ス鋼に比べ熱間加工が良好で、熱延に際しても鋼帯耳部
最エッジから１５〜２０mm内に発生する小さなエッジシ
ーム疵という割れの他には特に問題はないとされてい
た。

【０００３】そしてこの鋼帯耳部に発生するエッジシー
ム疵に対しては、潤滑圧延を行って端部のバルジング量
を制御しエッジシーム疵発生幅を小さくする方法（特開
平４−２７９２０２号公報）や、水平圧延と幅圧延を行
う粗圧延の水平圧下率および幅圧下率を規定することに
よってエッジシーム疵発生を抑制する方法（特公平６−
２４１号公報）が開示されている。

【０００４】しかし、フェライト系ステンレス鋼の酸洗
後の熱延鋼板の表面を詳細に調べると、最エッジから４
０〜７０mmの位置に、その表面に目視観察で判別できる
かできない程度の、深さの浅い小さな凹み疵が存在する
ことがあった。この鋼板表層部の小さな疵は幅が０．３
〜０．５mm、長さが１０〜３０mmの紡錘形で、深さは７
０〜１００μｍ程度の大きさで、エッジ近傍の４０〜７
０mmの位置に発生しやすい傾向があることがわかった。

【０００５】この疵は熱延板の焼鈍を省略し、あるいは
８００〜１０００℃の高温短時間焼鈍後ショットブラス
ト等のメカニカルデスケーリングした後の酸洗後にスケ
ールを含有した疵として残存するため直接に冷延工程に
送ることができず、再酸洗を繰り返し行うか、コイルグ
ラインダーで鋼帯全体を表面研削せざるを得ず、このた
め材料の歩留り低下および納期延長等問題が生じ、フェ
ライト系ステンレス鋼製造においてコスト高の大きな原
因となっていた。かかる事情により、熱間圧延生成疵の
発生しないフェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯の
効果的な製造方法の開発が渇望されていた。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述のよう
なフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯に発生する微小な
熱間圧延鋼帯表面疵発生を防止し、表面疵の少ないフェ
ライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的
とするものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の概要は、フェラ
イト系ステンレス鋼のスラブを所定の温度に加熱してか
ら熱間圧延する際に、該スラブ加熱時において生成する
スラブ表層部の粒径を５mm以下に制御することを特徴と
する。その要旨は、次のとおりである。 (1) フェライト系ステンレス鋼のスラブを、３００〜９
００℃の温度域で２．５〜１５％の加工歪みを加えた後
１１００〜１３００℃に加熱し、熱間圧延前のスラブ表
層部の結晶粒径を５mm以下とすることを特徴とするフェ
ライト系ステンレス熱間圧延鋼帯の表面疵防止方法。フ
ェライト系ステンレス鋼のスラブを加熱する際に生成す
るスラブ表層部の結晶粒径を５mm以下に抑制するための
制御は、あらかじめ連続鋳造装置下部の３００〜９００
℃の温度域で２．５〜１５％の圧下を加えるか、３００
℃以上に保熱後あるいは常温まで冷却後昇温し３００〜
９００℃の温度域に加熱して２．５〜１５％の加工歪を
付与した熱間圧延用スラブを製造し、更に、スラブ加熱
温度を１１００〜１３００℃に制御することによって、
効果的に実現できる。

【０００８】(2) フェライト系ステンレス鋼のスラブ
を、１１００〜１３００℃かつ下記（１）式を満足する
温度範囲に加熱し、熱間圧延前のスラブ表層部の結晶粒
径を５mm以下とすることを特徴とするフェライト系ステ
ンレス熱間圧延鋼帯の表面疵防止方法。 Ｔ（℃）≦（１１５０＋１．６７γ_p ）（℃） ‥‥（１） 但し、γ_p ＝ 240Ｃ＋ 470Ｎ＋23Ｎｉ＋ 9Ｃｕ＋ 7Ｍｎ
−11.5Ｃｒ−11.5Ｓｉ−12Ｍｏ−23Ｖ−47Ｎｂ−49Ｔｉ
−52Ａｌ＋ 189 ここで、γ_p および各成分の単位は％、Ｔ（℃）はスラ
ブ加熱温度。

【０００９】(3) フェライト系ステンレス鋼のスラブ
を、１１００〜１３００℃かつ下記（２）式を満足する
温度範囲に加熱し、熱間圧延前のスラブ表層部の結晶粒
径を５mm以下とすることを特徴とするフェライト系ステ
ンレス熱間圧延鋼帯の表面疵防止方法。 Ｔ（℃）≦（５５０＋７．５Ｃｉ（％））（℃） ‥‥（２） 但し、Ｃｉは鋳造スラブのチル晶と柱状晶からなる表面
組織に占めるチル晶占有率（％）。

【００１０】特に、スラブ加熱直後、すなわち熱間圧延
前の表層粒径が５mmを超えて大きな結晶粒が密集して存
在する場合には、これらの結晶粒毎の結晶方位の違いか
ら、熱延時の加工による結晶粒毎の塑性加工変化量が異
なるため、特に自由表面に接する結晶粒が大きい場合に
は、大きな凹凸として現れ熱間圧延後大きな皺状凹み疵
を生じる。この結晶粒の粒径を細粒化させることにより
熱延途中の結晶方位の異方性差による表面凹凸の形成を
防止することで、熱延後の熱延鋼帯にスケールを含有し
た皺状凹み疵を生じさせないようにすることができる。

【００１１】

【作用】以下本発明について説明する。熱延鋼板で見ら
れる皺状凹み疵の発生原因を明確にするため熱延工程途
中で圧延を中断し、疵の変化の追跡調査を行った。調査
対象スラブとしては疵発生の著しい１６．２％Ｃｒのγ
_p １５〜２５％のＳＵＳ４３０を選び板厚２５０mm、板
幅１０００mm、長さ６０００mmの数本の１２ton スラブ
を準備した。このスラブを用いて熱延するために１２５
０℃に２時間加熱した加熱直後の２５０mm厚スラブ、粗
圧延後の２４０mm厚、１８０mm厚、１２５mm厚、８０mm
厚、５０mm厚、３０mm厚、２０mm厚のサンプルと、仕上
げ圧延後の熱延鋼帯として３mm厚のサンプルを採取し、
調査を行った。

【００１２】スケールが付着したままの３mm厚の熱延鋼
帯では皺状凹み疵の有無は判別できないが、砂鉄を含ん
だ高水圧で鋼帯表面をメカニカルデスケーリングした後
に３００ｇ／リットルのＨ₂ ＳＯ₄ 、９０℃で６０sec
の硫酸酸洗で１０〜１５μｍ酸洗溶削後、はじめてスケ
ールを含有した皺状の凹み疵として出現する。しかもコ
イルエッジ近傍の４０〜７０mmの位置に現れ、それ以内
の幅中央部には出現しない特徴がある。

【００１３】熱延鋼帯を８００〜１０００℃の高温短時
間焼鈍した場合には、メカニカルデスケーリング後同様
に酸洗した後の皺状の凹み疵はかなり軽度になる傾向が
ある。さらに、粗圧延途中で熱延鋼帯の幅を一定化する
ための幅圧下を縦圧延ロールを使用して熱延途中で２〜
４回に分けて、トータル幅圧下量４０〜９０mm加えた場
合、その幅減少量に対応して、皺状の凹み疵の程度がよ
り一層助長されることが明らかとなった。

【００１４】次に、熱延途中の疵発生部位を板厚の変化
に対応させて比較してみると、スケール付着のままの状
態で疵の存在が明らかになる板厚が存在する。すなわ
ち、２５０〜２４０mm厚までは疵は明らかではないが、
１８０〜８０mm厚の板厚で明確になり、更に圧延が進ん
で５０〜２０mm厚では見え難くなる。この１８０〜８０
mm厚の熱延途中のスケール付きの材料を砂鉄を含んだ高
水圧でメカニカルデスケーリングした後に、３００ｇ／
リットルのＨ₂ ＳＯ₄ 、９０℃で６０sec 酸洗したとこ
ろ、疵と対応して大きな結晶粒が存在することが判明し
た。また、その疵部の断面を切断研磨しミクロ調査した
結果、粗粒に対応して凹凸が生成し、いずれの疵部でも
割れが発生していないことが判明した。

【００１５】このような割れ発生を伴わない疵は、従来
の熱間加工性悪化材に生じる割れ疵とは原因を異にして
いる疵である。この疵が発生している場所と同じ位置を
２４０mm厚の材料および２５０mm厚のスラブ加熱直後に
ついて調べると、１０〜４０mmの幅を有する深さ４〜７
mm程度の粗粒がエッジ部の表層に特に頻発しており、こ
の粗粒が熱延鋼帯の皺状の凹み疵の原因であることが明
らかになった。また、幅中央には２〜４mm程度の幅を有
する細粒のみが観察され、スラブ加熱直後の幅中央とエ
ッジ部の表層組織は著しく異なっていることが判明し
た。

【００１６】次に、加熱エッジ表層部に存在する粗粒の
大きさが皺状の凹み疵の発生状況にどのように関与する
かを調べた。皺状の凹み疵を調査したのと同じ板厚２５
０mm、板幅１０００mm、長さ６０００mmのスラブを用
い、加熱温度を１１００〜１３５０℃まで変化させ加熱
時間を３０分から３時間で行い、加熱直後のスラブ表層
部に種々の粒径を持つ鋼片とし（この加熱直後の粒径
は、加熱圧延スラブと同一なスラブを加熱後すぐに冷却
したスラブより断面を研磨エッチングすることで測定し
た。）、粗圧延開始温度を１０７０℃に一定にして同一
条件で熱延し、４．５mm厚の熱間圧延鋼帯を製造した。

【００１７】この熱間圧延鋼帯を焼鈍することなく鋼板
表面を砂鉄を含んだ高圧水でメカニカルデスケーリング
した後に、３００ｇ／リットルのＨ₂ ＳＯ₄ 、９０℃で
６０sec 酸洗し１１〜１４μｍの酸洗溶削後、スケール
を含有した皺状の凹み疵の数を、熱延鋼帯１００mm長さ
当たりの表裏面に発生した皺状の凹み疵の個数を縦軸と
し、加熱直後の粒径分布の最大粒径を横軸とし、両者の
関係をプロットしたものが図１である。

【００１８】加熱スラブ表層粒の粒径分布の最大粒径が
小さくなるにつれ皺状の凹み疵の個数は減少し、５mm以
下の粒径では皺状の凹み疵は全く発生しなかった。この
ような結果が得られた理由としては、結晶方位を異にす
る近接した結晶が熱延のように長さ方向に大きな塑性加
工を受けた場合には、結晶方位により大きな変形を示す
粒と変形を示さない粒が存在し、大きな粒で構成される
場合にはその差が大きな凹凸になる。すなわち結晶粒の
異方性に起因した凹凸が発生し、さらに粒径が大きくな
り、その数も多いほど凹凸が発生しやすくなるものと推
定される。

【００１９】次に、先に述べたスラブ幅方向の加熱後表
層組織の違いの原因を明確にするため、ＣＣ鋳片のコー
ナーから４０〜７０mmの場所で柱状晶の組織が多い部分
と、幅中央で柱状晶の組織が多い部分を切り出し組織観
察を行った後、１２００〜１２３０℃で２時間無酸化雰
囲気で加熱後水焼き入れし、再び最初の観察部位の近く
を組織観察して、加熱前後の組織変化を調査した。その
結果、エッジ部の柱状晶の組織は全く変化が生じなかっ
たが、幅中央部から切り出したサンプルには表層部に１
〜２mmの粒径の再結晶粒が生じていた。

【００２０】更に、スラブのマクロ的形状についてエッ
ジ部と幅中央部の違いを調べると、疵の生じるコーナー
から４０〜７０mmの位置には連続鋳造鋳込み時に生じる
オシレーションマークが残存しており、大きな窪みにな
っているが、それより中央部はオシレーションマークが
潰れ、圧延されたような形態になっていることが判っ
た。このようなＣＣ鋳片表層の変形はオーステナイト系
ステンレス鋼では見られずフェライト系ステンレス鋼特
有な現象であり、７００℃以上の高温でのフェライト系
ステンレス鋼の材料強度がオーステナイト系ステンレス
鋼の１／３〜１／４程度であることから生じたものであ
る。すなわちＣＣ鋳片の幅中央のバルジング部に歪が蓄
積され、この歪を駆動力として、続く加熱中に粒径の小
さい再結晶粒が生じたものと推定される。

【００２１】このような歪の効果を明確にするため、皺
状の凹み疵を調査したのと同じ板厚２５０mm、板幅１０
００mm、長さ６０００mmの完全な矩形スラブをオシレー
ションマークを押し潰さないように鋳造し、更にスラブ
の一部を事前に加熱して表層に再結晶が生じないことを
確認したスラブを用いて実験を行った。

【００２２】熱間圧延する前の予備処理として、３００
〜９００℃に１時間加熱した後に、ＣＣ鋳片へ圧延する
ことにより歪を１〜２０％付与した。このスラブを熱間
圧延するために加熱し、加熱温度を１１００〜１３５０
℃まで変化し、加熱時間を３０分から３時間行い（この
加熱直後の粒径は加熱圧延スラブと同一なスラブを熱延
スラブと同様に加熱し、加熱後すぐに冷却し断面を研磨
エッチングして加熱直後のスラブ表層粒径分布の最大粒
径を求めた。）、熱間圧延し、４．５mm厚の熱間圧延鋼
帯を製造した。

【００２３】この熱間圧延鋼帯を焼鈍することなく、鋼
板表面を砂鉄を含んだ高圧水でメカニカルデスケーリン
グした後に、３００ｇ／リットルのＨ₂ ＳＯ₄ 、９０℃
で６０sec 酸洗し１１〜１４μｍの酸洗溶削後、スケー
ルを含有した皺状の凹み疵の有無について、ＣＣ鋳片へ
の歪付与率と加熱温度の関係を整理した結果が図２であ
る。図２から明らかなように、加熱スラブ表層粒の粒径
分布の最大粒径が５mmより大きくなったものはいずれも
皺状の凹み疵が発生するが、粒径分布の最大粒径が５mm
以下の場合には皺状の凹み疵は発生しない。

【００２４】この実験にはγ_p が１８％のスラブを用い
たが、歪を付与しない場合には１１８０℃以上の高温加
熱で粒径分布の最大粒径が５mmを超えた粒径に成長して
しまう。これに加工歪を付与すると２．５％未満の加工
歪では変化が見られないが、２．５％以上の加工歪を付
与すると、１３００℃以下の加熱温度との組合わせで加
工歪を駆動力とした５mm以下の粒径の再結晶が生じる。
１３００℃を超えると５mmを超えた再結晶粒径になり、
熱間圧延後に皺状の凹み疵を生じる。また１１８０℃未
満の温度では加工歪なしでも粒径分布の最大粒径は５mm
以下であり、ＣＣ鋳片への歪付与は不要ではあるが、圧
下量の増大に伴って著しい細粒が得られる領域（１１８
０℃≧Ｔ（℃）≧１１９０−４×Ｒ（℃））があること
が判明した。図１中の＊印は連続鋳造装置下部の３００
〜９００℃の間に歪を付与したデータであり、３００〜
９００℃への加熱圧延と同様の効果を示す。

【００２５】またこのような加工歪の効果は、通常エッ
ジ近傍４０〜７０mmの皺状の凹み疵が発生する部位にの
み加工歪を付与できる装置を用いることによっても、熱
間圧延のために加熱した後に粒径分布の最大粒径は５mm
以下にコントロールすることができる。またスラブ短辺
側に作用させることにより加熱後粒径を５mm以下とする
ことで、熱延板エッジ１５〜２０mmに発生するエッジシ
ーム疵も３mm以下に低減できた。加熱による結晶粒の成
長や再結晶の変化は短時間で進み、３０分で各条件に応
じた組織に変化した後には変化しなくなる。実操業では
昇温に１〜２時間を要し、しかも均熱のための加熱時間
は１〜３時間程度であるため、組織は３０分〜３時間で
判定した。

【００２６】次に、本発明における限定理由について述
べる。ＣＣ鋳片に付与する加工歪の程度については、有
効に作用する下限があり、また上限は連続鋳造装置直下
の圧下装置に大きな能力が必要となり、また過大な歪を
付与すると鋳片自体に割れが生じるため、２．５〜１５
％の範囲に限定した。ＣＣ鋳片に歪を付与する場合の温
度については、３００℃未満では柱状晶の粒界から割れ
が生じ易くなるため、下限を３００℃以上とした。歪を
有効に作用させるにはより低温が望ましいが、９００℃
を超えると効果が小さくなるので、３００〜９００℃の
範囲に限定した。また、加熱前の温度については鋳片の
脆化温度によって異なり、常温搬送で割れが生じてしま
う材料は３００℃以上の保熱処理が必要であり、割れが
生じない材料では常温に冷却する。

【００２７】熱間圧延前の加熱温度Ｔについては、１１
００℃未満では熱間圧延時の変形抵抗が増大し、熱延機
の圧延負荷が過大となって圧延が困難になるので、１１
００℃以上とするのが好ましい。また、１３００℃を超
えるとスラブが加熱時に変形して熱延できない形状にな
り、また加工歪を付与しても加熱後粒径５mm以下に制御
できないので、１３００℃以下とした。

【００２８】次に、加熱スラブの表層粒径を変化させる
要因について検討した。スラブ加熱温度と加熱時間を変
化させた場合の加熱スラブ表層粒の粒径分布の最大粒径
が変化する様子を整理すると、図３に示すように、加熱
初期の３０分未満では粒成長の変化が著しいが、３０分
以上では粒成長はほとんど無くなる。また、加熱温度に
より粒径分布の最大粒径は大きく異なり、高温加熱ほど
粗粒が多く発生する。実操業では昇温に１〜２時間を要
し、均熱のための加熱は１〜３時間程度であることか
ら、粒径を制御するためには加熱温度の制御が重要であ
る。

【００２９】さらに操業データを解析することにより、
成分によって変化するγ層を表すγ_p と加熱温度（３０
分〜３時間加熱）が皺状の凹み疵発生に及ぼす関係を整
理した結果を図４に示す。図４から明らかなように、加
熱スラブ表層粒の粒径分布の最大粒径が５mmより大きく
なったものはいずれも皺状の凹み疵が発生するが、粒径
分布の最大粒径が５mm以下のものの場合には皺状の凹み
疵は発生しない。そしてこのように皺状の凹み疵の発生
しないスラブ製造条件が存在することが分かる。

【００３０】この製造条件は図４に示すとおり、スラブ
の加熱温度をＴ（℃）、スラブの成分より算出されるγ
_p （％）とすると、 Ｔ（℃）≦１１５０＋１．６７γ_p （％） となる条件である。この条件で加熱後粒径を５mm以下と
することで、熱延板エッジ１５〜２０mmに発生するエッ
ジシーム疵も３mm以下に低減できた。このように、γ_p
を増加させると加熱スラブ表層の粒成長が加熱温度の上
昇にもかかわらず抑制できる機構については、スラブの
加熱時においてスラブ表層部のγ層がより多く存在し、
フェライト粒の粒成長を抑制するものと考えられる。

【００３１】加熱温度Ｔの限定については、１１００℃
未満では熱間圧延時の変形抵抗が増大し、熱延機の圧延
負荷が過大となって圧延が困難になるので、１１００℃
以上とするのが好ましい。また、１３００℃を超えると
スラブが加熱時に変形して熱延できない形状になるの
で、１３００℃以下とした。

【００３２】更に、先に述べたスラブ幅方向の加熱後表
層組織の相違の原因を明確にするため、ＣＣ鋳片の幅中
央部とスラブコーナー部から４０〜７０mmの位置の表層
組織の違いについて、別のスラブを用い比較検討を行っ
た。その結果、ＣＣ鋳片の幅中央にはチル晶が多く柱状
晶が少なく、幅エッジ４０〜７０mmの位置には反対にチ
ル晶が少なく柱状晶が多い傾向があることが分かった。
特に幅エッジ部についてはＣＣ鋳片毎の相違が激しく、
チル晶と柱状晶の割合が大きく変化していた。

【００３３】このようにチル晶と柱状晶の異なるＣＣ鋳
片について、ＣＣ鋳片表層のＣ断面１２０mm当たりに占
めるチル晶と柱状晶の占有率を求め、この内のチル晶の
占有率と加熱温度が加熱後の粗粒化および皺状の凹み疵
発生に及ぼす関係を整理した結果を図５に示す。ここ
で、柱状晶とはＣ断面を観察した時にスラブ表層に０．
３〜２mmの幅があり、定義は表面から深さ方向に７mm以
上成長した粒とした。この柱状晶の表面に占める長さの
合計を１２０mmから差し引くと、チル晶の占める長さが
計算でき、これを１２０mmで割ったものがチル晶率であ
る。

【００３４】図５から明らかなように、加熱スラブ表層
粒の粒径分布の最大粒径が５mmより大きくなったものは
いずれも皺状の凹み疵が発生するが、粒径分布の最大粒
径が５mm以下のものの場合には皺状の凹み疵は発生しな
い。そして、高温加熱化で粗粒が多く発生し、皺状の凹
み疵が生じていることが分かる。

【００３５】チル晶率が高くなるにつれ粗粒化の限界加
熱温度は上昇し、１００％のチル晶では１３００℃に加
熱しても粒径分布の最大粒径は５mm以下となり、皺状の
凹み疵は発生しない。そして、このように凹み疵の発生
しないスラブ製造条件が存在することが分かる。この製
造条件は図５に示す通り、スラブ加熱温度をＴ（℃）、
スラブ表層エッジ１２０mm当たりのチル晶率Ｃｉ（％）
とすると、 Ｔ（℃）≦５５０＋７．５×Ｃｉ（％） となる条件である。この条件は粗圧延途中で熱延鋼帯の
幅を一定化するための幅圧下を行っても有効である。

【００３６】このようにチル晶率と加熱温度を規定し加
熱後粒径を５mm以下とすることで、熱延板エッジ１５〜
２０mmに発生するエッジシーム疵も３mm以下に低減でき
た。このようにチル晶が多くなり、加熱スラブ表層の粒
成長が加熱温度の上昇にもかかわらず抑制できる明確な
機構については不明であるが、スラブの加熱時に粒成長
を生じ難くさせる粒界偏析元素がより急冷凝固になるチ
ル晶粒界部に多く存在するために、スラブ加熱時にチル
晶の方が柱状晶より粒成長を生じ難いものと考えてい
る。

【００３７】この鋳造組織から加熱による結晶粒の成長
は比較的短時間で進み、３０分で各条件に応じた組織に
変化した後には、変化しなくなる。実操業では昇温に１
〜２時間を要し、しかも均熱のための加熱時間は１〜３
時間程度であるため、組織は３０分〜３時間で判定し
た。チル晶率の制御方法については、ＣＣ鋳片の鋳込み
時のＣＣモールド内での溶鋼温度と凝固液層線の差から
求めたΔＴを２０〜４０deg Ｃの間でコントロールする
ことによって得ることができ、ΔＴとＣＣ鋳片表層のチ
ル晶率の関係を図６に示す。

【００３８】加熱温度Ｔの限定については、１１００℃
未満では熱間圧延時の変形抵抗が増大し、熱延機の圧延
負荷が過大となって圧延が困難になるので、１１００℃
以上とするのが好ましい。また、１３００℃を超えると
スラブが加熱時に変形して熱延できない形状になるの
で、１３００℃以下とした。

【００３９】熱間圧延前の加熱時間については、特にス
ラブ加熱炉均熱帯に滞留（通過）する時間がポイントで
あるが、実操業上最低３０分は必要であり、３時間を超
える長時間加熱ではスラブ加熱時に変形してしまうこと
が懸念されるため、３時間以内が望ましい。

【００４０】スラブ加熱直後のスラブ表層部の結晶粒径
に着目した点については、皺状の凹み疵との対応が明確
なためと、スラブ加熱後の組織が安定であり組織変化し
難いためである。すなわち、一般に加熱直後の組織を観
察する場合には加熱直後に水冷を行い急冷処理が必要で
あるが、１２ton 規模のスラブでは水冷することは容易
ではない。小サンプルで１２ton 規模のスラブをシミュ
レートし、徐冷させたサンプルと水冷したサンプルで加
熱後の組織を粒径分布の最大粒径について調べると、冷
却条件は影響が少ないことが判明している。

【００４１】本発明の対象とするフェライト系ステンレ
ス鋼については、次の成分範囲から選択したものである
ことが望ましい。以下その構成要件の根拠について述べ
る。Ｃは、耐食性に大きく影響する元素であり、Ｃが多
いとＣｒ炭化物を形成し粒界腐食を引き起こし易いた
め、０．１％以下にする。Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤が残
存して含有する元素であるが、多量に含有すると加工性
を害するため、上限を１．０％とした。Ｍｎは、製鋼時
に脱酸及び脱硫剤が残存して含有するが、多量に含有す
ると耐食性を害するため、上限を１．０％とする。

【００４２】Ｐは、あえて添加する元素ではなく、熱間
加工性の点から少ない方が望ましく、０．０４％以下に
する。Ｓもあえて添加する元素ではなく、熱間加工性及
び耐食性の点から少ない方が望ましく、０．０２％以下
にする。Ｎｉは、靭性を向上させる場合以外は本来必要
のない元素であるが、製造工程上不可避的に入ってくる
ため、その許容限度を０．３％とした。

【００４３】Ｃｒは、１１％未満ではステンレス鋼とし
ての耐食性を維持することができず、また２３％を超え
ると熱間加工性が劣化するため、１１〜２３％の範囲と
する。Ｔｉは、深絞り性、耐食性を向上させる元素であ
るが、多量の添加は製造性を悪化させるため、上限を
０．６％とする。Ａｌは、製鋼時の強力な脱酸剤として
必要であり、また熱間圧延鋼帯を高温短時間焼鈍あるい
は焼鈍を省略するために必要であるが、多量に含有する
と介在物が多くなるため、上限を０．２％とした。

【００４４】Ｎは、Ｃと同様にＣｒ窒化物を形成して耐
食性を害し、また成形性を劣化させる。従って、０．０
５％以下にする。Ｃｕは、耐食性向上の作用があるが、
多量添加は熱間加工性を劣化させるので、０．１％以下
にする。Ｎｂは、深絞り性を向上させる元素であるが、
多量の添加は熱間加工性を悪化させるため、上限を０．
１％とする。

【００４５】Ｍｏは、耐食性を著しく向上させる元素で
あるが、高価な元素であり、０．０５％以下とした。Ｖ
は、耐食性を著しく向上させるが、熱間加工性を低下さ
せるため、０．１％以下とした。Ｏは、耐食性、成形性
の面から好ましくなく、０．０１％以下が望ましい。

【００４６】以上の成分は、γ_p ＝２４０Ｃ＋４７０Ｎ
＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５
Ｓｉ−１２Ｍｏ−２３Ｖ−４７Ｎｂ−４９Ｔｉ−５２Ａ
ｌ＋１８９（％）で示されるγ_p の計算値５〜６０％の
フェライト系ステンレス鋼を対象とする。γ_p について
は、熱間圧延鋼帯を高温短時間焼鈍あるいは焼鈍を省略
するために最低限必要であり、また、６０％を超えると
熱間加工性が劣化するためである。次に本発明の実施例
について説明する。

【００４７】

【実施例】

［実施例１］表１にその化学成分を示すＡ，Ｂの２種類
のγ_p ５％と２９％のフェライト系ステンレス鋼につい
て、各々連続鋳造によって連鋳スラブとし、垂直型ＣＣ
連続鋳造装置下部に設置してあるピンチローラーを使用
して、圧延歪を３００〜９００℃の温度範囲で付与し
た。このスラブを熱間圧延するため加熱炉で１１００〜
１３００℃に加熱した後、ホットストリップミルで熱間
圧延した。

【００４８】スラブの寸法は厚さ２５０mm、幅１０３０
mmで単重は１０〜１２ton である。熱間圧延は厚さ２３
mmまで圧延した後、仕上げ圧延して厚さ４．０mmのホッ
トコイルに仕上げた。その時の粗圧延のパススケジュー
ルを表２に、また仕上げ圧延のパススケジュールを表３
に示した。粗圧延については、幅圧下をしないパススケ
ジュールＡと幅圧下をするパススケジュールＢで圧延し
た。

【００４９】

【表１】

【００５０】

【表２】

【００５１】

【表３】

【００５２】その後焼鈍することなく砂鉄を含んだ高圧
水で鋼板表面をメカニカルデスケーリングした後に、３
００ｇ／リットルのＨ₂ ＳＯ₄ 、９０℃、６０sec で硫
酸酸洗し、１０〜１５μｍ酸洗溶削後にサンプルの表面
を検査して、皺状の凹み疵の発生状況を調べた。

【００５３】また、各々のスラブの加熱時においてスラ
ブの一部をサンプルとして同時に加熱炉に装入し、熱延
実験に供したのと同じ条件のもとで加熱した後、このサ
ンプルは熱間圧延することなく冷却し、その表層部に生
じたフェライト粒の粒径分布の最大粒径をＣ断面につい
て測定した。これらの結果を一括して表４に示した。表
４に記した加熱温度は、スラブ表面が抽出温度にほぼ達
した状態で加熱炉内に保持された時間であり、いわゆる
均熱時間に相当する。

【００５４】

【表４】

【００５５】表４の結果に示されるように、スラブ加熱
直後の表層粒径分布の最大粒径を５mm以下に制御したも
のは、皺状の凹み疵の発生がない。そして、歪を２．５
〜１５％付与し、熱間圧延の加熱温度として１３００℃
以下に加熱した場合には、スラブ加熱直後の表層粒径分
布の最大粒径が５mm以下となり、皺状の凹み疵の発生が
生じないのに対し、歪が２．５％未満で１１８０℃以上
の場合、歪を付与しても１３００℃を超えた場合には、
スラブ加熱直後の表層粒径分布の最大粒径が５mmを超え
て大きくなり、皺状の凹み疵が発生した。以上の結果か
ら、フェライト系ステンレス鋼の熱延鋼帯の表面に現れ
る皺状の凹み疵の発生は、スラブ加熱終了直後の表層粒
径分布の最大粒径を５mm以下に制御することによって防
止できることが明らかである。

【００５６】［実施例２］表１にその化学成分を示すＡ
〜Ｅの５種類のγ_p ５〜６０％のフェライト系ステンレ
ス鋼について、各々連続鋳造によって連鋳スラブとし、
これを加熱炉で１１００〜１３００℃に加熱した後、ホ
ットストリップミルで熱間圧延した。スラブの寸法は厚
さ２５０mm、幅１０３０mmで単重は１０〜１２ton であ
る。熱間圧延は厚さ２３mmまで圧延した後、仕上げ圧延
して厚さ４．０mmのホットコイルに仕上げた。その時の
粗圧延のパススケジュールを表２に、また仕上げ圧延の
パススケジュールを表３に示した。粗圧延については、
幅圧下をしないパススケジュールＡと幅圧下をするパス
スケジュールＢで圧延した。

【００５７】その後焼鈍することなく砂鉄を含んだ高圧
水で鋼板表面をメカニカルデスケーリングした後に、３
００ｇ／リットルのＨ₂ ＳＯ₄ 、９０℃、６０sec で硫
酸酸洗し、１０〜１５μｍ酸洗溶削後にサンプルの表面
を検査して、皺状の凹み疵の発生状況を調べた。

【００５８】また、各々のスラブの加熱時においてスラ
ブの一部をサンプルとして同時に加熱炉に装入し、熱延
実験に供したのと同じ条件のもとで加熱した後、このサ
ンプルは熱間圧延することなく冷却し、その表層部に生
じたフェライト粒の粒径分布の最大粒径をＣ断面につい
て測定した。これらの結果を一括して表５に示した。表
５に記した加熱温度は、スラブ表面が抽出温度にほぼ達
した状態で加熱炉内に保持された時間であり、いわゆる
均熱時間に相当する。

【００５９】

【表５】

【００６０】表５の結果に示されるように、スラブ加熱
直後の表層粒径分布の最大粒径を５mm以下に制御したも
のは、皺状の凹み疵の発生がない。そして、加熱条件を
スラブ加熱温度（℃）≦１１５０＋１．６７γ_p （％）
とした場合には、スラブ加熱直後の表層粒径分布の最大
粒径が５mm以下となり、皺状の凹み疵の発生がないのに
対し、スラブ加熱温度が１１５０＋１．６７γ_p （％）
の値を超えたものは、スラブ加熱直後の表層粒径分布の
最大粒径が５mmを超えて大きくなり、皺状の凹み疵が発
生した。以上の結果から、フェライト系ステンレス鋼の
熱延鋼帯の表面に現れる皺状の凹み疵の発生は、スラブ
加熱終了直後の表層粒径分布の最大粒径を５mm以下に制
御することによって防止できることが明らかである。

【００６１】［実施例３］表１にその化学成分を示す
Ａ，Ｂの２種類のγ_p ５％と２９％のフェライト系ステ
ンレス鋼について、各々連続鋳造によって連鋳スラブと
し、連続鋳造時に鋳造条件を変化させ、ΔＴを１５〜４
５deg ＣとしＣＣ鋳片の表層組織のチル晶率を変化させ
た。これを加熱炉で１１００〜１３００℃に加熱した
後、ホットストリップミルで熱間圧延した。スラブの寸
法は厚さ２５０mm、幅１０３０mmで単重は１０〜１２to
n である。熱間圧延は厚さ２３mmまで圧延した後、仕上
げ圧延して厚さ４．０mmのホットコイルに仕上げた。そ
の時の粗圧延のパススケジュールを表２に、また仕上げ
圧延のパススケジュールを表３に示した。粗圧延につい
ては、幅圧下をしないパススケジュールＡと幅圧下をす
るパススケジュールＢで圧延した。

【００６２】その後焼鈍することなく砂鉄を含んだ高圧
水で鋼板表面をメカニカルデスケーリングした後に、３
００ｇ／リットルのＨ₂ ＳＯ₄ 、９０℃、６０sec で硫
酸酸洗し、１１〜１６μｍ酸洗溶削後にサンプルの表面
を検査して、皺状の凹み疵の発生状況を調べた。

【００６３】また、各々のスラブの加熱時においてスラ
ブの一部をサンプルとして同時に加熱炉に装入し、熱延
実験に供したのと同じ条件のもとで加熱した後、このサ
ンプルは熱間圧延することなく冷却し、その表層部に生
じたフェライト粒の粒径分布の最大粒径をＣ断面につい
て測定した。これらの結果を一括して表６に示した。表
６に記した加熱温度は、スラブ表面が抽出温度にほぼ達
した状態で加熱炉内に保持された時間であり、いわゆる
均熱時間に相当する。

【００６４】

【表６】

【００６５】表６の結果に示されるように、スラブ加熱
直後の表層粒径分布の最大粒径を５mm以下に制御したも
のは、皺状の凹み疵の発生がない。そして、加熱条件を
スラブ加熱温度（℃）≦５５０＋７．５×Ｃｉ（％）と
した場合には、スラブ加熱直後の表層粒径分布の最大粒
径が５mm以下となり、皺状の凹み疵の発生がないのに対
し、スラブ加熱温度が５５０＋７．５×Ｃｉ（％）の値
を超えたものは、スラブ加熱直後の表層粒径分布の最大
粒径が５mmを超えて大きくなり、皺状の凹み疵が発生し
た。以上の結果から、フェライト系ステンレス鋼の熱延
鋼帯の表面に現れる皺状の凹み疵の発生は、スラブ加熱
終了直後の表層粒径分布の最大粒径を５mm以下に制御す
ることによって防止できることが明らかである。

【００６６】

【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば熱延
鋼帯にスケールを含有した皺状の凹み疵を発生せず、メ
カニカルデスケーリング後の酸洗の再酸洗率を大幅に低
減でき、また、コイルグラインダーによる鋼帯全面研削
も不要となり、歩留り向上の点からも、また生産計画の
点でも問題が解決する。更に、幅圧下圧延によってコイ
ル幅を一定に製造する圧延を行って、エッジ部の歪量を
増やしても皺状の凹み疵が発生しないことから、より高
歩留りな熱間圧延が可能となる。

【００６７】更に、従来は加熱直後の粒径を大きくしな
いとの観点から加熱上限温度が１２００℃程度の比較的
低温に設定されており、このためスラブを均一加熱する
場合に長時間を要していたが、本発明により歪を付与す
ることで、１３００℃まで加熱しても粗粒化させずに操
業できるため、高温短時間加熱が可能になる。このよう
に生産性を著しく上昇させることができるので、その工
業的効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】スラブ板厚２５０mm、板幅１０００mm、長さ６
０００mmのスラブを４．５mm厚まで熱延し、メカニカル
デスケーリング後硫酸酸洗し、熱延鋼帯表裏面の長さ１
００mm当たりに発生した皺状の凹み疵の数と、各々のス
ラブの加熱時においてスラブの一部をサンプルとして同
時に加熱炉に装入し、熱延実験に供したのと同じ条件の
もとで加熱した後、熱間圧延することなく冷却し、その
表層部に生じたフェライト粒径の粒径分布の最大粒径と
の関係図である。

【図２】スラブ加熱温度とＣＣ鋳片への歪付与率が加熱
後の粒径および皺状の凹み疵発生に及ぼす関係を示す図
である。

【図３】スラブ加熱温度と加熱時間によるスラブ加熱終
了直後の表層粒径分布の最大粒径との関係を示す図であ
る。

【図４】スラブ加熱温度とγ_p が加熱後の組織粒径およ
び皺状の凹み疵発生に及ぼす関係を示す図である。

【図５】スラブ加熱温度とＣＣ鋳片表層のチル晶率が加
熱後の組織粒径および皺状の凹み疵発生に及ぼす関係を
示す図である。

【図６】ＣＣ鋳片表層のチル晶率とＣＣモールド内での
溶鋼温度と凝固液層線との差から求めた温度差との関係
を示す図である。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成７年１２月２７日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００２４

【補正方法】変更

【補正内容】

【００２４】この実験にはγ_p が１８％のスラブを用い
たが、歪を付与しない場合には１１８０℃以上の高温加
熱で粒径分布の最大粒径が５mmを超えた粒径に成長して
しまう。これに加工歪を付与すると２．５％未満の加工
歪では変化が見られないが、２．５％以上の加工歪を付
与すると、１３００℃以下の加熱温度との組合わせで加
工歪を駆動力とした５mm以下の粒径の再結晶が生じる。
１３００℃を超えると５mmを超えた再結晶粒径になり、
熱間圧延後に皺状の凹み疵を生じる。また１１８０℃未
満の温度では加工歪なしでも粒径分布の最大粒径は５mm
以下であり、ＣＣ鋳片への歪付与は不要ではあるが、圧
下量の増大に伴って著しい細粒が得られる領域（１１８
０℃≧Ｔ（℃）≧１１９０−４×Ｒ（℃））があること
が判明した。図２中の＊印は連続鋳造装置下部の３００
〜９００℃の間に歪を付与したデータであり、３００〜
９００℃への加熱圧延と同様の効果を示す。

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５３

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５３】また、各々のスラブの加熱時においてスラ
ブの一部をサンプルとして同時に加熱炉に装入し、熱延
実験に供したのと同じ条件のもとで加熱した後、このサ
ンプルは熱間圧延することなく冷却し、その表層部に生
じたフェライト粒の粒径分布の最大粒径をＣ断面につい
て測定した。これらの結果を一括して表４に示した。表
４に記した加熱時間は、スラブ表面が抽出温度にほぼ達
した状態で加熱炉内に保持された時間であり、いわゆる
均熱時間に相当する。

【手続補正３】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５８

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５８】また、各々のスラブの加熱時においてスラ
ブの一部をサンプルとして同時に加熱炉に装入し、熱延
実験に供したのと同じ条件のもとで加熱した後、このサ
ンプルは熱間圧延することなく冷却し、その表層部に生
じたフェライト粒の粒径分布の最大粒径をＣ断面につい
て測定した。これらの結果を一括して表５に示した。表
５に記した加熱時間は、スラブ表面が抽出温度にほぼ達
した状態で加熱炉内に保持された時間であり、いわゆる
均熱時間に相当する。

【手続補正４】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００６３

【補正方法】変更

【補正内容】

【００６３】また、各々のスラブの加熱時においてスラ
ブの一部をサンプルとして同時に加熱炉に装入し、熱延
実験に供したのと同じ条件のもとで加熱した後、このサ
ンプルは熱間圧延することなく冷却し、その表層部に生
じたフェライト粒の粒径分布の最大粒径をＣ断面につい
て測定した。これらの結果を一括して表６に示した。表
６に記した加熱時間は、スラブ表面が抽出温度にほぼ達
した状態で加熱炉内に保持された時間であり、いわゆる
均熱時間に相当する。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 久禮 幸弘 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 山地 清 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 フェライト系ステンレス鋼のスラブを、
   ３００〜９００℃の温度域で２．５〜１５％の加工歪み
   を加えた後１１００〜１３００℃に加熱し、熱間圧延前
   のスラブ表層部の結晶粒径を５mm以下とすることを特徴
   とするフェライト系ステンレス熱間圧延鋼帯の表面疵防
   止方法。
2. 【請求項２】 フェライト系ステンレス鋼のスラブを、
   １１００〜１３００℃かつ下記（１）式を満足する温度
   範囲に加熱し、熱間圧延前のスラブ表層部の結晶粒径を
   ５mm以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレ
   ス熱間圧延鋼帯の表面疵防止方法。 Ｔ（℃）≦（１１５０＋１．６７γ_p ）（℃） ‥‥（１） 但し、γ_p ＝ 240Ｃ＋ 470Ｎ＋23Ｎｉ＋ 9Ｃｕ＋ 7Ｍｎ
   −11.5Ｃｒ−11.5Ｓｉ−12Ｍｏ−23Ｖ−47Ｎｂ−49Ｔｉ
   −52Ａｌ＋ 189 ここで、γ_p および各成分の単位は％、Ｔ（℃）はスラ
   ブ加熱温度。
3. 【請求項３】 フェライト系ステンレス鋼のスラブを、
   １１００〜１３００℃かつ下記（２）式を満足する温度
   範囲に加熱し、熱間圧延前のスラブ表層部の結晶粒径を
   ５mm以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレ
   ス熱間圧延鋼帯の表面疵防止方法。 Ｔ（℃）≦（５５０＋７．５Ｃｉ（％））（℃） ‥‥（２） 但し、Ｃｉは鋳造スラブのチル晶と柱状晶からなる表面
   組織に占めるチル晶占有率（％）。