JP2000160229A - 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレ
ス鋼を得る。 【構成】 フェライト系ステンレス鋼の真空精練に際
し、フェライト系ステンレス鋼の真空精練に際し、Ｃａ
Ｏ―Ａｌ2 Ｏ3 系スラグのＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の重量比
が０．７〜２．５の範囲となる量のＣａＯ及びＡｌを添
加し、溶鋼中に不活性ガスを吹き込んで５分以上攪拌し
た後、ＴｉＮ単独の介在物が面積率で０．０１％以上と
なるようにＴｉを添加する。 【作用】 酸化物系介在部を十分に低減した溶鋼にＴｉ
が添加されるため、等軸晶率の増大に有効な単独型Ｔｉ
Ｎ介在物が多くなる。
ス鋼を得る。 【構成】 フェライト系ステンレス鋼の真空精練に際
し、フェライト系ステンレス鋼の真空精練に際し、Ｃａ
Ｏ―Ａｌ2 Ｏ3 系スラグのＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の重量比
が０．７〜２．５の範囲となる量のＣａＯ及びＡｌを添
加し、溶鋼中に不活性ガスを吹き込んで５分以上攪拌し
た後、ＴｉＮ単独の介在物が面積率で０．０１％以上と
なるようにＴｉを添加する。 【作用】 酸化物系介在部を十分に低減した溶鋼にＴｉ
が添加されるため、等軸晶率の増大に有効な単独型Ｔｉ
Ｎ介在物が多くなる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＴｉＮの形態制御によ
り等軸晶率を高め、耐リジング性を改善したフェライト
系ステンレス鋼の製造方法に関する。
り等軸晶率を高め、耐リジング性を改善したフェライト
系ステンレス鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系
ステンレス鋼は、優れた加工性や耐食性をもち、比較的
安価な材料であることから、厨房機器，電気機器，自動
車用材料等として広範な分野で使用されている。しか
し、フェライト系ステンレス鋼の連鋳片を圧延して製造
した鋼板に深絞り，曲げ等の冷間加工を施すと、リジン
グと呼ばれている縞状の起伏が圧延方向に沿って発生
し、製品の外観が著しく損われることがある。リジング
の発生は、連続鋳造時に生成した粗大な柱状晶組織が熱
延工程で十分に破壊されることなく、しかも粗大な集合
組織（以下、バンド状組織という）が残存することに原
因があると一般的に考えられている。リジング又はバン
ド状組織の発生を抑制するため、連続鋳造法でスラブを
製造する際に等軸晶率を大きくする方法（特開平９−４
９０１０号公報，特開平１−１１８３４１号公報），熱
延後に冷延及び焼鈍を複数回繰り返して再結晶により組
織を微細化する方法等が採用されている。
ステンレス鋼は、優れた加工性や耐食性をもち、比較的
安価な材料であることから、厨房機器，電気機器，自動
車用材料等として広範な分野で使用されている。しか
し、フェライト系ステンレス鋼の連鋳片を圧延して製造
した鋼板に深絞り，曲げ等の冷間加工を施すと、リジン
グと呼ばれている縞状の起伏が圧延方向に沿って発生
し、製品の外観が著しく損われることがある。リジング
の発生は、連続鋳造時に生成した粗大な柱状晶組織が熱
延工程で十分に破壊されることなく、しかも粗大な集合
組織（以下、バンド状組織という）が残存することに原
因があると一般的に考えられている。リジング又はバン
ド状組織の発生を抑制するため、連続鋳造法でスラブを
製造する際に等軸晶率を大きくする方法（特開平９−４
９０１０号公報，特開平１−１１８３４１号公報），熱
延後に冷延及び焼鈍を複数回繰り返して再結晶により組
織を微細化する方法等が採用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】冷延及び焼鈍を複数回
繰り返す方法は、組織を微細化しバンド状組織を消滅さ
せる有効な方法である。しかし、複数回の冷延及び焼鈍
を必要とするため、工程に負荷がかかり、製造コストを
上昇させることになり、大量生産鋼種には適さない。連
続鋳造法でスラブを製造する段階で等軸晶率を大きくす
る方法は、冷延及び焼鈍を複数回繰り返す必要がないこ
とから、工業的に有利な方法である。等軸晶率を大きく
する方法としては、比較的低温で鋳造する方法，溶鋼を
電磁攪拌しながら鋳造する方法等がある。
繰り返す方法は、組織を微細化しバンド状組織を消滅さ
せる有効な方法である。しかし、複数回の冷延及び焼鈍
を必要とするため、工程に負荷がかかり、製造コストを
上昇させることになり、大量生産鋼種には適さない。連
続鋳造法でスラブを製造する段階で等軸晶率を大きくす
る方法は、冷延及び焼鈍を複数回繰り返す必要がないこ
とから、工業的に有利な方法である。等軸晶率を大きく
する方法としては、比較的低温で鋳造する方法，溶鋼を
電磁攪拌しながら鋳造する方法等がある。
【０００４】低温鋳造では、溶鋼の凝固温度近くまで鋳
込み温度を下げて鋳造することが必要になり、操業中に
ノズル詰り等のトラブルが発生しやすくなり、量産的な
操業ベースでは実施に困難が伴う。他方、電磁攪拌は、
凝固組織の等軸晶化に有効であるものの、安定的に達成
可能な等軸晶率は４０〜５０％程度に過ぎず、通常圧延
によってリジング性に優れた鋼板が得られる等軸晶率の
下限６０％には及ばない。ところで、フェライト系ステ
ンレス鋼にＴｉを添加し、溶鋼中に析出したＴｉＮをフ
ェライトの凝固核として利用するとき、凝固組織が容易
に等軸晶化することが知られている。しかし、鋼種によ
っては、単にＴｉ添加だけでは組織が必ずしも等軸晶化
しないことがある。また、過剰なＴｉ添加は、ノズル詰
り，表面疵発生等の原因になる。
込み温度を下げて鋳造することが必要になり、操業中に
ノズル詰り等のトラブルが発生しやすくなり、量産的な
操業ベースでは実施に困難が伴う。他方、電磁攪拌は、
凝固組織の等軸晶化に有効であるものの、安定的に達成
可能な等軸晶率は４０〜５０％程度に過ぎず、通常圧延
によってリジング性に優れた鋼板が得られる等軸晶率の
下限６０％には及ばない。ところで、フェライト系ステ
ンレス鋼にＴｉを添加し、溶鋼中に析出したＴｉＮをフ
ェライトの凝固核として利用するとき、凝固組織が容易
に等軸晶化することが知られている。しかし、鋼種によ
っては、単にＴｉ添加だけでは組織が必ずしも等軸晶化
しないことがある。また、過剰なＴｉ添加は、ノズル詰
り，表面疵発生等の原因になる。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、鋼中に分散析出
するＴｉＮを形態制御することにより、等軸晶率を高
め、耐リジング性を改善したフェライト系ステンレス鋼
を製造することを目的とする。本発明の製造方法は、そ
の目的を達成するため、フェライト系ステンレス鋼の真
空精練に際し、ＣａＯ―Ａｌ2 Ｏ3 系スラグのＣａＯ／
Ａｌ2 Ｏ3 の重量比が０．７〜２．５の範囲となる量の
ＣａＯ及びＡｌを添加し、溶鋼中に不活性ガスを吹き込
んで５分以上攪拌した後、ＴｉＮ単独の介在物が面積率
で０．０１％以上となるようにＴｉを添加することを特
徴とする。
題を解消すべく案出されたものであり、鋼中に分散析出
するＴｉＮを形態制御することにより、等軸晶率を高
め、耐リジング性を改善したフェライト系ステンレス鋼
を製造することを目的とする。本発明の製造方法は、そ
の目的を達成するため、フェライト系ステンレス鋼の真
空精練に際し、ＣａＯ―Ａｌ2 Ｏ3 系スラグのＣａＯ／
Ａｌ2 Ｏ3 の重量比が０．７〜２．５の範囲となる量の
ＣａＯ及びＡｌを添加し、溶鋼中に不活性ガスを吹き込
んで５分以上攪拌した後、ＴｉＮ単独の介在物が面積率
で０．０１％以上となるようにＴｉを添加することを特
徴とする。
【０００６】
【作用】溶鋼に添加したＴｉは、溶鋼中のＮと反応しＴ
ｉＮとして析出する。ＴｉＮの析出物は、フェライトの
凝固核として働き、等軸晶率を増大させる。しかし、単
にＴｉを添加するだけでは、高い等軸晶率が得られな
い。本発明者等は、このＴｉ添加が等軸晶率に及ぼす影
響に付いて介在物，特にＴｉＮ系介在物の形態面から調
査・研究した。スラブサンプルで検出される介在物は、
鋼種によっても異なるが、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 系（以
下、スピネル系という）又はＡｌ2 Ｏ3 系（以下、アル
ミナ系という）等の酸化物系介在物，ＴｉＮ等の窒化物
系介在物，ＭｎＳ等の硫化物系介在物等がある。
ｉＮとして析出する。ＴｉＮの析出物は、フェライトの
凝固核として働き、等軸晶率を増大させる。しかし、単
にＴｉを添加するだけでは、高い等軸晶率が得られな
い。本発明者等は、このＴｉ添加が等軸晶率に及ぼす影
響に付いて介在物，特にＴｉＮ系介在物の形態面から調
査・研究した。スラブサンプルで検出される介在物は、
鋼種によっても異なるが、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 系（以
下、スピネル系という）又はＡｌ2 Ｏ3 系（以下、アル
ミナ系という）等の酸化物系介在物，ＴｉＮ等の窒化物
系介在物，ＭｎＳ等の硫化物系介在物等がある。
【０００７】このうち、ＴｉＮ系介在物には、図１に示
すように酸化物系介在物を核として成長した複合型Ｔｉ
Ｎ（ａ）と、酸化物系介在物と複合せずに単独で存在す
る単独型ＴｉＮ（ｂ）の２種類があることが判った。Ｔ
ｉＮと複合する酸化物系としてはスピネル系やアルミナ
系酸化物が代表的なものであるが、他にＭｎＯやシリケ
ート系の酸化物もＴｉＮと複合する。ＴｉＮと酸化物形
介在物の複合形態を調査したところ、ＴｉＮの中心に酸
化物が存在することが多いが、酸化物とＴｉＮが集合・
合体した形態も認められた。次いで、フェライトの凝固
核として有効なＴｉＮの形態を明らかにするため、Ｔｉ
Ｎの形態と等軸晶率との関係を調査した。その結果、等
軸晶率が高いサンプルでは単独型ＴｉＮの割合が多く、
等軸晶率が低いサンプルでは複合型ＴｉＮの割合が多い
ことが判った。単独型ＴｉＮ及び複合型ＴｉＮで等軸晶
率に差が現れることは、フェライトの凝固核としての働
きが複合型ＴｉＮに比較して単独型ＴｉＮが格段に強い
ことを意味する。
すように酸化物系介在物を核として成長した複合型Ｔｉ
Ｎ（ａ）と、酸化物系介在物と複合せずに単独で存在す
る単独型ＴｉＮ（ｂ）の２種類があることが判った。Ｔ
ｉＮと複合する酸化物系としてはスピネル系やアルミナ
系酸化物が代表的なものであるが、他にＭｎＯやシリケ
ート系の酸化物もＴｉＮと複合する。ＴｉＮと酸化物形
介在物の複合形態を調査したところ、ＴｉＮの中心に酸
化物が存在することが多いが、酸化物とＴｉＮが集合・
合体した形態も認められた。次いで、フェライトの凝固
核として有効なＴｉＮの形態を明らかにするため、Ｔｉ
Ｎの形態と等軸晶率との関係を調査した。その結果、等
軸晶率が高いサンプルでは単独型ＴｉＮの割合が多く、
等軸晶率が低いサンプルでは複合型ＴｉＮの割合が多い
ことが判った。単独型ＴｉＮ及び複合型ＴｉＮで等軸晶
率に差が現れることは、フェライトの凝固核としての働
きが複合型ＴｉＮに比較して単独型ＴｉＮが格段に強い
ことを意味する。
【０００８】そこで、単独型ＴｉＮ及び複合型ＴｉＮの
割合を面積率で求め、面積率と等軸晶率との定量的な関
係を解明した。その結果、単独型ＴｉＮの面積率が０．
０１％以上になると、特別な装置や困難な鋳造条件を必
要とすることなく、等軸晶率６０％以上のスラブが製造
され、優れた耐リジング性をもつフェライト系ステンレ
ス鋼が得られることを見出した。なお、介在物の面積率
は、ＪＩＳ Ｇ０５５５で規定する介在物清浄度測定方
法に準じて測定される。
割合を面積率で求め、面積率と等軸晶率との定量的な関
係を解明した。その結果、単独型ＴｉＮの面積率が０．
０１％以上になると、特別な装置や困難な鋳造条件を必
要とすることなく、等軸晶率６０％以上のスラブが製造
され、優れた耐リジング性をもつフェライト系ステンレ
ス鋼が得られることを見出した。なお、介在物の面積率
は、ＪＩＳ Ｇ０５５５で規定する介在物清浄度測定方
法に準じて測定される。
【０００９】単独型ＴｉＮを多くするためには、真空精
練時にＡｌで脱酸しＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3 系スラグを形成
し、真空下でスラグ／メタルを攪拌してアルミナ系，ス
ピネル系等の酸化物系介在物をスラグに十分吸収させた
後で、Ｔｉを添加する方法が採用される。脱酸剤として
Ａｌを使用するが、Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等の何れ
の脱酸剤を併用することも可能である。脱酸時には、脱
酸剤が添加された溶鋼を不活性ガス吹込みで攪拌し、脱
酸時に生成する酸化物系介在物の合体・浮上を促進させ
ることが好ましい。このような方法で脱酸時に生成する
酸化物系介在物を十分に除去した後でＴｉを添加する
と、酸化物系介在物が減少しているので、鋳造時に析出
するＴｉＮは単独形ＴｉＮが多くなる。これに対し、酸
化物系介在物の除去が不充分な場合、鋳造時に析出する
ＴｉＮは複合型ＴｉＮが多くなり、等軸晶率が低下す
る。
練時にＡｌで脱酸しＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3 系スラグを形成
し、真空下でスラグ／メタルを攪拌してアルミナ系，ス
ピネル系等の酸化物系介在物をスラグに十分吸収させた
後で、Ｔｉを添加する方法が採用される。脱酸剤として
Ａｌを使用するが、Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等の何れ
の脱酸剤を併用することも可能である。脱酸時には、脱
酸剤が添加された溶鋼を不活性ガス吹込みで攪拌し、脱
酸時に生成する酸化物系介在物の合体・浮上を促進させ
ることが好ましい。このような方法で脱酸時に生成する
酸化物系介在物を十分に除去した後でＴｉを添加する
と、酸化物系介在物が減少しているので、鋳造時に析出
するＴｉＮは単独形ＴｉＮが多くなる。これに対し、酸
化物系介在物の除去が不充分な場合、鋳造時に析出する
ＴｉＮは複合型ＴｉＮが多くなり、等軸晶率が低下す
る。
【００１０】以下、本発明で規定した製造条件について
説明する。ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系スラグ：ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の重
量比０．７〜２．５ Ｔｉ添加ステンレス鋼の真空精練では、Ｃａが添加さ
れ、Ａｌ脱酸される。添加されたＡｌの一部は酸化され
てＡｌ2 Ｏ3 になり、ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系スラグが形
成される。スラグによる酸化物系介在物の吸収力はＣａ
Ｏの濃度が高くなるほど大きくなり、ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ
3 の重量比０．７以上で酸化物系介在物が効率よくスラ
グに吸収される。しかし、重量比２．５を超えるＣａＯ
濃度では、スラグの融点が高くなり、酸化物系介在物を
吸収する作用も頭打ちとなる。そこで、本発明において
は、ＣａＯ及びＡｌの添加量を調整することにより、Ｃ
ａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の重量比を０．７〜２．５の範囲に維
持する。不活性ガス吹込みによる溶鋼の攪拌：５分以上 真空精練時に酸化物系介在物をスラグ中に分離・吸収す
るためには、Ｔｉ添加までの攪拌時間を５分以上とるこ
とが必要であり、溶鋼温度低下による制約が許容される
限り長い攪拌時間を設定することが好ましい。
説明する。ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系スラグ：ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の重
量比０．７〜２．５ Ｔｉ添加ステンレス鋼の真空精練では、Ｃａが添加さ
れ、Ａｌ脱酸される。添加されたＡｌの一部は酸化され
てＡｌ2 Ｏ3 になり、ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系スラグが形
成される。スラグによる酸化物系介在物の吸収力はＣａ
Ｏの濃度が高くなるほど大きくなり、ＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ
3 の重量比０．７以上で酸化物系介在物が効率よくスラ
グに吸収される。しかし、重量比２．５を超えるＣａＯ
濃度では、スラグの融点が高くなり、酸化物系介在物を
吸収する作用も頭打ちとなる。そこで、本発明において
は、ＣａＯ及びＡｌの添加量を調整することにより、Ｃ
ａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 の重量比を０．７〜２．５の範囲に維
持する。不活性ガス吹込みによる溶鋼の攪拌：５分以上 真空精練時に酸化物系介在物をスラグ中に分離・吸収す
るためには、Ｔｉ添加までの攪拌時間を５分以上とるこ
とが必要であり、溶鋼温度低下による制約が許容される
限り長い攪拌時間を設定することが好ましい。
【００１１】ＴｉＮの形態制御による等軸晶率の増大
は、各種フェライト系ステンレス鋼に適用されるが、本
発明で対象とするフェライト系ステンレス鋼には耐蝕性
確保に必要なＣｒ：９〜３０重量％，硬度確保に必要な
Ｃ：０．１重量％以下，強度向上に有効なＳｉ：１．０
重量％以下，鋼中に含まれる有害元素ＳをＭｎＳとして
固定する作用を呈するＭｎ：１．０重量％以下，フェラ
イトの凝固核であるＴｉＮの生成に必要なＮ：０．０３
重量％以下及びＴｉ：０．１〜１．０重量％，耐食性及
び強度向上に有効なＭｏ：３．０重量％以下，強度向上
に有効なＺｒ：１．０重量％以下，強度向上に有効な
Ｖ：１．０重量％以下，熱間加工性の改善に有効なＢ及
び／又は希土類金属（ＲＥＭ）：０．０１重量％以下を
含むことができる。更に、他の任意成分としてＹ，Ｃ
ａ，Ｍｇ，Ｗ，Ｎｂ等の１種又は２種以上を含むことが
できる。不純物として含まれるＳ，Ｐは、それぞれ０．
０２重量％以下及び０．０５重量％以下に規制されてい
る限り、特性に悪影響を及ぼすことはない。
は、各種フェライト系ステンレス鋼に適用されるが、本
発明で対象とするフェライト系ステンレス鋼には耐蝕性
確保に必要なＣｒ：９〜３０重量％，硬度確保に必要な
Ｃ：０．１重量％以下，強度向上に有効なＳｉ：１．０
重量％以下，鋼中に含まれる有害元素ＳをＭｎＳとして
固定する作用を呈するＭｎ：１．０重量％以下，フェラ
イトの凝固核であるＴｉＮの生成に必要なＮ：０．０３
重量％以下及びＴｉ：０．１〜１．０重量％，耐食性及
び強度向上に有効なＭｏ：３．０重量％以下，強度向上
に有効なＺｒ：１．０重量％以下，強度向上に有効な
Ｖ：１．０重量％以下，熱間加工性の改善に有効なＢ及
び／又は希土類金属（ＲＥＭ）：０．０１重量％以下を
含むことができる。更に、他の任意成分としてＹ，Ｃ
ａ，Ｍｇ，Ｗ，Ｎｂ等の１種又は２種以上を含むことが
できる。不純物として含まれるＳ，Ｐは、それぞれ０．
０２重量％以下及び０．０５重量％以下に規制されてい
る限り、特性に悪影響を及ぼすことはない。
【００１２】
【実施例】ＳＵＨ４０９系のＴｉ添加フェライト系ステ
ンレス鋼（７０トン／チャージ）を電気炉，転炉，ＶＯ
Ｄ工程を経て溶製し、連続鋳造でスラブを製造した。こ
のとき、表１に示す真空精練条件を採用し、ＣａＯ／Ａ
ｌ2 Ｏ3 の重量比が所定値となる量のＣａＯ及びＡｌを
添加した。真空度を５０〜２００Ｐａの範囲に設定し、
ポーラスプラグからＡｒガスを流量３００〜５００Ｎｌ
／分で溶鋼中に吹き込むことにより溶鋼を攪拌した。得
られたスラブからサンプルを切り出し、スラブの厚みに
対する等軸晶帯の厚み比率を数点測定し、測定値を平均
化して等軸晶率を求めた。また、同じスラブから光学顕
微鏡観察用のサンプルを切り出し、ＪＩＳ Ｇ０５５５
「介在物清浄度測定方法」に準拠して複合型ＴｉＮ及び
単独形ＴｉＮの面積率を測定した。更に、常法に従って
スラブを熱間圧延し、得られた熱延板の金属組織を観察
し、バンド状組織の有無を確認した。
ンレス鋼（７０トン／チャージ）を電気炉，転炉，ＶＯ
Ｄ工程を経て溶製し、連続鋳造でスラブを製造した。こ
のとき、表１に示す真空精練条件を採用し、ＣａＯ／Ａ
ｌ2 Ｏ3 の重量比が所定値となる量のＣａＯ及びＡｌを
添加した。真空度を５０〜２００Ｐａの範囲に設定し、
ポーラスプラグからＡｒガスを流量３００〜５００Ｎｌ
／分で溶鋼中に吹き込むことにより溶鋼を攪拌した。得
られたスラブからサンプルを切り出し、スラブの厚みに
対する等軸晶帯の厚み比率を数点測定し、測定値を平均
化して等軸晶率を求めた。また、同じスラブから光学顕
微鏡観察用のサンプルを切り出し、ＪＩＳ Ｇ０５５５
「介在物清浄度測定方法」に準拠して複合型ＴｉＮ及び
単独形ＴｉＮの面積率を測定した。更に、常法に従って
スラブを熱間圧延し、得られた熱延板の金属組織を観察
し、バンド状組織の有無を確認した。
【００１３】表１の調査結果にみられるように、精錬条
件が本発明で規定した範囲にある試験番号１〜５では、
単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％以上であり、スラブ
の等軸晶率が６０％以上と高く、熱延後の金属組織にも
バンド状組織が検出されなかった。他方、ＣａＯ／Ａｌ
2 Ｏ3 の重量比が低い試験番号６，８，１０（比較例）
及び攪拌時間が短すぎる試験番号７，９（比較例）で
は、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％未満となってお
り、何れもスラブの等軸晶率が６０％に達せず、熱延後
の金属組織においてもバンド状組織が検出された。
件が本発明で規定した範囲にある試験番号１〜５では、
単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％以上であり、スラブ
の等軸晶率が６０％以上と高く、熱延後の金属組織にも
バンド状組織が検出されなかった。他方、ＣａＯ／Ａｌ
2 Ｏ3 の重量比が低い試験番号６，８，１０（比較例）
及び攪拌時間が短すぎる試験番号７，９（比較例）で
は、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％未満となってお
り、何れもスラブの等軸晶率が６０％に達せず、熱延後
の金属組織においてもバンド状組織が検出された。
【００１４】
【００１５】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、真空精練時に添加されるＣａＯ及びＡｌの添加量を
調整することによりＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 重量比が０．７
〜２．５のＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系スラグを形成させ、不
活性ガス吹込みにより溶鋼を攪拌して、酸化物系介在物
の合体及びスラグによる吸収を促進させている。そし
て、酸化物系介在物が十分に少なくなった溶鋼にＴｉを
添加しているので、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％
以上となるように鋼中に存在するＴｉＮ系介在物が形態
制御され、スラブ段階での等軸晶率が６０％以上と高く
なる。そのため、深絞り，曲げ等の冷間加工を施した場
合にあっても皺状の起伏が発生することなく耐リジング
性に優れた材料が得られ、良好な外観が要求される厨房
機器，各種電気機器，自動車用材料等として広範な分野
で使用される。
は、真空精練時に添加されるＣａＯ及びＡｌの添加量を
調整することによりＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 重量比が０．７
〜２．５のＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系スラグを形成させ、不
活性ガス吹込みにより溶鋼を攪拌して、酸化物系介在物
の合体及びスラグによる吸収を促進させている。そし
て、酸化物系介在物が十分に少なくなった溶鋼にＴｉを
添加しているので、単独型ＴｉＮの面積率が０．０１％
以上となるように鋼中に存在するＴｉＮ系介在物が形態
制御され、スラブ段階での等軸晶率が６０％以上と高く
なる。そのため、深絞り，曲げ等の冷間加工を施した場
合にあっても皺状の起伏が発生することなく耐リジング
性に優れた材料が得られ、良好な外観が要求される厨房
機器，各種電気機器，自動車用材料等として広範な分野
で使用される。
【図１】 鋼中に析出する複合型ＴｉＮ（ａ）及び単独
型ＴｉＮ（ｂ）の顕微鏡写真
型ＴｉＮ（ｂ）の顕微鏡写真
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年１１月２４日（１９９８．１１．
２４）
２４）
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図１
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 蛭浜 修久 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社技術研究所内 (72)発明者 野口 勇 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K013 AA02 BA14 CA01 CE05 DA03 DA08 DA12 DA13 EA03 EA19 FA05 FA06
Claims (1)
- 【請求項１】 フェライト系ステンレス鋼の真空精練に
際し、ＣａＯ―Ａｌ 2 Ｏ3 系スラグのＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ
3 の重量比が０．７〜２．５の範囲となる量のＣａＯ及
びＡｌを添加し、溶鋼中に不活性ガスを吹き込んで５分
以上攪拌した後、ＴｉＮ単独の介在物が面積率で０．０
１％以上となるようにＴｉを添加することを特徴とする
耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33157398A JP2000160229A (ja) | 1998-11-20 | 1998-11-20 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33157398A JP2000160229A (ja) | 1998-11-20 | 1998-11-20 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000160229A true JP2000160229A (ja) | 2000-06-13 |
Family
ID=18245174
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33157398A Withdrawn JP2000160229A (ja) | 1998-11-20 | 1998-11-20 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000160229A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013185183A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 軟磁性ステンレス鋼細線およびその製造方法 |
| CN113106322A (zh) * | 2021-04-22 | 2021-07-13 | 安徽富凯特材有限公司 | 一种超纯铁素体不锈钢冶炼方法 |
-
1998
- 1998-11-20 JP JP33157398A patent/JP2000160229A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013185183A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 軟磁性ステンレス鋼細線およびその製造方法 |
| CN113106322A (zh) * | 2021-04-22 | 2021-07-13 | 安徽富凯特材有限公司 | 一种超纯铁素体不锈钢冶炼方法 |
| CN113106322B (zh) * | 2021-04-22 | 2022-01-28 | 安徽富凯特材有限公司 | 一种超纯铁素体不锈钢冶炼方法 |
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