JP2001049322A - 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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- JP2001049322A JP2001049322A JP11222036A JP22203699A JP2001049322A JP 2001049322 A JP2001049322 A JP 2001049322A JP 11222036 A JP11222036 A JP 11222036A JP 22203699 A JP22203699 A JP 22203699A JP 2001049322 A JP2001049322 A JP 2001049322A
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
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- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
- Carbon Steel Or Casting Steel Manufacturing (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 酸化物系介在物を低減し、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】 Ｃｒ：９〜３２重量％及びＡｌ：０．００５
〜０．２重量％を含むフェライト系ステンレス鋼を溶製
する際、スラグ組成が（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ 2 Ｏ3
重量％）＝０．５〜３．０になる量のＣａＯ及びＡｌを
添加し、酸化物系介在物の面積率が０．０５％以下にな
るまで不活性ガス吹込みにより溶鋼を攪拌し、過熱度２
０〜７０℃の溶鋼を連続鋳造して面積率で等軸晶率６０
％以上の鋳片を製造する。
れたフェライト系ステンレス鋼を得る。 【構成】 Ｃｒ：９〜３２重量％及びＡｌ：０．００５
〜０．２重量％を含むフェライト系ステンレス鋼を溶製
する際、スラグ組成が（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ 2 Ｏ3
重量％）＝０．５〜３．０になる量のＣａＯ及びＡｌを
添加し、酸化物系介在物の面積率が０．０５％以下にな
るまで不活性ガス吹込みにより溶鋼を攪拌し、過熱度２
０〜７０℃の溶鋼を連続鋳造して面積率で等軸晶率６０
％以上の鋳片を製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、酸化物系介在物の形態
制御によって等軸晶率を高め、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方法に関する。
制御によって等軸晶率を高め、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、加工性及び耐食性が良好で、比較的安
価であることから、厨房機器，電気製品，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、リジングと称され
る縞状の起伏が圧延方向に沿って発生し、製品の外観を
著しく損うことがある。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、しかも粗大なバンド状組織からなる集合
組織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。
ステンレス鋼は、加工性及び耐食性が良好で、比較的安
価であることから、厨房機器，電気製品，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、リジングと称され
る縞状の起伏が圧延方向に沿って発生し、製品の外観を
著しく損うことがある。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、しかも粗大なバンド状組織からなる集合
組織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。
【０００３】そこで、リジング又はバンド状組織の発生
を抑制するため、連続鋳造法で鋳片を製造する際に等軸
晶率を大きくする方法（特開平９−４９０１０号公報，
特開平２−２５０９２５号公報）や熱延後に冷延及び焼
鈍を複数回繰り返して再結晶を促進させることにより組
織を微細化する方法等が提案されている。冷延及び焼鈍
の繰返しにより組織を微細化する方法は、リジング発生
の原因であるバンド状組織を消滅させる上で有効である
ものの、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る。そ
のため、大量生産鋼種に適した方法とはいえない。これ
に対し、鋳片製造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く工業的に有利
な方法である。等軸晶率を大きくする手段としては、比
較的低温の溶鋼を鋳造する方法，溶鋼を電磁攪拌しなが
ら鋳造する方法等が採用されている。
を抑制するため、連続鋳造法で鋳片を製造する際に等軸
晶率を大きくする方法（特開平９−４９０１０号公報，
特開平２−２５０９２５号公報）や熱延後に冷延及び焼
鈍を複数回繰り返して再結晶を促進させることにより組
織を微細化する方法等が提案されている。冷延及び焼鈍
の繰返しにより組織を微細化する方法は、リジング発生
の原因であるバンド状組織を消滅させる上で有効である
ものの、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る。そ
のため、大量生産鋼種に適した方法とはいえない。これ
に対し、鋳片製造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く工業的に有利
な方法である。等軸晶率を大きくする手段としては、比
較的低温の溶鋼を鋳造する方法，溶鋼を電磁攪拌しなが
ら鋳造する方法等が採用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】低温鋳造で等軸晶率を
上げようとすると、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る。このような低温鋳
造では、操業中にノズル詰り等のトラブルが発生し易
く、量産的な操業ベースでは実施に困難が伴う。他方、
溶鋼の電磁攪拌は、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
に止まり、通常圧延で耐リジング性に優れた鋼帯が得ら
れる等軸晶率の下限値６０％には達しない。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、凝固組織が等軸晶化し易いといわれている。しか
し、鋼種によっては、単なるＴｉ添加だけで凝固組織が
必ずしも等軸晶化するとは限らない。また、等軸晶率を
向上させるためには多量のＴｉ添加を必要とするが、過
剰なＴｉ添加はノズル詰り，表面疵等の欠陥発生を助長
させる。この点、Ｔｉ添加による凝固組織の等軸晶化
は、一概に得策ということはできない。
上げようとすると、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る。このような低温鋳
造では、操業中にノズル詰り等のトラブルが発生し易
く、量産的な操業ベースでは実施に困難が伴う。他方、
溶鋼の電磁攪拌は、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
に止まり、通常圧延で耐リジング性に優れた鋼帯が得ら
れる等軸晶率の下限値６０％には達しない。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、凝固組織が等軸晶化し易いといわれている。しか
し、鋼種によっては、単なるＴｉ添加だけで凝固組織が
必ずしも等軸晶化するとは限らない。また、等軸晶率を
向上させるためには多量のＴｉ添加を必要とするが、過
剰なＴｉ添加はノズル詰り，表面疵等の欠陥発生を助長
させる。この点、Ｔｉ添加による凝固組織の等軸晶化
は、一概に得策ということはできない。
【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
している酸化物系介在物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、Ｃｒ：９〜３２重量
％及びＡｌ：０．００５〜０．２重量％を含むフェライ
ト系ステンレス鋼を溶製する際、スラグ組成が（ＣａＯ
重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）＝０．５〜３．０にな
る量のＣａＯ及びＡｌを添加し、酸化物系介在物の面積
率が０．０５％以下になるまで不活性ガス吹込みにより
溶鋼を攪拌し、過熱度２０〜７０℃の溶鋼を連続鋳造し
て面積率で等軸晶率６０％以上の鋳片を得ることを特徴
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
している酸化物系介在物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、Ｃｒ：９〜３２重量
％及びＡｌ：０．００５〜０．２重量％を含むフェライ
ト系ステンレス鋼を溶製する際、スラグ組成が（ＣａＯ
重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）＝０．５〜３．０にな
る量のＣａＯ及びＡｌを添加し、酸化物系介在物の面積
率が０．０５％以下になるまで不活性ガス吹込みにより
溶鋼を攪拌し、過熱度２０〜７０℃の溶鋼を連続鋳造し
て面積率で等軸晶率６０％以上の鋳片を得ることを特徴
とする。
【０００６】
【作用】溶鋼にＴｉを添加すると、溶鋼中のＮと反応し
てＴｉＮが析出する。生成したＴｉＮ系介在物は、次の
理由から等軸晶の向上に有効であると考えられている。 （１）ＴｉＮと溶鋼との濡れ性が良いこと。 （２）ＴｉＮとフェライトとは結晶格子の不整合度が小
さいため、ＴｉＮを核としてフェライトが晶出し易いこ
と。 （３）ＴｉＮの析出温度が溶鋼の凝固温度近傍にあるた
め、析出したＴｉＮが介在物として浮上分離しにくいこ
と。
てＴｉＮが析出する。生成したＴｉＮ系介在物は、次の
理由から等軸晶の向上に有効であると考えられている。 （１）ＴｉＮと溶鋼との濡れ性が良いこと。 （２）ＴｉＮとフェライトとは結晶格子の不整合度が小
さいため、ＴｉＮを核としてフェライトが晶出し易いこ
と。 （３）ＴｉＮの析出温度が溶鋼の凝固温度近傍にあるた
め、析出したＴｉＮが介在物として浮上分離しにくいこ
と。
【０００７】しかし、Ｔｉ添加が等軸晶率に及ぼす影響
について調査・研究した結果から、単にＴｉを添加した
だけでは高い等軸晶率が得られず、介在物、なかでも介
在物形態が等軸晶化に影響を及ぼしていることを見出し
た。鋳片のサンプルから検出される介在物には、鋼種に
よって異なるが、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 系（以下、スピネ
ル系という），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。これら介在物のう
ち、ＴｉＮは等軸晶率の改善に有効であると考えられて
いることから、ＴｉＮの分散量に応じて等軸晶率が高く
なっているはずである。しかし、ＴｉＮ清浄度と等軸晶
率との間には相関関係が成立しておらず、等軸晶率の改
善にＴｉＮが有効な介在物であることを示すデータは得
られなかった。
について調査・研究した結果から、単にＴｉを添加した
だけでは高い等軸晶率が得られず、介在物、なかでも介
在物形態が等軸晶化に影響を及ぼしていることを見出し
た。鋳片のサンプルから検出される介在物には、鋼種に
よって異なるが、ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 系（以下、スピネ
ル系という），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。これら介在物のう
ち、ＴｉＮは等軸晶率の改善に有効であると考えられて
いることから、ＴｉＮの分散量に応じて等軸晶率が高く
なっているはずである。しかし、ＴｉＮ清浄度と等軸晶
率との間には相関関係が成立しておらず、等軸晶率の改
善にＴｉＮが有効な介在物であることを示すデータは得
られなかった。
【０００８】そこで、他の介在物形態と等軸晶率との関
係を調査したところ、等軸晶率が高い鋳片では、酸化物
系介在物の清浄度が高いこと、換言すれば酸化物系介在
物の面積率が小さいことが判った。更に酸化物系介在物
の面積率と等軸晶率との定量的な関係に調査・検討を進
めたところ、酸化物系介在物の面積率が０．０５％以下
になると、電磁攪拌等の特別な装置や低温鋳造等の困難
な鋳造条件を採用する必要なく、等軸晶率が６０％以上
の鋳片を製造でき、耐リジング性に優れたフェライト系
ステンレス鋼が得られることを解明した。
係を調査したところ、等軸晶率が高い鋳片では、酸化物
系介在物の清浄度が高いこと、換言すれば酸化物系介在
物の面積率が小さいことが判った。更に酸化物系介在物
の面積率と等軸晶率との定量的な関係に調査・検討を進
めたところ、酸化物系介在物の面積率が０．０５％以下
になると、電磁攪拌等の特別な装置や低温鋳造等の困難
な鋳造条件を採用する必要なく、等軸晶率が６０％以上
の鋳片を製造でき、耐リジング性に優れたフェライト系
ステンレス鋼が得られることを解明した。
【０００９】酸化物系介在物は、精錬反応によって生じ
る化合物であり、反応生成物として溶鋼中に懸濁する。
本発明者等による調査・研究の結果から、多量の酸化物
系介在物が存在する系では連鋳で得られる鋳片の等軸晶
率が低下し、耐リジング性が劣化する傾向が見出され
た。酸化物系介在物が耐リジング性に及ぼす悪影響は、
精錬時から長時間にわたって酸化物系介在物が溶鋼中に
存在していることに原因があり、たとえば初晶のフェラ
イトが生成する際の過冷度に影響を及ぼす等、凝固のメ
カニズムに何らかの影響を与えているものと推察され
る。そのため、長時間にわたり溶鋼中に存在する酸化物
系介在物は、精錬時に可及的速やかにスラグ中に分離・
吸収する必要がある。
る化合物であり、反応生成物として溶鋼中に懸濁する。
本発明者等による調査・研究の結果から、多量の酸化物
系介在物が存在する系では連鋳で得られる鋳片の等軸晶
率が低下し、耐リジング性が劣化する傾向が見出され
た。酸化物系介在物が耐リジング性に及ぼす悪影響は、
精錬時から長時間にわたって酸化物系介在物が溶鋼中に
存在していることに原因があり、たとえば初晶のフェラ
イトが生成する際の過冷度に影響を及ぼす等、凝固のメ
カニズムに何らかの影響を与えているものと推察され
る。そのため、長時間にわたり溶鋼中に存在する酸化物
系介在物は、精錬時に可及的速やかにスラグ中に分離・
吸収する必要がある。
【００１０】介在物の面積率は、鋳造方向に直交する断
面を観察して介在物が占める割合を算出することにより
求められ、たとえばＪＩＳ Ｇ０５５５で規定されてい
る「介在物清浄度測定方法」に準拠して測定できる。た
だし、観察断面にみられる介在物を分類し、酸化物系介
在物の面積率をカウントすることが必要である。硫化物
系介在物や窒化物系介在物は単独で存在することもある
が、酸化物系介在物と複合して存在することもある。本
件明細書では、単独の酸化物系介在物及び硫化物との複
合介在物を酸化物系介在物として扱い、窒化物と酸化物
との複合形態を除外している。酸化物−窒化物の複合介
在物は、酸化物の周囲に窒化物が析出した形態，酸化物
と窒化物が合体した形態等として鋼中に存在する。それ
ぞれの酸化物の面積率が等軸晶率に及ぼす影響を調査し
たところ、酸化物系介在物単独及び酸化物と硫化物との
複合介在物では面積率が高い場合に等軸晶率の低下が示
されたが、酸化物と窒化物との複合介在物では等軸晶率
に及ぼす影響は検出されなかった。そのため、酸化物と
窒化物との複合介在物を除外して酸化物系介在物を制御
しても、等軸晶率の向上に支障を来さない。
面を観察して介在物が占める割合を算出することにより
求められ、たとえばＪＩＳ Ｇ０５５５で規定されてい
る「介在物清浄度測定方法」に準拠して測定できる。た
だし、観察断面にみられる介在物を分類し、酸化物系介
在物の面積率をカウントすることが必要である。硫化物
系介在物や窒化物系介在物は単独で存在することもある
が、酸化物系介在物と複合して存在することもある。本
件明細書では、単独の酸化物系介在物及び硫化物との複
合介在物を酸化物系介在物として扱い、窒化物と酸化物
との複合形態を除外している。酸化物−窒化物の複合介
在物は、酸化物の周囲に窒化物が析出した形態，酸化物
と窒化物が合体した形態等として鋼中に存在する。それ
ぞれの酸化物の面積率が等軸晶率に及ぼす影響を調査し
たところ、酸化物系介在物単独及び酸化物と硫化物との
複合介在物では面積率が高い場合に等軸晶率の低下が示
されたが、酸化物と窒化物との複合介在物では等軸晶率
に及ぼす影響は検出されなかった。そのため、酸化物と
窒化物との複合介在物を除外して酸化物系介在物を制御
しても、等軸晶率の向上に支障を来さない。
【００１１】酸化物系介在物の低減には、真空雰囲気又
は不活性雰囲気下で脱酸剤としてＡｌを添加してＣａＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 系を主成分とするスラグを生成させ、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る精錬方法が採用さ
れる。このとき、ＣａＦ2 等の造滓剤を含むスラグも使
用でき、Ａｌに加えてＳｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｃａ，Ｍｇ，
ＲＥＭ（希土類）の１種又は２種以上を脱酸剤として併
用することも可能である。脱酸剤は、不活性ガス吹込み
による溶鋼の攪拌に先立って、或いは不活性ガス吹込み
中に溶鋼に添加される。不活性ガス吹込み中に脱酸剤を
添加する場合には、不活性ガスに載せた脱酸剤を溶鋼中
に送り込むことも可能である。脱酸剤が添加された溶鋼
を不活性ガス吹込みによって攪拌すると、生成した酸化
物系介在物が合体・浮上して溶鋼から分離する。攪拌時
間は、特に本発明を拘束するものではないが、十分な脱
酸効果を得るためには５分以上の攪拌が好ましい。攪拌
後、タンディッシュ内にある溶鋼の過熱度（＝鋳造時の
溶鋼温度−溶鋼の液相線温度）を２０〜７０℃に維持
し、スラブ，ビレット，ブルーム等に連続鋳造する。過
熱度をこのように調整するとき、電磁攪拌の必要なく等
軸晶率６０％以上の鋳片が得られる。もっとも、電磁攪
拌を併用すると、等軸晶率が一層高くなる。なお、等軸
晶率は、鋳片の鋳造方向に垂直な断面における等軸晶帯
の面積率で求められる。
は不活性雰囲気下で脱酸剤としてＡｌを添加してＣａＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 系を主成分とするスラグを生成させ、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る精錬方法が採用さ
れる。このとき、ＣａＦ2 等の造滓剤を含むスラグも使
用でき、Ａｌに加えてＳｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｃａ，Ｍｇ，
ＲＥＭ（希土類）の１種又は２種以上を脱酸剤として併
用することも可能である。脱酸剤は、不活性ガス吹込み
による溶鋼の攪拌に先立って、或いは不活性ガス吹込み
中に溶鋼に添加される。不活性ガス吹込み中に脱酸剤を
添加する場合には、不活性ガスに載せた脱酸剤を溶鋼中
に送り込むことも可能である。脱酸剤が添加された溶鋼
を不活性ガス吹込みによって攪拌すると、生成した酸化
物系介在物が合体・浮上して溶鋼から分離する。攪拌時
間は、特に本発明を拘束するものではないが、十分な脱
酸効果を得るためには５分以上の攪拌が好ましい。攪拌
後、タンディッシュ内にある溶鋼の過熱度（＝鋳造時の
溶鋼温度−溶鋼の液相線温度）を２０〜７０℃に維持
し、スラブ，ビレット，ブルーム等に連続鋳造する。過
熱度をこのように調整するとき、電磁攪拌の必要なく等
軸晶率６０％以上の鋳片が得られる。もっとも、電磁攪
拌を併用すると、等軸晶率が一層高くなる。なお、等軸
晶率は、鋳片の鋳造方向に垂直な断面における等軸晶帯
の面積率で求められる。
【００１２】以下、本発明で規定した製造条件を説明す
る。スラグ組成：（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）
＝０．５〜３．０ ステンレス鋼の精錬時には、ＣａＯ（スラグ成分）及び
Ａｌ（脱酸剤）を溶鋼に添加して脱酸する。添加された
Ａｌは、一部が酸化されてＡｌ2 Ｏ3 となり、ＣａＯ−
Ａｌ2 Ｏ3 系スラグの成分となる。溶鋼中の酸化物系介
在物をスラグに効率よく吸収させるためには、ＣａＯ濃
度が高くなるほど酸化物系介在物の吸収作用が向上する
ので、（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）≧０．
５のスラグを用いる必要がある。しかし、ＣａＯ濃度が
高くなり過ぎるとスラグの融点が上昇し、酸化物系介在
物を吸収する作用も頭打ちになる。したがって、（Ｃａ
Ｏ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）の上限を３．０に設
定した。（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）の比
率は、ＣａＯ（スラグ成分）及びＡｌ（脱酸剤）の添加
量を調整することにより制御される。
る。スラグ組成：（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）
＝０．５〜３．０ ステンレス鋼の精錬時には、ＣａＯ（スラグ成分）及び
Ａｌ（脱酸剤）を溶鋼に添加して脱酸する。添加された
Ａｌは、一部が酸化されてＡｌ2 Ｏ3 となり、ＣａＯ−
Ａｌ2 Ｏ3 系スラグの成分となる。溶鋼中の酸化物系介
在物をスラグに効率よく吸収させるためには、ＣａＯ濃
度が高くなるほど酸化物系介在物の吸収作用が向上する
ので、（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）≧０．
５のスラグを用いる必要がある。しかし、ＣａＯ濃度が
高くなり過ぎるとスラグの融点が上昇し、酸化物系介在
物を吸収する作用も頭打ちになる。したがって、（Ｃａ
Ｏ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）の上限を３．０に設
定した。（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）の比
率は、ＣａＯ（スラグ成分）及びＡｌ（脱酸剤）の添加
量を調整することにより制御される。
【００１３】連続鋳造時の溶鋼過熱度：２０〜７０℃ 連続鋳造時の溶鋼過熱度が低いと等軸晶率が高くなる
が、ノズル詰り等のトラブルが頻発し易くなる。そこ
で、トラブル発生を防止して安定操業を可能にするた
め、連続鋳造時にタンディッシュ内にある溶鋼の過熱度
を２０℃以上に設定する。しかし、過熱度が７０℃を超
えると、モールド内で凝固シェルが不均一に生成し、表
面割れ等の品質上のトラブルが鋳片に発生し易くなる。
が、ノズル詰り等のトラブルが頻発し易くなる。そこ
で、トラブル発生を防止して安定操業を可能にするた
め、連続鋳造時にタンディッシュ内にある溶鋼の過熱度
を２０℃以上に設定する。しかし、過熱度が７０℃を超
えると、モールド内で凝固シェルが不均一に生成し、表
面割れ等の品質上のトラブルが鋳片に発生し易くなる。
【００１４】ステンレス鋼の合金成分 酸化物の形態制御により等軸晶率を増大させることは各
種フェライト系ステンレス鋼に適用されるが、本発明が
対象とするフェライト系ステンレス鋼は次の合金成分を
含んでいる。 Ｃｒ：９〜３２重量％ 耐食性改善に有効な合金成分であり、９重量％以上の含
有量で添加効果が顕著になる。耐食性は、Ｃｒ含有量の
増加に応じて向上するが、経済性の観点からＣｒ含有量
の上限を３２重量％とした。 Ａｌ：０．００５〜０．２重量％ 溶鋼の脱酸に使用される合金成分であり、通常のＡｌ脱
酸鋼種では鋼中に０．００５重量％以上のＡｌが必要に
なる。しかし、過剰量のＡｌが含まれると表面疵，溶接
性劣化等の問題が発生し易くなるので、Ａｌ含有量の上
限を０．２重量％に設定した。また、脱酸剤として添加
されるＡｌは、溶鋼にスラグ成分として添加されるＣａ
Ｏとの関係において（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重
量％）＝０．５〜３．０となるように添加量が調整され
る。
種フェライト系ステンレス鋼に適用されるが、本発明が
対象とするフェライト系ステンレス鋼は次の合金成分を
含んでいる。 Ｃｒ：９〜３２重量％ 耐食性改善に有効な合金成分であり、９重量％以上の含
有量で添加効果が顕著になる。耐食性は、Ｃｒ含有量の
増加に応じて向上するが、経済性の観点からＣｒ含有量
の上限を３２重量％とした。 Ａｌ：０．００５〜０．２重量％ 溶鋼の脱酸に使用される合金成分であり、通常のＡｌ脱
酸鋼種では鋼中に０．００５重量％以上のＡｌが必要に
なる。しかし、過剰量のＡｌが含まれると表面疵，溶接
性劣化等の問題が発生し易くなるので、Ａｌ含有量の上
限を０．２重量％に設定した。また、脱酸剤として添加
されるＡｌは、溶鋼にスラグ成分として添加されるＣａ
Ｏとの関係において（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重
量％）＝０．５〜３．０となるように添加量が調整され
る。
【００１５】Ｃ：０．１５重量％以下 ステンレス鋼の耐食性はＣ含有量が低いほど向上するの
で、本発明が対象とするフェライト系ステンレス鋼では
Ｃ含有量の上限を０．１５重量％に設定することが好ま
しい。 Ｓｉ：１．０重量％以下 強度向上に有効な合金成分であるが、過剰に含まれると
加工性が劣化するので、Ｓｉ含有量の上限を１．０重量
％に設定することが好ましい。 Ｍｎ：１．０重量％以下 製造性を改善すると共に、鋼中の有害元素ＳをＭｎＳと
して固定する作用を呈する。しかし、１．０重量％を超
えるＭｎの過剰添加は耐食性低下の原因となるので、Ｍ
ｎ含有量の上限を１．０重量％に設定することが好まし
い。
で、本発明が対象とするフェライト系ステンレス鋼では
Ｃ含有量の上限を０．１５重量％に設定することが好ま
しい。 Ｓｉ：１．０重量％以下 強度向上に有効な合金成分であるが、過剰に含まれると
加工性が劣化するので、Ｓｉ含有量の上限を１．０重量
％に設定することが好ましい。 Ｍｎ：１．０重量％以下 製造性を改善すると共に、鋼中の有害元素ＳをＭｎＳと
して固定する作用を呈する。しかし、１．０重量％を超
えるＭｎの過剰添加は耐食性低下の原因となるので、Ｍ
ｎ含有量の上限を１．０重量％に設定することが好まし
い。
【００１６】本発明が対象とするフェライト系ステンレ
ス鋼は、以上に掲げた合金成分の外に、耐食性向上に有
効な３．０重量％以下のＭｏ，強度向上に有効な１．０
重量％以下のＺｒ，加工性改善に有効な１．０重量％以
下のＴｉ，加工性改善に有効な１．０重量％以下のＮ
ｂ，強度向上に有効な１．０重量％以下のＶ，熱間加工
性改善に有効な０．０５重量％以下のＢ及び／又はＲＥ
Ｍ（希土類）の１種又は２種以上を含んでも良い。更
に、他の任意成分としてＹ，Ｃａ，Ｍｇ及びＷの１種又
は２種以上を含むこともできる。不純物として含まれる
Ｓ及び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。
ス鋼は、以上に掲げた合金成分の外に、耐食性向上に有
効な３．０重量％以下のＭｏ，強度向上に有効な１．０
重量％以下のＺｒ，加工性改善に有効な１．０重量％以
下のＴｉ，加工性改善に有効な１．０重量％以下のＮ
ｂ，強度向上に有効な１．０重量％以下のＶ，熱間加工
性改善に有効な０．０５重量％以下のＢ及び／又はＲＥ
Ｍ（希土類）の１種又は２種以上を含んでも良い。更
に、他の任意成分としてＹ，Ｃａ，Ｍｇ及びＷの１種又
は２種以上を含むこともできる。不純物として含まれる
Ｓ及び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。
【００１７】
【実施例】ＳＵＨ４０９系の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，ＶＯＤ工程を
経て溶製し、スラブに連続鋳造した。真空精練では、真
空度を５０〜２００Ｐａに維持し、（ＣａＯ重量％）／
（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）が所定値になるようにＣａＯ及び
Ａｌを添加し、ポーラスプラグを介して流量３００〜５
００ＮＬ／分でＡｒガスを溶鋼中に吹き込むことにより
溶鋼を攪拌した。得られた溶製材の組成を表１に、製造
条件を表２に示す。製造された各スラブから、鋳造方向
に直交する断面で試験片を切り出した。試験片の断面を
観察し、スラブの厚みに対する等軸晶帯の厚みの割合を
数点測定し、測定値を平均して等軸晶率を算出した。ま
た、同じスラブから光学顕微鏡観察用の試験片を切り出
し、ＪＩＳ Ｇ０５５５「介在物清浄度測定法」に準拠
して酸化物系介在物の面積率を測定した。更に、常法に
従ってスラブを圧延し、得られた冷延板からＪＩＳ５号
引張り試験片を切り出した。引張り試験片を鏡面研磨し
た後、変形率２０％で引っ張り、リジングを目視観察し
た。観察結果からリジングの程度を判定し、リジング判
定が２以下の場合を実用上問題のないリジングレベルと
して５段階評価した。
（７０トン／チャージ）を電気炉，転炉，ＶＯＤ工程を
経て溶製し、スラブに連続鋳造した。真空精練では、真
空度を５０〜２００Ｐａに維持し、（ＣａＯ重量％）／
（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）が所定値になるようにＣａＯ及び
Ａｌを添加し、ポーラスプラグを介して流量３００〜５
００ＮＬ／分でＡｒガスを溶鋼中に吹き込むことにより
溶鋼を攪拌した。得られた溶製材の組成を表１に、製造
条件を表２に示す。製造された各スラブから、鋳造方向
に直交する断面で試験片を切り出した。試験片の断面を
観察し、スラブの厚みに対する等軸晶帯の厚みの割合を
数点測定し、測定値を平均して等軸晶率を算出した。ま
た、同じスラブから光学顕微鏡観察用の試験片を切り出
し、ＪＩＳ Ｇ０５５５「介在物清浄度測定法」に準拠
して酸化物系介在物の面積率を測定した。更に、常法に
従ってスラブを圧延し、得られた冷延板からＪＩＳ５号
引張り試験片を切り出した。引張り試験片を鏡面研磨し
た後、変形率２０％で引っ張り、リジングを目視観察し
た。観察結果からリジングの程度を判定し、リジング判
定が２以下の場合を実用上問題のないリジングレベルと
して５段階評価した。
【００１８】表２の調査結果に見られるように、操業条
件が本発明で既定した条件を満足する試験番号１〜５で
は、酸化物系介在物の面積率が０．０５％以下になって
おり、スラブ断面における等軸晶率が６０％以上と高
く、冷延後のリジング判定も良好であった。これに対
し、試験番号６〜１０（比較例）では、酸化物系介在物
の面積率が０．０５％を超えており、何れのスラブも等
軸晶率が６０％に達せず、冷延後のリジング判定も悪か
った。この対比から明らかなように、連鋳されたスラブ
の酸化物系介在物の面積率を０．０５％以下にすること
により鋳片段階での等軸晶率が高くなり、耐リジング性
に優れた鋼板が得られることが確認された。
件が本発明で既定した条件を満足する試験番号１〜５で
は、酸化物系介在物の面積率が０．０５％以下になって
おり、スラブ断面における等軸晶率が６０％以上と高
く、冷延後のリジング判定も良好であった。これに対
し、試験番号６〜１０（比較例）では、酸化物系介在物
の面積率が０．０５％を超えており、何れのスラブも等
軸晶率が６０％に達せず、冷延後のリジング判定も悪か
った。この対比から明らかなように、連鋳されたスラブ
の酸化物系介在物の面積率を０．０５％以下にすること
により鋳片段階での等軸晶率が高くなり、耐リジング性
に優れた鋼板が得られることが確認された。
【００１９】
【００２０】
【００２１】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、精錬時に（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）
＝０．５〜３．０のスラグを生成させて不活性ガス吹込
みによって溶鋼を攪拌することにより、溶鋼中の酸化物
系介在物を効果的にスラグに吸収させ、鋳片段階での酸
化物系介在物を面積率０．０５％以下に抑えている。こ
のように酸化物系介在物を抑制することにより、低温鋳
造やＴｉ添加の必要なく等軸晶率が６０％を超える鋳片
が得られ、深絞り，曲げ等の冷間加工を施しても皺状の
起伏が生じない耐リジング性に優れた鋼帯が製造され、
優れた外観を活用して厨房機器，各種電気機器，自動車
用鋼板等として広範な分野で使用される材料が提供され
る。
は、精錬時に（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2 Ｏ3 重量％）
＝０．５〜３．０のスラグを生成させて不活性ガス吹込
みによって溶鋼を攪拌することにより、溶鋼中の酸化物
系介在物を効果的にスラグに吸収させ、鋳片段階での酸
化物系介在物を面積率０．０５％以下に抑えている。こ
のように酸化物系介在物を抑制することにより、低温鋳
造やＴｉ添加の必要なく等軸晶率が６０％を超える鋳片
が得られ、深絞り，曲げ等の冷間加工を施しても皺状の
起伏が生じない耐リジング性に優れた鋼帯が製造され、
優れた外観を活用して厨房機器，各種電気機器，自動車
用鋼板等として広範な分野で使用される材料が提供され
る。
【手続補正書】
【提出日】平成１１年８月５日（１９９９．８．５）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】発明の名称
【補正方法】変更
【補正内容】
【発明の名称】 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
ステンレス鋼の製造方法
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｂ２２Ｄ 11/108 Ｂ２２Ｄ 11/108 Ｆ 11/11 11/11 Ａ 11/16 11/16 Ｚ Ｃ２１Ｃ 5/54 Ｃ２１Ｃ 5/54 Ｃ２２Ｂ 9/05 Ｃ２２Ｂ 9/05 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２Ｚ 38/18 38/18 (72)発明者 蛭濱 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 Ｆターム(参考） 4E004 JA00 MB14 MC00 NC02 4K001 AA10 BA23 EA03 KA01 KA06 4K002 AA03 AD10 AE02 4K014 CA04 CB01 CC07 CD09 CD19
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃｒ：９〜３２重量％及びＡｌ：０．０
０５〜０．２重量％を含むフェライト系ステンレス鋼を
溶製する際、スラグ組成が（ＣａＯ重量％）／（Ａｌ2
Ｏ3 重量％）＝０．５〜３．０になる量のＣａＯ及びＡ
ｌを添加し、酸化物系介在物の面積率が０．０５％以下
になるまで不活性ガス吹込みにより溶鋼を攪拌し、過熱
度２０〜７０℃の溶鋼を連続鋳造して面積率で等軸晶率
６０％以上の鋳片を得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 |
|---|---|---|---|
| JP11222036A JP2001049322A (ja) | 1999-08-05 | 1999-08-05 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP11222036A JP2001049322A (ja) | 1999-08-05 | 1999-08-05 | 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 |
|---|---|
| JP2001049322A true JP2001049322A (ja) | 2001-02-20 |
Family
ID=16776091
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11222036A Withdrawn JP2001049322A (ja) | 1999-08-05 | 1999-08-05 | 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) | JP2001049322A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100543296B1 (ko) * | 2001-12-11 | 2006-01-20 | 주식회사 포스코 | 내 리징성을 가진 페라이트계 스테인리스강의 연속주조 방법 |
| KR100659467B1 (ko) | 2005-12-26 | 2006-12-19 | 주식회사 포스코 | 페라이트계 스테인레스강 제조방법, 이를 위한연속주조장치 및 이들로써 제조된 페라이트계 스테인레스강 |
| JP2009521599A (ja) * | 2005-12-28 | 2009-06-04 | ポスコ | 凝固組織が微細なフェライト系ステンレス鋼の製造方法及びこれにより製造されるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP2010269359A (ja) * | 2009-05-25 | 2010-12-02 | Kobe Steel Ltd | 前チャージと次チャージの温度差に着目した、タンディッシュの熱間再使用方法 |
| KR20180064758A (ko) | 2016-12-06 | 2018-06-15 | 주식회사 포스코 | 주조조직이 미세한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법 |
| JP2019000903A (ja) * | 2017-06-12 | 2019-01-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼の溶製方法及び連続鋳造方法 |
| KR20200063903A (ko) | 2018-11-28 | 2020-06-05 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강 제조방법 |
-
1999
- 1999-08-05 JP JP11222036A patent/JP2001049322A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100543296B1 (ko) * | 2001-12-11 | 2006-01-20 | 주식회사 포스코 | 내 리징성을 가진 페라이트계 스테인리스강의 연속주조 방법 |
| KR100659467B1 (ko) | 2005-12-26 | 2006-12-19 | 주식회사 포스코 | 페라이트계 스테인레스강 제조방법, 이를 위한연속주조장치 및 이들로써 제조된 페라이트계 스테인레스강 |
| JP2009521599A (ja) * | 2005-12-28 | 2009-06-04 | ポスコ | 凝固組織が微細なフェライト系ステンレス鋼の製造方法及びこれにより製造されるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP2010269359A (ja) * | 2009-05-25 | 2010-12-02 | Kobe Steel Ltd | 前チャージと次チャージの温度差に着目した、タンディッシュの熱間再使用方法 |
| KR20180064758A (ko) | 2016-12-06 | 2018-06-15 | 주식회사 포스코 | 주조조직이 미세한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법 |
| JP2019000903A (ja) * | 2017-06-12 | 2019-01-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼の溶製方法及び連続鋳造方法 |
| KR20200063903A (ko) | 2018-11-28 | 2020-06-05 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강 제조방법 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20061107 |