JP3319832B2 - 高Ａｌフェライト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
高Ａｌフェライト系ステンレス鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、優れた耐高温酸化特性
を呈する高Ａｌフェライト系ステンレス鋼の製造方法に
関する。
を呈する高Ａｌ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】高Ａｌフェライト系ステンレス鋼は、優
れた耐高温酸化特性を呈することから、チムニー材，電
熱材料，排ガス浄化装置の触媒コンバータ基材等として
使用されている。高Ａｌフェライト系ステンレス鋼を基
材に使用したメタリックコンバータは、従来のセラミッ
クコンバータの比較して格段に熱衝撃性が強く、エンジ
ンにより近い場所に設置できる利点をもつ。また、他の
高温酸化性雰囲気に曝される構造用材料等の用途に適し
た材料として注目されている。本発明者等も、この系統
の高Ａｌフェライト系ステンレス鋼の開発を進めてき
た。その一環として、たとえば特開平４−１４７９４５
号公報では、希土類金属，Ｙ，アルカリ土類金属等の合
金元素を添加した高Ａｌフェライト系ステンレス鋼を紹
介した。これらの合金元素は、鋼材表面に形成される酸
化皮膜を強固なものにし、鋼材の耐高温酸化特性を向上
させる。また、鋼中に含まれているＳ等の有害元素を除
去し、或いは固定する作用も呈する。
れた耐高温酸化特性を呈することから、チムニー材，電
熱材料，排ガス浄化装置の触媒コンバータ基材等として
使用されている。高Ａｌフェライト系ステンレス鋼を基
材に使用したメタリックコンバータは、従来のセラミッ
クコンバータの比較して格段に熱衝撃性が強く、エンジ
ンにより近い場所に設置できる利点をもつ。また、他の
高温酸化性雰囲気に曝される構造用材料等の用途に適し
た材料として注目されている。本発明者等も、この系統
の高Ａｌフェライト系ステンレス鋼の開発を進めてき
た。その一環として、たとえば特開平４−１４７９４５
号公報では、希土類金属，Ｙ，アルカリ土類金属等の合
金元素を添加した高Ａｌフェライト系ステンレス鋼を紹
介した。これらの合金元素は、鋼材表面に形成される酸
化皮膜を強固なものにし、鋼材の耐高温酸化特性を向上
させる。また、鋼中に含まれているＳ等の有害元素を除
去し、或いは固定する作用も呈する。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】連続鋳造によって高Ａ
ｌフェライト系ステンレス鋼のスラブを製造する際、ス
ラブ表面近傍に微細な管状気泡が発生し易い。微細な管
状気泡は、高Ａｌフェライト系ステンレス鋼特有の現象
であり、スラブの熱延や冷延，加工工程で肌荒れ，クラ
ック等の表面欠陥を発生させる原因となる。この微細気
泡は、本発明者等の調査によると、Ａｒに起因したピン
ホールとは明らかに異なるパイプ状の形態をもってい
る。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、微細気泡発生の原因が鋼中Ｍｇ濃度にある
との知見に基づき、鋼中Ｍｇ濃度を低減させる条件下で
所定成分の溶湯を調製し、耐高温酸化特性に優れた高Ａ
ｌ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。
ｌフェライト系ステンレス鋼のスラブを製造する際、ス
ラブ表面近傍に微細な管状気泡が発生し易い。微細な管
状気泡は、高Ａｌフェライト系ステンレス鋼特有の現象
であり、スラブの熱延や冷延，加工工程で肌荒れ，クラ
ック等の表面欠陥を発生させる原因となる。この微細気
泡は、本発明者等の調査によると、Ａｒに起因したピン
ホールとは明らかに異なるパイプ状の形態をもってい
る。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、微細気泡発生の原因が鋼中Ｍｇ濃度にある
との知見に基づき、鋼中Ｍｇ濃度を低減させる条件下で
所定成分の溶湯を調製し、耐高温酸化特性に優れた高Ａ
ｌ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。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明においては、その
目的を達成するため、Ａｌ：３〜６重量％を含む高Ａｌ
フェライト系ステンレス鋼の溶湯に、５〜３０重量％の
ＣａＦ2 を含むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系のスラ
グを接触させた後、希土類元素及びＹの１種又は２種以
上を添加し、次いで連続鋳造する。溶湯のＭｇ濃度は、
５〜３０重量％のＣａＦ2 を含むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａ
ｌ2 Ｏ3 系のスラグとの接触によって０．０１５重量％
以下に低減させることが好ましい。或いは、連続鋳造の
前工程で希土類元素やＹの１種又は２種以上を添加する
際、少なくともアルミナ系耐火物でライニングされた容
器に溶湯を収容することにより、鋼中Ｍｇ濃度が低い高
Ａｌフェライト系ステンレス鋼が得られる。アルミナ系
耐火物は、容器の器壁自体を、或いは容器内面にライニ
ングとして施す何れの形態でも使用される。
目的を達成するため、Ａｌ：３〜６重量％を含む高Ａｌ
フェライト系ステンレス鋼の溶湯に、５〜３０重量％の
ＣａＦ2 を含むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系のスラ
グを接触させた後、希土類元素及びＹの１種又は２種以
上を添加し、次いで連続鋳造する。溶湯のＭｇ濃度は、
５〜３０重量％のＣａＦ2 を含むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａ
ｌ2 Ｏ3 系のスラグとの接触によって０．０１５重量％
以下に低減させることが好ましい。或いは、連続鋳造の
前工程で希土類元素やＹの１種又は２種以上を添加する
際、少なくともアルミナ系耐火物でライニングされた容
器に溶湯を収容することにより、鋼中Ｍｇ濃度が低い高
Ａｌフェライト系ステンレス鋼が得られる。アルミナ系
耐火物は、容器の器壁自体を、或いは容器内面にライニ
ングとして施す何れの形態でも使用される。
【０００５】本発明方法を適用して製造する高Ａｌフェ
ライト系ステンレス鋼としては、Ｃ：０．０３重量％以
下と、Ｓｉ：０．２５重量％以下と、Ｍｎ：０．２５重
量％以下と、Ｐ：０．０３重量％以下と、Ｓ：０．００
１重量％以下と、Ｎ：０．０３重量％以下と、Ｃｒ：１
５〜３０重量％と、希土類金属及びＹの１種又は２種以
上：０．０１〜０．２重量％を含み、Ｍｇ含有量が０．
０１５重量％以下に規制されているものが好ましい。こ
の高Ａｌフェライト系ステンレス鋼は、更に４重量％以
下のＭｏを含んでいても良い。
ライト系ステンレス鋼としては、Ｃ：０．０３重量％以
下と、Ｓｉ：０．２５重量％以下と、Ｍｎ：０．２５重
量％以下と、Ｐ：０．０３重量％以下と、Ｓ：０．００
１重量％以下と、Ｎ：０．０３重量％以下と、Ｃｒ：１
５〜３０重量％と、希土類金属及びＹの１種又は２種以
上：０．０１〜０．２重量％を含み、Ｍｇ含有量が０．
０１５重量％以下に規制されているものが好ましい。こ
の高Ａｌフェライト系ステンレス鋼は、更に４重量％以
下のＭｏを含んでいても良い。
【０００６】
【作用】本発明者等は、高Ａｌフェライト系ステンレス
鋼に管状の微細気泡が発生するメカニズムを調査・研究
した。所定の組成をもつスラグ−メタルを誘導溶解炉で
溶解し、希土類金属，Ｙ，アルカリ土類金属等を添加し
た後、定期的に溶湯をサンプリングした。また、成分調
整された溶湯を鋳造し、気泡の発生状況を観察した。鋼
中Ｍｇ濃度［Ｍｇ］及び鋼中水素濃度［Ｈ］で実験結果
を整理したところ、図１に示す関係が成立していること
を見い出した。すなわち、鋼中のＭｇ濃度［Ｍｇ］が１
５０ｐｐｍを超えるとき、得られた鋳片に微細な管状気
泡の発生がみられた。他方、１５０ｐｐｍ以下の［Ｍ
ｇ］では、３〜４ｐｐｍの範囲で［Ｈ］が変動しても、
管状気泡の発生は検出されなかった。このことから、微
細な管状気泡を発生させる主要な原因は、凝固時に溶湯
から放出されるＭｇガスにあるものと推論した。
鋼に管状の微細気泡が発生するメカニズムを調査・研究
した。所定の組成をもつスラグ−メタルを誘導溶解炉で
溶解し、希土類金属，Ｙ，アルカリ土類金属等を添加し
た後、定期的に溶湯をサンプリングした。また、成分調
整された溶湯を鋳造し、気泡の発生状況を観察した。鋼
中Ｍｇ濃度［Ｍｇ］及び鋼中水素濃度［Ｈ］で実験結果
を整理したところ、図１に示す関係が成立していること
を見い出した。すなわち、鋼中のＭｇ濃度［Ｍｇ］が１
５０ｐｐｍを超えるとき、得られた鋳片に微細な管状気
泡の発生がみられた。他方、１５０ｐｐｍ以下の［Ｍ
ｇ］では、３〜４ｐｐｍの範囲で［Ｈ］が変動しても、
管状気泡の発生は検出されなかった。このことから、微
細な管状気泡を発生させる主要な原因は、凝固時に溶湯
から放出されるＭｇガスにあるものと推論した。
【０００７】Ａｌ及び希土類金属，Ｙ等を含む高Ａｌフ
ェライト系ステンレス鋼の溶湯においては、Ｍｇに関し
次式（１）〜（３）の反応が生じるものと考えられる。 ２［Ａｌ］＋３（ＭｇＯ）＝（Ａｌ2 Ｏ3 ）＋３［Ｍｇ］ ・・・・（１） ２［Ｙ］＋３（ＭｇＯ）＝（Ｙ2 Ｏ3 ）＋３［Ｍｇ］ ・・・・（２） ２［Ｙ］＋３（ＭｇＯ）＝（Ｙ2 Ｏ3 ）＋３Ｍｇ（ｇ） ・・・・（３） 式（１）の反応は、Ａｌ添加によって［Ｍｇ］が増加す
ることによって確認される。すなわち、溶湯にＡｌを添
加すると、反応式（１）に従ってスラグ中のＭｇＯが還
元され、図２に示すように鋼中Ｍｇ濃度［Ｍｇ］が増加
する。また、Ｙを添加したとき、反応式（２）に従って
［Ｍｇ］が飽和溶解度まで上昇する。更にＹを添加する
と、式（３）に示すようにＭｇガスが発生する。Ｍｇガ
スは、スラグ層を通過して上昇し、空気に接触したとき
燃焼する。本発明者等は、発生した白煙から粉末を回収
し、成分分析した。その結果、白煙粉末の大部分がＭｇ
Ｏであることを確認した。
ェライト系ステンレス鋼の溶湯においては、Ｍｇに関し
次式（１）〜（３）の反応が生じるものと考えられる。 ２［Ａｌ］＋３（ＭｇＯ）＝（Ａｌ2 Ｏ3 ）＋３［Ｍｇ］ ・・・・（１） ２［Ｙ］＋３（ＭｇＯ）＝（Ｙ2 Ｏ3 ）＋３［Ｍｇ］ ・・・・（２） ２［Ｙ］＋３（ＭｇＯ）＝（Ｙ2 Ｏ3 ）＋３Ｍｇ（ｇ） ・・・・（３） 式（１）の反応は、Ａｌ添加によって［Ｍｇ］が増加す
ることによって確認される。すなわち、溶湯にＡｌを添
加すると、反応式（１）に従ってスラグ中のＭｇＯが還
元され、図２に示すように鋼中Ｍｇ濃度［Ｍｇ］が増加
する。また、Ｙを添加したとき、反応式（２）に従って
［Ｍｇ］が飽和溶解度まで上昇する。更にＹを添加する
と、式（３）に示すようにＭｇガスが発生する。Ｍｇガ
スは、スラグ層を通過して上昇し、空気に接触したとき
燃焼する。本発明者等は、発生した白煙から粉末を回収
し、成分分析した。その結果、白煙粉末の大部分がＭｇ
Ｏであることを確認した。
【０００８】他方、溶湯に添加したＹの減少速度を解析
したところ、一次反応で整理できることを見い出した。
たとえば、粘性の小さなスラグと接触する溶湯では、鋼
中Ｙ濃度［Ｙ］が急激に減少する。これは、スラグ層を
Ｍｇガスが盛んに上昇し、それに伴って式（３）に従っ
た［Ｙ］の酸化反応が進行することに由来するものと推
察される。このように、［Ｙ］を減少させる反応は、ス
ラグ中の反応に関与する元素の拡散に律速され、本系に
おいてはＭｇが主要な律速因子である。以上の結果か
ら、高Ａｌフェライト系ステンレス鋼を溶製している状
態では、鋼中Ｍｇ濃度［Ｍｇ］が平衡に達しており、溶
湯を鋳造しスラブとして凝固するときに飽和限界を超え
た鋼中Ｍｇが外部に放出され、Ｍｇの放出跡が微細な管
状気泡となってスラブに残るものと考えられる。したが
って、気泡の主要な原因である［Ｍｇ］を減少させるた
めには、温度及び圧力が一定条件下ではＭｇＯの濃度を
下げること、Ａｌ2 Ｏ3 ，Ｙ2 Ｏ3 等の活量を上げるこ
と等が効果的であるとが、式（１）及び（２）から予想
される。
したところ、一次反応で整理できることを見い出した。
たとえば、粘性の小さなスラグと接触する溶湯では、鋼
中Ｙ濃度［Ｙ］が急激に減少する。これは、スラグ層を
Ｍｇガスが盛んに上昇し、それに伴って式（３）に従っ
た［Ｙ］の酸化反応が進行することに由来するものと推
察される。このように、［Ｙ］を減少させる反応は、ス
ラグ中の反応に関与する元素の拡散に律速され、本系に
おいてはＭｇが主要な律速因子である。以上の結果か
ら、高Ａｌフェライト系ステンレス鋼を溶製している状
態では、鋼中Ｍｇ濃度［Ｍｇ］が平衡に達しており、溶
湯を鋳造しスラブとして凝固するときに飽和限界を超え
た鋼中Ｍｇが外部に放出され、Ｍｇの放出跡が微細な管
状気泡となってスラブに残るものと考えられる。したが
って、気泡の主要な原因である［Ｍｇ］を減少させるた
めには、温度及び圧力が一定条件下ではＭｇＯの濃度を
下げること、Ａｌ2 Ｏ3 ，Ｙ2 Ｏ3 等の活量を上げるこ
と等が効果的であるとが、式（１）及び（２）から予想
される。
【０００９】Ａｌ2 Ｏ3 の活量を上げるためには、Ａｌ
2 Ｏ3 の活量を低下させるＣａＯを相対的に低減するこ
と、換言すればＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 比を小さくすること
が有効である。しかし、高Ａｌの溶湯を製造する工程で
は、メタルからスラグに移行するＡｌ分が多く、スラグ
中のＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 比は０．６程度の低いレベルに
ある。これ以上にＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 比を下げること
は、ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3−ＭｇＯ三元系状態図における
１６００℃の液相線からみて限界がある。また、Ｙ2 Ｏ
3 等の活量を上げることは、有効であるものの、高価な
Ｙ源を多量に消費し、製造コストを上昇させる原因とな
る。そこで、本発明者等は、ＭｇＯの濃度を低下させる
方法として、スラグ中のＭｇＯ溶解度を下げる手段を検
討した。そして、種々のスラグについて組成との関連で
ＭｇＯ溶解度を調査したところ、５〜３０重量％のＣａ
Ｆ2 を含むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系のスラグ
は、従来から使用されているＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系のス
ラグに比較して、ＭｇＯ溶解度を大幅に減少させる作用
を呈することを見い出した。
2 Ｏ3 の活量を低下させるＣａＯを相対的に低減するこ
と、換言すればＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 比を小さくすること
が有効である。しかし、高Ａｌの溶湯を製造する工程で
は、メタルからスラグに移行するＡｌ分が多く、スラグ
中のＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 比は０．６程度の低いレベルに
ある。これ以上にＣａＯ／Ａｌ2 Ｏ3 比を下げること
は、ＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3−ＭｇＯ三元系状態図における
１６００℃の液相線からみて限界がある。また、Ｙ2 Ｏ
3 等の活量を上げることは、有効であるものの、高価な
Ｙ源を多量に消費し、製造コストを上昇させる原因とな
る。そこで、本発明者等は、ＭｇＯの濃度を低下させる
方法として、スラグ中のＭｇＯ溶解度を下げる手段を検
討した。そして、種々のスラグについて組成との関連で
ＭｇＯ溶解度を調査したところ、５〜３０重量％のＣａ
Ｆ2 を含むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系のスラグ
は、従来から使用されているＣａＯ−Ａｌ2 Ｏ3 系のス
ラグに比較して、ＭｇＯ溶解度を大幅に減少させる作用
を呈することを見い出した。
【００１０】具体的には、５重量％以上のＣａＦ2 を含
むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系スラグでは、ＣａＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 系に比較して［Ｍｇ］を０．００５重量％
程度或いはそれ以上に低減することが可能であった。
［Ｍｇ］の減少作用は、ＣａＦ2 含有量が５重量％を超
えたときに顕著であった。しかし、３０重量％を超える
多量のＣａＦ2 を含むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系
スラグは、耐火物の溶損が激しく、炉材の寿命を低下さ
せる。スラグのＭｇＯ溶解度は、アルミナ系耐火物の使
用により実質的にゼロにできる。すなわち、スラグ中の
ＭｇＯは、ドロマイト系の耐火物から供給される。そこ
で、ドロマイト系に代えアルミナ系耐火物を少なくとも
容器のライニングに使用するとき、耐火物から供給され
るＭｇＯがなく、スラグ中のＭｇＯが極めて低い濃度レ
ベルに規制される。この場合、鋼中Ｍｇ濃度［Ｍｇ］が
５０ｐｐｍ以下に低下し、管状気泡の発生がみられない
スラブが得られる。
むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系スラグでは、ＣａＯ
−Ａｌ2 Ｏ3 系に比較して［Ｍｇ］を０．００５重量％
程度或いはそれ以上に低減することが可能であった。
［Ｍｇ］の減少作用は、ＣａＦ2 含有量が５重量％を超
えたときに顕著であった。しかし、３０重量％を超える
多量のＣａＦ2 を含むＣａＯ−ＣａＦ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系
スラグは、耐火物の溶損が激しく、炉材の寿命を低下さ
せる。スラグのＭｇＯ溶解度は、アルミナ系耐火物の使
用により実質的にゼロにできる。すなわち、スラグ中の
ＭｇＯは、ドロマイト系の耐火物から供給される。そこ
で、ドロマイト系に代えアルミナ系耐火物を少なくとも
容器のライニングに使用するとき、耐火物から供給され
るＭｇＯがなく、スラグ中のＭｇＯが極めて低い濃度レ
ベルに規制される。この場合、鋼中Ｍｇ濃度［Ｍｇ］が
５０ｐｐｍ以下に低下し、管状気泡の発生がみられない
スラブが得られる。
【００１１】本発明の溶製方法が適用されるステンレス
鋼は、合金元素を所定の含有量で含んでいることが好ま
しい。以下、各合金元素及びその含有量を説明する。 Ｃ：０．０３重量％以下 高Ａｌフェライト系ステンレス鋼においては、耐酸化性
に悪影響を与える有害元素である。Ｃ含有量の増加に応
じて、異常酸化が発生し易くなる。また、スラブ又はホ
ットコイルの靭性を劣化させる原因ともなる。 Ｓｉ：０．２５重量％以下 Ｓｉは、一般に耐高温酸化特性に対し有効な合金元素で
あるとされている。しかし、高Ａｌフェライト系ステン
レス鋼では、Ｓｉ含有量を低減することにより耐高温酸
化特性が著しく改善される。Ｓｉ含有量低減による影響
は、Ｍｎ含有量の規制と相俟つて顕著になる。 Ｍｎ：０．２５重量％以下 熱間加工性の改善に有効な合金元素であるものの、高Ａ
ｌフェライト系ステンレス鋼においては耐高温酸化特性
に悪影響を及ぼす。そこで、耐高温酸化特性を確保する
ため、Ｍｎ含有量を０．２５重量％未満に低減する。ま
た、Ｍｎ含有量の低減によって、靭性の向上も図られ
る。
鋼は、合金元素を所定の含有量で含んでいることが好ま
しい。以下、各合金元素及びその含有量を説明する。 Ｃ：０．０３重量％以下 高Ａｌフェライト系ステンレス鋼においては、耐酸化性
に悪影響を与える有害元素である。Ｃ含有量の増加に応
じて、異常酸化が発生し易くなる。また、スラブ又はホ
ットコイルの靭性を劣化させる原因ともなる。 Ｓｉ：０．２５重量％以下 Ｓｉは、一般に耐高温酸化特性に対し有効な合金元素で
あるとされている。しかし、高Ａｌフェライト系ステン
レス鋼では、Ｓｉ含有量を低減することにより耐高温酸
化特性が著しく改善される。Ｓｉ含有量低減による影響
は、Ｍｎ含有量の規制と相俟つて顕著になる。 Ｍｎ：０．２５重量％以下 熱間加工性の改善に有効な合金元素であるものの、高Ａ
ｌフェライト系ステンレス鋼においては耐高温酸化特性
に悪影響を及ぼす。そこで、耐高温酸化特性を確保する
ため、Ｍｎ含有量を０．２５重量％未満に低減する。ま
た、Ｍｎ含有量の低減によって、靭性の向上も図られ
る。
【００１２】Ｐ：０．０３重量％以下 耐高温酸化特性に悪影響を与える元素であることから、
Ｐ含有量は低いほど好ましい。また、Ｐ含有量を低減す
るとき、熱延板の靭性も向上する。 Ｓ：０．００１重量％以下 希土類金属，Ｙ等と結合し、非金属介在物となって鋼材
の表面性状を劣化させる。また、耐高温酸化特性に有効
な希土類金属，Ｙ等を消費することから、多量のＳを含
むとき、損失分を見込んで多量の希土類金属，Ｙ等を添
加することが必要になる。しかも、希土類金属，Ｙ等と
の反応が一定化しないため、添加した希土類金属，Ｙ等
の歩留りに大きくバラツキが生じる結果となる。したが
って、本発明においては、Ｓ含有量を０．００１重量％
以下と厳しく規制することが必要である。 Ｎ：０．０３重量％以下 鋼材の靭性を低下させる有害元素である。また、耐高温
酸化特性に有効なＡｌ量をＡｌＮの生成により消費し、
異常酸化発生の原因となる。したがって、Ｎ含有量は、
上限を０．０３重量％に設定する。
Ｐ含有量は低いほど好ましい。また、Ｐ含有量を低減す
るとき、熱延板の靭性も向上する。 Ｓ：０．００１重量％以下 希土類金属，Ｙ等と結合し、非金属介在物となって鋼材
の表面性状を劣化させる。また、耐高温酸化特性に有効
な希土類金属，Ｙ等を消費することから、多量のＳを含
むとき、損失分を見込んで多量の希土類金属，Ｙ等を添
加することが必要になる。しかも、希土類金属，Ｙ等と
の反応が一定化しないため、添加した希土類金属，Ｙ等
の歩留りに大きくバラツキが生じる結果となる。したが
って、本発明においては、Ｓ含有量を０．００１重量％
以下と厳しく規制することが必要である。 Ｎ：０．０３重量％以下 鋼材の靭性を低下させる有害元素である。また、耐高温
酸化特性に有効なＡｌ量をＡｌＮの生成により消費し、
異常酸化発生の原因となる。したがって、Ｎ含有量は、
上限を０．０３重量％に設定する。
【００１３】Ｃｒ：１５〜３０重量％ 本発明に従った高Ａｌフェライトステンレス鋼における
基本的な合金元素であり、１５重量％以上のＣｒ含有で
耐高温酸化特性の改善に顕著な効果がみられる。しか
し、２５重量％を超える多量のＣｒ含有は、スラブ又は
ホットコイルの靭性を劣化させ、製造性が悪くなる。 Ａｌ：３〜６重量％ Ｃｒと同様に、耐高温酸化特性を確保する上で必要な合
金元素である。箔材料等の形態で使用するとき、異常酸
化の発生を抑制するために３重量％以上のＡｌ含有が必
要とされる。しかし、６重量％を超える多量のＡｌ含有
は、スラブ又はホットコイルの靭性を劣化させ、製造性
を悪くする。希土類金属，Ｙ及びアルカリ土類金属の１
種又は２種以上： ０．０１〜０．２重量％ これら合金元素は、鋼材表面に生成する酸化皮膜の保護
作用を著しく改善し、また下地鋼に対する酸化皮膜の密
着性を向上させる。その結果、高Ａｌフェライトステン
レス鋼の耐高温酸化特性が改善される。このような効果
は、含有量が０．０１重量％以上になると顕著に現れ
る。しかし、０．２重量％を超えて多量に含有される
と、熱間加工性及び靭性の劣化によって製造が困難にな
るばかりでなく、多量の介在物生成により鋼材の表面性
状を劣化させる原因になる。
基本的な合金元素であり、１５重量％以上のＣｒ含有で
耐高温酸化特性の改善に顕著な効果がみられる。しか
し、２５重量％を超える多量のＣｒ含有は、スラブ又は
ホットコイルの靭性を劣化させ、製造性が悪くなる。 Ａｌ：３〜６重量％ Ｃｒと同様に、耐高温酸化特性を確保する上で必要な合
金元素である。箔材料等の形態で使用するとき、異常酸
化の発生を抑制するために３重量％以上のＡｌ含有が必
要とされる。しかし、６重量％を超える多量のＡｌ含有
は、スラブ又はホットコイルの靭性を劣化させ、製造性
を悪くする。希土類金属，Ｙ及びアルカリ土類金属の１
種又は２種以上： ０．０１〜０．２重量％ これら合金元素は、鋼材表面に生成する酸化皮膜の保護
作用を著しく改善し、また下地鋼に対する酸化皮膜の密
着性を向上させる。その結果、高Ａｌフェライトステン
レス鋼の耐高温酸化特性が改善される。このような効果
は、含有量が０．０１重量％以上になると顕著に現れ
る。しかし、０．２重量％を超えて多量に含有される
と、熱間加工性及び靭性の劣化によって製造が困難にな
るばかりでなく、多量の介在物生成により鋼材の表面性
状を劣化させる原因になる。
【００１４】Ｍｇ：０．０１５重量％以下 希土類金属やＹと同様に耐高温酸化特性を向上させる元
素であるが、鋼中Ｍｇ濃度が上昇するとスラブに管状気
泡が発生し易くなる。本発明においては、管状気泡の発
生を抑え、表面性状が良好なスラブや熱延鋼板を得る上
から、Ｍｇ含有量の上限を０．０１５重量％に規制し
た。 Ｍｏ：４重量％以下 本発明においては、必要に応じて添加される任意元素で
あるが、Ｍｏを添加することによって鋼の耐高温酸化性
が著しく改善され、なおかつ高温強度も改善される。し
かし、Ｍｏの過剰添加は鋼の靭性を劣化させ、清掃性を
悪くする原因ともなるので、最高４重量％までとする。
更に、本発明に従った高Ａｌフェライト系ステンレス鋼
は、Ｃ及び／又はＮを固定するＮｂ，Ｖ，Ｔｉ等を添加
することにより、靭性を向上させることもできる。過酷
な高温雰囲気に曝される用途にあっては、Ｎｂ，Ｖ，Ｔ
ｉ等を０．０５重量％以上添加することにより、高温強
度を改善することが有効である。
素であるが、鋼中Ｍｇ濃度が上昇するとスラブに管状気
泡が発生し易くなる。本発明においては、管状気泡の発
生を抑え、表面性状が良好なスラブや熱延鋼板を得る上
から、Ｍｇ含有量の上限を０．０１５重量％に規制し
た。 Ｍｏ：４重量％以下 本発明においては、必要に応じて添加される任意元素で
あるが、Ｍｏを添加することによって鋼の耐高温酸化性
が著しく改善され、なおかつ高温強度も改善される。し
かし、Ｍｏの過剰添加は鋼の靭性を劣化させ、清掃性を
悪くする原因ともなるので、最高４重量％までとする。
更に、本発明に従った高Ａｌフェライト系ステンレス鋼
は、Ｃ及び／又はＮを固定するＮｂ，Ｖ，Ｔｉ等を添加
することにより、靭性を向上させることもできる。過酷
な高温雰囲気に曝される用途にあっては、Ｎｂ，Ｖ，Ｔ
ｉ等を０．０５重量％以上添加することにより、高温強
度を改善することが有効である。
【００１５】
実施例１：表１に成分を調整したステンレス鋼溶湯８２
トンを溶製した。表２は、このときのスラグ組成を示
す。ＶＯＤを大気に開放し、０．２重量％に相当する４
１０ｋｇのＹを添加した。そして、Ａｒガス吹込みによ
り溶湯を３分間撹拌した後、連続鋳造工程に送り鋳造し
た。組成を表１に併せ示すように得られたスラブのＭｇ
濃度［Ｍｇ］は０．００８重量％であり、スラブ中に管
状気泡は観察されなかった。このスラブを熱延すること
により、肌荒れ等の欠陥がない良好な表面性状を持つ鋼
板が得られた。このときのスラブ研削歩留りは９８％，
酸洗後の疵取り歩留りは９９．５％であった。
トンを溶製した。表２は、このときのスラグ組成を示
す。ＶＯＤを大気に開放し、０．２重量％に相当する４
１０ｋｇのＹを添加した。そして、Ａｒガス吹込みによ
り溶湯を３分間撹拌した後、連続鋳造工程に送り鋳造し
た。組成を表１に併せ示すように得られたスラブのＭｇ
濃度［Ｍｇ］は０．００８重量％であり、スラブ中に管
状気泡は観察されなかった。このスラブを熱延すること
により、肌荒れ等の欠陥がない良好な表面性状を持つ鋼
板が得られた。このときのスラブ研削歩留りは９８％，
酸洗後の疵取り歩留りは９９．５％であった。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】実施例２：Ａｌ2 Ｏ3 系耐火物でライニン
グした取鍋を使用し、表３に示すように成分調整したス
テンレス鋼溶湯８２トンを溶製した。表４は、このとき
のスラグ組成を示す。ＶＯＤを大気に開放し、実施例１
と同じ条件下でＹを添加し、溶湯を３分間撹拌した後、
連続鋳造工程に送り鋳造した。得られたスラブの組成
を、表３に併せ示す。スラブは、０．０８重量％のＹ及
び０．００４重量％のＭｇを含んでいた。また、スラブ
中に管状気泡は観察されず、実施例１と同様に肌荒れ等
の欠陥がない良好な表面性状を持つ鋼板に圧延できた。
このときのスラブ研削歩留りは９８％，酸洗後の疵取り
歩留りは９９．７％であった。
グした取鍋を使用し、表３に示すように成分調整したス
テンレス鋼溶湯８２トンを溶製した。表４は、このとき
のスラグ組成を示す。ＶＯＤを大気に開放し、実施例１
と同じ条件下でＹを添加し、溶湯を３分間撹拌した後、
連続鋳造工程に送り鋳造した。得られたスラブの組成
を、表３に併せ示す。スラブは、０．０８重量％のＹ及
び０．００４重量％のＭｇを含んでいた。また、スラブ
中に管状気泡は観察されず、実施例１と同様に肌荒れ等
の欠陥がない良好な表面性状を持つ鋼板に圧延できた。
このときのスラブ研削歩留りは９８％，酸洗後の疵取り
歩留りは９９．７％であった。
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】比較例：表５に示すように成分調整したス
テンレス鋼溶湯８２トンを溶製した。表６は、このとき
のスラグ組成を示す。ＶＯＤを大気に開放し、実施例１
と同じ条件下でＹを添加し、溶湯を３分間撹拌した後、
連続鋳造工程に送り鋳造した。得られたスラブの組成
を、表５に併せ示す。スラブは、０．０７重量％のＹ及
び０．０１６重量％のＭｇを含んでいた。スラブ中に
は、微細な管状気泡が発生していた。このスラブから製
造された熱延鋼板には、管状気泡に由来する表面疵が発
生していた。このときのスラブ研削歩留りは９６％，酸
洗後の疵取り歩留りは９４．９％であった。
テンレス鋼溶湯８２トンを溶製した。表６は、このとき
のスラグ組成を示す。ＶＯＤを大気に開放し、実施例１
と同じ条件下でＹを添加し、溶湯を３分間撹拌した後、
連続鋳造工程に送り鋳造した。得られたスラブの組成
を、表５に併せ示す。スラブは、０．０７重量％のＹ及
び０．０１６重量％のＭｇを含んでいた。スラブ中に
は、微細な管状気泡が発生していた。このスラブから製
造された熱延鋼板には、管状気泡に由来する表面疵が発
生していた。このときのスラブ研削歩留りは９６％，酸
洗後の疵取り歩留りは９４．９％であった。
【００２２】
【表５】
【００２３】
【表６】
【００２４】実施例３：表７に示す成分に調整したステ
ンレス鋼溶湯８２トンを溶製した。表８は、このときの
スラグ組成を示す。ＶＯＤを大気開放し、０．２重量％
に相当する４１０ｋｇのＹを添加した。Ａｒガス吹き込
みにより３分間撹拌した後、連続鋳造工程に送りスラブ
に鋳造した。得られたスラブは、組成を表７に併せ示す
ように、Ｍｇ濃度［Ｍｇ］が０．００７％であり、スラ
ブ中に管状気泡は観察されなかった。このスラブを熱延
することにより、表面疵の少ない良好な表面性状をもつ
鋼板が得られた。このときのスラブの研削歩留りは９８
％，酸洗後の疵取り歩留りは９９．５％であった。
ンレス鋼溶湯８２トンを溶製した。表８は、このときの
スラグ組成を示す。ＶＯＤを大気開放し、０．２重量％
に相当する４１０ｋｇのＹを添加した。Ａｒガス吹き込
みにより３分間撹拌した後、連続鋳造工程に送りスラブ
に鋳造した。得られたスラブは、組成を表７に併せ示す
ように、Ｍｇ濃度［Ｍｇ］が０．００７％であり、スラ
ブ中に管状気泡は観察されなかった。このスラブを熱延
することにより、表面疵の少ない良好な表面性状をもつ
鋼板が得られた。このときのスラブの研削歩留りは９８
％，酸洗後の疵取り歩留りは９９．５％であった。
【００２５】
【表７】
【００２６】
【表８】
【００２７】実施例４：Ａｌ2 Ｏ3 系耐火物をライニン
グした取鍋を使用し、表９に示す成分に調整したステン
レス鋼溶湯８２トンを溶製した。表１０は、このときの
スラグ組成を示す。ＶＯＤを大気に開放し、実施例１と
同じ条件下でＹを添加し、溶鋼を３分間撹拌した後、連
続鋳造工程に送り鋳造した。得られたスラブは、組成を
表９に併せ示すように、０．０７重量％のＹ及び０．０
０４重量％のＭｇを含んでいた。また、スラブ中に管状
気泡は観察されず、実施例１と同様に表面疵の少ない良
好な表面性状を持つ鋼板に圧延できた。このときのスラ
ブ研削歩留りは９８％，酸洗後の疵取り歩留りは９９．
５％であった。
グした取鍋を使用し、表９に示す成分に調整したステン
レス鋼溶湯８２トンを溶製した。表１０は、このときの
スラグ組成を示す。ＶＯＤを大気に開放し、実施例１と
同じ条件下でＹを添加し、溶鋼を３分間撹拌した後、連
続鋳造工程に送り鋳造した。得られたスラブは、組成を
表９に併せ示すように、０．０７重量％のＹ及び０．０
０４重量％のＭｇを含んでいた。また、スラブ中に管状
気泡は観察されず、実施例１と同様に表面疵の少ない良
好な表面性状を持つ鋼板に圧延できた。このときのスラ
ブ研削歩留りは９８％，酸洗後の疵取り歩留りは９９．
５％であった。
【００２８】
【表９】
【００２９】
【表１０】
【００３０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、連続鋳造の前工程で鋼中Ｍｇ濃度を低下させ、微細
な管状気泡がスラブに発生することを抑制している。得
られたスラブは、良好な表面性状をもつ鋼板に圧延され
る。したがって、高Ａｌフェライト系ステンレス鋼本来
の耐高温酸化特性を十分に活用し、構造材，暖房器具の
各種機材，メタリックコンバータ用基材等として広範な
分野で使用される高温用鋼材が提供される。
は、連続鋳造の前工程で鋼中Ｍｇ濃度を低下させ、微細
な管状気泡がスラブに発生することを抑制している。得
られたスラブは、良好な表面性状をもつ鋼板に圧延され
る。したがって、高Ａｌフェライト系ステンレス鋼本来
の耐高温酸化特性を十分に活用し、構造材，暖房器具の
各種機材，メタリックコンバータ用基材等として広範な
分野で使用される高温用鋼材が提供される。
【図１】 鋼中Ｈ濃度及び鋼中Ｍｇ濃度が管状気泡の発
生に与える影響
生に与える影響
【図２】 鋼中Ａｌ濃度が鋼中Ｍｇ濃度に与える影響
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｃ２２Ｃ 38/18 38/18 38/22 38/22 Ｃ０４Ｂ 35/10 Ｆ (56)参考文献 特開 平６−128693（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−100952（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−10052（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−320734（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−118789（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−362127（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−354850（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 11/00 B22D 11/10 310 B22D 11/108 B22D 11/11 C04B 35/101 C22C 38/00 302 C22C 38/18 C22C 38/22
Claims (3)
- 【請求項１】 Ａｌ：３〜６重量％を含む高Ａｌフェラ
イト系ステンレス鋼の溶湯に、５〜３０重量％のＣａＦ
2を含むＣａＯ−ＣａＦ2−Ａｌ2Ｏ3系のスラグを接触さ
せた後、希土類元素及びＹの１種又は２種以上を添加
し、次いで連続鋳造することを特徴とする高Ａｌフェラ
イト系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項２】 ５〜３０重量％のＣａＦ2を含むＣａＯ
−ＣａＦ2−Ａｌ2Ｏ3系のスラグを溶湯に接触させ、溶
湯中のＭｇ含有量を０．０１５重量％以下に規制する請
求項１記載の製造方法。 - 【請求項３】 少なくともアルミナ系耐火物でライニン
グされた容器にＡｌ：３〜６重量％を含む高Ａｌフェラ
イト系ステンレス鋼の溶湯を収容し、連続鋳造の前工程
で希土類元素及びＹの１種又は２種以上を添加する高Ａ
ｌ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 |
|---|---|---|---|
| JP26253493A JP3319832B2 (ja) | 1993-10-20 | 1993-10-20 | 高Ａｌ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 |
|---|---|---|---|
| JP26253493A JP3319832B2 (ja) | 1993-10-20 | 1993-10-20 | 高Ａｌフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002122141A Division JP2002339048A (ja) | 2002-04-24 | 2002-04-24 | 耐高温酸化性に優れた高Ａｌフェライト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07116779A JPH07116779A (ja) | 1995-05-09 |
| JP3319832B2 true JP3319832B2 (ja) | 2002-09-03 |
Family
ID=17377142
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26253493A Expired - Fee Related JP3319832B2 (ja) | 1993-10-20 | 1993-10-20 | 高Ａｌフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3319832B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3930643B2 (ja) * | 1998-06-11 | 2007-06-13 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食鋼 |
-
1993
- 1993-10-20 JP JP26253493A patent/JP3319832B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07116779A (ja) | 1995-05-09 |
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