JP3732006B2 - フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋳造された鋳片を圧延加工した鋼板にプレス等の二次加工を施した際に発生するリジングを防止できるフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れており、美しい光沢を長期間にわたり保ち続けること、及び比較的安価であることから、厨房器具や家電製品等に広く使用されている。
このフェライト系ステンレス鋼板は、転炉や電気炉等を用いてクロムを含有する溶鋼を溶製し、真空精錬を行った後、連続鋳造あるいは造塊鋳造等によって得られた鋳片を圧延加工して薄い鋼板を製造し、この鋼板にプレス成形等の二次加工を施して用いられている。
しかし、フェライト系ステンレス鋼板にプレス成形等の二次加工を施した場合、リジングと呼ばれる鋼板の結晶粒ごとの変形に起因した微小な凹凸（しわ）の表面欠陥が発生する。このリジングの程度が酷い場合は、表面の美観を損なうだけでなく、微小割れの起因となるので、研磨等の手段により除去しなければならない。
一般の鋳片の結晶組織は、図４に示すように、鋳型の一次冷却で最初に凝固するチル晶３０では、比較的に小さい結晶組織であるが、内部では、冷却が緩慢となり大きいデンドライト３１の結晶組織となる。この結晶組織は、圧延加工中及び圧延加工後の鋼板の結晶組織としても大きくなり、プレス成形等の二次加工の際に、結晶粒ごとの伸びの差が発生して微小な表面の凹凸（しわ）が起きる。
また、リジングは、オーステナイト系ステンレス鋼板に比べて、相変態がなく結晶組織が大きいフェライト系ステンレス鋼板に顕著に発生する。
このリジングを防止する方法として、特開平７−１５１３７号公報に示すように、溶鋼に添加した際に溶解しないＮｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、その他炭化物等を５重量％以下の範囲で添加して微細な結晶組織を形成するか、又は「鉄と鋼（１９７４年４−Ｓ７９）」に示すように、窒化物を形成する元素を添加して窒化物の形成により、微細な結晶組織を形成する方法等が提案されている。
また、一般に用いられている結晶組織の微細化の方法としては、低温鋳造や電磁撹拌を用いて、柱状晶の成長を抑制して等軸結晶を形成することが行われている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、溶鋼に溶解しないＮｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、その他炭化物等を５重量％以下添加して、微細な結晶組織を形成する方法では、Ｎｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、炭化物等が溶鋼に溶けないために、溶鋼の全体に均一に分散させることが困難であり、添加物が凝集して接種核として作用しなくなり、微細な結晶組織の形成効率が低下し、凝集物が圧延時に疵となる。
更に、添加物の凝集を防止するには、添加方法に特別の工夫を要するが、具体的な手段がなく実現の可能性がない等の問題がある。
また、窒化物を形成する元素を添加して窒化物を形成することにより、微細な結晶組織を形成する方法では、例えば、Ｔｉを添加する場合では、０．１５重量％以上の添加が必要であり、足りない場合は、窒化物の一部が凝集して凝固する際の核となるＴｉＮの絶対量が不足して均一な微細組織を形成することができない。
その結果、確実に微細組織を形成するには、添加するＴｉの量を増加する必要があるが、Ｔｉの増量によって、介在物の増加、耐食性の低下等の材質への悪影響や合金コストの上昇等の問題が生じる。
更に、一般に用いられている結晶組織の微細化の方法においては、そのいずれとも微細な結晶組織の形成効率が低く、低温度に伴うノズル詰まりや地金付着等の鋳造の支障を招く等の問題がある。
【０００４】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、鋳片の凝固組織を微細にすることにより、リジングの発生を防止し、鋳片の介在物による品質低下及び耐食性の低下等の材質に悪影響のないフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
前記目的に沿う請求項１記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法は、クロムを１０〜３０重量％含むフェライト系ステンレス溶鋼に、金属Ｍｇ又はＭｇ合金を添加して、前記フェライト系ステンレス溶鋼の酸素含有量に対するＭｇ％を下記（１）式の範囲とし、さらに前記フェライト系ステンレス溶鋼にＴｉを０．００１〜０．１４０重量％添加して鋳造する。
３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５・・・（１）
ただし、
Ｔ．Ｏは溶鋼溶製過程でのフェライト系ステンレス溶鋼中の全酸素含有量（重量％）
Ｍｇ％はフェライト系ステンレス溶鋼中のＭｇ含有量（重量％）
ここで、フェライト系ステンレス溶鋼のクロムの含有量が１０重量％より少ない場合は、製品の耐食性が低下する。更に、クロムの含有量が３０重量％より多いと高価な合金の多量に使用することとなりコストが大幅に上昇し、製品の耐食性がそれほど向上しない。
また、フェライト系ステンレス溶鋼中のＴｉの含有量が０．００１重量％より少ないと凝固する際の接種核として働くＴｉＮの絶対量が不足して、結晶組織の微細化が図れない。
一方、Ｔｉの含有量が０．１４０重量％を超えると結晶組織の微細化は差程向上せず、高価なＴｉの添加によるコストの上昇を招く。
更に、Ｍｇ含有量が３／８×（Ｔ．Ｏ）より少ない場合は、フェライト系ステンレス溶鋼内に混在する接種核の絶対量が不足するので、凝固した鋳片の結晶組織を微細化できない。
また、Ｍｇ含有量が、５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５を超えると微細化の効果が飽和し添加する金属Ｍｇ等のコストが上昇する。
【０００６】
請求項２記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法は、請求項１記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法において、前記フェライト系ステンレス溶鋼に予めＡｌ脱酸、又はＡｌとＭｇの複合脱酸を行っている。
【０００７】
【発明の実施の形態】
続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発明の理解に供する。
図１は本発明の一実施の形態に係るフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法に用いる連続鋳造装置の概略図、図２は接種核の断面状態を模式的に示す図、図３は鋳片の断面の凝固組織図である。
図１に示すように、連続鋳造装置Ａは、フェライト系ステンレス溶鋼（以下溶鋼と称する）１０をタンディッシュ１１に設けた浸漬ノズル１２から鋳型１３に注湯し、鋳型１３による一次冷却により凝固殻を形成した後、引き続き、支持セグメント１４によって鋳片１５を支持し、冷却水ノズル（図示せず）から散水して凝固を促進する。
更に、鋳片１５は、圧下セグメント１６により所定の押し込み量で圧下され、ピンチロール１７により連続して引き抜かれ、所定のサイズに切断された後、圧延加工及びプレス等の二次加工が施される。
【０００８】
次に、連続鋳造装置Ａを適用した本発明の一実施の形態に係るフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法について説明する。
溶鋼１０は、転炉あるいは電気炉等でクロム合金を添加し、Ｃを０．６０重量％程度に脱炭精錬した後、真空二次精錬（図示せず）を行い、Ｃが０．０５０重量％、Ｃｒが１０．０重量％に調整され、必要に応じてＳｉ、Ｍｎ等を添加している。
この溶鋼１０は、タンディッシュ１１に設けた浸漬ノズル１２から鋳型１３に注湯されて、鋳型１３による一次冷却と支持セグメント１４に付設した冷却水ノズル（図示せず）からの散水による二次冷却によって、凝固が進行して鋳片１５となる。
この鋳片１５は、ピンチロール１７により所定の鋳造速度（ｍ／分）となるように連続して引き抜きが行われる。
更に、鋳片１５の引き抜きの際に、圧下セグメント１６により５〜１０ｍｍの押し込み量に相当する圧下が施され、内部に形成されたセンターポロシティ等の内部欠陥が圧着される。
また、溶鋼１０は、転炉、電気炉や真空二次精錬（図示せず）により溶製する過程において、フリーの酸素及びＦｅＯ、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ａｌ2 Ｏ3 等の酸化物を含有しており、これ等を合計した酸素含有量（Ｔ．Ｏ）は、脱酸等により調整して０．００２５重量％にした。
次に、タンディッシュ１１内に貯湯された溶鋼１０に、金属Ｍｇの粒を添加して、Ｍｇ％を３／８×（Ｔ．Ｏ）〜５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５の値に見合う０．０００９〜０．０６２５重量％の範囲に調整した。
このＭｇ％を高めた後の溶鋼１０に、Ｆｅ−Ｔｉを添加して溶鋼１０のＴｉの含有量を０．００１〜０．１４０重量％にした。
【０００９】
金属Ｍｇを添加した溶鋼１０中には、Ｍｇと溶鋼１０内に含有される酸素及び酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 ）が反応してＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 （スピネル化合物）１８ｂを生成し、このＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂが溶鋼１０内に分散する。
そして、図２に示すように、溶鋼１０内に分散したＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂの表面に、Ｔｉを添加することによって生成したＴｉＮ１９が析出して、ＭｇＯ・ＴｉＮやＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ・ＴｉＮを形成する。
これは、ＭｇＯ１８ａの格子定数０．４２１３ｎｍ（ナノメータ）で、ＴｉＮ１９の格子定数が０．４２４２ｎｍ（ナノメータ）と両方が極めて近似していることから、ＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂの表面にＴｉＮ１９が析出し易いことにある。
この析出したＴｉＮ１９は、溶鋼１０が鋳型１３及び支持セグメント１４内で冷却されて凝固する際に、ＴｉＮ１９の格子定数０．４２４２ｎｍ（ナノメータ）がδ−鉄の格子定数０．４０５４ｎｍ（ナノメータ）に極めて近いために、接種核（この核を起点に溶鋼が最初に凝固する）として作用する働きがあり、ＴｉＮ１９を核として凝固を開始し、同時にそのまま結晶粒として成長し、隣合う結晶粒が接したところで、その結晶粒の成長が止まる。
従って、溶鋼１０の中に、まず、ＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂを多量に分散させ、この表面にＴｉＮ１９を析出させて溶鋼１０を凝固させることで、結晶粒の小さい結晶組織を得る。
この理由から、３／８×（Ｔ．Ｏ）よりＭｇの含有量が低下する場合は、接種核の基になるＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂの絶対量が低下する。この結果、接種核として活用するＭｇＯ・ＴｉＮやＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ・ＴｉＮの量も低下して、凝固した鋳片の結晶組織を微細化できない。
一方、Ｍｇ含有量が５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５を超えると、いかに金属Ｍｇを添加してもＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂが飽和して顕著な効果が現れず、金属Ｍｇ等のコストが上昇する等の問題が発生する。
また、溶鋼１０のＴｉが０．００１重量％より低いと、ＴｉＮ１９の形成量が不足して、接種核として活用するＴｉＮの量が低下し、鋳片の結晶組織を微細化できない。また、Ｔｉが０．１４０重量％を超えると、ＴｉＮの効果が飽和してしまい、Ｔｉ等のコストの上昇を招く等の問題がある。
このように、溶鋼１０に対して分散の良好な反応生成物であるＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂを活用し、ＴｉＮ１９との複合の接種核にすることで、ＴｉＮの分散を高めて少ない添加量で、結晶組織を微細化が達成できる。
なお、Ａｌ2 Ｏ3 は、溶鋼１０を転炉、電気炉や真空二次精錬（図示せず）により溶製する際に、耐火物の溶出や脱酸生成物としてＡｌ2 Ｏ3 が溶鋼１０内に混入しているので、生成したＭｇＯ１８ａの一部と反応してＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂのスピネル化合物を形成する。
【００１０】
また、連続鋳造された鋳片１５の表層から８ｍｍの範囲の結晶組織は、図３のように、鋳型１３の一次冷却で最初に凝固したチル晶２０の内側に存在する結晶組織も微細な等軸結晶２１を形成しており、結晶組織の微細化が十分に行え、しかも、表層から８ｍｍ以上の内部も等軸結晶２１に相当する微細な結晶組織にすることができた。
この鋳片１５を圧延加工した鋼板は、微細な結晶組織を備えており、プレス加工を施した際に、リジングが発生しなかった。
なお、溶鋼１０のＭｇ％を高めるために、金属Ｍｇの粒の他にＳｉ−Ｍｇ合金、Ｎｉ−Ｍｇ等Ｍｇ合金を用いることもできる。
【００１１】
また、前記タンディッシュ１１内の溶鋼１０を予めＡｌ、Ａｌ合金、又はＡｌ−Ｍｇ合金を添加して脱酸を行った後に、前述した様に、酸素含有量（Ｔ．Ｏ）０．００２５重量％に対し、Ｍｇ％が３／８×（Ｔ．Ｏ）〜５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５に見合う０．０００９〜０．０６２５重量％となるように、タンディッシュ１１内の溶鋼１０に金属Ｍｇの粒を添加することもできる。
溶鋼１０を予めＡｌ、Ａｌ合金、又はＡｌ−Ｍｇを添加して脱酸を行うことにより、転炉、電気炉及び二次精錬（図示せず）等によって過剰に含有する酸素量を適正に低減できるので、接種核として作用しないＡｌ2 Ｏ3 等の介在物を減少でき、製品の耐食性の向上や介在物に起因する欠陥の発生を防止できる。
【００１２】
【実施例】
次に、フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法の実施例について説明する。
まず、溶鋼１０は、転炉あるいは電気炉等でクロム合金を添加し、Ｃを０．６０重量％程度に脱炭精錬した後、真空二次精錬を行なったものを用いた。
実施例ＮＯ．１〜ＮＯ．３では、組成として、Ｃを０．０１１〜０．０５２重量％、Ｓｉを０．３２〜０．６８重量％、Ｍｎを０．１７〜０．３７重量％、Ｐを０．０１０〜０．０３４重量％、Ｓを０．００３５〜０．００５５重量％、クロムを１０〜３０重量％、Ａｌを０．００１重量％、Ｎを０．００７４〜０．０１３５重量％、Ｔ．Ｏを０．００６４〜０．００８４重量％含有し、Ａｌ脱酸を行わないものを用いた。
この溶鋼１０にタンディッシュ１１内で、金属Ｍｇの粒を添加し、酸素含有量（Ｔ．Ｏ）に対してＭｇ％の調整を行いＴｉを添加し、連続鋳造を行った後、鋳片の結晶組織の微細化の状態（結晶粒径）及びプレス加工後の耐食性とリジング発生ランクを調査した。
なお、リジングの評価は、ＪＩＳ５号の引張り試験片を作成して表面を鏡面研磨したものに、１５％の引張り変形を与えた後の表面のリジング（しわ）の高さからＡランク（１０μｍ未満）、Ｂランク（１０μｍ以上〜２０μｍ未満）、Ｃランク（２０μｍ以上）として評価した。
【００１３】
まず、実施例ＮＯ．１は、Ｍｇ％を０．００３０重量％、Ｔｉを０．００１重量％に調整した場合であり、平均の結晶粒径０．９ｍｍの微細な結晶組織が得られ、プレス加工後の耐食性及びリジングの発生ランクもＡと良好であり、総合評価が良好（○）な結果であった。
更に、実施例ＮＯ．２は、Ｍｇ％を０．００３３重量％、Ｔｉを０．１４０重量％に調整した。ＮＯ．３は、Ｍｇ％を０．０７９８重量％、Ｔｉを０．１０３重量％に調整した。その結果、平均の結晶粒径は、それぞれ１．２ｍｍ、０．７ｍｍの微細な結晶組織が得られ、いずれもプレス加工後の耐食性及びリジングの発生ランクがＡと良好であり、総合評価は、良好（○）な結果であった。
【００１４】
【表１】
【００１５】
また、実施例ＮＯ．４〜ＮＯ．６では、Ｃを０．０１１〜０．０５３重量％、Ｓｉを０．３１〜０．４２重量％、Ｍｎを０．１７〜０．３６重量％、Ｐを０．０１１〜０．０２９重量％、Ｓを０．００３１〜０．００４６重量％、クロムを１０〜３０重量％、Ａｌを０．０９０〜０．１８０重量％、Ｎを０．００６０〜０．０１０２重量％含有し、Ａｌを添加して脱酸を行って、Ｔ．Ｏを０．００１３〜０．００３４重量％としたものを用い、それぞれのＴ．Ｏに対する所定範囲内のＭｇと、Ｔｉを添加して、結晶組織の微細化の状態（結晶粒径）及びプレス加工後の耐食性とリジングの発生ランクを調査した。
実施例ＮＯ．４は、Ｍｇ％を０．００２０重量％、Ｔｉを０．００２重量％に調整した場合であり、平均の結晶粒径が１．１ｍｍの微細な結晶組織が得られ、プレス加工後の耐食性及びリジングの発生ランクもＡであり、総合評価は、良好（○）な結果となった。
更に、実施例ＮＯ．５は、Ｍｇ％を０．００１７重量％、Ｔｉを０．１４０重量％に調整した。ＮＯ．６は、Ｍｇ％を０．０５４２重量％、Ｔｉを０．０７２重量％に調整した。その結果、平均の結晶粒径は、それぞれ０．９ｍｍ、０．７ｍｍの微細な結晶組織が得られ、いずれもプレス加工後の耐食性及びリジングの発生ランクがＡの良好であり、総合評価は、良好（○）な結果であった。
【００１６】
【表２】
【００１７】
これに対して、Ａｌ脱酸を行わないで、Ｔ．Ｏを０．００６４重量％にし、Ｍｇ％を０．０００８重量％、Ｔｉを０．１４０重量％に調整した比較例１では、Ｍｇ％が低く、平均の結晶粒径が１．６ｍｍと結晶組織が大きくなり、プレス加工後のリジングの発生ランクがＣとなり、総合評価が悪い（×）結果であった。更に、Ａｌ脱酸を行わないで、Ｔ．Ｏを０．００５８重量％にし、Ｍｇ％を０．０８０１重量％、Ｔｉを０．０９８重量％に調整した比較例２では、過剰に金属Ｍｇを添加してＭｇ％を高くし過ぎたので、製品の耐食性が低下し、総合評価として悪い（×）結果となった。
また、Ａｌ脱酸を行って、Ｔ．Ｏを０．００２９重量％にし、Ｍｇ％を０．０００９重量％、Ｔｉを０．１４０重量％に調整した比較例３では、Ｍｇ％が低く、平均の結晶粒径が１．５ｍｍで結晶組織が大きくなり、プレス加工後のリジングの発生ランクがＣであり、総合評価が悪い（×）結果となった。
【００１８】
【表３】
【００１９】
また、溶鋼１０を前述の組成条件及び金属Ｍｇ及び金属Ｔｉ、Ｔｉ合金の添加条件等を同じにして、造塊鋳造を実施し、その鋳片の凝固した結晶組織及びプレス加工後のリジングの発生状況、表面光沢等を調査したが、前記の連続鋳造を用いた場合と同等の結果であった。
【００２０】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、本発明はこれらの実施の形態に限定されるものではなく、要旨を逸脱しない条件の変更等は全て本発明の適用範囲である。
例えば、金属Ｍｇ、Ｍｇ合金（金属Ｔｉ、Ｔｉ合金も同様）の添加方法として、粒状物に代えて金属ＭｇあるいはＭｇ合金のワイヤーを用いるか、又は、取鍋の溶鋼中に金属ＭｇあるいはＭｇ合金を添加して、Ｍｇ％を高めても良い。
また、本実施の形態では、鋳片に圧下する方法を用いたが、圧下を施さないで圧延加工を行うこともできる。
【００２１】
【発明の効果】
請求項１及び請求項２記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法は、クロムを１０〜３０重量％含有するフェライト系ステンレス溶鋼に、Ｍｇ又はＭｇ合金を添加して、溶鋼溶製過程での前記フェライト系ステンレス溶鋼の酸素含有量に対するＭｇ％を３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５の範囲にし、さらにＴｉを０．００１〜０．１４０重量％添加して鋳造するので、鋳片の結晶組織を微細化でき、プレス等の二次加工の際に発生するリジングを防止して、研磨等をすることなく優れた表面光沢と耐食性を保持できる。
【００２２】
特に、請求項２記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法は、前記フェライト系ステンレス溶鋼がＡｌ又はＡｌ合金によって脱酸されているので、過剰な酸素含有量を抑制し、酸化物の混入による介在物に起因する欠陥及び酸化物の混入による耐食性の低下を防止できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の一実施の形態に係るフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法に用いる連続鋳造装置の概略図である。
【図２】接種核の断面状態を模式的に示す図である。
【図３】鋳片の部分断面の凝固組織図である。
【図４】従来の鋳片の部分断面の凝固組織図である。
【符号の説明】
Ａ 連続鋳造装置
１０ フェライト系ステンレス溶鋼（溶鋼）
１１ タンディッシュ １２ 浸漬ノズル
１３ 鋳型 １４ 支持セグメント
１５ 鋳片 １６ 圧下セグメント
１７ ピンチロール １８ａ ＭｇＯ
１８ｂ ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １９ ＴｉＮ
２０ チル晶 ２１ 等軸結晶
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋳造された鋳片を圧延加工した鋼板にプレス等の二次加工を施した際に発生するリジングを防止できるフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れており、美しい光沢を長期間にわたり保ち続けること、及び比較的安価であることから、厨房器具や家電製品等に広く使用されている。
このフェライト系ステンレス鋼板は、転炉や電気炉等を用いてクロムを含有する溶鋼を溶製し、真空精錬を行った後、連続鋳造あるいは造塊鋳造等によって得られた鋳片を圧延加工して薄い鋼板を製造し、この鋼板にプレス成形等の二次加工を施して用いられている。
しかし、フェライト系ステンレス鋼板にプレス成形等の二次加工を施した場合、リジングと呼ばれる鋼板の結晶粒ごとの変形に起因した微小な凹凸（しわ）の表面欠陥が発生する。このリジングの程度が酷い場合は、表面の美観を損なうだけでなく、微小割れの起因となるので、研磨等の手段により除去しなければならない。
一般の鋳片の結晶組織は、図４に示すように、鋳型の一次冷却で最初に凝固するチル晶３０では、比較的に小さい結晶組織であるが、内部では、冷却が緩慢となり大きいデンドライト３１の結晶組織となる。この結晶組織は、圧延加工中及び圧延加工後の鋼板の結晶組織としても大きくなり、プレス成形等の二次加工の際に、結晶粒ごとの伸びの差が発生して微小な表面の凹凸（しわ）が起きる。
また、リジングは、オーステナイト系ステンレス鋼板に比べて、相変態がなく結晶組織が大きいフェライト系ステンレス鋼板に顕著に発生する。
このリジングを防止する方法として、特開平７−１５１３７号公報に示すように、溶鋼に添加した際に溶解しないＮｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、その他炭化物等を５重量％以下の範囲で添加して微細な結晶組織を形成するか、又は「鉄と鋼（１９７４年４−Ｓ７９）」に示すように、窒化物を形成する元素を添加して窒化物の形成により、微細な結晶組織を形成する方法等が提案されている。
また、一般に用いられている結晶組織の微細化の方法としては、低温鋳造や電磁撹拌を用いて、柱状晶の成長を抑制して等軸結晶を形成することが行われている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、溶鋼に溶解しないＮｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、その他炭化物等を５重量％以下添加して、微細な結晶組織を形成する方法では、Ｎｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、炭化物等が溶鋼に溶けないために、溶鋼の全体に均一に分散させることが困難であり、添加物が凝集して接種核として作用しなくなり、微細な結晶組織の形成効率が低下し、凝集物が圧延時に疵となる。
更に、添加物の凝集を防止するには、添加方法に特別の工夫を要するが、具体的な手段がなく実現の可能性がない等の問題がある。
また、窒化物を形成する元素を添加して窒化物を形成することにより、微細な結晶組織を形成する方法では、例えば、Ｔｉを添加する場合では、０．１５重量％以上の添加が必要であり、足りない場合は、窒化物の一部が凝集して凝固する際の核となるＴｉＮの絶対量が不足して均一な微細組織を形成することができない。
その結果、確実に微細組織を形成するには、添加するＴｉの量を増加する必要があるが、Ｔｉの増量によって、介在物の増加、耐食性の低下等の材質への悪影響や合金コストの上昇等の問題が生じる。
更に、一般に用いられている結晶組織の微細化の方法においては、そのいずれとも微細な結晶組織の形成効率が低く、低温度に伴うノズル詰まりや地金付着等の鋳造の支障を招く等の問題がある。
【０００４】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、鋳片の凝固組織を微細にすることにより、リジングの発生を防止し、鋳片の介在物による品質低下及び耐食性の低下等の材質に悪影響のないフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
前記目的に沿う請求項１記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法は、クロムを１０〜３０重量％含むフェライト系ステンレス溶鋼に、金属Ｍｇ又はＭｇ合金を添加して、前記フェライト系ステンレス溶鋼の酸素含有量に対するＭｇ％を下記（１）式の範囲とし、さらに前記フェライト系ステンレス溶鋼にＴｉを０．００１〜０．１４０重量％添加して鋳造する。
３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５・・・（１）
ただし、
Ｔ．Ｏは溶鋼溶製過程でのフェライト系ステンレス溶鋼中の全酸素含有量（重量％）
Ｍｇ％はフェライト系ステンレス溶鋼中のＭｇ含有量（重量％）
ここで、フェライト系ステンレス溶鋼のクロムの含有量が１０重量％より少ない場合は、製品の耐食性が低下する。更に、クロムの含有量が３０重量％より多いと高価な合金の多量に使用することとなりコストが大幅に上昇し、製品の耐食性がそれほど向上しない。
また、フェライト系ステンレス溶鋼中のＴｉの含有量が０．００１重量％より少ないと凝固する際の接種核として働くＴｉＮの絶対量が不足して、結晶組織の微細化が図れない。
一方、Ｔｉの含有量が０．１４０重量％を超えると結晶組織の微細化は差程向上せず、高価なＴｉの添加によるコストの上昇を招く。
更に、Ｍｇ含有量が３／８×（Ｔ．Ｏ）より少ない場合は、フェライト系ステンレス溶鋼内に混在する接種核の絶対量が不足するので、凝固した鋳片の結晶組織を微細化できない。
また、Ｍｇ含有量が、５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５を超えると微細化の効果が飽和し添加する金属Ｍｇ等のコストが上昇する。
【０００６】
請求項２記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法は、請求項１記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法において、前記フェライト系ステンレス溶鋼に予めＡｌ脱酸、又はＡｌとＭｇの複合脱酸を行っている。
【０００７】
【発明の実施の形態】
続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発明の理解に供する。
図１は本発明の一実施の形態に係るフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法に用いる連続鋳造装置の概略図、図２は接種核の断面状態を模式的に示す図、図３は鋳片の断面の凝固組織図である。
図１に示すように、連続鋳造装置Ａは、フェライト系ステンレス溶鋼（以下溶鋼と称する）１０をタンディッシュ１１に設けた浸漬ノズル１２から鋳型１３に注湯し、鋳型１３による一次冷却により凝固殻を形成した後、引き続き、支持セグメント１４によって鋳片１５を支持し、冷却水ノズル（図示せず）から散水して凝固を促進する。
更に、鋳片１５は、圧下セグメント１６により所定の押し込み量で圧下され、ピンチロール１７により連続して引き抜かれ、所定のサイズに切断された後、圧延加工及びプレス等の二次加工が施される。
【０００８】
次に、連続鋳造装置Ａを適用した本発明の一実施の形態に係るフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法について説明する。
溶鋼１０は、転炉あるいは電気炉等でクロム合金を添加し、Ｃを０．６０重量％程度に脱炭精錬した後、真空二次精錬（図示せず）を行い、Ｃが０．０５０重量％、Ｃｒが１０．０重量％に調整され、必要に応じてＳｉ、Ｍｎ等を添加している。
この溶鋼１０は、タンディッシュ１１に設けた浸漬ノズル１２から鋳型１３に注湯されて、鋳型１３による一次冷却と支持セグメント１４に付設した冷却水ノズル（図示せず）からの散水による二次冷却によって、凝固が進行して鋳片１５となる。
この鋳片１５は、ピンチロール１７により所定の鋳造速度（ｍ／分）となるように連続して引き抜きが行われる。
更に、鋳片１５の引き抜きの際に、圧下セグメント１６により５〜１０ｍｍの押し込み量に相当する圧下が施され、内部に形成されたセンターポロシティ等の内部欠陥が圧着される。
また、溶鋼１０は、転炉、電気炉や真空二次精錬（図示せず）により溶製する過程において、フリーの酸素及びＦｅＯ、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ａｌ2 Ｏ3 等の酸化物を含有しており、これ等を合計した酸素含有量（Ｔ．Ｏ）は、脱酸等により調整して０．００２５重量％にした。
次に、タンディッシュ１１内に貯湯された溶鋼１０に、金属Ｍｇの粒を添加して、Ｍｇ％を３／８×（Ｔ．Ｏ）〜５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５の値に見合う０．０００９〜０．０６２５重量％の範囲に調整した。
このＭｇ％を高めた後の溶鋼１０に、Ｆｅ−Ｔｉを添加して溶鋼１０のＴｉの含有量を０．００１〜０．１４０重量％にした。
【０００９】
金属Ｍｇを添加した溶鋼１０中には、Ｍｇと溶鋼１０内に含有される酸素及び酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 ）が反応してＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 （スピネル化合物）１８ｂを生成し、このＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂが溶鋼１０内に分散する。
そして、図２に示すように、溶鋼１０内に分散したＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂの表面に、Ｔｉを添加することによって生成したＴｉＮ１９が析出して、ＭｇＯ・ＴｉＮやＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ・ＴｉＮを形成する。
これは、ＭｇＯ１８ａの格子定数０．４２１３ｎｍ（ナノメータ）で、ＴｉＮ１９の格子定数が０．４２４２ｎｍ（ナノメータ）と両方が極めて近似していることから、ＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂの表面にＴｉＮ１９が析出し易いことにある。
この析出したＴｉＮ１９は、溶鋼１０が鋳型１３及び支持セグメント１４内で冷却されて凝固する際に、ＴｉＮ１９の格子定数０．４２４２ｎｍ（ナノメータ）がδ−鉄の格子定数０．４０５４ｎｍ（ナノメータ）に極めて近いために、接種核（この核を起点に溶鋼が最初に凝固する）として作用する働きがあり、ＴｉＮ１９を核として凝固を開始し、同時にそのまま結晶粒として成長し、隣合う結晶粒が接したところで、その結晶粒の成長が止まる。
従って、溶鋼１０の中に、まず、ＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂを多量に分散させ、この表面にＴｉＮ１９を析出させて溶鋼１０を凝固させることで、結晶粒の小さい結晶組織を得る。
この理由から、３／８×（Ｔ．Ｏ）よりＭｇの含有量が低下する場合は、接種核の基になるＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂの絶対量が低下する。この結果、接種核として活用するＭｇＯ・ＴｉＮやＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ・ＴｉＮの量も低下して、凝固した鋳片の結晶組織を微細化できない。
一方、Ｍｇ含有量が５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５を超えると、いかに金属Ｍｇを添加してもＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂが飽和して顕著な効果が現れず、金属Ｍｇ等のコストが上昇する等の問題が発生する。
また、溶鋼１０のＴｉが０．００１重量％より低いと、ＴｉＮ１９の形成量が不足して、接種核として活用するＴｉＮの量が低下し、鋳片の結晶組織を微細化できない。また、Ｔｉが０．１４０重量％を超えると、ＴｉＮの効果が飽和してしまい、Ｔｉ等のコストの上昇を招く等の問題がある。
このように、溶鋼１０に対して分散の良好な反応生成物であるＭｇＯ１８ａ及びＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂを活用し、ＴｉＮ１９との複合の接種核にすることで、ＴｉＮの分散を高めて少ない添加量で、結晶組織を微細化が達成できる。
なお、Ａｌ2 Ｏ3 は、溶鋼１０を転炉、電気炉や真空二次精錬（図示せず）により溶製する際に、耐火物の溶出や脱酸生成物としてＡｌ2 Ｏ3 が溶鋼１０内に混入しているので、生成したＭｇＯ１８ａの一部と反応してＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １８ｂのスピネル化合物を形成する。
【００１０】
また、連続鋳造された鋳片１５の表層から８ｍｍの範囲の結晶組織は、図３のように、鋳型１３の一次冷却で最初に凝固したチル晶２０の内側に存在する結晶組織も微細な等軸結晶２１を形成しており、結晶組織の微細化が十分に行え、しかも、表層から８ｍｍ以上の内部も等軸結晶２１に相当する微細な結晶組織にすることができた。
この鋳片１５を圧延加工した鋼板は、微細な結晶組織を備えており、プレス加工を施した際に、リジングが発生しなかった。
なお、溶鋼１０のＭｇ％を高めるために、金属Ｍｇの粒の他にＳｉ−Ｍｇ合金、Ｎｉ−Ｍｇ等Ｍｇ合金を用いることもできる。
【００１１】
また、前記タンディッシュ１１内の溶鋼１０を予めＡｌ、Ａｌ合金、又はＡｌ−Ｍｇ合金を添加して脱酸を行った後に、前述した様に、酸素含有量（Ｔ．Ｏ）０．００２５重量％に対し、Ｍｇ％が３／８×（Ｔ．Ｏ）〜５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５に見合う０．０００９〜０．０６２５重量％となるように、タンディッシュ１１内の溶鋼１０に金属Ｍｇの粒を添加することもできる。
溶鋼１０を予めＡｌ、Ａｌ合金、又はＡｌ−Ｍｇを添加して脱酸を行うことにより、転炉、電気炉及び二次精錬（図示せず）等によって過剰に含有する酸素量を適正に低減できるので、接種核として作用しないＡｌ2 Ｏ3 等の介在物を減少でき、製品の耐食性の向上や介在物に起因する欠陥の発生を防止できる。
【００１２】
【実施例】
次に、フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法の実施例について説明する。
まず、溶鋼１０は、転炉あるいは電気炉等でクロム合金を添加し、Ｃを０．６０重量％程度に脱炭精錬した後、真空二次精錬を行なったものを用いた。
実施例ＮＯ．１〜ＮＯ．３では、組成として、Ｃを０．０１１〜０．０５２重量％、Ｓｉを０．３２〜０．６８重量％、Ｍｎを０．１７〜０．３７重量％、Ｐを０．０１０〜０．０３４重量％、Ｓを０．００３５〜０．００５５重量％、クロムを１０〜３０重量％、Ａｌを０．００１重量％、Ｎを０．００７４〜０．０１３５重量％、Ｔ．Ｏを０．００６４〜０．００８４重量％含有し、Ａｌ脱酸を行わないものを用いた。
この溶鋼１０にタンディッシュ１１内で、金属Ｍｇの粒を添加し、酸素含有量（Ｔ．Ｏ）に対してＭｇ％の調整を行いＴｉを添加し、連続鋳造を行った後、鋳片の結晶組織の微細化の状態（結晶粒径）及びプレス加工後の耐食性とリジング発生ランクを調査した。
なお、リジングの評価は、ＪＩＳ５号の引張り試験片を作成して表面を鏡面研磨したものに、１５％の引張り変形を与えた後の表面のリジング（しわ）の高さからＡランク（１０μｍ未満）、Ｂランク（１０μｍ以上〜２０μｍ未満）、Ｃランク（２０μｍ以上）として評価した。
【００１３】
まず、実施例ＮＯ．１は、Ｍｇ％を０．００３０重量％、Ｔｉを０．００１重量％に調整した場合であり、平均の結晶粒径０．９ｍｍの微細な結晶組織が得られ、プレス加工後の耐食性及びリジングの発生ランクもＡと良好であり、総合評価が良好（○）な結果であった。
更に、実施例ＮＯ．２は、Ｍｇ％を０．００３３重量％、Ｔｉを０．１４０重量％に調整した。ＮＯ．３は、Ｍｇ％を０．０７９８重量％、Ｔｉを０．１０３重量％に調整した。その結果、平均の結晶粒径は、それぞれ１．２ｍｍ、０．７ｍｍの微細な結晶組織が得られ、いずれもプレス加工後の耐食性及びリジングの発生ランクがＡと良好であり、総合評価は、良好（○）な結果であった。
【００１４】
【表１】
また、実施例ＮＯ．４〜ＮＯ．６では、Ｃを０．０１１〜０．０５３重量％、Ｓｉを０．３１〜０．４２重量％、Ｍｎを０．１７〜０．３６重量％、Ｐを０．０１１〜０．０２９重量％、Ｓを０．００３１〜０．００４６重量％、クロムを１０〜３０重量％、Ａｌを０．０９０〜０．１８０重量％、Ｎを０．００６０〜０．０１０２重量％含有し、Ａｌを添加して脱酸を行って、Ｔ．Ｏを０．００１３〜０．００３４重量％としたものを用い、それぞれのＴ．Ｏに対する所定範囲内のＭｇと、Ｔｉを添加して、結晶組織の微細化の状態（結晶粒径）及びプレス加工後の耐食性とリジングの発生ランクを調査した。
実施例ＮＯ．４は、Ｍｇ％を０．００２０重量％、Ｔｉを０．００２重量％に調整した場合であり、平均の結晶粒径が１．１ｍｍの微細な結晶組織が得られ、プレス加工後の耐食性及びリジングの発生ランクもＡであり、総合評価は、良好（○）な結果となった。
更に、実施例ＮＯ．５は、Ｍｇ％を０．００１７重量％、Ｔｉを０．１４０重量％に調整した。ＮＯ．６は、Ｍｇ％を０．０５４２重量％、Ｔｉを０．０７２重量％に調整した。その結果、平均の結晶粒径は、それぞれ０．９ｍｍ、０．７ｍｍの微細な結晶組織が得られ、いずれもプレス加工後の耐食性及びリジングの発生ランクがＡの良好であり、総合評価は、良好（○）な結果であった。
【００１６】
【表２】
これに対して、Ａｌ脱酸を行わないで、Ｔ．Ｏを０．００６４重量％にし、Ｍｇ％を０．０００８重量％、Ｔｉを０．１４０重量％に調整した比較例１では、Ｍｇ％が低く、平均の結晶粒径が１．６ｍｍと結晶組織が大きくなり、プレス加工後のリジングの発生ランクがＣとなり、総合評価が悪い（×）結果であった。更に、Ａｌ脱酸を行わないで、Ｔ．Ｏを０．００５８重量％にし、Ｍｇ％を０．０８０１重量％、Ｔｉを０．０９８重量％に調整した比較例２では、過剰に金属Ｍｇを添加してＭｇ％を高くし過ぎたので、製品の耐食性が低下し、総合評価として悪い（×）結果となった。
また、Ａｌ脱酸を行って、Ｔ．Ｏを０．００２９重量％にし、Ｍｇ％を０．０００９重量％、Ｔｉを０．１４０重量％に調整した比較例３では、Ｍｇ％が低く、平均の結晶粒径が１．５ｍｍで結晶組織が大きくなり、プレス加工後のリジングの発生ランクがＣであり、総合評価が悪い（×）結果となった。
【００１８】
【表３】
また、溶鋼１０を前述の組成条件及び金属Ｍｇ及び金属Ｔｉ、Ｔｉ合金の添加条件等を同じにして、造塊鋳造を実施し、その鋳片の凝固した結晶組織及びプレス加工後のリジングの発生状況、表面光沢等を調査したが、前記の連続鋳造を用いた場合と同等の結果であった。
【００２０】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、本発明はこれらの実施の形態に限定されるものではなく、要旨を逸脱しない条件の変更等は全て本発明の適用範囲である。
例えば、金属Ｍｇ、Ｍｇ合金（金属Ｔｉ、Ｔｉ合金も同様）の添加方法として、粒状物に代えて金属ＭｇあるいはＭｇ合金のワイヤーを用いるか、又は、取鍋の溶鋼中に金属ＭｇあるいはＭｇ合金を添加して、Ｍｇ％を高めても良い。
また、本実施の形態では、鋳片に圧下する方法を用いたが、圧下を施さないで圧延加工を行うこともできる。
【００２１】
【発明の効果】
請求項１及び請求項２記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法は、クロムを１０〜３０重量％含有するフェライト系ステンレス溶鋼に、Ｍｇ又はＭｇ合金を添加して、溶鋼溶製過程での前記フェライト系ステンレス溶鋼の酸素含有量に対するＭｇ％を３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５の範囲にし、さらにＴｉを０．００１〜０．１４０重量％添加して鋳造するので、鋳片の結晶組織を微細化でき、プレス等の二次加工の際に発生するリジングを防止して、研磨等をすることなく優れた表面光沢と耐食性を保持できる。
【００２２】
特に、請求項２記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法は、前記フェライト系ステンレス溶鋼がＡｌ又はＡｌ合金によって脱酸されているので、過剰な酸素含有量を抑制し、酸化物の混入による介在物に起因する欠陥及び酸化物の混入による耐食性の低下を防止できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の一実施の形態に係るフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法に用いる連続鋳造装置の概略図である。
【図２】接種核の断面状態を模式的に示す図である。
【図３】鋳片の部分断面の凝固組織図である。
【図４】従来の鋳片の部分断面の凝固組織図である。
【符号の説明】
Ａ 連続鋳造装置
１０ フェライト系ステンレス溶鋼（溶鋼）
１１ タンディッシュ １２ 浸漬ノズル
１３ 鋳型 １４ 支持セグメント
１５ 鋳片 １６ 圧下セグメント
１７ ピンチロール １８ａ ＭｇＯ
１８ｂ ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 １９ ＴｉＮ
２０ チル晶 ２１ 等軸結晶
Claims (2)
- クロムを１０〜３０重量％含むフェライト系ステンレス溶鋼に、金属Ｍｇ又はＭｇ合金を添加して、前記フェライト系ステンレス溶鋼の酸素含有量に対するＭｇ％を下記（１）式の範囲とし、さらに前記フェライト系ステンレス溶鋼にＴｉを０．００１〜０．１４０重量％添加して鋳造することを特徴とするフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法。
３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５・・・（１）
ただし、
Ｔ．Ｏは溶鋼溶製過程でのフェライト系ステンレス溶鋼中の全酸素含有量（重量％）
Ｍｇ％はフェライト系ステンレス溶鋼中のＭｇ含有量（重量％） - 前記フェライト系ステンレス溶鋼に予めＡｌ脱酸、又はＡｌとＭｇの複合脱酸を行うことを特徴とする請求項１記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造法。
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