JP4025171B2 - 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4025171B2 JP4025171B2 JP2002314639A JP2002314639A JP4025171B2 JP 4025171 B2 JP4025171 B2 JP 4025171B2 JP 2002314639 A JP2002314639 A JP 2002314639A JP 2002314639 A JP2002314639 A JP 2002314639A JP 4025171 B2 JP4025171 B2 JP 4025171B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- mgo
- stainless steel
- cao
- corrosion resistance
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系のステンレス鋼は、高耐食性合金として厨房機器をはじめ、化学プラントなどに広く利用されている。しかしながら、このステンレス鋼の表面に存在する非金属介在物は、錆などの腐食の起点となり、その腐食の速さは、非金属介在物の組成や量によって変化することが知られている。また、非金属介在物は、その組成によっては表面疵を発生させることがあり、とくにその組成がアルミナの場合に顕著となる。
【０００３】
この問題に対し、例えば、特許文献１には、溶鋼中に少量のＡｌまたはＳｉを添加して予備脱酸を行った後、Ｔｉを添加して脱酸を行うことにより介在物の形態を制御し、さらに適量のＣａを添加することによって、表面疵を引き起こさず、耐食性にも悪影響を与えない介在物に制御する技術が開示されている（特許文献１参照。）。しかし、この従来技術の方法では、添加したＴｉがＮと結合して硬質のＴｉＮを形成し、ストリンガーと呼ばれる表面疵を発生し易いという問題があった。また、ＡｌおよびＣａの添加は、溶接性に悪影響を与えるという問題もあった。
【０００４】
【特許文献１】
特開２０００−１７５９号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記のように、鋼中に含まれる非金属介在物の量や組成によっては、十分な耐食性や溶接性が得られないことがある。また、介在物組成がアルミナとなると、クラスターに起因した表面庇を発生させてしまう。さらに、Ｔｉを添加してこれらの問題を回避しようとすると、ストリンガーを発生し易いという問題点があった。
【０００６】
本発明の目的は、耐食性、溶接性および表面性状に優れたステンレス鋼を提供するとともに、該ステンレス鋼を汎用の生産設備を用いて安価に製造する方法を提案することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記従来技術の抱える問題点を解決するため、とくにステンレス鋼に含まれる非金属介在物の量および組成が、ステンレス鋼の耐食性、溶接性および表面性状に与える影響について、以下の検討を行った。
【０００８】
まず、実験室にてマグネシアるつぼあるいはアルミナるつぼを用いて、Ｆｅ−１８ｍａｓｓ％Ｃｒ−８ｍａｓｓ％Ｎｉ合金を溶解し、この溶鋼中に、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系スラグを添加した後、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，ＣａおよびＭｇのうちのいずれか１種または２種以上を添加して脱酸を行った後、鋳造し、種々の介在物組成を有する鋼塊を得た。この鋼塊を鍛造し、熱間圧延した後、さらに冷間圧延し、板厚３ｍｍの鋼板とした。この鋼板から試験片を採取し、耐食性および溶接性を調査した。
【０００９】
耐食性は、上記試験片を、＃６００研磨仕上げした後、脱脂し、ＪＩＳ Ｚ２３７１に準拠した条件（５０℃）で塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を４時間行い、発錆の有無を調べた。
【００１０】
また、溶接性は、上記試験片を電流値：１２０Ａ、溶接速度：２００ｍｍ／分の条件でＴＩＧ溶接を行い、ビード上に発生した黒点の有無により溶接性を評価した。この黒点は、ビード上に生成した酸化物欠陥であり、この欠陥が存在すると、その部位の耐食性を劣化させたり、外観不良を引き起こしたりする。また、この試験と同時に、目視により表面疵の発生有無も調査した。
【００１１】
上記試験の結果、発明者らは、非金属介在物が、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）、ＭｇＯ（マグネシア）、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物（カルシウムアルミネート）およびＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物（シリケート）のうちの２種以上からなる組成である場合には、耐食性、溶接性および表面性状が共に優れるステンレス鋼が得られることを知見した。
【００１２】
また、Ｃａの含有量が０．０１ｍａｓｓ％を超えると、介在物の組成がＣａＯ単体となり、耐食性が劣化すると同時に、溶接時に黒点が発生することがわかった。その原因は、耐食性については、ＣａＯが水溶性で不安定であるため、また、溶接性については、ＣａＯ系介在物が溶融池で浮上して集中するためと考えられた。さらに、鋼中のＣａ濃度は、Ｏ濃度とも関連があり、Ｏが０．０００１ｍａｓｓ％未満と低くなると、Ｃａが０．０１ｍａｓｓ％を超えてしまうこともわかった。
【００１３】
また、鋼中のＡｌ濃度が０．１ｍａｓｓ％を超えると、介在物の組成がＡｌ２Ｏ３（アルミナ）となってクラスターを形成し、表面欠陥を発生すると共に、溶接時に黒点を発生させることがわかった。
【００１４】
さらに、Ｏ濃度が０．０１ｍａｓｓ％を超えて高くなると、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された清浄度が０．０５を超えてしまうため、鋼板表面の介在物量が多くなって耐食性を劣化させることがわかった。また、Ｓを０．０００２ｍａｓｓ％未満に下げ過ぎると、溶接時の溶け込み性を悪くすることもわかった。
【００１５】
本発明は、上記知見に基づいて開発されたものであって、Ｃ≦０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０１〜３．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１３．０〜２６．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：２．０〜３０．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｃｏ≦３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０００２〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｏ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼において、該ステンレス鋼中に含まれる非金属介在物が、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３，ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物，ＭｇＯおよびＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物のうちの２種以上からなることを特徴とする耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼である。
【００１６】
なお、本発明は、前記非金属介在物において、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３の組成が、ＭｇＯ≧５ｍａｓｓ％かつＡｌ２Ｏ３≦９５ｍａｓｓ％、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の組成が、ＣａＯ：３０〜６０ｍａｓｓ％かつＡｌ２Ｏ３：４０〜７０ｍａｓｓ％であること、また、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物が、鋳造後のスラブ中または鋼塊中にガラス質として存在することが好ましい。
【００１７】
また、本発明の鋼は、鋼中の非金属介在物が、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されたＢ系およびＣ系の形態であり、かつ、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された清浄度が０．０５以下であることが好ましい。
【００１８】
また、本発明は、上記ステンレス鋼を製造するに当たり、電気炉に原料を装入して溶解し、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤにおいてＡｒまたは窒素と酸素とを吹精して脱炭し、その後、石灰石および蛍石を投入してＣａＯ−ＳｉＯ ２ −Ａｌ ２ Ｏ ３ −ＭｇＯ−Ｆ系スラグを形成し、さらにＡｌまたはＡｌおよびフェロシリコンを投入してクロム還元、脱酸および脱硫を行った後、連続鋳造法または普通造塊法によりスラブとすることを特徴とする耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼の製造方法を提案する。
本発明の製造方法において、上記ＣａＯ−ＳｉＯ ２ −Ａｌ ２ Ｏ ３ −ＭｇＯ−Ｆ系スラグ組成は、ＣａＯ：３０〜８０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ ２ ≦２０ｍａｓｓ％、Ａｌ ２ Ｏ ３ ：５〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：１〜３０ｍａｓｓ％およびＦ≦２０ｍａｓｓ％であることが好ましい。
【００１９】
なお、本発明の前記普通造塊法は、鋳造して得た鋼塊を熱間鍛造してスラブとする方法であることが好ましい。
【００２０】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に係るステンレス鋼の各成分組成を、上記範囲に限定した理由について説明する。
【００２１】
Ｃ≦０．１ｍａｓｓ％
Ｃは、オーステナイト安定化元素であるが、多量に存在すると、ＣｒおよびＭｏ等と結合して炭化物を形成し、母材に含まれる固溶ＣｒおよびＭｏ量を低下させ、耐食性を劣化させる。そのため、Ｃ含有量は０．１ｍａｓｓ％以下とした。なお、好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以下である。
【００２２】
Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、耐酸性ならびに耐孔食性の向上に有効であると共に、脱酸にも有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、その効果が十分に得られず、一方、２．０ｍａｓｓ％を超えて存在すると、Ｆｅ，Ｃｒ，（Ｍｏ）から構成されるシグマ相の生成を促し、脆化を引き起こすほか、溶接性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量は、０．０１〜２．０ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは０．０２〜１．８ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０３〜１．７ｍａｓｓ％である。
【００２３】
Ｍｎ：０．０１〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、脱酸に有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、その効果が十分に得られず、逆に、３．０ｍａｓｓ％を超えて存在すると、Ｓｉと同様にシグマ相の生成を促進し、脆化を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１〜３．０ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは０．０２〜２．５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０３〜２．０ｍａｓｓ％である。
【００２４】
Ｃｒ：１３．０〜２６．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要不可欠な不動態皮膜を、鋼板表面に形成させる元素であり、耐酸性、耐孔食性、耐隙間腐食性ならびに耐応力腐食割れ性を改善するための母材の構成成分として、最も重要な元素である。しかしながら、Ｃｒ含有量が、１３．０ｍａｓｓ％未満では十分な耐食性が得られない。逆に、含有量が２５ｍａｓｓ％を超えると、シグマ相を生成し脆化を招く。以上の理由から、Ｃｒ含有量は１３．０〜２６．０ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは１５．０〜２５．５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは１６．０〜２５．０ｍａｓｓ％である。
【００２５】
Ｎｉ：２．０〜３０．０ｍａｓｓ％
Ｎｉは、塩化物を含む溶液環境における耐孔食性、耐隙間腐食性ならびに耐応力腐食割れ性を改善する効果を有する。その効果を得るためには、２．０ｍａｓｓ％以上が必要である。しかし、その効果は、３０．０ｍａｓｓ％以下の添加で十分であり、それ以上ではコスト上昇を招くため好ましくない。そこで、Ｎｉ含有量は、２．０〜３０．０ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは３．０〜２５．０ｍａｓｓ％であり、より好ましくは４．０〜２３．０ｍａｓｓ％である。
【００２６】
Ｓ：０．０００２〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｓは、溶接時の溶け込み性を向上させる有効な元素である。しかし、含有量が多すぎると、Ｍｎと結合してＭｎＳを生成し、耐食性および熱間加工性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０００２〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲内とした。なお、好ましくは０．０００５〜０．０１５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％である。
【００２７】
Ａｌ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸に必要不可欠な元素である。Ａｌ含有量が０．００１ｍａｓｓ％未満では、酸素濃度の上昇を招き（Ｏ＞０．０１ｍａｓｓ％）、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された清浄度が０．０５を超えて高くなり、耐食性とくに耐孔食性を低下させる。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、黒点を発生して溶接性を低下させるばかりか、介在物の組成がアルミナとなり、クラスター起因の表面庇を発生させる。そのため、Ａｌの含有量は０．００１〜０．１ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは０．００３〜０．０８ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％である。
【００２８】
Ｍｇ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％
Ｍｇは、鋼中の非金属介在物の組成を、耐食性に悪影響のない成分系、すなわちＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯあるいはＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物に制御するために有用な元素である。その効果は、含有量が０．００００５ｍａｓｓ％未満では得られず、逆に、０．０１ｍａｓｓ％を超えて含有させると、連続鋳造機のノズル閉塞を引き起こし、操業を阻害する。さらに、鋼中にＭｇ起因の気泡欠陥をもたらすという問題もある。そのため、Ｍｇ含有量は０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％と規定した。好ましくは０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％である。さらに好ましくは０．０００２〜０．００２ｍａｓｓ％である。
【００２９】
Ｃａ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｍｇと同様、鋼中の非金属介在物の組成を、耐食性に悪影響を与えない成分系、すなわちＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物あるいはＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物に制御するために必要な元素である。その効果は、含有量が０．００００５ｍａｓｓ％未満では得られず、逆に０．０１ｍａｓｓ％を超えて存在すると、ＣａＯ単体からなる介在物を生成し、耐食性および溶接性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量は０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲内と規定した。好ましくは０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％である。さらに好ましくは０．０００２〜０．００２ｍａｓｓ％である。
【００３０】
Ｏ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｏは、鋼中に０．０１ｍａｓｓ％を超えて存在すると、非金属介在物の量が著しく増加し、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された清浄度が０．０５を超え、耐孔食性を低下させる。逆に、含有量が０．０００１ｍａｓｓ％未満になると、スラグ中に存在するＣａＯが還元されて溶鋼中のＣａ濃度が０．０１ｍａｓｓ％を超えるため、ＣａＯ介在物が形成されて耐食性および溶接性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｏ濃度は適正値に制御しなければならず、本発明では０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲内と規定した。好ましくは０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０００３〜０．００５ｍａｓｓ％である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００５ｍａｓｓ％である。
【００３１】
なお、本発明においては、上記必須成分の他に、Ｍｏおよび／またはＮを、鋼板の耐食性の改善を目的として添加しても良い。その際の各添加量は、以下の範囲内とすることが好ましい。
【００３２】
Ｍｏ：０．０１〜５．０ｍａｓｓ％
Ｍｏは、耐酸性、耐応力腐食割れ性、耐隙間腐食性ならびに耐孔食性といった耐食性を確保するために重要な元素であるため、鋼中に０．０１ｍａｓｓ％以上含有されていることが好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎると、シグマ相の生成を促進させ、母材の脆化を招く。そのため、Ｍｏ含有量は、０．０１〜５．０ｍａｓｓ％と規定した。好ましくは０．０１〜４．８ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０２〜４．５ｍａｓｓ％である。
【００３３】
Ｎ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％
Ｎは、耐食性の向上に有効な成分であり、０．０１ｍａｓｓ％以上含有させた場合に、その効果が得られる。しかし、０．３ｍａｓｓ％を超えて含有させることは、Ｎの溶鋼への溶解限に近づくことから精錬時間が著しく長くなり、コストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０１〜０．３ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０２〜０．２０ｍａｓｓ％である。
【００３４】
また、本発明においては、Ｐおよび／またはＴｉを含有することができる。しかし、これらの含有量は低いほどよく、下記の範囲内で添加することができる。
【００３５】
Ｐ≦０．０５ｍａｓｓ％
Ｐは、耐食性を低下させるほか、熱間加工性も低下させる有害元素である。このため、Ｐ含有量は低いほど好ましく、０．０５ｍａｓｓ％以下することが好ましい。なお、より好ましくは０．０４ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．０３５ｍａｓｓ％以下である。
【００３６】
Ｔｉ：０．０１５ｍａｓｓ％未満
Ｔｉは、Ｃと結合してＴｉＣを形成し、耐食性を改善する元素である。しかしながら、ＴｉはＮと結合して硬質のＴｉＮを形成し、ストリンガーと呼ばれる表面欠陥を発生しやすい。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１５ｍａｓｓ％未満とすることが好ましい。
【００３７】
さらに、本発明においては、熱間加工性を改善する目的で、Ｂ、ＣｅおよびＬａのうちの１種または２種以上を０．０１ｍａｓｓ％以下の範囲で添加しても構わない。
【００３８】
また、本発明では、非金属介在物を、耐食性、溶接性および表面性状に悪影響を与えないものとするために、該非金属介在物が、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物、ＭｇＯおよびＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物のうちの２種以上から構成されていることを必須の要件としている。これらの介在物は、基本的に、アルミナのような大型のクラスターを形成しないため、鋼板の表面性状には悪影響を与えることがなく、また、これらの介在物は、腐食水溶液に対し、不溶性で安定であるため、局部電池を形成しないかあるいは介在物から腐食物質を発生しないことから耐食性を劣化させることもない。
【００３９】
上記非金属介在物が上記特性を有するためには、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３およびＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の組成、およびＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物の性状は、以下の条件を満たすことが好ましい。
【００４０】
ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３
ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３中のＭｇＯ濃度が５ｍａｓｓ％未満と低い場合（Ａｌ２Ｏ３濃度が９５ｍａｓｓ％超えの場合）、介在物の特性が急激にアルミナ質に変化し、鋼板表面にクラスター起因の表面庇を発生させたり、溶接性を劣化させたりする。そのため、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３の組成は、ＭｇＯ≧５ｍａｓｓ％およびＡｌ２Ｏ３≦９５ｍａｓｓ％であることが好ましい。
【００４１】
ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物
ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物中のＡｌ２Ｏ３濃度が７０ｍａｓｓ％を超えて高い場合、介在物の特性が急激にアルミナ質に変化するため、鋼板表面にクラスター起因の表面庇を発生させたり、溶接性を低下させたりする。一方、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物中のＣａＯ濃度が６０ｍａｓｓ％を超えて高い場合には、ＣａＯ単体の介在物が急激に晶出し、耐食性が低下してしまう。そのため、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の組成は、ＣａＯ：３０〜６０ｍａｓｓ％かつＡｌ２Ｏ３：４０〜７０ｍａｓｓ％の範囲内であることが好ましい。なお、ＭｇＯは、本願が対象としている水溶液環境に対して安定であるため、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系介在物中に２０ｍａｓｓ％程度以下含有していても構わない。
【００４２】
ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物
ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物は、結晶化するとＣａＯ単体を晶出し、耐食性を劣化させるため、その性状は、ガラス質であることが望ましい。そのためには、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物の組成は、連続鋳造後のスラブあるいは普通造塊工程で得られる鋼塊の冷却速度（０．１〜１０，０００℃／ｓｅｃ）で、ガラス化する組成であることが好ましい。この条件を満たすためには、上記介在物を構成する各酸化物の組成は、ＣａＯ：１〜４０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２：１０〜７０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３：５〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：０．１〜２５ｍａｓｓ％およびＭｎＯ：０．１〜４０ｍａｓｓ％の範囲内にあることが好ましい。また、この複合酸化物には、Ｃｒ２Ｏ３とＦｅＯが合計で２０ｍａｓｓ％程度以下含まれていてもガラス化には影響しない。
【００４３】
また、本発明の鋼が耐食性、溶接性および表面性状に優れた特性を有するためには、板厚１０ｍｍ程度以下に圧延された鋼板中に存在する介在物は、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されたＢ系およびＣ系の形態から構成されており、かつＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された鋼板の清浄度は０．０５以下であることが好ましい。以下に、その理由を示す。
【００４４】
介在物形態
熱間圧延または冷間圧延された鋼板中に存在する非金属介在物は、ＭｎＳのように、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されたＡ系介在物として存在すると、耐食性に悪影響を及ぼす。そのため、本発明では、鋼中の非金属介在物は、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されたＢ系あるいはＣ系の形態を示すものに限定する。
【００４５】
清浄度：０．０５以下
ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された鋼の清浄度は、０．０５を超えて高くなると、孔食の起点を著しく増加させ、耐孔食性を低下させる要因となる。そのため、本発明にかかるステンレス鋼においては、清浄度を０．０５以下、好ましくは０．０４５以下、より好ましくは０．０４以下と規定した。
【００４６】
次に、本発明にかかるステンレス鋼の製造方法について説明する。
基本的に、上記の通り規定した成分からなるステンレス鋼の製造方法であり、原料を電気炉に装入して溶解し、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤにおいて、Ａｒまたは窒素と酸素とを吹精して脱炭精錬した後、石灰石および蛍石を添加してスラグを形成し、さらにＡｌまたはＡｌおよびフェロシリコンを投入してクロム還元、脱酸および脱硫した後、連続鋳造法または普通造塊法によりスラブとすることを特徴とする耐食性、溶接性および表面性状に優れたステンレス鋼の製造方法である。なお、本発明では、普通鋳造法において、鋳塊からスラブを得る方法は、熱間鍛造法を用いる。また、上記スラブを、熱間圧延し、あるいはさらに冷間圧延することにより、所望の板厚の耐食性、溶接性および表面性状に優れたステンレス鋼板を得ることができる。以下、具体的に説明する。
【００４７】
溶解原料は、とくに限定はしないが、例えばフェロニッケル、純ニッケル、フェロクロム、クロム、鉄屑、ステンレス屑、Ｆｅ−Ｎｉ合金屑から、適宜選択することが好ましい。とくに、Ｎｉ源（フェロニッケル、ステンレス屑、Ｆｅ−Ｎｉ合金屑、純ニッケル）は、Ｃｏを含有していることが多いが、ＣｏはＮｉとほぼ等価であるので、本発明では、３％程度以下であれば、含有していても構わない。このように、本発明では、比較的安価なＮｉ源を使用することが可能であるため、コスト的に有利である。一方、Ｐは、精錬過程で除去が困難であるため、本発明で規定した範囲となるように、上記溶解原料を選択することが好ましい。
【００４８】
原料を電気炉等で溶解した後は、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤにおいて、Ａｒまたは窒素と酸素とを吹精して脱炭精錬を行い、Ｃを０．０３ｍａｓｓ％以下とする。ここで、ＡＯＤ炉、ＶＯＤ鍋あるいは取鍋に使用する耐火物は、スラグ中に適正なＭｇＯ濃度を供給し、介在物を先述した組成に制御するため、さらには、形成するスラグに対して十分な耐溶損性を付与するという観点から、ＭｇＯ−Ｃ、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｃ、ドロマイトおよびマグネシアクロムれんがから適宜選択することが好ましい。
【００４９】
その後、スラグ相に移行した有価金属であるＣｒの酸化物を、ＡｌまたはＡｌおよびフェロシリコンを投入することにより、クロム還元して回収する。なお、ＡｌまたはＡｌおよびフェロシリコンは、石灰石および螢石を投入してスラグ形成した際に、ＡｌおよびＳｉがそれぞれ、Ａｌ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．５ｍａｓｓ％の範囲内となるように投入することが好ましい。この理由は、これらの脱酸剤（ＡｌまたはＳｉ）が、前記のとおりＣｒ酸化物の脱酸剤として働くと共に、スラグ中に存在するＣａＯあるいはＭｇＯを還元し、ＣａあるいはＭｇとして溶鋼中に回収するためであり、この時、スラグ上に脱酸剤を投入することで、ＣａおよびＭｇの還元をより容易にすることができるからである。なお、ＣａまたはＭｇの含有量が、本発明に規定する範囲内に満たない場合には、Ｃａ−Ｓｉ、Ｃａ−ＡｌおよびＮｉ−Ｍｇ等の副原料を適宜添加しても構わない。
【００５０】
また、前記スラグ組成は、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系であることが好ましく、その組成範囲は、溶鋼中のＡｌ，ＣａおよびＭｇを本発明において規定する濃度範囲内に制御するのに好適な組成、例えば、ＣａＯ：３０〜８０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２≦２０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３：５〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：１〜３０ｍａｓｓ％およびＦ≦２０ｍａｓｓ％であることが好ましい。その他の成分として、ＦｅＯ，Ｓ，ＰおよびＴｉＯ２を合計で５％以下の範囲で含んでもよい。また、耐火物はマグネシア系であるので、耐火物保護のために、スラグ中にマグネシア煉瓦屑を適宜添加しても構わない。
【００５１】
その後、ＡｒあるいはＮガスを吹きこみ、攪拌することによって、脱酸および脱硫を行い、Ｏ濃度を０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲内に、Ｓ濃度を０．０００２〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲内に制御する。なお、Ｏ濃度が０．０００１ｍａｓｓ％未満に低下すると、前記のとおりＣａＯ介在物が生成し、耐食性および溶接性に悪影響を与える。そのため、Ｏ濃度は、スラグ中のＣａＯ濃度が８０ｍａｓｓ％を超えないように制御することが好ましい。この方法によれば、スラグ塩基度が高くなり過ぎて、脱酸が進行し過ぎることも抑制することができる。また、Ｓ濃度については、基本的にスラグを使って脱硫し、０．０２ｍａｓｓ％以下まで低下させる。しかしながら、前記のとおりＳ濃度が０．０００２ｍａｓｓ％未満に低下してしまうと、溶接時の溶け込み性を悪化させるため、ＦｅＳなどのＳ源を適量添加して調整することが好ましい。
【００５２】
このようにして成分および非金属介在物組成を制御した溶鋼を、連続鋳造法あるいは普通造塊法により鋳造する。なお、連続鋳造法の場合、縦型連続鋳造機にて鋳込むことが好ましい。これは、本鋼種は、高温強度が比較的高いため、湾曲部を含むタイプの連続鋳造機では、スラブ割れを起こす危険性があるからである。また、この際の溶鋼の過熱度は、その製造性を考慮し、連続鋳造法の場合は１０〜６０℃、普通造塊法の場合は３０〜１５０℃とすることが好ましい。また、連続鋳造法におけるタンディッシュ内および普通造塊法におけるインゴット内は、Ａｌ，ＭｇおよびＣａといった溶鋼中の活性成分の酸化を防止するため、ＡｒあるいはＮガスでシールすることが好ましい。なお、普通造塊法の場合には、鋳造して得た鋼塊を熱間鍛造してスラブとすることが好ましい。また、スラブから鋼板を得るために行う熱間圧延および冷間圧延は、常法により行うことができる。
【００５３】
【実施例】
容量６０トンの電気炉により、フェロニッケル、純ニッケル、フェロクロム、鉄屑、ステンレス屑、Ｆｅ−Ｎｉ合金屑を原料として溶解後、ＡＯＤにて酸化精錬を行った後、石灰石および螢石を投入し、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系スラグを生成させ、さらに、アルミニウムおよび／またはフェロシリコンを投入し、クロム還元、脱酸および脱硫を行った後、連続鋳造により、あるいは普通造塊法にて得た鋳塊を熱間鍛造することによりスラブとした。なお、一部のチャージでは、ＶＯＤのみで精錬を行った。その後、このスラブを熱間圧延し、冷間圧延して板厚３ｍｍの鋼板とした。
【００５４】
このようにして得られた冷延鋼板について、以下の評価を行った。
（１）化学成分：鋼板から切り出したサンプル中のＯおよびＮについては、酸素・窒素同時分析装置（不活性ガス−インパルス加熱溶融法：堀場製作所製
ＥＭＧＡ−５２０）を用いて、また、ＣおよびＳについては、炭素・硫黄同時分析装置（酸素気流中燃焼−赤外線吸収法：堀場製作所製ＥＭＩＡ−５２０）を用いて、その他の元素については、蛍光Ｘ線分析装置を用いて分析を行った。
【００５５】
（２）非金属介在物組成：鋼板から切り出したサンプルを鏡面研磨し、ＥＤＳを用いて介在物をランダムに２０点定量分析した。
【００５６】
（３）介在物の形態および清浄度：光学顕微鏡によって圧延方向に平行な断面を４００倍で６０視野の観察し、「ＪＩＳ Ｇ０５５５」に準拠して測定した。
【００５７】
（４）表面性状：コイルの表裏面の全長を目視により観察し、表面欠陥数をカウントした。
【００５８】
（５）耐食性試験：試験片を＃６００研磨仕上後、脱脂し、「ＪＩＳ Ｚ２３７１」に準拠した条件（５０℃）で塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を４時間行い、発錆の有無を調査した。
【００５９】
（６）溶接性：電流１２０Ａ、溶接速度２００ｍｍ／分の条件でＴＩＧ溶接し、ビード上に発生した黒点の有無を目視により評価した。
【００６０】
鋼板成分の分析結果を表１に、非金属介在物組成および介在物の形態、清浄度の測定結果を表２に、そして、表面性状、耐食性試験、溶接性の調査結果を表３に示す。表１〜３の結果によれば、本発明例Ｎｏ．１〜１１は、すべて本発明の規定した組成範囲を満足しており、表面性状、耐食性および溶接性ともに問題はなかった。一方、比較例では、いずれか１項以上が規定した組成範囲を外れていたため、表面疵が多数発生したり、要求される耐食性が得られなかったり、あるいは溶接時に黒点の発生が認められた。さらに、一部では製造性が著しく悪く、製品が得られないチャージ（Ｎｏ．１７）もあった。
【００６１】
【表１】
【００６２】
【表２】
【００６３】
【表３】
【００６４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、優れた耐食性を有すると共に、溶接性および表面性状にも優れた特性を有するステンレス鋼を、汎用の製造設備を用いて安価に製造することができ、産業上極めて有効な効果が期待できる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系のステンレス鋼は、高耐食性合金として厨房機器をはじめ、化学プラントなどに広く利用されている。しかしながら、このステンレス鋼の表面に存在する非金属介在物は、錆などの腐食の起点となり、その腐食の速さは、非金属介在物の組成や量によって変化することが知られている。また、非金属介在物は、その組成によっては表面疵を発生させることがあり、とくにその組成がアルミナの場合に顕著となる。
【０００３】
この問題に対し、例えば、特許文献１には、溶鋼中に少量のＡｌまたはＳｉを添加して予備脱酸を行った後、Ｔｉを添加して脱酸を行うことにより介在物の形態を制御し、さらに適量のＣａを添加することによって、表面疵を引き起こさず、耐食性にも悪影響を与えない介在物に制御する技術が開示されている（特許文献１参照。）。しかし、この従来技術の方法では、添加したＴｉがＮと結合して硬質のＴｉＮを形成し、ストリンガーと呼ばれる表面疵を発生し易いという問題があった。また、ＡｌおよびＣａの添加は、溶接性に悪影響を与えるという問題もあった。
【０００４】
【特許文献１】
特開２０００−１７５９号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記のように、鋼中に含まれる非金属介在物の量や組成によっては、十分な耐食性や溶接性が得られないことがある。また、介在物組成がアルミナとなると、クラスターに起因した表面庇を発生させてしまう。さらに、Ｔｉを添加してこれらの問題を回避しようとすると、ストリンガーを発生し易いという問題点があった。
【０００６】
本発明の目的は、耐食性、溶接性および表面性状に優れたステンレス鋼を提供するとともに、該ステンレス鋼を汎用の生産設備を用いて安価に製造する方法を提案することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記従来技術の抱える問題点を解決するため、とくにステンレス鋼に含まれる非金属介在物の量および組成が、ステンレス鋼の耐食性、溶接性および表面性状に与える影響について、以下の検討を行った。
【０００８】
まず、実験室にてマグネシアるつぼあるいはアルミナるつぼを用いて、Ｆｅ−１８ｍａｓｓ％Ｃｒ−８ｍａｓｓ％Ｎｉ合金を溶解し、この溶鋼中に、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系スラグを添加した後、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，ＣａおよびＭｇのうちのいずれか１種または２種以上を添加して脱酸を行った後、鋳造し、種々の介在物組成を有する鋼塊を得た。この鋼塊を鍛造し、熱間圧延した後、さらに冷間圧延し、板厚３ｍｍの鋼板とした。この鋼板から試験片を採取し、耐食性および溶接性を調査した。
【０００９】
耐食性は、上記試験片を、＃６００研磨仕上げした後、脱脂し、ＪＩＳ Ｚ２３７１に準拠した条件（５０℃）で塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を４時間行い、発錆の有無を調べた。
【００１０】
また、溶接性は、上記試験片を電流値：１２０Ａ、溶接速度：２００ｍｍ／分の条件でＴＩＧ溶接を行い、ビード上に発生した黒点の有無により溶接性を評価した。この黒点は、ビード上に生成した酸化物欠陥であり、この欠陥が存在すると、その部位の耐食性を劣化させたり、外観不良を引き起こしたりする。また、この試験と同時に、目視により表面疵の発生有無も調査した。
【００１１】
上記試験の結果、発明者らは、非金属介在物が、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）、ＭｇＯ（マグネシア）、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物（カルシウムアルミネート）およびＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物（シリケート）のうちの２種以上からなる組成である場合には、耐食性、溶接性および表面性状が共に優れるステンレス鋼が得られることを知見した。
【００１２】
また、Ｃａの含有量が０．０１ｍａｓｓ％を超えると、介在物の組成がＣａＯ単体となり、耐食性が劣化すると同時に、溶接時に黒点が発生することがわかった。その原因は、耐食性については、ＣａＯが水溶性で不安定であるため、また、溶接性については、ＣａＯ系介在物が溶融池で浮上して集中するためと考えられた。さらに、鋼中のＣａ濃度は、Ｏ濃度とも関連があり、Ｏが０．０００１ｍａｓｓ％未満と低くなると、Ｃａが０．０１ｍａｓｓ％を超えてしまうこともわかった。
【００１３】
また、鋼中のＡｌ濃度が０．１ｍａｓｓ％を超えると、介在物の組成がＡｌ２Ｏ３（アルミナ）となってクラスターを形成し、表面欠陥を発生すると共に、溶接時に黒点を発生させることがわかった。
【００１４】
さらに、Ｏ濃度が０．０１ｍａｓｓ％を超えて高くなると、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された清浄度が０．０５を超えてしまうため、鋼板表面の介在物量が多くなって耐食性を劣化させることがわかった。また、Ｓを０．０００２ｍａｓｓ％未満に下げ過ぎると、溶接時の溶け込み性を悪くすることもわかった。
【００１５】
本発明は、上記知見に基づいて開発されたものであって、Ｃ≦０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０１〜３．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１３．０〜２６．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：２．０〜３０．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｃｏ≦３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０００２〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｏ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼において、該ステンレス鋼中に含まれる非金属介在物が、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３，ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物，ＭｇＯおよびＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物のうちの２種以上からなることを特徴とする耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼である。
【００１６】
なお、本発明は、前記非金属介在物において、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３の組成が、ＭｇＯ≧５ｍａｓｓ％かつＡｌ２Ｏ３≦９５ｍａｓｓ％、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の組成が、ＣａＯ：３０〜６０ｍａｓｓ％かつＡｌ２Ｏ３：４０〜７０ｍａｓｓ％であること、また、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物が、鋳造後のスラブ中または鋼塊中にガラス質として存在することが好ましい。
【００１７】
また、本発明の鋼は、鋼中の非金属介在物が、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されたＢ系およびＣ系の形態であり、かつ、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された清浄度が０．０５以下であることが好ましい。
【００１８】
また、本発明は、上記ステンレス鋼を製造するに当たり、電気炉に原料を装入して溶解し、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤにおいてＡｒまたは窒素と酸素とを吹精して脱炭し、その後、石灰石および蛍石を投入してＣａＯ−ＳｉＯ ２ −Ａｌ ２ Ｏ ３ −ＭｇＯ−Ｆ系スラグを形成し、さらにＡｌまたはＡｌおよびフェロシリコンを投入してクロム還元、脱酸および脱硫を行った後、連続鋳造法または普通造塊法によりスラブとすることを特徴とする耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼の製造方法を提案する。
本発明の製造方法において、上記ＣａＯ−ＳｉＯ ２ −Ａｌ ２ Ｏ ３ −ＭｇＯ−Ｆ系スラグ組成は、ＣａＯ：３０〜８０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ ２ ≦２０ｍａｓｓ％、Ａｌ ２ Ｏ ３ ：５〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：１〜３０ｍａｓｓ％およびＦ≦２０ｍａｓｓ％であることが好ましい。
【００１９】
なお、本発明の前記普通造塊法は、鋳造して得た鋼塊を熱間鍛造してスラブとする方法であることが好ましい。
【００２０】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に係るステンレス鋼の各成分組成を、上記範囲に限定した理由について説明する。
【００２１】
Ｃ≦０．１ｍａｓｓ％
Ｃは、オーステナイト安定化元素であるが、多量に存在すると、ＣｒおよびＭｏ等と結合して炭化物を形成し、母材に含まれる固溶ＣｒおよびＭｏ量を低下させ、耐食性を劣化させる。そのため、Ｃ含有量は０．１ｍａｓｓ％以下とした。なお、好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以下である。
【００２２】
Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、耐酸性ならびに耐孔食性の向上に有効であると共に、脱酸にも有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、その効果が十分に得られず、一方、２．０ｍａｓｓ％を超えて存在すると、Ｆｅ，Ｃｒ，（Ｍｏ）から構成されるシグマ相の生成を促し、脆化を引き起こすほか、溶接性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量は、０．０１〜２．０ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは０．０２〜１．８ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０３〜１．７ｍａｓｓ％である。
【００２３】
Ｍｎ：０．０１〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、脱酸に有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、その効果が十分に得られず、逆に、３．０ｍａｓｓ％を超えて存在すると、Ｓｉと同様にシグマ相の生成を促進し、脆化を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１〜３．０ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは０．０２〜２．５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０３〜２．０ｍａｓｓ％である。
【００２４】
Ｃｒ：１３．０〜２６．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要不可欠な不動態皮膜を、鋼板表面に形成させる元素であり、耐酸性、耐孔食性、耐隙間腐食性ならびに耐応力腐食割れ性を改善するための母材の構成成分として、最も重要な元素である。しかしながら、Ｃｒ含有量が、１３．０ｍａｓｓ％未満では十分な耐食性が得られない。逆に、含有量が２５ｍａｓｓ％を超えると、シグマ相を生成し脆化を招く。以上の理由から、Ｃｒ含有量は１３．０〜２６．０ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは１５．０〜２５．５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは１６．０〜２５．０ｍａｓｓ％である。
【００２５】
Ｎｉ：２．０〜３０．０ｍａｓｓ％
Ｎｉは、塩化物を含む溶液環境における耐孔食性、耐隙間腐食性ならびに耐応力腐食割れ性を改善する効果を有する。その効果を得るためには、２．０ｍａｓｓ％以上が必要である。しかし、その効果は、３０．０ｍａｓｓ％以下の添加で十分であり、それ以上ではコスト上昇を招くため好ましくない。そこで、Ｎｉ含有量は、２．０〜３０．０ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは３．０〜２５．０ｍａｓｓ％であり、より好ましくは４．０〜２３．０ｍａｓｓ％である。
【００２６】
Ｓ：０．０００２〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｓは、溶接時の溶け込み性を向上させる有効な元素である。しかし、含有量が多すぎると、Ｍｎと結合してＭｎＳを生成し、耐食性および熱間加工性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０００２〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲内とした。なお、好ましくは０．０００５〜０．０１５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％である。
【００２７】
Ａｌ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸に必要不可欠な元素である。Ａｌ含有量が０．００１ｍａｓｓ％未満では、酸素濃度の上昇を招き（Ｏ＞０．０１ｍａｓｓ％）、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された清浄度が０．０５を超えて高くなり、耐食性とくに耐孔食性を低下させる。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、黒点を発生して溶接性を低下させるばかりか、介在物の組成がアルミナとなり、クラスター起因の表面庇を発生させる。そのため、Ａｌの含有量は０．００１〜０．１ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは０．００３〜０．０８ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％である。
【００２８】
Ｍｇ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％
Ｍｇは、鋼中の非金属介在物の組成を、耐食性に悪影響のない成分系、すなわちＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯあるいはＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物に制御するために有用な元素である。その効果は、含有量が０．００００５ｍａｓｓ％未満では得られず、逆に、０．０１ｍａｓｓ％を超えて含有させると、連続鋳造機のノズル閉塞を引き起こし、操業を阻害する。さらに、鋼中にＭｇ起因の気泡欠陥をもたらすという問題もある。そのため、Ｍｇ含有量は０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％と規定した。好ましくは０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％である。さらに好ましくは０．０００２〜０．００２ｍａｓｓ％である。
【００２９】
Ｃａ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｍｇと同様、鋼中の非金属介在物の組成を、耐食性に悪影響を与えない成分系、すなわちＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物あるいはＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物に制御するために必要な元素である。その効果は、含有量が０．００００５ｍａｓｓ％未満では得られず、逆に０．０１ｍａｓｓ％を超えて存在すると、ＣａＯ単体からなる介在物を生成し、耐食性および溶接性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量は０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲内と規定した。好ましくは０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％である。さらに好ましくは０．０００２〜０．００２ｍａｓｓ％である。
【００３０】
Ｏ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｏは、鋼中に０．０１ｍａｓｓ％を超えて存在すると、非金属介在物の量が著しく増加し、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された清浄度が０．０５を超え、耐孔食性を低下させる。逆に、含有量が０．０００１ｍａｓｓ％未満になると、スラグ中に存在するＣａＯが還元されて溶鋼中のＣａ濃度が０．０１ｍａｓｓ％を超えるため、ＣａＯ介在物が形成されて耐食性および溶接性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｏ濃度は適正値に制御しなければならず、本発明では０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲内と規定した。好ましくは０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０００３〜０．００５ｍａｓｓ％である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００５ｍａｓｓ％である。
【００３１】
なお、本発明においては、上記必須成分の他に、Ｍｏおよび／またはＮを、鋼板の耐食性の改善を目的として添加しても良い。その際の各添加量は、以下の範囲内とすることが好ましい。
【００３２】
Ｍｏ：０．０１〜５．０ｍａｓｓ％
Ｍｏは、耐酸性、耐応力腐食割れ性、耐隙間腐食性ならびに耐孔食性といった耐食性を確保するために重要な元素であるため、鋼中に０．０１ｍａｓｓ％以上含有されていることが好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎると、シグマ相の生成を促進させ、母材の脆化を招く。そのため、Ｍｏ含有量は、０．０１〜５．０ｍａｓｓ％と規定した。好ましくは０．０１〜４．８ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０２〜４．５ｍａｓｓ％である。
【００３３】
Ｎ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％
Ｎは、耐食性の向上に有効な成分であり、０．０１ｍａｓｓ％以上含有させた場合に、その効果が得られる。しかし、０．３ｍａｓｓ％を超えて含有させることは、Ｎの溶鋼への溶解限に近づくことから精錬時間が著しく長くなり、コストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０１〜０．３ｍａｓｓ％と規定した。なお、好ましくは０．０１〜０．２５ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．０２〜０．２０ｍａｓｓ％である。
【００３４】
また、本発明においては、Ｐおよび／またはＴｉを含有することができる。しかし、これらの含有量は低いほどよく、下記の範囲内で添加することができる。
【００３５】
Ｐ≦０．０５ｍａｓｓ％
Ｐは、耐食性を低下させるほか、熱間加工性も低下させる有害元素である。このため、Ｐ含有量は低いほど好ましく、０．０５ｍａｓｓ％以下することが好ましい。なお、より好ましくは０．０４ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．０３５ｍａｓｓ％以下である。
【００３６】
Ｔｉ：０．０１５ｍａｓｓ％未満
Ｔｉは、Ｃと結合してＴｉＣを形成し、耐食性を改善する元素である。しかしながら、ＴｉはＮと結合して硬質のＴｉＮを形成し、ストリンガーと呼ばれる表面欠陥を発生しやすい。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１５ｍａｓｓ％未満とすることが好ましい。
【００３７】
さらに、本発明においては、熱間加工性を改善する目的で、Ｂ、ＣｅおよびＬａのうちの１種または２種以上を０．０１ｍａｓｓ％以下の範囲で添加しても構わない。
【００３８】
また、本発明では、非金属介在物を、耐食性、溶接性および表面性状に悪影響を与えないものとするために、該非金属介在物が、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物、ＭｇＯおよびＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物のうちの２種以上から構成されていることを必須の要件としている。これらの介在物は、基本的に、アルミナのような大型のクラスターを形成しないため、鋼板の表面性状には悪影響を与えることがなく、また、これらの介在物は、腐食水溶液に対し、不溶性で安定であるため、局部電池を形成しないかあるいは介在物から腐食物質を発生しないことから耐食性を劣化させることもない。
【００３９】
上記非金属介在物が上記特性を有するためには、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３およびＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の組成、およびＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物の性状は、以下の条件を満たすことが好ましい。
【００４０】
ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３
ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３中のＭｇＯ濃度が５ｍａｓｓ％未満と低い場合（Ａｌ２Ｏ３濃度が９５ｍａｓｓ％超えの場合）、介在物の特性が急激にアルミナ質に変化し、鋼板表面にクラスター起因の表面庇を発生させたり、溶接性を劣化させたりする。そのため、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３の組成は、ＭｇＯ≧５ｍａｓｓ％およびＡｌ２Ｏ３≦９５ｍａｓｓ％であることが好ましい。
【００４１】
ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物
ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物中のＡｌ２Ｏ３濃度が７０ｍａｓｓ％を超えて高い場合、介在物の特性が急激にアルミナ質に変化するため、鋼板表面にクラスター起因の表面庇を発生させたり、溶接性を低下させたりする。一方、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物中のＣａＯ濃度が６０ｍａｓｓ％を超えて高い場合には、ＣａＯ単体の介在物が急激に晶出し、耐食性が低下してしまう。そのため、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の組成は、ＣａＯ：３０〜６０ｍａｓｓ％かつＡｌ２Ｏ３：４０〜７０ｍａｓｓ％の範囲内であることが好ましい。なお、ＭｇＯは、本願が対象としている水溶液環境に対して安定であるため、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系介在物中に２０ｍａｓｓ％程度以下含有していても構わない。
【００４２】
ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物
ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物は、結晶化するとＣａＯ単体を晶出し、耐食性を劣化させるため、その性状は、ガラス質であることが望ましい。そのためには、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物の組成は、連続鋳造後のスラブあるいは普通造塊工程で得られる鋼塊の冷却速度（０．１〜１０，０００℃／ｓｅｃ）で、ガラス化する組成であることが好ましい。この条件を満たすためには、上記介在物を構成する各酸化物の組成は、ＣａＯ：１〜４０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２：１０〜７０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３：５〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：０．１〜２５ｍａｓｓ％およびＭｎＯ：０．１〜４０ｍａｓｓ％の範囲内にあることが好ましい。また、この複合酸化物には、Ｃｒ２Ｏ３とＦｅＯが合計で２０ｍａｓｓ％程度以下含まれていてもガラス化には影響しない。
【００４３】
また、本発明の鋼が耐食性、溶接性および表面性状に優れた特性を有するためには、板厚１０ｍｍ程度以下に圧延された鋼板中に存在する介在物は、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されたＢ系およびＣ系の形態から構成されており、かつＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された鋼板の清浄度は０．０５以下であることが好ましい。以下に、その理由を示す。
【００４４】
介在物形態
熱間圧延または冷間圧延された鋼板中に存在する非金属介在物は、ＭｎＳのように、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されたＡ系介在物として存在すると、耐食性に悪影響を及ぼす。そのため、本発明では、鋼中の非金属介在物は、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されたＢ系あるいはＣ系の形態を示すものに限定する。
【００４５】
清浄度：０．０５以下
ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された鋼の清浄度は、０．０５を超えて高くなると、孔食の起点を著しく増加させ、耐孔食性を低下させる要因となる。そのため、本発明にかかるステンレス鋼においては、清浄度を０．０５以下、好ましくは０．０４５以下、より好ましくは０．０４以下と規定した。
【００４６】
次に、本発明にかかるステンレス鋼の製造方法について説明する。
基本的に、上記の通り規定した成分からなるステンレス鋼の製造方法であり、原料を電気炉に装入して溶解し、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤにおいて、Ａｒまたは窒素と酸素とを吹精して脱炭精錬した後、石灰石および蛍石を添加してスラグを形成し、さらにＡｌまたはＡｌおよびフェロシリコンを投入してクロム還元、脱酸および脱硫した後、連続鋳造法または普通造塊法によりスラブとすることを特徴とする耐食性、溶接性および表面性状に優れたステンレス鋼の製造方法である。なお、本発明では、普通鋳造法において、鋳塊からスラブを得る方法は、熱間鍛造法を用いる。また、上記スラブを、熱間圧延し、あるいはさらに冷間圧延することにより、所望の板厚の耐食性、溶接性および表面性状に優れたステンレス鋼板を得ることができる。以下、具体的に説明する。
【００４７】
溶解原料は、とくに限定はしないが、例えばフェロニッケル、純ニッケル、フェロクロム、クロム、鉄屑、ステンレス屑、Ｆｅ−Ｎｉ合金屑から、適宜選択することが好ましい。とくに、Ｎｉ源（フェロニッケル、ステンレス屑、Ｆｅ−Ｎｉ合金屑、純ニッケル）は、Ｃｏを含有していることが多いが、ＣｏはＮｉとほぼ等価であるので、本発明では、３％程度以下であれば、含有していても構わない。このように、本発明では、比較的安価なＮｉ源を使用することが可能であるため、コスト的に有利である。一方、Ｐは、精錬過程で除去が困難であるため、本発明で規定した範囲となるように、上記溶解原料を選択することが好ましい。
【００４８】
原料を電気炉等で溶解した後は、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤにおいて、Ａｒまたは窒素と酸素とを吹精して脱炭精錬を行い、Ｃを０．０３ｍａｓｓ％以下とする。ここで、ＡＯＤ炉、ＶＯＤ鍋あるいは取鍋に使用する耐火物は、スラグ中に適正なＭｇＯ濃度を供給し、介在物を先述した組成に制御するため、さらには、形成するスラグに対して十分な耐溶損性を付与するという観点から、ＭｇＯ−Ｃ、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｃ、ドロマイトおよびマグネシアクロムれんがから適宜選択することが好ましい。
【００４９】
その後、スラグ相に移行した有価金属であるＣｒの酸化物を、ＡｌまたはＡｌおよびフェロシリコンを投入することにより、クロム還元して回収する。なお、ＡｌまたはＡｌおよびフェロシリコンは、石灰石および螢石を投入してスラグ形成した際に、ＡｌおよびＳｉがそれぞれ、Ａｌ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．５ｍａｓｓ％の範囲内となるように投入することが好ましい。この理由は、これらの脱酸剤（ＡｌまたはＳｉ）が、前記のとおりＣｒ酸化物の脱酸剤として働くと共に、スラグ中に存在するＣａＯあるいはＭｇＯを還元し、ＣａあるいはＭｇとして溶鋼中に回収するためであり、この時、スラグ上に脱酸剤を投入することで、ＣａおよびＭｇの還元をより容易にすることができるからである。なお、ＣａまたはＭｇの含有量が、本発明に規定する範囲内に満たない場合には、Ｃａ−Ｓｉ、Ｃａ−ＡｌおよびＮｉ−Ｍｇ等の副原料を適宜添加しても構わない。
【００５０】
また、前記スラグ組成は、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系であることが好ましく、その組成範囲は、溶鋼中のＡｌ，ＣａおよびＭｇを本発明において規定する濃度範囲内に制御するのに好適な組成、例えば、ＣａＯ：３０〜８０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２≦２０ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３：５〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：１〜３０ｍａｓｓ％およびＦ≦２０ｍａｓｓ％であることが好ましい。その他の成分として、ＦｅＯ，Ｓ，ＰおよびＴｉＯ２を合計で５％以下の範囲で含んでもよい。また、耐火物はマグネシア系であるので、耐火物保護のために、スラグ中にマグネシア煉瓦屑を適宜添加しても構わない。
【００５１】
その後、ＡｒあるいはＮガスを吹きこみ、攪拌することによって、脱酸および脱硫を行い、Ｏ濃度を０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲内に、Ｓ濃度を０．０００２〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲内に制御する。なお、Ｏ濃度が０．０００１ｍａｓｓ％未満に低下すると、前記のとおりＣａＯ介在物が生成し、耐食性および溶接性に悪影響を与える。そのため、Ｏ濃度は、スラグ中のＣａＯ濃度が８０ｍａｓｓ％を超えないように制御することが好ましい。この方法によれば、スラグ塩基度が高くなり過ぎて、脱酸が進行し過ぎることも抑制することができる。また、Ｓ濃度については、基本的にスラグを使って脱硫し、０．０２ｍａｓｓ％以下まで低下させる。しかしながら、前記のとおりＳ濃度が０．０００２ｍａｓｓ％未満に低下してしまうと、溶接時の溶け込み性を悪化させるため、ＦｅＳなどのＳ源を適量添加して調整することが好ましい。
【００５２】
このようにして成分および非金属介在物組成を制御した溶鋼を、連続鋳造法あるいは普通造塊法により鋳造する。なお、連続鋳造法の場合、縦型連続鋳造機にて鋳込むことが好ましい。これは、本鋼種は、高温強度が比較的高いため、湾曲部を含むタイプの連続鋳造機では、スラブ割れを起こす危険性があるからである。また、この際の溶鋼の過熱度は、その製造性を考慮し、連続鋳造法の場合は１０〜６０℃、普通造塊法の場合は３０〜１５０℃とすることが好ましい。また、連続鋳造法におけるタンディッシュ内および普通造塊法におけるインゴット内は、Ａｌ，ＭｇおよびＣａといった溶鋼中の活性成分の酸化を防止するため、ＡｒあるいはＮガスでシールすることが好ましい。なお、普通造塊法の場合には、鋳造して得た鋼塊を熱間鍛造してスラブとすることが好ましい。また、スラブから鋼板を得るために行う熱間圧延および冷間圧延は、常法により行うことができる。
【００５３】
【実施例】
容量６０トンの電気炉により、フェロニッケル、純ニッケル、フェロクロム、鉄屑、ステンレス屑、Ｆｅ−Ｎｉ合金屑を原料として溶解後、ＡＯＤにて酸化精錬を行った後、石灰石および螢石を投入し、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系スラグを生成させ、さらに、アルミニウムおよび／またはフェロシリコンを投入し、クロム還元、脱酸および脱硫を行った後、連続鋳造により、あるいは普通造塊法にて得た鋳塊を熱間鍛造することによりスラブとした。なお、一部のチャージでは、ＶＯＤのみで精錬を行った。その後、このスラブを熱間圧延し、冷間圧延して板厚３ｍｍの鋼板とした。
【００５４】
このようにして得られた冷延鋼板について、以下の評価を行った。
（１）化学成分：鋼板から切り出したサンプル中のＯおよびＮについては、酸素・窒素同時分析装置（不活性ガス−インパルス加熱溶融法：堀場製作所製
ＥＭＧＡ−５２０）を用いて、また、ＣおよびＳについては、炭素・硫黄同時分析装置（酸素気流中燃焼−赤外線吸収法：堀場製作所製ＥＭＩＡ−５２０）を用いて、その他の元素については、蛍光Ｘ線分析装置を用いて分析を行った。
【００５５】
（２）非金属介在物組成：鋼板から切り出したサンプルを鏡面研磨し、ＥＤＳを用いて介在物をランダムに２０点定量分析した。
【００５６】
（３）介在物の形態および清浄度：光学顕微鏡によって圧延方向に平行な断面を４００倍で６０視野の観察し、「ＪＩＳ Ｇ０５５５」に準拠して測定した。
【００５７】
（４）表面性状：コイルの表裏面の全長を目視により観察し、表面欠陥数をカウントした。
【００５８】
（５）耐食性試験：試験片を＃６００研磨仕上後、脱脂し、「ＪＩＳ Ｚ２３７１」に準拠した条件（５０℃）で塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を４時間行い、発錆の有無を調査した。
【００５９】
（６）溶接性：電流１２０Ａ、溶接速度２００ｍｍ／分の条件でＴＩＧ溶接し、ビード上に発生した黒点の有無を目視により評価した。
【００６０】
鋼板成分の分析結果を表１に、非金属介在物組成および介在物の形態、清浄度の測定結果を表２に、そして、表面性状、耐食性試験、溶接性の調査結果を表３に示す。表１〜３の結果によれば、本発明例Ｎｏ．１〜１１は、すべて本発明の規定した組成範囲を満足しており、表面性状、耐食性および溶接性ともに問題はなかった。一方、比較例では、いずれか１項以上が規定した組成範囲を外れていたため、表面疵が多数発生したり、要求される耐食性が得られなかったり、あるいは溶接時に黒点の発生が認められた。さらに、一部では製造性が著しく悪く、製品が得られないチャージ（Ｎｏ．１７）もあった。
【００６１】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、優れた耐食性を有すると共に、溶接性および表面性状にも優れた特性を有するステンレス鋼を、汎用の製造設備を用いて安価に製造することができ、産業上極めて有効な効果が期待できる。
Claims (7)
- Ｃ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ：１３．０〜２６．０ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：２．０〜３０．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０ｍａｓｓ％、
Ｃｏ≦３ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ：０．０００２〜０．０２ｍａｓｓ％、
Ｍｇ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％、
Ｃａ：０．００００５〜０．０１ｍａｓｓ％、
Ｏ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼において、該ステンレス鋼中に含まれる非金属介在物が、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３，ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物，ＭｇＯおよびＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物のうちの２種以上からなることを特徴とする耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼。 - 前記非金属介在物において、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３の組成が、ＭｇＯ≧５ｍａｓｓ％かつＡｌ２Ｏ３≦９５ｍａｓｓ％であり、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の組成が、ＣａＯ：３０〜６０ｍａｓｓ％かつＡｌ２Ｏ３：４０〜７０ｍａｓｓ％であることを特徴とする請求項１に記載のステンレス鋼。
- 前記非金属介在物において、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＭｎＯ系酸化物が、鋳造後のスラブ中または鋼塊中にガラス質として存在することを特徴とする請求項１または２に記載のステンレス鋼。
- 上記鋼は、鋼中の非金属介在物が、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定されたＢ系およびＣ系の形態であり、かつ、ＪＩＳ Ｇ０５５５に規定された清浄度が０．０５以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のステンレス鋼。
- 請求項１〜４のいずれか１項に記載のステンレス鋼を製造するに当たり、電気炉に原料を装入して溶解し、ＡＯＤおよび／またはＶＯＤにおいてＡｒまたは窒素と酸素とを吹精して脱炭し、その後、石灰石および蛍石を投入してＣａＯ−ＳｉＯ ２ −Ａｌ ２ Ｏ ３ −ＭｇＯ−Ｆ系スラグを形成し、さらにＡｌまたはＡｌおよびフェロシリコンを投入してクロム還元、脱酸および脱硫を行った後、連続鋳造法または普通造塊法によりスラブとすることを特徴とする耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼の製造方法。
- 上記ＣａＯ−ＳｉＯ ２ −Ａｌ ２ Ｏ ３ −ＭｇＯ−Ｆ系スラグ組成は、ＣａＯ：３０〜８０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ ２ ≦２０ｍａｓｓ％、Ａｌ ２ Ｏ ３ ：５〜４０ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：１〜３０ｍａｓｓ％およびＦ≦２０ｍａｓｓ％であることを特徴とする請求項５に記載の耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼の製造方法。
- 前記普通造塊法は、鋳造して得た鋼塊を熱間鍛造してスラブとする方法であることを特徴とする請求項５または６に記載のステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002314639A JP4025171B2 (ja) | 2002-10-29 | 2002-10-29 | 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002314639A JP4025171B2 (ja) | 2002-10-29 | 2002-10-29 | 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼およびその製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2007149845A Division JP4673343B2 (ja) | 2007-06-06 | 2007-06-06 | 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004149833A JP2004149833A (ja) | 2004-05-27 |
| JP4025171B2 true JP4025171B2 (ja) | 2007-12-19 |
Family
ID=32458898
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002314639A Expired - Fee Related JP4025171B2 (ja) | 2002-10-29 | 2002-10-29 | 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4025171B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8372724B2 (en) | 2009-05-22 | 2013-02-12 | Elpida Memory, Inc. | Device and manufacturing method thereof |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4824640B2 (ja) * | 2007-06-28 | 2011-11-30 | 日本冶金工業株式会社 | 二相ステンレス鋼およびその製造方法 |
| JP5489759B2 (ja) | 2009-02-09 | 2014-05-14 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | ブラックスポットの生成の少ないフェライト系ステンレス鋼 |
| KR101268606B1 (ko) * | 2009-12-28 | 2013-05-29 | 주식회사 포스코 | 단조품용 강재의 정련방법 |
| JP5793283B2 (ja) * | 2010-08-06 | 2015-10-14 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | ブラックスポットの生成の少ないフェライト系ステンレス鋼 |
| JP6603033B2 (ja) * | 2015-03-31 | 2019-11-06 | 日本冶金工業株式会社 | 高Ｍｎ含有Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金およびその製造方法 |
| JP6437062B2 (ja) * | 2016-08-10 | 2018-12-12 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | クラッド鋼用二相ステンレス鋼及びクラッド鋼 |
| JP6869142B2 (ja) * | 2017-08-17 | 2021-05-12 | 日本冶金工業株式会社 | ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP7042057B2 (ja) * | 2017-10-25 | 2022-03-25 | 日鉄ステンレス株式会社 | スラグスポット発生抑止能に優れるステンレス鋼材並びに溶接構造部材およびその製造法 |
| JP6762414B1 (ja) * | 2019-12-27 | 2020-09-30 | 日本冶金工業株式会社 | 表面性状に優れたステンレス鋼およびその製造方法 |
| CN112063801B (zh) * | 2020-09-17 | 2022-08-23 | 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 | 不锈钢及其制备方法 |
| KR102569355B1 (ko) * | 2021-04-14 | 2023-08-22 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 내용접 고온 균열성이 우수한 고Ni 합금 |
| JP7187604B2 (ja) * | 2021-04-14 | 2022-12-12 | 日鉄ステンレス株式会社 | 耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金 |
| JP7187606B2 (ja) * | 2021-04-14 | 2022-12-12 | 日鉄ステンレス株式会社 | 耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金 |
| JP7187605B2 (ja) * | 2021-04-14 | 2022-12-12 | 日鉄ステンレス株式会社 | 耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金 |
-
2002
- 2002-10-29 JP JP2002314639A patent/JP4025171B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8372724B2 (en) | 2009-05-22 | 2013-02-12 | Elpida Memory, Inc. | Device and manufacturing method thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2004149833A (ja) | 2004-05-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4673343B2 (ja) | 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP4824640B2 (ja) | 二相ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP4025171B2 (ja) | 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP6146908B2 (ja) | 表面性状に優れたステンレス鋼とその製造方法 | |
| JP5950306B2 (ja) | 耐硫酸腐食性、耐粒界腐食性および表面性状に優れるＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金およびその製造方法 | |
| JP6869142B2 (ja) | ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| WO2022220242A1 (ja) | 耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金 | |
| JP6990337B1 (ja) | 表面性状に優れたＮｉ基合金およびその製造方法 | |
| JP6603033B2 (ja) | 高Ｍｎ含有Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金およびその製造方法 | |
| JP5616283B2 (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ合金およびその製造方法 | |
| JP6222806B2 (ja) | 耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼 | |
| JP4025170B2 (ja) | 耐食性、溶接性および表面性状に優れたステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP6903182B1 (ja) | 表面性状に優れたＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｆｅ合金およびその製造方法 | |
| CN113046616B (zh) | 表面性状优异的不锈钢和其制造方法 | |
| US20230077707A1 (en) | Stainless steel, stainless steel material, and method for producing stainless steel | |
| CN115917013A (zh) | 金属箔用不锈钢、不锈钢箔及其制造方法 | |
| CN111321322A (zh) | 内部品质和热加工性优异的Ni-Cr-Nb-Fe系合金及其制造方法 | |
| JP7223210B2 (ja) | 耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板 | |
| WO2023062855A1 (ja) | 表面性状に優れたニッケル合金およびその製造方法 | |
| JP3626445B2 (ja) | 表面性状およびエッチング加工性に優れた低熱膨張高剛性シャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金およびその製造方法 | |
| WO2022138194A1 (ja) | 耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP7205618B2 (ja) | 鋼材 | |
| WO2024085002A1 (ja) | 表面性状に優れたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ系合金およびその製造方法 | |
| JP2022163586A (ja) | 耐溶接高温割れ性に優れた高Ｎｉ合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050802 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070313 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070410 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070606 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20071002 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20071004 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4025171 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101012 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111012 Year of fee payment: 4 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121012 Year of fee payment: 5 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121012 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131012 Year of fee payment: 6 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |