JP5221379B2

JP5221379B2 - 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

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Publication number: JP5221379B2
Application number: JP2008548373A
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Publication date: 2013-06-26
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Description

本発明は、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に関し、より詳しくは、溶鋼中のアルミナ介在物の濃度を制御して凝固時にフェライトの不均一な核生成サイトとして作用する有効ＴｉＮの生成効果を極大化して等軸晶率を向上させる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に関する。

一般に、Ｃｒ濃度が１０〜３０％であるフェライト系ステンレス鋼内には耐食性の向上などを理由に０.２〜０.５％のＴｉが添加されることがある。この場合、製鋼から連続鋳造工程に至るまで下記式１によりＴｉＮが形成され、その大きさと分布が適切な場合に溶鋼の凝固時にフェライトの不均一な核生成サイトとして作用することで、微細な凝固組織を得ることができる。

［式１］
Ｔｉ+Ｎ＝ＴｉＮ
上記のように、製鋼から連続鋳造工程に至るまでＴｉＮの生成工程を制御することで、凝固組織を微細化するために、下記のような技術が報告されている。

米国特許第５８６８８７５号明細書では、Ｃｒ：８〜２５％、Ｍｎ：０.１〜１.５％、Ｓｉ：１.５％以下、Ｎ：０.０５％以下、Ｃ：０.０８％以下、Ａｌ：０.０１％以下の溶鋼をＴｉ脱酸する場合において、Ｔｉの濃度は、（％Ｔｉ／４８）／［（％Ｃ／１２）+（％Ｎ／１４）］＞１.５を満たすことを提案した。

また、欧州特許第９２４３１３号明細書では、Ｔｉ、Ａｌ及びＮ濃度の間で［％Ｔｉ］×［％Ｎ］≧０.１４×［％Ａｌ］を満たすとき、５０％以上の鋳片等軸晶率の確保が可能であることを提案した。

しかしながら、上記特許でのように、ステンレス溶鋼をＴｉ脱酸により行なう場合において、溶鋼中の酸素の濃度が高い場合には投入されたＴｉの大部分がＴｉ酸化物の形態に酸化する可能性があり、これは上記式１によるＴｉＮの生成を阻害する要因として作用し得る。

また、過剰なＴｉ酸化物の生成は、連続鋳造工程において浸漬ノズルの詰まり及び鋳片表面における製鋼性の欠陥を引き起こし得るので、単純なＴｉ脱酸のみではその適用に限界がある。

欧州特許第１４９１６４６号明細書では、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｃ：０.００１〜０.０１％、Ｓｉ：０.０１〜０.３％、Ｍｎ：０.０１〜０.３％、Ｎ：０.００１〜０.０２％、Ｔｉ：０.０５〜０.３％の溶鋼に２〜５０ｐｐｍのＭｇを添加することで、凝固組織が微細な鋳片製造が可能であることを提案した。

即ち、フェライト系ステンレス溶鋼に５０ｐｐｍ以下のＭｇを添加して１７.４（Ａｌ_２Ｏ_３）+３.９（ＭｇＯ）+０.３（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）+１８.７（ＣａＯ）≦５００と、（Ａｌ_２Ｏ_３）+（ＭｇＯ）+（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）+（ＣａＯ）≧９５（各成分はｍｏｌ％基準）式を満たすように介在物の組成と分布を制御すれば、これらの介在物が溶鋼の凝固時にフェライトの不均一な核生成サイトとして作用すると提案した。

しかしながら、このような場合において、各酸化物の濃度の同時制御が不可能である場合、即ち、Ａｌ_２Ｏ_３のような特定成分の濃度が非常に大きいか、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４の濃度が極めて低い場合でも上記式は満たすことができるが、微細な凝固組織は容易に得られなくなる。これは、介在物中のＡｌ_２Ｏ_３の濃度が過度に高い場合、Ａｌ_２Ｏ_３／ＴｉＮ又はＡｌ_２Ｏ_３／フェライト間の格子不整合も差異が大きいため、即ち、界面エネルギーが大きくて凝固時にフェライトの不均一な核生成サイトとして作用し難いからである。

日本国特許第２００２−０３０３２４号公報では、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｓｉ：０.２〜３.０％、Ｔｉ：０.０５〜０.３％の溶鋼と平衡なＣａＯ−ＳｉＯ_２系のスラグの塩基度を１.２〜２.４に制御し、溶鋼中の［％Ａｌ］／［％Ｔｉ］＝０.０１〜０.１、即ち、［％Ｔｉ］／［％Ａｌ］＝１０〜１００の範囲に制御することで、等軸晶率７０％以上の鋳片が得られると提案した。

しかしながら、上記濃度範囲のうち、高Ｔｉ、低Ａｌの組成で操業される場合、多量のＴｉ酸化物が発生する恐れがあり、これは鋳造中のノズル詰まりや鋳片の表面欠陥を引き起こす原因となり得る。

日本国特許第２０００−１６０２２９号公報では、真空脱炭の精練時に、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系スラグの塩基度を０.７〜２.５の範囲となるように、ＣａＯとＡｌを投入し、Ａｒを用いた溶鋼攪拌を５分以上実施して、ＴｉＮ単独窒化物が０.０１％以上の面積率を有するようにＴｉを添加することで、６０％以上の鋳片等軸晶率を得ることができると提案した。

しかしながら、実際に、酸化物形態の介在物が分布しているステンレス溶鋼で酸化−介在物と独立したＴｉＮを適切に形成させることは容易ではない。これは、ＴｉＮの形成において、酸化−介在物が不均一な核生成サイトとして作用し、実際に凝固組織が微細な鋳片の内部観察時に酸化−介在物を核としてＴｉＮが晶出されている酸化物−ＴｉＮ複合介在物の形態が多量分布する事実と一致する。

日本国特許第２００４−０４３８３８号公報では、Ｃｒ：９〜３０％の溶鋼精練において、溶鋼中で［％Ｔｉ］＊［％Ｎ］＝０.０００７〜０.００４の範囲にあるようにし、酸素センサを用いて溶鋼中の酸素活動度を測定し、ｌｏｇａ_０＝−５〜−３の範囲となるように適切な脱酸剤を投入した後、鋳造することで、等軸晶率を向上させることができると提案した。

しかしながら、ステンレス溶鋼の精練時に毎回酸素センサを用いて溶鋼中の酸素の活動度を測定するには比較的に多くの時間がかかり、その正確度が多少低下するものと知られており、具体的な脱酸剤の種類を明記しないため、実際の操業に適用するには多少曖昧な点があると判断される。

そこで、本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、真空脱炭精練過程においてＳｉ／Ｍｎ／Ａｌ／Ｔｉの複合脱酸により溶鋼中のアルミナ介在物の濃度を制御して凝固時にフェライトの不均一な核生成サイトとして作用する有効ＴｉＮの生成効果を極大化することで、等軸晶率の高いフェライト系ステンレス鋼の鋳片を製造し、結果として、成形性に優れた、即ち、リッジ（ｒｉｄｇｉｎｇ）欠点の少ない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を提供することにある。

前記目的を達成するために、本発明に係る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は、真空脱炭レードル内の溶鋼の上部から酸素の吹き込みによる脱炭反応が行われる段階と、前記脱炭反応が行われた前記溶鋼にＣｒ_２Ｏ_３の還元のためにＡｌを投入する段階と、前記Ｃｒ_２Ｏ_３の還元のためにＡｌが投入された前記溶鋼に脱酸剤を投入する複合脱酸段階と、前記溶鋼に合金化金属を投入する合金化段階と、前記溶鋼中のＡｌ濃度を分析してＡｌ濃度が設定値の範囲かを判別する第１次判別段階と、前記Ａｌ濃度が設定値を満たすと、不活性ガスを用いて攪拌して最終溶鋼中のアルミナ介在物の濃度が目標値に該当するかを判別する第２次判別段階と、前記アルミナ介在物の濃度が目標値を満たすと、前記溶鋼を連続鋳造する段階とを含んでなる。

ここで、前記複合脱酸段階で脱酸剤はＳｉ及びＭｎであることができ、前記合金化段階で合金化金属は０.２質量％〜０.４質量％のＴｉであることができる。

また、前記連続鋳造段階で前記溶鋼中のアルミナ介在物の濃度が下記の条件を満し、
［Ａｌ］^{ａｌｕｍｉｎａ}＜７０ｐｐｍ
（ここで、［Ａｌ］^{ａｌｕｍｉｎａ}＝［Ａｌ］^{ｔｏｔａｌ}−［Ａｌ］^{ｄｉｓｓｏｌｖｅｄ}）
前記連続鋳造段階で前記溶鋼成分が下記の条件を満たすことが好ましい。

［Ｓｉ］+［Ｍｎ］＝０.５％〜１.０％、
但し、％は質量％、
更に、前記真空脱炭精練レードル内の精練スラグの最終組成が下記の条件を満たすことが好ましい。

１.１≦（％ＣａＯ）／（％Ａｌ_２Ｏ_３）≦１.４
４≦（％ＴｉＯ_２）／（％ＳｉＯ_２）≦６
但し、％は質量％、
また、前記溶鋼は８０トン〜８５トンである。

好ましくは、前記第１次判別段階の前記Ａｌ濃度の設定値は０.０５質量％〜０.１２質量％であり、前記Ａｌ濃度が０.０５質量％未満である場合には前記溶鋼８０トン〜８５トンに対して３０ｋｇ〜４０ｋｇのＡｌを追加投入する段階が更に含まれ、前記Ａｌ濃度が０.１２質量％超過である場合には前記溶鋼８０トン〜８５トンに対して２５０ｋｇ〜３００ｋｇの生石灰を追加投入する段階が更に含まれる。

そして、前記第２次判別段階の前記アルミナ介在物の濃度目標値は７０ｐｐｍ以下である。

本発明に係る凝固組織が微細なフェライト系ステンレス鋼は、本発明に係る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で製造され、アルミナ介在物の濃度が７０ｐｐｍ以下であり、鋳片等軸晶率が４０％以上である。

本発明に係る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によって、既存に実施していた鋳造温度の制御及び電磁気攪拌力の制御などの技術に依存した凝固組織が微細な鋳片製造方法に比べ、真空脱炭精練工程でＳｉ及びＭｎなどの溶鋼成分とアルミナ介在物の濃度の精密制御により有効ＴｉＮを効果的に生成させることで、操業安全性が高いと共に、凝固組織が微細であり、等軸晶率の高いフェライト系ステンレス鋼の鋳片を製造し、結果として、成形性に優れた、即ち、リッジ欠陥の少ない凝固組織が微細なフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。

以下、添付の図面を参照して本発明の好適な実施例を説明する。

図１は、本発明の好適な実施例に係る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のフローチャートである。

本発明の好適な実施例に係る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は、真空脱炭レードル内の溶鋼の上部から酸素の吹き込みによる脱炭反応が行われる段階（Ｓ１０）と、前記脱炭反応が行われた前記溶鋼にＣｒ_２Ｏ_３の還元のためにＡｌを投入する段階（Ｓ２０）と、前記Ｃｒ_２Ｏ_３の還元のためにＡｌが投入された前記溶鋼に脱酸剤を投入する複合脱酸段階（Ｓ３０）と、前記溶鋼に合金化金属を投入する合金化段階（Ｓ４０）と、前記溶鋼中のＡｌ濃度を分析してＡｌ濃度が設定値の範囲かを判別する第１次判別段階（Ｓ５０）と、前記Ａｌ濃度が設定値を満たすと、不活性ガスを用いて攪拌して（Ｓ６０）最終溶鋼中のアルミナ介在物の濃度が目標値に該当するかを判別する第２次判別段階（Ｓ７０）と、前記アルミナ介在物の濃度が目標値を満たすと、前記溶鋼を連続鋳造する段階（Ｓ８０）とを含んでなる。

ここで、第１次判別段階（Ｓ５０）の前記Ａｌ濃度の設定値は０.０５〜０.１２質量％であり（Ｓ５１）、０.０５質量％未満（Ｓ５２）である場合にはＡｌを投入し（Ｓ５４）、０.１２質量％超過である場合には生石灰を追加投入する段階（Ｓ５６）が更に含まれてなることが好ましい。

また、前記複合脱酸段階（Ｓ３０）の脱酸剤はＳｉ及びＭｎであり、前記合金化段階（Ｓ４０）の合金化金属はＴｉである。

図２は、アルミナ介在物の濃度制御による鋳片等軸晶率の変化を示すグラフであり、図３は、図２の結果を分散型データで示すグラフである。

図２及び図３を参照すれば、溶鋼中のアルミナ介在物の濃度が減少することにより鋳片等軸晶率は増加することが分かる。ここで、適正アルミナ介在物の濃度は７０ｐｐｍ以下に設定することができ、このような条件を満たすとき、等軸晶率４０〜１００％の鋳片を得ることができる。このとき、アルミナ介在物の濃度が７０ｐｐｍを超える場合、有効ＴｉＮの生成が抑止されるので、目標等軸晶率の確保が不可能になる。

上記のような溶鋼成分の制御のために真空酸素脱炭（ＶＯＤ：ＶａｃｕｕｍＯｘｙｇｅn Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）レードル内の８０〜８５トンの溶鋼の上部から酸素の吹き込みによる脱炭反応の終了後にＡｌを投入して酸化基に発生したスラグ中のＣｒ_２Ｏ_３を還元する。

前記Ａｌの投入によるＣｒ_２Ｏ_３の還元段階でＳｉとＭｎを投入して複合脱酸を実施した後、Ｔｉを投入して目標の組成を制御する。

Ｔｉの投入を基準に約５分経過後に溶鋼中のＡｌ濃度を１次的に分析して、前記１次Ａｌの濃度が過度に低い場合と高い場合に対して、それぞれＡｌ又は生石灰を追加投入した後、前記レードルの底部で不活性ガスを用いて攪拌することで、最終溶鋼中のアルミナ介在物の濃度を目標範囲に合うように制御して連続鋳造を実施する。

真空脱炭工程で脱炭のための酸素吹錬後の溶鋼中には下記式２のような［Ｃｒ］／（Ｃｒ_２Ｏ_３）の平衡に相応する濃度の酸素が存在する。

［式２］
２［Ｃｒ］+３［Ｏ］＝（Ｃｒ_２Ｏ_３）
既に公知となった文献によれば、１６５０℃でＣｒ_２Ｏ_３と平衡な約２０％の［Ｃｒ］溶鋼中の酸素濃度は０.０６〜０.０７％の水準であると知られている。従って、溶鋼の脱酸及びスラグ中のＣｒ_２Ｏ_３の還元のために、効率的な脱酸元素であるＡｌを添加して下記式３及び式４のような反応を誘導する。

［式３］
２［Ａｌ］+３［Ｏ］＝（Ａｌ_２Ｏ_３）
［式４］
（Ｃｒ_２Ｏ_３）+２［Ａｌ］＝（Ａｌ_２Ｏ_３）+２［Ｃｒ］
しかしながら、上記式３及び式４のように、Ａｌの脱酸を行う場合、溶鋼中にはＡｌ_２Ｏ_３介在物が多量存在するようになり、このときに形成されたアルミナ介在物は凝集及び成長して浮上又は除去されることもあるが、数μｍ水準の微細な大きさの場合、鋳造時まで溶鋼の内部に滞留する。

また、従来例における［％Ａｌ］^{ａｌｕｍｉｎａ}及び［％Ｓｉ］+［％Ｍｎ］を本発明例での場合と比較して鋳片等軸晶率及び欠陥の有無を下記表１に示す。

表１に示すように、発明例では、従来例と比較して４０％以上の高い鋳片等軸晶率を得ることができる。

一方、溶鋼中には上記式１の反応によりＴｉＮが形成されるが、溶鋼の組成及び温度に応じてその形成時点が異なる。もし、溶鋼の凝固前にレードル又はタンディッシュでＴｉＮが形成される場合、溶鋼中のＴｉ原子とＮ原子との反応により均一核生成及び成長によりＴｉＮが生成されることもあり得るが、熱力学的には第３の界面で、例えば、酸化−介在物／溶鋼界面などで核生成されることが有利である。このとき、ＴｉＮの不均一な核生成サイトを提供する酸化−介在物としては、場合によってＡｌ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、ＴｉＯ_ｘ、ＭｇＯ−Ａｌ_２Ｏ_３、ＣａＯ−ＴｉＯ_ｘ、ＭｇＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＴｉＯ_ｘなどが挙げられ、これらの介在物の表面でＴｉＮの不均一核生成の容易度を示す間接的な指標として下記式５で定義される格子不整合度、δが挙げられる。

ここで、ｌ_{ｏｘｉｄｅ}とｌ_ＴｉＮはそれぞれ酸化−介在物とＴｉＮ結晶の格子定数を意味し、２つの物質間のδが大きいほど、不均一な核生成サイトとして作用し難いことを意味する。

例えば、６方晶系構造のＡｌ_２Ｏ_３と、面心立方（ｆｃｃ）構造のＴｉＮとの間ではδ_{Ａｌ２Ｏ３−ＴｉＮ}≒０.１の水準であるのに対し、同じ面心立方構造のＭｇＯ又はＭｇＡｌ_２Ｏ_４スピネルとＴｉＮの間ではδ_{ＭｇＯ(ｏｒｓｐｉｎｅｌ)−ＴｉＮ}≒０.０００２の水準である。従って、相対的にＡｌ_２Ｏ_３−系介在物よりはＭｇＯ−系介在物がＴｉＮの不均一な核生成サイトとして容易に作用するものと予想される。

従って、溶鋼中にアルミナ介在物が多量存在する場合、ＴｉＮ核生成が低下し、結果として、凝固時にフェライトの不均一核生成が低下する原因になり得る。

従って、微細な凝固組織を有する鋳片の製造のためには、溶鋼中のアルミナ介在物の低減が必須であり、同時にＴｉＯ_ｘ系介在物を低減するために、Ｓｉ／Ｍｎの投入により複合脱酸の効果を得ようとした。

図４は、本発明の好適な実施例に係る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によりＡｌ_２Ｏ_３及びＴｉＯ_ｘ介在物の低減を従来例と比較して示すグラフである。

図４を参照すれば、既存の溶鋼中で［Ｓｉ］+［Ｍｎ］＝０.１〜０.４％の水準であり、［Ａｌ］＝０.０３％に一定であるとき、Ｔｉ_３Ｏ_５単独介在物が形成されない臨界は［Ｔｉ］≒０.４５％であるのに対し、［Ｓｉ］+［Ｍｎ］＝０.６〜０.９％であり、［Ａｌ］＝０.０３％であるとき、約０.５％［Ｔｉ］濃度までＴｉ_３Ｏ_５の生成抑止が可能であることが分かる。また、［Ｓｉ］+［Ｍｎ］の濃度が低く、溶鋼中で［Ｔｉ］＝０.４％に一定であるとき、Ｔｉ_３Ｏ_５単独介在物が形成されない臨界［Ａｌ］≒０.０２７％の水準であるのに対し、［Ｓｉ］+［Ｍｎ］の濃度が高く、［Ｔｉ］＝０.４％である時には［Ａｌ］＝０.０２４％の水準までＴｉ_３Ｏ_５介在物が形成されないことが分かる。

前述したように、溶鋼中の［Ｓｉ］+［Ｍｎ］を目標濃度、％範囲に合うように投入して、特にアルミナ介在物の濃度を７０ｐｐｍ以下に制御するために、投入してから約５分が経過した時点で溶鋼中の［Ａｌ］濃度を１次的に分析する。

分析されるＡｌの濃度が０.０５％未満である場合には十分なＣｒ_２Ｏ_３の還元が行われず、０.１２％超過である場合には、最終アルミナ介在物の濃度が７０ｐｐｍを超えるため、分析されたＡｌ濃度が０.０５％未満である場合と、０.１２％超過である場合に対してそれぞれ３０〜４０ｋｇのＡｌを投入するか、２５０〜３００ｋｇの生石灰を追加投入した後、前記レードルの底部で不活性ガスを用いて攪拌することで、最終溶鋼中のアルミナ介在物の濃度を７０ｐｐｍ以下に制御した後、連続鋳造することで、溶鋼中の有効ＴｉＮの生成を促進できる。

ここで、Ａｌ濃度が０.０５％未満である場合に３０ｋｇ未満のＡｌを投入すれば、８０〜８５トンの溶鋼に対して、その添加効果が低いため、効率的なＣｒ_２Ｏ_３の還元が行われず、４０ｋｇを超えるＡｌを投入すれば、Ａｌ濃度が０.１２％を超過し得るため、添加されるＡｌの量は３０〜４０ｋｇが好ましい。

また、Ａｌ濃度が０.１２％超過である場合に２５０ｋｇ未満の生石灰を投入すれば、最終製品における表面欠陥などが引き起こされる恐れがあり、３００ｋｇを超える生石灰を投入すれば、最終アルミナ介在物の濃度が７０ｐｐｍを超過し得るので、添加される生石灰の量は２５０〜３００ｋｇが好ましい。

そして、真空脱炭精練レードル内の精練スラグの最終組成は１.１≦（％ＣａＯ）／（％Ａｌ_２Ｏ_３）≦１.４であり、４≦（％ＴｉＯ_２）／（％ＳｉＯ_２）≦６であることが好ましい。

（％ＣａＯ）／（％Ａｌ_２Ｏ_３）が１.１未満である場合にはアルミナ介在物の濃度が７０ｐｐｍを超える恐れがあり、（％ＣａＯ）／（％Ａｌ_２Ｏ_３）が１.４を超える場合には最終製品における表面欠陥などが引き起こされ得るので、１.１≦（％ＣａＯ）／（％Ａｌ_２Ｏ_３）≦１.４であることが好ましい。

また、（％ＴｉＯ_２）／（％ＳｉＯ_２）が４未満である場合にはＳｉによる過剰なＴｉ酸化物の発生を抑止する効果が低くなり、（％ＴｉＯ_２）／（％ＳｉＯ_２）が６を超える場合には過剰なＴｉ酸化物として凝固時に、フェライトの不均一な核生成サイトとして作用するＴｉＮの生成を低下させる恐れがあるので、４≦（％ＴｉＯ_２）／（％ＳｉＯ_２）≦６であることが好ましい。

このような方法として、２００〜２２０ｍｍの厚さの鋳片で等軸晶率を４０％以上確保して凝固組織が微細な鋳片の製造だけでなく、最終冷延製品の成形時に発生するリッジ欠陥の低減が可能になる。

以下、本発明の実施例について説明する。

Ｆｅ−１７％Ｃｒの組成を有するように電気炉で鉄スクラップ及び合金鉄などを溶解した後、ＡＯＤ精錬炉で粗脱炭工程を経て約１７８０℃の温度でレードルに出鋼した。前記レードルには溶鋼とスラグがあり、真空脱炭の効率を高めるために、機械的な方法によりスラグを除去した。このとき、溶鋼の温度は約１６００℃と測定された。前記レードルを真空脱炭精練スタンド(Ｓｔａｎｄ)に移動して真空カバーを被せた後、溶鋼の上部でランスを用いて気体酸素を供給して脱炭反応の終了後に溶鋼の温度は約１６７０℃まで上昇し、溶鋼の組成は下記表２のように分析された。

酸素吹錬の終了後、真空雰囲気下でスラグ中のＣｒ_２Ｏ_３の還元及び溶鋼の脱酸のために、Ａｌを約３２０ｋｇ投入した。このとき、Ａｌと共にＳｉとＭｎを投入することで、Ｔｉ酸化物の発生を抑止し、溶鋼中で［Ｔｉ］＝０.３％の水準となるように、Ｔｉをスポンジ状に投入した。

前記合金鉄の投入後に５分時点で溶鋼中で［Ａｌ］＝０.０４％の水準であったため、前述したように、３０ｋｇのＡｌを追加投入した後、レードルの底部でＡｒを供給して約２０分間溶鋼の攪拌を実施した。真空下での精練工程の終了後、溶鋼の温度は約１６００℃であり、約１５５０℃の鋳造温度を制御するために、大気状態で冷却剤などを投入した。

前記レードル処理工程後、レードルは連続鋳造工程に移送され、最終タンディッシュにおける溶鋼成分は下記表３のように分析された。

上記表３の溶鋼の成分においてアルミナとして存在する［Ａｌ^{ａｌｕｍｉｎａ}］濃度が４０ｐｐｍとなり、本発明で提案している範囲を満たすことが分かる。

このとき、溶鋼中のＮ濃度は約１１０ｐｐｍであり、０.３０％［Ｔｉ］と反応して図５に示すように、有効ＴｉＮの生成に寄与して凝固組織が微細な鋳片を得ることができる。

本発明の技術思想は前記好適な実施例によって具体的に記述されたが、前記実施例はその説明のためのものであって、その制限のためのものでないことを周知しなければならない。また、本発明の技術分野において当業者は、本発明の技術思想上の範囲内で多様な実施例が可能であることが理解できる。

上述したように、本発明に係る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によって、既存に実施していた鋳造温度の制御及び電磁気攪拌力の制御などの技術に依存した凝固組織が微細な鋳片製造方法に比べ、真空脱炭精練工程でＳｉ及びＭｎなどの溶鋼成分とアルミナ介在物の濃度の精密制御により有効ＴｉＮを効果的に生成させることで、操業安全性が高いと共に、凝固組織が微細であり、等軸晶率の高いフェライト系ステンレス鋼の鋳片を製造し、結果として、成形性に優れた、即ち、リッジ欠陥の少ない凝固組織が微細なフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。

図１は、本発明の好適な実施例に係る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のフローチャートである。図２は、アルミナ介在物の濃度制御による鋳片等軸晶率の変化を示すグラフである。図３は、図２の結果を分散型データで示すグラフである。図４は、本発明の好適な実施例に係る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によるＡｌ_２Ｏ_３及びＴｉＯ_ｘ介在物の低減を従来例と比較して示すグラフである。図５は、本発明の好適な実施例に係る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による凝固組織が微細な鋳片の内部に分布する酸化物（ｏｘｉｄｅ）−ＴｉＮ複合介在物の形態を従来例と比較して示す電子顕微鏡写真図である。

Claims

真空脱炭レードル内の溶鋼の上部から酸素の吹き込みによる脱炭反応が行われる段階と、
前記脱炭反応が行われた前記溶鋼にＣｒ_２Ｏ_３の還元のためにＡｌを投入する段階と、
前記Ｃｒ_２Ｏ_３の還元のためにＡｌが投入された前記溶鋼に脱酸剤を投入する複合脱酸段階と、
前記溶鋼に合金化金属を投入する合金化段階と、
前記溶鋼中のＡｌ濃度を分析してＡｌ濃度が設定値の範囲かを判別する第１次判別段階と、
前記Ａｌ濃度が設定値を満たすと、不活性ガスを用いて攪拌して最終溶鋼中のアルミナ介在物の濃度が目標値に該当するかを判別する第２次判別段階と、
前記アルミナ介在物の濃度が目標値を満たすと、前記溶鋼を連続鋳造する段階と
を含み、
前記第１次判別段階の前記Ａｌ濃度の設定値は０.０５質量％〜０.１２質量％であり、
前記Ａｌ濃度が０.０５質量％未満である場合にはＡｌを追加投入する段階が更に含まれ、
前記Ａｌ濃度が０.１２質量％超過である場合には生石灰を追加投入する段階が更に含まれ、
前記第２次判別段階の前記アルミナ介在物の濃度目標値は７０ｐｐｍ以下である、
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。
前記複合脱酸段階で脱酸剤はＳｉ及びＭｎである請求項１に記載の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。
前記合金化段階で合金化金属はＴｉである請求項１又は２に記載の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。
前記Ｔｉは、０.２質量％〜０.４質量％である請求項３に記載の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。
前記連続鋳造段階で前記溶鋼中のアルミナ介在物の濃度が下記の条件を満たす請求項１から４のいずれか１項に記載の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。
［Ａｌ］^{ａｌｕｍｉｎａ}＜７０ｐｐｍ
（ここで、［Ａｌ］^{ａｌｕｍｉｎａ}＝［Ａｌ］^{ｔｏｔａｌ−}［Ａｌ］^{ｄｉｓｓｏｌｖｅｄ})
前記連続鋳造段階で前記溶鋼成分が下記の条件を満たす請求項１から５のいずれか１項に記載の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。
［Ｓｉ］+［Ｍｎ］＝０.５％〜１.０％
（但し、％は質量％である。）
前記真空脱炭精練レードル内の精練スラグの最終組成が下記の条件を満たす請求項１から６のいずれか１項に記載の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。
１.１≦（％ＣａＯ）／（％Ａｌ_２Ｏ_３）≦１.４
４≦（％ＴｉＯ_２）／（％ＳｉＯ_２）≦６
（但し、％は質量％である。）
前記溶鋼は、８０トン〜８５トンである請求項１から７のいずれか１項に記載の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。
前記Ａｌ濃度が０．０５質量％未満である場合にＡｌを追加投入する段階では、前記Ａｌは、前記溶鋼８０トン〜８５トンに対して３０ｋｇ〜４０ｋｇが投入される請求項１から８のいずれか１項に記載の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。
前記Ａｌ濃度が０．１２質量％超過である場合に生石灰を追加投入する段階では、前記生石灰は、前記溶鋼８０トン〜８５トンに対して２５０ｋｇ〜３００ｋｇが投入される請求項１から８のいずれか１項に記載の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。
請求項１から１０のいずれか１項に記載の方法により製造され、アルミナ介在物の濃度が７０ｐｐｍ以下であり、鋳片等軸晶率が４０％以上である凝固組織が微細なフェライト系ステンレス鋼。