JP7271261B2 - 高純度フェライト系ステンレス鋼及び高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片 - Google Patents
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Description
本発明は、耐発銹性に優れる高純度フェライト系ステンレス鋼及び高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片に関するものである。
ステンレス鋼は一般に塗装等を行わず、無垢のまま実用に供されるものであるため、鋼材の表面に露出したＣａＳを起点とする発銹が問題になる。ＣａＳの生成機構としては、溶鋼の凝固完了前に晶出するタイプと鋳片加熱時などの凝固完了後にＣａＯを含む介在物と母材のＳが反応して生成するタイプが知られており、これらを抑制する取り組みとしては溶製条件の制御によるものが知られている。
例えば特許文献１では溶鋼中に存在する介在物の平衡Ｓ濃度を低位に制御することで、溶鋼の温度低下時や凝固中にＣａＳ生成を抑制することを特徴とする。
特許文献２は[Ｃａ]、[Ｓ]、[Ａｌ]、Ｔ．[Ｏ]濃度の組み合わせからなる式や鋼中の酸化物系介在物の成分(ＣａＯ)、(ＭｇＯ)、(Ａｌ2Ｏ3)、(ＳｉＯ2)、(ＴｉＯ2)の濃度の組み合わせからなる式を満たすように精錬を行うことでＣａＳ生成を抑制して耐発銹性を高めることを特徴とする。
特許文献１では溶鋼中に存在する介在物の平衡Ｓ濃度を低位に制御することで、温度低下時や凝固時のＣａＳ生成を抑制しているが、熱間圧延前の鋳片加熱時に生成するＣａＳについては考慮していないため、耐食性が劣化する場合がある。
特許文献２ではＣａやＳの濃度を比較的低めに制御しなければならないため、精錬負荷の増大によるコストアップが問題となる。
本発明は上記現状の問題点に鑑み、ＣａＳ生成の少ない耐発銹性に優れる高純度フェライト系ステンレス鋼及び高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片を提供することにある。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
［１］化学成分が質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃｒ：１０～２４％、Ａｌ：０．０１～０．２％、Ｔｉ：０．１５～０．３５％、Ｍｏ：０～２．０％以下、Ｏ：０．０００５～０．０１％、Ｎ：０．００５～０．０２％、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００６～０．００３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）～（３）を満足するとともに、ＣａＯを含有する最大径２μｍ以上の酸化物系介在物のうち、内部にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する前記酸化物系介在物の割合が個数比で７０％以上であることを特徴とする高純度フェライト系ステンレス鋼。
２．４４×[％Ｔｉ]×[％Ｎ]×{[％Ｓｉ]＋０．０５×([％Ａｌ]－[％Ｍｏ])－０．０１×[％Ｃｒ]＋０．３５}≧０．００１２ ・・・ 式（１）
[％Ｔｉ]／([％Ｏ]＋１．５[％Ｃ])≧１５ ・・・ 式（２）
[％Ｎ]／[％Ｏ]≧２．０８ ・・・ 式（３）
ここで、[％元素名]は当該元素の含有量（質量％）を意味する。
［２］更に、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．００２％、Ｎｂ：０．０１～０．６％、Ｎｉ：０．０５～２．０％、Ｃｕ：０．０５～２．０％、Ｓｎ：０．００２～０．５％、Ｖ：０．００１～２．０％、Ｃｏ：０．０５～２．５％、Ｔａ：０．０１～０．２％、Ｗ：０．０１～２．５％、Ｇａ：０．０００４～０．０５％の１種もしくは２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の高純度フェライト系ステンレス鋼。
［３］［１］又は［２］に記載の化学成分を有し、［１］に記載の式（１）～（３）を満足するとともに、ＣａＯを含有する最大径５μｍ以上の酸化物系介在物の内、前記酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在する割合が８５％以上であることを特徴とする高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片。
［１］化学成分が質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃｒ：１０～２４％、Ａｌ：０．０１～０．２％、Ｔｉ：０．１５～０．３５％、Ｍｏ：０～２．０％以下、Ｏ：０．０００５～０．０１％、Ｎ：０．００５～０．０２％、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００６～０．００３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）～（３）を満足するとともに、ＣａＯを含有する最大径２μｍ以上の酸化物系介在物のうち、内部にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する前記酸化物系介在物の割合が個数比で７０％以上であることを特徴とする高純度フェライト系ステンレス鋼。
２．４４×[％Ｔｉ]×[％Ｎ]×{[％Ｓｉ]＋０．０５×([％Ａｌ]－[％Ｍｏ])－０．０１×[％Ｃｒ]＋０．３５}≧０．００１２ ・・・ 式（１）
[％Ｔｉ]／([％Ｏ]＋１．５[％Ｃ])≧１５ ・・・ 式（２）
[％Ｎ]／[％Ｏ]≧２．０８ ・・・ 式（３）
ここで、[％元素名]は当該元素の含有量（質量％）を意味する。
［２］更に、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．００２％、Ｎｂ：０．０１～０．６％、Ｎｉ：０．０５～２．０％、Ｃｕ：０．０５～２．０％、Ｓｎ：０．００２～０．５％、Ｖ：０．００１～２．０％、Ｃｏ：０．０５～２．５％、Ｔａ：０．０１～０．２％、Ｗ：０．０１～２．５％、Ｇａ：０．０００４～０．０５％の１種もしくは２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の高純度フェライト系ステンレス鋼。
［３］［１］又は［２］に記載の化学成分を有し、［１］に記載の式（１）～（３）を満足するとともに、ＣａＯを含有する最大径５μｍ以上の酸化物系介在物の内、前記酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在する割合が８５％以上であることを特徴とする高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片。
ＣａＳを含有する介在物を起点とした発銹の少ない高純度フェライト系ステンレス鋼を提供することができる。
以下、本発明の内容を詳細に説明する。
まず、本発明を着想するに至った実験について述べる。ＣａＳは鋳片の段階、つまり製鋼段階では存在していなくても、前述のように熱間圧延前の鋳片加熱時に母材中のＳと介在物中のＣａＯが反応して生成するとされている。そこで、ＣａＳの生成に及ぼす鋳片加熱条件の影響を調査した。種々のフェライト系ステンレス鋼鋳片から試料を切り出し、大気雰囲気下、１０００～１３００℃の条件で５分～３時間加熱した後に空冷を行い、適当な断面を切り出して鏡面仕上げで研磨を行った。
無作為に選んだ最大径が５μｍ以上の介在物２０個についてＥＰＭＡを用いた元素濃淡マッピングを行い、ＣａＳの生成状況を確認した。その結果、加熱条件が高温で長時間であるほどＣａＳの生成が顕著であり、また５分程度の短時間ではＣａＳは生成しないことが分かった。このことから、ＣａＳの生成が起こり得る加熱を含む工程として、焼鈍等の短時間加熱は除外されることが分かった。
無作為に選んだ最大径が５μｍ以上の介在物２０個についてＥＰＭＡを用いた元素濃淡マッピングを行い、ＣａＳの生成状況を確認した。その結果、加熱条件が高温で長時間であるほどＣａＳの生成が顕著であり、また５分程度の短時間ではＣａＳは生成しないことが分かった。このことから、ＣａＳの生成が起こり得る加熱を含む工程として、焼鈍等の短時間加熱は除外されることが分かった。
また長時間加熱の条件では[Ｓ]≦５ｐｐｍのような極低Ｓの試料ではＣａＳの生成が少なかったが、そうではない場合では、ＣａＳが顕著に生成している介在物とＣａＳが全く生成していない介在物が同一の試料中に存在している場合があることが分かった。
更に詳細に調査すると、ＣａＳが全く生成していない介在物は、ＣａＯを含有する酸化物系介在物の周囲をＴｉＮが覆っていることが分かった。母材に含有されるＳが酸化物系介在物へ拡散するのをＴｉＮが物理的に遮断するため、ＣａＳが生成しないものと考えられる。
そこで、ＣａＯを含む酸化物系介在物の周囲をＴｉＮが覆いやすい条件の検討を行った。上記ＣａＳの解析と同様、成分の異なる鋳片から切り出した各試料について、観察断面において最大径≧５μｍの介在物１００個を無作為に選択し、介在物の評価を行った。ＥＤＳもしくはＷＤＳ等により介在物を分析し、Ｏの存在を確認できれば酸化物であるとした。同様にＣａとＯが同一相に共存していればＣａＯを含有すると判定した。また、ＴｉＮの存否については、ＥＰＭＡによる元素濃淡マッピングにより評価し、観察断面において、酸化物系介在物の表面にＴｉＮの相が少しでも付着しているものは、「ＴｉＮを伴う」と判定し、介在物の周囲をＴｉＮが隙間なく完全に覆っている場合は「ＴｉＮで完全に被覆している」と判定した。
鋼中成分や介在物の酸化物部組成の関係を調査したところ、成分濃度の組み合わせによる式（１）を満たし、かつ式（２）および式（３）を満たす場合にＴｉＮによる被覆が起こりやすいことが分かった。
２．４４×[％Ｔｉ]×[％Ｎ]×{[％Ｓｉ]＋０．０５×([％Ａｌ]－[％Ｍｏ])－０．０１×[％Ｃｒ]＋０．３５}≧０．００１２ ・・・ 式（１）
[％Ｔｉ]／([％Ｏ]＋１．５[％Ｃ])≧１５ ・・・ 式（２）
[％Ｎ]／[％Ｏ]≧２．０８ ・・・ 式（３）
[％元素名]は当該元素の含有量（質量％）を意味する。
２．４４×[％Ｔｉ]×[％Ｎ]×{[％Ｓｉ]＋０．０５×([％Ａｌ]－[％Ｍｏ])－０．０１×[％Ｃｒ]＋０．３５}≧０．００１２ ・・・ 式（１）
[％Ｔｉ]／([％Ｏ]＋１．５[％Ｃ])≧１５ ・・・ 式（２）
[％Ｎ]／[％Ｏ]≧２．０８ ・・・ 式（３）
[％元素名]は当該元素の含有量（質量％）を意味する。
ここで、式（１）左辺はＴｉＮの生成しやすさに及ぼす成分の条件式である。ＴｉとＮの濃度が高いほどＴｉＮが生成しやすく、その他の成分はＴｉやＮの活量を増減させるものであり、係数が増減させる度合いを表している。係数がプラスの場合は活量を増大させ、係数がマイナスの場合は活量を減少させる。また、式（２）左辺はＴｉＣ生成によるＴｉ消費と高酸素による酸化物系介在物の量（表面積）アップによる必要Ｔｉ量アップに関する式であり、式（３）左辺は高酸素による酸化物系介在物の量（表面積）アップによる必要Ｎ量アップに関する式である。
図１に、横軸を式（１）の左辺とし、縦軸を最大径５μｍ以上の酸化物系介在物の内、酸化物系介在物の周囲にＴｉＮを伴っているものの割合として、プロットした図を示す。ＣａＯを含有する最大径５μｍ以上の前記酸化物系介在物について、ＥＰＭＡによる元素濃淡マッピングにより評価し、少しでもＴｉＮが付着しているものの割合を縦軸としている。この試料を大気雰囲気下１２００℃で１ｈｒ加熱した試料について、観察断面において最大径≧５μｍを１０個観察し、ＣａＳ生成が認められなかったものを「○」とし、ＣａＳ生成が認められたものを「×」とした。式（１）左辺が０．００１２以上の場合、即ち式（１）を満たすとき、酸化物系介在物の周囲にＴｉＮを伴っているものの割合が９０％以上であり、かついずれも「○」であった。
さらに、ＴｉＮによる酸化物系介在物の被覆について検討を進めたところ、式（１）を満足し、かつ、酸化物系介在物の表面にＴｉＮが生成しているにも関わらず、ＴｉＮに覆われていない部分が広いためにＣａＳが生成している場合がある。これは、ＴｉＣの生成でＴｉがＴｉＮ生成以外に多く消費された場合、あるいは、酸化物系介在物の量が生成しうるＴｉＮ量に対して過多の場合と考えられる。成分が式（１）を満たす鋳片から切り出した試料について、図２に、横軸を式（２）左辺、縦軸を式（３）左辺として、ＣａＯを含有する最大径が５μｍ以上の酸化物系介在物の内、観察断面の周囲をＴｉＮで完全に被覆している個数の割合が８０％以上であれば「○」、８０％未満であれば「×」としてプロットした結果を示す。この図から、前記式（２）および式（３）を両立する場合には酸化物系介在物の周囲をＴｉＮで被覆している割合が高いことを表している。
以上の通り、（Ａ）鋳片段階で、ＣａＯを含有する酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在することにより、鋳片加熱時のＣａＳ生成を抑制できること、および（Ｂ）溶鋼中成分や酸化物系介在物の組成を制御することによりＴｉＮで被覆しやすいことが分かった。
なお、鋳片加熱工程の後工程となる熱間圧延等において、酸化物系介在物を被覆しているＴｉＮは破壊されて酸化物系介在物とメタル母地が接触するが、鋳片加熱工程と比較して、低温かつ短時間であるためＣａＳは生成せず、耐発銹性に優れるフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。
以上の結果に基づき、本発明の高純度フェライト系ステンレス鋼及び高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片においては、上記式（１）～（３）を満足するものとした。
式（１）～式（３）は設備や操業要因を考慮した上で、脱酸材・フラックスの添加量や処理時間によって制御できるが、式中の元素はいずれも比較的高濃度であるため、容易に制御可能である。
さらに、鋳片から採取した試料について、熱延前に行う鋳片加熱と同様に熱処理を行った上で介在物評価を行った。ＥＤＳにより点分析を行い、ＭｇとＯが主体である相が存在すればＭｇＯ結晶であると判定し、ＭｇとＡｌとＯが主体である相が存在すればＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3結晶であると判定した。その結果、ＴｉＮに覆われている酸化物系介在物は、その酸化物中にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の結晶が観察された。Ｍｇ系の介在物とＴｉＮの結晶格子整合性が良いため、ＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3を起点としてＴｉＮが析出し、優先的に酸化物系介在物の周囲で成長したため、ＴｉＮが酸化物系介在物を覆うに至ったと考えられる。
＜ステンレス鋼において、ＣａＯを含有する最大径２μｍ以上の酸化物系介在物の内、内部にＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する酸化物系介在物の割合が７０％以上＞
ここまでは、鋳片及び熱間圧延前の加熱を行った鋳片における評価結果について説明を行った。ここからは、さらに圧延を行った鋼板（ステンレス鋼）を対象として説明を行う。
ここまでは、鋳片及び熱間圧延前の加熱を行った鋳片における評価結果について説明を行った。ここからは、さらに圧延を行った鋼板（ステンレス鋼）を対象として説明を行う。
（ＣａＯを含有する最大径２μｍ以上の酸化物系介在物）
鋼中の介在物は、圧延によって破砕される。前述の鋳片では破砕される前の状態であるため、評価する介在物を５μｍ以上とした。一方、圧延後の鋼板においては介在物が破砕されており、最大径２μｍ未満の酸化物系介在物では発銹の起点になりにくいため、最大径２μｍ以上の酸化物系介在物に限定する。また、ＣａＯを含有していない酸化物系介在物の場合、鋳片加熱時にＣａＳになり得ず、考慮する必要がないため、ＣａＯを含有する酸化物系介在物に限定する。
鋼中の介在物は、圧延によって破砕される。前述の鋳片では破砕される前の状態であるため、評価する介在物を５μｍ以上とした。一方、圧延後の鋼板においては介在物が破砕されており、最大径２μｍ未満の酸化物系介在物では発銹の起点になりにくいため、最大径２μｍ以上の酸化物系介在物に限定する。また、ＣａＯを含有していない酸化物系介在物の場合、鋳片加熱時にＣａＳになり得ず、考慮する必要がないため、ＣａＯを含有する酸化物系介在物に限定する。
（酸化物系介在物の内、内部にＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する酸化物系介在物の割合が個数比で７０％以上）
酸化物系介在物の内、内部にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する酸化物系介在物の割合を個数比で７０％以上に限定している理由を述べる。本発明では、鋳片加熱段階で酸化物系介在物の周囲のＴｉＮ存在率を高めるため、酸化物系介在物の内部にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相を存在させることが重要である。しかしながら、板であれば、介在物が破砕して酸化物系介在物とＴｉＮが分断されている場合があること、および図３には、酸化物系介在物の形状を模式的に示している。酸化物系介在物１は３次元的な形状であり、同一の酸化物系介在物中にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相３が局所的に存在している場合であっても、観察面Ａ（２Ａ）では観察される一方、別の観察面Ｂ（２Ｂ）では観察断面にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相３が観察されない。即ち、酸化物系介在物中にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相３が内在する比率に比較し、酸化物系介在物中にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相３が観察される比率は低いことが想定される。そして、ＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が観察される酸化物系介在物の割合が個数比で７０％以上であれば、耐発銹性に優れることが確認できた。このことから内部にＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する酸化物系介在物の割合を個数比で７０％以上とした。
酸化物系介在物の内、内部にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する酸化物系介在物の割合を個数比で７０％以上に限定している理由を述べる。本発明では、鋳片加熱段階で酸化物系介在物の周囲のＴｉＮ存在率を高めるため、酸化物系介在物の内部にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相を存在させることが重要である。しかしながら、板であれば、介在物が破砕して酸化物系介在物とＴｉＮが分断されている場合があること、および図３には、酸化物系介在物の形状を模式的に示している。酸化物系介在物１は３次元的な形状であり、同一の酸化物系介在物中にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相３が局所的に存在している場合であっても、観察面Ａ（２Ａ）では観察される一方、別の観察面Ｂ（２Ｂ）では観察断面にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相３が観察されない。即ち、酸化物系介在物中にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相３が内在する比率に比較し、酸化物系介在物中にＭｇＯおよび／またはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相３が観察される比率は低いことが想定される。そして、ＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が観察される酸化物系介在物の割合が個数比で７０％以上であれば、耐発銹性に優れることが確認できた。このことから内部にＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する酸化物系介在物の割合を個数比で７０％以上とした。
酸化物系介在物中にＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3を析出させるためには、酸化物系介在物中のＭｇＯ濃度を高くすることが必要であり、直接・間接的にＭｇを添加する必要がある。直接添加は金属ＭｇやＮｉ－Ｍｇなどの合金による溶鋼中への添加であり、間接添加は精錬スラグ中ＭｇＯの還元である。いずれの場合も精錬スラグ中のＭｇＯ活量を制御することが酸化物系介在物中のＭｇＯ濃度を安定的に高めるためには重要である。鋼中のＭｇ、Ａｌ、Ｏの含有量について、本発明で規定する各成分の含有量範囲内において、Ｏを低減すること、あるいはＭｇ、Ａｌ含有量を高めることにより、酸化物系介在物中にＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3を析出させることができる。ＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の生成しやすさは他成分の影響もあるため、ＭｇＯ活量の閾値は一意には決められないが、概ね純ＭｇＯ固体基準で０．７程度あれば良い。
＜鋼成分について＞
上述したように本発明は介在物組成制御とＴｉを主体とする溶鋼中成分制御に関するもので、一般的に製造されているＴｉ安定化系のフェライト系ステンレス鋼に適用可能なものである。以下に好適に用いることができる成分範囲を示すが、これに限定されるものではない。
上述したように本発明は介在物組成制御とＴｉを主体とする溶鋼中成分制御に関するもので、一般的に製造されているＴｉ安定化系のフェライト系ステンレス鋼に適用可能なものである。以下に好適に用いることができる成分範囲を示すが、これに限定されるものではない。
Ｃ：０．００１～０．０１％
ＣはＣｒの炭化物を生成することで耐食性を低下させ、また顕著に加工性を低下させる。またＴｉと反応して炭化物を形成するため酸化物系介在物を被覆するＴｉＮ生成量を減少させる場合があるため、０．０１％以下とする。ただし、過剰な低下は精錬時の脱炭負荷を高めるため０．００１％以上とする。好ましくは、下限は０．００２％、上限は０．００８％とするとよい。
ＣはＣｒの炭化物を生成することで耐食性を低下させ、また顕著に加工性を低下させる。またＴｉと反応して炭化物を形成するため酸化物系介在物を被覆するＴｉＮ生成量を減少させる場合があるため、０．０１％以下とする。ただし、過剰な低下は精錬時の脱炭負荷を高めるため０．００１％以上とする。好ましくは、下限は０．００２％、上限は０．００８％とするとよい。
Ｓｉ：１．０％以下
ＳｉはＴｉおよびＮの溶解度を下げ、ＴｉＮの晶出を促進させる元素である。その他に、脱酸促進による脱硫にも有効な元素であり、ＴｉＮによる被覆前のＣａＳ生成を間接的に抑制可能であるため、ＣａＳ生成抑制に有効な元素である。ただし、必須元素ではなく、過剰な添加は加工性の低下を招く等、耐食性以外の品質を悪化させるため、上限を１．０％とする。
ＳｉはＴｉおよびＮの溶解度を下げ、ＴｉＮの晶出を促進させる元素である。その他に、脱酸促進による脱硫にも有効な元素であり、ＴｉＮによる被覆前のＣａＳ生成を間接的に抑制可能であるため、ＣａＳ生成抑制に有効な元素である。ただし、必須元素ではなく、過剰な添加は加工性の低下を招く等、耐食性以外の品質を悪化させるため、上限を１．０％とする。
Ｍｎ：０．３％以下
Ｍｎは脱酸に寄与する元素であるが、加工性を低下させる。Ｍｎよりも強力な元素であるＡｌで十分に脱酸が可能なため、添加する必要はないが、Ａｌ添加前に予備脱酸として用いる分には添加しても構わない。添加する場合、その効果を発現させるためには０．０１％以上にするとよく、好ましくは０．０５％以上にするとよい。一方、加工性の低下を防ぐため、０．３％以下とし、好ましくは０．２５％以下にするとよい。
Ｍｎは脱酸に寄与する元素であるが、加工性を低下させる。Ｍｎよりも強力な元素であるＡｌで十分に脱酸が可能なため、添加する必要はないが、Ａｌ添加前に予備脱酸として用いる分には添加しても構わない。添加する場合、その効果を発現させるためには０．０１％以上にするとよく、好ましくは０．０５％以上にするとよい。一方、加工性の低下を防ぐため、０．３％以下とし、好ましくは０．２５％以下にするとよい。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは靱性や熱間加工性、耐食性を低下させる等、ステンレス鋼にとって有害であるため、少ないほど良く、０．０４％以下とするとよい。但し、過剰な低下は精錬時の負荷が高いか、または高価格の原料を用いる必要があるため、実操業としては０．００５％以上含有してもよい。
Ｐは靱性や熱間加工性、耐食性を低下させる等、ステンレス鋼にとって有害であるため、少ないほど良く、０．０４％以下とするとよい。但し、過剰な低下は精錬時の負荷が高いか、または高価格の原料を用いる必要があるため、実操業としては０．００５％以上含有してもよい。
Ｓ：０．００６％以下
前述の要件によって鋳片加熱時のＣａＳ生成は抑制できるが、Ｓが０．００６％を超えて含まれていると、ＴｉＮが酸化物系介在物を被覆する前にＣａＳが生成してしまい、発銹を抑制できないため、上限を０．００６％以下とする。
前述の要件によって鋳片加熱時のＣａＳ生成は抑制できるが、Ｓが０．００６％を超えて含まれていると、ＴｉＮが酸化物系介在物を被覆する前にＣａＳが生成してしまい、発銹を抑制できないため、上限を０．００６％以下とする。
Ｃｒ：１０～２４％
Ｃｒはステンレス鋼に耐食性をもたらす重要な元素で、１０％以上の添加が必要であり、好ましくは１５％以上にするとよい。その一方で多量の添加は加工性の低下を招くため、上限を２４％とし、好ましくは１９％以下にするとよい。
Ｃｒはステンレス鋼に耐食性をもたらす重要な元素で、１０％以上の添加が必要であり、好ましくは１５％以上にするとよい。その一方で多量の添加は加工性の低下を招くため、上限を２４％とし、好ましくは１９％以下にするとよい。
Ａｌ：０．０１～０．２％
Ａｌは鋼を脱酸するために必要な元素であり、Ｓを０．０１％以下にするためにも必要な元素である。そのため下限を０．０１％とする。過剰な添加は加工性を低下させるため、その上限を０．２％とする。
Ａｌは鋼を脱酸するために必要な元素であり、Ｓを０．０１％以下にするためにも必要な元素である。そのため下限を０．０１％とする。過剰な添加は加工性を低下させるため、その上限を０．２％とする。
Ｔｉ：０．１５～０．３５％
Ｔｉを添加することでＣａＯとメタル母地を隔離するＴｉＮを生成させることができる。十分な量のＴｉＮを生成させるためには０．１５％以上の添加が必要である。但し過剰に添加するとＣａＯを含む酸化物系介在物とは無関係にＴｉＮが生成して鋳造時のノズル閉塞や製品の表面欠陥を招くため、その上限を０．３５％とする。
Ｔｉを添加することでＣａＯとメタル母地を隔離するＴｉＮを生成させることができる。十分な量のＴｉＮを生成させるためには０．１５％以上の添加が必要である。但し過剰に添加するとＣａＯを含む酸化物系介在物とは無関係にＴｉＮが生成して鋳造時のノズル閉塞や製品の表面欠陥を招くため、その上限を０．３５％とする。
Ｍｏ：０～２．０％
Ｍｏは添加することでステンレス鋼の高い耐食性を更に高める作用がある。しかし、非常に高価であるため２．０％を超えて添加しても合金コストの増大に見合う効果が得られないばかりか、高Ｃｒで脆いシグマ相を形成して脆化と耐食性の低下を招く。また、ＴｉＮを形成しにくくする。そのため、上限を２．０％とする。Ｍｏは含有しなくても良い。好ましい範囲は０．５～１．５％である。
Ｍｏは添加することでステンレス鋼の高い耐食性を更に高める作用がある。しかし、非常に高価であるため２．０％を超えて添加しても合金コストの増大に見合う効果が得られないばかりか、高Ｃｒで脆いシグマ相を形成して脆化と耐食性の低下を招く。また、ＴｉＮを形成しにくくする。そのため、上限を２．０％とする。Ｍｏは含有しなくても良い。好ましい範囲は０．５～１．５％である。
Ｏ：０．０００５～０．０１０％
Ｏが０．０１０％を超えて存在すると、酸化物系介在物が多量に生成し、ＴｉＮ被覆に必要なＴｉ量も多量になり合金コストの増加を招くため、上限を０．０１０％以下とする。但し、過剰な脱酸もまた精錬負荷が増加してコストアップを招くため、下限も０．０００５％とする。ＯはＴ．Ｏを意味する。
Ｏが０．０１０％を超えて存在すると、酸化物系介在物が多量に生成し、ＴｉＮ被覆に必要なＴｉ量も多量になり合金コストの増加を招くため、上限を０．０１０％以下とする。但し、過剰な脱酸もまた精錬負荷が増加してコストアップを招くため、下限も０．０００５％とする。ＯはＴ．Ｏを意味する。
Ｎ：０．００５～０．０２％
ＮはＴｉＮを形成する元素であり、ＴｉＮを十分に生成させるためには０．００５％以上必要である。但し、過剰に存在しているとＴｉと反応せず余ったＮで加工性が低下し、またＣｒ窒化物を形成することで鋭敏化といったＣａＳによる発銹以外の耐食性低下も問題になる。そのため上限を０．０２％以下とする。
ＮはＴｉＮを形成する元素であり、ＴｉＮを十分に生成させるためには０．００５％以上必要である。但し、過剰に存在しているとＴｉと反応せず余ったＮで加工性が低下し、またＣｒ窒化物を形成することで鋭敏化といったＣａＳによる発銹以外の耐食性低下も問題になる。そのため上限を０．０２％以下とする。
Ｃａ：０．００３０％以下
Ｃａは本発明においては不要な元素である。０．００３０％を超えて存在すると、精錬中または鋳造中に直接Ｓと反応してＣａＳを生成してしまうため、その上限を０．００３０％以下とする。
Ｃａは本発明においては不要な元素である。０．００３０％を超えて存在すると、精錬中または鋳造中に直接Ｓと反応してＣａＳを生成してしまうため、その上限を０．００３０％以下とする。
Ｍｇ：０．０００３～０．００３０％
Ｍｇは脱酸・脱硫に有効な元素であるとともに、ＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3系を酸化物系介在物中に晶出させることで、ＴｉＮ生成を促進させることができる。その効果は０．０００３％以上で得られる。ただし、過剰な添加によりＭｇとＳが溶鋼中で直接反応してＭｇＳを生成する。ＭｇＳも水溶性介在物であり、耐食性を劣化させるため、その上限を０．００３０％とする。
Ｍｇは脱酸・脱硫に有効な元素であるとともに、ＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3系を酸化物系介在物中に晶出させることで、ＴｉＮ生成を促進させることができる。その効果は０．０００３％以上で得られる。ただし、過剰な添加によりＭｇとＳが溶鋼中で直接反応してＭｇＳを生成する。ＭｇＳも水溶性介在物であり、耐食性を劣化させるため、その上限を０．００３０％とする。
上記鋼成分の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。ここで不可避的不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
また、本実施形態の高純度フェライト系ステンレス鋼は、Ｆｅの一部に代えて、更に質量％で、Ｂ：０．０００１～０．００２％、Ｎｂ：０．０１～０．６％のうちの１種または２種を含んでも良い。
更にＦｅの一部に代えて、Ｎｉ：０．０５～２．０％、Ｃｕ：０．０５～２．０％、Ｓｎ：０．００２～０．５％のうちの１種または２種以上を含んでも良く、更に、Ｖ：０．００１～２．０％、Ｃｏ：０．０５～２．５％、Ｔａ：０．０１～０．２％、Ｗ：０．０５～２．５％、Ｇａ：０．０００４～０．０５％のうちの１種または２種以上を含んでも良い。
Ｂ：０．０００１～０．００２％
Ｂは粒界の強度を高める元素であり、加工性の向上に寄与する。含有する場合、この効果を発現させるためには０．０００１％以上含有するとよく、好ましくは０．０００５％以上にするとよい。一方、過剰な添加は却って延びの低下による加工性低下を招くため、上限を０．００２％とし、好ましくは０．００１０％以下にするとよい。
Ｂは粒界の強度を高める元素であり、加工性の向上に寄与する。含有する場合、この効果を発現させるためには０．０００１％以上含有するとよく、好ましくは０．０００５％以上にするとよい。一方、過剰な添加は却って延びの低下による加工性低下を招くため、上限を０．００２％とし、好ましくは０．００１０％以下にするとよい。
Ｎｂ：０．０１～０．６％
Ｎｂは成形性や耐食性を高める作用がある。含有する場合、この効果を得るためには０．０１％以上含有すると良く、好ましくは０．１％以上含有するとよく、更に好ましくは０．２５％以上にするとしてもよい。一方、０．６％を超えて添加すると再結晶しにくくなって組織が粗くなるため、上限を０．６％とするよく、好ましくは０．５％以下にするとよい。
Ｎｂは成形性や耐食性を高める作用がある。含有する場合、この効果を得るためには０．０１％以上含有すると良く、好ましくは０．１％以上含有するとよく、更に好ましくは０．２５％以上にするとしてもよい。一方、０．６％を超えて添加すると再結晶しにくくなって組織が粗くなるため、上限を０．６％とするよく、好ましくは０．５％以下にするとよい。
Ｎｉ：０．０５～２．０％
Ｎｉは添加することでステンレス鋼の高い耐食性を更に高める作用がある。含有する場合、この効果を得るためには０．０１％以上含有すると良く、好ましくは０．０５％以上あるいは０．１％以上含有するとよく、更に好ましくは０．２％以上にするとよい。一方、高価な元素であるため２．０％を超えて添加しても合金コストの増大に見ある効果が得られないため、その上限を２．０％とし、好ましくは１．５％以下にするとよい。
Ｎｉは添加することでステンレス鋼の高い耐食性を更に高める作用がある。含有する場合、この効果を得るためには０．０１％以上含有すると良く、好ましくは０．０５％以上あるいは０．１％以上含有するとよく、更に好ましくは０．２％以上にするとよい。一方、高価な元素であるため２．０％を超えて添加しても合金コストの増大に見ある効果が得られないため、その上限を２．０％とし、好ましくは１．５％以下にするとよい。
Ｃｕ：０．０５～２．０％
Ｃｕは添加することでステンレス鋼の高い耐食性を更に高める作用がある。含有する場合、この効果を得るためには０．０１％以上含有すると良く、好ましくは０．０５％以上あるいは０．１％以上含有するとよく、更に好ましくは０．５％以上にするとよい。一方、過剰な添加は製造上のコストに見合う性能向上がなされないため、上限を２．０％とよく、好ましくは１．５％以下にするとよい。
Ｃｕは添加することでステンレス鋼の高い耐食性を更に高める作用がある。含有する場合、この効果を得るためには０．０１％以上含有すると良く、好ましくは０．０５％以上あるいは０．１％以上含有するとよく、更に好ましくは０．５％以上にするとよい。一方、過剰な添加は製造上のコストに見合う性能向上がなされないため、上限を２．０％とよく、好ましくは１．５％以下にするとよい。
Ｓｎ：０．００２～０．５％
Ｓｎは添加することでステンレス鋼の高い耐食性をさらに高める効果がある。含有する場合、この効果を得るためには０．００２％以上含有すると良く、好ましくは０．０１％以上含有するとよく、更に好ましくは０．０２％以上にするとよい。一方で過剰な添加は加工性の低下につながるため、上限を０．５％とし、好ましくは０．３％以下にするとよい。
Ｓｎは添加することでステンレス鋼の高い耐食性をさらに高める効果がある。含有する場合、この効果を得るためには０．００２％以上含有すると良く、好ましくは０．０１％以上含有するとよく、更に好ましくは０．０２％以上にするとよい。一方で過剰な添加は加工性の低下につながるため、上限を０．５％とし、好ましくは０．３％以下にするとよい。
Ｖ：０．００１～２．０％
Ｖは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、靭性が低下する。また、粗大炭窒化物によって靭性が低下する。このため、Ｖ含有量は２．０％以下とする。Ｖ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．５％以下とするのがより好ましく、０．１％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上とする。
Ｖは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、靭性が低下する。また、粗大炭窒化物によって靭性が低下する。このため、Ｖ含有量は２．０％以下とする。Ｖ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．５％以下とするのがより好ましく、０．１％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上とする。
Ｃｏ：０．０５～２．５％、
Ｃｏは、鋼材の強度を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、靭性が低下する。このため、Ｃｏ含有量は２．５％以下とする。Ｃｏ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．８％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０５％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
Ｃｏは、鋼材の強度を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、靭性が低下する。このため、Ｃｏ含有量は２．５％以下とする。Ｃｏ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．８％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０５％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
Ｔａ：０．０１～０．２％
Ｔａは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて０．０１％以上含有させてもよい。好ましく、０．０４％以上とするのが好ましく、０．０８％以上とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｔａを過剰に含有させると、靭性が低下する。このため、Ｔａ含有量は０．２％以下とする。
Ｔａは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて０．０１％以上含有させてもよい。好ましく、０．０４％以上とするのが好ましく、０．０８％以上とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｔａを過剰に含有させると、靭性が低下する。このため、Ｔａ含有量は０．２％以下とする。
Ｗ：０．０１～２．５％、
Ｗは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、靭性が低下する。また、粗大炭窒化物によって靭性が低下する。このため、Ｗ含有量は２．５％以下とする。Ｗ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．５％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上とする。０．０５％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
Ｗは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、靭性が低下する。また、粗大炭窒化物によって靭性が低下する。このため、Ｗ含有量は２．５％以下とする。Ｗ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．５％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上とする。０．０５％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
Ｇａ：０．０００４～０．０５％、
Ｇａは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、熱間加工性が低下する。このため、Ｇａ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は０．０００４％以上とするのが好ましい。
Ｇａは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、熱間加工性が低下する。このため、Ｇａ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は０．０００４％以上とするのが好ましい。
＜鋳片において、ＣａＯを含有する最大径５μｍ以上の前記酸化物系介在物の内、前記酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在する割合が８５％以上＞
再度、本発明の効果を発揮することのできる、鋳片での条件について説明する。
再度、本発明の効果を発揮することのできる、鋳片での条件について説明する。
鋳片中の介在物の特徴と、鋼板における耐発銹性の効果発揮との関係を調査したところ、鋳片において、前記式（１）～式（３）を満足するとともに、ＣａＯを含有する最大径５μｍ以上の酸化物系介在物の内、酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在する割合が８５％以上であれば、耐発銹性に優れることが確認できた。そこで、鋳片において、ＣａＯを含有する最大径５μｍ以上の酸化物系介在物の内、酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在する割合を８５％以上と規定した。
種々の条件で製造した試料を塩水噴霧試験－ＪＩＳ－Ｚ－２３７１（以下、ＳＳＴ）に供したところ、成分組成、式（１）～式（３）、内部にＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する前記酸化物系介在物の割合について、上記本発明で規定する条件を満たす試料は発銹が少ないことが分かった。以上説明した要件を備えることによって、本発明の効果を得ることが可能になる。
＜実施例１＞
二次精錬において、Ａｌ等による脱酸やスラグ調整、金属ＭｇやＭｇ合金、Ｔｉ合金等の添加を行って成分および介在物量・組成を制御して溶製した、表１に示す成分を有する溶鋼を連続鋳造機により鋳造し、得られた鋳片を熱間圧延し、更に熱延板焼鈍・酸洗を行い、冷間圧延、焼鈍・酸洗を行うことで、１．０ｍｍ厚の冷延板を製造し、介在物測定とＳＳＴ試験に供した。
二次精錬において、Ａｌ等による脱酸やスラグ調整、金属ＭｇやＭｇ合金、Ｔｉ合金等の添加を行って成分および介在物量・組成を制御して溶製した、表１に示す成分を有する溶鋼を連続鋳造機により鋳造し、得られた鋳片を熱間圧延し、更に熱延板焼鈍・酸洗を行い、冷間圧延、焼鈍・酸洗を行うことで、１．０ｍｍ厚の冷延板を製造し、介在物測定とＳＳＴ試験に供した。
介在物測定は鋼板の圧延方向と厚み方向に平行な断面を観察面とし、ＣａＯを含有する最大径２μｍ以上の酸化物系介在物を無作為に１００個選択し、介在物内部の相同定をＳＥＭ－ＥＤＳにて行い、内部にＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する酸化物系介在物の割合（以下「ＭｇＯ等の存在する介在物個数比率」という。）を評価した。
ＳＳＴ試験はＪＩＳ Ｚ ２３７１に基づいて、塩溶液として中性塩水噴霧試験を用い、２時間の連続噴霧試験を行い、１００ｃｍ2あたりの発銹点の個数を計測した。発銹点の個数が５個以下であれば良好とした。
表２に示すように、符号Ｂ１～Ｂ１７は鋼成分およびＭｇＯ等の存在する介在物個数比率が本発明の条件を満たしていたため、ＳＳＴ試験における耐発銹性が良好だった。
符号ｂ１はＣ濃度が高く、式（２）を満たさなかった。ＴｉがＴｉＣとして多く生成し、ＴｉＮによる酸化物系介在物の被覆が十分でなかったため、ＣａＳが生成して多数の発銹が生じた。
符号ｂ２はＴｉ濃度が低いこと、およびその他成分の影響でＴｉやＮの活量がＴｉＮ生成を十分に生じさせるほど高くなく、式（１）を満たさないことから、ＴｉＮによる酸化物系介在物の被覆が十分でなかったため、ＣａＳが生成して多数の発銹が生じた。
符号ｂ２はＴｉ濃度が低いこと、およびその他成分の影響でＴｉやＮの活量がＴｉＮ生成を十分に生じさせるほど高くなく、式（１）を満たさないことから、ＴｉＮによる酸化物系介在物の被覆が十分でなかったため、ＣａＳが生成して多数の発銹が生じた。
符号ｂ３はＮ濃度が高かったため、Ｃｒ窒化物が析出していたこと、およびＭｏ濃度が高く、シグマ相が生成していたことで耐食性が低く、多数の発銹が生じた。
符号ｂ４はＯ濃度が高く、式（２）、式（３）を満たさなかった。粗大な酸化物系介在物が多数生成していた。また、ＭｇＯ等の存在する介在物個数比率が低く、Ｎ濃度が低かった。このため、ＴｉＮにより十分に被覆できず、ＣａＳが生成したと推定される。結果として多数の発銹が生じた。
符号ｂ５はＣｒ濃度が低く、ベースの耐食性が低かった。
符号ｂ６はＡｌ濃度が高く、加工性が悪かった。またＣａ濃度やＭｇ濃度が高すぎたため、凝固前にＣａやＭｇがＳと直接反応してＣａＳやＭｇＳを生成したため、耐食性が低かった。
符号ｂ６はＡｌ濃度が高く、加工性が悪かった。またＣａ濃度やＭｇ濃度が高すぎたため、凝固前にＣａやＭｇがＳと直接反応してＣａＳやＭｇＳを生成したため、耐食性が低かった。
符号ｂ７はＴｉ濃度が高すぎたため、鋳造中に多量のＴｉＮが生成したためノズルが閉塞して鋳造を中止した。なお、途中まで得られた鋳片を加工したところ、加工性が非常に悪く、またＴｉＮ起因の表面疵が多量に生じた。
符号ｂ８はＡｌ濃度が低く、脱硫が十分にできなかったためＳ濃度が高く、溶鋼中でＣａＳが生成したため、耐食性が低かった。
＜実施例２＞
二次精錬において、Ａｌ等による脱酸やスラグ調整、金属ＭｇやＭｇ合金、Ｔｉ合金等の添加を行って成分および介在物量・組成を制御して溶製した、表３に示す成分を有する溶鋼を連続鋳造機により鋳造し、鋳片の介在物評価を行った。また鋳造して得られた鋳片を熱間圧延し、更に熱延板焼鈍・酸洗を行い、冷間圧延、焼鈍・酸洗を行うことで、１．０ｍｍ厚の冷延板を製造し、鋼板の介在物測定とＳＳＴ試験に供した。
二次精錬において、Ａｌ等による脱酸やスラグ調整、金属ＭｇやＭｇ合金、Ｔｉ合金等の添加を行って成分および介在物量・組成を制御して溶製した、表３に示す成分を有する溶鋼を連続鋳造機により鋳造し、鋳片の介在物評価を行った。また鋳造して得られた鋳片を熱間圧延し、更に熱延板焼鈍・酸洗を行い、冷間圧延、焼鈍・酸洗を行うことで、１．０ｍｍ厚の冷延板を製造し、鋼板の介在物測定とＳＳＴ試験に供した。
介在物測定は鋳片の場合は鋳造方向と厚み方向、冷延板であれば圧延方向と厚み方向に平行な断面を観察面とし、鋳片は長径（最大径）が５．０μｍ以上、冷延板は長径（最大径）が２．０μｍ以上の、ＣａＯを含有する酸化物系介在物を無作為に１００個選択し、介在物内部の相同定をＳＥＭ－ＥＤＳにて行った。
ＳＳＴ試験は実施例１と同様にＪＩＳ Ｚ ２３７１に基づいて２時間の連続噴霧試験を行い、発銹点の個数を計測した。
表４に示すように、符号Ｄ１～Ｄ５は、鋼成分およびＭｇＯ等の存在する介在物個数比率が本発明のステンレス鋼が具備すべき条件を満たしている。またこれら実施例は、鋳片において酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在している割合が８５％であり、本発明の鋳片の条件を満たしている。そのため、ＳＳＴ試験における耐発銹性が良好だった。
符号ｄ１はＴｉ濃度が低く、式（１）および式（２）を満たさなかったため、また鋳片における酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在している割合が低かったため、ＳＳＴ試験において多数の発銹があった。
符号ｄ２はＭｇ濃度が低く、ＭｇＯ等の存在する介在物個数比率が低かったこと、および式（２）、式（３）を満たさなかったため、鋳片における酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在している割合が低く、ＳＳＴ試験において多数の発銹があった。
１ 酸化物系介在物
２Ａ 観察面Ａ
２Ｂ 観察面Ｂ
３ ＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相
２Ａ 観察面Ａ
２Ｂ 観察面Ｂ
３ ＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相
Claims (3)
- 化学成分が質量％で、Ｃ：０．０１％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ｃｒ：１０～２４％、
Ａｌ：０．０１～０．２％、
Ｔｉ：０．１５～０．３５％、
Ｍｏ：０～２．０％、
Ｏ：０．０００５～０．０１％、
Ｎ：０．００５～０．０２％、
Ｃａ：０．００３０％以下、
Ｍｇ：０．０００６～０．００３０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）～（３）を満足するとともに、ＣａＯを含有する最大径２μｍ以上の酸化物系介在物のうち、内部にＭｇＯまたはＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の相が存在する前記酸化物系介在物の割合が個数比で７０％以上であることを特徴とする高純度フェライト系ステンレス鋼。
２．４４×[％Ｔｉ]×[％Ｎ]×{[％Ｓｉ]＋０．０５×([％Ａｌ]－[％Ｍｏ])－０．０１
×[％Ｃｒ]＋０．３５}≧０．００１２ ・・・ 式（１）
[％Ｔｉ]／([％Ｏ]＋１．５[％Ｃ])≧１５ ・・・ 式（２）
[％Ｎ]／[％Ｏ]≧２．０８ ・・・ 式（３）
ここで、[％元素名]は当該元素の含有量（質量％）を意味する。 - 更に、質量％で、
Ｂ：０．０００１～０．００２％、
Ｎｂ：０．０１～０．６％、
Ｎｉ：０．０５～２．０％、
Ｃｕ：０．０５～２．０％、
Ｓｎ：０．００２～０．５％、
Ｖ：０．００１～２．０％、
Ｃｏ：０．０５～２．５％、
Ｔａ：０．０１～０．２％
Ｗ：０．０１～２．５％、
Ｇａ：０．０００４～０．０５％、
の１種もしくは２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の高純度フェライト系ステンレス鋼。 - 請求項１又は請求項２に記載の化学成分を有し、請求項１に記載の式（１）～（３）を満足するとともに、ＣａＯを含有する最大径５μｍ以上の酸化物系介在物の内、前記酸化物系介在物の表面にＴｉＮが存在する割合が８５％以上であることを特徴とする高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片。
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