JPH11246944A - 隆起のないフェライトクロム合金化スチール - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 熱加工されたシートを冷間圧下前に焼きなま
しする必要なしに良好な隆起特性を有する、優れた深絞
り成形性及び延伸性のフェライトクロム合金化ステンレ
ススチールを提供する。 【解決手段】 全て重量％で、Ｃ ≦０．０８％；Ｃｒ
≧８％；Ａｌ ＜０．０３％；Ｍｎ ≦１．５０％；Ｎ
≦０．０５％；Ｓｉ ≦０．５％；Ｎｉ ＜２．０％；残
部はＦｅ及び残留元素；を含有するクロム合金フェライ
トスチールであって、該スチールはチタンで脱酸され、
且つ５０％を越える等軸粒子鋳放し構造を有することを
特徴とするクロム合金フェライトスチール。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は鋳放し微細等軸粒子
構造（as-cast fine equiaxed grain structure）を有
する溶融物から成形されたフェライトクロム合金化スチ
ールに関する。詳しくは、本発明は、鋳放し等軸粒子を
形成するために必要な核を与えるために、充分なチタン
及び窒素を含有するが、小さい酸化チタン介在物（incl
usion）を形成させるためにアルミニウムの量が制限さ
れた溶融物から形成されたフェライトクロム合金化スチ
ールに関するものである。この等軸鋳造粒子構造を有す
るスチールから製造された熱加工スシートは、たとえホ
ットバンド焼きなまし又は中間焼きなましをしなくと
も、優れた無隆起特性及び引張り成形性を有する、冷間
圧下され再結晶焼きなましされたシートの製造に特に適
している。

【０００２】

【従来の技術】「隆起」（ridging）、「ローピング」
（roping）又は「リブ化」（ribbing）として知られて
いる現象を最小にするために、高い塑性歪割合を有する
と共に、高い成形性のフェライトステンレススチールが
望まれている。オ−ステンステンレススチールと異な
り、部品に冷間成形された後に、冷間圧下され再結晶焼
きなましされたフェライトステンレススチールシートの
表面に少なからず隆起が現れる。この隆起は、シートの
ロール方向と平行に延びた隆起、溝又は波に形成により
特徴づけられる。この欠点はシートの表面外観に不利益
であるのみならず、劣った引張り成形性となる。

【０００３】フェライトクロム合金化スチール、特に準
平衡フェライトクロムスチール、例えばステンレススチ
ールタイプ４０９及び４３９は５０〜２００ｍｍの厚さ
のスラブに連続的に鋳造するか、２〜１０ｍｍの厚さの
ストリップ鋳造物に鋳造すかに関係なく、典型的には鋳
放しされた大円柱状粒子を有している。これらの大円柱
状粒子は、種々の製造用途に使用される、最終冷間圧延
され焼きなましされたシートに非常に望ましくない隆起
特性を導くキューブ−オン−フェイスに近い結晶学的組
織を有する。この隆起から生ずる表面外観は、露出成形
部品、例えばカスケット、自動車リム、排気管及びエン
ドコーン、型打ちマフラー、オイルフィルターなどには
非常に欠点である。隆起は、成形後にシートに粗く平ら
でない表面外観を生じさせ、そして冷間圧延及び焼きな
まし後に存在する大きな不均一又は“バンド化”（band
ed）粒子構造に寄与し、鋳放しスチール中に円柱状粒子
構造の初期の発生を起こさせる。

【０００４】隆起の発生を最小にするために、冷間圧下
の前に熱間圧延されたシートを焼きなましすることによ
り付加的な出費を負う。この熱間圧延されたフェライト
ステンレスシートの付加的な焼きなまし工程は、深絞り
性を低下させる低い平均歪割合、即ちＲｍ，により引き
起こされる成形性の低下をもたらす。冷間圧下前に焼き
なましされた熱間圧延シートは最終焼きなまし前にヒー
トバンド焼きなましにより引き起こされるＲｍのロスを
相殺するために少なくとも７０％冷間圧下されなければ
ならない。

【０００５】長年にわたり、フェライトステンレススチ
ールの合金組成の変更により隆起を除くために、上記の
加工上の要求及び出費を除く数多くの試みがなされてき
た。フェライトステンレススチール中の隆起は熱間圧延
中に最初に生ずることは知られている。溶融物の化学組
成、例えばＣ，Ｎ，Ｏ，Ｓ，Ｐの不純物の１種以上をコ
ントロールすることにより鋳造インゴット中に微細な等
軸粒子構造を形成させることにより、及び低い熱間圧延
温度、例えば９５０〜１１００℃を使用して粒子構造を
精錬することにより、隆起を最小にするための試みがあ
った。精錬中の化学組成のコントロールは、第２相、即
ち室温でマルテンサイトになる加温下でオーステナイト
の形成のために、フェライトステンレススチールについ
ての幾つかの改良された隆起特性を生じさせていた。し
かしながら、この第２相の形成は最終製品の引張り伸び
及び溶接性能の浪費であった。熱間圧延中の温度コント
ロールは、高温熱間圧延電力が必要であるから操作上の
困難性を生じさせた。従って、熱間圧延シートの厚さは
大きくなければならない。熱間圧延はついで２つの冷間
圧延の間に第２中間焼きなましを有する少なくとも２つ
の段階で冷間圧延をしなければならない。

【０００６】米国特許第5,769,152号は円柱状粒子が連
続的鋳造ステンレススチールには望ましくないと認めて
いる。この特許は、溶融スチールを鋳造する代わりに、
液相温度以上の０〜１５℃の低い超加熱温度を使用し、
鋳型中で溶融スチールを磁気的撹拌をすることにより、
円柱状粒子が防止され且つ粒子が等軸化されるうること
を提案している。

【０００７】ほかには、１種以上の安定化元素の添加に
よりフェライトステンレススチールの合金組成を変性す
ることによる隆起の除去が試みられた。米国特許第4,46
2,525号は優れた成形性及び改良された表面品質を有す
るフェライトステンレススチールに関するものである。
この特許は２〜３０ppmの量のホウ素及び少なくとも
０．００５％のアルミニウムが伸び及びＲｍを増加さ
せ、並びに隆起特性を減少させることを開示している。
米国特許第4,515,644号は改良された隆起品質を有する
深絞りフェライトステンレススチールに関するものであ
る。この特許はアルミニウム、ホウ素、チタン、ニオ
ブ、ジルコニウム及びバナジウムの添加は全てフェライ
トステンレススチールの伸びを増加させ、Ｒｍを増加さ
せ、抗隆起性を高めることができることを開示してい
る。詳しくは、この特許は抗反隆起特性が改良された少
なくとも０．０１％のアルミニウムを有するフェライト
ステンレススチールを開示している。米国特許第5,662,
864号はＴｉ，Ｃ＋Ｎ及びＮ／Ｃを注意深くコントロー
ルした場合の、良好な隆起特性を有するフェライトステ
ンレススチールの製造に関するものである。この特許
は、溶融物中のＣ＋Ｎ含量に応じてＴｉを添加すること
による炭窒化物の形成により、隆起が改良されうること
を教示している。スチール溶融物はＣ≦０．０１％，Ｍ
ｎ≦１．０％，Ｓｉ≦１．０％，Ｃｒ９〜５０％，Ａｌ
≦０．０７％，０．００６≦Ｃ＋Ｎ≦０．００２５％，
Ｎ／Ｃ≧２，（Ｔｉ-２Ｓ-３Ｏ／（Ｃ＋Ｎ）≦４及びＴ
ｉｘＮ≦３０×１０^４を含有する。米国特許第5,505,79
7号は減少した内面異方性及び優れた粒子構造を有する
フェライトステンレススチールの製造に関するものであ
る。この特許は、スチール溶融物が好ましくは０．００
１０〜０．０８０％のＣ、０．１０〜１．５０％のＭ
ｎ、０．１０〜０．８０％のＳｉ、１４〜１９％のＣｒ
及び０．０１０〜０．２０％のＡｌ、０．０５０〜０．
３０％のＮｂ、０．０５０〜０．３０％のＴｉ及び０．
０５０〜０．３０％のＺｒの２種以上を含有する場合に
良好な隆起特性が得られることを教示している。スチー
ルはスラブに鋳造され、４ｍｍの厚さのシートに熱間圧
延され、熱間ストリップ焼きなましされ、酸洗いされ、
冷間圧延され、そして仕上げ焼きなましされる。スラブ
は１２００℃に加熱され、９７０〜１１５０℃の温度で
少なくとも１回の粗い熱間圧延に付された。ホットミル
ロールと熱間圧延されたスチールとの間の摩擦は０．３
以下であり、圧延圧下割合は４０〜７５％であり、熱間
圧延仕上げ温度は６００〜９５０℃であった。熱間圧延
されたスチールは８５０℃の温度で４時間焼きなましさ
れ、８２．５％冷間圧下され、８６０℃の温度で６０秒
間仕上げ焼きなましされた。

【０００８】チタンで安定化されたステンレススチール
について、液相線温度、即ち超平衡（hyper-equilibriu
m）で、チタン化合物の溶解生成物が飽和レベルを越え
たとき、チタン化合物は安定であり、ＴｉＮは金属の凝
固前に沈殿するであろう。これらの超平衡スラブから製
造されスチールシートは改良された隆起特性及び成形性
を示す。しかしながら、凝固の際ＴｉＮは大きなクラス
ターに合体し,鋳造スラブの表面に浮遊した。これらの
非金属ＴｉＮクラスターは熱圧延中にＴｉ条痕として知
られている許容し得ない開表面欠陥を形成した。これら
の大きな非金属クラスターはスラブの熱加工の前に研磨
のような高価な表面調整によりスラブから除去しなけら
ばならない。米国特許第4,964,926号は、準平衡チタン
安定化フェライトステンレススチールを形成することに
よって鋳造中に非金属チタン酸化物及びチタン窒化物の
形成及び沈殿を除去することにより、改良された表面品
質を有する溶接可能な二重安定化フェライトステンレス
スチールに関するものである。この特許は、ローピング
特性がフェライトステンレススチールにニオブ単独又は
ニオブ及び銅を添加することにより改良されることは公
知であったと開示している。しかしながら、ニオブ単独
の添加は溶接クラックを引き起こした。米国特許第4,96
4,926号は二重安定化フェライトステンレススチールの
形成のためにチタン安定剤の一部をニオブで置き換える
ことを開示している。ニオブ安定化スチールに少なくと
も０．０５％のチタンを添加すると溶接クラックが除去
される。

【０００９】従来の技工による隆起の最小化は、熱間圧
延されたフェライトステンレススチールを冷間圧下前に
焼きなましすることによりコスト及び成形性を犠牲にし
てしまった。この付加的な焼きなまし工程は平均Ｒｍを
低下させることにより成形性を低下させる。また、この
予備焼きなましされた熱間圧延スチールは、冷間圧下前
に焼きなましされない熱間圧延スチールについてのＲｍ
と類似の最終焼きなまし後のＲｍを得るためには、少な
くとも７０％冷間圧下されねばならない。この大きなパ
ーセンテージの冷間圧下は一般に中間焼きなまし工程を
必要とする。他の見かけ上無期限の努力により明白であ
るように、本質的に隆起のない且つ優れた深絞り成形
性、例えば高いＲｍを有し、高い引っ張り伸び及び均一
な焼きなまし粒子構造を有する焼きなましされたフェラ
イトクロム合金化スチールについての長く感じられる必
要性が残されている。冷間圧下前に焼きなましされる熱
加工されたシートを必要としない良好な隆起特性を有す
る優れた深絞り成形性のあるフェライトステンレススチ
ールについてのさらなる必要性がある。スラブの熱加工
前に連続的に鋳造されたスラブの表面の表面調整を必要
とせずに、表面欠陥、即ちチタン窒化物スケール及びチ
タン酸化物条痕を有しない熱加工シートから形成された
良好な隆起特性を有する優れた深絞り成形性のある準平
衡フェライトステンレススチールについてのさらなる必
要性がある。、

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明の主たる目的
は、熱加工されたシートを冷間圧下前に焼きなましする
必要なしに良好な隆起特性を有する、優れた深絞り成形
性及び延伸性のフェライトクロム合金化ステンレススチ
ールを提供することにある。本発明の他の目的は、冷間
圧下段階間での焼きなましを伴う複数の冷間圧下の必要
なしに良好な隆起特性を有する、優れた深絞り成形性及
び延伸性のフェライトクロム合金化ステンレススチール
を提供することにある。本発明の他の目的は、スチール
スラブの熱加工前に表面調整を必要としない連続的鋳造
スラブからフェライトクロム合金化スチールシートを形
成することにある。本発明の他の目的は、スチールスラ
ブの熱加工前に表面調整を必要としない連続的鋳造スラ
ブから形成された、良好な隆起特性、改良された粒子構
造及び高い引っ張り伸び特性を有する、優れた深絞り成
形性及び延伸性のフェライトクロム合金化ステンレスス
チールを提供することにある。付加的な目的は、改良さ
れた溶接性、耐食性及び高温サイクル酸化抵抗性を有す
る、良好な隆起特性の優れた深絞り成形性及び延伸性の
フェライトクロム合金化ステンレススチールを提供する
ことにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明は、フェライトク
ロム合金化スチール、及び５０％を超える等軸粒子を有
する鋳放し構造を有するスチールの製造に関する。この
鋳放しスチールは、チタンで脱酸され、全て重量％で、
０．０８％ までのＣ；少なくとも８％のＣｒ；０．０
３％未満のＡｌ；１．５０％までのＭｎ；０．０５％以
下のＮ；１．５％以下のＳｉ；２．０％未満のＮｉ；全
て重量％である；残部はＦｅ及び残留元素；を含有す
る。鋳放しスチールは連続シートに熱加工される。シー
トは脱スケールされ、最終厚さに冷間圧下され、ついで
再結晶焼きなましされうる。最終焼きなましされたシー
ト中の隆起の除去のために、冷間圧下前の熱加工シート
の焼きなまし又は複数の冷間圧下段階間のシートの焼き
なましは必要でない。

【００１２】本発明の他の特徴は、Ｔｉが０．１０％以
上であり、Ａｌが０．０２％未満であることである。本
発明の他の特徴は、（Ｔｉ＋Ｎ）／Ａｌの割合が少なく
とも０．１４であることである。本発明の他の特徴は、
（Ｔｉ／４８）／［（Ｃ／１２）＋（Ｎ／１４）＞１．
５の関係を満足させ、準平衡量で存在するＴｉ及びＮに
ついてである。本発明の他の特徴は、１．４以上のＲｍ
を有し冷間圧下前に焼きなましされない熱加工されたシ
ートから製造された、冷間圧下及び焼きなましされたシ
ートにある。本発明の他の特徴は、３ｍｍ以下の鋳放し
等軸粒子にある。

【００１３】本発明の利点としては、製造コストが少な
く、冷間圧下前に焼きなましされる熱加工されたシート
を必要とせず、複数の冷間圧下段階間でのシートの焼き
なましを必要とせず、改良された表面品質を有し、改良
された溶接性を有し、良好な湿気耐食性を有し、且つ良
好な高温サイクル酸化抵抗性を有する、優れた隆起特性
を持った高成形性フェライトクロム合金化スチールを包
含する。他の利点は、熱加工されたシート中に圧延方向
と平行に延びる開放表面欠陥、例えば鋳造中にスラブ表
面近くに形成された非金属チタン酸化物又はチタン窒化
物クスラスタータイプの沈殿物から造られる熱間圧延ス
ケール及び条痕の形成を防止するために、熱加工前に表
面調整、例えば研磨を必要としないスラブを鋳造するこ
とができることである。本発明の他の利点は、焼きなま
し後に非常に均一な粒子構造を有する優れた隆起特性を
持った高成形性フェライトクロム合金化スチールシート
を包含する。本発明の上記及び他の目的、特徴及び利点
は、詳細な説明及び添付図面を考慮すれば明らかとなろ
う。

【００１４】

【発明の実施の形態】本発明は微細な等軸粒子の鋳放し
構造を有するスチールから製造される高成形性のフェラ
イトクロム合金化スチールシートに関する。このスチー
ルは、充分なチタン及び窒素を含有するが、該スチール
から製造された焼きなましクロム合金化シートが高めら
れた隆起特性を有するように、鋳放し等軸構造を形成す
るために必要な核を与えるために小さい酸化チタン介在
物を形成させるためのコントロールされた量のアルミニ
ウムを含有する溶融物から鋳造される。大きなアルミナ
介在物クラスターよりむしろ小さい酸化チタン介在物に
富んだクロム合金化鉄溶融物の形成により、５０％を越
える等軸微細粒子（％ＥＱ）を有する鋳放し粒子構造を
形成させることができる。鋳放しスチール中に大きな円
柱状粒子の形成を避けることにより、例えばスチールか
ら形成された熱加工シートが冷間圧下前に焼きなましさ
れないときでも、スチールから製造される冷間圧延さ
れ、再結晶焼きなましされたシート中の隆起は最小にさ
れる。

【００１５】フェライトクロム合金化スチールとは、少
なくとも８％のクロムにより合金化されたスチールを包
含することを意味する。本発明のフェライトクロム合金
化スチールは熱加工シート、冷間圧下シート、金属被覆
シート及び塗装シートに特に適している。これらのフェ
ライトクロム合金化スチールは、１０〜２５％のＣｒを
含有するＡＩＳＩタイプ４００シリーズ、特に１１〜１
３％のＣｒを含有する４０９タイプステンレススチール
に特に適している。本発明において、「シート」とは、
連続スクラップ又は連続ストリップから形成される切断
長尺物を包含することを意味する。

【００１６】鉄溶融物はアーク炉（ＥＡＦ）のような溶
融炉中で用意される。この鉄溶融物は、固体鉄含有スク
ラップ、炭素鋼スクラップ、ステンレススチールスクラ
ップ、酸化鉄を含有する固形鉄含有物質、炭化鉄、直接
還元鉄、ホットブリケットから溶融炉中で形成される
か、あるいは噴射炉又は溶融物を与えることができる他
の鉄溶融ユニット中で溶融炉の上流物を製造することが
できる。ついで、鉄溶融物は溶融炉で精錬されるか、精
錬容器、例えばアルゴン―酸素―脱炭容器（ＡＯＤ）、
又は真空―酸素―脱炭容器（ＶＯＤ）へ、ついで梯子式
金属炉のようなトリムステーション又はワイヤーフィー
ドステーションへ移送される。

【００１７】本発明の重要な特徴は、溶融物の最終炭素
分析値への精錬後、及び最終仕様に合致させるための合
金のトリム中又は後に、鋳造前の脱酸のためにチタンを
溶融物に添加することである。溶融物をチタンで脱酸す
ることは、鋳放し等軸微細粒子構造を形成させるために
必要な核を形成させるための小さな酸化チタン介在物を
形成させるために必要である。鋳放し等軸微細粒子構造
を形成させるために必要な充分な数の核を与えるために
は、溶融物は少なくとも０．１０％のチタンを含有する
ことが好ましい。アルミニウムは、アルミナ介在物、即
ち酸化アルミニウム, Al₂O₃の形成を最小にするための
脱酸剤としてこの精錬された溶融物に添加しないことが
好ましい。本発明の等しく重要な特徴は、小さな酸化チ
タン介在物が鋳放し等軸微細粒子を形成させるために必
要な核を与えるために形成されるように、充分なチタン
及び窒素が鋳造前に溶融物に存在することである。残留
アルミニウムで割ったチタンと窒素の生成物の割合（Ｔ
ＮＡ）が少なくとも０．１４であることが好ましい。こ
の割合を少なくとも０．１４にコントロールすることに
より、鋳放し微細等軸粒子の形成に必要な小さな核サイ
トを保証する窒化チタンで被覆された小さい酸化チタン
介在物が形成されるものと思われる。スチールが安定化
されたならば、脱酸に必要な充分な量のチタンを超え
て、即ち好ましくは０．１０％以上が溶融物中の炭素及
び窒素の結合のために添加されるが、窒素との飽和に要
求される量未満、即ち準平衡が好ましく、それにより固
化の前に大きな酸化チタン介在物の沈殿が避けられる。
代わりに、１種以上の安定化剤、例えばニオブ、ジルコ
ニウム、タンタル及びバナジウムを溶融物に添加するこ
とができる。従って、本発明のスチールは、鋳放し微細
等軸粒子の形成に必要な核を与えるために、スチールが
溶融物中の支配的な介在物、即ち酸素チタン介在物＞＞
Ａｌ_２Ｏ_３である小さな酸化チタン介在物を用いたチタ
ンにより本質的に脱酸されるように、溶融物中に少なく
とも０．１０％のＴｉを含有することが好ましく、少な
くとも０．００５％のＮ及び０．０２％のＡｌを含有す
るすることが好ましい。

【００１８】チタンよりはむしろアルミニウムで脱酸さ
れたフェライトクロム合金化スチールは溶融物中に小さ
な介在物を有することができる。しかしながら、本発明
のチタン脱酸フェライトクロムスチールと比べて従来の
アルミニウム脱酸フェライトクロムスチールとの大きな
差異は、本発明のスチール溶融物の介在物の殆どがアル
ミナベースであるというよりはむしろ酸化チタンベース
であるということである。本発明者らは、本発明のスチ
ールの介在物の少なくとも５０％が１μｍ以下のサイズ
を有し、且つこれらの介在物の少なくとも９０％が１．
５μｍ以下のサイズを有していると決定した。酸化チタ
ンの形態、即ちＴｉＯ，ＴｉＯ_２，Ｔｉ_２Ｏ_３，Ｔｉ_３
Ｏ_５，が存在することについては明らかでないが、存在
する主たる介在物はＴｉＯであると思われる。

【００１９】溶融容器又は精錬容器中で精錬され、そし
てクロムで合金化された後、クロム合金化鉄スチール溶
融物はチタンで脱酸されて、全て重量％で、０．０８％
までのＣ；少なくとも８％のＣｒ ；１．５０％までの
Ｍｎ；０．０３％未満のＡｌ；０．０５％以下のＮ；
１．５％以下のＳｉ；２．０％未満のＮｉ；残部はＦｅ
及び残留元素；を含有する。残留アルミニウムで割った
チタンと窒素の重量％の生成物の割合は少なくとも０．
１４であることが好ましい。クロム合金化スチール溶融
物は連続的に、シート、１４０ｍｍ以下のスラブ、２０
０ｍｍ以下のスラブに鋳造されるか、又は５０％を超え
る微細な等軸粒子が形成された鋳放し粒子構造を有する
インゴットに鋳造されうる。より好ましくは、スチール
溶融物は、少なくとも０．１６、最も好ましくは少なく
とも０．２３の残留アルミニウムで割ったチタンと窒素
の重量％の生成物の割合を有し、少なくとも８０％の微
細な等軸粒子、本質的には全てがそれぞれ微細な等軸粒
子である鋳放し構造を形成する鋳造物を有する。

【００２０】本発明者らは、鋳放し等軸粒子を得るため
に必要な残留アルミニウムで割ったチタンと窒素の生成
物の割合はスチールのクロム含有量に関係するものであ
ると決定した。８％程度の少ないクロムを含有するステ
ンレススチールについては、５０％を超える鋳放し等軸
粒子を達成するための残留アルミニウムで割ったチタン
と窒素の生成物の割合は０．１４未満であることができ
るものと思われる。約１１％のクロムを含有するＴ４０
９ステンレススチールについては、５０％を超える鋳放
し等軸粒子を達成するための残留アルミニウムで割った
チタンと窒素の生成物の割合は少なくとも０．１４であ
り、１００％の鋳放し等軸粒子を達成するためには０．
２３より大である。少なくとも１６％の高クロム含有Ｔ
４３０ステンレススチール及び少なくとも１７％の高ク
ロム含有Ｔ４３９ステンレススチールについては、５０
％を超える鋳放し等軸粒子を達成するための残留アルミ
ニウムで割ったチタンと窒素の生成物の割合は少なくと
も０．２０より大であり、１００％の鋳放し等軸粒子を
達成するためには０．３０より大であったことを表３及
び４が実証している。

【００２１】鋳造されたスチールは熱加工して、シート
にされる。「熱加工」とは、鋳放しスチールが必要なら
ば再加熱され、ついで例えば熱間圧延により予め決めら
れた厚さに圧下されることであると理解される。熱間圧
延の場合は、スチールスラブは１０５０〜１３００℃に
再加熱され、少なくとも８００℃の仕上げ温度を用いて
熱間圧延され、５８０℃以下の温度でコイルされる。熱
間圧延されたシートは、例えば「ホットバンド」は、脱
スケールされ、少なくとも４０％、好ましくは少なくと
も５０％冷間圧下され、所望の最終シート厚さにするこ
とができる。その後、冷間圧下されたシートは８００〜
１０００℃のピーク金属温度で、少なくとも１秒間再結
晶焼きなましされる。本発明の有意な利点は、熱加工さ
れたシートがこの冷間圧下前に焼きなましされる必要の
ないことである。本発明の他の利点は、熱加工されたシ
ートは一回の冷間圧下で与えられ、複数の冷間圧下間に
中間の焼きなましは不必要であることである。冷間圧下
に続く再結晶焼きなましは連続的焼きなまし又はボック
ス焼きなましであることができる。本発明の他の利点
は、優れた隆起特性を有するクロム合金化焼きなましス
チールシートが４０％程度の少ない冷間圧下により非常
に均一微細な粒子を有することである。

【００２２】本発明のフェライトクロム合金化スチール
は、数々の方法により造られた熱加工シートから製造す
ることができる。このシートは、１０５０〜１３００℃
に再加熱され、ついでインゴットから形成されたスラブ
又は１〜６ｍｍ厚さの出発熱加工シートを与えるように
熱間圧延される５０〜２００ｍｍ厚さの連続鋳造スラブ
から製造することができ、あるいは２〜１０ｍｍ厚さに
連続的に鋳造されたストリップから熱加工することがで
きる。また、本発明は連続鋳造スラブ又はインゴットか
ら製造されたスラブを有意な再加熱し又はせず、熱間圧
延ミルへ直接供給される方法により製造されたシート
に、あるいはさらに再加熱し又はせず、シートに熱間圧
延されるのに充分な温度のスラブに熱間圧下されたイン
ゴットに適用しうる。

【００２３】本発明の重要な特徴は、鋳造する前に溶融
物の脱酸のためにチタンを使用すことである。溶融物中
の支配的な介在物が鋳放し等軸粒子を核化するための小
さな酸化チタン介在物であることを保証するための脱酸
のためにチタンが使用される。溶融物中のチタンの量
は、少なくとも０．１０％であり、準平衡量存在するこ
とが好ましい。この溶融物中のチタンの量は、より好ま
しくは、０．１５％以上であり、（Ｔｉ／４８）／
［（Ｃ／１２）＋（Ｎ／１４）］＞１．５の関係を満足
させることがより好ましい。「準平衡」とは、チタンの
量が形成されたチタン化合物溶解生成物がスチール液相
温度で飽和レベル以下であり、それにより溶融物中に過
剰なＴｉＮの沈殿が避けられるようにコントロールされ
ることを意味する。過剰なＴｉＮ介在物が形成された
ら、ＴｉＮ沈殿物は連続鋳造中にスラブ表面を凝固する
ために浮遊している低密度の大きなクラスターに成長す
る。これらの非金属ＴｉＮクラスターはスラブの熱加工
中に開口表面欠陥を形成する。過剰な沈殿を避けるため
に溶融物中に許容されるチタンの量は窒素の量に逆比例
する。「準平衡」のためのチタンの最高量は米国特許第
4,964,926号の図４に一般的に示されている。溶融スチ
ール合金のクロム及び窒素含有量に基づいて、チタンの
量は米国特許第4,964,926号の図４のカーブに示された
量以下にコントロールされなければならない。約１２％
のクロム及び０．０１０％の窒素を含有するＴ４０９ス
テンレススチールは０．２６％までのチタンを含有する
ことができる。約１５％のクロム及び０．０１０％の窒
素を含有するステンレススチールは０．３０％までのチ
タンを含有することができる。約１８％のクロム及び
０．０１０％の窒素を含有するＴ４３９ステンレススチ
ールは０．３５％までのチタンを含有することができ
る。過剰な窒素は、ＡＯＤ中でフェライトステンレスス
チール溶融物を精錬するこれらの製造業者には問題な
い。実質的に０．０１０％未満の窒素はＡＯＤ中でステ
ンレススチールを精錬し、それにより許され且つなお準
平衡であるチタンの量が減少する場合に得ることができ
る。

【００２４】鋳放し等軸フェライト粒子の形成に必要な
核化サイトを与えるために、溶融物の鋳造前に酸化チタ
ン介在物が形成されるのに、溶融物へのチタン添加後の
充分な時間が経過しなければならない。チタンの添加後
すぐに溶融物が鋳造されるならば、鋳造物の鋳放し構造
は大きな円柱状粒子であろう。溶融物にチタンを添加し
た後５分未満で実験室で鋳造されたインゴットは、たと
え残留アルミニウムで割ったチタンと窒素の生成物の割
合が少なくとも０．１４であっても、大きな鋳放し円柱
状構造を有していた。

【００２５】本発明の重要な特徴は、残留アルミニウム
で割ったチタンと窒素の生成物の割合が鋳放し等軸粒子
の形成のために必要な核化サイトを保証する酸化チタン
介在物の形成に充分であるように、充分なチタン及び窒
素が鋳造前にスチール中に存在することである。溶融物
中に存在する窒素の量は０．０５％以下、好ましくは
０．００５〜０．０３０％．より好ましくは０．００７
〜０．０１５％であるべきである。窒化チタンで覆われ
た酸化チタン介在物は鋳放し微細等軸粒子構造の形成に
必要な核化サイトを与える責任があるものと思われる。
溶融物中のチタン及び窒素の量を注意深くコントロール
することにより、微細な鋳放し等軸粒子構造のために責
任がある必要な核化サイトを与えるならば、１μｍ未満
のサイズを有する充分に小さな酸化チタンを形成するも
のと思われる。

【００２６】スチール合金組成は、熱加工されたシート
中の過剰なＴｉＮ沈殿及びＴｉ条痕を除去するために、
窒素及びチタンの準平衡量に関してコントロールするこ
とができる。ＥＡＦ中で溶融した後の窒素濃度は０．０
５％程度であることができるが、溶解された窒素の量は
ＡＯＤ中でのアルゴンガス精錬中に０．０２％未満、必
要ならば、０．０１％未満に減少させることができる。
過剰なＴｉＮの沈殿は与えられた窒素含量について溶融
物に添加されるチタンの準平衡量を減少させることによ
り避けることができる。代わりに、溶融物中の窒素の量
は、溶融物に含まれるチタンの予期される量についてＡ
ＯＤ中で減少させることができる。１１〜１３％のクロ
ム及び０．０１２％以下の窒素を含有する準平衡Ｔ４０
９ステンレススチールについては、スチール溶融物はそ
の凝固前に過剰のＴｉＮ沈殿を避けるために０．２５％
未満のチタンを含有するであろう。１６〜１８％のクロ
ム及び０．０１２％以下の窒素を含有する準平衡Ｔ４３
０及びＴ４３９ステンレススチールについては、スチー
ル溶融物はその凝固前に過剰のＴｉＮ沈殿を避けるため
に０．３５％未満のチタンを含有するであろう。

【００２７】本発明の等しく重要な特徴は、全残留アル
ミニウムがチタン及び窒素の量に関連してコントロール
又は最小にされるということである。チタン及び窒素の
最小量はアルミニウムに関連して溶融物中に存在しなけ
ればならない。本発明者らはアルミニウムが少量、即ち
０．０１％以下であっても、チタン及び特に窒素の量が
低すぎなければ、予め必要な等軸鋳放し粒子を造らない
であろうと決定した。チタニア介在物の小さな沈殿の当
初の量は、アルミナが存在しなくとも、鋳放し等軸粒子
構造の形成のために必要な核化サイトを形成させるため
に溶融物に明らかに必要である。タイプ４０９ステンレ
ススチールについて１００％近い等軸鋳放し粒子を保証
するために、残留アルミニウムで割ったチタンと窒素の
生成物の割合は少なくとも約０．１４、好ましくは少な
くとも０．２３であると、本発明者らは決定した。溶融
物中に必要なチタン及び窒素の量を最小にするために
は、アルミニウムの量は好ましくは０．０２０％未満、
より好ましくは０．０１３％以下、最も好ましくは０．
０１０％以下に減少される。鋳造直前に脱酸ために精錬
又は鋳造中にアルミニウムが目的どおりに溶融物で合金
化されないならば、特に１４％未満のクロムを含有する
ステンレススチールについては、全チタンは０．０１０
％未満にコントロール又は減少させることができる。１
００％近い等軸鋳放し粒子を達成するために、割合（Ｔ
ｉ×Ｎ）／Ａｌ＞０．４０であることが必要である、高
クロム、即ち１５％以上のクロム含有ステンレススチー
ルについては、０．０１％を超える窒素を溶融物に加え
る必要がある。アルミニウムは他の元素、例えばチタン
の合金添加中に存在する不純物として溶融物にうかつに
加えないことが好ましい。アルミニウムの不純物を含有
するチタン合金添加の使用は避けるべきである。チタン
合金は、０．０７％程度の全アルミニウムが溶融物に分
配されるように２０％程度のアルミニウムを含有するこ
とができる。精錬及び鋳造粒子を注意深くコントロール
することにより、０．０２０％未満のアルミニウムを含
有する溶融物を得ることができる。

【００２８】理論に拘束されないが、特に１４％未満の
クロムを含有するステンレススチールについての全アル
ミニウムは、チタンが主な脱酸体であるように溶融物中
のＡｌ_２Ｏ_３介在物の形成を最小にするために、０．０
３％未満、好ましくは０．０２％未満、より好ましくは
０．０１３％未満、最も好ましくは０．０１％未満にコ
ントロールされるべきであると思われる。薄いスラブ又
は連続シートに連続的に鋳造されたスチールは固有的に
は鋳放し微細等軸粒子構造を有していない。本発明にお
いてアルミニウムを注意深くコントロールすることによ
り、Ａｌ_２Ｏ_３介在物の形成を最小にすることができる
ものと思われる。溶融物中に含まれるＡｌ_２Ｏ_３介在物
は大きなクラスター中に合体する傾向がある。アルミナ
介在物の形成を最小にすることにより、５μｍ未満、好
ましくは１．５μｍ以下、より好ましくは１μｍ以下の
サイズの酸化チタンを有する小さな介在物が溶融物中の
支配的な非金属介在物になると思われる。これらの小さ
な酸化チタン介在物は凝固中に鋳放し微細等軸粒子構造
の形成を許す核化サイトを与えるためであると思われ
る。従って、チタンは溶融物中の支配的な介在物を保証
するために脱酸のために使用され、凝固した鋳造スチー
ルはアルミナ介在物よりはむしろ小さな酸化チタンであ
る、即ち酸化チタン介在物の数＞＞アルミナ介在物の数
である。

【００２９】従来のアルミニウム脱酸スチールは連続鋳
造中にノズルを妨害する傾向がある。鋳造ノズルが詰ま
るこの傾向を最小にするための鋳造溶融物中のＡｌ_２Ｏ
_３介在物の流動性の増加のために、一般に、カルシウム
が高アルミニウムスチールに加えられる必要があった。
しかしながら、一般に、カルシウムはアルミニウ鋳放し
微細等軸粒子の形成に逆の影響を与える。従って、カル
シウムは０．００２０％以下に制限されねばならない。
本発明の重要な利点は、アルミニウムが０．０１６％以
下で維持されているとき、非常に少ないＡｌ_２Ｏ_３介在
物が溶融物中に存在するから、カルシウムの低アルミニ
ウム溶融物への添加の必要性を不要にすることである。
溶融物中に含まれる多くのＡｌ_２Ｏ_３介在物は連続鋳造
中にノズルの妨害を引き起こしうるアルミナのクラスタ
ー中へ素早く合体されうる。

【００３０】炭素は０．０８％まで、好ましくは０．０
２％以下、より好ましくは０．００１０〜０．０１％の
量でスチール中に存在する。炭素が０．０８％を超える
と、成形性、腐食及び溶接性が悪くなる。従って、炭素
はできるだけ少ない量に減少すべきである。

【００３１】炭素及び窒素を安定化するための元素を
１．０％まで、好ましくは、０．６％まで、より好まし
くは０．３％までの量で本発明のスチールに存在させる
ことができる。安定化されたスチールを所望ならば、ス
テンレススチールの伸び及び強靭性を増加させるために
結晶性粒子サイズを造り、それによって焼きなまし後の
深絞りのような成形性を高めるために有効な安定な炭素
−窒化化合物を形成のために、充分な安定化元素を存在
させるべきである。安定化元素が１．０％を超えると、
スチールの製造コストが性質に対応する利益もなく、増
加する。安定化のためのチタンの使用に加えて、他の適
当な安定化元素としてはニオブ、ジルコニウム、タンタ
ル、バナジウム又はそれらの混合物があり、チタンと共
に使用するのが好ましい。チタンと共に、第２の安定化
元素、例えばニオブが使用されるならば、深絞り成形性
が要求される場合は第２の安定化元素は０．３％以下に
制限されるべきである。０．３％を超えるＮｂは成形性
に悪影響を与える。

【００３２】クロムは８％以上、好ましくは１０％以上
の量で本発明のスチール中に存在する。クロムが８％未
満であると、スチールの湿気腐食抵抗性、例えば自動車
の排気部品に悪影響を与える。クロムが２５％を超える
と、スチールの成形性が悪くなる。

【００３３】幾つかの用途については、ホウ素を５ｐｐ
ｍ以上、より好ましくは２０ｐｐｍ以上、最も好ましく
は４０〜６０ｐｐｍの量でスチールに加えることが望ま
しい。少なくとも５ｐｐｍのホウ素を含有することによ
り、スチールの第２次作業脆化に対する抵抗性が改良さ
れるので、スチールシートは深絞り成形の適用中及び複
数工程成形の適用中に裂けることがないであろう。ホウ
素が２００ｐｐｍを超えると、スチールの成形性が悪く
なる。

【００３４】酸素は１００ｐｐｍ以下の量で本発明のス
チールに存在させることが好ましい。スチール溶融物が
ＡＯＤ精錬容器及びＬＭＦ合金化容器中で連続的に製造
される場合は、溶融物中の酸素は１０〜６０ｐｐｍの範
囲内のであり、それにより微細な鋳放し等軸粒子構造に
対して責任のある核化サイトを形成するために必要な、
小さな酸化チタン介在物を含有する非常にきれいなスチ
ールを与えるであろう。

【００３５】珪素は一般に、１．５％以下、好ましくは
０．５％以下の量で本発明のスチールに存在する。フェ
ライト相の形成の促進のために、一般に、少量の珪素が
フェライトステンレススチールに存在する。また、珪素
は高温腐食抵抗性を高め、高温強度、例えば自動車の排
気部品を与える。従って、珪素は少なくとも０．１０％
の量で溶融物中に存在させるべきである。スチールか硬
くなり過ぎ且つ伸びに悪影響を与えるので、珪素は１．
５％を超えるべきでない。

【００３６】マンガンは１．５％まで、好ましくは０．
５％未満の量で本発明のスチールに存在する。マンガン
は熱加工中でのシートの裂けを防ぐために、硫黄と組み
合わせることにより硫化マンガンとして熱加工性を改良
する。従って、少なくとも０．１％の量のマンガンが望
ましい。しかしながら、マンガンはオーステナイト形成
剤であり、フェライト相の安定性に影響を与える。マン
ガンの量が１．５％を超えると、スチールの安定性及び
成形性に悪影響を与える。

【００３７】硫黄は０．０１５％以下、より好ましくは
０．０１０％未満、最も好ましくは０．００５％未満の
量で本発明のスチールに存在する。熱間圧延中に問題が
起こることに加えて、硫黄は、特に低量のクロムを含有
するスチールでは、湿気腐食抵抗性に悪影響を与える。
従って、硫黄は０．０１５％を超えないことが好まし
い。

【００３８】マンガンのように、ニッケルはオーステナ
イトイ形成剤であり、フェライト相の安定性に影響を与
える。従って、ニッケルは２．０％以下、好ましくは
１．０％未満に制限される。本発明のフェライトクロム
合金化スチールは、他の元素、例えば銅、モリブデン、
燐、及び意図的に添加物したもの又は残留成分、例えば
スチール製造プロセスからの不純物として存在するもの
を包含することもできる。

【００３９】

【実施例】

例１ 比較のクロム合金化鉄溶融物２５ｋｇを実験用真空容器
中に用意した。最終トリム合金用元素を容器に添加した
後、溶融物をチタンで脱酸した。クロムで合金化された
スチール溶融物の組成は、Ａｌ０．００６％；Ｔｉ０．
１５％；Ｃ０．００７％；Ｍｎ０．２６％；Ｓｉ０．３
６％；Ｃｒ１１．２％；Ｎｉ０．１８％；Ｎ０．００５
％であった。アルミニウムで割ったチタンと窒素の生成
物の割合は０．０１２５であった。チタンの添加約２３
分後に、溶融物を７５ｍｍの厚さ及び１５０ｍｍの幅を
有するインゴットに鋳造した。ステンレススチールイン
ゴットからカットされた図１に示した断面断片の鋳放し
粒子構造は、完全に円柱状で、３ｍｍの平均カラムサイ
ズを有する粒子構造を有していた。低アルミニウム単
独、即ち０．０１％以下を有することが主として等軸粒
子の鋳放し構造の形成のためには充分でないことを、こ
のスチールは実証している。（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌ＜０．
１４の割合を有するこのスチールは等軸粒子を含有しな
い鋳放しスチール粒子構造であることを説明している。

【００４０】例２ 本発明のクロム合金化鉄溶融物２５ｋｇを例１に記載し
たのと同じ実験用真空容器中に用意した。最終トリム合
金用元素を容器に添加した後、溶融物をチタンで脱酸し
た。クロムで合金化されたスチール溶融物の組成は、Ａ
ｌ０．００７％；Ｔｉ０．２８％；Ｃ０．００８％；Ｍ
ｎ０．２５％；Ｓｉ０．３６％；Ｃｒ１１．１％；Ｎｉ
０．１８％；Ｎ０．００４％であった。アルミニウムで
割ったチタンと窒素の生成物の割合は０．０１６であっ
た。チタンの添加１７分後に、溶融物を７５ｍｍの厚さ
及び１５０ｍｍの幅を有するインゴットに鋳造した。ス
テンレススチールインゴットからカットされた断面断片
の鋳放し粒子構造は、図２に示したように約７８％の等
軸粒子の微細な粒子構造及び２ｍｍの平均直径サイズを
有していた。（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌ≧０．１４の割合を有
するこのスチールは５０％以上の等軸粒子を含有するで
あろうことを説明している。

【００４１】例３ Ａｌ０．０１３％；Ｔｉ０．１９％；Ｃ０．００７％；
Ｍｎ０．２６％；Ｓｉ０．３６％；Ｃｒ１１．０％；Ｎ
ｉ０．２４％；Ｎ０．００９％を有する、本発明の他の
比較のクロム合金化鉄溶融物を例２と類似の方法で製造
した。アルミニウムで割ったチタンと窒素の生成物の割
合は０．０１３であった。チタンの添加約１９分後に、
溶融物をインゴットに鋳造した。ステンレススチールイ
ンゴットからカットされた断面断片の鋳放し粒子構造
は、図３に示したように完全に円柱状で、約２ｍｍの平
均直径カラムサイズを有する粒子構造を有していた。
（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌ＜０．１４の割合を有するこのスチ
ールは鋳放し粒子構造が５０％未満を含有するであろう
ことを説明している。

【００４２】例４ Ａｌ０．０１３％；Ｔｉ０．２４％；Ｃ０．００７％；
Ｍｎ０．２６％；Ｓｉ０．３７％；Ｃｒ１１．１％；Ｎ
ｉ０．２５％；Ｎ０．００８％を有する本発明の他のク
ロム合金化鉄溶融物を例２と類似の方法で製造した。ア
ルミニウムで割ったチタンと窒素の生成物の割合は０．
１５であった。チタンの添加約１４分後に、溶融物をイ
ンゴットに鋳造した。ステンレススチールインゴットか
らカットされた断面断片の鋳放し粒子構造は、図４に示
したように約８４％の等軸粒子の微細な粒子構造及び約
３ｍｍの平均直径サイズを有していた。割合（Ｔｉ×
Ｎ）／Ａｌ≧０．１４であるならば、たとえこのスチー
ルが高アルミニウム、即ち０．０１％以上を有していて
も、鋳放しスチール粒子構造が５０％以上の等軸粒子を
含有するであろうことをこのスチールは説明している。

【００４３】例１〜４の比較及び本発明のタイプ４０９
ステンレススチール溶融物、並びに例１〜４に記載した
のと類似の方法で製造しインゴットに鋳造した、多くの
付加的な比較及び本発明のタイプ４０９ステンレススチ
ール実験室溶融物についての鋳放しインゴットの組成、
ＴＮＡ及び％ＥＱが表１に要約されている。これらのイ
ンゴットについてのＴＮＡの関数としての％ＥＱは図１
３に示されている。図１３は一般に、タイプ４０９のス
テンレススチールについて少なくとも５０％の微細な等
軸粒子を含有する鋳放しスチール粒子構造を得るには、
少なくとも０．１０％のチタン及び０．１４以上のＴＮ
Ａ、即ち（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌが必要であることを実証し
ている。

【００４４】例１〜４に記載したのと類似の方法で製造
し、インゴットに鋳造した比較及び本発明のタイプ４３
０、タイプ４３９及びタイプ４３９Ｍｏステンレススチ
ールについての鋳放し実験用インゴットの組成、ＴＮＡ
及び％ＥＱが表３に要約されている。表３は、少なくと
も５０％の微細な等軸粒子を含有する鋳放しスチール粒
子構造を得るには、少なくとも０．１０％のチタン及
び、少なくとも０．２０ＴＮＡ、即ちの（Ｔｉ×Ｎ）／
Ａｌで必要であることを実証している。表１中のタイプ
４０９についての約１１％から、表３中のタイプ４３
０、タイプ４３９及びタイプ４３９Ｍｏ高クロムステン
レススチールについての１７％以上へのクロム増加のた
めに、ＴＮＡの増加が明らかに必要であった。

【００４５】

【表１】

【００４６】

【表２】

【００４７】

【表３】

【００４８】

【表４】

【００４９】

【表５】

【００５０】例５ １２５トンの比較のクロム合金化鉄溶融物をＡＯＤ精錬
容器に用意した。炭素を最終仕様に減少させた後、溶融
物を最終トリム合金化元素が添加されるＬＭＦに移し
た。その後、溶融物をチタンで脱酸した。溶融物の最終
組成は、Ａｌ０．００９％；Ｔｉ０．２１％；Ｃ０．０
０７％；Ｍｎ０．２６％；Ｓｉ０．３２％；Ｃｒ１１．
２％；Ｎｉ０．１４％；Ｎ０．００５％であった。アル
ミニウムで割ったチタンと窒素の生成物の割合は０．１
２であった。ついで、スチール溶融物を約４０分以内に
キャスターに移し、１３０ｍｍの厚さ及び１２００ｍｍ
の幅を有する薄いスラブに鋳造した。断面片は中央幅部
位及び薄いスラブの長さに沿った幾つかの他の場所から
切断した。このスチールのスラブから切断されたこれら
の断片の一つのの典型的な鋳放し粒子構造は図５に示さ
れており、約４ｍｍの平均カラムサイズを有する円柱状
粒子構造を有していた。例１のスチールに似たこのスチ
ールは低アルミニウムのみ、即ち０．０１％以下を有し
ていることが実証され、主たる等軸粒子の鋳放し構造を
形成には充分でない。図５は、（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌ＜
０．１４の割合を有するフェライトステンレススチール
は等軸粒子を含まない鋳放しスチール粒子構造となるこ
とを示している。

【００５１】例６ １２５トンの本発明のクロム合金化鉄溶融物を例５に記
載と類似の方法で製造した。溶融物の最終組成は、Ｔｉ
０．２３％；Ａｌ０．００８％；Ｃ０．０１％；Ｍｎ
０．２７％；Ｓｉ０．３１％；Ｃｒ１１．１％；Ｎｉ
０．１３％；Ｎ０．００７％であった。例５と異なり、
アルミニウムで割ったチタンと窒素の生成物の割合は
０．１９に増加した。ついで、スチール溶融物をキャス
ターに移し、例５と類似の方法で薄いスラブに鋳造し
た。このステンレススチールのスラブの鋳放し粒子構造
は約８４％の微細な粒子構造を有し、図６に示されてい
るように約２ｍｍの平均サイズを有していた。図６は、
（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌ≧０．１４の割合を有するフェライ
トステンレススチールは５０％を超える等軸粒子を含む
鋳放しスチール粒子構造となることを示している。この
スチールのスラブは主として酸化チタンの介在物を含有
していた。

【００５２】例７ 他の比較のクロム合金化鉄溶融物を例５のもののように
製造した。溶融物の最終組成は、Ｔｉ０．２０％；Ａｌ
０．０１４％；Ｃ０．０１１％；Ｍｎ０．２８％；Ｓｉ
０．３１％；Ｃｒ１０．９％；Ｎｉ０．１２％；Ｎ０．
００８７％であった。例５に似て、アルミニウムで割っ
たチタンと窒素の生成物の割合は０．１１だけであっ
た。ついで、スチール溶融物をキャスターに移し、例５
と類似の方法で薄いスラブに鋳造した。このステンレス
スチールのスラブの鋳放し粒子構造は図７に示されてい
るように約５ｍｍの平均カラムサイズを有する約９４％
の大きな円柱状粒子を有していた。図７は、（Ｔｉ×
Ｎ）／Ａｌ＜０．１４の割合を有するフェライトステン
レススチールは非常に極僅かの等軸粒子を含む鋳放しス
チール粒子構造となることを示している。

【００５３】例８ 本発明の他のクロム合金化鉄溶融物を例６のもののよう
に製造した。溶融物の最終組成は、Ｔｉ０．２１％；Ａ
ｌ０．０１６％；Ｃ０．００６％；Ｍｎ０．２３％；Ｓ
ｉ０．２７％；Ｃｒ１１．３％；Ｎｉ０．１１％；Ｎ
０．０１１％であった。アルミニウムで割ったチタンと
窒素の生成物の割合は０．１５であった。ついで、スチ
ール溶融物をキャスターに移し、例５と類似の方法で薄
いスラブに鋳造した。このステンレススチールのスラブ
の鋳放し粒子構造は図８に示されているように主として
微細な等軸粒子構造を有していた。図８は、（Ｔｉ×
Ｎ）／Ａｌ≧０．１４の割合を有するフェライトステン
レススチールは３ｍｍのサイズを有する６３％等軸粒子
を含む鋳放しスチール粒子構造となることを示してい
る。このスチールはたとえスチールが高いアルミナ、例
えば０．０１以上を有していても、割合（Ｔｉ×Ｎ）／
Ａｌ≧０．１４であるならば、５０％以上の微細等軸粒
子を含有することができることを説明している。このス
チールのスラブは主に酸化チタンの介在物を含有してい
た。

【００５４】例９ 他の比較のクロム合金化鉄溶融物を例５のもののように
製造した。溶融物の最終組成は、Ｔｉ０．１８％；Ａｌ
０．０２２％；Ｃ０．００７％；Ｍｎ０．２２％；Ｓｉ
０．１７％；Ｃｒ１０．６％；Ｎｉ０．１４％；Ｎ０．
０１０％であった。アルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合は０．０８だけであった。ついで、スチ
ール溶融物をキャスターに移し、例５と類似の方法で薄
いスラブに鋳造した。このステンレススチールのスラブ
の鋳放し粒子構造は図９に示されているようにを有する
１００％の円柱状粒子を有していた。図９は、（Ｔｉ×
Ｎ）／Ａｌ＜０．１４の割合を有するフェライトステン
レススチールは等軸粒子を含まない鋳放しスチール粒子
構造となることを示している。

【００５５】この溶融物から鋳造したスラブを１２５０
℃に再加熱し、仕上げ温度８００℃で３．３ｍｍの厚さ
に熱加工し、７００℃の温度に冷却した。熱加工された
シートを脱スケールし、硝酸及び弗酸で酸洗いし、５８
％冷間圧下して１．４ｍｍの厚さにした。この熱加工さ
れたシートは冷間圧下前に焼きなましをしなかった。冷
間圧下されたシートを８７０℃のピーク金属温度で６０
秒間焼きなましした。延伸後、シートの隆起特性は３〜
４、１．０２２〜１．２７のＲ_ｍであった。３以上の隆
起特性は０〜６のスケールにおいて厳しい隆起ではない
ことを意味する。３以上の高い隆起特性及び１．３未満
のＲ_ｍは、多くの深絞り成形露出フェライトステンレス
スチール用途には許容しえない。このスチールの機械的
性質は表５に要約されている。このスチールの冷間圧下
され、焼きなましされた粒子構造は、隆起の傾向がある
スチールの不均一な「バンド化」粒子構造特性を示す図
１１に示されている。この不均一なバンド化粒子構造は
高い成形性を要求する露出フェライトステンレススチー
ル用途には許容しえない。円柱状粒子構造を有するスラ
ブから製造された、焼きなましされ冷間圧下されたシー
トは、スラブから熱間圧延されたシートが冷間圧下前に
焼きなましされなければ、厳しい隆起特性を経験するで
あろう。

【００５６】 表５縦引き引張り ＹＰＥ（％） ０．３ ２％ＹＳ(kg/mm²) ２１ ＵＴＳ(kg/mm²) ４１ 伸び（％） ３４ Ｒ_Ｂ ６３横引き引張り ＹＰＥ（％） ０．３ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２２ ＵＴＳ(kg/mm²) ４３ 伸び（％） ３２ Ｒ_Ｂ ６３ ｒ_ｍ １．２４ 隆起 ３〜４

【００５７】

【表６】

【００５８】例１０ 本発明の他のクロム合金化鉄溶融物を実施例８のものの
ように製造した。溶融物の最終組成は、Ｔｉ０．１９
％；Ａｌ０．００５％；Ｃ０．００８％；Ｍｎ０．１２
％；Ｓｉ０．１６％；Ｃｒ１０．７％；Ｎｉ０．１３
％；Ｎ０．０１１％であった。アルミニウムで割ったチ
タンと窒素の生成物の割合は０．３４であった。つい
で、スチール溶融物をキャスターに移し、例５と類似の
方法で薄いスラブに鋳造した。図１０は、（Ｔｉ×Ｎ）
／Ａｌ≧０．２３の割合を有するフェライトステンレス
スチールは、１ｍｍのサイズを有する１００％の微細な
等軸粒子を含有する鋳放しスチール粒子構造となること
を示している。このスチールのスラブは主として酸化チ
タンの介在物を含有していた。

【００５９】これらの薄いスラブを１２５０℃に再加熱
し、仕上げ温度８００℃で３．３ｍｍの厚さに熱加工
し、７００℃の温度にコイルした。熱加工されたシート
を脱スケールし、硝酸及び弗酸で酸洗いし、５８％冷間
圧下して１．４ｍｍの厚さにした。この熱加工されたシ
ートは冷間圧下前に焼きなましをしなかった。冷間圧下
されたシートを８７０℃のピーク金属温度で６０秒間焼
きなましした。延伸後、シートの隆起特性は１に減少
し、Ｒ_ｍは１．４５に増加した。２以下の隆起特性及び
少なくとも１．４のＲ_ｍは、多くの深絞り成形露出フェ
ライトステンレススチール用途には許容しうるものであ
る。このスチールの機械的性質は表６に要約されてい
る。このスチールの冷間圧下され、焼きなましされた粒
子構造は、隆起の傾向があるスチールの非常に均一な微
細粒子構造を示す図１２に示されている。微細等軸粒子
構造を有するスラブから製造された本発明の焼きなまし
冷間圧下されたシートは、熱間圧延されたシートが冷間
圧下前に焼きなましされなくても、優れた隆起特性を有
していた。

【００６０】 表６縦引き引張り ＹＰＥ（％） ０．０ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２１ ＵＴＳ(kg/mm²) ４２ 伸び（％） ３４ Ｒ_Ｂ ６４横引き引張り ＹＰＥ（％） ０．６ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２２ ＵＴＳ(kg/mm²) ４３ 伸び（％） ３４ Ｒ_Ｂ ６３ ｒ_ｍ １．４５ 隆起 １

【００６１】例１１ 本発明の他のクロム合金化鉄溶融物を例１０のもののよ
うに製造した。溶融物の最終組成は、Ｔｉ０．１９％；
Ａｌ０．００６％；Ｃ０．００７％；Ｍｎ０．１３％；
Ｓｉ０．３１％；Ｃｒ１１．０％；Ｎｉ０．１６％；Ｎ
０．００８％であった。アルミニウムで割ったチタンと
窒素の生成物の割合は０．２４であった。ついで、スチ
ール溶融物をキャスターに移し、例５と類似の方法で薄
いスラブに鋳造した。（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌ≧０．２３の
割合を有するフェライトステンレススチールは、１ｍｍ
のサイズを有する１００％の微細な等軸粒子を含有する
鋳放しスチール粒子構造となった。このスチールのスラ
ブは主として酸化チタンの介在物を含有していた。

【００６２】これらの薄いスラブを１２５０℃に再加熱
し、仕上げ温度８００℃で３．０ｍｍの厚さに熱加工
し、７００℃の温度にコイルした。熱加工されたシート
を脱スケールし、硝酸及び弗酸で酸洗いし、５３％冷間
圧下して１．４ｍｍの厚さにした。この熱加工されたシ
ートは冷間圧下前に焼きなましをしなかった。冷間圧下
されたシートを９４０℃のピーク金属温度で１０秒間焼
きなましした。延伸後、シートの隆起特性は１〜２であ
り、Ｒ_ｍは１．３９〜１．４８であった。２の隆起特性
は良好な隆起特性を意味する。本発明のスチールの機械
的性質は表７に要約されている。

【００６３】 表７縦引き引張り ＹＰＥ（％） ０．６ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２１ ＵＴＳ(kg/mm²) ４１ 伸び（％） ３７ Ｒ_Ｂ ６４横引き引張り ＹＰＥ（％） ０．６ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２２ ＵＴＳ(kg/mm²) ４２ 伸び（％） ３６ Ｒ_Ｂ ６３ ｒ_ｍ １．４３ 隆起 １〜２

【００６４】例１２ 例１１記載の組成の１３０ｍｍ厚さの薄い他のスラブを
１２５０℃に再加熱し、仕上げ温度８３０℃で４．１ｍ
ｍの厚さに熱加工し、７２０℃の温度にコイルした。熱
加工されたシートを脱スケールし、硝酸及び弗酸で酸洗
いし、それぞれ６６％、７６％及び８５％冷間圧下して
１．４、１．０及び０．６ｍｍの厚さにした。これらの
熱加工されたシートは冷間圧下前に焼きなましをしなか
った。冷間圧下されたシートを９４０℃のピーク金属温
度で１０秒間焼きなましした。延伸後、シートの隆起特
性は一般に２又はそれより良く、Ｒ_ｍは１．７６〜１．
９６であった。Ｒｍ１．７以上は、フェライトステンレ
ススチールについて傑出していると考えられ、このスチ
ールが間圧下前に焼きなましされなかったならば不可能
であると思われる。本発明のスチールの機械的性質は表
８に要約されている。

【００６５】 表８６６％冷間圧下 縦引き引張り ＹＰＥ（％） ０．４ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２２ ＵＴＳ(kg/mm²) ４１ 伸び（％） ３６ Ｒ_Ｂ ６４横引き引張り ＹＰＥ（％） ０．９ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２２ ＵＴＳ(kg/mm²) ４１ 伸び（％） ３７ Ｒ_Ｂ ６４ ｒ_ｍ １．７６ 隆起 １〜２

【００６６】７６％冷間圧下 縦引き引張り ＹＰＥ（％） ０．４ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２２ ＵＴＳ(kg/mm²) ４１ 伸び（％） ３６ Ｒ_Ｂ ６５横引き引張り ＹＰＥ（％） ０．５ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２２ ＵＴＳ(kg/mm²) ４１ 伸び（％） ３６ Ｒ_Ｂ ６６ ｒ_ｍ １．９６ 隆起 ２

【００６７】８５％冷間圧下 縦引き引張り ＹＰＥ（％） ０．４ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２２ ＵＴＳ(kg/mm²) ４１ 伸び（％） ３４ Ｒ_{Ｂ −} 横引き引張り ＹＰＥ（％） ０．４ ０．２％ＹＳ(kg/mm²) ２２ ＵＴＳ(kg/mm²) ４１ 伸び（％） ３７ Ｒ_Ｂ − ｒ_ｍ １．９２ 隆起 ２〜３

【００６８】例５〜１１の比較及び本発明のタイプ４０
９ステンレス溶融物並びに例５〜１２に記載のものに類
似した方法で製造されそして鋳造された付加的な比較及
び本発明のタイプ４０９ステンレススチールについての
鋳放しスラブの組成、ＴＮＡ及び％ＥＱ、並びに付加的
な比較及び本発明のタイプ４０９ステンレス溶融物は表
２に要約されている。これらのスラブについてＴＮＡの
関数としての％ＥＱは図１４に示されている。図１４
は、本発明のタイプ４０９ステンレススチールが、５０
％より多くの微細等軸粒子を含有する鋳放しスチール構
造を得るためには０．１０以上のチタン及び０．１４以
上のＴＮＡ、即ち（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌが必要であること
を一般に実証している。この例外は、ノズルの詰まり問
題、即ち過剰なアルミナ介在物を経験し、１５４５℃以
下の低ダンディッシュシュ溶融スチール温度となったヒ
ート980460、880459、880463、980655及び980687、9806
55及980687における一つのスラブであった。従って、本
発明の溶融物は多くのアルミナ介在物のキャスター化を
防止するために、少なくとも４０℃、好ましくは少なく
とも５５℃のスーパーヒートを有する連続鋳造が行われ
ことが好ましい。ヒート880459はチタンで脱酸された
後、即ち酸化チタンが多分スラブに移動した後、過剰の
炭素が再ブローされる。ヒート880463については異常の
無いことが観察された。

【００６９】例５〜１１のスラブと同様に製造されそし
て鋳造された比較及び本発明のタイプ４３０、タイプ４
３９及びタイプ４３９０９Ｍｏ高クロムステンレス溶融
物についての他の鋳放しスラブの組成、ＴＮＡ及び％Ｅ
Ｑは表４に要約されている。表４は、少なくとも０．１
０％のチタン及び少なくとも０．３０のＴＮＡ、即ち
（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌが高クロム合金化スチールについて
一般に５０％以上の微細等軸粒子を含有する鋳放しスチ
ール粒子構造となったことを実証している。

【００７０】本発明の一つの非常に重要な利点は、冷間
圧下され、再結晶化され、焼きなましされた最終製品に
関するものである。従来のフェライトステンレススチー
ルは隆起による外観に悪影響を与えるのみならず、成形
性が劣り、即ち低Ｒ_ｍである。フェライトステンレスス
チールが限られた成形性を有する一つの理由は、焼きな
まし後に不均一な「バンド化」大粒子からなる構造のた
めである。図１１は、アルミニウムで割られたチタン及
び窒素の生成物の割合が０．１４未満であり且つ５０％
未満の等軸粒子を含有する鋳放し構造を有する比較の従
来のフェライトステンレススチールの焼きなまし後の典
型的な不均一な粒子構造を示している。本発明は鋳放し
スチールに形成される微細な粒子構造を与えるので、焼
きなまし後に微細で均一な粒子構造を首尾よく形成する
ことができる。微細で均一な再結晶された粒子構造を有
するフェライトクロム合金化ステンレススチールを冷間
圧下前に焼きなましすることなく、一度だけの冷間圧下
で形成することができる。

【００７１】本発明の精神及び範囲を逸脱することな
く、種々の改変が本発明に対してなしうることが理解さ
れよう。従って、本発明の限界は特許請求の範囲から決
定されるべきである。

【図面の簡単な説明】

【図１】０．１３のアルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチール
についての１００％の大きな円柱状粒子を含有する鋳放
し粒子構造の写真である。

【図２】０．１６のアルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチール
についての約７８％の微細な等軸粒子を含有する鋳放し
構造の写真である。

【図３】０．１３のアルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチール
についての１００％の大きな円柱状粒子を含有する鋳放
し構造の写真である。

【図４】０．１５のアルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチール
についての約８４％の微細な等軸粒子を含有する鋳放し
構造の写真である。

【図５】０．１２のアルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチール
についての１００％の大きな円柱状粒子を含有する鋳放
し構造の写真である。

【図６】０．１９のアルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチール
についての約９２％の微細な等軸粒子を含有する鋳放し
構造の写真である。

【図７】０．１１のアルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチール
についての約９４％の大きな円柱状粒子を含有する鋳放
し構造の写真である。

【図８】０．１５のアルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチール
についての約６３％の微細な等軸粒子を含有する鋳放し
構造の写真である。

【図９】０．０６のアルミニウムで割ったチタンと窒素
の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチール
についての約１００％の大きな円柱状粒子を含有する鋳
放し構造の写真である。

【図１０】０．３４のアルミニウムで割ったチタンと窒
素の生成物の割合を有するフライトクロム合金化スチー
ルについての約１００％の微細な等軸粒子を含有する鋳
放し構造の写真である。

【図１１】冷間圧下及び再結晶化焼きなまし後の図９の
比較フェライトクロム合金化スチールの不均一なバンド
化粒子構造の写真である。

【図１２】冷間圧下及び再結晶焼きなまし後の図１０の
比較フェライトクロム合金化スチールの均一な微細粒子
構造の写真である。

【図１３】フェライトクロム合金化スチールからの実験
用インゴット鋳造物についてのアルミニウムにより割っ
たチタンと窒素の重量％の生成物の割合（ＴＮＡ）の関
数として、鋳放し粒子構造中の等軸％（％ＥＱ）を説明
するグラフである。

【図１４】フェライトクロム合金化スチールからの連続
スラブ鋳造物についてのアルミニウムにより割ったチタ
ンと窒素の重量％の生成物の割合（ＴＮＡ）の関数とし
て、鋳放し粒子構造中の等軸％（％ＥＱ）を説明するグ
ラフである。

Claims (17)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 全て重量％で、Ｃ ≦０．０８％；Ｃｒ
   ≧８％；Ａｌ ＜０．０３％；Ｍｎ ≦１．５０％；Ｎ
   ≦０．０５％；Ｓｉ ≦1．５％；Ｎｉ ＜２．０％；残
   部はＦｅ及び残留元素；を含有するクロム合金化フェラ
   イトスチールであって、該スチールはチタンで脱酸さ
   れ、且つ５０％を越える等軸粒子鋳放し構造を有するこ
   とを特徴とするクロム合金化フェライトスチール。
2. 【請求項２】 Ｔｉ ≧０．１０％を含有し、且つ（Ｔ
   ｉ×Ｎ）／Ａｌ≧０．１４の割合を有する冷間圧下され
   たスチールに形成されたスチールであって、該スチール
   は再結晶焼きなましされ且つ部品に成形されたとき隆起
   が本質的に無く、そして焼きなましされたシートは熱加
   工シートから冷間圧下される請求項１記載のスチール。
3. 【請求項３】 Ｎ ≦０．０１２％であり、Ｔｉ ≦０．
   ２５％である請求項１記載のスチール。
4. 【請求項４】 等軸粒子が３ｍｍ以下のサイズを有する
   請求項１記載のスチール。
5. 【請求項５】 Ａｌ≦０．０１３％である請求項１記載
   のスチール。
6. 【請求項６】 ニオブ、ジルコニウム、タンタル及びバ
   ナジウムから群から選ばれる第二安定化元素を含有する
   請求項１記載のスチール。
7. 【請求項７】 Ａｌ＜０．０２％であり、鋳放し構造が
   ６０％以上の等軸粒子である請求項２記載のスチールシ
   ート。
8. 【請求項８】 Ａｌ≦０．０１３％であり、鋳放し構造
   が８０％以上の等軸粒子である請求項２記載のスチール
   シート。
9. 【請求項９】 Ａｌ≦０．０１０％であり、（Ｔｉ×
   Ｎ）／Ａｌ≧０．２３でありを有し、且つ鋳放し構造は
   等軸粒子は実質的に円柱状粒子がない請求項２記載のス
   チールシート。
10. 【請求項１０】 １．５μｍ未満のサイズを有する介在
    物の大部分と共に、鋳放しスチールが酸化チタン介在物
    を有する請求項２記載のスチールシート。
11. 【請求項１１】 Ｃｒ ≧１６％であり、（Ｔｉ×Ｎ）
    ／Ａｌ ≧０．３０である請求項２記載のスチールシー
    ト。
12. 【請求項１２】 焼きなましされたシートがＲｍ ≧
    １．７を有する請求項８記載のスチールシート。
13. 【請求項１３】 下記の工程を包含するクロム合金スチ
    ールの製造方法：全て重量％で、Ｃ ≦０．０８％；Ｃ
    ｒ ≧８％；Ａｌ ＜０．０３％；Ｍｎ ≦１．５０％；
    Ｎ ≦０．０５％；Ｓｉ ≦１．５％；Ｎｉ ＜２．０
    ％；残部はＦｅ及び残留元素；を含有するスチール溶融
    物を用意し；該溶融物をＴｉで脱酸し；溶融物を５０％
    を越える等軸粒子の鋳放し構造を有するスチールに鋳造
    し；該スチールをシートに熱加工し；該シートを脱スケ
    ールし；該シートを最終厚さに冷間圧下し；及び該冷間
    圧下されたシートを再結晶焼きなましを行い、その際焼
    きなましされたシートは部品に成形されたとき隆起が実
    質的にない。
14. 【請求項１４】 Ａｌ ＜０．０２０％であり、Ｔｉ ≧
    ０．１０％であり、且つ（Ｔｉ×Ｎ）／Ａｌ ≧０．１
    ４である請求項１３記載の方法。
15. 【請求項１５】 Ｔｉ ≧０．１５％であり，（Ｔｉ×
    Ｎ）／Ａｌ ≧０．２３の割合を有し、且つ（Ｔｉ／４
    ８）／［（Ｃ／１２）＋（Ｎ／１４）］＞１．５の関係
    を満足させる請求項１４記載の方法。
16. 【請求項１６】 溶融物を連続的に１４０ｍｍ未満の厚
    さを有する薄いスラブに鋳造し、シートへの熱間圧延の
    前に１０５０〜１３００℃の温度へスラブを再加熱する
    付加工程を有する請求項１３記載の方法
17. 【請求項１７】 熱加工されたシートが予備焼きなまし
    されることなく冷間圧下される請求項１３記載の方法。