JPH11254107A - フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法 - Google Patents
フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法Info
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- JPH11254107A JPH11254107A JP7332798A JP7332798A JPH11254107A JP H11254107 A JPH11254107 A JP H11254107A JP 7332798 A JP7332798 A JP 7332798A JP 7332798 A JP7332798 A JP 7332798A JP H11254107 A JPH11254107 A JP H11254107A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 鋳片の凝固組織を微細にすることにより、リ
ジングの発生を防止し、鋳片の介在物による品質低下及
び耐食性の低下等の材質への悪影響のないフェライト系
ステンレス溶鋼の鋳造方法を提供する。 【解決手段】 クロムを１０〜３０重量％含有するフェ
ライト系ステンレス溶鋼１０に、金属Ｍｇ又はＭｇ合金
を添加して、フェライト系ステンレス溶鋼１０の酸素含
有量（Ｔ．Ｏ）に対するＭｇ％を下記（１）式の範囲に
して鋳造する。 ３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋
０．０５・・・（１）
ジングの発生を防止し、鋳片の介在物による品質低下及
び耐食性の低下等の材質への悪影響のないフェライト系
ステンレス溶鋼の鋳造方法を提供する。 【解決手段】 クロムを１０〜３０重量％含有するフェ
ライト系ステンレス溶鋼１０に、金属Ｍｇ又はＭｇ合金
を添加して、フェライト系ステンレス溶鋼１０の酸素含
有量（Ｔ．Ｏ）に対するＭｇ％を下記（１）式の範囲に
して鋳造する。 ３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋
０．０５・・・（１）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋳造された鋳片を
圧延加工した鋼板にプレス等の二次加工を施した際に発
生するリジングを防止するフェライト系ステンレス溶鋼
の鋳造方法に関する。
圧延加工した鋼板にプレス等の二次加工を施した際に発
生するリジングを防止するフェライト系ステンレス溶鋼
の鋳造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼板は、耐食性
に優れており、美しい光沢を長期間にわたり保ち続ける
こと、及び比較的安価であることから、厨房器具や家電
製品等に広く使用されている。このフェライト系ステン
レス鋼板は、転炉や電気炉等を用いてクロムを含有した
溶鋼を溶製し、真空精錬を行った後、連続鋳造あるいは
造塊鋳造法等により得られた鋳片を圧延加工して薄い鋼
板を製造し、この鋼板にプレス成形等の二次加工を施し
て用いられている。しかし、フェライト系ステンレス鋼
板にプレス成形等の二次加工を施した場合、リジングと
呼ばれる結晶粒ごとの変形に起因した微小な凹凸（し
わ）の表面欠陥が発生することが知られており、程度が
酷い場合は、表面の美観を損なうだけでなく、微小割れ
の起因となるので、研磨等の手段により除去しなければ
ならない。このリジングの発生は、鋳片の結晶組織が大
きいと発生することも知られている。一般の鋳片の結晶
組織は、図３に示すように、鋳型の一次冷却で最初に凝
固するチル晶３０では、比較的に小さい結晶組織である
が、内部では、冷却が緩慢となり大きいデンドライト３
１の結晶組織となる。この結晶組織は、圧延加工中及び
圧延加工後の鋼板の結晶組織としても大きくなり、プレ
ス成形等の二次加工の際に、結晶粒ごとの伸びの差が発
生して微小な表面の凹凸（しわ）がおきる。また、リジ
ングは、オーステナイト系ステンレス鋼板に比べて、相
変態がなく結晶組織の大きいフェライト系ステンレス鋼
板に顕著に発生する。このリジングを防止する方法とし
て、特開平７−１５１３７号公報に示すように、溶鋼に
添加した際に溶解しないＮｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、その
他炭化物等を５重量％以下の範囲で添加して、微細な結
晶組織を形成するか、又は「鉄と鋼（１９７４年４−Ｓ
７９）」に示すように、窒化物を形成する元素を添加し
て窒化物の形成により、微細な結晶組織を形成する方法
等が提案されている。また、一般的に用いられている結
晶組織の微細化の方法としては、低温鋳造や電磁撹拌を
行って柱状晶の成長を抑制して等軸晶を形成することが
行われている。
に優れており、美しい光沢を長期間にわたり保ち続ける
こと、及び比較的安価であることから、厨房器具や家電
製品等に広く使用されている。このフェライト系ステン
レス鋼板は、転炉や電気炉等を用いてクロムを含有した
溶鋼を溶製し、真空精錬を行った後、連続鋳造あるいは
造塊鋳造法等により得られた鋳片を圧延加工して薄い鋼
板を製造し、この鋼板にプレス成形等の二次加工を施し
て用いられている。しかし、フェライト系ステンレス鋼
板にプレス成形等の二次加工を施した場合、リジングと
呼ばれる結晶粒ごとの変形に起因した微小な凹凸（し
わ）の表面欠陥が発生することが知られており、程度が
酷い場合は、表面の美観を損なうだけでなく、微小割れ
の起因となるので、研磨等の手段により除去しなければ
ならない。このリジングの発生は、鋳片の結晶組織が大
きいと発生することも知られている。一般の鋳片の結晶
組織は、図３に示すように、鋳型の一次冷却で最初に凝
固するチル晶３０では、比較的に小さい結晶組織である
が、内部では、冷却が緩慢となり大きいデンドライト３
１の結晶組織となる。この結晶組織は、圧延加工中及び
圧延加工後の鋼板の結晶組織としても大きくなり、プレ
ス成形等の二次加工の際に、結晶粒ごとの伸びの差が発
生して微小な表面の凹凸（しわ）がおきる。また、リジ
ングは、オーステナイト系ステンレス鋼板に比べて、相
変態がなく結晶組織の大きいフェライト系ステンレス鋼
板に顕著に発生する。このリジングを防止する方法とし
て、特開平７−１５１３７号公報に示すように、溶鋼に
添加した際に溶解しないＮｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、その
他炭化物等を５重量％以下の範囲で添加して、微細な結
晶組織を形成するか、又は「鉄と鋼（１９７４年４−Ｓ
７９）」に示すように、窒化物を形成する元素を添加し
て窒化物の形成により、微細な結晶組織を形成する方法
等が提案されている。また、一般的に用いられている結
晶組織の微細化の方法としては、低温鋳造や電磁撹拌を
行って柱状晶の成長を抑制して等軸晶を形成することが
行われている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、溶鋼に
溶解しないＮｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、その他炭化物等を
５重量％以下の範囲で添加して、微細な結晶組織を形成
する方法では、Ｎｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、炭化物等が溶
鋼に溶けないために、溶鋼の全体に均一に分散させるこ
とが困難であり、添加物が凝集し、微細な結晶組織の形
成効率の低下及び添加物の凝集物が圧延時に疵となる。
更に、この添加物の凝集を防止するには、添加方法に特
別の工夫を要するが具体的な手段がなく実現の可能性が
ない等の問題がある。また、窒化物を形成する元素を添
加して窒化物を形成することにより、微細な結晶組織を
形成する方法では、例えば、Ｔｉを添加する場合でみる
と、０．１５重量％以上の添加が必要であり、介在物の
増加、耐食性の低下等の材質への悪影響や合金コストの
上昇等の問題がある。更に、一般的に用いられている結
晶組織の微細化の方法においても微細な結晶組織の形成
効率が低く、特に、低温鋳造では、低温度によるノズル
詰まりや地金付着等の鋳造の支障を招く等の問題があ
る。
溶解しないＮｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、その他炭化物等を
５重量％以下の範囲で添加して、微細な結晶組織を形成
する方法では、Ｎｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、炭化物等が溶
鋼に溶けないために、溶鋼の全体に均一に分散させるこ
とが困難であり、添加物が凝集し、微細な結晶組織の形
成効率の低下及び添加物の凝集物が圧延時に疵となる。
更に、この添加物の凝集を防止するには、添加方法に特
別の工夫を要するが具体的な手段がなく実現の可能性が
ない等の問題がある。また、窒化物を形成する元素を添
加して窒化物を形成することにより、微細な結晶組織を
形成する方法では、例えば、Ｔｉを添加する場合でみる
と、０．１５重量％以上の添加が必要であり、介在物の
増加、耐食性の低下等の材質への悪影響や合金コストの
上昇等の問題がある。更に、一般的に用いられている結
晶組織の微細化の方法においても微細な結晶組織の形成
効率が低く、特に、低温鋳造では、低温度によるノズル
詰まりや地金付着等の鋳造の支障を招く等の問題があ
る。
【０００４】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
で、鋳片の凝固組織を微細にすることにより、リジング
の発生を防止し、鋳片の介在物による品質低下及び耐食
性の低下等の材質への悪影響の少ないフェライト系ステ
ンレス溶鋼の鋳造方法を提供することを目的とする。
で、鋳片の凝固組織を微細にすることにより、リジング
の発生を防止し、鋳片の介在物による品質低下及び耐食
性の低下等の材質への悪影響の少ないフェライト系ステ
ンレス溶鋼の鋳造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記目的に沿う請求項１
記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法は、クロ
ムを１０〜３０重量％含有するフェライト系ステンレス
溶鋼に、金属Ｍｇ又はＭｇ合金を添加して、前記フェラ
イト系ステンレス溶鋼の酸素含有量に対するＭｇ％を下
記（１）式の範囲にして鋳造する。 ３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５・・・（１） ただし、Ｔ．Ｏは、フェライト系ステンレス溶鋼中の全
酸素含有量（重量％） Ｍｇ％は、フェライト系ステンレス溶鋼中のＭｇ含有量
（重量％） ここで、フェライト系ステンレス溶鋼のクロムの含有量
が１０重量％より少ないと製品の耐食性が低下する。ま
た、クロムの含有量が３０重量％より多いと高価な合金
の多量な使用となりコストが大幅に上昇するが、製品の
耐食性はそれほど向上しない。また、Ｍｇ％が酸素含有
量３／８×（Ｔ．Ｏ）より少なくなると、フェライト系
ステンレス溶鋼内に、生成する接種核の絶対量が不足し
て、凝固した鋳片の結晶組織を微細化できない。Ｍｇ含
有量が５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５を超えると微細化の効
果が飽和し添加する金属Ｍｇ等のコストが上昇する。
記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法は、クロ
ムを１０〜３０重量％含有するフェライト系ステンレス
溶鋼に、金属Ｍｇ又はＭｇ合金を添加して、前記フェラ
イト系ステンレス溶鋼の酸素含有量に対するＭｇ％を下
記（１）式の範囲にして鋳造する。 ３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５・・・（１） ただし、Ｔ．Ｏは、フェライト系ステンレス溶鋼中の全
酸素含有量（重量％） Ｍｇ％は、フェライト系ステンレス溶鋼中のＭｇ含有量
（重量％） ここで、フェライト系ステンレス溶鋼のクロムの含有量
が１０重量％より少ないと製品の耐食性が低下する。ま
た、クロムの含有量が３０重量％より多いと高価な合金
の多量な使用となりコストが大幅に上昇するが、製品の
耐食性はそれほど向上しない。また、Ｍｇ％が酸素含有
量３／８×（Ｔ．Ｏ）より少なくなると、フェライト系
ステンレス溶鋼内に、生成する接種核の絶対量が不足し
て、凝固した鋳片の結晶組織を微細化できない。Ｍｇ含
有量が５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５を超えると微細化の効
果が飽和し添加する金属Ｍｇ等のコストが上昇する。
【０００６】請求項２記載のフェライト系ステンレス溶
鋼の鋳造方法は、請求項１記載のフェライト系ステンレ
ス溶鋼の鋳造方法において、前記フェライト系ステンレ
ス溶鋼がＡｌ又はＡｌ合金によって脱酸されている。
鋼の鋳造方法は、請求項１記載のフェライト系ステンレ
ス溶鋼の鋳造方法において、前記フェライト系ステンレ
ス溶鋼がＡｌ又はＡｌ合金によって脱酸されている。
【０００７】
【発明の実施の形態】続いて、添付した図面を参照しつ
つ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発
明の理解に供する。図１は本発明の一実施の形態に係る
フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法に用いる連続鋳
造装置の概略図、図２は鋳片の断面の凝固組織図であ
る。図１に示すように、連続鋳造装置Ａは、フェライト
系ステンレス溶鋼（以下溶鋼と称する）１０をタンディ
ッシュ１１に設けた浸漬ノズル１２から鋳型１３に注湯
し、鋳型１３による一次冷却により凝固殻を形成して
後、引き続き、支持セグメント１４によって鋳片１５を
支持し、冷却水ノズル（図示せず）から散水して凝固を
促進する。更に、鋳片１５は、圧下セグメント１６によ
り所定の押し込み量で圧下され、ピンチロール１７によ
り連続して引き抜かれ、所定のサイズに切断されて後、
圧延加工される。
つ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発
明の理解に供する。図１は本発明の一実施の形態に係る
フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法に用いる連続鋳
造装置の概略図、図２は鋳片の断面の凝固組織図であ
る。図１に示すように、連続鋳造装置Ａは、フェライト
系ステンレス溶鋼（以下溶鋼と称する）１０をタンディ
ッシュ１１に設けた浸漬ノズル１２から鋳型１３に注湯
し、鋳型１３による一次冷却により凝固殻を形成して
後、引き続き、支持セグメント１４によって鋳片１５を
支持し、冷却水ノズル（図示せず）から散水して凝固を
促進する。更に、鋳片１５は、圧下セグメント１６によ
り所定の押し込み量で圧下され、ピンチロール１７によ
り連続して引き抜かれ、所定のサイズに切断されて後、
圧延加工される。
【０００８】次に、連続鋳造装置Ａを適用した本発明の
一実施の形態に係るフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造
方法について説明する。溶鋼１０は、転炉あるいは電気
炉等でクロム合金を添加し、Ｃを０．６０重量％程度に
脱炭精錬した後、真空二次精錬（図示せず）を行い、Ｃ
が０．０５０重量％、Ｃｒが１０．０重量％に調整さ
れ、必要に応じてＳｉ、Ｍｎ等を含有している。この溶
鋼１０は、タンディッシュ１１に設けた浸漬ノズル１２
から鋳型１３に注湯されて、鋳型１３による一次冷却と
支持セグメント１４に付設した冷却水ノズル（図示せ
ず）からの散水によって凝固して鋳片１５となる。この
鋳片１５は、ピンチロール１７により所定の鋳造速度
（ｍ／分）となるように連続して引き抜きを行った。更
に、ピンチロール１７による鋳片１５の引き抜きの際
に、圧下セグメント１６により５〜１０ｍｍの押し込み
量に相当する圧下が施され、内部に形成されたセンター
ポロシティ等の内部欠陥が圧着される。また、溶鋼１０
は、転炉、電気炉や真空二次精錬（図示せず）により溶
製する過程において、フリーの酸素及びＦｅＯ、ＳｉＯ
2 、ＭｎＯ、Ａｌ2 Ｏ3 等の酸化物を含有しており、こ
れ等を合計した酸素含有量（Ｔ．Ｏ）は、脱酸剤を調整
して０．００２５重量％とした。そして、タンディッシ
ュ１１内の溶鋼１０に金属Ｍｇの粒を添加して、そのＭ
ｇ％が３／８×（Ｔ．Ｏ）〜５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５
値に見合う０．０００９〜０．０６２５重量％の範囲に
なるように添加した。
一実施の形態に係るフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造
方法について説明する。溶鋼１０は、転炉あるいは電気
炉等でクロム合金を添加し、Ｃを０．６０重量％程度に
脱炭精錬した後、真空二次精錬（図示せず）を行い、Ｃ
が０．０５０重量％、Ｃｒが１０．０重量％に調整さ
れ、必要に応じてＳｉ、Ｍｎ等を含有している。この溶
鋼１０は、タンディッシュ１１に設けた浸漬ノズル１２
から鋳型１３に注湯されて、鋳型１３による一次冷却と
支持セグメント１４に付設した冷却水ノズル（図示せ
ず）からの散水によって凝固して鋳片１５となる。この
鋳片１５は、ピンチロール１７により所定の鋳造速度
（ｍ／分）となるように連続して引き抜きを行った。更
に、ピンチロール１７による鋳片１５の引き抜きの際
に、圧下セグメント１６により５〜１０ｍｍの押し込み
量に相当する圧下が施され、内部に形成されたセンター
ポロシティ等の内部欠陥が圧着される。また、溶鋼１０
は、転炉、電気炉や真空二次精錬（図示せず）により溶
製する過程において、フリーの酸素及びＦｅＯ、ＳｉＯ
2 、ＭｎＯ、Ａｌ2 Ｏ3 等の酸化物を含有しており、こ
れ等を合計した酸素含有量（Ｔ．Ｏ）は、脱酸剤を調整
して０．００２５重量％とした。そして、タンディッシ
ュ１１内の溶鋼１０に金属Ｍｇの粒を添加して、そのＭ
ｇ％が３／８×（Ｔ．Ｏ）〜５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５
値に見合う０．０００９〜０．０６２５重量％の範囲に
なるように添加した。
【０００９】添加された金属Ｍｇは、溶鋼１０に含有す
る酸素及び酸化物と反応してＭｇＯを生成し、このＭｇ
Ｏが溶鋼１０中に分散する。このＭｇＯは、溶鋼１０が
鋳型１３及び支持セグメント１４内で冷却されて凝固す
る際に、ＭｇＯの格子定数０．４２１３ｎｍ（ナノメー
タ）がδ−鉄の格子定数０．４０５４ｎｍ（ナノメー
タ）に極めて近似するために、接種核（この核を起点に
溶鋼が最初に凝固する）として作用する。その結果、Ｍ
ｇＯを核として凝固を開始し、引き続き結晶粒に成長す
る。そして、隣合う結晶粒が接したところで結晶粒の成
長が止まる。従って、溶鋼１０の中にＭｇＯが多量に分
散される程、結晶粒が小さくなり、結晶組織を微細にで
きる。しかし、添加された金属Ｍｇに対し、溶鋼１０内
の酸素含有量（Ｔ．Ｏ）が極めて少ないと、金属Ｍｇの
一部がＭｇＯを形成し、他はＭｇとして溶鋼１０中に存
在する傾向を示す。また、ＭｇＯは、溶鋼１０に混入す
るＡｌ2 Ｏ3 と反応してＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 を容易に形
成し、このＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 が接種核として作用す
る。この理由から、Ｍｇ濃度が３／８×（Ｔ．Ｏ）より
低下すると、接種核の絶対量が不足すること、及び溶鋼
内に混在するＡｌ2 Ｏ3 を活用し、最小限の酸素を用い
た接種核（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）を形成できず、接種核
となるＭｇＯ（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）量が不足するの
で、凝固した鋳片の結晶組織を微細化できない。一方、
Ｍｇ濃度が５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５値を超えると、い
かに金属Ｍｇを添加しても微細化の働きが飽和して顕著
な効果が現れず、金属Ｍｇ等のコストが上昇する等の問
題が発生する。また、金属Ｍｇの添加量に対して、酸素
含有量（Ｔ．Ｏ）に余裕がある場合は、接種核としてＭ
ｇＯとＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 が混在する場合もある。な
お、Ａｌ2 Ｏ3 源としては、溶鋼１０を転炉、電気炉や
真空二次精錬（図示せず）により溶製する際に、耐火物
の溶出や脱酸生成物として溶鋼１０内に混入しており、
Ａｌ2 Ｏ3 の一部あるいは全てを用いることで、ＭｇＯ
・Ａｌ2 Ｏ3のスピネル化合物が形成される。また、連
続鋳造された鋳片１５を顕微鏡で５倍に拡大し、鋳片１
５の表層から８ｍｍの範囲の結晶組織のスケッチを図２
に示すが、鋳型１３の一次冷却で最初に凝固したチル晶
２０の内側に存在する結晶組織も微細な等軸結晶２１を
形成しており、結晶組織の微細化が十分になされてお
り、しかも、表層から８ｍｍ以上の内部も等軸結晶２１
に相当する微細な結晶組織にすることができた。この鋳
片１５を用いて圧延加工した鋼板も微細な結晶組織を備
えており、プレス加工した製品にリジングの発生はなか
った。なお、溶鋼１０のＭｇ％を高めるために、金属Ｍ
ｇの粒の他にＳｉ−Ｍｇ合金、Ｎｉ−Ｍｇ等Ｍｇ合金を
用いることもできる。
る酸素及び酸化物と反応してＭｇＯを生成し、このＭｇ
Ｏが溶鋼１０中に分散する。このＭｇＯは、溶鋼１０が
鋳型１３及び支持セグメント１４内で冷却されて凝固す
る際に、ＭｇＯの格子定数０．４２１３ｎｍ（ナノメー
タ）がδ−鉄の格子定数０．４０５４ｎｍ（ナノメー
タ）に極めて近似するために、接種核（この核を起点に
溶鋼が最初に凝固する）として作用する。その結果、Ｍ
ｇＯを核として凝固を開始し、引き続き結晶粒に成長す
る。そして、隣合う結晶粒が接したところで結晶粒の成
長が止まる。従って、溶鋼１０の中にＭｇＯが多量に分
散される程、結晶粒が小さくなり、結晶組織を微細にで
きる。しかし、添加された金属Ｍｇに対し、溶鋼１０内
の酸素含有量（Ｔ．Ｏ）が極めて少ないと、金属Ｍｇの
一部がＭｇＯを形成し、他はＭｇとして溶鋼１０中に存
在する傾向を示す。また、ＭｇＯは、溶鋼１０に混入す
るＡｌ2 Ｏ3 と反応してＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 を容易に形
成し、このＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 が接種核として作用す
る。この理由から、Ｍｇ濃度が３／８×（Ｔ．Ｏ）より
低下すると、接種核の絶対量が不足すること、及び溶鋼
内に混在するＡｌ2 Ｏ3 を活用し、最小限の酸素を用い
た接種核（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）を形成できず、接種核
となるＭｇＯ（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）量が不足するの
で、凝固した鋳片の結晶組織を微細化できない。一方、
Ｍｇ濃度が５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５値を超えると、い
かに金属Ｍｇを添加しても微細化の働きが飽和して顕著
な効果が現れず、金属Ｍｇ等のコストが上昇する等の問
題が発生する。また、金属Ｍｇの添加量に対して、酸素
含有量（Ｔ．Ｏ）に余裕がある場合は、接種核としてＭ
ｇＯとＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 が混在する場合もある。な
お、Ａｌ2 Ｏ3 源としては、溶鋼１０を転炉、電気炉や
真空二次精錬（図示せず）により溶製する際に、耐火物
の溶出や脱酸生成物として溶鋼１０内に混入しており、
Ａｌ2 Ｏ3 の一部あるいは全てを用いることで、ＭｇＯ
・Ａｌ2 Ｏ3のスピネル化合物が形成される。また、連
続鋳造された鋳片１５を顕微鏡で５倍に拡大し、鋳片１
５の表層から８ｍｍの範囲の結晶組織のスケッチを図２
に示すが、鋳型１３の一次冷却で最初に凝固したチル晶
２０の内側に存在する結晶組織も微細な等軸結晶２１を
形成しており、結晶組織の微細化が十分になされてお
り、しかも、表層から８ｍｍ以上の内部も等軸結晶２１
に相当する微細な結晶組織にすることができた。この鋳
片１５を用いて圧延加工した鋼板も微細な結晶組織を備
えており、プレス加工した製品にリジングの発生はなか
った。なお、溶鋼１０のＭｇ％を高めるために、金属Ｍ
ｇの粒の他にＳｉ−Ｍｇ合金、Ｎｉ−Ｍｇ等Ｍｇ合金を
用いることもできる。
【００１０】また、前記タンディッシュ１１内の溶鋼１
０を予めＡｌ又はＡｌ合金を添加して脱酸を行って後
に、前述した様に酸素含有量（Ｔ．Ｏ）０．００２５重
量％に対し、３／８×（Ｔ．Ｏ）〜５×（Ｔ．Ｏ）＋
０．０５値に見合う０．０００９〜０．０６２５重量％
の範囲のＭｇ％になるようにタンディッシュ１１内の溶
鋼１０に金属Ｍｇの粒を添加することもできる。溶鋼１
０を予めＡｌ又はＡｌ合金を添加して脱酸を行うことに
より、転炉、電気炉及び二次精錬（図示せず）等によっ
て過剰に含有する酸素含有量を適正に低減できるので、
接種核として作用しないＡｌ2 Ｏ3 等の介在物を減少で
き、製品の耐食性の向上や介在物に起因する欠陥の発生
を防止できるのでより好ましい結果が得られる。
０を予めＡｌ又はＡｌ合金を添加して脱酸を行って後
に、前述した様に酸素含有量（Ｔ．Ｏ）０．００２５重
量％に対し、３／８×（Ｔ．Ｏ）〜５×（Ｔ．Ｏ）＋
０．０５値に見合う０．０００９〜０．０６２５重量％
の範囲のＭｇ％になるようにタンディッシュ１１内の溶
鋼１０に金属Ｍｇの粒を添加することもできる。溶鋼１
０を予めＡｌ又はＡｌ合金を添加して脱酸を行うことに
より、転炉、電気炉及び二次精錬（図示せず）等によっ
て過剰に含有する酸素含有量を適正に低減できるので、
接種核として作用しないＡｌ2 Ｏ3 等の介在物を減少で
き、製品の耐食性の向上や介在物に起因する欠陥の発生
を防止できるのでより好ましい結果が得られる。
【００１１】
【実施例】次に、フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方
法の実施例について説明する。まず、溶鋼は、転炉ある
いは電気炉等でクロム合金を添加し、Ｃを０．６０重量
％程度に脱炭精錬した後、真空二次精錬を行なったもの
を用いた。組成としては、Ｃを０．０１０〜０．０５１
重量％、Ｓｉを０．３３〜０．４０重量％、Ｍｎを０．
１８〜０．３５重量％、Ｐを０．０１０〜０．０２９重
量％、Ｓを０．００３〜０．００５重量％、クロムを１
０〜３０重量％、Ａｌを０．００１重量％、Ｎを０．０
０７２〜０．０１２４重量％、Ｔ．Ｏを０．００６９〜
０．００８４重量％含有したＡｌ脱酸を行わない場合
で、タンディッシュ１１内に、金属Ｍｇの粒を添加し、
酸素含有量（Ｔ．Ｏ）に対するＭｇ％を３／８×（Ｔ．
Ｏ）以上、且つ５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５以下に調整し
て鋳造した。この鋳片の結晶組織の微細化の状態（結晶
粒径）及びプレス加工後の耐食性とリジング発生ランク
を調査した（表１の実施例ＮＯ．１〜３）。なお、リジ
ングの評価は、ＪＩＳ５号の引張り試験片を作成して表
面を鏡面研磨したものに、１５％の引張り変形を与えた
後の表面のリジング（しわ）の高さからＡランク（１０
μｍ以下）、Ｂランク（１０〜２０μｍ未満）、Ｃラン
ク（２０μｍ以上）とした。
法の実施例について説明する。まず、溶鋼は、転炉ある
いは電気炉等でクロム合金を添加し、Ｃを０．６０重量
％程度に脱炭精錬した後、真空二次精錬を行なったもの
を用いた。組成としては、Ｃを０．０１０〜０．０５１
重量％、Ｓｉを０．３３〜０．４０重量％、Ｍｎを０．
１８〜０．３５重量％、Ｐを０．０１０〜０．０２９重
量％、Ｓを０．００３〜０．００５重量％、クロムを１
０〜３０重量％、Ａｌを０．００１重量％、Ｎを０．０
０７２〜０．０１２４重量％、Ｔ．Ｏを０．００６９〜
０．００８４重量％含有したＡｌ脱酸を行わない場合
で、タンディッシュ１１内に、金属Ｍｇの粒を添加し、
酸素含有量（Ｔ．Ｏ）に対するＭｇ％を３／８×（Ｔ．
Ｏ）以上、且つ５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５以下に調整し
て鋳造した。この鋳片の結晶組織の微細化の状態（結晶
粒径）及びプレス加工後の耐食性とリジング発生ランク
を調査した（表１の実施例ＮＯ．１〜３）。なお、リジ
ングの評価は、ＪＩＳ５号の引張り試験片を作成して表
面を鏡面研磨したものに、１５％の引張り変形を与えた
後の表面のリジング（しわ）の高さからＡランク（１０
μｍ以下）、Ｂランク（１０〜２０μｍ未満）、Ｃラン
ク（２０μｍ以上）とした。
【００１２】まず、実施例ＮＯ．１は、Ｔ．Ｏを０．０
０７２重量％含有し、Ｍｇ％を０．００２８重量％に調
整した場合であり、平均の結晶粒径１．５ｍｍの微細な
結晶組織が得られ、プレス加工後の耐食性及びリジング
発生ランクもＡの良好であり、総合評価が良好（○）な
結果であった。更に、実施例ＮＯ．２及びＮＯ．３は、
それぞれＴ．Ｏを０．００６９重量％、０．００８４重
量％含有し、Ｍｇ％について、ＮＯ．２では、０．０８
３５重量％、ＮＯ．３は、０．００５６重量％に調整し
た場合であり、ＮＯ．２は、平均の結晶粒径が０．７ｍ
ｍ、ＮＯ．３は、平均の結晶粒径が１．２ｍｍである微
細な結晶組織が得られ、同様にプレス加工後の耐食性及
びリジング発生ランクもＡの良好であり、総合評価が良
好（○）な結果であった。
０７２重量％含有し、Ｍｇ％を０．００２８重量％に調
整した場合であり、平均の結晶粒径１．５ｍｍの微細な
結晶組織が得られ、プレス加工後の耐食性及びリジング
発生ランクもＡの良好であり、総合評価が良好（○）な
結果であった。更に、実施例ＮＯ．２及びＮＯ．３は、
それぞれＴ．Ｏを０．００６９重量％、０．００８４重
量％含有し、Ｍｇ％について、ＮＯ．２では、０．０８
３５重量％、ＮＯ．３は、０．００５６重量％に調整し
た場合であり、ＮＯ．２は、平均の結晶粒径が０．７ｍ
ｍ、ＮＯ．３は、平均の結晶粒径が１．２ｍｍである微
細な結晶組織が得られ、同様にプレス加工後の耐食性及
びリジング発生ランクもＡの良好であり、総合評価が良
好（○）な結果であった。
【００１３】
【表１】
【００１４】また、Ｃを０．０１０〜０．０５１重量
％、Ｓｉを０．３３〜０．４０重量％、Ｍｎを０．１８
〜０．３５重量％、Ｐを０．０１０〜０．０２９重量
％、Ｓを０．００３〜０．００５重量％、クロムを１０
〜３０重量％、Ａｌを０．０５０〜０．１６０重量％、
Ｎを０．００７２〜０．０１２４重量％含む溶鋼に、Ａ
ｌを添加して脱酸を行いＴ．Ｏを０．００２３〜０．０
０５７重量％とした場合で、それぞれの酸素含有量
（Ｔ．Ｏ）に対してＭｇ％を前述の範囲に調整し、結晶
組織の微細化の状態（結晶粒径）及びプレス加工後の耐
食性とリジング発生ランクを調査した（表２の実施例Ｎ
Ｏ．４〜６）。実施例ＮＯ．４は、Ｍｇ％を０．０６０
５重量％に調整した場合であり、平均の結晶粒径が１．
５ｍｍである微細な結晶組織が得られ、プレス加工後の
耐食性及びリジング発生ランクもＡの良好であり、総合
評価が良好（○）な結果であった。更に、実施例ＮＯ．
５は、Ｍｇ％を０．００２３重量％、ＮＯ．６は、Ｍｇ
％を０．００４５重量％に調整した場合であり、ＮＯ．
５は平均の結晶粒径が０．７ｍｍ、ＮＯ．６は平均の結
晶粒径が１．２ｍｍである微細な結晶組織が得られ、同
様にプレス加工後の耐食性及びリジング発生ランクもＡ
の良好であり、総合評価が良好（○）な結果であった。
％、Ｓｉを０．３３〜０．４０重量％、Ｍｎを０．１８
〜０．３５重量％、Ｐを０．０１０〜０．０２９重量
％、Ｓを０．００３〜０．００５重量％、クロムを１０
〜３０重量％、Ａｌを０．０５０〜０．１６０重量％、
Ｎを０．００７２〜０．０１２４重量％含む溶鋼に、Ａ
ｌを添加して脱酸を行いＴ．Ｏを０．００２３〜０．０
０５７重量％とした場合で、それぞれの酸素含有量
（Ｔ．Ｏ）に対してＭｇ％を前述の範囲に調整し、結晶
組織の微細化の状態（結晶粒径）及びプレス加工後の耐
食性とリジング発生ランクを調査した（表２の実施例Ｎ
Ｏ．４〜６）。実施例ＮＯ．４は、Ｍｇ％を０．０６０
５重量％に調整した場合であり、平均の結晶粒径が１．
５ｍｍである微細な結晶組織が得られ、プレス加工後の
耐食性及びリジング発生ランクもＡの良好であり、総合
評価が良好（○）な結果であった。更に、実施例ＮＯ．
５は、Ｍｇ％を０．００２３重量％、ＮＯ．６は、Ｍｇ
％を０．００４５重量％に調整した場合であり、ＮＯ．
５は平均の結晶粒径が０．７ｍｍ、ＮＯ．６は平均の結
晶粒径が１．２ｍｍである微細な結晶組織が得られ、同
様にプレス加工後の耐食性及びリジング発生ランクもＡ
の良好であり、総合評価が良好（○）な結果であった。
【００１５】
【表２】
【００１６】これに対して、表３に示すように、Ｍｇ％
を０．００２５重量％とした比較例ＮＯ．１及びＭｇ％
を０．００１２重量％とした比較例ＮＯ．３では、Ｍｇ
Ｏの絶対量が不足して、ＭｇＯの接種核としての働きが
少なく、平均の結晶粒径が４．５ｍｍと、粗大組織とな
り、プレス加工の際にリジングが発生（ランクＣ）し
て、表面光沢が悪くなり、総合評価は悪い（×）結果と
なった。更に、Ｍｇ％を０．０６６０重量％にして上限
を超えた比較例ＮＯ．２では、過剰に金属Ｍｇを添加し
てＭｇ％を高くし過ぎたので、製品の耐食性が低下し、
総合評価として悪い（×）結果となった。
を０．００２５重量％とした比較例ＮＯ．１及びＭｇ％
を０．００１２重量％とした比較例ＮＯ．３では、Ｍｇ
Ｏの絶対量が不足して、ＭｇＯの接種核としての働きが
少なく、平均の結晶粒径が４．５ｍｍと、粗大組織とな
り、プレス加工の際にリジングが発生（ランクＣ）し
て、表面光沢が悪くなり、総合評価は悪い（×）結果と
なった。更に、Ｍｇ％を０．０６６０重量％にして上限
を超えた比較例ＮＯ．２では、過剰に金属Ｍｇを添加し
てＭｇ％を高くし過ぎたので、製品の耐食性が低下し、
総合評価として悪い（×）結果となった。
【００１７】
【表３】
【００１８】また、溶鋼を前述の組成条件及び金属Ｍｇ
の添加条件等を同じにして、造塊鋳造を実施し、鋳片の
凝固した結晶組織及びプレス加工後のリジングの発生状
況、表面光沢等を調査したが、前記の連続鋳造装置Ａを
用いた場合と同等の結果であった。
の添加条件等を同じにして、造塊鋳造を実施し、鋳片の
凝固した結晶組織及びプレス加工後のリジングの発生状
況、表面光沢等を調査したが、前記の連続鋳造装置Ａを
用いた場合と同等の結果であった。
【００１９】以上、本発明の実施の形態を説明したが、
本発明はこれらの実施の形態に限定されるものではな
く、要旨を逸脱しない条件の変更等は全て本発明の適用
範囲である。例えば、金属ＭｇあるいはＭｇ合金の添加
方法として、粒状物に代えて金属ＭｇあるいはＭｇ合金
のワイヤーを用いるか、又は、取鍋の溶鋼中に金属Ｍｇ
あるいはＭｇ合金を添加して、Ｍｇ％を高めても良い。
また、本実施の形態では、鋳片に圧下する方法を用いた
が、圧下を施さないで圧延加工を行うこともできる。
本発明はこれらの実施の形態に限定されるものではな
く、要旨を逸脱しない条件の変更等は全て本発明の適用
範囲である。例えば、金属ＭｇあるいはＭｇ合金の添加
方法として、粒状物に代えて金属ＭｇあるいはＭｇ合金
のワイヤーを用いるか、又は、取鍋の溶鋼中に金属Ｍｇ
あるいはＭｇ合金を添加して、Ｍｇ％を高めても良い。
また、本実施の形態では、鋳片に圧下する方法を用いた
が、圧下を施さないで圧延加工を行うこともできる。
【００２０】
【発明の効果】請求項１及び請求項２記載のフェライト
系ステンレス溶鋼の鋳造方法は、クロムを１０〜３０重
量％含有するフェライト系ステンレス溶鋼に、Ｍｇ又は
Ｍｇ合金を添加して、前記フェライト系ステンレス溶鋼
の酸素含有量に対するＭｇ％を３／８×（Ｔ．Ｏ）≦
（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５の範囲にして鋳
造するので、鋳片の結晶組織を微細化し、プレス等の二
次加工の際に発生するリジングを防止し、研磨等をする
ことなく優れた表面光沢と耐食性を保持できる。
系ステンレス溶鋼の鋳造方法は、クロムを１０〜３０重
量％含有するフェライト系ステンレス溶鋼に、Ｍｇ又は
Ｍｇ合金を添加して、前記フェライト系ステンレス溶鋼
の酸素含有量に対するＭｇ％を３／８×（Ｔ．Ｏ）≦
（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５の範囲にして鋳
造するので、鋳片の結晶組織を微細化し、プレス等の二
次加工の際に発生するリジングを防止し、研磨等をする
ことなく優れた表面光沢と耐食性を保持できる。
【００２１】特に、請求項２記載のフェライト系ステン
レス溶鋼の鋳造方法は、前記フェライト系ステンレス溶
鋼がＡｌ又はＡｌ合金によって脱酸されているので、過
剰な酸素含有量を抑制し、酸化物の混入による介在物に
起因する欠陥及び酸化物の混入による耐食性の低下を防
止できる。
レス溶鋼の鋳造方法は、前記フェライト系ステンレス溶
鋼がＡｌ又はＡｌ合金によって脱酸されているので、過
剰な酸素含有量を抑制し、酸化物の混入による介在物に
起因する欠陥及び酸化物の混入による耐食性の低下を防
止できる。
【図１】本発明の一実施の形態に係るフェライト系ステ
ンレス溶鋼の鋳造方法に用いる連続鋳造装置の概略図で
ある。
ンレス溶鋼の鋳造方法に用いる連続鋳造装置の概略図で
ある。
【図２】鋳片の部分断面の凝固組織図である。
【図３】従来の鋳片の部分断面の凝固組織図である。
Ａ 連続鋳造装置 １０ フェライト系ステンレス溶鋼（溶鋼） １１ タンディッシュ １２ 浸漬ノズ
ル １３ 鋳型 １４ 支持セグ
メント １５ 鋳片 １６ 圧下セグ
メント １７ ピンチロール ２０ チル晶 ２１ 等軸結晶
ル １３ 鋳型 １４ 支持セグ
メント １５ 鋳片 １６ 圧下セグ
メント １７ ピンチロール ２０ チル晶 ２１ 等軸結晶
フロントページの続き (72)発明者 紀成 康弘 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 阿部 雅之 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 クロムを１０〜３０重量％含有するフェ
ライト系ステンレス溶鋼に、金属Ｍｇ又はＭｇ合金を添
加して、前記フェライト系ステンレス溶鋼の酸素含有量
に対するＭｇ％を下記（１）式の範囲にして鋳造するこ
とを特徴とするフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方
法。 ３／８×（Ｔ．Ｏ）≦（Ｍｇ％）≦５×（Ｔ．Ｏ）＋０．０５・・・（１） ただし、Ｔ．Ｏは、フェライト系ステンレス溶鋼中の全
酸素含有量（重量％） Ｍｇ％は、フェライト系ステンレス溶鋼中のＭｇ含有量
（重量％） - 【請求項２】 前記フェライト系ステンレス溶鋼がＡｌ
又はＡｌ合金によって脱酸されていることを特徴とする
請求項１記載のフェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7332798A JPH11254107A (ja) | 1998-03-06 | 1998-03-06 | フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7332798A JPH11254107A (ja) | 1998-03-06 | 1998-03-06 | フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11254107A true JPH11254107A (ja) | 1999-09-21 |
Family
ID=13514975
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7332798A Pending JPH11254107A (ja) | 1998-03-06 | 1998-03-06 | フェライト系ステンレス溶鋼の鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11254107A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000061322A1 (fr) * | 1999-04-08 | 2000-10-19 | Nippon Steel Corporation | Piece en acier moule et produit en acier presentant une excellente aptitude au formage et procede de traitement d'acier en fusion prevu a cet effet, et procede de production associe |
-
1998
- 1998-03-06 JP JP7332798A patent/JPH11254107A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000061322A1 (fr) * | 1999-04-08 | 2000-10-19 | Nippon Steel Corporation | Piece en acier moule et produit en acier presentant une excellente aptitude au formage et procede de traitement d'acier en fusion prevu a cet effet, et procede de production associe |
| US6585799B1 (en) | 1999-04-08 | 2003-07-01 | Nippon Steel Corporation | Cast steel piece and steel product excellent in forming characteristics and method for treatment of molted steel therefor and method for production thereof |
| US6918969B2 (en) | 1999-04-08 | 2005-07-19 | Nippon Steel Corporation | Cast steel and steel material with excellent workability, method for processing molten steel therefor and method for manufacturing the cast steel and steel material |
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