JPH11323502A

JPH11323502A - 加工性と靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその鋳片

Info

Publication number: JPH11323502A
Application number: JP10127991A
Authority: JP
Inventors: Shinji Tsuge; 信二柘植; Hiroshi Fujimura; 浩志藤村
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-05-12
Filing date: 1998-05-12
Publication date: 1999-11-26

Abstract

(57)【要約】【課題】製造工程中で脆性破断を生ずることがなく、所
定の形状に加工することができる加工性と靱性に優れた
フェライト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０
４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１６〜３２％、
Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ａｌ：０．００１〜０．
１５％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、Ｏ（酸素）：
０．００１〜０．００６％、残部はＦｅおよび不可避的
不純物の化学組成で、鋼中に大きさが０．３〜５μｍの
Ａｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合介在物が分散した鋼
であり、その鋳片は等軸晶組織部の粒径が３ｍｍ以下、
等軸晶率が４０％以上である。この鋼は、所定量以下の
Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＭｇおよびＣａのいずれ
か１種または２種以上を含むことができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、加工性と靱性に優
れたフェライト系ステンレス鋼に関する。より詳しく
は、耐食性や耐候性が必要とされる温水器や貯水槽用、
自動車排気系用さらには金属屋根用の材料として使用さ
れる高耐食ステンレス鋼であって、プレス成形や曲げ加
工などの成形加工における加工特性（加工性）と耐衝撃
破壊特性（靱性）に優れたフェライト系ステンレス鋼と
その鋳片に関する。

【０００２】

【従来の技術】ＣｒとＭｏを多量に含有する高純度フェ
ライト系ステンレス鋼は、耐食性が良好であり、ＳＵＳ
４３４、同４３６Ｌ、同４４４、同４４７Ｊ１などの鋼
がＪＩＳに規格化されている。このようなフェライト系
ステンレス鋼は、ＣｒとＭｏの含有量が多いほど硬質で
伸びが小さく、最終製品（鋼材）の加工性および靱性を
確保することが困難であるという問題を有している。ま
た、同時にこのような鋼の製品を製造する工程において
は、靱性不足のために鋳片の脆性割れ、熱延鋼帯の脆性
破断などを惹起し、最終製品の歩留まりが大きく低下す
るという問題も有している。

【０００３】上記の問題を回避する手段としては、鋼中
のＣ、Ｎ、ＳおよびＯ（酸素）などの不純物元素を低減
することに精力が注がれ、高純度鋼が溶製されるように
なってきた。現状では、ＡＯＤやＶＯＤと呼ばれる脱炭
精錬炉によって３０％Ｃｒ鋼でさえ、ＣおよびＮの含有
量が５０ｐｐｍ以下、Ｓの含有量が１０ｐｐｍ以下、Ｏ
（酸素）の含有量が２０ｐｐｍ以下の鋼が量産できるよ
うになっている。

【０００４】高純度化されると、フェライト系ステンレ
ス鋼中の非金属介在物量が減少し、靱性が改善される。
また、鋼が軟質化し、伸びが向上する。ところが、この
ような高純度化は、一方でリジング特性と呼ばれる加工
性の劣化を招くという問題がある。

【０００５】ここで、リジングとは、鋼板をプレス成形
したときに見られる畝状のシワである。この畝状のシワ
は、無垢で使用されることの多いステンレス鋼の成形品
の美観を損ねる。このため、発生したリジングは、研磨
するなどして除去する必要があるが、この場合成形品の
製造コストが高くなる。

【０００６】フェライト系ステンレス鋼の薄板における
上記のリジングは、粗大な柱状組織を有する鋳片を熱間
圧延した場合、その粗大鋳造組織が十分微細化されずに
最終製品である鋼板に「コロニー」として残存してしま
うことに起因して発生する。なお、「コロニー」とは、
見かけは微細な結晶組織に見えるが、実は結晶方位の類
似した結晶粒群が領域をなして分布している状態をい
い、この結晶粒群がプレス成形などで塑性変形を受ける
と単結晶のように変形し、大きな畝状のシワとなるもの
を意味する。

【０００７】リジングの発生を防止するには、凝固組織
の微細化と熱間加工工程での再結晶による方法がある。
このうち、後者の方法では、熱間での強圧下、低温圧下
と引き続く焼鈍を行うことになる。しかし、Ｃｒ含有量
の多いフェライト系ステンレス鋼は、耐酸化性が良好な
ためにスケールが薄く、工具との焼付による表面疵が発
生しやすい。また、本質的に熱間での再結晶が起こりに
くいために、組織を微細化することが困難である。

【０００８】一方、前者の凝固組織の微細化技術として
は、例えばＴｉＮの核作用による方法（鉄と鋼、第６６
年（１９８０）第６号、１１０頁参照）や、溶鋼の電磁
誘導攪拌による方法（鉄と鋼、第６６年（１９８０）第
６号、３８頁参照）がある。

【０００９】しかし、ＴｉＮにより鋳片の組織を微細な
等軸晶にする方法は、例えば０．４質量％程度のＴｉや
０．０１６質量％程度のＮを鋼に含有させてＴｉＮを溶
鋼中に多量に分散析出させることが必要である。しか
も、溶鋼過熱度ΔＴを４０℃以下に下げるなどの条件を
組み合わせなければ微細（具体的には３ｍｍ以下の粒
径）な等軸晶組織が安定して得られない。

【００１０】さらに、多量のＴｉとＴｉＮは、鋼の靱性
を損ない、本発明が対象とするＣｒやＭｏを多く含有す
るフェライト系ステンレス鋼の問題点を大きくするため
逆効果である。また、溶鋼過熱度ΔＴを小さく制御する
ことは、必ずしも容易なことではなく、一旦溶鋼過熱度
ΔＴが小さくなりすぎた時には鋳造できないため、再昇
熱作業を必要とするなどの大きな問題を引き起こす。

【００１１】電磁誘導攪拌による方法の場合には、溶鋼
過熱度ΔＴが高くても、凝固途中の鋳片に対して攪拌位
置を適正化することによって４０〜６０％の等軸晶組織
を安定して確保することが可能である。しかし、微細な
等軸晶組織を得るには、やはり溶鋼過熱度ΔＴを２５℃
未満の低い値に制御する必要がある。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、連続鋳造し
た鋳片を熱間加工、焼鈍、冷間加工、焼鈍などの工程に
より最終製品を製造する過程において脆性割れの問題を
惹起することが少なく、かつ最終製品の加工性、靱性が
優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することにあ
る。具体的には、連続鋳造組織の４０％を超える部分が
微細な等軸晶になり、熱間加工により製造された中間製
品の靱性が良好であり、最終冷間加工製品の加工性と靱
性が優れるフェライト系ステンレス鋼を提供することに
ある。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）の加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス
鋼、および下記（２）の加工性と靱性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼の鋳片にある。

【００１４】（１）質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：
０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１６〜３
２％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ａｌ：０．００１
〜０．１５％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、Ｏ（酸
素）：０．００１〜０．００６％、Ｖ：０．１５％以
下、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｍｏ：５％
以下、Ｎｂ：０．４％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、
Ｃａ：０．００３％以下、残部はＦｅおよび不可避的不
純物の化学組成で、鋼中に大きさが０．３〜５μｍのＡ
ｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合介在物が分散した加工
性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼。

【００１５】（２）質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：
０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１６〜３
２％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ａｌ：０．００１
〜０．１５％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、Ｏ（酸
素）：０．００１〜０．００６％、Ｖ：０．１５％以
下、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｍｏ：５％
以下、Ｎｂ：０．４％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、
Ｃａ：０．００３％以下、残部はＦｅおよび不可避的不
純物の化学組成で、鋼中に大きさが０．３〜５μｍのＡ
ｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合介在物が分散してお
り、かつ等軸晶組織部の粒径が３ｍｍ以下、等軸晶率が
４０％以上である加工性と靱性に優れたフェライト系ス
テンレス鋼の鋳片。

【００１６】なお、Ａｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合
介在物とは、Ａｌ系介在物の周りをＴｉ系介在物が囲む
構成の介在物を指す。以下、簡単のため、上記のＡｌ系
介在物とＴｉ系介在物の複合介在物をＡｌ−Ｔｉ系複合
介在物ということもある。

【００１７】上記の本発明は、下記の知見に基づいて完
成させた。すなわち、発明者らは、連続鋳造したフェラ
イト系ステンレス鋼の化学組成、鋼中非金属介在物の析
出形態（内部構造、分散形態）および鋳片の組織につい
て詳細に調査、研究を行った。その結果、先ず下記〜
の知見を得た。

【００１８】ＴｉとＮの含有量が比較的少ないフェラ
イト系ステンレス鋼では、溶鋼過熱度ΔＴに関係なく、
微細で高い等軸晶率の鋳造組織とすることができる場合
がある。しかし、全く等軸晶が生成せず、粗大な柱状晶
組織となる場合もある。

【００１９】０．２％を超える量のＴｉを含有する鋼
では、安定して高い等軸晶率が得られる。ただし、等軸
晶の粒径は、必ずしも小さいものではなく、３ｍｍを超
えるものが存在する場合もある。この場合、鋼材の靱性
に乏しく、肉厚が５ｍｍ程度の鋼材での衝撃遷移温度は
室温を大きく上回る場合がほとんどである。

【００２０】主成分がＴｉとＮで、その他にＯ（酸
素）、Ｓ、Ｃを含むＴｉ系介在物は、溶鋼中に分散する
Ａｌ系介在物を核として不均一核生成する。したがっ
て、溶鋼中のＡｌ系介在物を制御することによってＴｉ
系介在物の析出温度、換言すればＴｉ系介在物の析出形
態を制御することができる。

【００２１】析出形態を適切な大きさ、析出時期を適
切に制御したＡｌ−Ｔｉ系複合介在物は、鋼の凝固時に
結晶核生成サイトになるので、高い率で微細な等軸晶を
形成させることが可能である。

【００２２】そこで、次に、上記の微細な等軸晶組織を
有する鋳片における析出形態を制御したＴｉ系介在物、
つまりＡｌ−Ｔｉ系複合介在物を構造分析した。

【００２３】すなわち、連続鋳造した厚さ２００ｍｍ、
幅１０５０ｍｍの鋳片の先端より１０ｍの位置から、表
皮下２０、５０および８０ｍｍの面を観察面とするため
の小型の試験片を採取し、鏡面に仕上げた。ただし、仕
上げ研磨は、水溶性介在物の消失や研磨材であるアルミ
ナ砥粒の残留を防止するために、アルコール中でダイヤ
モンド砥粒（粒径０．２５μｍ）により行った。次い
で、この観察面に存在する介在物を、高分解能オージェ
電子分光装置（以下、オージェ分光法という）、エネル
ギー分散型Ｘ線分光装置（以下、ＥＤＸ法という）ある
いは通常のＥＰＭＡを用いて調査した。

【００２４】なお、おもに、Ｃ、Ｎなどの軽元素の同定
はオージェ分光法、Ｍｇ以上の原子量の元素の同定はＥ
ＤＸ法に依った。その結果、下記〜の事項が明らか
になった。

【００２５】等軸晶の粒径が３ｍｍ以下の鋳片に存在
するＴｉ系介在物は、Ａｌ系介在物と複合して析出して
いる。このＴｉ系介在物の核となっているＡｌ系介在物
は、Ｔｉ系介在物が０．３〜５μｍであるのに対し、
０．１〜０．５μｍと非常に微細である。

【００２６】また、等軸晶の粒径は、鋳片の表皮から
の深さが深くなるのに従って大きくなる傾向を示し、８
０ｍｍ程度のところでほぼ最大値を示す。この粒径の変
化に対応してＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の大きさも変化し
ている。

【００２７】Ｔｉ系介在物生成の核として存在するＡ
ｌ系介在物には、Ａｌ、Ｏ、Ｃａ、Ｍｇ、ＴｉやＳなど
が含まれている。なお、このＡｌ系介在物中でのＡｌ、
Ｏ、Ｍｇ、Ｃａ、ＴｉやＳの含有率は、特に定まったも
のではないが、ＡｌとＯは必ず含まれており、その他の
元素は検出限界以下であることもある。また、Ａｌ系介
在物を覆うように析出したＴｉ系介在物は、主成分がＴ
ｉとＮで、その他にＯ、Ｓ、Ｃを含むものであるが、Ｔ
ｉとＮ以外のその他元素は検出限界以下であることもあ
った。

【００２８】図１に、上記のＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の
構造を示す。また、図２に等軸晶粒径が３ｍｍ以下の鋳
片に存在するＡｌ−Ｔｉ系複合介在物のＥＤＸ法による
分析結果の一例を示す。

【００２９】なお、上記と同様の方法で等軸晶率が１０
％と低い鋳片の粗大な柱状晶組織部を観察した結果、Ｔ
ｉ系介在物が認められた。しかし、その核は、上記のよ
うなＡｌ系介在物ではなく、他の酸化物（例えば、Ｓｉ
Ｏ₂ やＣａＯなど）であるか、または上記のようなＡｌ
系介在物であるが、複合介在物としての寸法（長径）が
０．３μｍ未満のものが主体であった。

【００３０】また、等軸晶率が１００％と高い鋳片につ
いて、粒径が３ｍｍを超える等軸晶組織部を観察した結
果、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物が認められた。しかし、大
きさが５μｍを超えるものが多く存在し、平均粒径がお
よそ３μｍ前後の粗大な析出形態を示すものであった。

【００３１】そこで更に、図１に示すようなＡｌ−Ｔｉ
系複合介在物を分散させることができる各成分の範囲に
ついて調査した。その結果、下記およびの事項が判
明した。

【００３２】Ｎ、ＴｉおよびＡｌの含有量をそれぞ
れ、Ｎ：０．００５質量％以上、Ｔｉ：０．０３質量％
以上、Ａｌ：０．００３〜０．０３質量％とすれば、粒
径が０．３〜５μｍのＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に
安定して分散する。

【００３３】しかし、Ｎ：０．００３質量％以上、Ｔ
ｉ：０．００３質量％以上、Ａｌ：０．００１〜０．１
５質量％と、Ｔｉの含有量を大幅に少なくする一方、Ａ
ｌの含有量を大幅に多くしても、粒径が０．３〜５μｍ
のＡｌ−Ｔｉ系複合介在物を鋼中に分散させることがで
き、しかも、この場合には、鋳片の等軸晶組織部の粒径
が３ｍｍ以下になるとともに、等軸晶率がほぼ４０％以
上になる。

【００３４】

【発明の実施の形態】以下、本発明の各要件について詳
しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質
量％」を意味する。

【００３５】（Ａ）鋼の化学組成Ｃ：Ｃは、フェライト系ステンレス鋼の加工性と靱性を
劣化させる元素であり、その含有量は少なければ少ない
ほどよい。しかし、過度の低減は、鋼の精錬コストの上
昇を招いて経済性が損なわれる。このため、経済性を考
慮してＣ含有量は、０．０１５％以下とした。好ましい
上限は、０．０１０％である。

【００３６】Ｓｉ：Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として添加す
るが、その含有量が０．０１％未満では十分な脱酸効果
が得られない。しかし、その含有量が１．０％超となる
過剰な添加は靱性を劣化させる。このため、Ｓｉ含有量
は、０．０１〜１．０％とした。好ましい範囲は、０．
０５〜０．５％である。

【００３７】Ｍｎ：Ｍｎは、添加しなくてもよい。添加
する場合、上記のＳｉと同様に、溶鋼の脱酸に寄与する
が、その効果を確実に得るためには、０．１％以上含有
させるのが望ましい。しかし、その含有量が１．０％超
となる過剰な添加は靱性を劣化させる。このため、Ｍｎ
含有量の上限は、１．０％とした。

【００３８】Ｐ：Ｐは、鋼中に不可避的に含まれ、靱性
と耐食性を劣化させる元素であるので、その含有量は低
ければ低いほど好ましい。しかし、０．０４％以下であ
れば特に問題ないので、その上限を０．０４％とした。

【００３９】Ｓ：Ｓは、上記のＰと同様に、鋼中に不可
避的に含まれ、耐食性を劣化させる元素であるので、そ
の含有量は低ければ低いほど好ましい。しかし、０．０
２％以下であれば特に問題ないので、その上限を０．０
２％とした。好ましい上限は０．００８％である。

【００４０】Ｃｒ：Ｃｒは、フェライト系ステンレス鋼
の耐食性を担う最も重要な元素であり、その含有量は１
６％以上が必要である。しかし、その含有量が３２％を
超えると靱性の確保が困難になる。このため、Ｃｒ含有
量は、１６〜３２％とした。

【００４１】Ｔｉ：Ｔｉは、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物を
形成させて、連続鋳造したフェライト系ステンレス鋼の
鋳造組織を微細にし、加工性を高めるのに必須の元素で
ある。また、Ｔｉは、鋼中のＮ、Ｃと結合して窒化物、
炭化物や炭窒化物を形成し、基地に固溶するＣ、Ｎを低
減してフェライト系ステンレス鋼の加工性、耐食性、靱
性を向上させる作用も有する。しかし、その含有量が
０．００３％未満では、連続鋳造した鋳片の等軸晶組織
部の粒径が３ｍｍ以下という所望の微細組織が得られな
い。一方、０．３％を超えて過剰に含有させると、熱間
加工後の中間製品の靱性を劣化させ、製造が困難にな
る。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００３〜０．３％
とした。

【００４２】なお、後述するように、鋳片における等軸
晶組織の微細化やＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の凝集粗大化
防止による靱性の改善のためには、Ｔｉを適正量のＡｌ
と複合して含有させることが重要である。Ｔｉによる上
記の作用が最も顕著に発現されるＴｉ含有量の範囲は、
０．０３〜０．２％である。

【００４３】Ａｌ：Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として添加さ
れるが、本発明においては、上記のＴｉと同様に、Ａｌ
−Ｔｉ系複合介在物を形成させて、連続鋳造したフェラ
イト系ステンレス鋼の鋳造組織を微細で等軸晶率の高い
組織とし、成形性を高めるために必須の元素である。し
かし、その含有量が０．００１％未満では、Ａｌ系介在
物の溶鋼中での析出量が少なく、この場合には、Ａｌ系
介在物を核として生成するＴｉ系介在物の生成量が少な
い。そのために、結晶核生成サイトが少ないので、鋳片
組織は粗大な柱状晶組織となってしまう。そして、上記
の鋳片から各種の鋼材を製造する場合、その最終製品の
加工性が極めて劣る。

【００４４】一方、Ａｌの含有量が０．１５％を超え、
Ａｌの脱酸作用が大きすぎる場合には、鋼中のＯ（酸
素）含有量が０．００１％未満となる。この場合には、
Ｔｉ系介在物の核となる酸化物系介在物が形成なされな
くなるので、均一に分散した細かいＡｌ−Ｔｉ系複合介
在物が形成されない。そのために、鋳造組織が粗大な柱
状晶組織となり、最終製品の加工性がやはり極めて劣
る。したがって、Ａｌ含有量は、０．００１〜０．１５
％とした。なお、Ａｌによる上記の作用が最も顕著に発
現されるＡｌ含有量の範囲は、０．００３〜０．０３％
である。

【００４５】Ｎ：Ｎは、Ａｌ系介在物を核として不均一
核生成したＴｉ系介在物、つまりＡｌ系介在物がＴｉ系
介在物（主成分はＴｉとＮ）で覆われたＡｌ−Ｔｉ系複
合介在物を形成させて、連続鋳造したフェライト系ステ
ンレス鋼の鋳造組織を微細で高い等軸晶率の組織とし、
成形性を高めるのに必須の元素である。しかし、その含
有量が０．００３％未満では所望の効果が得られない。
一方、０．０１５％を超えて含有させると靱性の著しい
低下を招く。したがって、Ｎ含有量は、０．００３〜
０．０１５％とした。好ましい範囲は、０．００３〜
０．０１％である。

【００４６】Ｏ（酸素）：Ｏは、表面疵の原因となる介
在物を形成するので、その含有量は低くするのが好まし
く、特に０．００６％を超えると靱性や成形性の著しい
低下をきたす。しかし、その含有量が０．００１％未満
では、Ａｌ系介在物が溶鋼中に分散析出しないので、所
望のＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の形成がなされず、鋳片の
鋳造組織が粗大な柱状晶組織となってしまう。そして、
上記の鋳片から各種の鋼材を製造する場合、その最終製
品の加工性は極めて劣る。したがって、Ｏ含有量は、
０．００１〜０．００６％とした。

【００４７】Ｖ：Ｖは、添加しなくてもよいが、ステン
レス鋼にはＶが不純物としてある程度含有されており、
靱性を劣化させる元素である。そして、その含有量が
０．１５％を超えると靱性が損なわれる。このため、Ｖ
の含有量は、０．１５％以下とした。

【００４８】Ｃｕ：Ｃｕは、添加しなくてもよい。添加
すれば、耐食性が向上するので、この効果を得たい場合
には添加することができる。しかし、その含有量が０．
１％未満では十分な効果が得られず、０．６％を超えて
含有させると靱性が損なわれる。このため、添加する場
合のＣｕ含有量は、０．１〜０．６％とするのが望まし
い。

【００４９】Ｎｉ：Ｎｉは、添加しなくてもよい。添加
すれば、靱性が向上するので、この効果を得たい場合に
は添加することができる。しかし、その含有量が０．１
％未満では十分な効果が得られず、３％を超えて含有さ
せると鋼が硬質化し、靱性および延性が損なわれる。こ
のため、添加する場合のＮｉ含有量は、０．１〜３％と
するのが望ましい。

【００５０】Ｍｏ：Ｍｏは、添加しなくてもよい。添加
すれば、耐食性が向上するので、この効果を得たい場合
には添加することができる。しかし、その含有量が０．
２％未満では十分な効果が得られず、５％を超えて含有
させると金属間化合物の析出が促進されて靱性が損なわ
れる。このため、添加する場合のＭｏ含有量は、０．２
〜５％とするのが望ましい。

【００５１】Ｎｂ：Ｎｂは、添加しなくてもよい。添加
すれば、加工性と耐食性が向上するので、これらの効果
を得たい場合には添加することができる。しかし、その
含有量が０．１％未満では十分な効果が得られず、０．
４％を超えて含有させると靱性が損なわれる。このた
め、添加する場合のＮｂ含有量は、０．１〜０．４％と
するのが望ましい。

【００５２】Ｃａ：Ｃａは、添加しなくてもよい。添加
すれば、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物中に入り、連続鋳造し
たフェライト系ステンレス鋼の鋳造組織を微細で高い等
軸晶率の組織とし、成形性を高める作用がある。この作
用が得られるＣａの含有量は、不純物として混入（鋼の
精錬時にスラグから混入）する量（例えば、０．０００
１％未満）であってもよい。勿論、Ｃａは、積極的に添
加したものであってもよい。

【００５３】しかし、その含有量が０．００３％を超え
る場合には、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の核となるＡｌ系
介在物の形成がなされず、Ｃａ系介在物に変える作用が
あるので、上記の組織微細化作用が失われる。このた
め、Ｃａ含有量は、積極的な添加の有無に関係なく、
０．００３％以下とした。なお、本発明のフェライト系
ステンレス鋼により良好な耐食性と靱性を兼ね備えさせ
るためには、Ｃａの含有量を０．０００５％以下とする
のが好ましい。

【００５４】Ｍｇ：Ｍｇは、添加しなくてもよい。添加
すれば、上記のＣａと同様に、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物
中に入り、連続鋳造したフェライト系ステンレス鋼の鋳
造組織を微細で高い等軸晶率の組織とし、成形性を高め
る作用がある。この作用が得られるＭｇの含有量は、不
純物として混入（鋼の精錬時にスラグ、耐火物などから
混入）する量（例えば、０．０００１％未満）であって
もよい。勿論、Ｍｇは、積極的に添加したものであって
もよい。

【００５５】しかし、その含有量が０．００３％を超え
る場合には、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の核となるＡｌ系
介在物の形成がなされず、Ｍｇ系介在物に変える作用が
あるので、上記の組織微細化作用が失われる。このた
め、Ｍｇ含有量は、積極的な添加の有無に関係なく、
０．００３％以下とした。なお、本発明のフェライト系
ステンレス鋼により良好な耐食性と靱性を兼ね備えさせ
るためには、Ｍｇの含有量を０．０００５％以下とする
のが好ましい。

【００５６】（Ｂ）Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物上記の化学組成を有するフェライト系ステンレス鋼の加
工性と靱性を高めるためには、その大きさ（寸法（長
径））が０．３〜５μｍのＡｌ−Ｔｉ系複合介在物を鋼
中に分散させておくことが重要である。

【００５７】本発明のフェライト系ステンレス鋼では、
Ａｌ系介在物がＴｉ系介在物で覆われたＡｌ−Ｔｉ系複
合介在物は、鋳片の等軸晶化に不可欠の介在物である。

【００５８】この複合介在物を構成する必須元素は、Ａ
ｌ系介在物ではＡｌとＯであり、Ｔｉ系介在物ではＴｉ
とＮである。その他の構成元素としては、Ａｌ系介在物
にはＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｓなどを含んでいてもよく、Ｔ
ｉ系介在物にはＯ、Ｓ、Ｃなどを含んでいてもよい。Ａ
ｌ系介在物にＣａとＭｇのうちのいずれか一方または両
方が含まれる場合には、鋳片の等軸晶化が一層促進され
る。

【００５９】フェライト系ステンレス鋼では、耐酸化性
などを高めるために酸化物、窒化物を形成する能力の高
いＺｒ、Ｙ、Ｔａ、ＬａおよびＣｅなどの希土類元素を
添加する場合があるが、鋼がこのような元素を含有する
場合、必ずＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の中にそれらの元素
が認められることが多い。いずれの場合も、本発明の要
旨とするＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の作用を妨げるもので
はない。

【００６０】Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物を核として等軸晶
を形成させるためには、この複合介在物の大きさが０．
３μｍ以上あることが必要である。この場合、等軸晶率
は、ほぼ４０％以上確保することが可能である。ただ
し、０．３μｍ未満の介在物が同時に含まれている場合
もあるが、この場合でも０．３μｍ以上のＡｌ−Ｔｉ系
複合介在物が存在すれば何ら問題ない。

【００６１】鋼中に分散する上記のＡｌ−Ｔｉ系複合介
在物の分布量は、検鏡面にて１０個／ｍｍ² 以上とする
ことが好ましい。鋳片の組織は、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在
物が多ければ多いほど微細になるので、Ａｌ−Ｔｉ系複
合介在物の鋼中における分布量は、前述のＡｌ含有量、
Ｔｉ含有量によって定まる量まで許容できる。

【００６２】Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物をこのように分散
させたフェライト系ステンレス鋼の靱性を確保するため
には、鋼の化学組成を本発明で規定する範囲内とするこ
とに加えて、Ａｌ−Ｔｉ系介在物の大きさを５μｍ以下
とすることが必要である。この介在物の大きさが５μｍ
を超えると、熱間加工で製造した肉厚が５ｍｍ程度の中
間製品の衝撃遷移温度が室温を大きく上回り、常法での
製品の製造が困難となる。

【００６３】鋳片の鋳造組織は、粒径が３ｍｍ以下の等
軸晶組織が鋳片横断面の面積率で４０％以上存在するこ
とが望ましく、そのためには、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物
の平均粒径を３μｍ以下とするのがよい。この平均粒径
が大きければ等軸晶組織の粒径は大きくなる。

【００６４】ここで、複合介在物の大きさは、先に述べ
た鋳片の検鏡面より介在物を抽出したレプリカについて
透過型電子顕微鏡で測定したものである。その他の測定
として検鏡面を軽く腐食し、走査型電子顕微鏡での直接
測定も可能である。この場合には、測定面積を数ｍｍ平
方に拡大することができる。測定面積をどんどん拡大し
て行けば、存在する介在物の最大寸法は大きくなる可能
性があるが、ここでの介在物の大きさは、測定面積１ｍ
ｍ² 程度で求められる大きさと定義する。

【００６５】以上の理由から、本発明で用いる鋳片は、
３ｍｍ以下の粒径で４０％以上の等軸晶率の組織とし、
これより製造される鋼材の加工性と靱性を良好とするた
めに、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の大きさを０．３〜５μ
ｍと規定した。なお、鋳片に存在するＡｌ−Ｔｉ系複合
介在物は、その後の熱間圧延加工などの加工では、その
大きさと形状はほとんど変化しない。

【００６６】上記したようなＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の
形態は、基本的には、鋼中のＮ、Ｔｉ、ＯおよびＡｌの
含有量によって決定される。しかし、Ａｌ−Ｔｉ系複合
介在物のフェライト系ステンレス鋼中の分散形態を適正
化するためには、鋼が前記（Ａ）項で述べた化学組成を
有しているだけでは十分でない場合があるので、例え
ば、通常の方法によって溶製した後、ＡＯＤやＶＯＤと
いった２次精錬炉で脱Ｃ、脱Ｎを行い、次いで、酸化し
たＣｒを還元するためにＳｉまたはＡｌを添加し、さら
にＯ（酸素）含有量を充分低めた後でＡｌとＴｉを添加
し、非酸化性環境で連続鋳造するのがよい。

【００６７】以下、実施例により、本発明を説明する。

【００６８】

【実施例】表１に示す化学組成を有する１５種類のフェ
ライト系ステンレス鋼を各々６０〜２４０トン溶製し、
厚さが２００ｍｍ、幅が１０５０ｍｍの鋳片に連続鋳造
した。なお、No. １０を除く他の鋼は、通常の方法で溶
製した後、２次精錬炉で脱Ｃ、脱Ｎを行い、次いで、酸
化したＣｒを還元するためにＳｉまたはＡｌを添加し、
さらにＯ（酸素）含有量を充分低めた後にＡｌとＴｉま
たはＴｉのみを添加し、連続鋳造した。一方、No. １０
の鋼は、通常の方法で溶製した後、２次精錬炉で脱Ｃ、
脱Ｎを行い、酸化したＣｒを還元するためにＡｌを添加
し、次いで、Ｏ（酸素）含有量を十分低めた後にＴｉを
添加し、更にＣａも添加して、連続鋳造した。

【００６９】なお、表１中、No. １〜１０は化学組成が
本発明で規定する範囲内である本発明例の鋼、No. １１
〜１５は化学成分のいずれかが本発明で規定する範囲か
ら外れる化学組成を有する比較例の鋼である。

【００７０】

【表１】

【００７１】これらの鋼からなる鋳片の鋳造方向に垂直
な断面の幅中央部（厚さ２００ｍｍ、長さ１００ｍｍ）
を王水（硝酸と塩酸の体積比が１：３）で腐食してその
組織を観察した。そして、３／８厚さ部（表皮下７５ｍ
ｍ）の結晶粒径を切片法により求めた。この時、求めら
れた平均切片長さＬより、平均粒径ｄを、式『ｄ＝１．
１２Ｌ』により求めた。また、等軸晶率は、等軸晶粒と
柱状晶粒の面積比率より求めた。

【００７２】これら鋳片は、通常の方法で１１５０〜１
２８０℃に加熱して熱間圧延し、４．５ｍｍ厚の鋼板に
仕上げた。

【００７３】上記の４．５ｍｍ厚の鋼板から切り出した
試験片を、アルコール中でダイヤモンド砥粒研磨仕上げ
し、鋼板断面の１／４板厚部に相当する部位を走査型電
子顕微鏡で観察し、複合構造をもつ介在物であることを
ＥＤＸ法により組成を分析して確認し、Ａｌ−Ｔｉ系複
合介在物の大きさと個数の分布を調査した。ＥＤＸ法の
分析範囲は、各試料当たり０．５ｍｍ×２ｍｍの視野と
し、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の平均粒径と最大粒径およ
び個数を求めた。

【００７４】さらに、４．５ｍｍ厚の鋼板は、常法によ
り焼鈍と酸洗を加え、焼鈍酸洗鋼板とした。そして、こ
の焼鈍酸洗鋼板より衝撃特性を測定するためのサブサイ
ズシャルピー試験片を圧延直角方向より採取し、破壊面
進行方向が圧延方向となるように衝撃試験を行って、延
性−脆性遷移温度（ｖＴｓ）を測定した。

【００７５】上記の４．５ｍｍ厚の焼鈍酸洗鋼板は、表
裏面を研磨して表面粗度を調整した後、１．２ｍｍ厚に
まで冷間圧延した。次いで、この冷間圧延した鋼板を、
燃焼ガス中で９３０〜１０３０℃の温度で２０〜３０秒
間均熱焼鈍した。焼鈍に際しての昇温速度と降温速度
は、いずれも１０〜２０℃／秒の範囲とした。

【００７６】上記のようにして得られた１．２ｍｍ厚の
焼鈍鋼板から、圧延方向に対して９０度方向にＪＩＳ
Ｚ２２０１に規定される１３Ｂ号の引張試験片を採取
し、評点間距離５０ｍｍで室温の引張試験を行い、破断
伸び（％）を測定した。

【００７７】また、上記の１．２ｍｍ厚の焼鈍鋼板から
圧延方向と平行に、ＪＩＳＺ２２０１に規定される
５号引張試験片を採取し、その平行部を鏡面仕上げした
後、常温で引張変形させて耐リジング性を評価した。す
なわち、評点間距離５０ｍｍが６０ｍｍに変形したとき
（つまり２０％引張変形）、表面粗度計を用いて引張方
向に垂直に走査して表面に発生したうねりの高さ（μ
ｍ）を調査し、表２に示す基準に従って耐リジング性の
評価を行った。なお、本発明が目標とする耐リジング性
は、表２に示す指標のうち、ＡとＢである。

【００７８】

【表２】

【００７９】以上の各調査結果を、表３にまとめて示し
た。

【００８０】

【表３】

【００８１】表３から明らかなように、化学組成が本発
明で規定する範囲内にあり、かつ平均粒径０．３〜５μ
ｍの大きさのＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分散して
いる本発明例の鋼（No. １〜９）では、その鋳片の等軸
晶率が４５％以上であり、等軸晶粒径も３．０ｍｍ以下
と微細であった。図３は、No. ３の鋼からなる鋳片の鋳
造組織を示すもので、図の左右方向が鋳片の厚さ方向で
ある。

【００８２】また、これら本発明例の鋼の鋳片から製造
された４．５ｍｍ厚の熱間圧延焼鈍酸洗板の衝撃遷移温
度（ｖＴｓ）は、いずれも４５℃以下であり、常法の表
面研磨、冷間圧延の製造において脆性割れを生ずること
がなかった。さらに、最終製品の１．２ｍｍ厚の焼鈍鋼
板は、いずれも２６．５％以上の高い伸びを示し、しか
も耐リジング性の指標はいずれもＡまたはＢで優れてい
た。

【００８３】これに対して、化学組成は本発明で規定す
る範囲内であるが、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分
散していない鋼（No. １０）では、その鋳片の等軸晶率
が５％と低く、等軸晶粒径も４．３ｍｍと粗大であっ
た。図４は、その鋳造組織を示すもので、図の左右方向
が鋳片の厚さ方向である。このため、この鋳片から製造
された最終製品の１．２ｍｍ厚の焼鈍鋼板の伸びは２
５．２％と低く、しかも耐リジング性の指標もＤと劣っ
ていた。

【００８４】一方、化学成分（Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ、Ｏ）の
うちのいずれか１つ以上の含有量が本発明で規定する範
囲から外れる比較例の鋼（No. １１〜１５）のうち、N
o. １１〜１４の鋼は、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中
に分散しておらず、鋳片の等軸晶率が５〜３５％と低
く、かつ等軸晶粒径も３．２〜５．４ｍｍと大きく、上
記のNo. １０の鋼の場合と同様に、鋳片の鋳造組織が粗
大であり、しかも最終製品の１．２ｍｍ厚の焼鈍鋼板の
伸びは２２．７〜２５．８％と低くかった。このため、
耐リジング性は、指標がＣまたはＤで劣っていた。

【００８５】なお、No. １４の鋼の鋳片から製造された
４．５ｍｍ厚の焼鈍酸洗鋼板は、衝撃遷移温度（ｖＴ
ｓ）が７５℃と極めて高くて靱性が低く、表面研削作業
中に脆性割れが激しく発生し、鋼板が破断した。

【００８６】また、No. １５の鋼は、鋼中にＡｌ−Ｔｉ
系複合介在物が分散し、かつ鋳片の等軸晶率も９０％と
高いものの、等軸晶粒径の平均粒径が３．８ｍｍと大き
く、鋳片の鋳造組織がやや粗大であり、しかも５μｍを
超える大きなＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が存在していた。
このため、耐リジング性は、指標がＣで劣っており、し
かも４．５ｍｍ厚の焼鈍酸洗鋼板の衝撃遷移温度（ｖＴ
ｓ）が６０℃と高くて靱性が低く、靱性が低いために表
面研削作業中に脆性割れが発生した。

【００８７】

【発明の効果】本発明のフェライト系ステンレス鋼は、
その鋳片の組織に占める微細な等軸晶の割合が多いの
で、製造工程の厚肉の中間製品の靱性が良好で、最終製
品の加工性と靱性が優れる。このため、鋼材の製造工程
での脆性破断トラブルが回避できるし、製品歩留まりも
向上する。したがって、本発明によれば、脆性割れやリ
ジングなどのない高い加工性と靱性を備えた製品を比較
的安価に提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の概要を示す図であ
る。

【図２】等軸晶粒径が３ｍｍ以下の鋳片に存在するＡｌ
−Ｔｉ系複合介在物のＥＤＸ法による分析結果の一例を
示す図である。

【図３】実施例におけるNo. ３の鋼の鋳片の鋳造組織を
示す図で、図の左右方向が鋳片の厚さ方向である。

【図４】実施例におけるNo. １０の鋼の鋳片の鋳造組織
を示す図で、図の左右方向が鋳片の厚さ方向である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０
４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１６〜３２％、
Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ａｌ：０．００１〜０．
１５％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、Ｏ（酸素）：
０．００１〜０．００６％、Ｖ：０．１５％以下、Ｃ
ｕ：０．６％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｍｏ：５％以下、
Ｎｂ：０．４％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｃａ：
０．００３％以下、残部はＦｅおよび不可避的不純物の
化学組成で、鋼中に大きさが０．３〜５μｍのＡｌ系介
在物とＴｉ系介在物の複合介在物が分散している加工性
と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【請求項２】質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０
４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１６〜３２％、
Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ａｌ：０．００１〜０．
１５％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、Ｏ（酸素）：
０．００１〜０．００６％、Ｖ：０．１５％以下、Ｃ
ｕ：０．６％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｍｏ：５％以下、
Ｎｂ：０．４％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｃａ：
０．００３％以下、残部はＦｅおよび不可避的不純物の
化学組成で、鋼中に大きさが０．３〜５μｍのＡｌ系介
在物とＴｉ系介在物の複合介在物が分散しており、かつ
等軸晶組織部の粒径が３ｍｍ以下、等軸晶率が４０％以
上である加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス
鋼の鋳片。