JPH11350078A

JPH11350078A - 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼鋳片

Info

Publication number: JPH11350078A
Application number: JP15699798A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Fujimura; 浩志藤村; Shinji Tsuge; 信二柘植
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-06-05
Filing date: 1998-06-05
Publication date: 1999-12-21

Abstract

(57)【要約】【課題】連続鋳造した鋳片を熱間加工及び冷間加工によ
って、表面疵、割れや破断を生ずることなく、所定の形
状に加工することができる成形性に優れたフェライト系
ステンレス鋼とその鋳片を提供する。【解決手段】質量％で、C：0.02超〜0.10％、N：0.00
3〜0.05％、Si：0.03〜1.0％、Mn≦1.0％、P≦0.04％、
S≦0.03％、Cr：14〜18％、Ti：0.02〜0.3％、O：0.001
〜0.005％、Al：0.003〜0.015％、Ca≦0.0005％、Mg≦
0.0005％、 Ni≦0.6％、残部 Fe及び不純物の化学組成
で、鋼中にAl系介在物とTi系介在物の複合介在物が分散
した成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼。上記
の化学組成を備え、等軸晶率が７０％を超えるフェライ
ト系ステンレス鋼鋳片。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、成形性に優れたフ
ェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼
鋳片に関する。より詳しくは、連続鋳造した鋳片を熱間
加工及び冷間加工によって、表面疵、割れや破断を生ず
ることなく、所定の形状に加工することができる成形性
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】フェライト系ステンレス鋼には、通常１
１質量％以上の多量のＣｒが含まれているので、所謂
「普通鋼」に比べて再結晶温度が高い。したがって、フ
ェライト系ステンレス鋼の場合、熱間加工組織を再結晶
させて微細化することが困難であり、このため、張り出
し性、深絞り性、曲げ加工性、溶接部加工性などの「成
形性」が普通鋼より劣る。

【０００３】しかし、フェライト系ステンレス鋼は耐食
性に優れ、長期間に亘って美しい表面光沢を保持し続
け、しかも、オーステナイト系ステンレス鋼やオーステ
ナイト・フェライト系のステンレス鋼などとは違って高
価な元素であるＮｉを含まないので安価である。このた
め、フェライト系ステンレス鋼が厨房機器、家電機器、
自動車用部品などの広い分野で使用されてきた。

【０００４】近年では、特にフェライト系ステンレス
鋼、なかでもＳＵＳ４３０鋼が、前記の各種用途に無垢
で使用されることが多くなり、装飾性も要求されるよう
になって、耐食性や成形性とともに成形後の表面美観の
良さも要求されてきた。

【０００５】しかしながら、ＳＵＳ４３０には通常０．
０５〜０．０７重量％程度のＣが含有されているため、
冷間での成形性は低く、又、リジング（別名ローピン
グ）と呼ばれる表面美観を著しく損なう現象の発生も顕
著である。なお、リジングとは、フェライト系ステンレ
ス鋼の薄板をプレス成形する時にその発生が問題となる
鋼板面に現れる畝状のシワであり、リジングの程度が大
きい場合はこれが原因となって成形中に割れが生ずるこ
ともある。更に、リジングが生じたステンレス成形品が
無垢で使用されると美観を損ねることになるし、このシ
ワを研磨により除去すると製造コストが嵩んでしまう。

【０００６】ＳＵＳ４３０の成形性を高めるために、Ｃ
及びＮの含有量を低くし、更にＣ、Ｎの安定化元素であ
るＴｉやＮｂなどを含有させて所謂「高純度フェライト
系ステンレス鋼」にすれば相変態が起こらない。したが
って、その凝固後の組織は室温までほぼフェライト単相
の粗大なものとなって、３００℃以下での衝撃的な変形
に対して著しく脆くなってしまう。このため、特に連続
鋳造法によって高純度フェライト系ステンレス鋼を製造
すると、大きな表面割れを生ずることがある。この表面
割れは、鋳片に延性−脆性遷移温度（延性と脆性との遷
移温度）以下の温度域で大きな熱応力が作用した場合、
この応力によって生じた脆性亀裂が鋳片の表面まで達す
ることに起因する。上記の表面割れが生じた鋳片は、こ
れに熱間圧延を初めとする熱間加工を施すと工程途中で
破断してしまう。更に、表面割れが極めて大きい場合に
は熱間加工のための加熱時に、加熱炉内で鋳片が破断
し、その破断片が落下して加熱炉の操業を停止せざるを
得なくなる事態も生ずる。

【０００７】一方、フェライト系ステンレス鋼の薄板に
おける前記リジングの発生は、粗大な鋳造組織を有する
鋳片を熱間圧延した場合、その粗大鋳造組織に起因して
鋼板の圧延方向に結晶方位の類似した領域が残存してし
まうことに起因する。そして、このリジングは熱間圧延
以降の加工と熱処理による再結晶が不十分な場合に発生
する。つまり、上記の残存した結晶方位領域は、プレス
などで引張変形を受けると単結晶のように塑性変形して
しまうので、大きな畝状シワとなるのである。

【０００８】なお、リジングの発生を防止する基本対策
は、鋼の組織を微細化させることである。例えば、熱間
圧延時に強圧下することで再結晶を促進させて組織を微
細化する方法がリジングの発生防止に対して有効であ
る。しかし、熱間での強圧下圧延は表面疵を誘発する場
合があり、その疵の除去には後工程で研削を行う必要が
あり、コスト上昇を招いてしまう。

【０００９】したがって、リジング発生の防止のために
は熱間で強圧下圧延して再結晶を促進させるよりも、鋳
造組織を微細にする方法、例えば、鋳造組織を微細な等
軸晶とすることの方が有効である。鋳造組織を微細にし
ておけば、再結晶核生成サイトとしての粒界の占める割
合が多くなり、製造工程中に再結晶が進んで組織が微細
化するので、強圧下圧延による表面疵発生の問題が防止
できるからである。

【００１０】鋳片の等軸晶微細化の技術としては、例え
ば、ＴｉＮの核作用による方法（鉄と鋼、第６６年（１
９８０）第６号、１１０ページ）や、溶鋼の電磁誘導撹
拌による方法（鉄と鋼、第６６年（１９８０）第６号、
３８ページ）、溶鋼過熱度ΔＴを４０℃以下にして金型
水冷鋳型で鋳造する方法が報告されている。

【００１１】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
溶鋼中に多量に析出させることが必要であり、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７０％を超える等軸晶率が得られない。
しかし、多量のＴｉは熱間加工時の表面疵の発生原因と
なる場合があるし、操業時に各鋳込み毎の△Ｔ変動幅を
小さく制御することは必ずしも容易なことではない。更
に、ＴｉＮが鋳造から熱間加工を経る間に粗大に成長
し、靭性を著しく低下させるので、例えば、コイル状の
熱延鋼帯を展開する際や次にそれを冷間圧延する際に破
断することもあった。一方、最近の精錬技術の進歩によ
り、鋼が含有するＣとＮの量の和であるＣ＋Ｎ量を低減
することが可能となり、それに伴って成形性及び耐食性
から必要とされるＴｉの含有量も低くすることが可能に
なっているので、より少量のＴｉＮによる等軸晶生成法
が望まれていた。

【００１２】電磁誘導撹拌による方法の場合にはΔＴが
高くても、凝固途中の鋳片に対し溶鋼の撹拌位置を適正
化することによって、４０〜６０％の等軸晶率を安定し
て確保することができる。しかし、より高い等軸晶率を
得るには、やはりΔＴを２５℃未満の低い値に制御する
必要がある。

【００１３】溶鋼過熱度ΔＴを４０℃以下にして金型水
冷鋳型で鋳造する方法は、凝固組織を微細化するのに非
常に有効な手段である。しかし、ΔＴを４０℃以下に制
御することも必ずしも容易なことではない。

【００１４】フェライト系ステンレス鋼に関しては、Ｔ
ｉを添加して鋼中のＣ、Ｎを炭窒化物として安定化析出
させて、耐食性と加工性を高めたものが数多く開発され
てきた。更に、Ｔｉを添加したフェライト系ステンレス
鋼には脱酸元素としてＡｌの添加が一般的に行われてき
た。

【００１５】しかしながら、一般に、Ｔｉ、Ａｌを添加
した鋼の場合には、Ｔｉ及びＡｌ系の非金属介在物（主
としてＴｉＯ_X（X＝1〜2）及びＡｌ₂Ｏ₃の酸化物）が溶
鋼中で生成・凝集する。したがって、この溶鋼を連続鋳
造すると、タンディッシュからモールドへ注ぐ途中で浸
漬ノズルの内壁に上記非金属介在物が付着してノズル詰
まりが生じてしまう。又、浸漬ノズルの内壁に一旦付着
した上記の非金属介在物が剥離し鋳片の表層で捕捉され
ると、次の工程である熱間加工時にこの非金属介在物が
起点となって鋼材の表面に疵が発生する。そこで、この
ノズル詰まり及び表面疵を回避する手段が種々提案され
ている。

【００１６】例えば、特開平６−１０６３１２号公報に
は、タンディッシュからモールドへ溶鋼を注ぐために使
用する浸漬ノズル内壁に不活性Ａｒガスを吹き付けてノ
ズル詰まりを回避する技術が開示されている。しかしこ
の技術を用いた場合は、スラブ表層にＡｒのピンホール
（気泡）が形成することから、鋼板表面にピンホール起
因のヘゲ疵が発生しやすくなる。

【００１７】又、Ａｌ添加鋼の場合、溶鋼へのＣａ添加
はＡｌ₂Ｏ₃をＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃の形の複合介在物として
低融点化させるので、浸漬ノズルの内壁に非金属介在物
であるＡｌ₂Ｏ₃が付着することを防止するのに有効であ
る。しかし、この技術の場合には、ＣａがＣａ系介在
物、なかでもＣａＯとして鋼中に残留すると耐孔食性の
劣化が生ずる。

【００１８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、連続鋳造した鋳片を熱間加工及び
冷間加工によって所定の形状に表面疵、割れや破断を生
ずることなく加工することができる成形性に優れたフェ
ライト系ステンレス鋼とその鋳片を提供することにあ
る。具体的には、連続鋳造組織の７０％を超える部分が
微細な等軸晶になり、熱間及び冷間での加工工程におい
て表面疵、割れや破断が発生せず、良好な成形性を有す
るフェライト系ステンレス鋼とその鋳片を提供すること
にある。

【００１９】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及び
（２）のフェライト系ステンレス鋼鋳片にある。

【００２０】（１）質量％で、Ｃ：０．０２％を超えて
０．１０％以下、Ｎ：０．００３〜０．０５％、Ｓｉ：
０．０３〜１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０
４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１４〜１８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｏ（酸素）：０．００１〜
０．００５％、Ａｌ：０．００３〜０．０１５％、Ｃ
ａ：０．０００５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以下、
Ｎｉ：０．６％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物の化
学組成で、鋼中にＡｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合介
在物が分散した成形性に優れたフェライト系ステンレス
鋼。

【００２１】（２）上記（１）に記載の化学組成を備
え、等軸晶率が７０％を超えるフェライト系ステンレス
鋼鋳片。

【００２２】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、簡単のために上記のＡｌ系
介在物とＴｉ系介在物の複合介在物をＡｌ−Ｔｉ系複合
介在物とも言う。

【００２３】本発明者らは、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、分散状態）及び鋳片の組織について調査・
研究を行った。その結果、先ず下記の知見を得た。

【００２４】（イ）連続鋳造した後の凝固後の冷却過程
において、フェライト系ステンレス鋼に１０〜５０％程
度のオーステナイトが生成し、このオーステナイトが２
００℃付近の温度域でマルテンサイト変態して熱膨張す
れば、この変態応力によって鋳片に発生する熱応力が緩
和されるので、鋳片には表面割れが発生せず、２００℃
以下の所謂「冷塊」とすることが可能である。

【００２５】（ロ）フェライト系ステンレス鋼において
凝固後の冷却過程でオーステナイトを一部生成させるた
めには、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎなどオーステナイト安定化
元素を添加すれば良く、前記元素のうちでもＣを添加す
れば製造コストを低く抑えることができる。

【００２６】（ハ）ＴｉとＮの含有量が比較的少量のフ
ェライト系ステンレス鋼においては、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。

【００２７】（ニ）Ａｌで強脱酸し、次いで、Ｔｉを添
加した後で鋳造され、０．０１５質量％を超える量のＡ
ｌを含有する鋼では、Ａｌ系酸化物やＴｉ系介在物（Ｔ
ｉＯ_X（X＝1〜2）やＡｌ₂Ｏ₃とＴｉＯ_Xとの複合介在物
など）の凝集が促進される。このＡｌ系酸化物やＴｉ系
介在物が凝集した鋳片を表面研削なしに熱間加工すると
必ず表面疵が発生してしまう。

【００２８】（ホ）主成分がＴｉ、Ｎで、その他にＯ、
Ｓや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。

【００２９】（ヘ）析出形態を制御したＴｉ系介在物は
鋼の凝固時に結晶核生成サイトになるので、高い率で等
軸晶を形成させることが可能である。

【００３０】そこで次に、上記の等軸晶率の高い鋳片に
おける析出形態を制御したＴｉ系介在物、つまりＡｌ−
Ｔｉ系複合介在物の構造を調査した。

【００３１】すなわち、連続鋳造した２００ｍｍ厚さ×
１０５０ｍｍ幅の鋳片の先端から１０ｍの位置から、表
皮下２０ｍｍの面を観察面とするための小形の試験片を
採取し鏡面に仕上げた。なお、仕上げ研磨は、水溶性介
在物の消失や研磨剤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、エネルギ
ー分散型Ｘ線分光装置を用いて調査した。本明細書にお
いては以下、高分解能オージェ電子分光装置、エネルギ
ー分散型Ｘ線分光装置を用いた調査をそれぞれオージェ
電子分光法、ＥＤＸ法による調査という。

【００３２】その結果、下記の事項が明らかになった。

【００３３】（ト）等軸晶率が７０％を超える鋳片に存
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系介在物生成の核として存在するＡｌ系
介在物は、Ｔｉ系介在物の大きさが１〜５μｍであるの
に対し、０．１〜０．５μｍと非常に微細である。

【００３４】（チ）Ｔｉ系介在物生成の核となったＡｌ
系介在物には、Ａｌ、Ｏ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ、ＴｉやＳ
などが含まれている。なお、このＡｌ系介在物中でのＡ
ｌ、Ｏ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｎ、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。又、Ａ
ｌ系介在物を覆うように析出したＴｉ系介在物は、主成
分がＴｉとＮで、その他にＯ、Ｓ、Ｃを含むものである
が、Ｔｉ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。

【００３５】図１に、前記Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の構
造を示す。又、図２に等軸晶率１００％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
１例を示す。

【００３６】なお、上記と同様の方法で等軸晶率の低い
鋳片の柱状晶部を観察した結果、Ｔｉ系介在物が認めら
れたが、その核は上記のようなＡｌ系介在物でなく、単
独の酸化物（例えば、ＳｉＯ₂ やＣａＯなど）であっ
た。

【００３７】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鋼成分の範囲を
調査した。その結果、次の事項が判明した。

【００３８】（リ）Ｎ、Ｔｉ及びＡｌの含有量をそれぞ
れ、Ｎ：０．００３質量％以上、Ｔｉ：０．０２質量％
以上、Ａｌ：０．００３〜０．０１５質量％とすれば、
鋼中にＡｌ−Ｔｉ系複合介在物を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率が７０％を超
える。

【００３９】（ヌ）Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物を分散させ
るためにＣａとＭｇを意図的に添加する必要はない。Ｃ
ａ及びＭｇは添加しなくても、Ｔｉ系介在物生成の核と
して存在するＡｌ系介在物中に検出されることがある。
これらのＣａ、Ｍｇは鋼を精錬・鋳造する際に、とりべ
やタンディッシュなどの耐火物から微量に溶出したもの
と推定される。

【００４０】（ル）Ｃａを含むＡｌ系介在物は弱酸性環
境下で溶解し、孔食の起点となるのでフェライト系ステ
ンレス鋼の耐孔食性が劣化してしまう。更に、介在物と
してＣａＯが含まれる場合、このＣａＯは中性水環境で
も溶解して孔食の起点になってしまう。しかし、本発明
に係るＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の場合には、既に述べた
ようにＡｌ系介在物がＴｉ系の介在物に覆われているの
で耐孔食性が劣化することはない。

【００４１】（ヲ）Ｔｉ系介在物が上記のようにＡｌ系
介在物と複合化すると、鋳片の段階では主要な介在物で
あるＴｉＮが非常に微細に分散し、熱間加工後も粗大化
しにくいことから、靭性の劣化が軽微となる。

【００４２】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。

【００４３】

【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。

【００４４】（Ａ）鋼の化学組成Ｃ：０．０２％を超えて０．１０％以下Ｃは、フェライト系ステンレス鋼に連続鋳造後の冷却過
程でオーステナイトを生成させるので、鋳片表面に割れ
を発生させることなく所謂「冷塊」にすることができ
る。しかし、その含有量が０．０２％以下では前記の作
用が得られない。一方、Ｃを０．１０％を超えて含有さ
せると硬質化するので成形性や靭性の著しい劣化を招
く。更に、ＣはＣｒと結合してＣｒ炭化物を形成するの
で、フェライト母相のＣｒ量が低下して耐食性も劣化す
る。したがって、Ｃの含有量を０．０２％を超えて０．
１０％以下とした。

【００４５】Ｎ：０．００３〜０．０５％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、０．０５％
を超えて含有させると靭性の著しい低下を招く。したが
って、Ｎの含有量を０．００３〜０．０５％とした。な
お、微細で高い等軸晶率の鋳造組織を安定して得るため
にＮの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、良好な靭性を確保するための望ましいＮ含有量の
上限は０．０４％である。

【００４６】Ｓｉ：０．０３〜１．０％Ｓｉは、溶製時のＣｒ還元と脱酸に有用な元素である。
しかし、その含有量が０．０３％未満では添加効果に乏
しい。一方、１．０％を超えると鋼板を初めとする鋼材
の成形性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．
０３〜１．０％とした。

【００４７】Ｍｎ：１．０％以下Ｍｎは添加しなくても良い。添加すれば、Ｃと同様にフ
ェライト系ステンレス鋼に連続鋳造後の冷却過程でオー
ステナイトを生成させて鋳片表面に割れを発生させるこ
となく所謂「冷塊」にする作用を有する。又、Ｍｎには
鋼を脱酸する作用もある。こうした効果を確実に得るに
は、Ｍｎは０．１％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、その含有量が１．０％を超えるとＭｎＳの
析出量が増加して耐孔食性が劣化するし、成分コストも
高くなり経済面で不利となる。したがって、Ｍｎの含有
量を１．０％以下とした。

【００４８】Ｐ：０．０４％以下Ｐは、鋼の靭性、熱間加工性及び耐食性を劣化させるの
でその含有量は低いほど良く、特に、０．０４％を超え
ると鋼の靭性、熱間加工性及び耐食性の劣化が著しくな
る。したがって、Ｐの含有量を０．０４％以下とした。

【００４９】Ｓ：０．０３％以下Ｓは、鋼の靭性、熱間加工性及び耐食性を劣化させるの
でその含有量は低いほど良く、特に、０．０３％を超え
ると鋼の靭性、熱間加工性及び耐食性の劣化が著しくな
る。したがって、Ｓの含有量を０．０３％以下とした。

【００５０】Ｃｒ：１４〜１８％Ｃｒは、フェライト系ステンレス鋼の耐食性及び耐酸化
性を確保するのに有効な元素である。しかし、Ｃを０．
０２％を超えて０．１０％以下含有させる本発明におい
ては、Ｃと結合してＣｒ炭化物を形成するため、その含
有量が１４％未満では添加効果に乏しい。一方、１８％
を超えて含有させるとフェライトが安定となり鋳造後の
冷却過程でオーステナイトの生成が起こらず、鋳片に表
面割れが発生したり靭性の著しい低下を招く。したがっ
て、Ｃｒ含有量を１４〜１８％とした。なお、安定した
耐食性を確保するために、Ｃｒ含有量は１６％以上とす
ることが好ましい。

【００５１】Ｔｉ：０．０２〜０．３％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０．０２％未満では、連
続鋳造した際、微細で７０％を超える高い等軸晶率とい
う所望の鋳造組織が得られない。一方、０．３％を超え
て含有させると、鋳片の等軸晶率向上には有効である
が、ＴｉＮが粗大化して靭性を著しく劣化させるので、
例えば、コイル状の熱延鋼帯を冷間圧延する際に破断す
る場合がある。更に、Ｔｉの酸化物及び窒化物が凝集し
て疵の起点となり、鋼板など製品の表面性状を損なうこ
とにもなる。又、Ｃｒと同様フェライトを安定化するた
め、鋳造後のオーステナイトの生成を抑制し、鋳片に表
面割れが発生して歩留りの低下を招く。したがって、Ｔ
ｉの含有量を０．０２〜０．３％とした。粗大なＴｉＮ
による靭性低下を防止するためにはＴｉの含有量を０．
１％以下とすることが好ましい。なお、後述するよう
に、鋳片における等軸晶の生成やＴｉＮ粗大化防止のた
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。

【００５２】Ｏ：０．００１〜０．００５％Ｏは、表面疵の原因となる介在物を形成するのでその含
有量は低くすることが好ましく、特に、０．００５％を
超えると靭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加工
する場合、その成形性は極めて劣る。したがって、Ｏの
含有量を０．００１〜０．００５％とした。

【００５３】Ａｌ：０．００３〜０．０１５％Ａｌ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で高
い等軸晶率の組織とし、成形性を高めるための重要な元
素である。しかし、その含有量が０．００３％未満で
は、Ａｌ系介在物の溶鋼中での分散析出量が少ない。こ
の場合には、結晶核生成サイトとなるＴｉ系介在物の生
成量が少なくなるので、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加
工する場合、その成形性は極めて劣る。一方、Ａｌの含
有量が０．０１５％を超え、Ａｌの脱酸作用が大きい場
合には、鋳造時にＡｌの酸化物の凝集・粗大化が促進さ
れ、熱間加工された鋼材の表面に疵が多発する。更に、
等軸晶生成に必要なＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が微細に分
散できないので等軸晶率が高々３０％程度にとどまって
しまう。したがって、Ａｌの含有量を０．００３〜０．
０１５％とした。

【００５４】Ｃａ：０．０００５％以下Ｃａは添加しなくても良い。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Ｃａの含有量は、不純物
として微量に混入する量（例えば、０．０００１％未
満）であっても良い。勿論、Ｃａは積極的に添加したも
のであっても良い。しかし、その含有量が０．０００５
％を超える場合には、フェライト系ステンレス鋼の靭性
や耐食性が著しく低下してしまう。したがって、Ｃａの
含有量を０．０００５％以下とした。なお、フェライト
系ステンレス鋼に良好な靭性と耐食性とを確保させるた
めに、Ｃａ含有量の上限は０．０００３％とすることが
好ましい。

【００５５】Ｍｇ：０．０００５％以下Ｍｇは添加しなくても良い。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Ｍｇの含有量は、不純物
として混入する量（例えば、０．０００１％未満）であ
っても良い。勿論、Ｍｇは積極的に添加したものであっ
ても良い。しかし、その含有量が０．０００５％を超え
る場合には、フェライト系ステンレス鋼の靭性が著しく
低下してしまう。したがって、Ｍｇの含有量を０．００
０５％以下とした。

【００５６】Ｎｉ：０．６％以下Ｎｉは添加しなくても良い。添加すれば、ＣやＭｎと同
様にフェライト系ステンレス鋼に連続鋳造後の冷却過程
でオーステナイトを生成させて鋳片表面に割れを発生さ
せることなく所謂「冷塊」にする作用を有する。この効
果を確実に得るには、Ｎｉは０．１％以上の含有量とす
ることが好ましい。しかし、その含有量が０．６％を超
えると製造コストが高くなり経済面で不利となる。した
がって、Ｎｉの含有量を０．６％以下とした。

【００５７】（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成
形性を高めるためには、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。

【００５８】本発明のステンレス鋼では、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。

【００５９】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及びＯであり、Ｔｉ系介在物ではＴ
ｉ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、Ｍｎなどを含んでいても
良く、Ｔｉ系介在物にはＯ、Ｓ、Ｃなどを含んでも良
い。Ａｌ系介在物中にＣａ及びＭｇの１種以上を含有し
ておれば、鋳片の等軸晶化が一層確実に起こる。

【００６０】なお、７０％を超える高い等軸晶率の鋳片
とするために、鋼中に分散するＡｌ−Ｔｉ系複合介在物
の分布量は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、前記したＡｌ含有量、Ｔｉ含有量によっ
て定まる量まで許容できる。

【００６１】又、上記の分布量に対するＡｌ−Ｔｉ系複
合介在物のサイズ（長径）は特に規定されるものではな
い。これは、０．１μｍ未満の微細なものや１０μｍ程
度の大きなものでも凝固時の等軸晶核生成サイトとなる
からである。

【００６２】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、及び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
いるだけでは充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、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を添
加し、更にＯ（酸素）含有量を充分低めた後でＡｌとＴ
ｉを添加し、連続鋳造すれば良い。

【００６３】以下、実施例により本発明を説明する。

【００６４】

【実施例】表１に示す化学組成を有するステンレス鋼
を、幅１０５０ｍｍ×厚さ２００ｍｍに連続鋳造した。
なお、鋼１０を除いて、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を添加し、更にＯ含有量を充分低めた
後でＡｌとＴｉを添加し、連続鋳造した。鋼１０の場合
には、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ＳｉとＡｌを
同時に添加し、更に、Ｃａ添加によりＯ含有量を充分低
めた後でＴｉを添加して、連続鋳造した。

【００６５】なお、表１における鋼１〜１０は化学組成
が本発明で規定する範囲内にある本発明例に係る鋼、鋼
１１〜１５はその化学組成のいずれかが本発明で規定す
る含有量の範囲から外れた比較例に係る鋼である。

【００６６】

【表１】

【００６７】これらの鋼の鋳片の鋳造方向に垂直な断面
の幅中央部（２００ｍｍ厚さ×１００ｍｍ幅）を王水
（硝酸と塩酸の体積比が１：３）で腐食してその等軸晶
率を観察した。又、鋳片の表面を手入れすることなく、
通常の方法で１１００〜１２５０℃に加熱して熱間圧延
し、厚さ３．２ｍｍの鋼板に仕上げた。

【００６８】表１に示したＴｉ、Ａｌ、Ｃａ及びＭｇの
分析値は、上記の３．２ｍｍの鋼板から採取した切り屑
を王水で溶解し、フレームレス原子吸光法あるいはＩＣ
Ｐ質量分析法により定量測定したものである。

【００６９】上記の厚さ３．２ｍｍ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ｔ／４部（ｔは鋼板厚みで３．２ｍｍ）
に相当する部位を走査型電子顕微鏡で観察し、複合構造
をもつ介在物をＥＤＸ法により分析して組成を確認し
て、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の鋼中分布量を調査した。

【００７０】３．２ｍｍに熱間圧延した鋼板は、９５０
℃で約２０秒間保持した後空冷する（鋼、３〜９、鋼１
２、鋼１３及び鋼１５）か、８１０℃で１０時間保持し
た後炉冷（冷却速度は４０℃／時）する（鋼１、鋼２、
鋼１０、鋼１１及び鋼１４）かの焼鈍を施した。この焼
鈍の後、酸洗によって酸化スケールを除去して目視で表
面疵の有無を調査し、更に、ＪＩＳ５号のサブサイズシ
ャルピー衝撃試験片を採取し、２５℃で衝撃試験を行っ
て衝撃値を測定した。なお、上記のシャルピー衝撃試験
片の幅は３．２ｍｍで、そのノッチは圧延方向に垂直と
なる方向に加工した。

【００７１】焼鈍後に酸化スケールを除去した上記の厚
さ３．２ｍｍの鋼板を０．５ｍｍまで冷間圧延し、次い
で、この冷間圧延した鋼板に燃焼ガス中で８５０℃で約
１０秒間の焼鈍を施すことも行った。この焼鈍に際して
の昇温速度と降温速度はいずれも５〜２０℃／秒に調整
した。なお、鋼１４及び鋼１５については、前記冷間圧
延時に破断が生じた。

【００７２】上記のようにして得た冷間圧延後の焼鈍鋼
板から、圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向に
ＪＩＳ１３Ｂ号の引張試験片を採取し、評点距離５０ｍ
ｍで常温（室温）で引張試験を行い破断伸びを測定し
た。なお、伸びは下記式による前記３方向における平
均伸び（Ｅｌ）で評価した。

【００７３】Ｅｌ＝（Ｅｌ₀＋２Ｅｌ₄₅＋Ｅｌ₉₀）／４・・・・・又、前記の冷間圧延後の焼鈍鋼板から圧延方向と平行に
ＪＩＳ５号の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、評点距離５０ｍｍで２０％（つまり１
０ｍｍ）引張変形させた後、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するリジングを調査し、
表２に示す基準で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に示す指標でＡ
とＢである。

【００７４】

【表２】

【００７５】各種の調査結果を表３にまとめて示す。

【００７６】

【表３】

【００７７】表３から、化学組成が本発明で規定する範
囲内にあり、且つＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分散
している本発明例に係る鋼１〜９の場合、鋳片は７９％
以上の高い等軸晶率を有していることがわかる。しかも
その鋳造組織は、図３に一例を示すように微細である。
なお、図３は鋼１の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（２００ｍｍ）方向である。

【００７８】本発明例に係る鋼１〜９の場合には、熱間
圧延後の焼鈍鋼板のシャルピー衝撃値は高く、熱間圧延
で疵は生じなかった。又、冷間圧延しても割れや破断は
生じなかった。更に、冷間圧延後の焼鈍鋼板は３０％を
超える高い平均伸び（Ｅｌ）を有し、しかも、耐リジン
グ性の指標はＡあるいはＢで優れている。

【００７９】これに対して化学組成は本発明で規定する
範囲内にあるもののＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分
散していない鋼１０の場合、鋳片の等軸晶率は１５％と
低く、しかもその鋳造組織は図４に示すように粗大であ
る。なお、図４において、図の左右方向が鋳片の厚さ方
向である。このため、冷間圧延後の焼鈍鋼板の平均伸び
（Ｅｌ）は２７％を下回り、しかも、耐リジング性の指
標はＤと劣っている。

【００８０】又、化学組成のいずれかが本発明で規定す
る含有量の範囲から外れる比較例に係る鋼１１〜１５の
場合、鋼１１〜１３で鋳片の等軸晶率は高々３３％と低
く、しかもその鋳造組織は、図４に示した鋼１０の場合
と同様に粗大であった。このため、冷間圧延後の焼鈍鋼
板の平均伸び（Ｅｌ）は２８％を下回り、しかも、耐リ
ジング性の指標はＣあるいはＤと劣っている。

【００８１】鋼１４、鋼１５の場合、鋳片の等軸晶率は
それぞれ８０％と７０％であったが、熱間圧延後の焼鈍
鋼板の衝撃値が低い。したがって、既に述べたように次
の冷間での圧延時に破断を生じた。

【００８２】なお、Ａｌ含有量が本発明で規定する含有
量を超える鋼１３と鋼１５においては、鋳片の表面を手
入れすることなく熱間圧延すると、厚さ３．２ｍｍの鋼
板に表面疵が発生した。

【００８３】

【発明の効果】本発明のフェライト系ステンレス鋼は、
その連続鋳造組織の７０％を超える部分が微細な等軸晶
になり、熱間加工及び冷間加工の工程において表面疵、
割れや破断が発生せず、良好な成形性を有する。このた
め、鋳片の手入れや熱間や冷間で加工した鋼材の手入れ
が不要となるので製造工程が合理化できるし、製品歩留
りも向上する。したがって、本発明鋼を用いれば、表面
欠陥やリジングなどの発生がほとんどない高い品質の製
品を比較的低コストで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】等軸晶率１００％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１例を示す図
である。

【図３】実施例における鋼１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】実施例における鋼１０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：０．０２％を超えて０．１
０％以下、Ｎ：０．００３〜０．０５％、Ｓｉ：０．０
３〜１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４％以
下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１４〜１８％、Ｔｉ：
０．０２〜０．３％、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０
０５％、Ａｌ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．
０００５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以下、Ｎｉ：
０．６％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成
で、鋼中にＡｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合介在物が
分散した成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【請求項２】請求項１に記載の化学組成を備え、等軸晶
率が７０％を超えるフェライト系ステンレス鋼鋳片。