JPS6238425B2 - - Google Patents
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- JPS6238425B2 JPS6238425B2 JP54109688A JP10968879A JPS6238425B2 JP S6238425 B2 JPS6238425 B2 JP S6238425B2 JP 54109688 A JP54109688 A JP 54109688A JP 10968879 A JP10968879 A JP 10968879A JP S6238425 B2 JPS6238425 B2 JP S6238425B2
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Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、Tiを含有するステンレス鋼の製品
に特有の問題であるチタンストリーク疵の発生の
無い鋼に係るものであり、さらに詳しくはTi含
有量、TiとＮの含有量の関係、およびTiとAlの
比率をコントロールすることにより、鋳片の段階
において、Tiストリークの原因となる表面欠陥
を消失せしめ、以て製品板の表面性状を改善せし
めたTi含有フエライト系ステンレス鋼に関する
ものである。 薄板を用途とするTi含有ステンレス鋼におい
ては、製品表面の美麗さが特に要求されるが、製
鋼段階にその原因を有するチタンストリーク（鋼
中のＮあるいはＯとTiとの反応により生成せる
非金属介在物による線状の疵）は、表面の美麗さ
を損う最大の欠陥である。従つて、連続鋳造後の
鋳片の段階における表面品質の入念な検査と、欠
陥の存在せる場合には、確実なその除去が、製品
品質の安定化をはかるうえにおいて、必須の条件
といえる。 しかるに従来、この鋼種においては、鋳片の表
面欠陥が発生し易く、従つて表面の検査と手入に
多大な労力と時間を要し、かつ、多量の手入の結
果として一貫歩留の低下をきたすという問題があ
り、該鋼種の大きなコストアツプの要因となつて
いた。 従来、該鋼種における鋳片の表面欠陥の原因と
しては、Tiが鋼中の酸素や窒素と化合し、非金
属介在物を形成し、かつ、これが鋳片表層部にク
ラスター状に析出することがその原因とされて来
た。よつて、非金属介在物のクラスター化を阻止
することがこの疵の防止対策となるが、従来その
方策に関しては専ら製造法の改善に着眼点がおか
れており、しかも十分な効果をあげ得てはいない
と推定せざるを得ない。すなわち、本発明者らの
調査によれば、クラスターを形成する機構は単一
ではなく、従つてこれまで報告されている対策で
は、ある特定の機構によるクラスターの形成は防
止し得たとしても、普遍的にクラスターの生成は
防止し得ないと推定されるが故である。例えば、
連続鋳造されるTi含有ステンレス鋼に電磁撹拌
を付与することにより、クラスター化を防止する
という開示（特開昭51―119622）があるが、この
方法は、非金属介在物が注入ノズル内壁に付着凝
集しクラスター化する機構に対しては、有効でな
い。 本発明者らは、チタンストリークの原因となる
鋳片の表面欠陥を明確に分類し各々の生成機構を
明らかにした結果、いずれの欠陥をも発生しない
鋼として本発明鋼を見出すに到つたものである。
以下、本発明鋼の構成について詳細に説明する。 本発明者らの調査によれば、連続鋳造された
Ti含有ステンレス鋼鋳片の表面欠陥のうちTiス
トリークの原因となる最も重大な疵は、デツケル
のかみ込みに因る疵（以下、「デツケル疵」と称
する）、および注入ノズルの付着物が剥離しそれ
が鋳片に捕捉されたことにより生ずる疵（以下、
「クラスター疵」と称する）の２種類であつた。
これら２種類の疵の一例を第５図および第６図に
示す。 本発明者らは、さらに詳細な調査を続けた結
果、上記２種類の疵の生成機構は下記のごとくで
あるとの考えに到達した。 すなわち、まず、デツケル疵の生成機構は次の
ごとく考えられる。 連続鋳造により該鋼種を鋳造した場合、浸漬ノ
ズルの形状に応じ、鋳型内の湯面における溶鋼の
流れは鋳片巾方向の特定の位置において停滞を生
ずる。しかして、この部分にTiNを主体とする非
金属介在物が浮上集積し、このTiNの一部が、鋳
型と凝固シエルの潤滑のために使用される人工ス
ラグ中のFe酸化物等と反応し、気泡を発生す
る。この気泡は、その部分への熱の伝達を阻害す
ると共に、気泡表面へのTiNを主体とする非金属
介在物の多量の付着を招き、デツケルと称する半
凝固状態の塊を湯面に形成する。これが鋳片表層
部に捕捉され、デツケル疵となる。 一方、クラスター疵の生成機構は以下のごとく
であると考えられる。 該鋼種を連続鋳造すると、浸漬ノズルの内壁に
非金属介在物がクラスター状に密集し、空隙部分
が鋼により充填されている付着物層を形成する。
この層の強度は、必ずしも注入流の剪断力にたえ
る程強固ではなく、従つて注入流により部分的に
剥離せしめられ、流れにのつて鋳型内の湯面下に
運ばれる。この剥離物（クラスター）は、TiNの
比重が大でかつ一部分凝固鋼を含むため浮上分離
し難く、しばしば鋳片表面にも捕捉されクラスタ
ー疵となる。 かくのごとき推論にもとづき、デツケル疵およ
びクラスター疵の生成防止対策を鋭意検討した結
果、各々下記のごとき方策により疵の生成を防止
しうることを見出した。 まずデツケル疵に関しては、溶鋼中における
TiNを主体とする非金属介在物を減少させること
が、最も根本的な解決方法と考えられた。本発明
者らは、種々の実験を重ねた結果、溶鋼中に懸濁
せる非金属介在物の大部分を占めるTiNの量はTi
含有量が大なる程増加するという事実を認めた。
第１図はこの関係を示す図である。 しかして、デツケル疵を発生しないTiとＮの
含有量の関係を調査した結果、Cr：10〜25％、
Mo≦３％、Ｃ≦0.12％、Si≦0.75％、Mn≦1.0
％、Ti：0.1〜0.5％およびAl≦0.1％を含むフエ
ライト系ステンレス鋼においては、〔％Ti〕≦0.5
で、かつ〔％Ti〕1.3・〔％Ｎ〕≦4.0×10-3となるよ
うに調整することにより、疵の発生を僅少もしく
は皆無となし得ることが判明した。第２図と第３
図にこれらの関係を示す。 一方、クラスター疵に関しては、浸漬ノズル内
壁に付着物層を形成せしめないことが最善である
が、万一付着が生じた場合においては、それが剥
離し難いことが次善の方策と考えられる。この点
に着目し詳細な検討を行つた結果、Ti添加に先
だちAlを、0.1％以下溶鋼中に添加し、かつTiを
0.5％以下となし、〔％Ti〕／〔％Al〕を５〜30と
することにより、クラスター疵は発生せず、しか
も鋳造に支障を来すがごときノズル閉塞も生じな
いことを見出した。 すなわち、まずAlを添加せずTiのみを添加し
た場合には、鋼中の酸素とTiが化合してTiの酸
化物を生じ、この場合には、軽少ならざるノズル
閉塞が生じ、鋳造に支障を来す確率が高いことを
認めた。この原因は、Tiの酸化物がノズル内壁
に極めて付着し易いためと推定し、Ti添加に先
だち種々の脱酸剤を添加することにより、酸化物
系介在物の組成を変え付着量の多少を調査したと
ころ、酸化物がAl2O3の場合には付着層は形成さ
れるものの比較的軽度にとどまること、また酸化
物系介在物を完全にAl2O3のみとするには、Ti添
加に先だち、Al≦0.1％を添加し、かつ〔％
Ti〕／〔％Al〕を30以下となせばよいことを知
見した。 しかしながら、このようにした場合には、時と
してクラスター疵が発生するという問題を惹起し
た。しかして、さらにクラスター疵を発生しない
条件と種々の実験により調査したところ、Ti含
有量を0.5％以下となすならば、該疵は殆んど発
生しないことを見出すに到つた。この関係を第５
図に示す。 この理由は、第１図にも示したごとく、Ti含
有量が増加するにつれ生成するTiNの量も増加す
るが、結果としてノズル内壁に付着するTiNの量
も増加する。しかるに、ノズル付着物に占める
TiNの割合が高くなるにつれ、このものの粒子同
志の結合強度がAl2O3などと比較して弱いため、
注入流による剪断力によりより剥離し易くなる。
とりわけTiが0.5％を越える場合には、前述のご
とく溶鋼中に懸濁するTiN量が著しく多くなり、
この場合には極めて剥離し易くなるためと考えら
れる。 かくして、本発明者らは溶鋼のTi含有量を0.1
〜0.5％となすとともに〔％Ti〕1.3・〔％Ｎ〕≦4.0
×10-3を満たすがごとく調整し、かつAlをTi添
加に先だち0.1％以下添加するとともに、〔％
Ti〕／〔％Al〕が５〜30となるごとくAlの含有
量をも調整した表面性状の良好なるTi含有ステ
ンレス鋼を発明するに到つたものである。 なお〔％Ti〕／〔％Al〕が５以上およびAl≦
0.1％と限定した理由は、この条件を満足しない
場合にはAl2O3のクラスターが多発し、これによ
る鋳片および製品の表面性状に対する悪影響が生
じるためであり、Tiを0.1％以上と限定した所以
は、該鋼種においてCr炭化物の粒界への析出防
止のため、通常0.1％以上のTiを含有せしめるか
らである。 さらに、Cr，Mo，Ｃ，Si、およびMnの限定理
由は次の通りである。 Crが10％未満の場合には、耐食性とりわけ耐
発銹性が低下し好ましくない。また、Crが25％
を越えた場合には鋼の脆化が著しく、且つ、又、
これ以上添加しても添加量に見合う耐食性の向上
が期待できない。 Moも３％迄は添加量にほぼ比例して耐食性が
向上するが３％を越えて添加しても、それに見合
う耐食性の向上が得られず、又、鋼の脆化が著し
くなる。 Ｃが0.012％を越える場合には、Tiを前述の如
き量添加しても、粒界腐食が著しく発生し、好ま
しくない。 Siは溶接性や鋳造性の改善のために添加される
が、0.75％を越えると加工性や熱延鋼帯の靭性を
損なう。 Mnは熱間加工性の改善のために添加される
が、1.0％を越えると鋼が硬質となり、好ましく
ない。 以下、さらに本発明鋼の効果を、実施例および
比較鋼を用い具体的に説明する。 下表において、比較鋼(1)はAlを除く各成分は
本願発明の範囲内にあるが、Alは積極的に添加
しない鋼であり、〔％Ti〕／〔％Al〕はいずれも
30を越えている。これらの場合、連続鋳造工程に
おける鋳造中期において、ノズル閉塞にいたり、
完注不可能であつた。
に特有の問題であるチタンストリーク疵の発生の
無い鋼に係るものであり、さらに詳しくはTi含
有量、TiとＮの含有量の関係、およびTiとAlの
比率をコントロールすることにより、鋳片の段階
において、Tiストリークの原因となる表面欠陥
を消失せしめ、以て製品板の表面性状を改善せし
めたTi含有フエライト系ステンレス鋼に関する
ものである。 薄板を用途とするTi含有ステンレス鋼におい
ては、製品表面の美麗さが特に要求されるが、製
鋼段階にその原因を有するチタンストリーク（鋼
中のＮあるいはＯとTiとの反応により生成せる
非金属介在物による線状の疵）は、表面の美麗さ
を損う最大の欠陥である。従つて、連続鋳造後の
鋳片の段階における表面品質の入念な検査と、欠
陥の存在せる場合には、確実なその除去が、製品
品質の安定化をはかるうえにおいて、必須の条件
といえる。 しかるに従来、この鋼種においては、鋳片の表
面欠陥が発生し易く、従つて表面の検査と手入に
多大な労力と時間を要し、かつ、多量の手入の結
果として一貫歩留の低下をきたすという問題があ
り、該鋼種の大きなコストアツプの要因となつて
いた。 従来、該鋼種における鋳片の表面欠陥の原因と
しては、Tiが鋼中の酸素や窒素と化合し、非金
属介在物を形成し、かつ、これが鋳片表層部にク
ラスター状に析出することがその原因とされて来
た。よつて、非金属介在物のクラスター化を阻止
することがこの疵の防止対策となるが、従来その
方策に関しては専ら製造法の改善に着眼点がおか
れており、しかも十分な効果をあげ得てはいない
と推定せざるを得ない。すなわち、本発明者らの
調査によれば、クラスターを形成する機構は単一
ではなく、従つてこれまで報告されている対策で
は、ある特定の機構によるクラスターの形成は防
止し得たとしても、普遍的にクラスターの生成は
防止し得ないと推定されるが故である。例えば、
連続鋳造されるTi含有ステンレス鋼に電磁撹拌
を付与することにより、クラスター化を防止する
という開示（特開昭51―119622）があるが、この
方法は、非金属介在物が注入ノズル内壁に付着凝
集しクラスター化する機構に対しては、有効でな
い。 本発明者らは、チタンストリークの原因となる
鋳片の表面欠陥を明確に分類し各々の生成機構を
明らかにした結果、いずれの欠陥をも発生しない
鋼として本発明鋼を見出すに到つたものである。
以下、本発明鋼の構成について詳細に説明する。 本発明者らの調査によれば、連続鋳造された
Ti含有ステンレス鋼鋳片の表面欠陥のうちTiス
トリークの原因となる最も重大な疵は、デツケル
のかみ込みに因る疵（以下、「デツケル疵」と称
する）、および注入ノズルの付着物が剥離しそれ
が鋳片に捕捉されたことにより生ずる疵（以下、
「クラスター疵」と称する）の２種類であつた。
これら２種類の疵の一例を第５図および第６図に
示す。 本発明者らは、さらに詳細な調査を続けた結
果、上記２種類の疵の生成機構は下記のごとくで
あるとの考えに到達した。 すなわち、まず、デツケル疵の生成機構は次の
ごとく考えられる。 連続鋳造により該鋼種を鋳造した場合、浸漬ノ
ズルの形状に応じ、鋳型内の湯面における溶鋼の
流れは鋳片巾方向の特定の位置において停滞を生
ずる。しかして、この部分にTiNを主体とする非
金属介在物が浮上集積し、このTiNの一部が、鋳
型と凝固シエルの潤滑のために使用される人工ス
ラグ中のFe酸化物等と反応し、気泡を発生す
る。この気泡は、その部分への熱の伝達を阻害す
ると共に、気泡表面へのTiNを主体とする非金属
介在物の多量の付着を招き、デツケルと称する半
凝固状態の塊を湯面に形成する。これが鋳片表層
部に捕捉され、デツケル疵となる。 一方、クラスター疵の生成機構は以下のごとく
であると考えられる。 該鋼種を連続鋳造すると、浸漬ノズルの内壁に
非金属介在物がクラスター状に密集し、空隙部分
が鋼により充填されている付着物層を形成する。
この層の強度は、必ずしも注入流の剪断力にたえ
る程強固ではなく、従つて注入流により部分的に
剥離せしめられ、流れにのつて鋳型内の湯面下に
運ばれる。この剥離物（クラスター）は、TiNの
比重が大でかつ一部分凝固鋼を含むため浮上分離
し難く、しばしば鋳片表面にも捕捉されクラスタ
ー疵となる。 かくのごとき推論にもとづき、デツケル疵およ
びクラスター疵の生成防止対策を鋭意検討した結
果、各々下記のごとき方策により疵の生成を防止
しうることを見出した。 まずデツケル疵に関しては、溶鋼中における
TiNを主体とする非金属介在物を減少させること
が、最も根本的な解決方法と考えられた。本発明
者らは、種々の実験を重ねた結果、溶鋼中に懸濁
せる非金属介在物の大部分を占めるTiNの量はTi
含有量が大なる程増加するという事実を認めた。
第１図はこの関係を示す図である。 しかして、デツケル疵を発生しないTiとＮの
含有量の関係を調査した結果、Cr：10〜25％、
Mo≦３％、Ｃ≦0.12％、Si≦0.75％、Mn≦1.0
％、Ti：0.1〜0.5％およびAl≦0.1％を含むフエ
ライト系ステンレス鋼においては、〔％Ti〕≦0.5
で、かつ〔％Ti〕1.3・〔％Ｎ〕≦4.0×10-3となるよ
うに調整することにより、疵の発生を僅少もしく
は皆無となし得ることが判明した。第２図と第３
図にこれらの関係を示す。 一方、クラスター疵に関しては、浸漬ノズル内
壁に付着物層を形成せしめないことが最善である
が、万一付着が生じた場合においては、それが剥
離し難いことが次善の方策と考えられる。この点
に着目し詳細な検討を行つた結果、Ti添加に先
だちAlを、0.1％以下溶鋼中に添加し、かつTiを
0.5％以下となし、〔％Ti〕／〔％Al〕を５〜30と
することにより、クラスター疵は発生せず、しか
も鋳造に支障を来すがごときノズル閉塞も生じな
いことを見出した。 すなわち、まずAlを添加せずTiのみを添加し
た場合には、鋼中の酸素とTiが化合してTiの酸
化物を生じ、この場合には、軽少ならざるノズル
閉塞が生じ、鋳造に支障を来す確率が高いことを
認めた。この原因は、Tiの酸化物がノズル内壁
に極めて付着し易いためと推定し、Ti添加に先
だち種々の脱酸剤を添加することにより、酸化物
系介在物の組成を変え付着量の多少を調査したと
ころ、酸化物がAl2O3の場合には付着層は形成さ
れるものの比較的軽度にとどまること、また酸化
物系介在物を完全にAl2O3のみとするには、Ti添
加に先だち、Al≦0.1％を添加し、かつ〔％
Ti〕／〔％Al〕を30以下となせばよいことを知
見した。 しかしながら、このようにした場合には、時と
してクラスター疵が発生するという問題を惹起し
た。しかして、さらにクラスター疵を発生しない
条件と種々の実験により調査したところ、Ti含
有量を0.5％以下となすならば、該疵は殆んど発
生しないことを見出すに到つた。この関係を第５
図に示す。 この理由は、第１図にも示したごとく、Ti含
有量が増加するにつれ生成するTiNの量も増加す
るが、結果としてノズル内壁に付着するTiNの量
も増加する。しかるに、ノズル付着物に占める
TiNの割合が高くなるにつれ、このものの粒子同
志の結合強度がAl2O3などと比較して弱いため、
注入流による剪断力によりより剥離し易くなる。
とりわけTiが0.5％を越える場合には、前述のご
とく溶鋼中に懸濁するTiN量が著しく多くなり、
この場合には極めて剥離し易くなるためと考えら
れる。 かくして、本発明者らは溶鋼のTi含有量を0.1
〜0.5％となすとともに〔％Ti〕1.3・〔％Ｎ〕≦4.0
×10-3を満たすがごとく調整し、かつAlをTi添
加に先だち0.1％以下添加するとともに、〔％
Ti〕／〔％Al〕が５〜30となるごとくAlの含有
量をも調整した表面性状の良好なるTi含有ステ
ンレス鋼を発明するに到つたものである。 なお〔％Ti〕／〔％Al〕が５以上およびAl≦
0.1％と限定した理由は、この条件を満足しない
場合にはAl2O3のクラスターが多発し、これによ
る鋳片および製品の表面性状に対する悪影響が生
じるためであり、Tiを0.1％以上と限定した所以
は、該鋼種においてCr炭化物の粒界への析出防
止のため、通常0.1％以上のTiを含有せしめるか
らである。 さらに、Cr，Mo，Ｃ，Si、およびMnの限定理
由は次の通りである。 Crが10％未満の場合には、耐食性とりわけ耐
発銹性が低下し好ましくない。また、Crが25％
を越えた場合には鋼の脆化が著しく、且つ、又、
これ以上添加しても添加量に見合う耐食性の向上
が期待できない。 Moも３％迄は添加量にほぼ比例して耐食性が
向上するが３％を越えて添加しても、それに見合
う耐食性の向上が得られず、又、鋼の脆化が著し
くなる。 Ｃが0.012％を越える場合には、Tiを前述の如
き量添加しても、粒界腐食が著しく発生し、好ま
しくない。 Siは溶接性や鋳造性の改善のために添加される
が、0.75％を越えると加工性や熱延鋼帯の靭性を
損なう。 Mnは熱間加工性の改善のために添加される
が、1.0％を越えると鋼が硬質となり、好ましく
ない。 以下、さらに本発明鋼の効果を、実施例および
比較鋼を用い具体的に説明する。 下表において、比較鋼(1)はAlを除く各成分は
本願発明の範囲内にあるが、Alは積極的に添加
しない鋼であり、〔％Ti〕／〔％Al〕はいずれも
30を越えている。これらの場合、連続鋳造工程に
おける鋳造中期において、ノズル閉塞にいたり、
完注不可能であつた。
【表】
【表】
比較鋼(2)は〔％Ti〕／〔％Al〕が各々、3.9、
4.6であり、５未満の鋼の例である。TiとＮの含
有量は〔％Ti〕1.3・〔％Ｎ〕の値にして各々3.40×
10-3、1.85×10-3であり、本願発明の範囲を各々
満足せる故、デツケル疵は発生しないが、Al2O3
を主体とする小クラスターが数多く発生し、製品
においてスリパー疵の多発をみるにいたつた。 比較鋼(3)は、〔％Ti〕13・〔％Ｎ〕の値が各々
5.19×10-3、5.70×10-3であつて本願発明の範囲
の上限値を逸脱せる鋼である。しかも両者共、
Tiを0.5％を越えて含有する。これらの鋼の場
合、いずれもデツケル疵が多発し、クラスター疵
も存在した。これらは結果として鋳片手入量を極
めて多くとらざるを得ず、一貫歩留の低下を余儀
なくされた。 比較鋼(4)はTi含有量が各々0.56、0.55％であ
り、本願発明の範囲のTi含有量の上限0.5％を逸
脱せる鋼である。比較鋼(3)と同様、デツケル疵、
クラスター疵両方の発生をみた。これらにおいて
は、鋳片段階における表面手入量も多くなり、製
品の格落率ランクも悪くなつた。 上記８つの比較鋼に対し、本願発明の特許請求
の範囲を満足せる実施例(2)〜(4)においては、デツ
ケル疵は全く発生せず、クラスター疵の発生も殆
んど生じなかつた。これらの鋼においては、表面
手入量は少量ですみ、しかも製品の格落率も低い
という満足すべき結果を得た。 なお上記の比較鋼および実施例に関する説明に
おいて、言及しない化学成分に関しては、表に示
すごとく、本願発明の特許請求の範囲記した成分
範囲内の含有量を有している。 さらに、上記の説明は連続鋳造により製造する
場合についてしたが、通常の造塊法による場合で
も、本願発明は同様に効果を有するものである。
すなわち、造塊法による場合においては、従来、
注入ノズル付着物の剥離に因るクラスター疵の発
生を連続鋳造に依る場合と同様にみており、本願
発明の範囲の成分含有量を有せしめた鋼において
は、該疵の発生は殆んど生じなかつた。 上記に明らかなごとく、本発明鋼は、鋳片段階
における手入量が僅少ですみ、かつ製品の品質も
安定化し得る。従つて、一貫歩留の向上および手
入に要する労力の節減により、大巾なコストダウ
ンが見込め、その工業的価値は多大である。
4.6であり、５未満の鋼の例である。TiとＮの含
有量は〔％Ti〕1.3・〔％Ｎ〕の値にして各々3.40×
10-3、1.85×10-3であり、本願発明の範囲を各々
満足せる故、デツケル疵は発生しないが、Al2O3
を主体とする小クラスターが数多く発生し、製品
においてスリパー疵の多発をみるにいたつた。 比較鋼(3)は、〔％Ti〕13・〔％Ｎ〕の値が各々
5.19×10-3、5.70×10-3であつて本願発明の範囲
の上限値を逸脱せる鋼である。しかも両者共、
Tiを0.5％を越えて含有する。これらの鋼の場
合、いずれもデツケル疵が多発し、クラスター疵
も存在した。これらは結果として鋳片手入量を極
めて多くとらざるを得ず、一貫歩留の低下を余儀
なくされた。 比較鋼(4)はTi含有量が各々0.56、0.55％であ
り、本願発明の範囲のTi含有量の上限0.5％を逸
脱せる鋼である。比較鋼(3)と同様、デツケル疵、
クラスター疵両方の発生をみた。これらにおいて
は、鋳片段階における表面手入量も多くなり、製
品の格落率ランクも悪くなつた。 上記８つの比較鋼に対し、本願発明の特許請求
の範囲を満足せる実施例(2)〜(4)においては、デツ
ケル疵は全く発生せず、クラスター疵の発生も殆
んど生じなかつた。これらの鋼においては、表面
手入量は少量ですみ、しかも製品の格落率も低い
という満足すべき結果を得た。 なお上記の比較鋼および実施例に関する説明に
おいて、言及しない化学成分に関しては、表に示
すごとく、本願発明の特許請求の範囲記した成分
範囲内の含有量を有している。 さらに、上記の説明は連続鋳造により製造する
場合についてしたが、通常の造塊法による場合で
も、本願発明は同様に効果を有するものである。
すなわち、造塊法による場合においては、従来、
注入ノズル付着物の剥離に因るクラスター疵の発
生を連続鋳造に依る場合と同様にみており、本願
発明の範囲の成分含有量を有せしめた鋼において
は、該疵の発生は殆んど生じなかつた。 上記に明らかなごとく、本発明鋼は、鋳片段階
における手入量が僅少ですみ、かつ製品の品質も
安定化し得る。従つて、一貫歩留の向上および手
入に要する労力の節減により、大巾なコストダウ
ンが見込め、その工業的価値は多大である。
第１図はTi含有量と鋼中のTiNの量（体積％）
との関係を示す図であり、第２図はオーステナイ
ト系ステンレス鋼におけるTiおよびＮ含有量と
デツケル疵の発生量との関係を示す図、第３図は
Niを積極的には添加せざるフライト系ステンレ
ス鋼におけるTiおよびＮ含有量とデツケル疵の
発生量との関係を示す図である。第４図はクラス
ター疵の発生の有無とTi含有量との関係を示す
図である。第５図はデツケル疵を示す図である。
第６図はクラスター疵を示す図である。
との関係を示す図であり、第２図はオーステナイ
ト系ステンレス鋼におけるTiおよびＮ含有量と
デツケル疵の発生量との関係を示す図、第３図は
Niを積極的には添加せざるフライト系ステンレ
ス鋼におけるTiおよびＮ含有量とデツケル疵の
発生量との関係を示す図である。第４図はクラス
ター疵の発生の有無とTi含有量との関係を示す
図である。第５図はデツケル疵を示す図である。
第６図はクラスター疵を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Cr：10〜25％，Mo≦３％，Ｃ≦0.12％，Si
≦0.75％，Mn≦1.0％，Ti：0.1〜0.5％，Al≦0.1
％以下を含み、残部はFeおよび不可避的不純物
からなるステンレス鋼であつて、〔％Ti〕／〔％
Al〕＝５〜30となるようにTiとAlとの含有量を調
整し、さらに〔％Ti〕1.3・〔％Ｎ〕≦４×10-3とな
るようにTiとＮとの含有量の関係を調整するこ
とにより、Tiストリーク疵の発生を防止したこ
とを特徴とするTi含有フエライト系ステンレス
鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10968879A JPS5635755A (en) | 1979-08-30 | 1979-08-30 | Ti-containing stainless steel with favorable surface property |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10968879A JPS5635755A (en) | 1979-08-30 | 1979-08-30 | Ti-containing stainless steel with favorable surface property |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5635755A JPS5635755A (en) | 1981-04-08 |
| JPS6238425B2 true JPS6238425B2 (ja) | 1987-08-18 |
Family
ID=14516663
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10968879A Granted JPS5635755A (en) | 1979-08-30 | 1979-08-30 | Ti-containing stainless steel with favorable surface property |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5635755A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10989646B1 (en) | 2020-05-21 | 2021-04-27 | Halliburton Energy Services, Inc. | Real time magnetic properties of drill cuttings, drilling fluids, and soils |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0747799B2 (ja) * | 1989-11-29 | 1995-05-24 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性の優れたエンジン排ガス系材料用ステンレス鋼 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4959022A (ja) * | 1972-10-12 | 1974-06-07 | ||
| JPS52133818A (en) * | 1976-05-06 | 1977-11-09 | Nisshin Steel Co Ltd | Modification of surface structure of ti contain ferritic stainless steel |
-
1979
- 1979-08-30 JP JP10968879A patent/JPS5635755A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4959022A (ja) * | 1972-10-12 | 1974-06-07 | ||
| JPS52133818A (en) * | 1976-05-06 | 1977-11-09 | Nisshin Steel Co Ltd | Modification of surface structure of ti contain ferritic stainless steel |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10989646B1 (en) | 2020-05-21 | 2021-04-27 | Halliburton Energy Services, Inc. | Real time magnetic properties of drill cuttings, drilling fluids, and soils |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5635755A (en) | 1981-04-08 |
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