JPWO2012014541A1 - 快削ステンレス鋼鋳鋼製品及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、優れた切削性と環境性のみならず耐食性を同時に満足することのできる快削ステンレス鋼鋳鋼製品とその製造方法を提供することを課題とする。快削性付与材を添加してなるステンレス鋼鋳鋼製品であって、前記快削性付与材がｈ−ＢＮ粒子であって、鋼中に均一に分散析出していることを特徴とする構成を採用した。また、その製造方法として、ｈ−ＢＮ粒子が析出しているステンレス鋼鋳鋼製品を加熱した後に急冷して、ｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させ、その後焼もどしを行うことにより、ｈ−ＢＮ粒子を再度分散析出させることを特徴とする構成を採用した。

Description

本発明は、快削性付与材を添加してなるステンレス鋼鋳鋼製品とその製造方法に関するものである。

耐食性が重要であるステンレス鋼鋳鋼製品、例えば、機器の配管や真空機器、分析機器等に使用される配管継手（エルボ、ソケット、ニップル等）、バルブ類、継手用フランジ等の素材は、鋳造により製造されるが、形状が複雑な製品については鍛造・圧延等の塑性加工が行われず、鋳造組織のままで最終的には、平面加工、穿孔加工、ネジ切り加工等の切削（機械）加工が必要となる。これらの製品は、優れた耐食性が要求されることから、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６等のオーステナイト系ステンレス鋼を使用されることが多い。しかしながら、これらのオーステナイト系ステンレス鋼は、加工硬化が進み易いため、切削した表面付近での加工硬化により切削性が低下する難切削性の鋼として知られている。
そこで、従来、切削性を向上する目的で、快削性付与材としてＳ（硫黄）、Ｐｂ（鉛）、Ｓｅ（セレン）などを添加した快削ステンレス鋼があるが、Ｐｂには地球環境問題があり、安全・安心の観点から食品や飲料を生産する機器用の継手等としては不適当である。Ｓｅは環境負荷物質として知られ、使用を差し控えるようになっている。また、硫黄添加快削ステンレス鋼として市販されている鋼種のＳＵＳ３０３では、微量でも耐食性に対し悪影響を及ぼす元素として知られるＳが０．３％程度含まれており、耐食性が重視される機器の部位に使用することは不適当である。

硫黄添加快削ステンレス鋼は腐食性が弱い雰囲気でのみ、あるいは耐食性を必要としない製品の製造にのみ使用が可能である。このような理由から、現在のところ、優れた切削性と耐食性を同時に満足する快削ステンレス鋼鋳鋼製品は得られていない。
特許文献１には、優れた切削性、耐食性、機械的特性を同時に満足することができる快削ステンレス鋼とその製造方法が開示されている。この発明では、切削性、耐食性、機械的特性の全てを満足するため、鋳造後のインゴットに鍛造・圧延の塑性加工を行い鋳造組織を消去した後、ｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子を再析出することで、従来のステンレス鋼材料に比較し２５％程度の切削性の改良が行われた。
しかしながら、特許文献１に開示されるように、鍛造・圧延した後熱処理により切削性が改善されたステンレス鋼は開発されたものの、鋳造組織のままで切削性が改善されたステンレス鋳鋼製品及びその製造方法は、開示されていない。

そこで、本発明は、機械的特性をそれほど重要視する必要がなく、かつ複雑な形状が要求される鋳鋼製品として、優れた切削性と環境性のみならず耐食性をも同時に満足することのできる快削ステンレス鋼鋳鋼製品とその製造方法を提供することを課題とする。

本発明は、固体潤滑材として優れ、化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子の性質を有効に利用し、鋳造組織の状態でも、特定の熱処理によりｈ−ＢＮが析出あるいは固溶・再析出することを利用することで、切削性、耐食性に優れたステンレス鋼鋳鋼製品とその製造方法を見出したものである。

発明１は、快削性付与材を添加してなるステンレス鋼鋳鋼製品であって、前記快削性付与材がｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子であって、粒径が２００ｎｍから１０μｍの球状の前記ｈ−ＢＮ粒子が鋼中に均一に分散析出していることを特徴とする構成を採用した。

発明２は、発明１のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造凝固時の１２５０℃から８５０℃の温度域での冷却速度を制御し、ｈ−ＢＮ粒子を分散析出させることを特徴とする構成を採用した。

発明３は、発明１のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出しているステンレス鋼鋳鋼を加熱した後に急冷して、ｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させ、その後焼もどしを行うことにより、ｈ−ＢＮ粒子を再度分散析出させることを特徴とする構成を採用した。

発明４は、発明１のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造凝固時の１２５０℃から８５０℃の温度域を急冷し、ｈ−ＢＮ粒子が析出していない鋳造組織とした後、９５０〜１１００℃の温度での焼もどし熱処理を行うことにより、ｈ−ＢＮ粒子を分散析出させることを特徴とする構成を採用した。

発明５は、発明２〜４のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Ｂ（ホウ素）の添加量が０．００３から０．５ｍａｓｓ％であり、Ｎ（窒素）の添加量については、モル比でＮ／Ｂが１以上にすることを特徴とする構成を採用した。

発明６は、発明５のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Ｂはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは溶解雰囲気を（アルゴン＋窒素）あるいは減圧窒素とすることにより、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とする構成を採用した。

発明７は、発明５のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Ｂはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは窒素を含有する化合物又はフェロアロイの添加により、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とする構成を採用した。

化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないｈ−ＢＮ粒子を均一分散析出させて、固体潤滑材として優れた特長を持つｈ−ＢＮによって切削性を向上させ、耐食性も劣化することのないステンレス鋼鋳鋼製品とその製造方法を提供することができた。
発明１により、優れた切削性と環境性のみならず耐食性も満足させることができた。

これらの効果は、固体潤滑材として優れた特性を持つｈ−ＢＮ粒子をステンレス鋼鋳鋼に有効に適用したことによるものであり、切削性のみならず、ＰｂやＳｅのような環境負荷物質を使用しないので環境性を満足し、耐食性の劣化をもたらさないステンレス鋼鋳鋼製品が実現できた。

また、切削性が改善されることにより、切削機械の動力が削減でき、電気エネルギー消費の低減化により炭酸ガス排出量が削減され、更に高速切削も可能なため生産性の向上が期待できる。

開発材１の破断面ＳＥＭ観察による析出物の生成・分布状態の写真。 開発材３の破断面ＳＥＭ観察による析出物の生成・分布状態の写真。 比較材２の破断面ＳＥＭ観察による析出物の生成・分布状態の写真。 開発材４と比較材１及び２の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したグラフ。 開発材１〜３と比較材３の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したグラフ。 開発材４と比較材１及び２の硫酸腐食試験方法（ＪＩＳ Ｇ ０５９１）による腐食試験の結果を示したグラフ。

本発明は、上記の通りの特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
この発明の製造方法において、ステンレス鋼鋳鋼の溶解は、溶解雰囲気の調整が可能な、通常のステンレス鋼を溶製する溶解炉を使用して行われる。この溶解において、Ｂの原料としては、フェロボロンあるいは金属ボロンが使用されるが、溶融点の低いフェロボロンのほうが溶解原料としては技術的に有利であり、Ｂの単位重量当たりの価格が低いため経済的である。

Ｂの添加量は、ステンレス鋼鋳鋼製品中の最終Ｂ含有量が、一般的な目安として０．００３〜０．５ｍａｓｓ％、更に好ましくは０．０１〜０．２ｍａｓｓ％である。

Ｎの添加方法としては、溶解雰囲気中のＮを吸収させる、あるいはステンレス鋼を構成する合金元素の窒化物、例えば窒化クロム、窒化フェロクロムなどの添加がある。

ステンレス鋼鋳鋼製品中のＮ含有量は、一般的な目安としてモル比でＮ／Ｂが１以上であればよい。ステンレス鋼鋳鋼中のＮとＢのモル比が１より小さいと、固溶するＢ量が増大し、切削性に有効なｈ−ＢＮの析出量が減少するため、Ｎ／Ｂをなるべく大きくとる必要がある。Ｎ含有量はステンレス鋼鋳鋼の構成元素成分にもよるが、ＢがＮの活量を増加するので、Ｂの増加とともに鋼中の平衡Ｎ濃度は減少する。ＳＵＳ３０４の成分組成では、加圧したＮ雰囲気中での溶解を除き、Ｎ含有量が０．２５ｍａｓｓ％以下となる。

上記のようにして製造されたＢとＮを含有するステンレス鋼溶鋼は、鋳型内で凝固過程の１２５０℃から８５０℃のｈ−ＢＮの析出温度域での冷却速度を制御することにより、鋳造組織中に粒径が２００ｎｍから１０μｍのｈ−ＢＮ球状粒子を析出、分布させることが可能である。

ステンレス鋼鋳鋼製品には、鋳造後の冷却過程で、その冷却速度により、２０〜３０μｍ程度にまで粗大に成長したｈ−ＢＮが素材の一部に不均一に分布して生成することがある。これを避けるため、
（１）鋳造後の冷却速度を制御する。
（２）金型鋳型を使用する。
（３）注湯位置、押湯形状等の鋳型の設計を考慮する。
などが考えられる。

ステンレス鋼鋳鋼製品中に析出したｈ−ＢＮは、１２００℃以上の温度では、比較的短時間（例えば、１２５０℃では、０．５から１時間）の保持でＢとＮに分解し、ステンレス鋼鋳鋼マトリックス中に固溶する。なお、このような処理はステンレス鋼鋳鋼製品が溶融した場合は不可能であるから、その溶融温度未満で処理する必要がある。
この状態から急冷することにより、過飽和に固溶した状態のＢとＮを含有するステンレス鋼鋳鋼製品が得られる。急冷の操作は、通常のステンレス鋼に対して行われる水冷で構わないが、後述のｈ−ＢＮを析出する温度範囲での冷却速度を、析出を起こさない冷却速度とする必要がある。

過飽和に固溶したＢとＮを８００℃〜１１５０℃の温度で焼もどすと、固溶化熱処理で固溶したｈ−ＢＮが再び析出する。８００℃付近で焼もどしを行うと、Ｂ、Ｎのこの温度での平衡溶解度と過飽和溶解度との差が大きいことと、この温度でのＢ、Ｎの拡散速度が遅いため拡散できる移動距離が小さいことの二つの要因でｈ−ＢＮの核生成が成長よりも優先的に起こるため、非常に微細なｈ−ＢＮが素材全体に均一に析出するのが見られる。逆に、１１５０℃付近で焼もどすと、８００℃付近での焼もどしとは反対に、ｈ−ＢＮの成長が核生成よりも優先的に起こるため、粗大に成長したｈ−ＢＮの析出が見られる。

したがって、切削性が良好となるような粒径及び分布状態のｈ−ＢＮを析出させるのには、焼もどし温度の選択が重要である。試行実験を行った結果、切削性が良好となるような粒径及び分布状態が得られる焼もどし温度は、９５０〜１１００℃の範囲が好ましい。

また、鋳造後一気にこの焼もどし温度までの冷却が可能で、その間にｈ−ＢＮの析出がおきず、ＢとＮが固溶した状態が得られるような鋳造条件の場合には、１２００℃以上の温度でのｈ−ＢＮ固溶化の熱処理が不要になることは言うまでもない。

更に、焼もどしの保持時間に関しては、温度が高いほどＢとＮの拡散速度が速いため短時間ですみ、その範囲は０．５〜３時間、好ましくは１〜２時間であり、それ以上のｈ−ＢＮの成長を止めるため、急冷する。

（実施例１）
市販のオーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）丸棒（重量１８ｋｇ）を溶解原料として真空誘導溶解炉を用いて溶解した。溶解原料の成分組成（ｍａｓｓ％）は、０．０４％Ｃ、０．３０％Ｓｉ、１．００％Ｍｎ、０．０３０％Ｐ、０．０２４％Ｓ、８．０９％Ｎｉ、１８．０５％Ｃｒであった。溶融時に真空誘導溶解炉にＮを０．０７ＭＰａ封入し、溶鋼中のＮ濃度の調整を行った。溶融後、溶湯に市販のフェロボロン（１９．２ｍａｓｓ％Ｂ）を所定量添加し、Ｂ濃度の調整を行い、弱減圧Ｎ雰囲気中で２０分間保持し、１６００℃で出湯し、鋳鉄鋳型に鋳込み、インゴットを製造した。開発材１〜３は、Ｂ含有量の目標値を、それぞれ、０．０２ｍａｓｓ％、０．０５ｍａｓｓ％、０．１ｍａｓｓ％とし、Ｎ含有量の目標値を０．２ｍａｓｓ％としたものである。

また、比較材１として、前記溶解原料をＡｒ雰囲気中で溶解すること以外は、同じ溶解・鋳造条件で凝固したもの（ＳＵＳ３０４鋳造材に相当し、ｈ−ＢＮを含まない鋳鋼）、比較材２として、比較材１にＳを０．３ｍａｓｓ％含有させたもの（ＳＵＳ３０３鋳造材に相当し、硫黄添加快削ステンレス鋼鋳鋼）、比較材３として、比較材１にＮを開発材１〜３と同じく０．２ｍａｓｓ％含有させたものを溶製した。

更に、Ｎの切削性、耐食性に及ぼす影響を同じにするため、溶解雰囲気のＮ分圧を０．００５ＭＰａに調整し、比較材１及び２と同じＮレベルの開発材４を溶製した。溶解原料は、開発材１〜３と同じものを使用し、Ｂ含有量の目標値は開発材２と同じく０．０５ｍａｓｓ％とした。溶製した材料（開発材１〜４、比較材１〜３）の鋳造後のＢ、Ｎ及びＳの分析値（単位ｍａｓｓ％）を表１に示す。

鋳造凝固したインゴットは、抵抗加熱式の電気炉で、大気雰囲気中で１２５０℃の温度で０．５時間保持した後、炉外で水冷するｈ−ＢＮ固溶化熱処理を行った。水冷したインゴットを抵抗加熱式の電気炉を使用し、大気雰囲気中で１０５０℃、１時間保持した後、炉外で水冷するｈ−ＢＮ析出熱処理を行った。この熱処理は、鋳造組織の条件を同じにするため開発材、比較材とも同じ条件で行った。

図１は、開発材１、図２は、開発材３、図３は、比較材２中の析出物の生成・分布状態を示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。熱処理を施した後の試料から直径３．６ｍｍの丸棒を削り出し、この一部に切欠きをつけた後、この部分を折り曲げて破断しその破断面をＳＥＭで観察したものである。このＳＥＭには、ＥＤＳ（エネルギー分散形Ｘ線分析）装置が付属しており、このＥＤＳ装置を用いて、破断面において観察できる非金属介在物の元素分析を行い、介在物種の同定を行った。

図１では、２００倍視野中に、数個の破断面ディンプル底部に１０μｍ以下のｈ−ＢＮ粒子（実線矢印で示す）が、破断面全体に分散しているのが観察された。その他、溶解原料中に含まれる微量の硫黄とマンガンにより生成された数個の球状の１０μｍ程度のＭｎＳ（破線矢印で示す）も観察された。

図２では、２００倍視野中に、図１と同様に１０μｍ以下のｈ−ＢＮ粒子が、破断面全体に分散しているのが観察された。図２では、Ｂ濃度にほぼ比例して、開発材１と比較して１０倍程度のｈ−ＢＮ粒子の個数となっている。図１、２で観察されるｈ−ＢＮ粒子は、それらの形状から、溶鋼中に過飽和に溶解しているＢとＮが、凝固過程においてｈ−ＢＮとして析出したものと見なせる。

図３の比較材２の場合には、２００倍視野全体にわたって、破断面ディンプル底部に多数の球状の１０〜３０μｍ程度のＭｎＳが観察された。これらのＭｎＳ粒子は、図１においても観察され、粒径とその形状より、鋼が溶融状態のときに晶出したものと考えられる。

切削性の評価試験として、比較材１及び２、開発材４の熱処理後の鋳鋼試料から切り出した丸棒材試料について旋削試験を行った結果を図４に示した。この３つの材料は、表１に示すとおりＮ含有量が約０．０６ｍａｓｓ％とほぼ同じレベルであり、図４は、材料中に分散しているｈ−ＢＮ粒子あるいはＭｎＳ粒子が切削性に及ぼす影響を示している。切削試験の条件は、切り込み深さ１．０ｍｍ、工具の送り０．１ｍｍ／ｒｅｖ、工具材質Ｍ３０（チップブレーカ無し）で、切削油は不使用で旋削速度が１２〜２００ｍ／ｍｉｎの範囲での測定値である。
開発材４は、比較材１（ＳＵＳ３０４鋳造材に相当）に比べ、中切削速度域では２０％、高速切削域で１１％も切削抵抗合力が低下し、切削性が大きく改善されている。
比較材２は、硫黄添加快削ステンレス鋼鋳鋼であり、これに比較すると、開発材の切削性は劣っているものの、耐食性が重要となる場合には、比較材２は使用できない。良好な切削性及び耐食性の双方を満足できるのは開発材だけであり、開発材の優位性は否定できない。

図５は、Ｂ添加量を変えた開発材１〜３と比較材３（Ｂ添加なし）の試料の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したものである。この４つの材料は表１に示すとおりＮ含有量が約０．２ｍａｓｓ％とほぼ同じレベルであり、図５は、Ｂ添加が切削性に及ぼす影響を示している。Ｂ濃度が０ｍａｓｓ％の比較材３に対し、Ｂが添加された開発材では、ほとんどの切削速度領域での切削抵抗の減少が観察され、Ｂ添加による切削性向上が認められた。

ステンレス鋼の耐食性の評価試験として、鋳造材の熱処理後の試料についての耐食試験を行った結果を図６に示した。Ｎがステンレス鋼の耐食性に寄与することから、Ｎ濃度レベルが同じ材料についての比較を行った。図６は、硫酸腐食試験方法（ＪＩＳ Ｇ ０５９１）による腐食試験の結果を示したものである。試験条件は、沸騰５％Ｈ_２ＳＯ_４に連続６時間浸漬し、腐食減量を試料初期表面積で除した腐食量で比較した。
ｈ−ＢＮ添加の有無による耐食性を比較すると、開発材４と比較材１との差はほとんど観察されず、耐食性の劣化は認められなかった。一方、比較材２では、腐食量が、開発材４、比較材１と比べて著しく増加しており、耐食性が要求される場合には、比較材２は使用できないことを示している。

もちろん、この発明は以上の例に限定されるものではなく、細部に付いては様々な態様が可能であることは言うまでもない。

以上詳しく説明した通り、この発明によって、耐食性を劣化させることなく環境に優しく切削性を向上させたステンレス鋼鋳鋼製品が容易に提供できるようになり、ステンレス鋼鋳鋼製品を用いた各種加工分野に優れた利用性をもたらすことができた。

国際公開第２００８／０１６１５８

【０００３】
時の１２５０℃から８５０℃の温度域でｈ−ＢＮ粒子が析出する冷却速度で冷却し、前記ｈ−ＢＮ粒子を分散析出させることを特徴とする構成を採用した。
［０００８］
発明３は、発明１のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、ｈ−ＢＮ粒子が析出しているステンレス鋼鋳鋼を加熱した後に前記ｈ−ＢＮ粒子が析出を起こさない冷却速度で急冷し、前記ｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させ、その後９５０〜１１００℃の温度での焼もどし熱処理を行うことにより、前記ｈ−ＢＮ粒子を再度分散析出させることを特徴とする構成を採用した。
［０００９］
発明４は、発明１のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造凝固時の１２５０℃から８５０℃の温度域でｈ−ＢＮ粒子が析出を起こさない冷却速度で急冷し、前記ｈ−ＢＮ粒子が析出していない鋳造組織とした後、９５０〜１１００℃の温度での焼もどし熱処理を行うことにより、前記ｈ−ＢＮ粒子を分散析出させることを特徴とする構成を採用した。
［００１０］
発明５は、発明２〜４のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Ｂ（ホウ素）の添加量が０．００３から０．５ｍａｓｓ％であり、Ｎ（窒素）の添加量については、モル比でＮ／Ｂが１以上にすることを特徴とする構成を採用した。
［００１１］
発明６は、発明５のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Ｂはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは溶解雰囲気を（アルゴン＋窒素）あるいは減圧窒素とすることにより、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とする構成を採用した。
［００１２］
発明７は、発明５のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Ｂはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは窒素を含有する化合物又はフェロアロイの添加により、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とする構成を採用した。
発明の効果
［００１３］
化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないｈ−ＢＮ粒子を均一分散析出させて、固体潤滑材として優れた特長を持つｈ−ＢＮによって切削性を向上させ、耐食性も劣化することのないステンレス鋼鋳鋼製品とその製造方法を提供することができた。

Claims (7)

1. 快削性付与材を添加してなるステンレス鋼鋳鋼製品であって、前記快削性付与材がｈ−ＢＮ（六方晶系窒化ホウ素）粒子であって、粒径が２００ｎｍから１０μｍの球状の前記ｈ−ＢＮ粒子が鋼中に均一に分散析出していることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品。
2. 請求項１に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造凝固時の１２５０℃から８５０℃の温度域での冷却速度を制御し、ｈ−ＢＮ粒子を分散析出させることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。
3. 請求項１に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造組織中にｈ−ＢＮ粒子が不均一に析出しているステンレス鋼を１２００℃以上の温度まで加熱した後に急冷して、ｈ−ＢＮ粒子を固溶消滅させ、その後９５０〜１１００℃の温度での焼もどし熱処理を行うことにより、ｈ−ＢＮ粒子を再度分散析出させることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。
4. 請求項１に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造凝固時の１２５０℃から８５０℃の温度域を急冷し、ｈ−ＢＮ粒子が析出していない鋳造組織とした後、９５０〜１１００℃の温度での焼もどし熱処理を行うことにより、ｈ−ＢＮ粒子を分散析出させることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。
5. 請求項２〜４に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Ｂ（ホウ素）の添加量が０．００３〜０．５ｍａｓｓ％であり、Ｎ（窒素）の添加量については、モル比でＮ／Ｂが１以上にすることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。
6. 請求項５に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Ｂはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは溶解雰囲気を（アルゴン＋窒素）あるいは減圧窒素とすることにより、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。
7. 請求項５に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Ｂはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Ｎは窒素を含有する化合物又はフェロアロイの添加により、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。