TWI764512B

TWI764512B - 肥粒鐵系不鏽鋼

Info

Publication number: TWI764512B
Application number: TW110101296A
Authority: TW
Inventors: 福元成雄; 境沢勇人; 金子農; 淵上勝弘
Original assignee: 日商日鐵不銹鋼股份有限公司
Priority date: 2020-01-15
Filing date: 2021-01-13
Publication date: 2022-05-11
Also published as: JP7370396B2; CN114981460A; TW202132588A; JPWO2021145279A1; WO2021145279A1; US20230099909A1; EP4092150A1; BR112022013350A2; KR20220115104A; CN114981460B

Abstract

一種肥粒鐵系不鏽鋼，其化學成分以質量%計含有：Cr：10.5~25.0%、Al：0.01~0.20%、Ti：0.15%~0.35%、O：0.0001~0.0030%及Mg：0.008×[%Al]以上；在鋼中，包含氧硫化物之夾雜物之中，短徑為3µm以上之夾雜物係以5個/mm² 以下、以及短徑為15µm以上之夾雜物係以0.05個/mm² 以下之比率存在；短徑為3µm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成滿足式(1)及式(2)者之個數比率為75%以上。 CaO+Al₂ O₃ +MgO≧90%　・・・　式(1) Al₂ O₃ /MgO≦1.25　・・・　式(2)

Description

肥粒鐵系不鏽鋼

本發明關於一種表面性狀優異之肥粒鐵系不鏽鋼。

不鏽鋼含有高濃度Cr，因此鋼中之氧勢低，作為鋼中之非金屬夾雜物容易生成MgO・Al₂ O₃ 尖晶石。尖晶石不易因軋延等之加工而碎裂或延伸，故會在加工中於表面露出而成為表面瑕疵之原因。作為減低所述尖晶石夾雜物之對策，已知有藉由控制在熔煉階段中之條件所行者。

例如，在文獻1(日本專利特開平08-104950號公報)中，係設成使夾雜物之MgO濃度在80wt%以上，抑制其附著至噴嘴內壁，藉此防止噴嘴堵塞，而可提供連續鑄造性優異之肥粒鐵系不鏽鋼。又，該方法係設成可防止因噴嘴內壁之附著物所致之裂縫瑕疵(sliver defect)。

在文獻2(日本專利特開平09-256028號公報)中，提出了以利用Al之脫氧為前提，適當地控制精煉爐渣之成分這點，詳細而言，係特別將爐渣做成低SiO₂ 濃度，將氧勢控制在低位，藉此可從MgO・Al₂ O₃ 尖晶石改質成無害的MgO。

又，在文獻3(日本專利特開2015-74807號公報)中，提出以Si脫氧為前提，在控制爐渣之鹼度的同時，極力減低鋼中之Al，藉此可抑制MgO・Al₂ O₃ 尖晶石的生成。

在文獻4(國際公開WO2019/189858號)中，係以穩定提供一種確保耐蝕性同時抗起皺性優異之肥粒鐵系不鏽鋼為目的。並且，為了抑制起皺，在理解有效作法為積極活用夾雜物之方法、具體而言係使如尖晶石(MgO・Al₂ O₃ )這類Mg-Al系氧化物或TiN於熔鋼中分散之方法的基礎上，發現複合夾雜物之存在狀態及複合夾雜物中所含氧化物之組成或構成比率等會影響抗起皺性，而揭示了以下發明：夾雜物所含氧化物之組成滿足Al₂ O₃ 與MgO之比率(Al₂ O₃ /MgO)為4以下、CaO為20%以下及Al₂ O₃ 與MgO之和為75%以上，且長徑為2µm以上之複合夾雜物係以2個/mm² 以上之密度存在於鋼中，並且針對長徑為1µm以上之夾雜物，滿足上述氧化物組成者與不滿足者之個數比率設為0.7以上。

然而，上述技術中存在著無法解決之課題。

針對文獻1之技術加以說明。根據本案發明人等之知識見解，在含有Ti之肥粒鐵系不鏽鋼中，由於Ti不僅容易形成氧化物還容易形成氮化物，以及Ti氮化物容易以氧化物系夾雜物為核而生成，因此通常在熔煉中生成之氧化物系夾雜物大多係被Ti氮化物覆蓋其周圍。由此，夾雜物之TiN濃度高，故要將夾雜物之組成控制為MgO濃度≧80wt%這點以一般之脫N程度而言非常困難。

文獻2之技術係以減低氧勢為目的，必須將爐渣中之SiO₂ 濃度控制在低位。因此，在不鏽鋼之精煉中，在一般Cr氧化物之還原步驟中之Si合金使用上會有所限制，或者會為了稀釋SiO₂ 濃度而增加石灰使用量等，作業上之限制或成本上升的主要原因較大。又，由於除了SiO₂ 以外也存在提高氧勢的成分，僅控制SiO₂ 濃度會有無法穩定減低氧勢之問題。並且，僅減低氧勢亦會有無法穩定進行從MgO・Al₂ O₃ 尖晶石改質成MgO之課題。

文獻3之技術必須極力減低鋼中的Al。因此，無法應用Al脫氧而需要藉由Si合金等之脫氧，但為了以Si合金進行脫氧至高純度，則必須製造高鹼度爐渣。由於高鹼度爐渣為高熔點，必須添加CaF₂ 或NaF等作為造渣材料來使其熔點降低。然而，在環境規範面上會有無法實施添加CaF₂ 或NaF等的情形等，其限制也很大。

文獻4之技術之目的在於穩定提供一種抗起皺性優異之肥粒鐵系不鏽鋼，且該技術積極活用如尖晶石(MgO・Al₂ O₃ )這類Mg-Al系氧化物。然而，此方法難以充分改善因夾雜物所致之鋼板表面瑕疵。

本發明有鑑於上述現狀之問題點，提供一種表面性狀優異之含Ti之肥粒鐵系不鏽鋼。

本發明係為了解決上述課題而做成者，其主旨如下。

[1]一種肥粒鐵系不鏽鋼，特徵在於：其化學成分以質量%計含有：C：0.002~0.020%、Si：0.5%以下、Mn：0.2%以下、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Cr：10.5~25.0%、Al：0.01~0.20%、Ti：0.15%~0.35%、O：0.0001~0.0030%、N：0.005~0.020%、Ca：0.0030%以下及Mg：0.008×[%Al]以上，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；在鋼中，包含氧硫化物之夾雜物之中，短徑為3µm以上之夾雜物係以5個/mm² 以下、以及短徑為15µm以上之夾雜物係以0.05個/mm² 以下之比率存在；短徑為3µm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成滿足下述式(1)及式(2)者之個數比率為75%以上。 CaO+Al₂ O₃ +MgO≧90%　・・・　式(1) Al₂ O₃ /MgO≦1.25　・・・　式(2)

惟，式(1)、式(2)中之CaO、Al₂ O₃ 及MgO表示在氧硫化物中各自之質量%。

[2]如[1]之肥粒鐵系不鏽鋼，其中前述化學成分係取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種元素：以質量%計，REM：0.01%以下、Ta：0.001~0.10%；並且，短徑為3µm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成係取代前述式(1)而滿足下述式(3)及前述式(2)者之個數比率為75%以上。 CaO+Al₂ O₃ +MgO+RO_X +Ta₂ O₅ ≧95%　・・・　式(3)

惟，式(3)中之CaO、Al₂ O₃ 、MgO、RO_X 及Ta₂ O₅ 表示在氧硫化物中各自(ROx係REM氧化物)之質量%。

[3]如[1]之肥粒鐵系不鏽鋼，其中短徑為3µm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成除了滿足前述式(1)與前述式(2)外還滿足下述式(4)者之個數比率為75%以上。 CaO＞20%　・・・　式(4)

[4]如[2]之肥粒鐵系不鏽鋼，其中短徑為3µm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成除了滿足前述式(2)與前述式(3)外還滿足下述式(4)者之個數比率為75%以上。 CaO＞20%　・・・　式(4)

[5]如[1]至[4]中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中係使用下述式(5)取代前述式(2)。 Al₂ O₃ /MgO≦0.75　・・・　式(5)

[6]如[1]至[5]中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中前述化學成分係取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種以上元素：以質量%計，B：0.0001~0.0020%、Nb：0.1~0.6%、Mo：0.1~2.0%、Ni：0.1~2.0%、Cu：0.01~2.00%、Sn：0.01~0.50%、V：0.010~0.20%、Sb：0.01~0.30%、W：0.05~1.00%、Co：0.10~1.00%、Zr：0.0001~0.0050%及Ga：0.0001~0.0100%。

根據本發明，可提供一種因夾雜物所致之鋼板表面瑕疵少之肥粒鐵系不鏽鋼。

用以實施發明之形態以下，詳細說明本發明之內容。

在製造不鏽鋼中，MgO・Al₂ O₃ 尖晶石成為表面瑕疵之原因，可認為係因其難以在軋延中碎裂及延伸，隨著鋼材厚度減少而變得容易於表面露出。因此，認為藉由在加工時使夾雜物碎裂來將之小徑化，可減少表面瑕疵。吾等準備了將鋼中夾雜物之氧化物部分控制成MgO的含Ti之肥粒鐵系不鏽鋼A(以下稱為「鋼A」)、與控制成MgO・Al₂ O₃ 尖晶石的含Ti之肥粒鐵系不鏽鋼B(以下稱為「鋼B」)。將鋼A與鋼B各自之鑄片進行熱軋延及酸洗後進一步冷軋延，針對藉此製出之試樣，調查了在各步驟中夾雜物之形態。關於鑄片與熱軋延後鋼板之鋼中夾雜物之形態，鋼A與鋼B兩者幾乎相同。另一方面，以冷軋延後之鋼板而言，鋼A中之MgO已碎裂，鋼B中之MgO・Al₂ O₃ 尖晶石則未碎裂。所觀察之鋼中夾雜物係在氧化物部分之周圍覆蓋有TiN之形態，對氧化物部分之碎裂形態並無影響。由此得知可能可藉由將鋼中夾雜物之氧化物部分控制成MgO，使其容易在加工時碎裂，來抑制鋼中夾雜物露出至鋼板表面，從而減低表面瑕疵。

另外，在本說明書中，所謂表面瑕疵係指在鋼板表面產生之瑕疵，具體而言，係在軋延時等因夾雜物於表面露出所致之線狀瑕疵、或者是因其存在於表層附近所致之裂成兩片的情況等。＜關於夾雜物＞

在本發明中，夾雜物係由氧化物、硫化物及氮化物所構成，且該等係呈單獨或複合之形態。其中，氧化物與硫化物在幾乎所有情況下無法區別互相之相，因此亦包括未含其中一者之情形而稱為氧硫化物。

以下，顯示用以將夾雜物組成控制成MgO之條件。

為了在鋼中夾雜物之氧化物部分不讓MgO・Al₂ O₃ 尖晶石結晶且控制成MgO，必須提高熔鋼中相對於Al濃度之Mg濃度。經調查熔鋼中相對於Al濃度之Mg濃度與存在於鋼中夾雜物之氧硫化物部分的結晶相之關係，得知如圖1這般在[%Mg]/[%Al]為0.008以上時，MgO會穩定。換言之，當[%Mg]/[%Al]小於0.008時，容易結晶出尖晶石而無法解決表面瑕疵之問題。

作為提高[%Mg]/[%Al]之手段，雖可考慮添加Mg合金等，但有產率不穩定且不易控制的問題。不進行利用Mg合金等之刻意添加時，Mg係藉由爐渣或耐火物中之MgO被熔鋼中之高還原性成分還原而被供給到熔鋼中，以Al進行脫氧時則係因Al而產生上述現象。在所述狀況下，原理上不可能提高相對於Al濃度之Mg濃度，因此需要一種可在不提高Al濃度之狀況下提高Mg濃度之手段。

於是，多方研討了對鋼材特性之不良影響或素材之易取得性等，結果得知Ti係有效的。雖然認為因Ti為還原力較Al弱之元素而不易產生MgO之還原，但可知在將爐渣之MgO活性度控制在高位而使其容易反應後添加Ti，藉此即便為還原力弱的Ti仍會產生MgO之還原，而可提高相對於Al濃度之Mg濃度。有助於提高Mg濃度之Ti在凝固時亦可作為C或N之固定元素來活用，只要避免添加過量便不會有不良影響。

接下來，針對夾雜物之個數或氧硫化物部分之組成與表面瑕疵之關係，說明除了結晶相以外之限定理由。《含氧硫化物之夾雜物之中，短徑為3µm以上之夾雜物為5個/mm² 以下》

短徑小於3µm之夾雜物不易成為表面瑕疵之原因，故非本發明之對象。若存在大量3µm以上之夾雜物，產生表面瑕疵之頻率會變高，因此將其上限設為5個/mm² 。較佳上限為3個/mm² 。

另外，在本說明書中，如圖2所示，所謂短徑3係指以與軋延方向4平行且與厚度方向5垂直之截面(平行於鋼板表面7之截面)作為觀察面1時，在與軋延方向4垂直之方向(板寬方向6)上夾雜物2之最大直徑。《含氧硫化物之夾雜物之中，短徑為15µm以上之夾雜物為0.05個/mm² 以下》

短徑為15µm以上之夾雜物即便個數少，若大於0.05個/mm² ，產生表面瑕疵的頻率仍高，因此將其上限設為0.05個/mm² 。較佳上限為0.03個/mm² 。《不含有REM或Ta時：短徑為3µm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成滿足下述式(1)及式(2)之夾雜物之比率為75%以上》 CaO+Al₂ O₃ +MgO≧90%　・・・　式(1) Al₂ O₃ /MgO≦1.25　・・・　式(2)

在本發明之化學成分範圍中，夾雜物之氧硫化物部分之組成為CaO+Al₂ O₃ +MgO＜90%時，會大量存在SiO₂ 或MnO等低級氧化物，導致加工時生成表面及內部缺陷，因此將CaO+Al₂ O₃ +MgO設為90%以上。

另外，若Al₂ O₃ /MgO≦1.25，則可使氧硫化物部分之結晶相成為MgO主體。

只要短徑為3µm以上之夾雜物之中，不滿足該等2個組成條件(式(1)與式(2))之夾雜物之比率小於25%，產生表面瑕疵的比率就會變低。因此，將滿足該等2個組成條件之夾雜物之比率設為75%以上。較佳下限為85%以上。《含有REM或Ta時：短徑為3µm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成滿足下述式(3)及前述式(2)之夾雜物之比率為75%以上》 CaO+Al₂ O₃ +MgO+RO_X +Ta₂ O₅ ≧95%　・・・　式(3)

惟，式(3)中之CaO、Al₂ O₃ 、MgO、RO_X 及Ta₂ O₅ 表示在氧硫化物中各自之質量%。

在本發明之化學成分範圍中，含有REM或Ta時，因REM或Ta為還原性強之元素，而會被包含在夾雜物之氧硫化物部分中。由於其等與SiO₂ 或MnO等低級氧化物不同，並無不良影響，因此即便取代CaO、Al₂ O₃ 、MgO亦無問題。

夾雜物之氧硫化物部分之組成為CaO+Al₂ O₃ +MgO+RO_X +Ta₂ O₅ ＜95%時，會大量存在SiO₂ 或MnO等低級氧化物，導致加工時生成表面及內部缺陷，因此將CaO+Al₂ O₃ +MgO+RO_X +Ta₂ O₅ 設為95%以上(式(3))。

又，若Al₂ O₃ /MgO≦1.25(式(2))，則與不添加REM或Ta時相同，可使氧硫化物部分之結晶相成為MgO主體。

只要短徑為3µm以上之夾雜物之中，不滿足該等2個組成條件(式(3)與式(2))之夾雜物之比率小於25%，產生表面瑕疵的比率就會變低。因此，將滿足該等2個組成條件之夾雜物之比率設為75%以上。較佳下限為85%以上。另外，在此，RO_X 係所有REM氧化物之總稱，在式中表示REM氧化物之濃度總和。

另外，在本發明中，極力抑制MgO・Al₂ O₃ 尖晶石這點實為重要，故上述式(1)與式(3)中，在滿足式(2)之範圍下各成分之含有比率不拘。因此，例如在文獻4中因要作為TiN之凝固核發揮作用，而須將CaO限制在20%以下，但在本發明中即便CaO大於20%仍會發揮效果。故而，設置了下述式(4)以作為本發明之理想特徵部分。 CaO＞20%　・・・　式(4)

此外，不添加REM或Ta時，從極力抑制MgO・Al₂ O₃ 尖晶石之觀點來看，較宜使用式(5)來取代式(2)。並且，添加REM或Ta時亦與不添加REM或Ta時相同，從極力抑制MgO・Al₂ O₃ 尖晶石的觀點來看，較宜使用式(5)來取代式(2)。 Al₂ O₃ /MgO≦0.75　・・・式(5) ＜關於鋼成分＞

本發明係關於控制夾雜物組成與控制以Mg、Al為主體之熔鋼中成分者，且可應用於一般製造之Ti穩定化系之肥粒鐵系不鏽鋼。於以下顯示可適宜使用之化學成分之範圍，然並不限於該範圍。以下，%意指質量%。 C：0.002~0.020%

C會生成Cr之碳化物而使耐蝕性降低，又若含有大於0.02%則會使加工性降低，因此設為0.020%以下。然而，小於0.002%時，脫碳後之脫氧負荷會提高，且會招致Al₂ O₃ 系夾雜物增大，故其下限設為0.002%。較佳為0.005%以上。 Si：0.5%以下

Si係為了還原及回收在不鏽鋼之脫碳時生成之Cr氧化物而添加。為了獲得該效果，可添加0.03%以上，較佳可添加0.05%以上。添加量若大於0.5%，加工性會降低，因此上限設為0.5%以下。較佳可設為0.3%以下。亦可不含有Si。 Mn：0.2%以下

Mn係有助於脫氧之元素，但藉由較Mn更強力的元素Al便能充分脫氧，故無須添加，然於添加Al前添加用來預脫氧的量亦無妨。添加時為了展現其效果，可設為0.01%以上，較佳可設為0.05%以上。另一方面，為了防止加工性降低係設為0.2%以下，較佳可設為0.15%以下。 P：0.04%以下

P會使韌性或熱加工性、耐蝕性降低等，對不鏽鋼而言為有害，因此越少越好，設為0.04%以下。較佳為0.03%以下。然而，過度降低會導致精煉時之負荷高或者必須使用昂貴原料，因此作為實際操作亦可含有0.005%以上。 S：0.005%以下

S會使韌性或熱加工性、耐蝕性降低等，對不鏽鋼而言為有害，因此越少越好而將上限設為0.005%以下。較佳為0.003%以下。 Cr：10.5~25.0%

Cr在確保耐蝕性上係基本元素。因此，Cr含量至少須在10.5%以上。較佳為14.0%以上，更佳為17.0%以上。若添加大於25.0%會招致加工性降低，故將上限設為25.0%。較佳上限為21.0%以下。 Al：0.01~0.20%

Al係用以將鋼脫氧之必要元素。沒有充分脫氧時脫硫不會進展，故有時會以硫化物為起點生鏽。由此，其在用以提升耐蝕性上亦為必要元素。故將下限設為0.01%。又，為了使前述藉由Ti所行之Mg還原容易產生，適度脫氧很重要而宜添加0.02%以上。若添加大於0.2%則會使加工性降低，故將其上限設為0.2%。較佳為0.12%以下。 Ti：0.15~0.35%

Ti在本發明中為特別重要之元素，其負責還原爐渣之MgO且將Mg供給到熔鋼中。該效果須有0.15%以上。添加0.18%以上較佳。然而，若添加大於0.35%，TiN會明顯著生成而招致製造時噴嘴堵塞或製品之表面缺陷，因此將其上限設為0.35%。較佳為0.30%以下。 O：0.0001~0.0060%

O係構成成為表面缺陷之原因之夾雜物的主要元素，其越少越好而將上限設為0.0060%。在添加Ti時若大量含有，Ti本身便會消耗在脫氧反應上，從有效率地進行藉由Ti所行之MgO還原之觀點來看，宜將上限設為0.0030%。更宜為0.0020%以下。又，要減低至小於0.0001%需要高成本，故下限設為0.0001%。較佳下限為0.0005%以上。 N：0.005~0.020%

N在強度及耐蝕性上為有用元素，但添加大於0.020%會招致因敏化所致之晶界腐蝕，故N含量設為0.020%以下。較佳係設為0.015%以下。並且，過度減低會使精煉負荷增大，導致成本上升，故N含量設為0.005%以上。 Ca：0.0030%以下

若Ca濃度大於0.0030%，會生成CaS使耐蝕性降低，故將上限設為0.0030%。較佳上限為0.0020%以下。雖不一定需要添加Ca，但為了提高氧硫化物中之CaO濃度，亦可在上述濃度範圍下添加如CaSi或NiCa之類的Ca合金。 Mg：0.008×[%Al]以上

Mg係構成MgO・Al₂ O₃ 尖晶石或MgO之元素，但在夾雜物之氧化物部分會結晶出MgO・Al₂ O₃ 尖晶石抑或結晶出MgO，係取決於鋼之Mg濃度([%Mg])與Al濃度([%Al])之比率。[%Mg]低於0.008×[%Al]時無法穩定結晶出MgO，因此下限之[%Mg]設為0.008×[%Al]以上。較佳為0.012×[%Al]以上。更佳為0.0005%以上。另一方面，過度添加Mg會招致耐蝕性降低，故宜設為0.0030%以下。且以0.0027%以下較佳，0.0024%以下更佳。

上述鋼成分之剩餘部分為Fe及不純物。在此，所謂不純物係指在工業上製造鋼時，以如礦石或廢料等原料為首，因製造步驟之種種因素而混入之成分，且係指在不會對本發明造成不良影響之範圍內所容許之物。

又，關於本實施形態之表面性狀優異之肥粒鐵系不鏽鋼，前述化學成分亦可取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種元素：以質量%計，REM：0.01%以下、Ta：0.001~0.100%。不含該等元素時，該等元素之下限值為0%。 REM：0.01%以下

REM(稀土族金屬：Rare-Earth Metal)因與O親和性高，故可減低成為表面瑕疵之原因的MgO・Al₂ O₃ 尖晶石量。然而，若含有大於0.01%，便會成為鑄造時噴嘴堵塞之原因，因此將上限設為0.01%以下。另外，REM係指由Sc、Y及鑭系元素所構成之合計17種元素，REM含量係指該等17種元素之合計含量。 Ta：0.001~0.100%

Ta因與O親和性高，故可減低成為表面瑕疵之原因的MgO・Al₂ O₃ 尖晶石量。為了發揮效果，必須添加0.001%以上。又，若含有大於0.100%之Ta，會招致常溫延性降低或韌性降低，因此上限設為0.100%。

又，關於本實施形態之表面性狀優異之肥粒鐵系不鏽鋼，前述化學成分亦可取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種以上元素：以質量%計，B：0.0001~0.0020%、Nb：0.1~0.6%、Mo：0.1~2.0%、Ni：0.1~2.0%、Cu：0.01~2.00%、Sn：0.01~0.50%、V：0.010~0.200%、Sb：0.01~0.30%、W：0.05~1.00%、Co：0.10~1.00%、Zr：0.0001~0.0050%及Ga：0.0001~0.0100%。不含該等元素時，該等元素之下限值為0%。 B：0.0001~0.0020%

B係會提高晶界強度之元素，有助於提升加工性。含有時，為了展現該效果，可含有0.0001%以上，較佳可設為0.0005%以上。另一方面，過度添加反而會招致因延伸降低所致之加工性降低，故可將含量設為0.0020%以下，較佳可設為0.0010%以下。 Nb：0.1~0.6%

Nb具有提高成形性及耐蝕性的作用。為了獲得該效果，必須含有0.1%以上。又，若添加大於0.6%，會變得難以再結晶而導致組織粗大化，故將上限設為0.6%。 Mo：0.1~2.0%

Mo具有提高耐蝕性之作用。為了獲得該效果，必須含有0.1%以上。又，若過度含有則會形成σ相而招致加工性降低，故將上限設為2.0%。 Ni：0.1~2.0%

Ni具有提高耐蝕性的作用，故可以0.1~2.0%來添加。由於添加大於2.0%會導致成本上升，因此設為2.0%以下。 Cu：0.01~2.00%

Cu具有提高耐蝕性之作用，故可以0.01~2.00%來添加。由於添加大於2.00%會導致脆化，因此設為2.00%以下。 Sn：0.01~0.50%

Sn透過添加而有進一步提高不鏽鋼之高耐蝕性的效果。含有其時，為了獲得該效果，可含有0.01%以上，較佳可設為0.02%以上。另一方面，過度添加會導致加工性降低，故可設為0.50%以下，較佳可設為0.30%以下。 V：0.010~0.20%

V透過添加而有進一步提高不鏽鋼之高耐蝕性的作用。含有其時，為了獲得該效果，可含有0.010%以上，較佳可設為0.100%以上。另一方面，若含有高濃度會招致韌性降低，因此將其上限設為0.200%。 Sb：0.01~0.30%

Sb透過添加而有進一步提高不鏽鋼之高耐蝕性的作用，因此亦可含有0.01%以上。但基於其有助長TiN生成而產生表面瑕疵之疑慮，故將上限設為0.30%。較佳上限為0.10%以下。 W：0.05~1.00%

W透過添加而有進一步提高不鏽鋼之高耐蝕性的作用。含有其時，為了獲得該效果，可含有0.05%以上，較佳可含有0.25%以上。另一方面，其非常昂貴，且即便過度添加仍無法獲得與合金成本的增加相應之效果，因此將其上限設為1.00%。 Co：0.10~1.00%

Co透過添加而有進一步提高不鏽鋼之高耐蝕性的作用。含有其時，為了獲得該效果，可含有0.10%以上，較佳可含有0.25%以上。另一方面，其非常昂貴，且即便過度添加仍無法獲得與合金成本的增加相應之效果，因此將其上限設為1.00%。 Zr：0.0001~0.0050%

Zr具有固定S的效果而可提高耐蝕性，因此亦可含有0.0001%以上。但因與S親和性非常高，若過度添加便會在熔鋼中形成粗大硫化物，反而使耐蝕性降低。因此將上限設為0.0050%。 Ga：0.0100%以下

Ga具有提高耐蝕性之效果，因此可視需求按0.0100%以下之量來含有。Ga之下限雖無特別限定，但理想係含有可獲得穩定效果之0.0001%以上。＜夾雜物之測定方法＞

以下，說明夾雜物之測定方法。如圖2所示，觀察與鋼板之軋延方向4平行且與厚度方向5垂直之截面(平行於鋼板表面7之截面)。觀察面1之鋼板深度方向之位置盡可能設為最表層，且進行為了觀察而做之鏡面精加工所需之最小限度研磨。利用SEM-EDS分析觀察面1，將檢測出O、S之一者或兩者之夾雜物特定為包含氧硫化物之夾雜物。在觀察面1中，隨機選出100個以上包含氧硫化物之短徑3(板寬方向6上之最大直徑)為3µm以上之夾雜物，以其作為母體，利用SEM-EDS分析包含在母體中之夾雜物，藉此鑑定包含氧硫化物之夾雜物的大小、組成及個數。此時，亦先記錄觀察面積。使用短徑來評估夾雜物尺寸之理由在於：與軋延方向4平行之方向的大小受軋縮率之影響甚鉅，因此難以進行固定的評估，另一方面，與軋延方向4垂直之方向(板寬方向6)的大小(短徑3)在軋延中不會大幅變化。因而認為夾雜物之短徑3的大小反映出本發明重點之在製鋼階段中控制夾雜物之結果。另外，在一般作為夾雜物之評估方法使用之JISG 0555中，2個以上夾雜物分開存在時，依種類與距離之不同，有時亦會被視為一個夾雜物，但在本發明中係視為個別之夾雜物。並且，利用SEM-EDS分析被選作上述母體之含氧硫化物之夾雜物，將檢測出O、S之一者或兩者之部分設為「夾雜物之氧硫化物部分」。在各個夾雜物中，利用SEM-EDS分析來特定「夾雜物之氧硫化物部分」中各元素的含量。使用特定出之元素分析值，且Ca、Al及Mg全部皆視為CaO、Al₂ O₃ 及MgO，而設為夾雜物之氧硫化物部分中CaO、Al₂ O₃ 及MgO之含量。在此，所分析之Ca皆視為CaO。＜製造方法＞

接下來，說明本實施形態肥粒鐵系不鏽鋼之製造方法。

在熔煉經調整成上述預定成分之鋼時，於二次精煉之初始以Al進行脫氧處理，使熔鋼中O濃度達0.005%以下。此時，在Al之前亦可以Si或Mn進行預脫氧。藉由在初始階段將O濃度減低至0.005%以下，可將製品中短徑為3µm以上之夾雜物或短徑為15µm以上之夾雜物的個數控制在預定量以下。

接下來，於二次精煉之後半，在添加Ti的同時進行用以使熔鋼均勻之攪拌。因二次精煉中之再氧化等造成在添加Ti前熔鋼中O濃度高於0.003%時，在添加Ti之前再次以Al進行脫氧。惟，Ta或REM的添加可在添加Ti之前後的任一時間點或兩個時間點進行，在添加Ti前進行時可代替再添加Al，因此不需要再添加Al。藉由在添加Ti前之階段將O濃度控制在0.003%以下，可有效獲得藉由添加Ti所帶來的提高Mg濃度之效果，因而可控制成式(1)或式(3)所示之夾雜物組成。另外，只要在添加Ti的時間點上O濃度達0.003%以下即可，在添加Ti後因再氧化等造成O濃度大於0.0030%，藉由添加Ti所帶來的提高Mg濃度之效果亦不會改變。

又，透過Ti使熔鋼中Mg濃度增大的同時，為了使鋼中之夾雜物在本發明範圍，爐渣中之MgO活性度越高越好。雖因與其他成分之關係而無法唯一地決定，但大致以純固體MgO基準計有0.9左右以上即可。此時，由於難以在操作中測定爐渣中MgO之活性度，故只要測定爐渣之組成，使用熱力學數據集或商用熱力學計算軟體來算出爐渣中之MgO活性度即可。爐渣中MgO之活性度以純固體MgO基準計不滿0.9時，需要用以提高其之手段。作為用以提高其之手段可採用各種手法，舉例來說可採用添加CaO或MgO之方法。藉此，可穩定地將熔鋼中之Mg濃度控制在預定以上，且可控制成式(2)所示之夾雜物組成。

又，藉由添加Ti時的攪拌，熔鋼中之Mg係非平衡地達高濃度，從添加Ti時之攪拌起至完成鑄造的時間為短時間時，可使夾雜物之氧硫化物部分之Al₂ O₃ /MgO降低。從極力抑制MgO・Al₂ O₃ 尖晶石之觀點來看，為了滿足式(5)，從添加Ti時之攪拌起至完成鑄造的時間可設為150分鐘以下。

包含氧硫化物之夾雜物之中，短徑為3µm以上之夾雜物係以5個/mm² 以下、以及短徑為15µm以上之夾雜物係以0.05個/mm² 以下之比率存在，且短徑為3µm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成滿足前述式(1)或式(3)、及式(2)者之個數比率為75%以上，為了滿足上述，鋼中之Mg含量(%)滿足Mg：0.008×[%Al]以上的同時，爐渣中之MgO活性度以純固體MgO基準計須在0.9左右以上。並且，除此之外還控制上述至完成鑄造為止的時間，藉此可使滿足式(1)或式(3)、及式(5)者之個數比率在75%以上。

實施例＜實施例1＞熔煉肥粒鐵系不鏽鋼時，在二次精煉中，進行藉由Al等之脫氧或爐渣調整、添加Ti，來控制成分及夾雜物量/組成/尺寸而進行熔煉。亦即，在二次精煉之初始階段中以Al進行脫氧處理，使熔鋼中O濃度在0.005%以下，並且在二次精煉之後期階段中於添加Ti前將O濃度控制在0.003%以下。又，爐渣中MgO活性度係使用市售之熱力學平衡計算軟體FactSage從爐渣組成算出，且控制爐渣組成使爐渣中MgO之活性度以純固體MgO基準計達0.9以上。於表1列示化學成分，於表2列示夾雜物之行為與品質評估結果。且對落在本發明範圍外之數值附加底線。

另外，在比較例b1中並未進行上述O之控制。 [表1]

[表2]

藉由連續鑄造機鑄造具有表1所示成分之熔鋼後，將所得鑄片進行熱軋延，並且進行熱軋板退火/酸洗，再進行冷軋延、退火/酸洗而製造出1.0mm厚之冷軋板，供於夾雜物測定與表面瑕疵之品質評估。又，從添加Ti後之攪拌起至完成鑄造的時間設為100~240分鐘。

關於夾雜物測定，係與圖2同樣地以與軋延方向4平行且與厚度方向5垂直之截面(平行於鋼板表面7之截面)作為觀察面1，隨機選擇100個以上短徑3為3µm以上且含氧硫化物之夾雜物2，進行了短徑測定及氧硫化物部分之組成評估。此時，透過記錄測定面積來算出每單位面積之個數。關於表面瑕疵之品質評估，係將所得之冷軋板的總長按1m間隔來區分，以目視檢查，確認到長度10mm以上之表面瑕疵的區域佔整個區域之比率小於1%時評為S，1~2%時評為A，2~5%時評為B，大於5%時則評為X。如表2所示，符號B1~B15因鋼成分及夾雜物量/組成/尺寸滿足本發明條件，故表面瑕疵之評估為良好。

符號b1之Si高而加工性低，並且因O濃度高，Ti添加量少且Mg濃度亦低，故大量生成不滿足本發明條件之夾雜物，產生了表面瑕疵。

符號b2之Cr及Al高而加工性低，且N高而發生了因敏化所致之晶界腐蝕。並且，Mg與Al之濃度比率低，不滿足本發明條件之夾雜物多而亦產生了表面瑕疵。

符號b3因Ti濃度高，故大量生成TiN導致發生噴嘴堵塞，而在途中中止了鑄造。藉由將所得鑄片在實驗室規模下加工而製作出試樣且加以評估，結果，不滿足本發明條件之夾雜物及TiN多，產生了表面瑕疵。

符號b4因S及Ca濃度高且生成了CaS，而有腐蝕之疑慮，此外Mg與Al之濃度比率低，不滿足本發明條件之夾雜物多而亦產生了表面瑕疵。＜實施例2＞

以與上述實施例1相同方式進行了二次精煉、連續鑄造、熱軋延及冷軋延。在此，係控制成爐渣中MgO之活性度以純固體MgO基準計為0.4~1.0。於表3列示化學成分，且於表4列示爐渣中MgO活性度、夾雜物之行為與品質評估結果。爐渣中MgO活性度係使用熱力學平衡計算軟體FactSage來從爐渣組成算出。針對MgO活性度小於0.9之情況，於鋼中添加金屬Mg以使鋼中Mg濃度達0.008×Al以上。表3中任一水準、包括Mg濃度，成分組成皆在本發明範圍內。另一方面，若觀察表4之爐渣中MgO活性度，相對於發明例D1~D2為0.9以上，比較例d1~d2則小於0.9。結果，本發明例係夾雜物行為在本發明範圍內且獲得良好品質，相對於此，比較例係夾雜物行為之任一個落在本發明範圍外，品質不良。 [表3]

[表4]

＜實施例3＞

以與上述實施例1相同方式進行了二次精煉、連續鑄造、熱軋延及冷軋延。在此，為了提高夾雜物中之CaO濃度而添加了Ca合金。於表5列示化學成分，且於表6列示爐渣中MgO活性度、夾雜物之行為與品質評估結果。爐渣中MgO活性度係以與上述實施例2相同方式算出。表5中任一水準，成分組成皆在本發明範圍內。又，若觀察表6之夾雜物之個數比率，除了滿足式(1)及式(2)、或式(2)及式(3)之外還滿足式(4)者之個數比率為75%以上時，亦獲得良好品質。 [表5]

[表6]

＜實施例4＞

以與上述實施例1相同方式進行了二次精煉、連續鑄造、熱軋延及冷軋延。並且，將從二次精煉中添加Ti後之攪拌起至完成連續鑄造的時間控制成90~240分鐘。於表7列示化學成分，且於表8列示爐渣中MgO活性度、至完成鑄造為止的時間、夾雜物之行為與品質評估結果。爐渣中MgO活性度係以與上述實施例2相同方式算出。表7中任一水準皆在成分範圍內。又，若觀察表8之夾雜物之個數比率，滿足式(1)及式(2)、或式(2)及式(3)者之個數比率皆為75%以上，獲得了良好品質。並且，關於至完成鑄造為止的時間在150分鐘以下之H1與H2，滿足式(1)及式(5)、或式(3)及式(5)者之個數比率亦為75%以上，獲得更良好之品質。 [表7]

[表8]

本發明之鋼可利用在車輛或家電製品等各種工業製品。尤其可利用在設計性高之工業製品。

1:觀察面 2:夾雜物 3:短徑 4:軋延方向 5:厚度方向 6:板寬方向 7:鋼板表面

圖1係顯示熔鋼中之「%Mg」/[%Al]與夾雜物面積中尖晶石或MgO所佔面積率的圖。

圖2係顯示本發明對象之夾雜物的觀察面及夾雜物尺寸之測定方法的圖。

Claims

一種肥粒鐵系不鏽鋼，特徵在於：其化學成分以質量%計含有：C：0.002~0.020%、Si：0.5%以下、Mn：0.2%以下、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Cr：10.5~25.0%、Al：0.01~0.20%、Ti：0.15%~0.35%、O：0.0001~0.0060%、N：0.005~0.020%、Ca：0.0030%以下、及Mg：0.008×[%Al]以上，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；在鋼中，包含氧硫化物之夾雜物之中，短徑為3μm以上之夾雜物係以5個/mm²以下、以及短徑為15μm以上之夾雜物係以0.05個/mm²以下之比率存在；短徑為3μm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成滿足下述式(1)及式(2)者之個數比率為75%以上；CaO+Al₂O₃+MgO≧90%‧‧‧式(1) Al₂O₃/MgO≦1.25‧‧‧式(2)惟，式(1)、式(2)中之CaO、Al₂O₃及MgO表示在氧硫化物中各自之質量%。
如請求項1之肥粒鐵系不鏽鋼，其中前述化學成分係取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種元素：以質量%計，REM：0.01%以下、Ta：0.001~0.100%；並且，短徑為3μm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成係取代前述式(1)而滿足下述式(3)及前述式(2)者之個數比率為75%以上；CaO+Al₂O₃+MgO+RO_X+Ta₂O₅≧95%‧‧‧式(3)惟，式(3)中之CaO、Al₂O₃、MgO、RO_X及Ta₂O₅表示在氧硫化物中各自之質量%。
如請求項1之肥粒鐵系不鏽鋼，其中短徑為3μm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成除了滿足前述式(1)與前述式(2)外還滿足下述式(4)者之個數比率為75%以上；CaO>20%‧‧‧式(4)。
如請求項2之肥粒鐵系不鏽鋼，其中短徑為3μm以上之夾雜物之中，氧硫化物部分之組成除了滿足前述式(2)及前述式(3)外還滿足下述式(4)者之個數比率為75%以上；CaO>20%‧‧‧式(4)。
如請求項1至請求項4中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中係使用下述式(5)取代前述式(2)；Al₂O₃/MgO≦0.75‧‧‧式(5)。
如請求項1至請求項4中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中前述化學成分係取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種以上元素：以質量%計， B：0.0001~0.0020%、Nb：0.1~0.6%、Mo：0.1~2.0%、Ni：0.1~2.0%、Cu：0.01~2.0%、Sn：0.01~0.50%、V：0.010~0.200%、Sb：0.01~0.30%、W：0.05~1.00%、Co：0.10~1.00%、Zr：0.0001~0.0050%及Ga：0.0001~0.0100%。
如請求項5之肥粒鐵系不鏽鋼，其中前述化學成分係取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種以上元素：以質量%計，B：0.0001~0.0020%、Nb：0.1~0.6%、Mo：0.1~2.0%、Ni：0.1~2.0%、Cu：0.01~2.0%、Sn：0.01~0.50%、V：0.010~0.200%、Sb：0.01~0.30%、W：0.05~1.00%、 Co：0.10~1.00%、Zr：0.0001~0.0050%及Ga：0.0001~0.0100%。