WO2013018629A1 - 高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents

高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 Download PDF

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WO2013018629A1
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朋之 須川
山本　晋也
孝一 武内
勇人 喜多
修二 吉田
克彦 竹津
渋谷　将行
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-Si austenitic stainless steel suitable for use in a high-temperature, high-concentration nitric acid environment.
  • Stainless steel forms a stable passive film in nitric acid and exhibits excellent corrosion resistance.
  • high-temperature, high-concentration nitric acid for example, temperature: 80 to 90 ° C. and concentration: 90% by mass, is extremely oxidizable and causes general passive corrosion in general stainless steel. Due to the overpassive corrosion, the overall corrosion proceeds with the elution of Cr 2 O 3 forming a passive film.
  • Patent Documents 1 and 2 As a material having corrosion resistance in this kind of environment, there is a high Si austenitic stainless steel disclosed by Patent Documents 1 and 2. These high Si austenitic stainless steels exhibit excellent nitric acid corrosion resistance due to the formation of a silicate (SiO 2 ) film in the overpassive region.
  • SiO 2 silicate
  • Patent Document 3 discloses that the chemical composition is Al: 0.05% or less (in this specification, “%” relating to the chemical composition means “mass%” unless otherwise specified), O : Limiting to 0.003% or less, and eliminating the formed intermetallic compound by performing long-term soaking and / or soaking at 1100 to 1250 ° C. and then hot rolling, It is disclosed to improve hot workability. Inclusions are limited by the total amount, not by type.
  • Patent Document 4 discloses that the amount of sol.Al is defined in order to prevent the formation of oxides that impair the work flow corrosion resistance. However, the inclusions generated in the molten steel are not examined. There is no description about the corrosion resistance deterioration resulting from it. In general, since the amount of inclusions such as Al 2 O 3 and the amount of sol.Al are not directly related to each other, the problem caused by inclusions cannot be sufficiently prevented only by specifying the amount of sol.Al.
  • Patent Document 5 discloses that since inclusions become a starting point of corrosion, the inclusions are finely dispersed to improve corrosion resistance. However, only the fine dispersion of MnS is achieved by the restriction of S and the restriction of hot rolling conditions, and nothing is disclosed about alumina inclusions.
  • Patent Document 6 discloses an invention for preventing pitting corrosion by controlling the composition of inclusions to agglomerate the cluster shape and make it water-insoluble. However, such inclusions inhibit the formation of a silicate film necessary for ensuring corrosion resistance at high temperature and high concentration nitrification.
  • An object of the present invention is to provide an austenitic stainless steel that stabilizes the acid resistance of high-Si austenitic stainless steel and has good corrosion resistance.
  • inclusions B 1 inclusions described later
  • the passive film of Cr 2 O 3 due to overpassive corrosion These inclusions are exposed on the steel surface by elution and elution of the base material.
  • the inclusions thus exposed are very large compared to the thickness (several tens of nanometers) of the silicate film, with the size of one particle being several microns or more. Since the affinity between these inclusions and SiO 2 is small, a sufficient silicate film is not formed not only on the surface of the inclusion but also on the interface thereof. Therefore, a gap is inevitably formed between the inclusion and the silicate film, and a situation such as local crevice corrosion occurs, and excessive corrosion proceeds.
  • JIS G 0555 (2003) Annex 1 “Microscopic test method for non-metallic inclusions by point calculation” (hereinafter simply referred to as the method described in JIS G 0555) defines the microscopic test method for non-metallic inclusions in steel.
  • the types of inclusions are A-type inclusions (subdivided into sulfide A 1 series, silicate A 2 series such as SiO 2 ) that are viscously deformed by processing such as hot rolling, processing direction without B type inclusions granular aligned discontinuously without the population (subdivided into the oxide B 1 system and carbonitride-based B 2 system such as alumina), and viscous deformation to not C-type inclusions such as CaO dispersed regularly are classified.
  • B 1 -based inclusions such as alumina are produced by oxidation of Al, but have a high melting point, and therefore exist in a solid state without melting during molten steel refining treatment. These particles are adsorbed and agglomerated with each other when the particles collide during the molten steel treatment, and grow in clusters. Since the individual particles do not have ductility at room temperature or in the hot rolling temperature zone, they remain as small lumps and discontinuously exist as lumps having a size of 1 to several microns in the hot-rolled steel sheet. As a result, the above-described problem occurs.
  • Carbon nitrides such as Nb, Ti, and Zr are classified as B 2 inclusions, but these dissolve in high-temperature and high-concentration nitric acid solutions, and thus the above-described problems do not occur.
  • C-based inclusions such as CaO are generated by the addition of Ca such as Ca treatment.
  • This has a relatively low melting point and melts in the molten steel refining treatment temperature zone by eutectic reaction with other oxides.
  • particles collide with each other during the molten steel treatment they exist as liquids, so they grow as the particles become larger, and the size of one particle becomes several microns or more.
  • These particles are solidified and exist as solids at a temperature equal to or lower than the hot rolling temperature zone, but are present in the rolled steel sheet as aggregated particles because they do not have ductility.
  • the CaO inclusions exposed on the surface layer are dissolved in a high-temperature, high-concentration nitric acid solution, the above-described problem does not occur.
  • the A-based inclusions such as SiO 2 have a relatively low melting point like the C-based inclusions, they grow to a size of several microns or more by colliding in a liquid state during the molten steel treatment.
  • the A-based inclusion has ductility, it is stretched together with the base material in hot rolling or cold rolling, and is stretched to a thickness of 1 micron or less depending on the rolling ratio.
  • a 2 inclusions of an extended inclusions act itself as an alternative to passive layer, improving the nitrate corrosion resistance.
  • SiO 2 since it has an affinity for a silicate film formed from eluted Si, even if it is exposed on the surface of steel, the formation of the silicate film is not inhibited.
  • the main inclusion that affects the corrosion resistance in high-temperature and high-concentration nitric acid is a B 1 -based inclusion such as alumina, so that the amount must be regulated.
  • SiO 2 which is an A 2 -based inclusion is effective for improving the nitric acid corrosion resistance as long as it is within a certain limit. Therefore, it is preferably contained in a high Si austenitic stainless steel.
  • C 0.04% or less, Si: 2.5 to 7.0%, Mn: 10% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, N: 0.035 %, Sol.Al: 0.03% or less, Cr: 7-20%, Ni: 10-22%, and if necessary, one or more of Nb, Ti, Ta, Zr
  • the total amount of B 1 inclusions measured by the method described in JIS G 0555 is 0.5 when the total content is 0.05 to 0.7% and the balance is Fe and impurities. It is an austenitic stainless steel characterized by being not more than 03 area%.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention preferably contains SiO 2 that is an A 2 inclusion measured by the method described in JIS G 0555 in an amount of 0.06% or less.
  • the high Si austenitic stainless steel according to the present invention exhibits stabilized acid resistance and is excellent in corrosion resistance in a high temperature and high concentration nitric acid environment. Therefore, although this stainless steel is suitable as a constituent material of a nitric acid production plant, it can also be used for other applications requiring acid resistance.
  • FIG. 1 is a graph showing an example of the relationship between B 1 inclusions and corrosion rate.
  • C is an element that increases the strength of steel, but it causes the formation of Cr carbide at the grain boundary in the heat-affected zone of the weld and causes sensitization (increased susceptibility to intergranular corrosion). It is. Therefore, the C content is set to 0.04% or less.
  • the C content is preferably 0.03% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • Si is contained in an amount of 2.5% to 7% in order to enhance the corrosion resistance in concentrated nitric acid.
  • the Si content is set to 2.5% or more.
  • the upper limit of the Si content is 7%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 2.7%, more preferably 2.8%. Further, the upper limit of the Si content is preferably 6.8%, and more preferably 6.6%.
  • Mn is an austenite phase stabilizing element and also acts as a deoxidizer, so it is contained in an amount of 10% or less. If the Mn content exceeds 10%, the corrosion resistance is lowered, hot cracking during welding, and further the workability is lowered.
  • the Mn content is preferably 5% or less, and more preferably 2% or less. In order to reliably obtain the above effect of Mn, the Mn content is preferably 0.5% or more, and more preferably 1.0% or more.
  • P and S Both elements are elements that are particularly harmful to hot workability with respect to corrosion resistance, weldability, and S. The lower the content, the better. Appear in Therefore, the P content is 0.03% or less, and the S content is 0.03% or less.
  • N 0.035% or less
  • N has a high affinity with Nb, Ti, Ta, and Zr, and inhibits the fixation of C by these elements. Therefore, N is preferably as low as possible. If the N content exceeds 0.035%, its harmfulness becomes remarkable. Therefore, the N content is set to 0.035% or less.
  • the N content is preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • Al is used as a deoxidizing agent and a reducing agent for slag, but is also included in the alloy, so it is mixed when the alloy is added. Al reacts with dissolved oxygen in the molten steel to produce Al 2 O 3 . In addition, Al 2 O 3 is also generated when Al reduces SiO 2 inclusions in molten steel and oxides in slag.
  • the Al 2 O 3 inclusion exposed on the surface layer is insoluble in water, prevents formation of a silicate film necessary for exhibiting corrosion resistance in nitric acid, and causes crevice corrosion. In addition to this, it causes nozzle clogging during casting, appearance defects, cracks and starting points of cracks and corrosion. Therefore, in the present invention, the amount of B 1 -based inclusions whose main component is Al 2 O 3 inclusions is regulated to a certain level or less. Therefore, the sol.Al content is set to 0.03% or less. The sol.Al content is preferably 0.02% or less. Reduction of the Al content can be realized by using an alloy having a low Al content.
  • Cr 7-20%
  • Cr is a basic element for ensuring the corrosion resistance of stainless steel, and is 7 to 20%. If the Cr content is less than 7%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is excessive, a co-existence of Si and Nb results in a two-phase structure in which a large amount of ferrite is precipitated, resulting in deterioration of workability and impact resistance. Therefore, the upper limit of Cr content is 20%. To do.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 10%, and more preferably 15%.
  • Ni is a stabilizing element of the austenite phase and has the effect of increasing the zero ductility temperature, so it is contained in an amount of 10 to 22%. If the Ni content is less than 10%, it is not sufficient to obtain an austenite single phase. Excessive addition of Ni only increases the cost, and a sufficient austenite single phase is obtained at 22% or less.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 18%, and more preferably 14%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 11%, and more preferably 12%.
  • Nb, Ti, Ta, and Zr are all effective in fixing C and suppressing deterioration in corrosion resistance due to sensitization, and are particularly effective in suppressing sensitization of the heat affected zone. It is an optional element that may be contained accordingly. In order to suppress sensitization, it is effective that the total content of one or more of these is 0.05% or more. If the total content of one or more of these exceeds 0.7%, workability and corrosion resistance are deteriorated. Therefore, when 1 type or 2 types or more selected from Nb, Ti, Ta, and Zr are contained, the total content is set to 0.05% to 0.7%. The lower limit of this total content is preferably 0.3%.
  • the balance other than the above elements is Fe and impurities.
  • the amount of inclusions is the amount measured according to the method described in JIS G 0555. In addition, the amount (%) of inclusions is area%. In the measurement, 60 visual fields are measured according to the method defined in the above standard, and the average value is taken as the amount of inclusions.
  • Total amount of B 1 inclusions 0.03% or less
  • most of the B 1 inclusions are alumina (Al 2 O 3 ) in view of the chemical composition.
  • the Al 2 O 3 inclusions exposed on the surface of the steel material are insoluble in water, prevent formation of a silicate film that exhibits corrosion resistance in nitric acid, and cause crevice corrosion.
  • Al 2 O 3 inclusions in the molten steel cause nozzle clogging and hinder the casting operation.
  • the inclusions remaining in the slab become wrinkles due to rolling and are not only visually bad, but also become a starting point of cracking during processing and use, so a step of removing wrinkles is necessary. Therefore, in order to improve these, the amount of B 1 inclusions is set to 0.03% or less. This amount is preferably 0.025% or less.
  • a 2 -based inclusion SiO 2 content 0.06% or less
  • a 2 inclusions such as SiO 2 have a relatively low melting point like C inclusions, and thus grow to a size of several microns or more during the molten steel treatment.
  • it since it has ductility, it is stretched together with the base material in hot rolling or cold rolling, and depending on the rolling ratio, it is stretched to a thickness of 1 micron or less.
  • a 2 inclusions such as SiO 2 present in the steel sheet are very thin and serve as a substitute for a passive film.
  • the SiO 2 content of the A 2 inclusions exceeds 0.06%, as with the B 1 inclusions, an adverse effect on processing occurs.
  • the presence of SiO 2 which is an A 2 inclusion, in an amount of 0.06% or less sufficiently secures resistance to nitric acid corrosion. Therefore, the inclusion is contained in an amount of 0.06% or less. It is preferable to contain.
  • the inclusion content is more preferably 0.001% or more and 0.06% or less.
  • a method for identifying SiO 2 which is an A 2 inclusion is visual determination.
  • the sulfide inclusions that are A 1 inclusions are light in color, whereas the SiO 2 inclusions are dark black, so that the SiO 2 inclusions can be identified visually.
  • a composite oxide or mixed oxide may be formed with SiO 2 , CaO, or the like.
  • These mixed oxides are not significantly different from C-based inclusions mainly composed of CaO or the like, and are difficult to distinguish without elemental analysis.
  • the crystal structure of this oxide is unknown, it dissolves in a high-temperature, high-concentration nitric acid solution, leaving only SiO 2 .
  • the inclusions have a size of 10 ⁇ m or more, and cavities are formed in a high-temperature, high-concentration nitric acid solution, and crevice corrosion proceeds to deteriorate the corrosion resistance.
  • Al 2 O 3 in the molten steel is generated by adding Al in the presence of dissolved oxygen as shown in the formula (1).
  • scraps and alloys are melted in an electric furnace, but raw materials are selected carefully and ones with as low an Al concentration as possible are used. Be careful not to mix Al in scrap.
  • decarburization is first performed in an AOD (argon oxygen decarburization) furnace and then in a VOD (vacuumm oxygen decarburization) furnace.
  • AOD argon oxygen decarburization
  • VOD vacuum oxygen decarburization
  • oxygen in the molten steel is used to remove C from the system as CO gas.
  • the oxidation of chromium proceeds at the same time, but decarburization is performed while mixing the argon gas and lowering the partial pressure of the CO gas while suppressing the oxidation of chromium.
  • chromium oxidizes and migrates into the slag as Cr 2 O 3 . Since chromium is an expensive element, it is reduced to molten steel using a reducing agent after the treatment is completed. In general, reduction is performed using Al or Fe—Si alloy as a reducing agent. However, in the case of the present invention, in order to suppress the formation of alumina inclusions that deteriorate the corrosion resistance in high-temperature high-concentration nitric acid, it is necessary to limit the input of Al. Therefore, in the AOD, reduction is performed using only the Fe—Si alloy without using Al.
  • Fe—Si alloy used here an alloy having as low an Al as possible is used.
  • An inexpensive Fe-Si alloy that is normally used contains about 1% of Al used in the alloy manufacturing process.
  • the cost of the Fe—Si alloy is approximately doubled, but an expensive low Al alloy having an Al content of approximately 0.1%. Fe—Si alloy is used.
  • the reduced slag contains alumina.
  • alumina in the slag is reduced in the subsequent steps and contained as Al in the steel, and that this Al reduces SiO 2 inclusions and the like to produce Al 2 O 3 inclusions.
  • the alumina in the slag is physically excluded from the system by carefully carrying out the removal after completion of the reduction with AOD.
  • the generated slag is removed until the surface of the bullion is exposed to about 70%, leaving about 30% of the slag. This is to prevent yield deterioration due to loss of bullion discharged out of the system along with removal.
  • Thorough removal is performed until the face appears on the surface.
  • COD in the molten steel is removed out of the system as CO gas using oxygen gas to further remove C out of the system by VOD.
  • the system is evacuated and decarburized while reducing the partial pressure of CO gas by reducing the pressure and suppressing oxidation of chromium.
  • an Fe-Si alloy is introduced for the purpose of adding Si to a predetermined value. .
  • the final components and the molten steel temperature are adjusted in the ladle.
  • a low Al Fe—Si alloy is also introduced here.
  • a small amount of alumina remaining in the slag was reduced by the Fe—Si alloy and dissolved as Al in the steel, and then this Al was reoxidized by reducing inclusions such as SiO 2 and slag.
  • Al 2 O 3 inclusions are generated.
  • cutting with a snorkel is performed to prevent the fed Fe—Si alloy from directly touching the slag.
  • the Si concentration in the Fe—Si alloy is 10 times higher, and the reducibility by Si is high.
  • the reduced Al is reoxidized by slag and inclusions, and harmful Al 2 O 3 inclusions are generated. Therefore, to prevent this reoxidation, it is effective to avoid direct contact with the slag when the Fe—Si alloy is charged.
  • sol.Al 0.03% or less, and the total of B 1 -based inclusions is reduced to 0.03% or less, both of which have not existed so far.
  • a high-Si austenitic stainless steel according to the present invention that exhibits stable acid resistance and good corrosion resistance in nitric acid.
  • a 200 mm thick slab is manufactured from molten steel having the composition shown in Table 1 by electric furnace-AOD-VOD-ladder refining-continuous casting, the slab is cut into a predetermined size, and hot rolled to a 6 mm thick A board was used.
  • the main production conditions at that time are as shown in Table 1.
  • the test steels 1 to 12 thus produced were subjected to a corrosion test after removing the scale from the surface by pickling.
  • the corrosion test was conducted by immersing in 98% concentrated nitric acid at 60 ° C. for 700 hours.
  • the corrosion rate calculated from the mass of the test piece before and after immersion is shown in Table 1 together with the amounts of B 1 and A 2 inclusions of the test steel obtained by the method described above.
  • the amount of SiO 2 inclusion was measured by the visual method described above.
  • FIG. 1 is a graph showing an example of the relationship between B 1 inclusions and corrosion rate.
  • the test steels 5, 6, 7, and 12 are not plotted.
  • Sample steels 1 to 3 which are inventive examples were good, with corrosion rates of less than 0.1 g / m 2 ⁇ hr.
  • the test steel 4 has a high corrosion rate because the sol.Al content exceeded the upper limit and the B 1 inclusions also exceeded the upper limit due to the use of an ordinary FeSi alloy.
  • the Cr content is outside the lower limit of the present invention, and the corrosion rate is remarkably high.
  • the Si content is outside the lower limit of the present invention. Even if a normal FeSi alloy is used, there is little pick-up of Al, but the corrosion rate is remarkably high because of low Si.
  • the test steel 7 has a high corrosion rate because the N content is outside the upper limit.
  • Sample steel 8 is an example in which the stripping after AOD is insufficient.
  • the alumina in the slag is partially reduced in the next step, and the sol.Al content in the molten steel is picked up.
  • the B 1 inclusions also deviated from the upper limit value, so the corrosion rate was high.
  • the test steel 9 did not use a snorkel when adjusting the final components in the ladle refining, the alumina in the slag was reduced by the high concentration Si in the fed FeSi alloy, and the sol.Al content in the molten steel was the upper limit. It was out of value. As a result, the B 1 inclusions also deviated from the upper limit value, and the corrosion rate was high.
  • test steel 11 Since the test steel 11 had a high casting speed, the floating separation of inclusions was insufficient, and the B 1 inclusions deviated from the upper limit of the present invention. Therefore, the corrosion rate is large.

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Abstract

　高温、高濃度硝酸中で安定した耐酸性と良好な耐腐食性を示す高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｃ：０.０４％以下、Ｓｉ：２.５～７.０％、Ｍｎ：１０％以下、Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０.０３％以下、Ｎ：０.０３５％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０３％以下、Ｃｒ：７～２０％、Ｎｉ：１０～２２％、場合によりＮｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒの１種または２種以上：合計で０.０５～０.７％、残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有し、ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）付属書１「点算法による非金属介在物の顕微鏡試験方法」に記載の方法で測定したＢ1系介在物の合計量が０.０３面積％以下である。

Description

高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
　本発明は、高温、高濃度の硝酸環境中で使用するのに適した高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
　ステンレス鋼は、硝酸中で安定な不働態皮膜を形成し、優れた耐食性を発揮する。しかし、例えば温度：８０～９０℃、濃度：９０質量％といった、高温、高濃度の硝酸は、極めて酸化性が強く、一般のステンレス鋼では過不働態腐食を生じる。過不働態腐食により、不働態皮膜を形成するＣｒ2Ｏ3の溶出に伴う全面腐食が進行する。
　この種の環境で耐食性を有する材料として、特許文献１、２により開示された高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼がある。これらの高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼は、過不働態領域において、シリケート（ＳｉＯ2）皮膜が形成されることにより優れた硝酸耐食性を示す。
　しかし、耐酸性については、大きな問題とはなっていないものの、腐食が過度に進行する場合があり、その原因等は不明な点が多く、解決を図る必要があった。
　また、高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｓｉ含有量が高いことから、鋼中に多くの介在物や金属間化合物が形成され、熱間の加工性を低下させる原因となっていた。これを解決するために、特許文献３には、化学組成をＡｌ：０.０５％以下（本明細書では化学組成に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する）、Ｏ：０.００３％以下に制限するとともに、１１００～１２５０℃で長時間のソーキングおよび／または均熱を実施してから熱間圧延を行うことによって、形成された金属間化合物を消滅させることにより、熱間加工性を改善することが開示されている。介在物はトータル量で制限し、種類別については制限していない。
　特許文献４には、加工フロー耐食性を損なう酸化物の生成を防ぐために、ｓｏｌ.Ａｌ量を規定することが開示されているが、溶鋼中に生成する介在物について検討したものではなく、介在物起因の耐食性劣化に関する記載は全くない。一般的に、Ａｌ2Ｏ3等の介在物量とｓｏｌ.Ａｌ量とは直接関係しないために、ｓｏｌ.Ａｌ量を規定するだけでは、介在物起因の問題は十分に防止できない。
　特許文献５には、介在物が腐食の起点となるため、介在物を微細分散させて耐食性を向上させることが開示されている。しかし、Ｓの規制と熱間圧延条件の規制によりＭｎＳの微細分散を図っているだけで、アルミナ介在物等については何も開示していない。
　特許文献６には、介在物の組成を制御することによって、クラスター形状を塊状化させ、非水溶性とすることにより孔食を防ぐ発明が開示されている。しかし、このような介在物は、高温高濃度硝酸化では耐食性確保に必要なシリケート皮膜の形成を阻害する。
特許３２３７１３２号明細書 特許１１１９３９８号明細書 特開平５－５１６３３号公報 特開平６－３０６５４８号公報 特開平４－２０２６２８号公報 特許第４０２５１７０号明細書
　本発明の目的は、高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼の耐酸性を安定化させ、耐腐食性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼を提供することである。
　本発明者らは、高Ｓｉオーステナイト鋼の耐酸性が安定しない理由を検討した結果、以下の知見を得た。
　高温、高濃度の硝酸中では、よく知られているように、鋼表面は過不働態腐食となり、不働態皮膜のＣｒ2Ｏ3が溶出し、母材の溶出が起こる。鋼中にＳｉを含有させることによって、一旦溶液中に溶出したＳｉが酸化されてＳｉＯ2となって鋼表面に再析出し、シリケート皮膜を形成することにより硝酸耐食性が示される。
　この時、鋼中にＡｌ2Ｏ3のように、圧延加工により変形しに難い介在物（後述するＢ1系介在物）が存在すると、過不働態腐食によるＣｒ2Ｏ3の不働態皮膜の溶出、母材の溶出により、それら介在物が鋼表面に露出する。こうして露出した介在物は、一つの粒子の大きさが数ミクロン以上と、シリケート皮膜の厚さ（数十ｎｍ）に比べて非常に大きい。これらの介在物とＳｉＯ2との親和力が小さいため、介在物の表面だけでなく、その界面においても十分なシリケート皮膜の形成が起こらない。そのため、介在物とシリケート皮膜との間に隙間が不可避的に形成され、局部的なすきま腐食のような状況が発生し、過度の腐食が進行することになる。
　ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）付属書１「点算法による非金属介在物の顕微鏡試験方法」（以下、単にＪＩＳ Ｇ ０５５５に記載の方法という）には、鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法が規定されている。介在物の種類は、熱間圧延のような加工によって粘性変形したＡ系介在物（硫化物のＡ1系、ＳｉＯ2などのケイ酸塩のＡ2系とに細分化される）、加工方向に集団をなして不連続に並んだ粒状のＢ系介在物（アルミナなど酸化物系のＢ1系と炭窒化物系のＢ2系とに細分化される）、および粘性変形せずに不規則に分散したＣａＯなどのＣ系介在物とに分類される。
　アルミナのようなＢ1系介在物は、Ａｌの酸化により生成するが、融点が高いため、溶鋼精錬処理中も融解することなく、固体で存在する。これらの粒子は、溶鋼処理中に粒子同士の衝突時に互いに吸着して凝集し、クラスター状で成長する。個々の粒子は室温や熱延温度帯で伸延性が無いため、小さな塊状となったまま残存し、熱間圧延鋼板中に１ミクロンから数ミクロンの大きさの塊状粒子として不連続に存在する。その結果、上述した問題を生ずる。
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ等の炭窒化物はＢ2系介在物として分類されるが、これらは高温、高濃度硝酸溶液中には溶解するため、前述した問題は発生しない。
　ＣａＯのようなＣ系介在物は、Ｃａ処理等のＣａの添加により生成する。これは比較的融点が低く、他の酸化物と共晶反応することにより、溶鋼精錬処理温度帯において、融解する。溶鋼処理中、粒子同士が衝突した場合、お互い液体として存在しているため、粒子が大きくなることで成長し、一つの粒子の大きさが数ミクロン以上となる。これらの粒子は、熱延温度帯またはそれ以下の温度では凝固して固体として存在するが、伸延性が無いため塊状粒子のままで圧延鋼板中に存在する。しかし、表層に露出したＣａＯ介在物は、高温、高濃度の硝酸溶液には溶解するため、前述した問題は発生しない。
　ＳｉＯ2のようなＡ系介在物は、Ｃ系介在物と同様に比較的融点が低いため、溶鋼処理中に液体状態で衝突することにより数ミクロン以上の大きさに成長する。しかし、Ａ系介在物は伸延性を有しているため、熱間圧延または冷間圧延では母材とともに延ばされ、圧延比によるが、１ミクロン以下の厚さに延ばされる。延ばされた介在物のうちＡ２系介在物はそれ自身が不働態膜の代替として働き、硝酸耐食性を向上させる。また、特にＳｉＯ2の場合には、溶出Ｓｉから形成されたシリケート皮膜と親和性があるので、鋼の表面に露出してもシリケート皮膜の形成を阻害しない。
　以上から、高温高濃度硝酸中の耐食性に影響を及ぼす主な介在物は、アルミナのようなＢ1系介在物であるので、その量の規制が必要であることが判明した。さらに、Ａ2系介在物であるＳｉＯ2は、ある限度内の量であれば、硝酸耐食性の向上に有効であるので、高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼中に含有させることが好ましい。
　本発明は、Ｃ：０.０４％以下、Ｓｉ：２.５～７.０％、Ｍｎ：１０％以下、Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０.０３％以下、Ｎ：０.０３５％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０３％以下、Ｃｒ：７～２０％、Ｎｉ：１０～２２％を含有し、必要に応じて、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒの１種又は２種以上を合計で０.０５～０.７％含有するとともに、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ、ＪＩＳ Ｇ ０５５５に記載の方法で測定したＢ1系介在物の合計量が０.０３面積％以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼である。
　本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、好ましくはＪＩＳ Ｇ ０５５５に記載の方法で測定したＡ2系介在物であるＳｉＯ2を０.０６％以下の量で含有する。
　本発明に係る高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼は、安定化した耐酸性を示し、高温、高濃度の硝酸環境中での耐腐食性に優れている。従って、このステンレス鋼は硝酸製造プラントの構成素材として好適であるが、耐酸性を求められる他の用途にも使用できる。
図１は、Ｂ1系介在物と腐食速度との関係の一例を示すグラフである。
　以下、本発明に係る高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼について、添付図面も参照しながらより詳しく説明する。述の通り、鋼の化学組成に関する％は質量％である。
　［鋼の化学組成］
　［化学組成］
　［Ｃ：０.０４％以下］
　Ｃは，鋼の強度を高める元素ではあるが、溶接部の熱影響部において粒界にＣｒ炭化物を形成させ、鋭敏化（粒界腐食の感受性増大）の原因となるなど、耐食性を劣化させる元素である。したがって、Ｃ含有量は０.０４％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０.０３％以下であり、さらに好ましくは０.０２％以下である。
　［Ｓｉ：２.５～７.０％］
　Ｓｉは、濃硝酸中での耐食性を高めるために２.５％以上７％以下含有させる。硝酸中での耐食性を確保するシリケート皮膜を形成するために、Ｓｉ含有量は２.５％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有させるとステンレス鋼のゼロ延性温度が低下し、熱間圧延を困難にして操業阻害を生じるとともに、コストアップになるだけでなく、溶接性の低下も招く。したがって、Ｓｉ含有量の上限は７％とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは２.７％であり、さらに好ましくは２.８％である。また、Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは６.８％であり、さらに好ましくは６.６％である。
　［Ｍｎ：１０％以下］
　Ｍｎは、オーステナイト相安定化元素であり、脱酸剤としても作用するので、１０％以下の量で含有させる。Ｍｎ含有量が１０％を超えると耐食性の低下、溶接時の高温割れ、さらには加工性の低下を招く。Ｍｎ含有量は、５％以下であることが好ましく、２％以下であることがさらに好ましい。Ｍｎの上記の効果を確実に得るためには、Ｍｎ含有量は０.５％以上であることが好ましく、１.０％以上であることがさらに好ましい。
　［Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０.０３％以下］
　Ｐ、Ｓ：両元素とも、耐食性、溶接性、Ｓについては特に熱間加工性に有害な元素であり、その含有量は低いほど良く、いずれも０.０３％を超えるとその有害性は顕著に現れる。そこで、Ｐが含有量は０.０３％以下、Ｓ含有量は０.０３％以下とする。
　［Ｎ：０.０３５％以下］
　Ｎは、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒとの親和力が高く、これらの元素によるＣの固定を阻害するので、できるだけ低い方が好ましい。Ｎ含有量が０.０３５％を超えるとその有害性が顕著に現れる。そこで、Ｎ含有量は０.０３５％以下とする。Ｎ含有量は、０.０２０％以下であることが好ましく、０.０１５％以下であることがさらに好ましい。
　［ｓｏｌ.Ａｌ：０.０３％以下］
　Ａｌは、脱酸剤やスラグの還元剤として用いられるが、それ以外に、合金中に含まれているために、合金添加の際に混入する。Ａｌは、溶鋼中の溶存酸素と反応してＡｌ2Ｏ3を生成する。それ以外に、溶鋼中のＳｉＯ2介在物やスラグ中の酸化物をＡｌが還元することでもＡｌ2Ｏ3が生成する。
　前述したように、表層に露出したＡｌ2Ｏ3介在物は、非水溶性であり、硝酸中での耐食性発揮に必要なシリケート皮膜の生成を阻み、すきま腐食の原因となる。それ以外にも、鋳込み中のノズル閉塞や外観不良や割れ起点や腐食起点となるへげ疵の発生原因となる。従って、本発明では、Ａｌ2Ｏ3介在物が主成分であるＢ1系介在物の量を一定以下に規制する。そのために、ｓｏｌ.Ａｌ含有量を０.０３％以下とする。ｓｏｌ.Ａｌ含有量は、好ましくは０.０２％以下である。Ａｌ含有量の低減は、Ａｌ含有量の低い合金を使用するなどにより実現できる。
　［Ｃｒ：７～２０％］
　Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を確保するための基本元素であり、７～２０％とする。Ｃｒ含有量が７％未満では十分な耐食性を得られない。一方、Ｃｒ含有量が過剰となると、ＳｉとＮｂの共存により多量のフェライトが析出した二相組織となって、加工性、耐衝撃性の低下を招くので、Ｃｒ含有量の上限は２０％とする。Ｃｒ含有量の下限は、１０％であることが好ましく、１５％であることがさらに好ましい。
　［Ｎｉ：１０～２２％］
　Ｎｉは、オーステナイト相の安定化元素であり、ゼロ延性温度を高める効果もあるので、１０～２２％の量で含有させる。Ｎｉ含有量が１０％未満では、オーステナイト単相とするには不十分である。Ｎｉの過剰添加は、コストアップを招くだけであり、２２％以下で十分にオーステナイト単相となる。Ｎｉ含有量の上限は１８％であることが好ましく、１４％であることがさらに好ましい。Ｎｉ含有量の下限は１１％であることが好ましく、１２％であることがさらに好ましい。
　［Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒの１種または２種以上：合計で０.０５～０.７％］
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒは、いずれも、Ｃを固定して鋭敏化による耐食性の低下を抑制する効果があり、特に溶接熱影響部の鋭敏化抑制にも有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい任意元素である。鋭敏化抑制のためには、これら１種または複数の合計含有量が０.０５％以上であることが有効である。また、これら１種または複数の合計含有量が０.７％を超えると、加工性、耐食性を劣化させる。したがって、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒから選んだ１種または２種以上を含有させる場合、その合計含有量を０.０５％以上０.７％以下とする。この合計含有量の下限は好ましくは０.３％である。
　鋼の化学組成において、上記元素以外の残部はＦｅおよび不純物である。
　［介在物］
　本発明において介在物の量はいずれもＪＩＳ Ｇ ０５５５に記載の方法に従って測定した量である。また、介在物の量（％）はいずれも面積％である。測定は、上記規格に規定された方法に従い、６０視野測定して、その平均値を介在物量とする。
　［Ｂ1系介在物の合計量：０.０３％以下］
　本発明に係る高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼の場合、化学組成からみて、Ｂ1系介在物はほとんどがアルミナ（Ａｌ2Ｏ3）である。鋼材の表層に露出したＡｌ2Ｏ3介在物は、非水溶性であり、硝酸中で耐食性を発揮するシリケート皮膜の生成を阻み、すきま腐食の原因となる。それ以外にも、溶鋼中のＡｌ2Ｏ3系介在物は、ノズル閉塞を引き起こし、鋳込み作業の阻害の原因となる。また、鋳片中に残存した介在物は、圧延により疵となり、見た目に悪いだけでなく、加工中や使用中に割れの起点となるために、疵除去の工程が必要となってくる。したがって、これらを改善するためには、Ｂ1系介在物の量を０.０３％以下とする。この量は好ましくは０.０２５％以下である。
　［Ａ2系介在物のＳｉＯ2量：０.０６％以下］
　上述したように、ＳｉＯ2のようなＡ2系介在物は、Ｃ系介在物と同様に比較的融点が低いため、溶鋼処理中に数ミクロン以上の大きさに成長する。しかし、伸延性を有しているために、熱間圧延または冷間圧延では母材とともに延ばされ、圧延比にもよるが、１ミクロン以下の厚さに延ばされる。また、鋼板中に存在するＳｉＯ2のようなＡ2系介在物は、非常に薄く、不働態皮膜の代替として働く。しかし、Ａ2系介在物のＳｉＯ2が０.０６％を超えて存在すると、Ｂ1系介在物と同様、加工への悪影響が生じる。
　以上から、Ａ2系介在物であるＳｉＯ2が０.０６％以下の量で存在することにより、耐硝酸腐食性が十分に確保されるので、０.０６％以下の量でこの介在物を含有させることが好ましい。この介在物の含有量は、より好ましくは０.００１％以上０.０６％以下とする。
　Ａ2系介在物であるＳｉＯ2を特定する方法は、目視での判定である。Ａ1系介在物である硫化物介在物は薄い色であるのに対し、ＳｉＯ2介在物は色が濃黒色であるので、ＳｉＯ2介在物を目視で特定することができる。
　なお、Ｃ系介在物に分類される介在物の中には、溶鋼中のＡｌ濃度が高くなると、ＳｉＯ2やＣａＯ等と複合酸化物または混合酸化物を形成する場合がある。これらの混合酸化物は、ＣａＯ等が主体のＣ系介在物とは外見上大差なく、元素分析を行わなければ見分けが困難である。この酸化物の結晶構造は不明であるが、高温、高濃度の硝酸溶液中においては溶解しＳｉＯ2のみが残る。この介在物は１０μｍ以上の大きさがあり、高温、高濃度硝酸溶液中で空洞が形成され、すきま腐食が進行し耐食性を劣化させる。
　したがって、これらの複合／混合酸化物の量も制限することが好ましいが、この種の介在物はＣａＯ等が主体のＣ系介在物と外見上区別がつかないこと、およびＢ1系介在物が増えると前記の複合／混合介在物も増えるために、本発明では、Ｂ1系介在物の含有量を制限することによって、間接的に前記複合／混合介在物の量も規制されることになり、目的とする効果が達成される。
　［製造方法］
　本発明に係る高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼を確実に製造することができる方法を次に説明する。ただし、上記の化学組成および介在物により特定される本発明に係るステンレス鋼を製造することができる限り、他の製造方法を採用することも可能である。
　溶鋼中のＡｌ2Ｏ3は、（１）式に示すように、溶残酸素が存在する状態でＡｌを添加することにより生成する。
　　２Ａｌ＋３Ｏ　→　Ａｌ2Ｏ3　・・・　（１）
　また、Ａｌに比べて酸化性の弱い元素から生成された酸化物の介在物が存在する状態でＡｌを投入した場合、（２）式に示すようにＡｌがそれを還元してＡｌ2Ｏ3が生成する。
　　２Ａｌ＋３ＭｘＯ　→　３ｘＭ＋Ａｌ2Ｏ3　・・・　（２）
　高Ｓｉ鋼の場合、大量にＳｉを投入することにより溶鋼中にＳｉＯ2介在物が大量に生成する。そこへＡｌを投入した場合、（２）式に示すＡｌによる還元反応が起こり、（３）式に示す反応が起こる。
　　４Ａｌ＋３ＳｉＯ2　→　３Ｓｉ＋２Ａｌ2Ｏ3　・・・　（３）
　そこで、高Ｓｉ鋼では、大量にＳｉを投入した後、ＳｉＯ2を鋼中に残存させ、Ａｌ量を規定することにより、上記（３）式の反応によるＡｌ2Ｏ3介在物の生成を抑える。しかし、この手法でＡｌ2Ｏ3介在物の生成をある程度抑えることは可能であるが、求められる耐食性を得るには不十分である。従って、Ａｌ量の制限に加え、Ａｌ2Ｏ3介在物量も制限する必要があり、そのために介在物浮上分離処理を行うことが必要となる。
　上記（３）式の反応によるＡｌ2Ｏ3介在物の生成を抑えるためには、Ａｌの投入量を規制または無添加とするだけでなく、Ｓｉ源として使用するＳｉ合金などにもＡｌが含まれているため、Ａｌ含有量の少ない合金を選択して使用する必要がある。
　本発明に係る高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼を製造する際の鋼精錬段階における操業上望ましい条件を以下に示す。
　まず、電気炉においてスクラップや合金の溶解を行うが、原料を十分厳選し、極力Ａｌ濃度低いものを用いる。スクラップにおいては、Ａｌの混入が無いよう注意する。
　その後、精錬工程として、まずＡＯＤ（argon oxygen decarburization）炉、次にＶＯＤ（vacuumm oxygen decarburization）炉で脱炭処理する。
　ＡＯＤよる脱炭では、酸素ガスを用いて溶鋼中のＣをＣＯガスとして系外除去する。その際、同時にクロムの酸化も進行するが、アルゴンガスを混合してＣＯガスの分圧を下げることにより、クロムの酸化を抑えつつ脱炭を行う。
　それでも一部のクロムは酸化し、スラグ中へＣｒ2Ｏ3として移行する。クロムは高価な元素であるため、処理終了後、還元剤を用いて溶鋼へ還元する。一般に還元剤として、ＡｌまたはＦｅ－Ｓｉ合金を用いて還元させている。しかし、本発明の場合、高温高濃度硝酸中の耐食性を劣化させるアルミナ介在物の生成を抑制するために、Ａｌの投入を制限する必要がある。そこでＡＯＤにおいて、還元時にはＡｌを用いずＦｅ－Ｓｉ合金のみを用いて還元を実施する。
　ここで用いるＦｅ－Ｓｉ合金は、極力低Ａｌの合金を用いる。通常用いる安価なＦｅ－Ｓｉ合金には、合金の製造過程で用いるＡｌが１％程混入している。しかし、本発明で特定するＢ1系介在物レベルを達成するためには、Ｆｅ－Ｓｉ合金コストが約２倍となってしまうが、Ａｌ分が約０.１％程度の高価な低ＡｌのＦｅ－Ｓｉ合金を使用する。
　さらに、還元後のスラグにはアルミナが含まれている。このスラグ中のアルミナが以降の工程で還元されて鋼中にＡｌとして含まれ、このＡｌがＳｉＯ2系介在物等を還元してＡｌ2Ｏ3系介在物を生成してしまうことを避けるため、ＡＯＤでの還元終了後に除滓を入念に行うことにより、スラグ中のアルミナを物理的に系外に除外する。
　ＡＯＤでの還元後、通常の操業では、発生スラグを地金表層が７割程度顔を出す状態まで除滓し、地金表層３割程度のスラグを残す。これは、除滓とともに系外へ排出される地金のロスによる歩留り悪化を防止するためである。しかし、本発明では、スラグ中のアルミナが溶鋼へＡｌとして還元され、これがＳｉＯ2系介在物と反応してＡｌ2Ｏ3系介在物を生成してしまうことを避けるため、地金が９割以上表層に顔を出すまで除滓を徹底して行う。
　その後、ＶＯＤにより、さらにＣを系外除去するため酸素ガスを用いて溶鋼中のＣをＣＯガスとして系外除去する。系の真空引きを行い、圧力を低減させることでＣＯガスの分圧を下げてクロムの酸化を抑えつつ脱炭を行う。その後、スラグ中に酸化分離されたクロム酸化物の還元を兼ねながら、高温高濃度硝酸中での耐食性を確保するために、所定値までＳｉを添加する目的で、Ｆｅ－Ｓｉ合金の投入を行う。この際も同様に、低ＡｌのＦｅ－Ｓｉ合金中を用いる必要がある。低ＡｌのＦｅ－Ｓｉ合金を用いることにより、Ａｌ値が規定値以下となる。
　ＶＯＤ処理後、取鍋内にて最終成分と溶鋼温度の調整を行う。この取鍋精錬時に、所望の成分値に調整するために、ここでも低ＡｌのＦｅ－Ｓｉ合金を投入する。その時、スラグ中に少ないながらも残存していたアルミナが、Ｆｅ－Ｓｉ合金により還元されて鋼中にＡｌとして溶存した後、このＡｌがＳｉＯ2等の介在物やスラグを還元することにより再酸化されてＡｌ2Ｏ3介在物の生成が起こる。それを防ぐため、シュノーケルを用いて滓切りを実施し、投入中のＦｅ－Ｓｉ合金がスラグに直接触れないような処置を行う。溶鋼に比べて、Ｆｅ－Ｓｉ合金中のＳｉ濃度は１０倍以上高く、Ｓｉによる還元性が高い。溶鋼中にある２.５～７％程度のＳｉでは還元されないスラグ中のＡｌ2Ｏ3レベルでも、Ｓｉを数１０％含有するＦｅ－Ｓｉ合金では還元してしまう。還元されたＡｌは、スラグや介在物により再酸化され、有害なＡｌ2Ｏ3系介在物を生成させてしまう。従って、この再酸化を防止するには、Ｆｅ－Ｓｉ合金投入時にスラグとの直接な接触を避けることが有効である。
　その後、ＣＣ（連続鋳造設備）にて鋳造する。取鍋精錬の終了後から鋳込み開始までの時間を長くして介在物の浮上促進を図ったり、鋳込み速度の低減や電磁攪拌の活用により、介在物の凝集粗大化等による浮上分離を促進することが、アルミナ介在物の低減に効果的である。
　この製造方法によって、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０３％以下、かつＢ1系介在物の合計が０.０３％以下と、いずれもこれまでには存在しなかった程度まで低減され、高温、高濃度硝酸中で安定した耐酸性と良好な耐腐食性を示す、本発明に係る高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼が提供される。
　次に、実施例を参照しながら、本発明をさらに具体的に説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を、電気炉－ＡＯＤ－ＶＯＤ－取鍋精錬－連続鋳造により２００ｍｍ厚のスラブを製造し、その鋳片を所定の大きさに切断し、熱間圧延により６ｍｍ厚の板とした。その際の主な製造条件は、表１に示すとおりである。こうして製造された供試鋼１～１２について、表面を酸洗によりスケールを除去した後、腐食試験に供した。
　腐食試験は６０℃の９８％濃硝酸に７００時間浸漬することにより実施した。浸漬前後の試験片の質量から算出した腐食速度を、前述した方法で求めた供試鋼のＢ1系およびＡ2系介在物の量とともに、表１に併記する。なお、Ａ2系介在物としては、前述した目視による方法でＳｉＯ2介在物の量を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図１には、Ｂ1系介在物と腐食速度との関係の一例をグラフで示す。なお、図１では、供試鋼５、６、７、１２はプロットしていない。
　発明例である供試鋼１～３は、腐食速度が０.１ｇ／ｍ2・ｈｒ未満であり、良好であった。
　比較例をみると、供試鋼４は、通常のＦｅＳｉ合金を使用したことにより、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が上限値を超え、Ｂ1系介在物も上限値を超えたため、腐食速度が大きい。
　供試鋼５は、Ｃｒ含有量が本発明の下限値を外れており、腐食速度が著しく大きい。
　供試鋼６は、Ｓｉ含有量が本発明の下限値を外れている。通常のＦｅＳｉ合金を使用してもＡｌのピックアップは少ないが、低Ｓｉであるがゆえに腐食速度が著しく大きい。
　供試鋼７は、Ｎ含有量が上限値を外れているため、腐食速度が大きい。
　供試鋼８は、ＡＯＤ後の除滓が不十分な例である。スラグ中のアルミナが次工程にて一部還元され、溶鋼中のｓｏｌ.Ａｌ含有量がピックアップした結果、本発明の上限値を外れ。それに伴って、Ｂ1系介在物も上限値を外れたため、腐食速度が大きい。
　供試鋼９は、取鍋精錬での最終成分調整時にシュノーケルを用いなかったため、投入したＦｅＳｉ合金中の高濃度Ｓｉにより、スラグ中のアルミナが還元され、溶鋼中のｓｏｌ.Ａｌ含有量が上限値を外れた。それにより、Ｂ1系介在物も上限値を外れたため、腐食速度が大きい。
　供試鋼１０は、取鍋精錬処理後から鋳込み開始までの時間が短く、介在物の浮上分離が不十分であった。そのため、Ｂ1系介在物が上限値を外れ、腐食速度が大きい。
　供試鋼１１は、鋳込み速度が速いため、介在物の浮上分離が不十分となり、Ｂ1系介在物が本発明の上限値を外れた。そのため、腐食速度が大きい。
　供試鋼１２は、取鍋精錬処理後から鋳込み開始までの時間が短く、介在物の浮上分離が不十分であった。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が充分小さいため、Ｂ1系介在物は上限値以下であったが、Ａ2系介在物が上限を外れた。そのため、腐食速度が大きい。

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０.０４％以下、Ｓｉ：２.５～７.０％、Ｍｎ：１０％以下、Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０.０３％以下、Ｎ：０.０３５％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０３％以下、Ｃｒ：７～２０％、Ｎｉ：１０～２２％、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒの１種または２種以上：合計で０～０.７％、残部：Ｆｅおよび不純物の化学組成を有し、かつＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）付属書１「点算法による非金属介在物の顕微鏡試験方法」に記載の方法で測定したＢ1系介在物の合計量が０.０３面積％以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒの１種または２種以上を合計で０.０５～０.７％含有する請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
  3. 　ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）付属書１「点算法による非金属介在物の顕微鏡試験方法」に記載の方法で測定したＡ2系介在物であるＳｉＯ2を０.０６％以下有する、請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
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