WO2021145279A1 - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2021145279A1
WO2021145279A1 PCT/JP2021/000485 JP2021000485W WO2021145279A1 WO 2021145279 A1 WO2021145279 A1 WO 2021145279A1 JP 2021000485 W JP2021000485 W JP 2021000485W WO 2021145279 A1 WO2021145279 A1 WO 2021145279A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
inclusions
mgo
less
formula
stainless steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2021/000485
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
成雄 福元
勇人 境沢
農 金子
勝弘 淵上
Original Assignee
日鉄ステンレス株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日鉄ステンレス株式会社 filed Critical 日鉄ステンレス株式会社
Priority to BR112022013350A priority Critical patent/BR112022013350A2/pt
Priority to JP2021571170A priority patent/JP7370396B2/ja
Priority to EP21740843.4A priority patent/EP4092150A1/en
Priority to CN202180009295.7A priority patent/CN114981460B/zh
Priority to US17/792,322 priority patent/US20230099909A1/en
Priority to KR1020227025198A priority patent/KR20220115104A/ko
Publication of WO2021145279A1 publication Critical patent/WO2021145279A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C5/00—Manufacture of carbon-steel, e.g. plain mild steel, medium carbon steel or cast steel or stainless steel
    • C21C5/005—Manufacture of stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel having excellent surface properties.
  • Patent Document 1 states that a ferritic stainless steel having excellent continuous castability can be provided by setting the MgO concentration of inclusions to 80 wt% or more and suppressing adhesion to the inner wall of the nozzle to prevent nozzle blockage. In addition, this method is said to be able to prevent sliver flaws caused by deposits on the inner wall of the nozzle.
  • the components of the refined slag are preferably controlled, and more specifically , MgO ⁇ Al 2 is controlled by setting the slag to a low SiO 2 concentration and controlling the oxygen potential to a low level. It is presented that from the O 3 spinel can be modified to harmless MgO.
  • Patent Document 3 presents that the formation of MgO ⁇ Al 2 O 3 spinel can be suppressed by controlling the basicity of slag and reducing Al in steel as much as possible on the premise of Si deoxidation.
  • Patent Document 4 aims to stably provide a ferritic stainless steel having excellent rigging resistance while ensuring corrosion resistance. And for ridging suppression method actively utilize the inclusions, specifically, to distribute the Mg-Al-based oxides and TiN as spinel (MgO ⁇ Al 2 O 3) in the molten steel Based on the recognition that the method is effective, we found that the existence state of the composite inclusions and the composition and composition ratio of the oxides contained in the composite inclusions affect the rigging resistance, and they are included in the inclusions.
  • the ratio of Al 2 O 3 to MgO is 4 or less, CaO is 20% or less, the sum of Al 2 O 3 and MgO is 75% or more, and the major axis is
  • the number ratio of those satisfying the above oxide composition and those not satisfying the above oxide composition is 0.7.
  • Patent Document 1 The technique of Patent Document 1 will be described. According to the findings of the present inventors, in ferritic stainless steels containing Ti, Ti easily forms nitrides as well as oxides, and Ti nitrides are formed with oxide-based inclusions as nuclei. Since it is easy to carry out, the oxide-based inclusions formed during melting are usually covered with Ti nitride. As a result, since the concentration of TiN in the inclusions is high, it is considered that it is very difficult to control the composition of the inclusions so that the MgO concentration ⁇ 80 wt% at the normal de-N level.
  • Patent Document 2 requires that the SiO 2 concentration in the slag be controlled to a low level for the purpose of reducing the oxygen potential. Therefore, there are restrictions on the use of Si alloy in the reduction process of Cr oxide, which is common in the refining of stainless steel, or the amount of lime used increases in order to dilute the SiO 2 concentration. Is big. Further, since there are components other than SiO 2 that increase the oxygen potential, there is a problem that the oxygen potential cannot be stably reduced only by controlling the SiO 2 concentration. Further, there is also a problem that the modification from MgO / Al 2 O 3 spinel to MgO cannot be stably performed only by reducing the oxygen potential.
  • Patent Document 3 needs to reduce Al in steel as much as possible. Therefore, Al deoxidation cannot be applied, and deoxidation with a Si alloy or the like is required.
  • it is necessary to produce slag having a high basicity. Since slag with high basicity has a high melting point, it is necessary to add CaF 2 , NaF or the like as a slag-forming material to lower the melting point.
  • CaF 2 , NaF, etc. which is also a big restriction.
  • Patent Document 4 is for an object to provide a ferritic stainless steel having excellent ridging resistance stably, the Mg-Al-based oxides such as spinel (MgO ⁇ Al 2 O 3) It is to be actively utilized. However, with this method, it is difficult to sufficiently improve the surface defects of the steel sheet caused by inclusions.
  • the present invention is to provide a Ti-containing ferritic stainless steel having excellent surface properties in view of the above-mentioned problems at present.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist thereof is as follows.
  • the chemical component is mass%, C: 0.002 to 0.020%, Si: 0.5% or less, Mn: 0.2% or less, P: 0.04% or less, S: 0.005. % Or less, Cr: 10.5 to 25.0%, Al: 0.01 to 0.20%, Ti: 0.15% to 0.35%, O: 0.0001 to 0.0030%, N: An inclusion containing 0.005 to 0.020%, Ca: 0.0030% or less, Mg: 0.008 ⁇ [% Al] or more, the balance consisting of Fe and impurities, and acid sulfide in the steel.
  • inclusions having a minor axis of 3 ⁇ m or more are present at a ratio of 5 pieces / mm 2 or less, and inclusions having a minor axis of 15 ⁇ m or more are present at a ratio of 0.05 pieces / mm 2 or less, and inclusions having a minor axis of 3 ⁇ m or more are present.
  • the chemical component contains one or two kinds of REM: 0.01% or less and Ta: 0.001 to 0.10% in mass% instead of a part of the Fe, and is short.
  • the composition of the acid sulfide portion is characterized in that the number ratio of those satisfying the following formula (3) and the above formula (2) instead of the above formula (1) is 75% or more.
  • the chemical component is further mass% in place of a part of the Fe, B: 0.0001 to 0.0020%, Nb: 0.1 to 0.6%, Mo: 0.1 to 2 .0%, Ni: 0.1 to 2.0%, Cu: 0.01 to 2.00%, Sn: 0.01 to 0.50%, V: 0.010 to 0.20%, Sb: 0.01 to 0.30%, W: 0.05 to 1.00%, Co: 0.10 to 1.00%, Zr: 0.0001 to 0.0050%, Ga: 0.0001 to 0.
  • the ferrite-based stainless steel according to any one of [1] to [5], which comprises 0100% of one type or two or more types.
  • the morphology of the inclusions in the steel sheet of the slab and the hot-rolled steel sheet is almost the same for both the steel A and the steel B.
  • MgO in steel A was crushed, and MgO ⁇ Al 2 O 3 spinel in steel B was not crushed.
  • the observed inclusions in the steel were in the form of TiN covering the oxide portion, and had no effect on the crushed form of the oxide portion. From this, it was found that by controlling the oxide portion of the inclusions in the steel to MgO, it is easy to crush during processing, the exposure of the inclusions in the steel to the steel sheet surface can be suppressed, and the surface flaws can be reduced. ..
  • the surface defect is a defect generated on the surface of the steel sheet, and specifically, it is a linear defect caused by the inclusions being exposed on the surface during rolling or the like, or is present near the surface layer. It is a two-sheet split due to.
  • the inclusions are composed of oxides, sulfides, and nitrides, and these are in a single or composite form. Of these, oxides and sulfides are often indistinguishable from each other, so they are referred to as acid sulfides even if one is not included.
  • Addition of Mg alloy or the like can be considered as a means for increasing [% Mg] / [% Al], but there is a problem that the yield is unstable and control is not easy.
  • MgO in slag or refractory is reduced by highly reducing components in molten steel and supplied to molten steel without intentional addition of Mg alloy, etc., and deoxidized with Al.
  • the above phenomenon is caused by Al. Under such circumstances, it is impossible in principle to increase the Mg concentration with respect to the Al concentration, so a means capable of increasing the Mg concentration without increasing the Al concentration is required.
  • Ti is effective. Since Ti is an element with a weaker reducing power than Al, it is considered that reduction of MgO is unlikely to occur. However, the reducing power is reduced by adding Ti after controlling the MgO activity of the slag to a high level to facilitate the reaction. It was found that even with weak Ti, reduction of MgO occurs and the Mg concentration can be increased with respect to the Al concentration. Ti, which contributed to increasing the Mg concentration, can also be used as a fixing element for C and N during solidification, and there is no adverse effect if excessive addition is avoided.
  • the minor axis 3 means, as shown in FIG. 2, when the cross section parallel to the rolling direction 4 and perpendicular to the thickness direction 5 (cross section parallel to the steel plate surface 7) is the observation surface 1. , Means the maximum diameter of inclusions 2 in the direction perpendicular to the rolling direction 4 (plate width direction 6).
  • 0.05 inclusions with a minor axis of 15 ⁇ m or more / mm 2 or less Even if the number of inclusions having a minor axis of 15 ⁇ m or more is small, if the number of inclusions exceeds 0.05 / mm 2 , the frequency of surface defects is high, so the upper limit is set to 0.05 / mm 2 .
  • the preferred upper limit is 0.03 pieces / mm 2 .
  • the composition of the acid sulfide portion of the inclusions is CaO + Al 2 O 3 + MgO ⁇ 90%
  • a large number of lower oxides such as SiO 2 and MnO are present on the surface during processing and Since it leads to the generation of internal defects
  • CaO + Al 2 O 3 + MgO is set to 90% or more.
  • Al 2 O 3 / MgO ⁇ 1.25 the crystallization phase of the acid sulfide portion can be mainly MgO.
  • the proportion of inclusions having a minor axis of 3 ⁇ m or more that do not satisfy the conditions of these two compositions (formulas (1) and (2)) is less than 25%, the proportion of surface defects is low. .. Therefore, the proportion of inclusions satisfying these two compositional conditions is set to 75% or more.
  • the preferred lower limit is 85% or higher.
  • REM or Ta When REM or Ta is contained in the chemical composition range of the present invention, REM or Ta is a highly reducing element, so that it is contained in the acid sulfide portion of the inclusions. Unlike lower oxides such as SiO 2 and MnO, there is no adverse effect, so there is no problem even if they are replaced with CaO, Al 2 O 3, and Mg O.
  • the composition of the acid sulfide portion of the inclusions is CaO + Al 2 O 3 + MgO + RO X + Ta 2 O 5 ⁇ 95%
  • a large number of lower oxides such as SiO 2 and MnO are present, and surface and internal defects during processing are present. Since it leads to formation, CaO + Al 2 O 3 + MgO + RO X + Ta 2 O 5 is set to 95% or more (Equation (3)).
  • Al 2 O 3 / MgO ⁇ 1.25 (Equation (2)), it is possible to make the crystallization phase of the acid sulfide portion mainly MgO as in the case where REM or Ta is not added.
  • the proportion of inclusions having a minor axis of 3 ⁇ m or more that do not satisfy the conditions of these two compositions is less than 25%, the surface defect occurrence ratio becomes low. .. Therefore, the proportion of inclusions satisfying these two compositional conditions is set to 75% or more.
  • the preferred lower limit is 85% or higher.
  • RO X is a general term for all REM oxides, and represents the sum of the concentrations of REM oxides in the formula.
  • Equation (5) may be used instead of the formula (2) from the viewpoint of suppressing MgO / Al 2 O 3 spinel as much as possible as in the case where REM or Ta is not added. More preferable. Al 2 O 3 / MgO ⁇ 0.75 ⁇ ⁇ ⁇ Equation (5)
  • the present invention relates to inclusion composition control and component control in molten steel mainly composed of Mg and Al, and is applicable to generally manufactured Ti-stabilized ferritic stainless steels.
  • the range of chemical components that can be preferably used is shown below, but the present invention is not limited thereto.
  • % means mass%.
  • C 0.002 to 0.020% C reduces the corrosion resistance by forming a carbide of Cr, and if it is contained in excess of 0.02%, the processability is lowered, so the content is set to 0.020% or less.
  • less than 0.002% is increased deoxidation load after decarburization, because it causes inclusions increase in Al 2 O 3 system, to the lower limit of 0.002%. It is preferably 0.005% or more.
  • Si 0.5% or less Si is added to reduce and recover the Cr oxide generated during decarburization of stainless steel. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.03% or more, preferably 0.05% or more. If the addition amount exceeds 0.5%, the workability deteriorates, so the upper limit is set to 0.5% or less. It is preferably 0.3% or less. Si may not be contained.
  • Mn 0.2% or less Mn is an element that contributes to deoxidation, but it is not necessary to add it because Al, which is a stronger element than Mn, can sufficiently deoxidize, but it is reserved before adding Al. It may be added to the amount used for deoxidation. When added, it is preferably 0.01% or more, preferably 0.05% or more in order to exhibit the effect. On the other hand, in order to prevent deterioration of workability, it is preferably 0.2% or less, preferably 0.15% or less.
  • P 0.04% or less P is harmful to stainless steel because it reduces toughness, hot workability, corrosion resistance, etc. Therefore, the smaller the amount, the better, and 0.04% or less. It is preferably 0.03% or less. However, excessive reduction may be contained in an amount of 0.005% or more in actual operation because the load at the time of refining is high or it is necessary to use a high-priced raw material.
  • S 0.005% or less S is harmful to stainless steel because it reduces toughness, hot workability, corrosion resistance, etc. Therefore, the smaller the amount, the better, and the upper limit is 0.005% or less. It is preferably 0.003% or less.
  • Cr 10.5-25.0% Cr is an element that is a basis for ensuring corrosion resistance. Therefore, the Cr content is required to be at least 10.5% or more. It is preferably 14.0% or more, more preferably 17.0% or more. If it is added in excess of 25.0%, the workability is deteriorated, so the upper limit is set to 25.0%. The preferred upper limit is 21.0% or less.
  • Al 0.01 to 0.20%
  • Al is an element required to deoxidize steel. If deoxidation is insufficient, desulfurization does not proceed, and rusting starting from sulfide may occur. Therefore, it is an element necessary for improving corrosion resistance. Therefore, the lower limit is set to 0.01%. Further, in order to facilitate the reduction of Mg by Ti described above, appropriate deoxidation is important, and it is preferable to add 0.02% or more. If it is added in excess of 0.2%, the processability is lowered, so the upper limit is set to 0.2%. It is preferably 0.12% or less.
  • Ti 0.15 to 0.35%
  • Ti is a particularly important element in the present invention, and plays a role of reducing MgO of slag and supplying Mg into molten steel.
  • the effect needs to be 0.15% or more.
  • 0.18% or more is added.
  • the upper limit is set to 0.35%. It is preferably 0.30% or less.
  • O 0.0001 to 0.0060%
  • O is a main element constituting inclusions that cause surface defects, and the smaller the amount, the better, and the upper limit is 0.0060%. If it is contained in a large amount when Ti is added, Ti itself is consumed in the deoxidation reaction, and from the viewpoint of efficiently reducing MgO by Ti, the upper limit is preferably 0.0030%. More preferably, it is 0.0020% or less. Since high cost is required to reduce to less than 0.0001%, the lower limit is set to 0.0001%. The preferred lower limit is 0.0005% or more.
  • N 0.005 to 0.020%
  • N is an element useful for strength and corrosion resistance, but the content of N should be 0.020% or less because addition of more than 0.020% causes intergranular corrosion due to sensitization. It is preferably 0.015% or less. Since excessive reduction increases the refining load and leads to cost increase, the N content is set to 0.005% or more.
  • Ca 0.0030% or less
  • the upper limit is set to 0.0030%.
  • the preferred upper limit is 0.0020% or less.
  • Ca alloys such as CaSi and NiCa may be added in the above concentration range in order to increase the CaO concentration in the acid sulfide.
  • Mg: or 0.008 ⁇ [% Al] or Mg is an element which constitutes a MgO ⁇ Al 2 O 3 spinel and MgO, MgO ⁇ Al 2 O 3 spinel oxide portion of inclusions crystallizes, Whether MgO crystallizes or not is determined by the ratio of the Mg concentration ([% Mg]) and the Al concentration ([% Al]) of the steel. If [% Mg] is lower than 0.008 ⁇ [% Al], MgO crystallization is not stable, so the lower limit [% Mg] is set to 0.008 ⁇ [% Al] or more. It is preferably 0.012 ⁇ [% Al] or more. More preferably, it is 0.0005% or more. On the other hand, excessive addition of Mg causes a decrease in corrosion resistance, so the content is preferably 0.0030% or less. 0.0027% or less is more preferable, and 0.0024% or less is further preferable.
  • the rest of the steel component is Fe and impurities.
  • the impurity is a component mixed by various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap, when steel is industrially manufactured, and is a range that does not adversely affect the present invention. Means what is acceptable in.
  • the chemical component is further mass% instead of a part of the Fe, REM: 0.01% or less, Ta: 0.001 to 0. .1 or 2 of 100% may be included.
  • the lower limit of these elements is 0%.
  • REM 0.01% or less REM (rare earth metals: Rare-Earth Metal), because O affinity is high, can be reduced MgO ⁇ Al 2 O 3 spinel amount which causes surface defects. However, if the content exceeds 0.01%, it may cause nozzle blockage during casting, so the upper limit is set to 0.01% or less. Note that REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoids, and the content of REM means the total content of these 17 elements.
  • Ta 0.001 to 0.100% Since Ta has a high affinity for O, the amount of MgO ⁇ Al 2 O 3 spinel that causes surface defects can be reduced. In order to exert the effect, it is necessary to add 0.001% or more. Further, if Ta is contained in an amount of more than 0.100%, the ductility at room temperature is lowered and the toughness is lowered. Therefore, the upper limit is set to 0.100%.
  • the chemical component is further mass% instead of a part of the Fe, B: 0.0001 to 0.0020%, Nb: 0. 1 to 0.6%, Mo: 0.1 to 2.0%, Ni: 0.1 to 2.0%, Cu: 0.01 to 2.00%, Sn: 0.01 to 0.50% , V: 0.010 to 0.200%, Sb: 0.01 to 0.30%, W: 0.05 to 1.00%, Co: 0.10 to 1.00%, Zr: 0.0001 It may contain one or more of ⁇ 0.0050% and Ga: 0.0001 to 0.0100%. When these elements are not contained, the lower limit of these elements is 0%.
  • B 0.0001 to 0.0020% B is an element that enhances the strength of grain boundaries and contributes to the improvement of workability. When it is contained, it is preferably contained in an amount of 0.0001% or more, preferably 0.0005% or more in order to exhibit this effect. On the other hand, excessive addition causes a decrease in processability due to a decrease in elongation, so the content is preferably 0.0020% or less, preferably 0.0010% or less.
  • Nb 0.1-0.6% Nb has the effect of enhancing moldability and corrosion resistance. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.1% or more. Further, if it is added in excess of 0.6%, it becomes difficult to recrystallize and the structure becomes coarse, so the upper limit is set to 0.6%.
  • Mo 0.1-2.0% Mo has the effect of increasing corrosion resistance. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.1% or more. Further, if it is contained in an excessive amount, a sigma phase is formed and the workability is deteriorated. Therefore, the upper limit is set to 2.0%.
  • Ni 0.1-2.0% Since Ni has an effect of increasing corrosion resistance, it can be added in an amount of 0.1 to 2.0%. Addition of more than 2.0% leads to cost increase, so it should be 2.0% or less.
  • Cu 0.01-2.00% Since Cu has an effect of enhancing corrosion resistance, it can be added in an amount of 0.01 to 2.00%. Addition of more than 2.00% leads to embrittlement, so it should be 2.00% or less.
  • Sn 0.01 to 0.50%
  • the addition of Sn has the effect of further enhancing the high corrosion resistance of stainless steel.
  • the content is preferably 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • V 0.010 to 0.20%
  • the addition of V has the effect of further enhancing the high corrosion resistance of stainless steel.
  • it is preferably contained in an amount of 0.010% or more, preferably 0.100% or more.
  • the toughness is lowered, so the upper limit is set to 0.200%.
  • Sb 0.01 to 0.30% Since Sb has an effect of further enhancing the high corrosion resistance of stainless steel by adding it, it may be contained in an amount of 0.01% or more. However, the upper limit is set to 0.30% because there is a concern that TiN generation will be promoted and surface defects will occur. The preferred upper limit is 0.10% or less.
  • W 0.05 to 1.00%
  • the addition of W has the effect of further enhancing the high corrosion resistance of stainless steel.
  • the upper limit is set to 1.00%.
  • Co 0.10 to 1.00%
  • the addition of Co has the effect of further enhancing the high corrosion resistance of stainless steel.
  • the upper limit is set to 1.00%.
  • Zr 0.0001 to 0.0050% Since Zr has an S-fixing effect and can enhance corrosion resistance, it may be contained in an amount of 0.0001% or more. However, since the affinity with S is very high, if it is added in an excessive amount, coarse sulfide is formed in the molten steel, and the corrosion resistance is rather lowered. Therefore, the upper limit is set to 0.0050%.
  • Ga 0.0100% or less Since Ga has an effect of enhancing corrosion resistance, it can be contained in an amount of 0.0100% or less as needed.
  • the lower limit of Ga is not particularly limited, but it is desirable that the content is 0.0001% or more so that a stable effect can be obtained.
  • 100 or more inclusions having a minor axis 3 (maximum diameter in the plate width direction 6) of 3 ⁇ m or more containing acid sulfide were randomly selected and used as a population, and inclusions contained in the population. Is analyzed by SEM-EDS to identify the size, composition and number of inclusions containing acid sulfides. At this time, the observation area is also recorded.
  • the reason for using the minor diameter to evaluate the inclusion size is that the size in the direction parallel to the rolling direction 4 is greatly affected by the rolling reduction, so it is difficult to make a certain evaluation, but in the direction perpendicular to the rolling direction 4 ( The size (minor diameter 3) in the plate width direction 6) does not change significantly in rolling.
  • the size of the minor axis 3 of the inclusions reflects the result of inclusion control in the steelmaking stage, which is the point of the present invention.
  • JIS G 0555 which is generally used as an evaluation method for inclusions, even if two or more inclusions are separated from each other, they may be regarded as one inclusion depending on the type and distance, but in the present invention. Consider it as an individual inclusion. Further, the inclusions containing the acid sulfide selected as the above population are analyzed by SEM-EDS, and the portion where one or both of O and S are detected is defined as the "acid sulfide portion of the inclusion".
  • the content of each element in the "acid sulfide portion of the inclusion" is identified by SEM-EDS analysis.
  • the specified elemental analysis values assuming that Ca, Al, and Mg are all CaO, Al 2 O 3 , and MgO, the CaO, Al 2 O 3 , and MgO contents in the acid sulfide portion of the inclusions are used.
  • it is assumed that all the analyzed Ca is CaO.
  • deoxidation treatment with Al is performed at the initial stage of the secondary refining to reduce the O concentration in the molten steel to 0.005% or less.
  • preliminary deoxidation may be performed with Si or Mn before Al.
  • Ti is added in the latter half of the secondary refining, and stirring is performed to homogenize the molten steel. If the O concentration in the molten steel is higher than 0.003% before the addition of Ti due to reoxidation during the secondary refining, deoxidation with Al is performed again prior to the addition of Ti.
  • the addition of Ta or REM can be performed at the timing of either or both before and after the addition of Ti, and if it is performed before the addition of Ti, it can be a substitute for the re-addition of Al, so that the re-addition of Al becomes unnecessary. ..
  • the effect of increasing the Mg concentration by adding Ti can be efficiently obtained, so the composition of inclusions represented by the formula (1) or the formula (3) is controlled. Is possible. It is sufficient that the O concentration is 0.003% or less at the time of adding Ti, and even if the O concentration exceeds 0.0030% due to reoxidation or the like after adding Ti, the effect of increasing the Mg concentration by adding Ti does not change.
  • the higher the MgO activity in the slag the better.
  • the amount is about 0.9 or more based on the pure solid MgO standard.
  • the composition of the slag is measured, and the activity of MgO in the slag is measured using a thermodynamic data collection or commercial thermodynamic calculation software. It may be calculated. If the activity of MgO in the slag is less than 0.9 on the basis of pure solid MgO, a means for increasing it is required.
  • a method of adding CaO or MgO can be taken.
  • the Mg concentration in the molten steel can be stably controlled to a predetermined value or higher, and the inclusion composition represented by the formula (2) can be controlled.
  • the concentration of Mg in the molten steel becomes high in a non-equilibrium manner due to stirring when Ti is added, and the time from stirring when Ti is added to the completion of casting is short, the acid sulfide portion of the inclusions Al 2 O 3 / MgO can be lowered.
  • MgO ⁇ Al 2 O 3 spinel from utmost suppressing the time from the stirring during the addition of Ti to complete casting may be less than or equal to 150 minutes.
  • inclusions containing acid sulfide inclusions having a minor axis of 3 ⁇ m or more were present at a ratio of 5 pieces / mm 2 or less, and inclusions having a minor axis of 15 ⁇ m or more were present at a ratio of 0.05 pieces / mm 2 or less.
  • steel is used.
  • the Mg content (%) in the slag satisfies Mg: 0.008 ⁇ [% Al] or more, and the MgO activity in the slag is about 0.9 or more based on the pure solid MgO standard.
  • the number ratio of those satisfying the formula (1), the formula (3), and the formula (5) can be set to 75% or more.
  • Example 1 When ferritic stainless steel was melted, it was melted by controlling the amount, composition and size of components and inclusions by deoxidizing with Al or the like, adjusting slag, and adding Ti in the secondary refining. That is, the O concentration in the molten steel is reduced to 0.005% or less by deoxidizing with Al in the initial stage of the secondary refining, and the O concentration is reduced to 0.003% or less before the addition of Ti in the latter stage of the secondary refining. Controlled.
  • the MgO activity in the slag was calculated from the slag composition using commercially available thermodynamic equilibrium calculation software FactSage, and the slag composition was controlled so that the activity of MgO in the slag was 0.9 or more based on the pure solid MgO standard. .. Table 1 shows the chemical composition, and Table 2 shows the behavior of inclusions and the quality evaluation results. Numerical values outside the scope of the present invention are underlined. In Comparative Example b1, the above-mentioned O control was not performed.
  • the molten steel having the components shown in Table 1 is cast by a continuous casting machine, and the obtained slab is hot-rolled, then hot-rolled and annealed and pickled, and then cold-rolled and annealed and pickled. , 1.0 mm thick cold rolled plate was manufactured and used for inclusion measurement and quality evaluation of surface defects. The time from stirring after the addition of Ti to the completion of casting was 100 to 240 minutes.
  • the inclusions are measured with the observation surface 1 having a cross section parallel to the rolling direction 4 and perpendicular to the thickness direction 5 (cross section parallel to the steel plate surface 7), and having a minor axis 3 of 3 ⁇ m or more and containing acid sulfide.
  • 100 or more inclusions 2 were randomly selected, and the minor axis was measured and the composition of the acid sulfide moiety was evaluated.
  • the number of pieces per unit area was calculated by recording the measured area.
  • the total length of the obtained cold-rolled plate was visually inspected at intervals of 1 m, and the ratio of the area where surface defects of 10 mm or more in length were observed to the total area was less than 1%.
  • the case was S
  • the case of 1 to 2% was A
  • the case of 2 to 5% was B
  • the case of more than 5% was X.
  • Table 2 since the steel components, the amount of inclusions, the composition, and the size of the symbols B1 to B15 satisfied the conditions of the present invention, the evaluation of surface defects was good.
  • Reference numeral b1 has high Si and low workability, high O concentration, low Ti addition amount and low Mg concentration, so that a large amount of inclusions not satisfying the conditions of the present invention are generated and surface defects occur. did.
  • Reference numeral b2 had high Cr and Al and low workability, and high N and intergranular corrosion due to sensitization. In addition, the concentration ratio of Mg and Al was low, many inclusions did not satisfy the conditions of the present invention, and surface defects also occurred. Since the Ti concentration of reference numeral b3 was high, a large amount of TiN was generated, nozzle clogging occurred, and casting was stopped in the middle.
  • Reference numeral b4 has high concentrations of S and Ca, and there is a concern about corrosion due to the formation of CaS. In addition, the concentration ratio of Mg and Al is low, there are many inclusions that do not satisfy the conditions of the present invention, and surface defects have also occurred.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, secondary refining, continuous casting, hot rolling, and cold rolling were performed.
  • the activity of MgO in the slag was controlled to be 0.4 to 1.0 based on the pure solid MgO.
  • Table 3 shows the chemical composition
  • Table 4 shows the MgO activity in the slag, the behavior of inclusions, and the quality evaluation results.
  • the MgO activity in the slag was calculated from the slag composition using the thermodynamic equilibrium calculation software FactSage. When the MgO activity was less than 0.9, metallic Mg was added to the steel in order to make the Mg concentration in the steel 0.008 ⁇ Al or more.
  • Example 3 In the same manner as in Example 1, secondary refining, continuous casting, hot rolling, and cold rolling were performed. Here, a Ca alloy was added in order to increase the CaO concentration in the inclusions.
  • Table 5 shows the chemical composition
  • Table 6 shows the MgO activity in the slag, the behavior of inclusions, and the quality evaluation results.
  • the MgO activity in the slag was calculated in the same manner as in Example 2 above. In each level of Table 5, the component composition is within the scope of the present invention. Looking at the number ratio of inclusions in Table 6, the number ratio of those satisfying the formula (1) and the formula (2), or the formula (2) and the formula (3) in addition to the formula (4) is 75% or more. Good quality was obtained even in the case of.
  • Example 4 Secondary refining, continuous casting, hot rolling, and cold rolling were performed in the same manner as in Example 1. The time from stirring after the addition of Ti in the secondary refining to the completion of continuous casting was controlled to be 90 to 240 minutes.
  • Table 7 shows the chemical composition
  • Table 8 shows the MgO activity in the slag, the time to complete casting, the behavior of inclusions, and the quality evaluation result.
  • the MgO activity in the slag was calculated in the same manner as in Example 2 above. All levels in Table 7 are within the component range. Looking at the number ratio of inclusions in Table 8, the number ratio of those satisfying the formulas (1) and (2) or the formulas (2) and (3) is 75% or more, which is good quality. Has been obtained. Further, H1 and H2, which take 150 minutes or less to complete casting, satisfy the formulas (1) and (5) or the formulas (3) and (5), and the number ratio is 75% or more, which is even better. Quality was obtained.
  • the steel according to the present invention can be used for all industrial products such as vehicles and home appliances. It is especially good to use it for industrial products with high design.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

化学成分が、質量％でＣｒ：１０．５～２５．０％、Ａｌ：０．０１～０．２０％、Ｔｉ：０．１５％～０．３５％、Ｏ：０．０００１～０．００３０％、Ｍｇ：０．００８×［％Ａｌ］以上を含有し、鋼中に酸硫化物を含む介在物のうち、短径が３μｍ以上の介在物が５個／ｍｍ２以下、および短径が１５μｍ以上の介在物が０．０５個／ｍｍ２以下の割合で存在し、短径が３μｍ以上の介在物のうち酸硫化物部分の組成が式（１）および式（２）を満たすものの個数割合が７５％以上であるフェライト系ステンレス鋼。　ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ≧９０％　・・・　式（１）　Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯ≦１．２５　・・・　式（２）

Description

フェライト系ステンレス鋼
　本発明は、表面性状に優れるフェライト系ステンレス鋼に関する。
　ステンレス鋼はＣｒを高濃度に含有するため、鋼中の酸素ポテンシャルが低く、鋼中の非金属介在物としてＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルが生成しやすい。スピネルは圧延等の加工で破砕されたり延伸されたりしにくいため、加工中に表面に露出して表面疵の原因となる。このようなスピネル介在物を低減する取り組みとしては溶製段階での条件制御によるものが知られている。
　例えば、特許文献１では、介在物のＭｇＯ濃度を８０ｗｔ％以上とし、ノズル内壁への付着を抑制することでノズル閉塞を防止し、連続鋳造性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供できるとしている。またこの方法ではノズル内壁の付着物に起因するスリバー疵を防止できるとしている。
　特許文献２では、Ａｌでの脱酸を前提として、精錬スラグの成分を好適に制御すること、詳細には特にスラグを低ＳｉＯ２濃度にして酸素ポテンシャルを低位に制御することでＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルから無害なＭｇＯへ改質できることを提示している。
　また、特許文献３では、Ｓｉ脱酸を前提として、スラグの塩基度を制御するとともに鋼中のＡｌを極力低減することでＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルの生成を抑制できることを提示している。
　特許文献４では、耐食性も確保しつつ、耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼を安定的に提供することを目的とする。そして、リジング抑制のためには、介在物を積極的に活用した方法、具体的には、スピネル（ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３）のようなＭｇ－Ａｌ系酸化物やＴｉＮを溶鋼中に分散させる方法が有効であるとの認識の元、複合介在物の存在状態および複合介在物に含まれる酸化物の組成や構成比率等が耐リジング性に影響していることを見いだし、介在物に含まれる酸化物の組成として、Ａｌ２Ｏ３とＭｇＯの比率（Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯ）が４以下、ＣａＯが２０％以下、Ａｌ２Ｏ３とＭｇＯの和が７５％以上を満足し、長径が２μｍ以上の複合介在物が鋼中に２個／ｍｍ２以上の密度で存在し、かつ長径が１μｍ以上の介在物について、上記酸化物組成を満たすものと、満たさないものの個数比率を０．７以上とする発明が開示されている。
特開平０８－１０４９５０号公報 特開平０９－２５６０２８号公報 特開２０１５－７４８０７号公報 国際公開ＷＯ２０１９／１８９８５８号
　しかしながら、上記技術では解決できない課題が存在していた。
　特許文献１の技術について説明する。本発明者らの知見によれば、Ｔｉを含有するフェライト系ステンレス鋼では、Ｔｉは酸化物だけでなく窒化物を容易に形成すること、およびＴｉ窒化物は酸化物系介在物を核として生成しやすいことから、通常、溶製中に生成した酸化物系介在物はＴｉ窒化物で周囲を覆われている場合が多い。これにより介在物におけるＴｉＮの濃度が高いことから、介在物の組成をＭｇＯ濃度≧８０ｗｔ％に制御することは通常の脱Ｎレベルでは非常に困難であると考えられる。
　特許文献２の技術は、酸素ポテンシャルを低減することを目的に、スラグ中のＳｉＯ２濃度を低位に制御することを必須としている。そのため、ステンレス鋼の精錬で一般的なＣｒ酸化物の還元工程でのＳｉ合金使用に制限がかかる、もしくはＳｉＯ２濃度を薄めるために石灰使用量が増大するなど、操業上の制約やコストアップ要因が大きい。またＳｉＯ２以外にも酸素ポテンシャルを高める成分が存在するため、ＳｉＯ２濃度を制御するだけでは安定的に酸素ポテンシャルを低減できないという問題がある。更に酸素ポテンシャルを低減しただけではＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルからＭｇＯへの改質は安定的には行えないという課題もある。
　特許文献３の技術は、鋼中Ａｌを極力低減することが必要である。そのため、Ａｌ脱酸を適用できず、Ｓｉ合金等による脱酸が必要になるが、Ｓｉ合金で高純度に脱酸を行うためには高塩基度のスラグを造滓する必要がある。高塩基度のスラグは高融点であるため、造滓材としてＣａＦ２やＮａＦ等を添加して低融点化する必要がある。しかし、環境規制の面で、ＣａＦ２やＮａＦ等の添加を実施できない場合がある等、これも制約が大きい。
　特許文献４の技術は、耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼を安定的に提供することを目的とするものであり、スピネル（ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３）のようなＭｇ－Ａｌ系酸化物を積極的に活用するものである。しかしこの方法では、介在物起因による鋼板表面疵を十分に改善することが難しい。
　本発明は上記現状の問題点に鑑み、表面性状に優れるＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼を提供することにある。
　本発明は上記課題を解決するためになされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
［１］化学成分が質量％で、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、Ｍｇ：０．００８×［％Ａｌ］以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、鋼中に酸硫化物を含む介在物のうち、短径が３μｍ以上の介在物が５個／ｍｍ２以下、および短径が１５μｍ以上の介在物が０．０５個／ｍｍ２以下の割合で存在し、短径が３μｍ以上の介在物のうち酸硫化物部分の組成が下記式（１）および式（２）を満たすものの個数割合が７５％以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
　ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ≧９０％　・・・　式（１）
　Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯ≦１．２５　・・・　式（２）
　ただし、式（１）、式（２）中のＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯは、酸硫化物中における、それぞれの質量％を示す。
［２］前記化学成分が、前記Ｆｅの一部に替えて更に質量％で、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｔａ：０．００１～０．１０％の１種または２種を含有し、短径が３μｍ以上の介在物のうち酸硫化物部分の組成が前記式（１）に替えて下記式（３）、および前記式（２）を満たすものの個数割合が７５％以上であることを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＲＯＸ＋Ｔａ２Ｏ５≧９５％　・・・　式（３）
　ただし、式（３）中のＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ、ＲＯＸ、Ｔａ２Ｏ５は酸硫化物中における、それぞれ（ＲＯｘはＲＥＭ酸化物）の質量％を示す。
［３］短径が３μｍ以上の介在物のうち、酸硫化物部分の組成が前記式（１）、前記式（２）に加えて下記式（４）を満たすものの個数割合が７５％以上であることを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　ＣａＯ＞２０％　・・・　式（４）
［４］短径が３μｍ以上の介在物のうち、酸硫化物部分の組成が、前記式（２）、前記式（３）に加えて下記式（４）を満たすものの個数割合が７５％以上であることを特徴とする［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　ＣａＯ＞２０％　・・・　式（４）
［５］前記式（２）に替えて下記式（５）を用いることを特徴とする［１］から［４］までの何れか１つに記載のフェライト系ステンレス鋼。
Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯ≦０．７５　・・・　式（５）
［６］前記化学成分が、前記Ｆｅの一部に替えて更に質量％で、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％、Ｇａ：０．０００１～０．０１００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］から［５］までの何れか１つに記載のフェライト系ステンレス鋼。
　本発明により、介在物起因による鋼板表面疵の少ないフェライト系ステンレス鋼を提供できる。
溶鋼中の「％Ｍｇ」／［％Ａｌ］と介在物の面積に占めるスピネルまたはＭｇＯの面積率を示す図である。 本発明の対象となる介在物の観察面および介在物サイズの測定方法を示す図である。
　以下、本発明の内容を詳細に説明する。
　ステンレス鋼製造において、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルが表面疵の原因になるのは、圧延で破砕・延伸しにくく、鋼材厚の減少に伴って表面に露出しやすくなるためと考えられる。そのため、加工時に介在物を破砕して小径化することで表面疵は低減可能と考えた。鋼中介在物の酸化物部分をＭｇＯに制御したＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼Ａ（以下「鋼Ａ」という。）と、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルに制御したＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼Ｂ（以下「鋼Ｂ」という。）を準備した。鋼Ａと鋼Ｂのそれぞれの鋳片を熱間圧延・酸洗し、更に冷間圧延することで製造した試料について、各工程における介在物の形態を調査した。鋳片と熱間圧延後鋼板の鋼中介在物の形態は、鋼Ａと鋼Ｂの両者ともほぼ同一である。一方、冷間圧延後鋼板では、鋼Ａ中のＭｇＯは破砕しており、鋼Ｂ中のＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルは破砕していなかった。観察された鋼中介在物は、酸化物部分の周囲をＴｉＮが覆っている形態で、酸化物部分の破砕形態への影響はなかった。このことから、鋼中介在物の酸化物部分をＭｇＯに制御することで加工時に破砕しやすくし、鋼中介在物の鋼板表面への露出を抑制し、表面疵を低減できる可能性を知見した。
　なお本明細書において表面疵とは、鋼板表面で発生する疵のことであり、具体的には、圧延時等に介在物が表面に露出することによる線状疵や、表層付近に存在することによる二枚割れ等のことである。
　＜介在物について＞
　本発明において介在物は、酸化物、硫化物、窒化物で構成されており、これらが単独または複合した形態になっている。このうち酸化物と硫化物は互いに相の区別のつかない場合がほとんどであるため、一方が含まれていない場合も含めて酸硫化物と称する。
　以下、介在物組成をＭｇＯに制御するための条件を示す。
　鋼中介在物の酸化物部分にＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルを晶出させず、ＭｇＯに制御するためには、溶鋼中におけるＡｌ濃度に対するＭｇ濃度を高くする必要がある。溶鋼中のＡｌ濃度に対するＭｇ濃度と鋼中介在物の酸硫化物部分に存在する晶出相の関係を調査したところ、図１のように、［％Ｍｇ］／［％Ａｌ］が０．００８以上の場合にＭｇＯが安定になることがわかった。言い換えると、［％Ｍｇ］／［％Ａｌ］が０．００８未満の場合はスピネルが晶出しやすく、表面疵の問題を解消できない。
　［％Ｍｇ］／［％Ａｌ］を高めるための手段としてＭｇ合金等の添加が考えられるが、歩留まりが不安定で制御が容易でないという問題がある。Ｍｇ合金等による意図的な添加を行わない場合、Ｍｇはスラグや耐火物中のＭｇＯが溶鋼中の高還元性成分によって還元されて溶鋼中に供給されており、Ａｌで脱酸を行った場合はＡｌによって上記現象が生じている。このような状況下ではＡｌ濃度に対するＭｇ濃度を高めることは原理的に不可能であるため、Ａｌ濃度を高めることなく、Ｍｇ濃度を高めることが可能な手段が必要である。
　そこで、鋼材特性への悪影響や素材の入手しやすさ等、種々の検討を行った結果、Ｔｉが有効であることがわかった。ＴｉはＡｌよりも還元力が弱い元素であるため、ＭｇＯの還元は起こりにくいと考えられるが、スラグのＭｇＯ活量を高位に制御して反応しやすくした上でＴｉを添加することで還元力の弱いＴｉでもＭｇＯの還元が起こり、Ａｌ濃度に対するＭｇ濃度を高くできることがわかった。Ｍｇ濃度を高めることに寄与したＴｉは凝固時にはＣやＮの固定元素としても活用できて過剰な添加を避ければ悪影響もない。
　次に、介在物の個数や酸硫化物部分の組成と表面疵との関係について、晶出相以外の限定理由を説明する。
　《酸硫化物を含む介在物のうち、短径が３μｍ以上の介在物が５個／ｍｍ２以下》
　短径が３μｍ未満の介在物は表面疵の原因となりにくいため、本発明の対象外である。３μｍ以上の介在物が多数存在すると、表面疵の発生頻度が高くなるため、その上限を５個／ｍｍ２とする。好ましい上限は３個／ｍｍ２である。
　なお、本明細書において短径３とは、図２に示すように、圧延方向４と平行で、厚み方向５と垂直な断面（鋼板表面７に平行な断面）を観察面１としたときに、圧延方向４と垂直な方向（板幅方向６）における介在物２の最大径を意味する。
　《酸硫化物を含む介在物のうち、短径が１５μｍ以上の介在物が０．０５個／ｍｍ２以下》
　短径が１５μｍ以上の介在物は個数が少なくても、０．０５個／ｍｍ２を超えると表面疵発生頻度が高いため、その上限を０．０５個／ｍｍ２とする。好ましい上限は０．０３個／ｍｍ２である。
　《ＲＥＭやＴａを含有しない場合：短径が３μｍ以上の介在物のうち酸硫化物部分の組成が下記式（１）および式（２）を満たす介在物の割合が７５％以上》
　ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ≧９０％　・・・　式（１）
　Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯ≦１．２５　・・・　式（２）
　ただし、式（１）、式（２）中のＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯは、酸硫化物中における、それぞれの質量％を示す。
　本発明の化学成分範囲において、介在物の酸硫化物部分の組成がＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＜９０％の場合、ＳｉＯ２やＭｎＯなどの低級酸化物が多数存在していて、加工時の表面および内部欠陥の生成に繋がるため、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯを９０％以上とする。
　またＡｌ２Ｏ３／ＭｇＯ≦１．２５であれば、酸硫化物部分の晶出相をＭｇＯ主体にすることが可能である。
　短径が３μｍ以上の介在物のうち、これら２つの組成の条件（式（１）と式（２））を満たさない介在物の割合が２５％未満であれば、表面疵発生比率が低くなる。そのため、これら２つの組成の条件を満たす介在物の割合を７５％以上とする。好ましい下限は８５％以上である。
　《ＲＥＭやＴａを含有する場合：短径が３μｍ以上の介在物のうち酸硫化物部分の組成が下記式（３）および前記式（２）を満たす介在物の割合が７５％以上》
　ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＲＯＸ＋Ｔａ２Ｏ５≧９５％　・・・　式（３）
　ただし、式（３）中のＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ、ＲＯＸ、Ｔａ２Ｏ５は酸硫化物中における、それぞれの質量％を示す。
　本発明の化学成分範囲において、ＲＥＭやＴａが含まれている場合、ＲＥＭやＴａは還元性の強い元素であるため、介在物の酸硫化物部分に含まれることになる。ＳｉＯ２やＭｎＯなどの低級酸化物とは異なり悪影響がないため、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯと置き換わっても問題がない。
　介在物の酸硫化物部分の組成がＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＲＯＸ＋Ｔａ２Ｏ５＜９５％の場合、ＳｉＯ２やＭｎＯなどの低級酸化物が多数存在していて、加工時の表面および内部欠陥の生成に繋がるため、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＲＯＸ＋Ｔａ２Ｏ５を９５％以上とする（式（３））。
　またＡｌ２Ｏ３／ＭｇＯ≦１．２５であれば（式（２））、ＲＥＭやＴａを添加しない場合と同様に酸硫化物部分の晶出相をＭｇＯ主体にすることが可能である。
　短径が３μｍ以上の介在物のうち、これら２つの組成の条件（式（３）と式（２））を満たさない介在物の割合が２５％未満であれば、表面疵発生比率が低くなる。そのため、これら２つの組成の条件を満たす介在物の割合を７５％以上とする。好ましい下限は８５％以上である。なお、ここでＲＯＸは全てのＲＥＭ酸化物の総称であり、式中ではＲＥＭ酸化物の濃度の和を表す。
　なお、本発明においては、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルを極力抑制することが肝要であることから、上記式（１）と式（３）においては、式（２）を満たす範囲において各成分の含有割合は問わない。したがって、例えば特許文献４ではＴｉＮの凝固核として機能させるためＣａＯを２０％以下に制限する必要があったが、本発明においてはＣａＯが２０％超であっても効果を発揮する。そこで、本発明の好適特徴部分として下記式（４）を設けた。
　ＣａＯ＞２０％　・・・　式（４）
　更に、ＲＥＭやＴａを添加しない場合、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルを極力抑制する観点から、式（２）に替えて式（５）を用いることがより好ましい。また、ＲＥＭやＴａを添加する場合も、ＲＥＭやＴａを添加しない場合と同様に極力ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルを極力抑制する観点から式（２）に替えて式（５）を用いることがより好ましい。
　Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯ≦０．７５　・・・式（５）
　＜鋼成分について＞
　本発明は介在物組成制御とＭｇ、Ａｌを主体とする溶鋼中成分制御に関するもので、一般的に製造されているＴｉ安定化系のフェライト系ステンレス鋼に適用可能なものである。以下に好適に用いることができる化学成分の範囲を示すが、これに限定されるものではない。以下、％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．００２～０．０２０％
　ＣはＣｒの炭化物を生成することで耐食性を低下させ、また０．０２％を超えて含有すると、加工性を低下させるため、０．０２０％以下とする。ただし、０．００２％未満の場合には脱炭後の脱酸負荷が高まり、Ａｌ２Ｏ３系の介在物増大を招くため、その下限を０．００２％とする。好ましくは０．００５％以上である。
　Ｓｉ：０．５％以下
　Ｓｉはステンレス鋼の脱炭時に生成したＣｒ酸化物を還元・回収するために添加する。この効果を得るためには０．０３％以上添加すると良く、好ましくは０．０５％以上添加すると良い。添加量が０．５％を超えると加工性が低下するため、上限を０．５％以下とする。好ましくは０．３％以下にすると良い。Ｓｉは含有しなくても良い。
　Ｍｎ：０．２％以下
　Ｍｎは脱酸に寄与する元素であるが、Ｍｎよりも強力な元素であるＡｌで十分に脱酸が可能なため、添加する必要はないが、Ａｌ添加前に予備脱酸として用いる分には添加しても構わない。添加する場合、その効果を発現させるためには０．０１％以上にするとよく、好ましくは０．０５％以上にするとよい。一方、加工性の低下を防ぐため、０．２％以下とし、好ましくは０．１５％以下にするとよい。
　Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは靱性や熱間加工性、耐食性を低下させる等、ステンレス鋼にとって有害であるため、少ないほど良く、０．０４％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。但し、過剰な低下は精錬時の負荷が高いか、または高価格の原料を用いる必要があるため、実操業としては０．００５％以上含有してもよい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは靱性や熱間加工性、耐食性を低下させる等、ステンレス鋼にとって有害であるため、少ないほど良く、上限を０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
　Ｃｒ：１０．５～２５．０％
　Ｃｒは、耐食性を確保する上で基本となる元素である。そのため、Ｃｒの含有量として少なくとも１０．５％以上必要である。好ましくは１４．０％以上、更に好ましくは１７．０％以上である。２５．０％を超えて添加すると加工性低下を招くため、上限を２５．０％とした。好ましい上限は２１．０％以下である。
　Ａｌ：０．０１～０．２０％
　Ａｌは鋼を脱酸するために必要な元素である。脱酸が不十分である場合、脱硫が進まないため、硫化物を起点とした発銹が生じる場合がある。したがって、耐食性を向上するためにも必要な元素である。そのため下限を０．０１％とする。また前述のＴｉによるＭｇの還元を起こしやすくするためには適度な脱酸が重要であり、０．０２％以上添加することが好ましい。０．２％を超えて添加すると加工性を低下させるため、その上限を０．２％とする。好ましくは０．１２％以下である。
　Ｔｉ：０．１５～０．３５％
　Ｔｉは本発明において特に重要な元素であり、スラグのＭｇＯを還元して溶鋼中にＭｇを供給する役割を担う。その効果は０．１５％以上が必要である。好ましくは０．１８％以上添加する。但し０．３５％を超えて添加するとＴｉＮが著しく生成して製造時のノズル閉塞や製品の表面欠陥を招くため、その上限を０．３５％とする。好ましくは０．３０％以下である。
　Ｏ：０．０００１～０．００６０％
　Ｏは表面欠陥の原因となる介在物を構成する主要元素であり、少ないほど良く、上限を０．００６０％とする。Ｔｉ添加時に多量に含まれているとＴｉ自体が脱酸反応に消費されてしまい、ＴｉによるＭｇＯ還元を効率よく行う観点から、上限を０．００３０％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００２０％以下である。０．０００１％未満に低減するには高コストが必要であるため、下限を０．０００１％とする。好ましい下限は０．０００５％以上である。
　Ｎ：０．００５～０．０２０％
　Ｎは強度および耐食性に有用な元素であるが、０．０２０％を超える添加は鋭敏化による粒界腐食を招くため、Ｎの含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下とする。過剰な低減は精錬負荷を増大させてコストアップに繋がるため、Ｎの含有量を０．００５％以上とする。
　Ｃａ：０．００３０％以下
　Ｃａ濃度が０．００３０％を超えると、ＣａＳが生成して耐食性を低下させるため、上限を０．００３０％とする。好ましい上限は０．００２０％以下である。Ｃａの添加は必須ではないが、酸硫化物中のＣａＯ濃度を高めるために上記濃度の範囲でＣａＳｉやＮｉＣａのようなＣａ合金を添加してもよい。
　Ｍｇ：０．００８×［％Ａｌ］以上
　ＭｇはＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルやＭｇＯを構成する元素であるが、介在物の酸化物部分にＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルが晶出するか、それともＭｇＯが晶出するかは、鋼のＭｇ濃度（［％Ｍｇ］）とＡｌ濃度（［％Ａｌ］）の比率で決まる。［％Ｍｇ］が０．００８×［％Ａｌ］より低い場合にはＭｇＯ晶出が安定しないため、下限の［％Ｍｇ］を０．００８×［％Ａｌ］以上とする。好ましくは０．０１２×［％Ａｌ］以上である。更に好ましくは、０．０００５％以上である。一方、Ｍｇの過剰な添加は耐食性の低下を招くため、０．００３０％以下とすることが好ましい。０．００２７％以下がより好ましく、０．００２４％以下が更に好ましい。
　上記鋼成分の残部はＦｅ及び不純物である。ここで不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　また、本実施形態の表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼は、前記化学成分が、前記Ｆｅの一部に替えて更に質量％で、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｔａ：０．００１～０．１００％のうちの１種または２種を含んでも良い。これらの元素を含まない場合のこれらの元素の下限値は０％である。
　ＲＥＭ：０．０１％以下
　ＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ－Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、Ｏと親和性が高いため、表面疵の原因となるＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネル量を低減できる。ただし、０．０１％を超えて含有すると鋳造時のノズル閉塞の原因となるため、上限を０．０１％以下とする。なおＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量は、これらの１７元素の合計含有量を意味する。
　Ｔａ：０．００１～０．１００％
　Ｔａは、Ｏと親和性が高いため、表面疵の原因となるＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネル量を低減できる。効果を発揮するためには０．００１％以上の添加が必要である。またＴａを０．１００％を超えて含有すると常温延性の低下や靭性の低下を招くため、上限は０．１００％とする。
　また、本実施形態の表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼は、前記化学成分が、前記Ｆｅの一部に替えて更に質量％で、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％、Ｇａ：０．０００１～０．０１００％のうちの１種または２種以上を含んでも良い。これらの元素を含まない場合のこれらの元素の下限値は０％である。
　Ｂ：０．０００１～０．００２０％
　Ｂは粒界の強度を高める元素であり、加工性の向上に寄与する。含有する場合、この効果を発現させるためには０．０００１％以上含有するとよく、好ましくは０．０００５％以上にするとよい。一方、過剰な添加は却って延びの低下による加工性低下を招くため、含有量を０．００２０％以下にするとよく、好ましくは０．００１０％以下にするとよい。
　Ｎｂ：０．１～０．６％
　Ｎｂは成形性や耐食性を高める作用がある。この効果を得るためには０．１％以上含有する必要がある。また０．６％を超えて添加すると再結晶しにくくなって組織が粗大化するため、上限を０．６％とする。
　Ｍｏ：０．１～２．０％
　Ｍｏは耐食性を高める作用がある。この効果を得るためには０．１％以上含有する必要がある。また過剰に含有するとシグマ相を形成して加工性の低下を招くため、上限を２．０％とする。
　Ｎｉ：０．１～２．０％
　Ｎｉは耐食性を高める作用があるため、０．１～２．０％で添加できる。２．０％を超える添加はコストアップにつながるため、２．０％以下とする。
　Ｃｕ：０．０１～２．００％
　Ｃｕは耐食性を高める作用があるため、０．０１～２．００％で添加できる。２．００％を超える添加は脆化に繋がるため、２．００％以下とする。
　Ｓｎ：０．０１～０．５０％
　Ｓｎは添加することでステンレス鋼の高い耐食性をさらに高める効果がある。含有する場合、この効果を得るためには０．０１％以上含有するとよく、好ましくは０．０２％以上にするとよい。一方で過剰な添加は加工性の低下につながるため、０．５０％以下にするとよく、好ましくは０．３０％以下にするとよい。
　Ｖ：０．０１０～０．２０％
　Ｖは添加することでステンレス鋼の高い耐食性をさらに高める作用がある。含有する場合、この効果を得るためには０．０１０％以上含有するとよく、好ましくは０．１００％以上にするとよい。一方、高濃度に含有すると靱性の低下を招くため、その上限を０．２００％とする。
　Ｓｂ：０．０１～０．３０％
　Ｓｂは添加することでステンレス鋼の高い耐食性をさらに高める作用があるため、０．０１％以上含有させてもよい。但し、ＴｉＮ生成を助長して表面疵を発生させる懸念から、上限を０．３０％とする。好ましい上限は０．１０％以下である。
　Ｗ：０．０５～１．００％
　Ｗは添加することでステンレス鋼の高い耐食性をさらに高める作用がある。含有する場合、この効果を得るためには０．０５％以上を含むとよく、好ましくは０．２５％以上を含むとよい。一方、非常に高価であり、過剰に添加しても合金コストの増大に見合う効果が得られないため、その上限を１．００％とする。
　Ｃｏ：０．１０～１．００％
　Ｃｏは添加することでステンレス鋼の高い耐食性をさらに高める作用がある。含有する場合、この効果を得るためには０．１０％以上を含むとよく、好ましくは０．２５％以上を含むとよい。一方、非常に高価であり、過剰に添加しても合金コストの増大に見合う効果が得られないため、その上限を１．００％とする。
　Ｚｒ：０．０００１～０．００５０％
　ＺｒはＳ固定効果を持つため、耐食性を高めることができるため、０．０００１％以上含有させてもよい。ただし、Ｓとの親和性が非常に高いため、過剰に添加すると溶鋼中で粗大な硫化物を形成し、却って耐食性が低下する。そのため上限を０．００５０％とする。
　Ｇａ：０．０１００％以下
　Ｇａは耐食性を高める効果を持つため、必要に応じて０．０１００％以下の量で含有させることができる。Ｇａの下限は特に限定しないが、安定した効果が得られる０．０００１％以上含有することが望ましい。
　＜介在物の測定方法＞
　以下、介在物の測定方法について説明する。図２に示すように、鋼板の圧延方向４と平行で厚み方向５と垂直な断面（鋼板表面７に平行な断面）を観察する。観察面１の鋼板深さ方向の位置は可能な限り最表層とし、観察のための鏡面仕上げに必要な最小限の研磨を行う。観察面１をＳＥＭ－ＥＤＳで分析し、Ｏ、Ｓの一方または両方が検出された介在物を、酸硫化物を含む介在物として特定する。観察面１において、酸硫化物を含む短径３（板幅方向６における最大径）が３μｍ以上の介在物を無作為に１００個以上選び、これを母集団とし、母集団に含まれる介在物をＳＥＭ－ＥＤＳで分析することで、酸硫化物を含む介在物の大きさ及び組成と個数を同定する。この際、観察面積も記録しておく。介在物サイズの評価に短径を用いる理由は、圧延方向４と平行な方向の大きさは圧下率の影響を大きく受けるため一定の評価が困難である一方で、圧延方向４と垂直な方向（板幅方向６）の大きさ（短径３）は圧延では大きく変化しない。そのため、介在物の短径３の大小は、本発明のポイントである製鋼段階における介在物制御の結果を反映していると考えるためである。なお、介在物の評価方法として一般に用いられるＪＩＳＧ　０５５５では２つ以上の介在物が離れて存在している場合でも、種類と距離によっては一つの介在物とみなす場合があるが、本発明においては個別の介在物とみなす。さらに、上記母集団として選択した酸硫化物を含む介在物をＳＥＭ－ＥＤＳで分析し、Ｏ、Ｓの一方または両方が検出された部分を「介在物の酸硫化物部分」とする。個々の介在物において、「介在物の酸硫化物部分」における各元素の含有量をＳＥＭ－ＥＤＳ分析で特定する。特定した元素分析値を用い、Ｃａ、Ａｌ、ＭｇがいずれもすべてＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯであるとして、介在物の酸硫化物部分におけるＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ含有量とする。ここで、分析されたＣａはすべてＣａＯであるとする。
　＜製造方法＞
　次に、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。
　上記した所定の成分になるよう調整した鋼を溶製するにあたり、二次精錬の初期においてＡｌで脱酸処理を行い、溶鋼中Ｏ濃度を０．００５％以下にする。この際、Ａｌの前にＳｉやＭｎで予備脱酸を行っても良い。初期段階でＯ濃度を０．００５％以下まで低減することで、製品において短径が３μｍ以上の介在物や短径が１５μｍ以上の介在物の個数を所定量以下に制御することができる。
　次に、二次精錬の後半でＴｉ添加を行うとともに、溶鋼均一化のための攪拌を行う。二次精錬中の再酸化等によりＴｉ添加前に溶鋼中Ｏ濃度が０．００３％より高い場合には、Ｔｉ添加に先立って再度Ａｌで脱酸を行う。但し、ＴａやＲＥＭの添加はＴｉ添加の前後いずれかまたは両方のタイミングで行うことが可能であり、Ｔｉ添加前に行う場合にはＡｌ再添加の代替となり得るため、Ａｌ再添加は不要となる。Ｔｉ添加前の段階でＯ濃度を０．００３％以下に制御することでＴｉ添加によるＭｇ濃度を高める効果が効率よく得られるため、式（１）または式（３）に示す介在物組成に制御が可能となる。なおＴｉ添加時点でＯ濃度が０．００３％以下になっていれば良く、Ｔｉ添加後に再酸化等でＯ濃度が０．００３０％を超えてもＴｉ添加によるＭｇ濃度を高める効果は変わらない。
　また、Ｔｉにより溶鋼中Ｍｇ濃度を増大させるとともに、鋼中の介在物を本発明範囲とするためには、スラグ中のＭｇＯ活量が高いほど良い。他の成分との関係で一意には決められないが、概ね純固体ＭｇＯ基準で０．９程度以上あると良い。この際、操業中にスラグ中ＭｇＯの活量を測定することは困難であるため、スラグの組成を測定し、熱力学データ集や商用の熱力学計算ソフトを用いてスラグ中のＭｇＯ活量を算出すればよい。スラグ中ＭｇＯの活量が純固体ＭｇＯ基準で０．９に満たない場合には、高めるための手段を要する。高めるための手段としては様々な手法がとれるが、例としてはＣａＯやＭｇＯを添加するという方法をとることができる。これにより、安定的に溶鋼中のＭｇ濃度を所定以上に制御することが可能で、式（２）に示す介在物組成に制御することが可能となる。
　また、Ｔｉ添加時の攪拌により溶鋼中のＭｇは非平衡的に高濃度になっており、Ｔｉ添加時の攪拌から鋳造完了までの時間が短時間である場合、介在物の酸硫化物部分のＡｌ２Ｏ３／ＭｇＯを低くすることができる。ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルを極力抑制する観点から式（５）を満たすためには、Ｔｉ添加時の攪拌から鋳造完了までの時間を１５０分以下にするとよい。
　酸硫化物を含む介在物のうち、短径が３μｍ以上の介在物が５個／ｍｍ２以下、および短径が１５μｍ以上の介在物が０．０５個／ｍｍ２以下の割合で存在し、短径が３μｍ以上の介在物のうち酸硫化物部分の組成が前記式（１）又は式（３）、および式（２）を満たすものの個数割合が７５％以上を満足するためには、鋼中のＭｇ含有量（％）がＭｇ：０．００８×［％Ａｌ］以上を満たすとともに、スラグ中のＭｇＯ活量が純固体ＭｇＯ基準で０．９程度以上であることが必要となる。また、それに加えて上記の鋳造完了までの時間を制御することによって、式（１）または式（３）、および式（５）を満たすものの個数割合を７５％以上とすることができる。
　＜実施例１＞
　フェライト系ステンレス鋼を溶製するに際し、二次精錬において、Ａｌ等による脱酸やスラグ調整、Ｔｉ添加を行って成分および介在物量・組成・サイズを制御して溶製した。すなわち、二次精錬の初期段階でＡｌで脱酸処理を行い、溶鋼中Ｏ濃度を０．００５％以下にし、さらに二次精錬の後期段階ではＴｉ添加前にＯ濃度を０．００３％以下に制御した。また、スラグ中ＭｇＯ活量はスラグ組成から市販の熱力学平衡計算ソフトＦａｃｔＳａｇｅを用いて算出し、スラグ中ＭｇＯの活量が純固体ＭｇＯ基準で０．９以上となるようにスラグ組成を制御した。表１に化学成分を示し、表２に介在物の挙動と品質評価結果を示す。本発明範囲から外れる数値に下線を付している。
　なお、比較例ｂ１においては、上記のＯの制御を行わなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１に示す成分を有する溶鋼を連続鋳造機により鋳造し、得られた鋳片を熱間圧延し、更に熱延板焼鈍・酸洗を行い、冷間圧延、焼鈍・酸洗を行うことで、１．０ｍｍ厚の冷延板を製造し、介在物測定と表面疵の品質評価に供した。なお、Ｔｉ添加後の攪拌から鋳造完了までの時間は１００～２４０分とした。
　介在物測定は図２と同様、圧延方向４と平行で、厚み方向５と垂直な断面（鋼板表面７に平行な断面）を観察面１とし、短径３が３μｍ以上で酸硫化物を含む介在物２を無作為に１００個以上選択し、短径測定および酸硫化物部分の組成評価を行った。この際、測定面積を記録することで単位面積当たりの個数を算出した。表面疵の品質評価は得られた冷延板の全長を１ｍ間隔で区切って目視で検査し、長さ１０ｍｍ以上の表面疵が認められた領域の、全領域に占める割合が１％未満である場合をＳ、１～２％である場合をＡ、２～５％である場合をＢ、５％超である場合をＸとした。表２に示すように、符号Ｂ１～Ｂ１５は鋼成分および介在物量・組成・サイズが本発明の条件を満たしていたため、表面疵の評価が良好だった。
　符号ｂ１はＳｉが高く加工性が低かったこと、およびＯ濃度が高く、またＴｉ添加量が少なくＭｇ濃度も低かったため、本発明の条件を満たさない介在物が多量に生成し、表面疵が発生した。
　符号ｂ２はＣｒやＡｌが高く加工性が低かったこと、およびＮが高く鋭敏化による粒界腐食が発生していた。またＭｇとＡｌの濃度比率が低く、本発明の条件を満たさない介在物が多く、表面疵も発生した。
　符号ｂ３はＴｉ濃度が高かったため、ＴｉＮが多量に生成してノズル閉塞が起こり、鋳造を途中で中止した。得られた鋳片をラボスケールで加工することで試料作製・評価したところ、本発明の条件を満たさない介在物やＴｉＮが多く、表面疵が発生した。
　符号ｂ４はＳおよびＣａ濃度が高く、ＣａＳが生成していたため腐食懸念がある他、ＭｇとＡｌの濃度比率が低く、本発明の条件を満たさない介在物が多く、表面疵も発生した。
　＜実施例２＞
　上記実施例１と同様に、二次精錬、連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延を行った。ここにおいて、スラグ中ＭｇＯの活量が純固体ＭｇＯ基準で０．４～１．０となるように制御した。表３に化学成分を示し、表４にスラグ中ＭｇＯ活量、介在物の挙動と品質評価結果を示す。スラグ中ＭｇＯ活量はスラグ組成から熱力学平衡計算ソフトＦａｃｔＳａｇｅを用いて算出した。ＭｇＯ活量０．９未満については、鋼中Ｍｇ濃度を０．００８×Ａｌ以上とするため、鋼中に金属Ｍｇを添加した。表３のいずれの水準も、Ｍｇ濃度を含め、成分組成は本発明範囲内にある。一方、表４のスラグ中ＭｇＯ活量についてみると、発明例Ｄ１～Ｄ２は０．９以上であるのに対し、比較例ｄ１～ｄ２は０．９未満である。結果として、本発明例は介在物挙動が本発明範囲内で良好な品質が得られたのに対し、比較例は介在物挙動のいずれかが本発明範囲から外れ、品質が不良となった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　＜実施例３＞
　上記実施例１と同様に、二次精錬、連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延を行った。ここにおいて、介在物中のＣａＯ濃度を高めるためにＣａ合金の添加を行った。表５に化学成分を示し、表６にスラグ中ＭｇＯ活量、介在物の挙動と品質評価結果を示す。スラグ中ＭｇＯ活量は上記実施例２と同様に算出した。表５のいずれの水準も、成分組成は本発明範囲内にある。また、表６の介在物の個数割合についてみると、式（１）および式（２）、または式（２）および式（３）に加えて式（４）を満たすものの個数割合が７５％以上の場合でも良好な品質が得られた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　＜実施例４＞
　上記実施例１と同様に二次精錬、連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延を行った。二次精錬のＴｉ添加後の攪拌から連続鋳造完了までの時間を９０～２４０分になるように制御した。表７に化学成分を示し、表８にスラグ中ＭｇＯ活量、鋳造完了までの時間、介在物の挙動と品質評価結果を示す。スラグ中ＭｇＯ活量は上記実施例２と同様に算出した。表７のいずれの水準も、成分範囲内にある。また、表８の介在物の個数割合についてみると、いずれも式（１）および式（２）または式（２）および式（３）を満たすものの個数割合が７５％以上であり、良好な品質が得られている。さらに、鋳造完了までの時間が１５０分以下であるＨ１とＨ２は式（１）および式（５）または式（３）および式（５）を満たすものの個数割合も７５％以上であり、更に良好な品質が得られた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　本発明に係わる鋼は、車両や家電製品などあらゆる工業製品に利用することができる。特に意匠性の高い工業製品に利用すると良い。
　１　観察面
　２　介在物
　３　短径
　４　圧延方向
　５　厚み方向
　６　板幅方向
　７　鋼板表面

Claims (6)

  1. 　化学成分が、質量％で
    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、
    Ｍｇ：０．００８×［％Ａｌ］以上、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　鋼中に酸硫化物を含む介在物のうち、短径が３μｍ以上の介在物が５個／ｍｍ２以下、および短径が１５μｍ以上の介在物が０．０５個／ｍｍ２以下の割合で存在し、
    　短径が３μｍ以上の介在物のうち酸硫化物部分の組成が下記式（１）および式（２）を満たすものの個数割合が７５％以上である
    ことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
    　ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ≧９０％　・・・　式（１）
    　Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯ≦１．２５　・・・　式（２）
    　ただし、式（１）、式（２）中のＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯは、酸硫化物中における、それぞれの質量％を示す。
  2. 　前記化学成分が、前記Ｆｅの一部に替えて更に質量％で、
    ＲＥＭ：０．０１％以下、
    Ｔａ：０．００１～０．１００％
    の１種または２種を含有し、
    　短径が３μｍ以上の介在物のうち酸硫化物部分の組成が前記式（１）に替えて下記式（３）、および前記式（２）を満たすものの個数割合が７５％以上である
    ことを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
    　ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＲＯＸ＋Ｔａ２Ｏ５≧９５％　・・・　式（３）
    　ただし、式（３）中のＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ、ＲＯＸ、Ｔａ２Ｏ５は酸硫化物中における、それぞれの質量％を示す。
  3. 　短径が３μｍ以上の介在物のうち、酸硫化物部分の組成が前記式（１）、前記式（２）に加えて下記式（４）を満たすものの個数割合が７５％以上であることを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
    　ＣａＯ＞２０％　・・・　式（４）
  4. 　短径が３μｍ以上の介在物のうち、酸硫化物部分の組成が、前記式（２）、前記式（３）に加えて下記式（４）を満たすものの個数割合が７５％以上であることを特徴とする請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
    　ＣａＯ＞２０％　・・・　式（４）
  5. 　前記式（２）に替えて下記式（５）を用いることを特徴とする請求項１から請求項４までの何れか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
    Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯ≦０．７５　・・・　式（５）
  6. 　前記化学成分が、前記Ｆｅの一部に替えて更に質量％で、
    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％、
    Ｇａ：０．０００１～０．０１００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項５までの何れか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
PCT/JP2021/000485 2020-01-15 2021-01-08 フェライト系ステンレス鋼 WO2021145279A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112022013350A BR112022013350A2 (pt) 2020-01-15 2021-01-08 Aço inoxidável ferrítico
JP2021571170A JP7370396B2 (ja) 2020-01-15 2021-01-08 フェライト系ステンレス鋼
EP21740843.4A EP4092150A1 (en) 2020-01-15 2021-01-08 Ferritic stainless steel
CN202180009295.7A CN114981460B (zh) 2020-01-15 2021-01-08 铁素体系不锈钢
US17/792,322 US20230099909A1 (en) 2020-01-15 2021-01-08 Ferritic stainless steel
KR1020227025198A KR20220115104A (ko) 2020-01-15 2021-01-08 페라이트계 스테인리스강

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020004179 2020-01-15
JP2020-004179 2020-01-15

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021145279A1 true WO2021145279A1 (ja) 2021-07-22

Family

ID=76864417

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/000485 WO2021145279A1 (ja) 2020-01-15 2021-01-08 フェライト系ステンレス鋼

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20230099909A1 (ja)
EP (1) EP4092150A1 (ja)
JP (1) JP7370396B2 (ja)
KR (1) KR20220115104A (ja)
CN (1) CN114981460B (ja)
BR (1) BR112022013350A2 (ja)
TW (1) TWI764512B (ja)
WO (1) WO2021145279A1 (ja)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0754103A (ja) * 1993-08-16 1995-02-28 Nippon Steel Corp 酸化物系介在物超微細分散鋼
JPH08104950A (ja) 1994-10-04 1996-04-23 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd 連続鋳造性に優れるフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JPH08337852A (ja) * 1995-04-21 1996-12-24 Ugine Savoie ワイヤー用オーステナイトステンレス鋼
JPH09256028A (ja) 1996-03-22 1997-09-30 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd スリーバー疵の少ないＡｌ含有ステンレス鋼の製造方法
JP2015074807A (ja) 2013-10-09 2015-04-20 日本冶金工業株式会社 表面性状に優れたステンレス鋼とその製造方法
WO2019189858A1 (ja) 2018-03-30 2019-10-03 日鉄ステンレス株式会社 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2020164924A (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日鉄ステンレス株式会社 高純度フェライト系ステンレス鋼及び高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3342972B2 (ja) * 1994-10-12 2002-11-11 日立粉末冶金株式会社 含油軸受用耐摩耗性焼結合金
JP4305137B2 (ja) * 2003-11-10 2009-07-29 大同特殊鋼株式会社 表面仕上粗さ及び耐アウトガス性に優れたフェライト系快削ステンレス鋼
JP2016128591A (ja) * 2013-03-26 2016-07-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 溶接部靭性と耐水漏れ性に優れる貯湯・貯水容器用フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
CN105063496B (zh) * 2015-09-02 2016-06-01 祁同刚 一种铁素体不锈钢及其制造工艺
JP2017095794A (ja) * 2015-11-17 2017-06-01 株式会社神戸製鋼所 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管
JP6588163B2 (ja) * 2016-07-04 2019-10-09 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼と、その鋼板及びそれらの製造方法
JP7042057B2 (ja) * 2017-10-25 2022-03-25 日鉄ステンレス株式会社 スラグスポット発生抑止能に優れるステンレス鋼材並びに溶接構造部材およびその製造法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0754103A (ja) * 1993-08-16 1995-02-28 Nippon Steel Corp 酸化物系介在物超微細分散鋼
JPH08104950A (ja) 1994-10-04 1996-04-23 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd 連続鋳造性に優れるフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JPH08337852A (ja) * 1995-04-21 1996-12-24 Ugine Savoie ワイヤー用オーステナイトステンレス鋼
JPH09256028A (ja) 1996-03-22 1997-09-30 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd スリーバー疵の少ないＡｌ含有ステンレス鋼の製造方法
JP2015074807A (ja) 2013-10-09 2015-04-20 日本冶金工業株式会社 表面性状に優れたステンレス鋼とその製造方法
WO2019189858A1 (ja) 2018-03-30 2019-10-03 日鉄ステンレス株式会社 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2020164924A (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日鉄ステンレス株式会社 高純度フェライト系ステンレス鋼及び高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片

Also Published As

Publication number Publication date
CN114981460A (zh) 2022-08-30
TWI764512B (zh) 2022-05-11
JPWO2021145279A1 (ja) 2021-07-22
JP7370396B2 (ja) 2023-10-27
EP4092150A1 (en) 2022-11-23
KR20220115104A (ko) 2022-08-17
CN114981460B (zh) 2023-08-29
TW202132588A (zh) 2021-09-01
BR112022013350A2 (pt) 2022-09-13
US20230099909A1 (en) 2023-03-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP2007277727A (ja) 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼およびその製造方法
JP6990337B1 (ja) 表面性状に優れたＮｉ基合金およびその製造方法
JP6842257B2 (ja) Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ合金とその製造方法
CN111936654B (zh) 抗起皱性优异的铁素体系不锈钢
JP2004002974A (ja) フェライト系ステンレス鋼の鋳片及び鋼板ならびにそれらの製造方法
KR100547536B1 (ko) 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재 및 강판과 그 제조방법
EP4269642A1 (en) Steel material
CN113046616B (zh) 表面性状优异的不锈钢和其制造方法
JP7271261B2 (ja) 高純度フェライト系ステンレス鋼及び高純度フェライト系ステンレス鋼鋳片
EP2738281B1 (en) High si-content austenitic stainless steel
WO2021145279A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼
CN115667563B (zh) 耐疲劳特性优异的析出硬化型马氏体系不锈钢板
CN116529396A (zh) 耐焊接高温开裂性优异的高Ni合金
JP2001049322A (ja) 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JP3825570B2 (ja) 加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼鋳片およびその製造方法
JP2005307234A (ja) 耐リジング性，表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP7413600B1 (ja) Ｆｅ－Ｎｉ系合金板及びその製造方法
WO2022138194A1 (ja) 耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
JP7369266B1 (ja) 表面性状に優れたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ系合金およびその製造方法
JP6941003B2 (ja) Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ合金およびその製造方法
JP2023152715A (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP2024103154A (ja) ステンレス鋼

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21740843

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021571170

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112022013350

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20227025198

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021740843

Country of ref document: EP

Effective date: 20220816

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112022013350

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20220704