JP2005307234A - 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 - Google Patents
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Abstract
【課題】 複合型窒化チタンの形態，分散状態を制御することにより、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を得る。
【解決手段】 Ｃ：0.05％以下，Ｓｉ：0.01〜2.0％，Ｍｎ：2.0％以下，Ｓ：0.007％以下，Ｃｒ：9〜40％，Ａｌ：0.05％以下，Ｍｇ：0.0001〜0.001％，Ｃａ：0.001％以下，残部が実質的にＦｅで、Ｔｉ，Ｎの濃度積（Ｔｉ％×Ｎ％）が0.0007〜0.004の範囲に調整された組成をもち、Ｍｇ／Ｓの質量比：5以上を満足する酸化物，硫化物の介在物を核とする複合型窒化チタンが鋼断面に10〜100個／ｍｍ2の割合で存在している。必要に応じＮｂ：0.8％以下，Ｚｒ：0.5％以下，Ｖ：0.5％以下，REM（希土類金属）：0.1％以下，Ｂ：0.05％以下，Ｍｏ：2.0％以下，Ｃｕ：2.0％以下の一種又は二種以上を含むことができる。
【選択図】 図１
【解決手段】 Ｃ：0.05％以下，Ｓｉ：0.01〜2.0％，Ｍｎ：2.0％以下，Ｓ：0.007％以下，Ｃｒ：9〜40％，Ａｌ：0.05％以下，Ｍｇ：0.0001〜0.001％，Ｃａ：0.001％以下，残部が実質的にＦｅで、Ｔｉ，Ｎの濃度積（Ｔｉ％×Ｎ％）が0.0007〜0.004の範囲に調整された組成をもち、Ｍｇ／Ｓの質量比：5以上を満足する酸化物，硫化物の介在物を核とする複合型窒化チタンが鋼断面に10〜100個／ｍｍ2の割合で存在している。必要に応じＮｂ：0.8％以下，Ｚｒ：0.5％以下，Ｖ：0.5％以下，REM（希土類金属）：0.1％以下，Ｂ：0.05％以下，Ｍｏ：2.0％以下，Ｃｕ：2.0％以下の一種又は二種以上を含むことができる。
【選択図】 図１
Description
本発明は、冷間加工後にもリジングの発生がなく美麗な表面を維持するフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。
SUS430に代表されるフェライト系ステンレス鋼は、加工性，耐食性に優れ比較的安価なため、厨房機器，電気・電子製品，自動車用鋼板等として広範な分野で使用されている。しかし、フェライト系ステンレス鋼の連鋳片を圧延して製造した鋼板に深絞り，曲げ等の冷間加工を施すと、縞状の起伏（リジング）が圧延方向に沿って発生し、製品外観が著しく損なわれることがある。リジングは、連鋳時に生成した粗大な柱状晶組織が熱延工程で破壊されず、粗大なバンド状組織からなる集合組織が残存することに原因があると考えられている。バンド状組織は、加工時の割れや異方性等、加工性低下の原因ともなる。
バンド状組織の抑制には、熱延後に冷延，焼鈍を複数回繰り返して再結晶させる組織微細化が有効とされている。しかし、冷延，焼鈍の繰返しは、工程負荷が大きく製造コストの上昇，生産性の低下を招くため、安価なフェライト系鋼種を大量生産する上では望ましくない。冷延，焼鈍の繰返しによっても、バンド状組織の影響を完全に解消することは容易でない。
そこで、連鋳スラブ等の鋳片に粗大な柱状晶組織が発達しないように、等軸晶率を増大させる溶製方法が開発されている。たとえば、溶鋼温度を比較的低温に維持して鋳造する方法，溶鋼を電磁攪拌しながら鋳造する方法等である。しかし、低温鋳造法は、溶鋼の凝固温度近くまで鋳込み温度を下げて鋳造することを要し、操業中にノズル詰り等のトラブルが発生しやすく、生産性を著しく阻害する。電磁攪拌法は、凝固組織の等軸晶化に有効であるものの高価な設備を必要とし、電磁攪拌の条件によってはホワイトバンド等のマクロ偏析が生じやすい。したがって、耐リジング性を高レベルで改善する上である程度負荷の大きな冷延・焼鈍工程を併用せざるを得ず、結果として製造コストが上昇する。
そこで、連鋳スラブ等の鋳片に粗大な柱状晶組織が発達しないように、等軸晶率を増大させる溶製方法が開発されている。たとえば、溶鋼温度を比較的低温に維持して鋳造する方法，溶鋼を電磁攪拌しながら鋳造する方法等である。しかし、低温鋳造法は、溶鋼の凝固温度近くまで鋳込み温度を下げて鋳造することを要し、操業中にノズル詰り等のトラブルが発生しやすく、生産性を著しく阻害する。電磁攪拌法は、凝固組織の等軸晶化に有効であるものの高価な設備を必要とし、電磁攪拌の条件によってはホワイトバンド等のマクロ偏析が生じやすい。したがって、耐リジング性を高レベルで改善する上である程度負荷の大きな冷延・焼鈍工程を併用せざるを得ず、結果として製造コストが上昇する。
最近では、フェライト系ステンレス鋼にチタンを添加し、溶鋼中に生成したＴｉＮをフェライトの核生成サイトとして利用する凝固組織の微細化，高等軸晶率化が報告されている。たとえば、所定組成に調製された成分系においてＭｇ／Ｃａ≧０.５（質量比）のＭｇ含有酸化物を含むＴｉＮ含有介在物の個数を制御する方法（特許文献１），Ｍｇ，Ａｌ，Ｔｉ含有介在物の個数制御（特許文献２）等が知られている。
特開2001-288542号公報
特開2002-030395号公報
成分調整で介在物を制御しても、高等軸晶率化の効果が安定しない。また、等軸晶の核生成サイトに利用されるＴｉＮが鋳造時のノズル閉塞を引き起こし、冷延板の表面疵や加工割れの発生起点になりやすい。
本発明は、等軸晶の核生成サイトとして有効なＴｉＮについて調査・研究して得られた知見をベースとし、より確実な方法で介在物組成を制御して等軸晶率を高め、耐リジング性，表面性状を改善したフェライト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、Ｃ：０.０５質量％以下，Ｓｉ：０.０１〜２.０質量％，Ｍｎ：２.０質量％以下，Ｓ：０.００７質量％以下，Ｃｒ：９〜４０質量％，Ａｌ：０.０５質量％以下，Ｍｇ：０.０００１〜０.００１質量％，Ｃａ：０.００１質量％以下，残部が実質的にＦｅで、Ｔｉ，Ｎの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０.０００７〜０.００４の範囲に調整された組成をもち、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上を満足する酸化物，硫化物の介在物を核とする複合型窒化チタンが鋼断面に１０〜１００個／ｍｍ2の割合で存在することを特徴とする。
フェライト系ステンレス鋼は、必要に応じＮｂ：０.８質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，REM（希土類金属）：０.１質量％以下，Ｂ：０.０５質量％以下，Ｍｏ：２.０質量％以下，Ｃｕ：２.０質量％以下の一種又は二種以上を含むことができる。
フェライト系ステンレス鋼は、必要に応じＮｂ：０.８質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，REM（希土類金属）：０.１質量％以下，Ｂ：０.０５質量％以下，Ｍｏ：２.０質量％以下，Ｃｕ：２.０質量％以下の一種又は二種以上を含むことができる。
所定組成に調整されたＴｉ含有フェライト系ステンレス溶鋼をＭｇＯ含有耐火物でライニングした精錬容器に収容し、真空又は不活性雰囲気中でステンレス溶鋼に脱酸剤を添加し、ＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3を主成分とするスラグをステンレス溶鋼に接触させながらスラグ／メタル間を十分攪拌した後、連続鋳造することにより、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上を満足する酸化物系，硫化物系介在物を核とする複合型窒化チタンが鋼断面に１０〜１００個／ｍｍ2の割合で分散する。
ＴｉＮ系介在物の存在下でフェライト系ステンレス溶鋼が凝固すると等軸晶率が増大するが、ＴｉＮ系介在物が高等軸晶率化に及ぼす要因として、(1)ＴｉＮが溶鋼に濡れやすいこと，(2)フェライトとの結晶格子の不整合度が小さいＴｉＮを核としてフェライトが晶出しやすくなること，(3)ＴｉＮは溶鋼の液相線温度近傍で生成するため浮上・分離し難いこと等が上げられる。したがって、溶鋼の液相線温度近傍でＴｉＮが生成する条件が整ったとき、生成したＴｉＮが介在物として浮上・分離される前にフェライトの核生成サイトとして有効に作用し、高等軸晶率化が図られるといえる。
ところで、ＴｉＮ系介在物は、ＴｉＮ単独で生成した単独型（図１a）と酸化物，硫化物等の介在物を核として生成した複合型（図１b）に大別される。等軸晶生成に与える影響は、ＴｉＮの核となる酸化物の種類に応じて異なり、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の核が高等軸晶率化に好ましいとされている（非特許文献１）。
鉄と鋼，87（2001），707
鉄と鋼，87（2001），707
しかし、工業ベースの生産では、耐火物，スラグ，脱酸剤由来の脱酸生成物等の影響が大きく、純粋なＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3を溶鋼中の介在物として生成させることは困難である。そこで、ＴｉＮの核となる介在物について詳細に調査・検討した結果、溶鋼成分が特定条件を満足しているとき、工業ベースの生産でもＴｉＮの核となりやすい介在物が生成し、結果として高等軸晶率化が図れることを見出した。
本成分系では、Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓを量的に規制することにより、ＴｉＮの核となるＭｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物を生成させている。この介在物を核として成長した複合型窒化チタンは、等軸晶の核生成サイトとして有効に働き、等軸晶率を増大させる。
本成分系では、Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓを量的に規制することにより、ＴｉＮの核となるＭｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物を生成させている。この介在物を核として成長した複合型窒化チタンは、等軸晶の核生成サイトとして有効に働き、等軸晶率を増大させる。
Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物の生成には、Ｍｇを０.０００１〜０.００１質量％とし、Ａｌ：０.０５質量％以下，Ｃａ：０.００１質量％以下，Ｓ：０.００７質量％以下の規制が必要である。Ｍｇが不足し、Ａｌ，Ｃａ，Ｓが過剰な場合、生成する介在物が複合型窒化チタンの核になりがたく、等軸晶の核生成サイトとして有効に作用できず、等軸晶率が低くなる。
Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物を核とする複合型窒化チタンが生成しても、所定個数以上の複合型窒化チタンが存在しないと効果的な高等軸晶率化を達成できない。高等軸晶率化に必要な複合型窒化チタンの条件を検討したところ、Ｔｉ，Ｎの成分条件としてＴｉ，Ｎの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）を０.０００７〜０.００４の範囲に調整することが有効であることが判った。Ｔｉ，Ｎの濃度積：０.０００７以上の条件下では、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物を核とする複合型窒化チタンが鋼断面で１０個／ｍｍ2以上の割合で分散し、等軸晶率が増大した。しかし、複合型窒化チタンの過剰分散は表面疵，加工割れ等の欠陥発生原因となるので、Ｔｉ，Ｎの濃度積を０.００４以下に抑え複合型窒化チタンの分散割合を１００個／ｍｍ2以下とすることにより、表面疵，加工割れ等を抑制する。
Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物を核とする複合型窒化チタンが生成しても、所定個数以上の複合型窒化チタンが存在しないと効果的な高等軸晶率化を達成できない。高等軸晶率化に必要な複合型窒化チタンの条件を検討したところ、Ｔｉ，Ｎの成分条件としてＴｉ，Ｎの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）を０.０００７〜０.００４の範囲に調整することが有効であることが判った。Ｔｉ，Ｎの濃度積：０.０００７以上の条件下では、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物を核とする複合型窒化チタンが鋼断面で１０個／ｍｍ2以上の割合で分散し、等軸晶率が増大した。しかし、複合型窒化チタンの過剰分散は表面疵，加工割れ等の欠陥発生原因となるので、Ｔｉ，Ｎの濃度積を０.００４以下に抑え複合型窒化チタンの分散割合を１００個／ｍｍ2以下とすることにより、表面疵，加工割れ等を抑制する。
このように、Ａｌ：０.０５質量％以下，Ｍｇ：０.０００１〜０.００１質量％，Ｃａ：０.００１質量％以下，Ｓ：０.００７質量％以下，Ｔｉ，Ｎの濃度積：０.０００７〜０.００４と規制するとき、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物を核とする複合型窒化チタンが１０〜１００個／ｍｍ2の割合で鋼断面に分散し、等軸晶率：６０％以上のスラブを安定して製造できる。なお、等軸晶率は、鋳造方向に直交する鋳片断面に占める等軸晶帯の面積比率で示す。しかも、高等軸晶率化に有効ではあるが表面疵，加工割れ等の悪影響を及ぼさない分散割合に複合型窒化チタンが調整されるため、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が得られる。
本発明で使用するフェライト系ステンレス鋼は、たとえば真空雰囲気又は不活性雰囲気下で脱酸剤を添加し、ＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3系を主成分とするスラグを溶鋼に接触させながら、スラグ／メタルを攪拌する精錬方法で製造される。ＣａＦ2等の造滓剤を含むスラグも使用可能である。脱酸剤には、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，REM等、或いはそれらの一種又は二種以上を含む合金が使用される。
Ｍｇは、精錬容器のライニング材であるＭｇＯ含有耐火物から供給される。耐火物中のＭｇＯが還元されて金属Ｍｇとして溶鋼中に一旦溶解し、溶鋼のＭｇ濃度が０.０００１〜０.００１質量％となり、溶鋼中の金属ＭｇがＴｉＮの核として好適な介在物の形成源になる。好ましくは、溶鋼に接する容器内面の５０面積％以上をＭｇＯ含有率：６０質量％以上の耐火物でライニングした精錬容器が使用される。
Ｍｇは、精錬容器のライニング材であるＭｇＯ含有耐火物から供給される。耐火物中のＭｇＯが還元されて金属Ｍｇとして溶鋼中に一旦溶解し、溶鋼のＭｇ濃度が０.０００１〜０.００１質量％となり、溶鋼中の金属ＭｇがＴｉＮの核として好適な介在物の形成源になる。好ましくは、溶鋼に接する容器内面の５０面積％以上をＭｇＯ含有率：６０質量％以上の耐火物でライニングした精錬容器が使用される。
ステンレス溶鋼は、精錬容器内で十分攪拌され、Ａｌ：０.０５質量％以下，Ｓ：０.００７質量％以下，Ｍｇ：０.０００１〜０.００１質量％，Ｃａ：０.００１質量％以下、Ｔｉ，Ｎの濃度積：０.０００７〜０.００４に成分調整される。攪拌には、３分以上のガス攪拌が好適である。成分調整されたステンレス溶鋼はタンディッシュを経て連続鋳造されるが、タンディッシュ内の溶鋼過熱度を３０〜７０℃に維持することによりノズル閉塞が防止される。
次いで、本発明が対象とするフェライト系ステンレス鋼の合金成分，含有量等を説明する。
〔Ｃ：０.０５質量％以下〕
フェライト系ステンレス鋼の強度上昇に有効な成分であるが、過剰添加すると製造性，耐食性が劣化するので上限を０.０５質量％に設定した。
〔Ｓｉ：０.０１〜２.０質量％〕
耐食性，強度向上に有効な成分であり、０.０１質量％以上でＳｉの添加効果がみられる。しかし、過剰添加すると製造性が低下するので、上限を２.０質量％に設定した。
〔Ｃ：０.０５質量％以下〕
フェライト系ステンレス鋼の強度上昇に有効な成分であるが、過剰添加すると製造性，耐食性が劣化するので上限を０.０５質量％に設定した。
〔Ｓｉ：０.０１〜２.０質量％〕
耐食性，強度向上に有効な成分であり、０.０１質量％以上でＳｉの添加効果がみられる。しかし、過剰添加すると製造性が低下するので、上限を２.０質量％に設定した。
〔Ｍｎ：２.０質量％以下〕
Ｓｉと同様に耐食性，強度上昇に有効な成分であるが、過剰添加は製造性を低下させるので上限を２.０質量％に設定した。
〔Ｓ：０.００７質量％以下〕
複合型窒化チタンの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、等軸晶の核生成サイトとして有効な複合型窒化チタンを必要量生成させるためにはＳ：０.００７質量％以下の規制が重要である。Ｓ含有量が０.００７質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓの質量比が５を下回り、目標とする複合型窒化チタンが生成しなくなる。
Ｓｉと同様に耐食性，強度上昇に有効な成分であるが、過剰添加は製造性を低下させるので上限を２.０質量％に設定した。
〔Ｓ：０.００７質量％以下〕
複合型窒化チタンの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、等軸晶の核生成サイトとして有効な複合型窒化チタンを必要量生成させるためにはＳ：０.００７質量％以下の規制が重要である。Ｓ含有量が０.００７質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓの質量比が５を下回り、目標とする複合型窒化チタンが生成しなくなる。
〔Ｃｒ：９〜４０質量％〕
フェライト系ステンレス鋼の耐食性を維持するために必須の合金成分であり、９質量％以上でＣｒの添加効果がみられる。しかし、４０質量％を超える過剰量のＣｒ添加は、製造性を悪化させる。
〔Ａｌ：０.０５質量％以下〕
複合型窒化チタンの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、等軸晶の核生成サイトとして有効で必要量の複合型窒化チタンを生成させるためにはＡｌ：０.０５質量％以下の規制が重要である。Ａｌ含有量が０.０５質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓの質量比が５を下回り、必要量の複合型窒化チタンが生成しなくなる。
フェライト系ステンレス鋼の耐食性を維持するために必須の合金成分であり、９質量％以上でＣｒの添加効果がみられる。しかし、４０質量％を超える過剰量のＣｒ添加は、製造性を悪化させる。
〔Ａｌ：０.０５質量％以下〕
複合型窒化チタンの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、等軸晶の核生成サイトとして有効で必要量の複合型窒化チタンを生成させるためにはＡｌ：０.０５質量％以下の規制が重要である。Ａｌ含有量が０.０５質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓの質量比が５を下回り、必要量の複合型窒化チタンが生成しなくなる。
〔Ｍｇ：０.０００１〜０.００１質量％〕
複合型窒化チタンの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、等軸晶の核生成サイトとして有効な必要量の複合型窒化チタンを生成させるためには０.０００１質量％以上のＭｇが必要である。しかし、Ｍｇ含有量が０.００１質量％を超えると、ＭｇＳが生成してしまうためＭｇ／Ｓの質量比が５未満になり、必要量の複合型窒化チタンが生成しなくなる。ＭｇＯ：５０質量％以上の耐火物でライニングした精錬容器を使用する場合でも、Ｍｇ溶解度から溶鋼のＭｇ濃度が０.００１質量％以下に抑えられる。
複合型窒化チタンの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、等軸晶の核生成サイトとして有効な必要量の複合型窒化チタンを生成させるためには０.０００１質量％以上のＭｇが必要である。しかし、Ｍｇ含有量が０.００１質量％を超えると、ＭｇＳが生成してしまうためＭｇ／Ｓの質量比が５未満になり、必要量の複合型窒化チタンが生成しなくなる。ＭｇＯ：５０質量％以上の耐火物でライニングした精錬容器を使用する場合でも、Ｍｇ溶解度から溶鋼のＭｇ濃度が０.００１質量％以下に抑えられる。
〔Ｃａ：０.００１質量％以下〕
複合型窒化チタンの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、等軸晶の核生成サイトとして有効で必要量の複合型窒化チタンを生成させるためにはＣａ：０.００１質量％以下の規制が重要である。Ｃａ含有量が０.００１質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓの質量比が５を下回り、目標とする複合型窒化チタンが必要量生成しなくなる。
複合型窒化チタンの核となる介在物の形態に影響を及ぼす成分であり、等軸晶の核生成サイトとして有効で必要量の複合型窒化チタンを生成させるためにはＣａ：０.００１質量％以下の規制が重要である。Ｃａ含有量が０.００１質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓの質量比が５を下回り、目標とする複合型窒化チタンが必要量生成しなくなる。
〔Ｔｉ，Ｎの濃度積：０.０００７〜０.００４〕
Ｔｉは、複合型窒化チタンを溶鋼中に生成させる上で必要な合金成分である。本成分系では、Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓ含有量の規制によってＭｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物が溶鋼中に分散しているので、この介在物を核として複合型窒化チタンが生成する。等軸晶の核生成サイトとして有効で必要量の複合型窒化チタンを生成させるため、Ｔｉ，Ｎの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）を０.０００７以上に調整する。しかし、過剰量のＴｉ，Ｎが含まれると、ＴｉＮがクラスタとなって鋳造時にノズルが閉塞し、或いは製品材に表面疵、加工割れ等が発生しやすくなるので、Ｔｉ，Ｎ濃度積の上限を０.００４に設定した。Ｔｉ，Ｎ濃度積の上限規制により複合型窒化チタンの分散割合が１００個／ｍｍ2以下に抑えられ、表面疵，加工割れ等の欠陥発生が解消される。
Ｔｉは、複合型窒化チタンを溶鋼中に生成させる上で必要な合金成分である。本成分系では、Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓ含有量の規制によってＭｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物が溶鋼中に分散しているので、この介在物を核として複合型窒化チタンが生成する。等軸晶の核生成サイトとして有効で必要量の複合型窒化チタンを生成させるため、Ｔｉ，Ｎの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）を０.０００７以上に調整する。しかし、過剰量のＴｉ，Ｎが含まれると、ＴｉＮがクラスタとなって鋳造時にノズルが閉塞し、或いは製品材に表面疵、加工割れ等が発生しやすくなるので、Ｔｉ，Ｎ濃度積の上限を０.００４に設定した。Ｔｉ，Ｎ濃度積の上限規制により複合型窒化チタンの分散割合が１００個／ｍｍ2以下に抑えられ、表面疵，加工割れ等の欠陥発生が解消される。
〔Ｎｂ：０.８質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、鋼中のＣ，Ｎを固定した析出物となり、耐食性，加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は製造性，加工性を低下させることになるので、添加する場合には０.８質量％以下にＮｂ含有量を調整する。
〔Ｚｒ：０.５質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、同様に鋼中のＣ，Ｎを固定した析出物となり、耐食性，加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は製造性，加工性を低下させることになるので、添加する場合には０.５質量％以下にＺｒ含有量を調整する。
必要に応じて添加される合金成分であり、鋼中のＣ，Ｎを固定した析出物となり、耐食性，加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は製造性，加工性を低下させることになるので、添加する場合には０.８質量％以下にＮｂ含有量を調整する。
〔Ｚｒ：０.５質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、同様に鋼中のＣ，Ｎを固定した析出物となり、耐食性，加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は製造性，加工性を低下させることになるので、添加する場合には０.５質量％以下にＺｒ含有量を調整する。
〔Ｖ：０.５質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、同様に鋼中のＣ，Ｎを固定した析出物となり、耐食性，加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は製造性，加工性を低下させることになるので、添加する場合には０.５質量％以下にＶ含有量を調整する。
〔REM：０.１質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、熱間加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は却って熱間加工性に悪影響を及ぼすので、添加する場合には０.１質量％以下にREM含有量を調整する。
必要に応じて添加される合金成分であり、同様に鋼中のＣ，Ｎを固定した析出物となり、耐食性，加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は製造性，加工性を低下させることになるので、添加する場合には０.５質量％以下にＶ含有量を調整する。
〔REM：０.１質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、熱間加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は却って熱間加工性に悪影響を及ぼすので、添加する場合には０.１質量％以下にREM含有量を調整する。
〔Ｂ：０.０５質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、熱間加工性，製品の二次加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加すると熱間加工性，二次加工性が却って劣化するので、添加する場合には０.０５質量％以下にＢ含有量を調整する。
〔Ｍｏ：２.０質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性，強度向上に有効である。しかし、過剰添加は製造性，加工性にとって好ましくないので、添加する場合には２.０質量％以下にＭｏ含有量を調整する。
必要に応じて添加される合金成分であり、熱間加工性，製品の二次加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加すると熱間加工性，二次加工性が却って劣化するので、添加する場合には０.０５質量％以下にＢ含有量を調整する。
〔Ｍｏ：２.０質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性，強度向上に有効である。しかし、過剰添加は製造性，加工性にとって好ましくないので、添加する場合には２.０質量％以下にＭｏ含有量を調整する。
〔Ｃｕ：２.０質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｍｏと同様に耐食性，強度向上に有効である。しかし、過剰添加は製造性，加工性を低下させるので、添加する場合には２.０質量％以下にＣｕ含有量を調整する。
〔他の成分〕
以上の合金成分の他に、Ｙ：０.０５質量％以下，Ｗ：１質量％以下，Ａｇ：０.５質量％以下，Ｓｎ：０.５質量％以下，Ｃｏ：１質量％以下，Ｚｎ：０.５質量％以下等の一種又は二種以上を添加しても良い。不純物として含まれるＰは、０.０５質量％以下に規制されている限り特性に悪影響を及ぼすことはない。
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｍｏと同様に耐食性，強度向上に有効である。しかし、過剰添加は製造性，加工性を低下させるので、添加する場合には２.０質量％以下にＣｕ含有量を調整する。
〔他の成分〕
以上の合金成分の他に、Ｙ：０.０５質量％以下，Ｗ：１質量％以下，Ａｇ：０.５質量％以下，Ｓｎ：０.５質量％以下，Ｃｏ：１質量％以下，Ｚｎ：０.５質量％以下等の一種又は二種以上を添加しても良い。不純物として含まれるＰは、０.０５質量％以下に規制されている限り特性に悪影響を及ぼすことはない。
〔複合型窒化チタンの核：Ｍｇ／Ｓの質量比が５以上の介在物〕
等軸晶の核生成サイトとして有効な複合型窒化チタンを分散させる上では、複合型窒化チタンの核となるＭｇ／Ｓ≧５（質量比）の酸化物，硫化物系介在物を生成させることが重要である。介在物のＭｇ／Ｓ質量比が５未満になると、単独型のＴｉＮが生成しやすくなり、高等軸晶率化が望めない。
Ｍｇ／Ｓ≧５の質量比は、脱酸剤を用いた脱酸後に３分以上のガス攪拌で十分脱硫し、次いでＡｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓを所定範囲に成分調整することにより達成できる。Ｍｇ／Ｓ≧５（質量比）の介在物は、Ｍｇ，Ｓ以外にＡｌ，Ｃａ，Ｏ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｃｒ等が含まれている酸化物，硫化物であり、Ｍｇ／Ｓの質量比以外、含有量等の制約は加わらない。介在物の組成は、たとえばＸ線マイクロアナライザを用いた定量分析で測定できる。
等軸晶の核生成サイトとして有効な複合型窒化チタンを分散させる上では、複合型窒化チタンの核となるＭｇ／Ｓ≧５（質量比）の酸化物，硫化物系介在物を生成させることが重要である。介在物のＭｇ／Ｓ質量比が５未満になると、単独型のＴｉＮが生成しやすくなり、高等軸晶率化が望めない。
Ｍｇ／Ｓ≧５の質量比は、脱酸剤を用いた脱酸後に３分以上のガス攪拌で十分脱硫し、次いでＡｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓを所定範囲に成分調整することにより達成できる。Ｍｇ／Ｓ≧５（質量比）の介在物は、Ｍｇ，Ｓ以外にＡｌ，Ｃａ，Ｏ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｃｒ等が含まれている酸化物，硫化物であり、Ｍｇ／Ｓの質量比以外、含有量等の制約は加わらない。介在物の組成は、たとえばＸ線マイクロアナライザを用いた定量分析で測定できる。
〔複合型窒化チタン：１０〜１００個／ｍｍ2以上〕
高等軸晶率化に及ぼす複合型窒化チタンの影響は、１０個／ｍｍ2以上の割合で複合型窒化チタンが鋼断面に分散するとき顕著になる。しかし、複合型窒化チタンが過剰分散すると圧延時の表面疵や冷間加工時の割れが発生しやすくなるので、複合型窒化チタンの分散割合を１００個／ｍｍ2以下に抑える。微量のＣ，Ｏ，Ｓ，Ｎｂ等を含んでいても、高等軸晶率化に及ぼす複合型窒化チタンの影響は変わらない。
高等軸晶率化に及ぼす複合型窒化チタンの影響は、１０個／ｍｍ2以上の割合で複合型窒化チタンが鋼断面に分散するとき顕著になる。しかし、複合型窒化チタンが過剰分散すると圧延時の表面疵や冷間加工時の割れが発生しやすくなるので、複合型窒化チタンの分散割合を１００個／ｍｍ2以下に抑える。微量のＣ，Ｏ，Ｓ，Ｎｂ等を含んでいても、高等軸晶率化に及ぼす複合型窒化チタンの影響は変わらない。
複合型窒化チタンの分散割合は、真空又は不活性雰囲気下で脱酸剤を添加する脱酸処理し、流量：１００〜５００Ｎｌ／分でガス攪拌を３分以上継続した後、メタルチタン，フェロチタン等のＴｉ含有原料を添加することにより制御できる。Ｔｉ含有原料の添加量を増加させ、或いはＮ2含有ガスを攪拌ガスに用い長時間，高流量でガス攪拌するほどＴｉ，Ｎの濃度積が大きくなり、複合型窒化チタンの分散個数が増加する。
複合型窒化チタンは、製造時の熱履歴では再固溶せず、熱延，冷延時に圧延方向に伸ばされにくいため形態が変化しにくい。そのため、どの段階で測定しても複合型窒化チタンの個数に大幅な変動がなく、スラブ，熱延板，冷延板何れの断面観察で得られた複合型窒化チタンの測定個数も指標に使用できる。
複合型窒化チタンは、製造時の熱履歴では再固溶せず、熱延，冷延時に圧延方向に伸ばされにくいため形態が変化しにくい。そのため、どの段階で測定しても複合型窒化チタンの個数に大幅な変動がなく、スラブ，熱延板，冷延板何れの断面観察で得られた複合型窒化チタンの測定個数も指標に使用できる。
表１の組成を持つフェライト系ステンレス鋼（８０トン／チャージ）を電気炉，転炉，ＶＯＤ工程を経て溶製し、スラブに連続鋳造した。ＶＯＤプロセスの真空精練では、真空度：５０〜２００Ｐａに維持した真空炉内でポーラスプラグを介して１００〜５００Ｎｌ／分の流量でＡｒを吹き込むことにより溶鋼を攪拌した。
得られたスラブから切り出した試験片の複数断面を観察し、スラブ厚みに対する等軸晶帯の厚みの割合を算出した。算出結果の平均値を等軸晶率として表２に示した。
得られたスラブから切り出した試験片の複数断面を観察し、スラブ厚みに対する等軸晶帯の厚みの割合を算出した。算出結果の平均値を等軸晶率として表２に示した。
次いで、常法に従ってスラブを熱延，焼鈍，冷延，仕上げ焼鈍し、冷延焼鈍板を製造した。各冷延焼鈍板について、以下の試験でＭｇ／Ｓの質量比：５以上の複合型窒化チタンの分散割合，耐リジング性，表面疵発生の有無を調査した。
〔複合型窒化チタンの形態及び分散状態〕
冷延焼鈍板から切り出された試験片の圧延方向，板厚方向に平行な断面を研磨し、Ｘ線マイクロアナライザを用いて複合型窒化チタンの核となる介在物を定量分析した。分析結果から、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンの全窒化チタンに対する割合を求めた。また、光学顕微鏡で複合型窒化チタンの分散個数をカウントし、単位面積当りの複合型窒化チタンの個数を算出した。そして、全窒化チタンに対するＭｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンの割合と単位面積当りの複合型窒化チタンの分散個数との積として、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンの分散割合を算出した。
冷延焼鈍板から切り出された試験片の圧延方向，板厚方向に平行な断面を研磨し、Ｘ線マイクロアナライザを用いて複合型窒化チタンの核となる介在物を定量分析した。分析結果から、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンの全窒化チタンに対する割合を求めた。また、光学顕微鏡で複合型窒化チタンの分散個数をカウントし、単位面積当りの複合型窒化チタンの個数を算出した。そして、全窒化チタンに対するＭｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンの割合と単位面積当りの複合型窒化チタンの分散個数との積として、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンの分散割合を算出した。
〔耐リジング性，表面性状〕
冷延焼鈍板から切り出されたJIS ５号引張り試験片の表面を鏡面研磨し、２０％で引張り変形させた後、試験片表面の目視観察でリジング，表面疵の発生状況を調査した。リジングは目視観察で五段階評価したが、リジング判定２以下が実用上問題のないリジングレベルといえる。
表２の調査結果にみられるように、本発明に従った試験番号１〜５では、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンが１０個／ｍｍ2以上で分散しており、スラブも６０％以上に高等軸晶率化されていた。冷延焼鈍板も、リジングが実質的にない表面をもち、表面疵も検出されなかった。
冷延焼鈍板から切り出されたJIS ５号引張り試験片の表面を鏡面研磨し、２０％で引張り変形させた後、試験片表面の目視観察でリジング，表面疵の発生状況を調査した。リジングは目視観察で五段階評価したが、リジング判定２以下が実用上問題のないリジングレベルといえる。
表２の調査結果にみられるように、本発明に従った試験番号１〜５では、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンが１０個／ｍｍ2以上で分散しており、スラブも６０％以上に高等軸晶率化されていた。冷延焼鈍板も、リジングが実質的にない表面をもち、表面疵も検出されなかった。
他方、本発明で規定した成分条件を満足しない試験番号６，７，９，１０では、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンの分散割合が１０個／ｍｍ2未満で、スラブの等軸晶率も６０％未満の低い値であった。低い分散割合，等軸晶率は、冷延焼鈍板のリジング判定が３以上と耐リジング性に劣る結果として現れている。
Ｔｉ質量％×Ｎ質量％が低い試験番号８は、Ｍｇを除く個々の合金成分が本発明で規定した範囲にあるにも拘わらず、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンの分散割合が不足している。そのため、スラブの等軸晶率が６０％未満と低く、耐リジング性にも劣っていた。逆にＴｉ質量％×Ｎ質量％が高すぎる試験番号１１は、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上の介在物を核とする複合型窒化チタンの分散割合が１００個／ｍｍ2以上となり、スラブも高等軸晶率化され、冷延焼鈍板の耐リジング性も良好であったが、複合型窒化チタンの過剰分散に起因して表面疵が発生していた。
以上の対比から、本発明で規定した成分条件を満足させると共にＭｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物系介在物を核とする複合型窒化チタンの分散割合を１０〜１００個／ｍｍ2に調整することにより、高等軸晶率化された断面組織をもつ連鋳鋳片が得られ、耐リジング性，表面性状の良好な冷延焼鈍板を製造できることが判る。
以上に説明したように、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、耐リジング性，表面性状に優れているので、深絞り，曲げ加工等の冷間加工を施しても皺状の起伏や表面疵の発生なく目標とする製品形状に成形できる。そのため、ステンレス鋼本来の優れた外観を活用して厨房機器，電気・電子機器，自動車用材料等、広範な分野で使用される。
Claims (3)
- Ｃ：０.０５質量％以下，Ｓｉ：０.０１〜２.０質量％，Ｍｎ：２.０質量％以下，Ｓ：０.００７質量％以下，Ｃｒ：９〜４０質量％，Ａｌ：０.０５質量％以下，Ｍｇ：０.０００１〜０.００１質量％，Ｃａ：０.００１質量％以下，残部が実質的にＦｅで、Ｔｉ，Ｎの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０.０００７〜０.００４の範囲に調整された組成をもち、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上を満足する酸化物，硫化物の介在物を核とする複合型窒化チタンが鋼断面に１０〜１００個／ｍｍ2の割合で分散していることを特徴とする耐リジング性，表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
- 更に、Ｎｂ：０.８質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，REM（希土類金属）：０.１質量％以下，Ｂ：０.０５質量％以下，Ｍｏ：２.０質量％以下，Ｃｕ：２.０質量％以下の一種又は二種以上を含む請求項１記載のフェライト系ステンレス鋼板。
- ＭｇＯ含有耐火物をライニングした精錬容器にＴｉ含有フェライト系ステンレス溶鋼を収容し、真空又は不活性雰囲気中でステンレス溶鋼に脱酸剤を添加し、ＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3を主成分とするスラグをステンレス溶鋼に接触させながらスラグ／メタル間を攪拌した後、連続鋳造することにより、Ｍｇ／Ｓの質量比：５以上を満足する酸化物系，硫化物系介在物を核とする複合型窒化チタンを鋼断面に１０〜１００個／ｍｍ2の割合で分散させることを特徴とする耐リジング性，表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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| JP2004122746A JP2005307234A (ja) | 2004-04-19 | 2004-04-19 | 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 |
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| JP2008266706A (ja) * | 2007-04-19 | 2008-11-06 | Nisshin Steel Co Ltd | フェライト系ステンレス鋼連続鋳造スラブの製造法 |
| CN100434538C (zh) * | 2006-09-01 | 2008-11-19 | 西安交通大学 | 一种耐磨钢铁熔体的净化和合金化的方法 |
| KR100977600B1 (ko) | 2007-02-26 | 2010-08-24 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 오렌지 필이 작고 성형성이 우수한 페라이트계 스테인레스강판 및 그 제조 방법 |
| JP2018505308A (ja) * | 2014-12-26 | 2018-02-22 | ポスコＰｏｓｃｏ | 延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材及びその製造方法 |
| 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 |
| JP2021063257A (ja) * | 2019-10-11 | 2021-04-22 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼材、及び、鋼板の製造方法 |
-
2004
- 2004-04-19 JP JP2004122746A patent/JP2005307234A/ja active Pending
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