JP3772530B2 - 表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼に関し、とくに鋼中に含まれる酸化物系介在物の組成を改質することによって諸特性の有利な改善を図ったものである。
【０００２】
【従来の技術】
オーステナイト系ステンレス鋼は、高温強度が高く、熱間での延性が乏しいこと、さらに耐酸化性がフェライト系ステンレス鋼に比べると劣っていることから、熱延工程のスラブ加熱時に粒界酸化が生じ易く、その部分で熱間加工時に割れが発生し易いというところに問題があった。
【０００３】
上記の問題に対しては、AlやTi等、酸素との化学的親和力の大きい元素の積極的な添加が有効であることが知られている。なお、一般に、溶鋼へのTi添加は、その歩留り向上を目的として、予めAlで脱酸して実施される。
しかしながら、AlやTiを積極的に添加すると、溶製後の連続鋳造時にこれら元素の酸化物が浸漬ノズルの内壁に付着して詰まりが発生するという、製造上、大きな問題があった。
【０００４】
従って、浸漬ノズルの閉塞防止策については、従来から種々の提案がなされていて、例えば特開平８−144021号公報や特開平８−260106号公報には、酸化物系介在物を Al2O3−TiO2−CaＯ系とし、低融点化することによって、ノズル詰まりを防止する技術が開示されている。
しかしながら、この技術では、介在物としてCaＳが生成し易く、このCaＳが起点となって錆が発生し易いため、耐食性が劣化するという問題があり、低Ｓ化が必要となる。
しかも、基本的にAl脱酸技術であるため、冷延板においてヘゲ状の表面欠陥が免れ得ないという根本的な問題を残していた。
【０００５】
また、脱酸生成物である Al2O3は、溶製段階で凝集・クラスター化するため、これが溶鋼中に含まれていると、上記したようなノズル閉塞を招くだけでなく、製品板表面に圧延方向に沿ったへげ状欠陥が発生するという問題があった。
この問題に対して、特開平４−99151 号公報では、Tiを添加したフェライト系ステンレス鋼において、Al量の厳しい制限（≦0.002 mass％）と酸素量の制限（≦0.005 mass％）によって、冷延板の表面品質を向上させる技術を提案している。
この技術によれば、酸素量を規制し Al2O3の生成を抑制しているため、Al2O3 が凝集・クラスター化して発生するヘゲ状の表面欠陥は著しく低減するものの、TiO2起因のヘゲ状欠陥が発生するという問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、上述したような従来の問題を全て解決した、表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提案することを目的とする。
すなわち、この発明における課題は次のとおりである。
(1) 製造時の連続鋳造時にノズル詰まりが無く、製造性がよいこと。
(2) ヘゲ状表面欠陥がなく表面性状に優れること。
(3) 熱延時の割れに伴うへげ状欠陥がないこと。
(4) 耐食性に優れること。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意研究を重ねた結果、鋼材の成分組成を適切に調整すると共に、鋼中に含まれる酸化物系介在物の組成を適正に改質することが、所期した目的の達成に関し極めて有効であること、また酸化物系介在物を所望組成に安定して改質するには、鋼成分のうち脱酸剤として作用する成分の添加順序が極めて重要であることの知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００８】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.15wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：2.0 wt％以下、
Cr：15〜30wt％、 Ni：５〜30wt％、 Ｐ：0.05wt％以下、
Ｓ：0.015 wt％以下、 Ｎ：0.15wt％以下、 Al：0.005 wt％以下、
Ｏ：0.01wt％以下、 Ti：0.015 〜0.4 wt％、Ca：0.0005〜0.0050wt％
を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になり、鋼中の脱酸生成物に起因した酸化物系介在物の組成が、Ti酸化物：20〜90wt％、 Al2O3：50wt％以下およびCaＯ：５〜50wt％の範囲を満足することを特徴とする表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
【０００９】
２．上記１において、鋼組成が、さらに
Mo：0.05〜6.0 mass％
を含有する組成になることを特徴とする表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
【００１０】
３．上記１または２において、鋼組成が、さらに
Nb：0.01〜0.08mass％、 Ｖ：0.01〜0.1 mass％、 Ｂ：0.0002〜0.0030mass％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の基礎となった実験結果について説明する。
実験１
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜8.8 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.003 〜0.011 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0076mass％、Ti：0.021 〜0.041 mass％、Ca：0.0006〜0.0022mass％の成分範囲で、Al量を0.0007mass％から 0.021mass％まで変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200 mm厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1230℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：３mm、コイル巻き取り温度：590 〜1000℃、で行った。
【００１２】
ついで、熱延コイルを1100℃で連続焼鈍したのち、酸洗を施してから、コイル全長にわたって表面観察を行い、へげ状欠陥の単位面積当たりの平均個数を求めた。
得られた結果を、鋼中Al量との関係で、図１に示す。なお、観察されたへげ状欠陥はいずれも幅が 0.4〜3.0 mm程度、長さは30〜500mm 程度であった。
図１から明らかなように、Al量が 0.005mass％を超えるとへげ状欠陥が発生し始めることが判る。
これらのヘゲ状欠陥部を分析したところ Al2O3が検出された。従って、かようなヘゲ状欠陥は、鋳込み時に生成した脱酸生成物である Al2O3が凝集し、熱延時に圧延方向に分断されてできたものと考えられる。
【００１３】
実験２
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜8.7 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.003 〜0.011 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0076mass％、Ti：0.021 〜0.041 mass％、Ca：0.0006〜0.0022mass％の成分範囲で、Al量を0.0007mass％から0.021 mass％まで変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200mm 厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1260℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：3mm 、コイル巻き取り温度：590 〜1000℃、で行った。
得られた熱延コイルを、1100℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延により板厚：0.8 mmに仕上げたのち、1080〜1130℃で連続焼鈍後、酸洗して、冷延焼鈍板とした。
【００１４】
かくして得られた冷延焼鈍板の全長にわたって表面観察を行い、へげ状欠陥の単位面積当たりの平均個数を求めた。
また、得られた冷延焼鈍板に存在する酸化物系介在物の定量をブローム法によって行った。
得られた結果を、介在物中の Al2O3量で整理して図２に示す。
同図に示したとおり、酸化物系介在物中の Al2O3量が50mass％を超えるとヘゲ状欠陥が急激に発生し始めることが判る。
これに対し、 Al2O3量が50mass％以下ではヘゲ状欠陥の発生は少なく、特に Al2O3量が20mass％以下の場合には、ヘゲ状欠陥の発生はほとんど認められなかった。なお、観察されたへげ状欠陥はいずれも、幅が0.2 〜2.0 mm程度、長さは80〜1000mm程度であった。
【００１５】
実験３
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜8.8 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.003 〜0.011 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0083mass％、Ti：0.015 〜0.27mass％、Ca：0.0006〜0.0022mass％の成分範囲で、Al量を0.0007mass％から0.0044mass％まで変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200mm 厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1260℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：３mm、コイル巻き取り温度：700 〜1000℃、で行った。
ついで、得られた熱延コイルを1100℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延によって板厚：0.8 mmに仕上げたのち、1080〜1130℃で連続焼鈍後、酸洗して、冷延焼鈍板とした。
【００１６】
かくして得られた冷延焼鈍板の試験片表面をエメリー＃600 研磨し、塩水噴霧試験（JIS-Z-2371準拠）を50℃で４時間行い、錆の個数をカウントした。また、連続鋳造後の浸漬ノズルを回収し、ノズル閉塞率を測定した。さらに、冷延焼鈍板に存在する酸化物系介在物の定量をブローム法により行った。
得られた結果を、酸化物系介在物中のTi酸化物量で整理して図３に示す。
同図から明らかなように、介在物中のTi酸化物量が20〜90mass％の範囲にあれば、連鋳時のノズル閉塞がなく、また耐食性も良好であることが判る。
【００１７】
実験４
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜9.5 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.003 〜0.011 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0083mass％、Ti：0.026 〜0.033 mass％、Al：0.0002〜0.0033mass％の成分範囲で、Ca量を0.0002mass％から0.0059mass％まで変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200mm 厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1260℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：３mm、コイル巻き取り温度：700 〜1000℃、で行った。
ついで、得られた熱延コイルを1100℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延によって板厚：0.8 mmに仕上げたのち、1080〜1130℃で連続焼鈍後、酸洗して、冷延焼鈍板とした。
【００１８】
かくして得られた冷延焼鈍板の試験片表面をエメリー＃600 研磨し、塩水噴霧試験（JIS-Z-2371準拠）を50℃で４時間行い、錆の個数をカウントした。また、連続鋳造後の浸漬ノズルを回収し、ノズル閉塞率を測定した。さらに、冷延焼鈍板に存在する酸化物系介在物の定量をブローム法により行った。
得られた結果を、酸化物系介在物中のCaＯ量で整理して図４に示す。
同図から明らかなように、介在物中のCaＯ量が５〜50mass％の範囲にあれば、連鋳時のノズル閉塞がなく、また耐食性も良好であることが判る。
【００１９】
実験５
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜9.5 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.001 〜0.021 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0083mass％、Ti：0.026 〜0.038 mass％、Al：0.0018〜0.0033mass％の組成範囲で、しかも酸化物系介在物中のAl2O3 量が５〜20mass％の水準と55〜65mass％の水準の２水準について、Ca量を0.0002〜0.0058mass％の範囲で変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200mm 厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1260℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：3mm 、コイル巻き取り温度：700 〜1000℃、で行った。
ついで、得られた熱延コイルを1100℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延によって板厚：0.8 mmに仕上げたのち、1080〜1130℃で連続焼鈍後、酸洗して、冷延焼鈍板とした。
【００２０】
かくして得られた冷延焼鈍板の試験片表面をエメリー＃600 研磨し、塩水噴霧試験（JIS-Z-2371準拠）を50℃で４時間行い、錆の個数をカウントした。ここで、発錆個数が dm2当たり５個以下の場合をOK、20個以上の場合をNGとした。
図５に、それぞれの Al2O3水準に関して行った耐食性評価結果を、Ｓ量とCa量で整理して示す。
同図に示したとおり、酸化物系介在物中の Al2O3量が50mass％以下の水準では、耐食性が良好なＳ、Ca範囲は広範囲であるのに対し、 Al2O3量が55〜65mass％の水準ではその範囲は非常に狭く、耐食性の面から低Ｓ化が必要不可欠であることが判る。
【００２１】
以上、述べたとおり、この発明で所期した目的を達成するためには、鋼中Al量を0.005 mass％以下に抑制すると共に、酸化物系介在物の組成を Al2O3：50mass％以下、Ti酸化物：20〜90mass％およびCaＯ：５〜50mass％の範囲に制限することが重要である。
しかしながら、酸化物系介在物の組成を上記の範囲に制御するのは容易ではなく、介在物組成が上記の範囲になるように鋼組成を成分調整したつもりでも、介在物組成がばらつきが大きく、必ずしも所望の組成範囲におさまるわけではないことが判明した。
【００２２】
そこで、発明者らは、この点について、さらに研究を重ねた結果、酸化物系介在物の組成を上記の範囲に安定して制御するためには、脱酸剤成分であるAl、TiおよびCaの添加量もさることながら、これらの成分を添加する順序が極めて重要であることが判明した。
すなわち、まず、少量のAl添加またはSi添加によって予備的脱酸を行った後、比較的多量のTiを添加してTi脱酸を行うと、Al脱酸により生成した Al2O3またはSi脱酸により生成したSiO2をTi酸化物が包むような形態のTi酸化物となり、このような形態のTi酸化物とした上で適量のCaを添加してやると、所望組成の酸化物系介在物が安定して得られることが究明されたのである。
ここに、上記のようにして得られた酸化物系介在物は、低融点であるので連続鋳造時にノズル詰まりを生じることがなく、また、その大きさは５〜20μm 程度にすぎないので製品板においてクラスター状介在物に起因した表面欠陥が発生することもない。しかも、この酸化物系介在物の周りにはCaＳが生成することがないので発錆のおそれもない。
【００２３】
この点、鋼の溶製に際し、脱酸剤成分の添加順序を特に考慮せずに、合金成分を同時に添加した場合、特に従来のようにAlを比較的多量に添加した場合には、Al2O3 が主体の酸化物が生成し易いため、この発明で所期したような組成の介在物とはならず、その結果、所望の効果が得られなかったものと考えられる。
また、この発明では、鋼の溶製段階で、ＶＯＤ炉等を用いた強撹拌を利用するのに対し、従来は、かような溶製手段を適切に講じていなかったことも、所望の効果が得られなかった一因と考えられる。
【００２４】
Ｃ：0.15mass％以下
Ｃは、オーステナイト安定化元素であり、安定してオーステナイト相を形成するのに必要な元素である。しかしながら、あまりに多量に含有されると延性が低下したり、耐食性の劣化を招くので、0.15mass％以下に限定した。
【００２５】
Si：1.0 mass％以下
Siは、脱酸のために有用な元素であるが、強力なフェライト安定化元素でもある。従って、過剰の添加はオーステナイト相を不安定化させ、また延性の低下も招く。従って、この発明では、1.0 mass％以下で含有させるものとした。
【００２６】
Mn：2.0 mass％以下
Mnは、脱酸のために有効な元素であり、またオーステナイト安定化元素でもある。しかしながら、過剰の添加は耐酸化性や耐食性の低下を招くので、2.0 mass％以下に限定した。
【００２７】
Cr：15〜30mass％
Crは、耐食性を確保する上で必要不可欠な元素であり、オーステナイト系ステンレス鋼の主要合金元素である。種々な環境下での耐食性を考慮すると、15mass％以上で十分な耐食性が得られるので、下限は15mass％に限定した。一方、30mass％を超えると熱間加工性の著しい低下を招くので、上限は30mass％に定めた。
【００２８】
Ｐ：0.05mass％以下
Ｐは、耐食性とくに耐粒界腐食性に有害な元素であり、含有量が0.05mass％を超えるとその弊害が顕著となるので、0.05mass％に制限した。
【００２９】
Ｓ：0.015 mass％以下
前述したように、Ｓは耐食性を低下させる元素である。とりわけ、この発明のようにCa添加を行う場合には水溶性であるCaＳを生じ易い。
添加するCa量にも依存するが、この発明の主眼である酸化物系介在物組成をコントロールしても、Ｓ量が 0.015mass％を超えると耐食性の劣化が生じ易くなるので、Ｓ量は 0.015mass％以下に制限した。
【００３０】
Ｎ：0.15mass％以下
Ｎも、Ｃと同様、オーステナイト安定化元素であり、安定的にオーステナイト相を得るには必要な元素である。しかしながら、多量に含有すると延性の低下や耐食性の劣化を招くので、上限を0.15mass％に定めた。
【００３１】
Al：0.005 mass％以下
実験１の結果からも明らかなように、冷延板表面品質の点から0.005 mass％以下にする必要がある。すなわち、含有量が 0.005mass％を超えると表面に Al2O3の凝集に起因したへげ状欠陥が生じる。
【００３２】
Ｏ：0.01mass％以下
酸素は鋼中には全く固溶せず、酸化物として存在する。かかる介在物は錆や破壊の起点となり易く、特に酸素量が0.01mass％を超えるとその影響が顕著となるので、Ｏ量は0.01mass％以下に制限した。
【００３３】
Ti：0.015 〜0.4 mass％
Tiは、脱酸に有用なだけでなく、熱延工程のスラブ加熱時における粒界酸化を防止して、熱延割れ起因の欠陥発生を抑制するのに有効な元素である。しかしながら、含有量が0.015 mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.4mass％を超えると延性が低下しはじめるので、Tiは 0.015〜0.4 mass％の範囲で含有させるものとした。
【００３４】
Ca：0.0005〜0.0050mass％
Caは、この発明に係る酸化物系介在物の融点を効果的に低下して、連続鋳造時におけるノズル閉塞を防止するのに極めて有効な元素であり、その効果は0.0005mass％以上で顕著であるので、下限は0.0005mass％とした。一方、多量に添加すると脱酸生成物組成をコントロールしても耐食性の劣化を招き、含有量が0.0050mass％を超えるとそのおそれが顕著になるので、上限は0.0050mass％とした。
【００３５】
以上、基本成分について説明したが、この発明では、必要応じて次の元素をそれぞれ適宜添加することができる。
Mo：0.05〜6.0 mass％
Moは、耐食性の向上に非常に有効な元素であり、その効果は0.05mass％以上で顕著になるので、下限は0.05mass％とした。一方、Moは添加すればするほど耐食性は向上するが、強力なフェライト安定化元素であるだけでなく、6.0 mass％を超えると高温で脆弱な金属間化合物を生成し、靱性を劣化させるので、上限は 6.0mass％とした。
【００３６】
Nb：0.01〜0.08mass％、Ｖ：0.01〜0.1 mass％、Ｂ：0.0002〜0.0030mass％
Nb、ＶおよびＢはいずれも、結晶粒径の不均一性に起因して冷延焼鈍板表面に生成し易い縞状の模様発生を防止するのに極めて有用な元素である。その効果は、Nb：0.01mass％以上、Ｖ：0.01mass％以上、Ｂ：0.0002％以上の単独または複合添加で認められるので、下限はそれぞれ0.01mass％, 0.01mass％, 0.0002mass％に限定した。しかしながら、Nbについては0.08mass％を超えると伸びが低下しはじめ、またＶについては 0.1mass％を超えると延性が低下しはじめ、さらにＢについては0.0030mass％を超えると耐粒界腐食性が低下しはじめるので、それぞれ上限は0.08mass％、0.1 mass％、0.0030mass％に限定した。
【００３７】
次に、この発明において、酸化物系介在物組成を前記の範囲を限定した理由について説明する。
Ti酸化物量：20〜90mass％、 Al2O3：50mass％以下、CaＯ：５〜50mass％
酸化物系介在物の組成を上記の範囲にしたところが、この発明の主眼技術である。
先に実験２，３，４，５で示したように、 Al2O3量を50mass％以下、より好ましくは20mass％以下とすることによって、冷延板で生成するヘゲ状表面欠陥を防止でき、さらにTi酸化物量を20〜90mass％、CaＯ量を５〜50mass％とすることによって、連続鋳造時におけるノズル詰まりを防止でき、しかも耐食性の劣化もない。従って、この発明では、脱酸生成物に起因した酸化物系介在物の組成について、Ti酸化物：20〜90mass％、 Al2O3：50mass％以下、CaＯ：５〜50mass％の範囲に限定したのである。
【００３８】
なお、この発明では、鋼中の全ての介在物を、上記の組成の複合酸化物とする必要はなく、少なくとも50％、好ましくは70％以上がかような Al2O3−Ti酸化物−CaＯ系複合酸化物になっていれば良い。
ここに、その他に生成される酸化物としては、SiO2, MnO, FeOX およびMgO などが考えられる。
【００３９】
次に、この発明の好適製造方法について説明する。
この発明では、前述したとおり、溶製段階における脱酸剤成分の添加順序が重要である。
すなわち、まず、少量のAlまたはSiを添加して予備的脱酸を行ったのち、比較的多量のTiを添加してTi脱酸を行う。このようにすると、AlまたはSi脱酸により生成した Al2O3やSiO2がTi酸化物で包まれたような形態のTi酸化物となるが、かような形態のTi酸化物の大きさは５〜20μm 程度であるので、製品板において巨大のクラスター状介在物に起因した表面欠陥を有利に防止することができる。
しかしながら、かかるTi酸化物は、溶鋼中では固相であるため、このままでは連続鋳造時に地鉄を取り込んだ形でタンディッシュのノズル内面に付着・堆積して、ノズルの閉塞を生じるおそれがある。
しかしながら、その後にCaを適量添加してやると、低融点の酸化物となり、それ故連続鋳造時におけるノズル詰まりが有利に回避されるのである。
しかも、かかる酸化物系介在物の周りにはCaＳが生成することがないので発錆も併せて防止できることは前述したとおりである。
【００４０】
上記のようにして、所望の鋼組成および介在物組成に調整した溶鋼は、常法に従って、鋳造、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍処理を施して製品とされる。
ここに、好適な熱延条件、冷延条件および焼鈍条件は次のとおりである。
熱延条件
スラブ加熱温度：1050〜1260℃、粗圧延温度：900 〜1180℃、粗圧延トータル圧下率：80〜93％、仕上げ圧延温度：750 〜1000℃、仕上げ圧延出側厚さ：1.5 〜７mm、巻取り温度：400 〜850 ℃。
冷延条件
冷間圧延は、タンデムミル、クラスターミルまたはゼンジミィアーミルにより圧延できる。総圧下率は45〜95％程度が好ましい。冷間圧延−焼鈍−冷間圧延を繰り返しても良い。
焼鈍条件
仕上げ焼鈍温度：1000〜1180℃の範囲で、目的とする材質に応じて選択する。目標温度保持時間：０〜1800ｓの範囲で、目的とする材質に応じて選択する。
また、表面仕上げについては、２Ｄ、２Ｂ、ＢＡおよび研磨などがある。
【００４１】
【実施例】
表１に示す成分組成の溶鋼を次のようにして溶製した。
すなわち、脱炭処理後の含クロム溶鋼に対し、ＶＯＤ炉にて、溶鋼撹拌下に、まず所定量のAlを添加して予備脱酸を行い、ついでTiを添加してTi脱酸を行ったのち、成分調整を行い、溶鋼を大気中に移してからCa添加を行った。
ついで、連続鋳造法にて、厚み：200 mm、幅：1000mmサイズに鋳造した。得られたスラブは手入れすることなく、次の条件で熱間圧延を行った。
スラブ加熱温度：1170〜1260℃、加熱時間：30〜90分、粗７パス、粗仕上げ厚み：25mm、粗圧延終了温度：990 〜1120℃、仕上げ（７段ミル）、仕上げ厚：３mm、ＦＤＴ：800 〜1080℃、ＣＴ：700 〜1030℃。
【００４２】
得られた熱延コイルを、1090〜1140℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延により板厚：0.6 mmに仕上げたのち、1070〜1140℃で連続焼鈍後、酸洗して冷延焼鈍板とした。
かくして得られた冷延焼鈍板について、酸化物系介在物の組成、連鋳後のノズル閉塞率ならびに冷延焼鈍板表面のヘゲ欠陥個数および縞状模様発生状況について調べた結果を、表２に示す。
また、同表には、冷延焼鈍板表面をエメリー＃600 研磨し、塩水噴霧試験（ＳＳＴ）および塩乾湿複合サイクル腐食試験（ＣＣＴ）を行った後の発錆個数と発錆面積率について調査した結果も併せて示す。
表面性状については、冷延板における表面欠陥発生個数および縞状模様発生の有無で、また耐食性については、塩水噴霧試験および塩乾湿複合サイクル腐食試験における発錆個数および発錆面積率で、それぞれ評価した。
【００４３】
なお、それぞれの特性評価方法は次のとおりである。
・冷延焼鈍板中の酸化物系介在物の分析
冷延焼鈍板から試験片を採取し、臭素メタノール系の溶液中で電解することによって酸化物系介在物を残査として採取したのち、酸に溶解して化学分析を行った。
・ノズル閉塞率測定法
160 トン連続鋳造後の初期径：60mmのノズルを回収し、断面を切断して最小径を測定し、（（初期径−鋳込み後の最小径）／初期径）× 100（％）を閉塞率とした。
【００４４】
・塩水噴霧試験（ＳＳＴ）
冷延焼鈍板表面をエメリー＃600 研磨仕上げ後、脱脂し、JIS Z 2371に準拠した条件（50℃）で塩水噴霧試験を４ｈ行い、発錆個数をカウントした。
・塩乾湿複合サイクル腐食試験（ＣＣＴ）
冷延焼鈍板表面をエメリー＃600 研磨仕上げ後、脱脂し、35℃で 3.5％NaClを0.5 時間噴霧後、１ｈの乾燥（60℃）および１ｈ湿潤（40℃、相対湿度：95％以上）を１サイクルとした複合腐食試験を30サイクル実施し、発錆面積率を測定した。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
表２に示したとおり、この発明に従うオーステナイト系ステンレス鋼は、その溶製後の連続鋳造時においてノズル閉塞が全く生じず、また製品板においても、表面欠陥が全くなく、しかも優れた耐食性を有していた。
【００４８】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、酸化物系介在物に起因した表面欠陥がなく、また耐食性にも優れたオーステナイト系ステンレス鋼を安定して得ることができる。
さらに、この発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、その製造過程の連続鋳造時においてノズル閉塞が生じることもない。
【図面の簡単な説明】
【図１】 鋼中のAl量と熱延焼鈍板の表面欠陥個数との関係を示したグラフである。
【図２】 酸化物系介在物中の Al2O3濃度とヘゲ状表面欠陥個数との関係を示したグラフである。
【図３】 酸化物系介在物中のTi酸化物濃度とノズル閉塞率および発錆個数との関係を示したグラフである。
【図４】 酸化物系介在物中のCaＯ濃度とノズル閉塞率および発錆個数との関係を示したグラフである。
【図５】 耐食性に及ぼすＳ量とCa量の影響を、２つの Al2O3水準で比較して示したグラフである。
【発明の属する技術分野】
この発明は、表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼に関し、とくに鋼中に含まれる酸化物系介在物の組成を改質することによって諸特性の有利な改善を図ったものである。
【０００２】
【従来の技術】
オーステナイト系ステンレス鋼は、高温強度が高く、熱間での延性が乏しいこと、さらに耐酸化性がフェライト系ステンレス鋼に比べると劣っていることから、熱延工程のスラブ加熱時に粒界酸化が生じ易く、その部分で熱間加工時に割れが発生し易いというところに問題があった。
【０００３】
上記の問題に対しては、AlやTi等、酸素との化学的親和力の大きい元素の積極的な添加が有効であることが知られている。なお、一般に、溶鋼へのTi添加は、その歩留り向上を目的として、予めAlで脱酸して実施される。
しかしながら、AlやTiを積極的に添加すると、溶製後の連続鋳造時にこれら元素の酸化物が浸漬ノズルの内壁に付着して詰まりが発生するという、製造上、大きな問題があった。
【０００４】
従って、浸漬ノズルの閉塞防止策については、従来から種々の提案がなされていて、例えば特開平８−144021号公報や特開平８−260106号公報には、酸化物系介在物を Al2O3−TiO2−CaＯ系とし、低融点化することによって、ノズル詰まりを防止する技術が開示されている。
しかしながら、この技術では、介在物としてCaＳが生成し易く、このCaＳが起点となって錆が発生し易いため、耐食性が劣化するという問題があり、低Ｓ化が必要となる。
しかも、基本的にAl脱酸技術であるため、冷延板においてヘゲ状の表面欠陥が免れ得ないという根本的な問題を残していた。
【０００５】
また、脱酸生成物である Al2O3は、溶製段階で凝集・クラスター化するため、これが溶鋼中に含まれていると、上記したようなノズル閉塞を招くだけでなく、製品板表面に圧延方向に沿ったへげ状欠陥が発生するという問題があった。
この問題に対して、特開平４−99151 号公報では、Tiを添加したフェライト系ステンレス鋼において、Al量の厳しい制限（≦0.002 mass％）と酸素量の制限（≦0.005 mass％）によって、冷延板の表面品質を向上させる技術を提案している。
この技術によれば、酸素量を規制し Al2O3の生成を抑制しているため、Al2O3 が凝集・クラスター化して発生するヘゲ状の表面欠陥は著しく低減するものの、TiO2起因のヘゲ状欠陥が発生するという問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、上述したような従来の問題を全て解決した、表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提案することを目的とする。
すなわち、この発明における課題は次のとおりである。
(1) 製造時の連続鋳造時にノズル詰まりが無く、製造性がよいこと。
(2) ヘゲ状表面欠陥がなく表面性状に優れること。
(3) 熱延時の割れに伴うへげ状欠陥がないこと。
(4) 耐食性に優れること。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意研究を重ねた結果、鋼材の成分組成を適切に調整すると共に、鋼中に含まれる酸化物系介在物の組成を適正に改質することが、所期した目的の達成に関し極めて有効であること、また酸化物系介在物を所望組成に安定して改質するには、鋼成分のうち脱酸剤として作用する成分の添加順序が極めて重要であることの知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００８】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.15wt％以下、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：2.0 wt％以下、
Cr：15〜30wt％、 Ni：５〜30wt％、 Ｐ：0.05wt％以下、
Ｓ：0.015 wt％以下、 Ｎ：0.15wt％以下、 Al：0.005 wt％以下、
Ｏ：0.01wt％以下、 Ti：0.015 〜0.4 wt％、Ca：0.0005〜0.0050wt％
を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になり、鋼中の脱酸生成物に起因した酸化物系介在物の組成が、Ti酸化物：20〜90wt％、 Al2O3：50wt％以下およびCaＯ：５〜50wt％の範囲を満足することを特徴とする表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
【０００９】
２．上記１において、鋼組成が、さらに
Mo：0.05〜6.0 mass％
を含有する組成になることを特徴とする表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
【００１０】
３．上記１または２において、鋼組成が、さらに
Nb：0.01〜0.08mass％、 Ｖ：0.01〜0.1 mass％、 Ｂ：0.0002〜0.0030mass％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の基礎となった実験結果について説明する。
実験１
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜8.8 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.003 〜0.011 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0076mass％、Ti：0.021 〜0.041 mass％、Ca：0.0006〜0.0022mass％の成分範囲で、Al量を0.0007mass％から 0.021mass％まで変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200 mm厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1230℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：３mm、コイル巻き取り温度：590 〜1000℃、で行った。
【００１２】
ついで、熱延コイルを1100℃で連続焼鈍したのち、酸洗を施してから、コイル全長にわたって表面観察を行い、へげ状欠陥の単位面積当たりの平均個数を求めた。
得られた結果を、鋼中Al量との関係で、図１に示す。なお、観察されたへげ状欠陥はいずれも幅が 0.4〜3.0 mm程度、長さは30〜500mm 程度であった。
図１から明らかなように、Al量が 0.005mass％を超えるとへげ状欠陥が発生し始めることが判る。
これらのヘゲ状欠陥部を分析したところ Al2O3が検出された。従って、かようなヘゲ状欠陥は、鋳込み時に生成した脱酸生成物である Al2O3が凝集し、熱延時に圧延方向に分断されてできたものと考えられる。
【００１３】
実験２
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜8.7 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.003 〜0.011 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0076mass％、Ti：0.021 〜0.041 mass％、Ca：0.0006〜0.0022mass％の成分範囲で、Al量を0.0007mass％から0.021 mass％まで変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200mm 厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1260℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：3mm 、コイル巻き取り温度：590 〜1000℃、で行った。
得られた熱延コイルを、1100℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延により板厚：0.8 mmに仕上げたのち、1080〜1130℃で連続焼鈍後、酸洗して、冷延焼鈍板とした。
【００１４】
かくして得られた冷延焼鈍板の全長にわたって表面観察を行い、へげ状欠陥の単位面積当たりの平均個数を求めた。
また、得られた冷延焼鈍板に存在する酸化物系介在物の定量をブローム法によって行った。
得られた結果を、介在物中の Al2O3量で整理して図２に示す。
同図に示したとおり、酸化物系介在物中の Al2O3量が50mass％を超えるとヘゲ状欠陥が急激に発生し始めることが判る。
これに対し、 Al2O3量が50mass％以下ではヘゲ状欠陥の発生は少なく、特に Al2O3量が20mass％以下の場合には、ヘゲ状欠陥の発生はほとんど認められなかった。なお、観察されたへげ状欠陥はいずれも、幅が0.2 〜2.0 mm程度、長さは80〜1000mm程度であった。
【００１５】
実験３
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜8.8 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.003 〜0.011 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0083mass％、Ti：0.015 〜0.27mass％、Ca：0.0006〜0.0022mass％の成分範囲で、Al量を0.0007mass％から0.0044mass％まで変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200mm 厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1260℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：３mm、コイル巻き取り温度：700 〜1000℃、で行った。
ついで、得られた熱延コイルを1100℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延によって板厚：0.8 mmに仕上げたのち、1080〜1130℃で連続焼鈍後、酸洗して、冷延焼鈍板とした。
【００１６】
かくして得られた冷延焼鈍板の試験片表面をエメリー＃600 研磨し、塩水噴霧試験（JIS-Z-2371準拠）を50℃で４時間行い、錆の個数をカウントした。また、連続鋳造後の浸漬ノズルを回収し、ノズル閉塞率を測定した。さらに、冷延焼鈍板に存在する酸化物系介在物の定量をブローム法により行った。
得られた結果を、酸化物系介在物中のTi酸化物量で整理して図３に示す。
同図から明らかなように、介在物中のTi酸化物量が20〜90mass％の範囲にあれば、連鋳時のノズル閉塞がなく、また耐食性も良好であることが判る。
【００１７】
実験４
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜9.5 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.003 〜0.011 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0083mass％、Ti：0.026 〜0.033 mass％、Al：0.0002〜0.0033mass％の成分範囲で、Ca量を0.0002mass％から0.0059mass％まで変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200mm 厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1260℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：３mm、コイル巻き取り温度：700 〜1000℃、で行った。
ついで、得られた熱延コイルを1100℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延によって板厚：0.8 mmに仕上げたのち、1080〜1130℃で連続焼鈍後、酸洗して、冷延焼鈍板とした。
【００１８】
かくして得られた冷延焼鈍板の試験片表面をエメリー＃600 研磨し、塩水噴霧試験（JIS-Z-2371準拠）を50℃で４時間行い、錆の個数をカウントした。また、連続鋳造後の浸漬ノズルを回収し、ノズル閉塞率を測定した。さらに、冷延焼鈍板に存在する酸化物系介在物の定量をブローム法により行った。
得られた結果を、酸化物系介在物中のCaＯ量で整理して図４に示す。
同図から明らかなように、介在物中のCaＯ量が５〜50mass％の範囲にあれば、連鋳時のノズル閉塞がなく、また耐食性も良好であることが判る。
【００１９】
実験５
Ｃ：0.022 〜0.091 mass％、Si：0.45〜0.86mass％、Mn：0.66〜1.22mass％、Cr：18.2〜18.6mass％、Ni：8.3 〜9.5 mass％、Ｐ：0.021 〜0.037 mass％、Ｓ：0.001 〜0.021 mass％、Ｎ：0.025 〜0.041 mass％、Ｏ：0.0037〜0.0083mass％、Ti：0.026 〜0.038 mass％、Al：0.0018〜0.0033mass％の組成範囲で、しかも酸化物系介在物中のAl2O3 量が５〜20mass％の水準と55〜65mass％の水準の２水準について、Ca量を0.0002〜0.0058mass％の範囲で変化させた鋼を溶製し、連続鋳造後（鋳片サイズ：200mm 厚×1240mm幅）、鋳片を手入れすることなく熱間圧延した。熱間圧延は、スラブ加熱条件：1260℃−50分、粗圧延７パス、粗圧延仕上げ温度：1060〜1120℃、粗圧延仕上げ厚：28mm、仕上げ（７スタンド）圧延機出側温度：900 〜1060℃、仕上げ厚：3mm 、コイル巻き取り温度：700 〜1000℃、で行った。
ついで、得られた熱延コイルを1100℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延によって板厚：0.8 mmに仕上げたのち、1080〜1130℃で連続焼鈍後、酸洗して、冷延焼鈍板とした。
【００２０】
かくして得られた冷延焼鈍板の試験片表面をエメリー＃600 研磨し、塩水噴霧試験（JIS-Z-2371準拠）を50℃で４時間行い、錆の個数をカウントした。ここで、発錆個数が dm2当たり５個以下の場合をOK、20個以上の場合をNGとした。
図５に、それぞれの Al2O3水準に関して行った耐食性評価結果を、Ｓ量とCa量で整理して示す。
同図に示したとおり、酸化物系介在物中の Al2O3量が50mass％以下の水準では、耐食性が良好なＳ、Ca範囲は広範囲であるのに対し、 Al2O3量が55〜65mass％の水準ではその範囲は非常に狭く、耐食性の面から低Ｓ化が必要不可欠であることが判る。
【００２１】
以上、述べたとおり、この発明で所期した目的を達成するためには、鋼中Al量を0.005 mass％以下に抑制すると共に、酸化物系介在物の組成を Al2O3：50mass％以下、Ti酸化物：20〜90mass％およびCaＯ：５〜50mass％の範囲に制限することが重要である。
しかしながら、酸化物系介在物の組成を上記の範囲に制御するのは容易ではなく、介在物組成が上記の範囲になるように鋼組成を成分調整したつもりでも、介在物組成がばらつきが大きく、必ずしも所望の組成範囲におさまるわけではないことが判明した。
【００２２】
そこで、発明者らは、この点について、さらに研究を重ねた結果、酸化物系介在物の組成を上記の範囲に安定して制御するためには、脱酸剤成分であるAl、TiおよびCaの添加量もさることながら、これらの成分を添加する順序が極めて重要であることが判明した。
すなわち、まず、少量のAl添加またはSi添加によって予備的脱酸を行った後、比較的多量のTiを添加してTi脱酸を行うと、Al脱酸により生成した Al2O3またはSi脱酸により生成したSiO2をTi酸化物が包むような形態のTi酸化物となり、このような形態のTi酸化物とした上で適量のCaを添加してやると、所望組成の酸化物系介在物が安定して得られることが究明されたのである。
ここに、上記のようにして得られた酸化物系介在物は、低融点であるので連続鋳造時にノズル詰まりを生じることがなく、また、その大きさは５〜20μm 程度にすぎないので製品板においてクラスター状介在物に起因した表面欠陥が発生することもない。しかも、この酸化物系介在物の周りにはCaＳが生成することがないので発錆のおそれもない。
【００２３】
この点、鋼の溶製に際し、脱酸剤成分の添加順序を特に考慮せずに、合金成分を同時に添加した場合、特に従来のようにAlを比較的多量に添加した場合には、Al2O3 が主体の酸化物が生成し易いため、この発明で所期したような組成の介在物とはならず、その結果、所望の効果が得られなかったものと考えられる。
また、この発明では、鋼の溶製段階で、ＶＯＤ炉等を用いた強撹拌を利用するのに対し、従来は、かような溶製手段を適切に講じていなかったことも、所望の効果が得られなかった一因と考えられる。
【００２４】
Ｃ：0.15mass％以下
Ｃは、オーステナイト安定化元素であり、安定してオーステナイト相を形成するのに必要な元素である。しかしながら、あまりに多量に含有されると延性が低下したり、耐食性の劣化を招くので、0.15mass％以下に限定した。
【００２５】
Si：1.0 mass％以下
Siは、脱酸のために有用な元素であるが、強力なフェライト安定化元素でもある。従って、過剰の添加はオーステナイト相を不安定化させ、また延性の低下も招く。従って、この発明では、1.0 mass％以下で含有させるものとした。
【００２６】
Mn：2.0 mass％以下
Mnは、脱酸のために有効な元素であり、またオーステナイト安定化元素でもある。しかしながら、過剰の添加は耐酸化性や耐食性の低下を招くので、2.0 mass％以下に限定した。
【００２７】
Cr：15〜30mass％
Crは、耐食性を確保する上で必要不可欠な元素であり、オーステナイト系ステンレス鋼の主要合金元素である。種々な環境下での耐食性を考慮すると、15mass％以上で十分な耐食性が得られるので、下限は15mass％に限定した。一方、30mass％を超えると熱間加工性の著しい低下を招くので、上限は30mass％に定めた。
【００２８】
Ｐ：0.05mass％以下
Ｐは、耐食性とくに耐粒界腐食性に有害な元素であり、含有量が0.05mass％を超えるとその弊害が顕著となるので、0.05mass％に制限した。
【００２９】
Ｓ：0.015 mass％以下
前述したように、Ｓは耐食性を低下させる元素である。とりわけ、この発明のようにCa添加を行う場合には水溶性であるCaＳを生じ易い。
添加するCa量にも依存するが、この発明の主眼である酸化物系介在物組成をコントロールしても、Ｓ量が 0.015mass％を超えると耐食性の劣化が生じ易くなるので、Ｓ量は 0.015mass％以下に制限した。
【００３０】
Ｎ：0.15mass％以下
Ｎも、Ｃと同様、オーステナイト安定化元素であり、安定的にオーステナイト相を得るには必要な元素である。しかしながら、多量に含有すると延性の低下や耐食性の劣化を招くので、上限を0.15mass％に定めた。
【００３１】
Al：0.005 mass％以下
実験１の結果からも明らかなように、冷延板表面品質の点から0.005 mass％以下にする必要がある。すなわち、含有量が 0.005mass％を超えると表面に Al2O3の凝集に起因したへげ状欠陥が生じる。
【００３２】
Ｏ：0.01mass％以下
酸素は鋼中には全く固溶せず、酸化物として存在する。かかる介在物は錆や破壊の起点となり易く、特に酸素量が0.01mass％を超えるとその影響が顕著となるので、Ｏ量は0.01mass％以下に制限した。
【００３３】
Ti：0.015 〜0.4 mass％
Tiは、脱酸に有用なだけでなく、熱延工程のスラブ加熱時における粒界酸化を防止して、熱延割れ起因の欠陥発生を抑制するのに有効な元素である。しかしながら、含有量が0.015 mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.4mass％を超えると延性が低下しはじめるので、Tiは 0.015〜0.4 mass％の範囲で含有させるものとした。
【００３４】
Ca：0.0005〜0.0050mass％
Caは、この発明に係る酸化物系介在物の融点を効果的に低下して、連続鋳造時におけるノズル閉塞を防止するのに極めて有効な元素であり、その効果は0.0005mass％以上で顕著であるので、下限は0.0005mass％とした。一方、多量に添加すると脱酸生成物組成をコントロールしても耐食性の劣化を招き、含有量が0.0050mass％を超えるとそのおそれが顕著になるので、上限は0.0050mass％とした。
【００３５】
以上、基本成分について説明したが、この発明では、必要応じて次の元素をそれぞれ適宜添加することができる。
Mo：0.05〜6.0 mass％
Moは、耐食性の向上に非常に有効な元素であり、その効果は0.05mass％以上で顕著になるので、下限は0.05mass％とした。一方、Moは添加すればするほど耐食性は向上するが、強力なフェライト安定化元素であるだけでなく、6.0 mass％を超えると高温で脆弱な金属間化合物を生成し、靱性を劣化させるので、上限は 6.0mass％とした。
【００３６】
Nb：0.01〜0.08mass％、Ｖ：0.01〜0.1 mass％、Ｂ：0.0002〜0.0030mass％
Nb、ＶおよびＢはいずれも、結晶粒径の不均一性に起因して冷延焼鈍板表面に生成し易い縞状の模様発生を防止するのに極めて有用な元素である。その効果は、Nb：0.01mass％以上、Ｖ：0.01mass％以上、Ｂ：0.0002％以上の単独または複合添加で認められるので、下限はそれぞれ0.01mass％, 0.01mass％, 0.0002mass％に限定した。しかしながら、Nbについては0.08mass％を超えると伸びが低下しはじめ、またＶについては 0.1mass％を超えると延性が低下しはじめ、さらにＢについては0.0030mass％を超えると耐粒界腐食性が低下しはじめるので、それぞれ上限は0.08mass％、0.1 mass％、0.0030mass％に限定した。
【００３７】
次に、この発明において、酸化物系介在物組成を前記の範囲を限定した理由について説明する。
Ti酸化物量：20〜90mass％、 Al2O3：50mass％以下、CaＯ：５〜50mass％
酸化物系介在物の組成を上記の範囲にしたところが、この発明の主眼技術である。
先に実験２，３，４，５で示したように、 Al2O3量を50mass％以下、より好ましくは20mass％以下とすることによって、冷延板で生成するヘゲ状表面欠陥を防止でき、さらにTi酸化物量を20〜90mass％、CaＯ量を５〜50mass％とすることによって、連続鋳造時におけるノズル詰まりを防止でき、しかも耐食性の劣化もない。従って、この発明では、脱酸生成物に起因した酸化物系介在物の組成について、Ti酸化物：20〜90mass％、 Al2O3：50mass％以下、CaＯ：５〜50mass％の範囲に限定したのである。
【００３８】
なお、この発明では、鋼中の全ての介在物を、上記の組成の複合酸化物とする必要はなく、少なくとも50％、好ましくは70％以上がかような Al2O3−Ti酸化物−CaＯ系複合酸化物になっていれば良い。
ここに、その他に生成される酸化物としては、SiO2, MnO, FeOX およびMgO などが考えられる。
【００３９】
次に、この発明の好適製造方法について説明する。
この発明では、前述したとおり、溶製段階における脱酸剤成分の添加順序が重要である。
すなわち、まず、少量のAlまたはSiを添加して予備的脱酸を行ったのち、比較的多量のTiを添加してTi脱酸を行う。このようにすると、AlまたはSi脱酸により生成した Al2O3やSiO2がTi酸化物で包まれたような形態のTi酸化物となるが、かような形態のTi酸化物の大きさは５〜20μm 程度であるので、製品板において巨大のクラスター状介在物に起因した表面欠陥を有利に防止することができる。
しかしながら、かかるTi酸化物は、溶鋼中では固相であるため、このままでは連続鋳造時に地鉄を取り込んだ形でタンディッシュのノズル内面に付着・堆積して、ノズルの閉塞を生じるおそれがある。
しかしながら、その後にCaを適量添加してやると、低融点の酸化物となり、それ故連続鋳造時におけるノズル詰まりが有利に回避されるのである。
しかも、かかる酸化物系介在物の周りにはCaＳが生成することがないので発錆も併せて防止できることは前述したとおりである。
【００４０】
上記のようにして、所望の鋼組成および介在物組成に調整した溶鋼は、常法に従って、鋳造、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍処理を施して製品とされる。
ここに、好適な熱延条件、冷延条件および焼鈍条件は次のとおりである。
熱延条件
スラブ加熱温度：1050〜1260℃、粗圧延温度：900 〜1180℃、粗圧延トータル圧下率：80〜93％、仕上げ圧延温度：750 〜1000℃、仕上げ圧延出側厚さ：1.5 〜７mm、巻取り温度：400 〜850 ℃。
冷延条件
冷間圧延は、タンデムミル、クラスターミルまたはゼンジミィアーミルにより圧延できる。総圧下率は45〜95％程度が好ましい。冷間圧延−焼鈍−冷間圧延を繰り返しても良い。
焼鈍条件
仕上げ焼鈍温度：1000〜1180℃の範囲で、目的とする材質に応じて選択する。目標温度保持時間：０〜1800ｓの範囲で、目的とする材質に応じて選択する。
また、表面仕上げについては、２Ｄ、２Ｂ、ＢＡおよび研磨などがある。
【００４１】
【実施例】
表１に示す成分組成の溶鋼を次のようにして溶製した。
すなわち、脱炭処理後の含クロム溶鋼に対し、ＶＯＤ炉にて、溶鋼撹拌下に、まず所定量のAlを添加して予備脱酸を行い、ついでTiを添加してTi脱酸を行ったのち、成分調整を行い、溶鋼を大気中に移してからCa添加を行った。
ついで、連続鋳造法にて、厚み：200 mm、幅：1000mmサイズに鋳造した。得られたスラブは手入れすることなく、次の条件で熱間圧延を行った。
スラブ加熱温度：1170〜1260℃、加熱時間：30〜90分、粗７パス、粗仕上げ厚み：25mm、粗圧延終了温度：990 〜1120℃、仕上げ（７段ミル）、仕上げ厚：３mm、ＦＤＴ：800 〜1080℃、ＣＴ：700 〜1030℃。
【００４２】
得られた熱延コイルを、1090〜1140℃で連続焼鈍し、酸洗後、冷間圧延により板厚：0.6 mmに仕上げたのち、1070〜1140℃で連続焼鈍後、酸洗して冷延焼鈍板とした。
かくして得られた冷延焼鈍板について、酸化物系介在物の組成、連鋳後のノズル閉塞率ならびに冷延焼鈍板表面のヘゲ欠陥個数および縞状模様発生状況について調べた結果を、表２に示す。
また、同表には、冷延焼鈍板表面をエメリー＃600 研磨し、塩水噴霧試験（ＳＳＴ）および塩乾湿複合サイクル腐食試験（ＣＣＴ）を行った後の発錆個数と発錆面積率について調査した結果も併せて示す。
表面性状については、冷延板における表面欠陥発生個数および縞状模様発生の有無で、また耐食性については、塩水噴霧試験および塩乾湿複合サイクル腐食試験における発錆個数および発錆面積率で、それぞれ評価した。
【００４３】
なお、それぞれの特性評価方法は次のとおりである。
・冷延焼鈍板中の酸化物系介在物の分析
冷延焼鈍板から試験片を採取し、臭素メタノール系の溶液中で電解することによって酸化物系介在物を残査として採取したのち、酸に溶解して化学分析を行った。
・ノズル閉塞率測定法
160 トン連続鋳造後の初期径：60mmのノズルを回収し、断面を切断して最小径を測定し、（（初期径−鋳込み後の最小径）／初期径）× 100（％）を閉塞率とした。
【００４４】
・塩水噴霧試験（ＳＳＴ）
冷延焼鈍板表面をエメリー＃600 研磨仕上げ後、脱脂し、JIS Z 2371に準拠した条件（50℃）で塩水噴霧試験を４ｈ行い、発錆個数をカウントした。
・塩乾湿複合サイクル腐食試験（ＣＣＴ）
冷延焼鈍板表面をエメリー＃600 研磨仕上げ後、脱脂し、35℃で 3.5％NaClを0.5 時間噴霧後、１ｈの乾燥（60℃）および１ｈ湿潤（40℃、相対湿度：95％以上）を１サイクルとした複合腐食試験を30サイクル実施し、発錆面積率を測定した。
【００４５】
【表１】
【表２】
表２に示したとおり、この発明に従うオーステナイト系ステンレス鋼は、その溶製後の連続鋳造時においてノズル閉塞が全く生じず、また製品板においても、表面欠陥が全くなく、しかも優れた耐食性を有していた。
【００４８】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、酸化物系介在物に起因した表面欠陥がなく、また耐食性にも優れたオーステナイト系ステンレス鋼を安定して得ることができる。
さらに、この発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、その製造過程の連続鋳造時においてノズル閉塞が生じることもない。
【図面の簡単な説明】
【図１】 鋼中のAl量と熱延焼鈍板の表面欠陥個数との関係を示したグラフである。
【図２】 酸化物系介在物中の Al2O3濃度とヘゲ状表面欠陥個数との関係を示したグラフである。
【図３】 酸化物系介在物中のTi酸化物濃度とノズル閉塞率および発錆個数との関係を示したグラフである。
【図４】 酸化物系介在物中のCaＯ濃度とノズル閉塞率および発錆個数との関係を示したグラフである。
【図５】 耐食性に及ぼすＳ量とCa量の影響を、２つの Al2O3水準で比較して示したグラフである。
Claims (3)
- Ｃ：0.15mass％以下、 Si：1.0 mass％以下、 Mn：2.0 mass％以下、
Cr：15〜30mass％、 Ni：５〜30mass％、 Ｐ：0.05mass％以下、
Ｓ：0.015 mass％以下、 Ｎ：0.15mass％以下、 Al：0.005 mass％以下、
Ｏ：0.01mass％以下、 Ti：0.015 〜0.4 mass％、Ca：0.0005〜0.0050mass％
を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になり、鋼中の脱酸生成物に起因した酸化物系介在物の組成が、Ti酸化物：20〜90mass％、 Al2O3：50mass％以下およびCaＯ：５〜50mass％の範囲を満足することを特徴とする表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。 - 請求項１において、鋼組成が、さらに
Mo：0.05〜6.0 mass％
を含有する組成になることを特徴とする表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。 - 請求項１または２において、鋼組成が、さらに
Nb：0.01〜0.08mass％、 Ｖ：0.01〜0.1 mass％、 Ｂ：0.0002〜0.0030mass％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする表面性状が良好で耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
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