(57)【要約】【課題】熱間加工性に優れたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼は、全元素の合計１００質量％に対してＢを０．５０〜１．５０質量％含み、初晶オーステナイトの粒度番号が７．０以上であり、且つ、ボライド及び共晶オーステナイトからなる共晶組織の含有割合Ｙ（％）が、Ｙ≦４５．４５×ＣＢ（式中、ＣＢはＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼に含まれるＢの含有量（質量％）である。）で示される関係を有する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
全元素の合計１００質量％に対してＢ（ホウ素）を０．５０〜１．５０質量％含むオーステナイト系ステンレス鋳鋼において、
初晶オーステナイトの粒度番号が７．０以上であり、且つ、ボライド及び共晶オーステナイトからなる共晶組織の含有割合Ｙ（％）が、下記式で示される関係を有することを特徴とする熱間加工性に優れたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼。
Ｙ≦４５．４５×ＣＢ
［式中、ＣＢはＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼に含まれるＢの含有量（質量％）である。］
【請求項２】
見かけ密度が真密度の９５％以上である請求項１に記載のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼。
【請求項３】
請求項１又は２に記載のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法であって、
全元素の合計１００質量％に対してＢを０．５０〜１．５０質量％含むオーステナイト系ステンレス原料を溶解させてなる溶湯に、ガスを接触させて微細な液滴を形成するアトマイズ工程と、
上記液滴を半溶融状態でコレクターに衝突させ、堆積物を凝固させる堆積工程と、
を備え、
上記アトマイズ工程におけるガス／メタル比が０．５〜１．０Ｎｍ３／ｋｇであることを特徴とするＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法。
【請求項４】
上記液滴の形成開始点と、上記液滴の堆積部との距離が２００〜３００ｍｍである請求項３に記載のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間加工性に優れたＢ（ホウ素）元素を含有するＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
熱中性子線を遮蔽し且つ耐食性を有する材料として、少量のＢ元素を含有するオーステナイト系ステンレス鋼が知られている。このＢ添加オーステナイト系ステンレス鋼は、熱間加工性に劣ることから、特定の凝固組織を備える構成により、熱間加工性を改良しようという検討が進められてきた。
特許文献１には、Ｃ元素を０．１質量％以下、Ｓｉ元素を０．１０〜１．００質量％、Ｍｎ元素を０．１０〜２．００質量％、Ｂ元素を０．０５〜５．０質量％、Ｃｒ元素を１１．０〜２７．０質量％、Ｎｉ元素を７．０〜２５．０質量％及びＮ元素を０．３質量％以下含有し、残部が、Ｆｅ元素及び不可避的不純物からなり、鋼中に平均粒径１０μｍ以下の大きさのボライドが分散しているＢ入りオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。このＢ入りオーステナイト系ステンレス鋼は、上記組成の溶鋼を、造塊時における溶鋼過熱度を３０℃〜１３０℃として鋳込む方法により製造されている。
特許文献２には、Ｃ元素を０．１質量％以下、Ｓｉ元素を１．０質量％以下、Ｍｎ元素を２．０質量％以下、Ｂ元素を０．０５〜５．０質量％、Ｃｒ元素を１１．０〜２７．０質量％、Ｎｉ元素を７．０〜１２．０質量％及びＮ元素を０．３質量％以下含有し、残部が、Ｆｅ元素及び不可避的不純物からなり、６５μｍ以下の微細ボライドを少なくとも板厚方向に均一に分散析出させてなるＢ含有オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。このＢ含有オーステナイト系ステンレス鋼は、鍛造スラブを素材として、熱間圧延に先立つインゴットの鍛造を、８００℃〜１２００℃の温度範囲、及び、圧下１回当たりの圧下率を５％以上とする条件下で行う方法により製造されている。
【０００３】
また、特許文献３には、Ｃ元素を０．０５質量％以下、Ｓｉ元素を０．１〜１．０質量％、Ｍｎ元素を０．２〜２．０質量％、Ｐ元素を０．０５質量％以下、Ｓ元素を０．０２質量％以下、Ｃｕ元素を０．５質量％以下、Ｎｉ元素を７〜１５質量％、Ｃｒ元素を１８〜２５質量％、Ｍｏ元素を０．０１〜１．５質量％、Ａｌ元素を０．００５〜０．２質量％、Ｂ元素を０．９〜２．５質量％、Ｓｎ元素＋Ｐｂ元素を０．０３質量％以下及びＮ元素を０．０４質量％以下含有し、残部が、Ｆｅ元素及び不可避不純物からなり、−１０≦Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３Ｂ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋１１．６−１．３６（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ）≦４であるＢ含有ステンレス鋼が開示されている。このＢ含有ステンレス鋼は、原料鋼を１１００℃〜１２１０℃に加熱した後、成形比が４以上の分塊圧延又は熱間鍛造を行い、次いで、熱間圧延する方法により製造されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平９−９５７５５号
【特許文献２】特開平９−２６３８９０号
【特許文献３】特開平１０−２１９３９９号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋼の鋳造において、凝固工程では、最初に初晶オーステナイトが晶出し、その後、この初晶オーステナイトどうしの間の未凝固領域において、ボライド及び共晶オーステナイトからなる共晶組織が晶出し凝固が完了する。この共晶組織は、ボライド及び共晶オーステナイトが層状に積み重なったラメラ構造を有する。共晶オーステナイトは、単独では延性に富むものの、共晶組織においては脆く延性に乏しいボライドに取り囲まれているため、その変形方向が拘束される。そして、共晶オーステナイトの変形が拘束される分、ボライドへの応力が高まり、脆く延性に乏しいボライドにおいて破断し、その結果、熱間加工性が低下する。そのため、Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼においてＢ添加量が多いほど、脆く延性に乏しいボライドが増加し、且つ、凝固組織における共晶組織の含有割合が高くなるため、熱間加工性が低下することは公知の事実である。
特許文献１〜３に開示されたステンレス鋼は、いずれも、所期の目的を達成していると考えられるが、鋳造工程により得られる鋳鋼はボライド及び共晶オーステナイトからなる共晶組織の含有割合が高く、熱間加工性が未だ十分ではなかった。そして、熱間加工を施すと割れ等の不具合を生じることとなり、研削等による手入れを必要とすることがあった。また、このような不具合を抑制するために、熱間加工と研削等による手入れを繰り返してボライドを細粒化することができるが、コストの点で問題があった。
本発明の目的は、熱間加工性に優れたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者は、ボライド及び共晶オーステナイトからなる共晶組織の含有割合に着目し、従来と同量のＢ元素を含有した場合でも、共晶組織の含有割合をより低減したＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼及びその製造方法を見出し、本発明を完成するに至った。
本発明は、以下に示される。
１．全元素の合計１００質量％に対してＢ（ホウ素）を０．５０〜１．５０質量％含むＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼において、初晶オーステナイトの粒度番号が７．０以上であり、且つ、ボライド及び共晶オーステナイトからなる共晶組織の含有割合Ｙ（％）が、下記式で示される関係を有することを特徴とする熱間加工性に優れたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼。
Ｙ≦４５．４５×ＣＢ
［式中、ＣＢはＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼に含まれるＢの含有量（質量％）である。］
２．見かけ密度が真密度の９５％以上である上記１に記載のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼。
３．上記１又は２に記載のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法であって、全元素の合計１００質量％に対してＢを０．５０〜１．５０質量％含むオーステナイト系ステンレス原料を溶解させてなる溶湯に、ガスを接触させて微細な液滴を形成するアトマイズ工程と、上記液滴を半溶融状態でコレクターに衝突させ、堆積物を凝固させる堆積工程とを備え、上記アトマイズ工程におけるガス／メタル比が０．５〜１．０Ｎｍ３／ｋｇであることを特徴とするＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法。
４．液滴の形成開始点と、上記液滴の堆積部との距離が２００〜３００ｍｍであることを特徴とする上記３記載のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法。
【発明の効果】
【０００７】
本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼によれば、分塊圧延、鍛伸等の熱間加工をすることなく、鋳鋼を１ヒートプロセスで熱間圧延し圧延製品を得ることができ、コストメリットに優れる。
本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法によれば、初晶オーステナイトの粒度番号が大きく（即ち、初晶オーステナイトの結晶粒径が小さく）、共晶組織の割合が低い金属組織を有する鋳鋼を得ることができ、これにより、熱間加工性に優れたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼を効率よく製造することができる。この熱間加工性の向上は、初晶オーステナイトの粒度番号が大きく、且つ共晶組織の割合が低い金属組織とすることで、初晶オーステナイトと繋がる共晶オーステナイトが多くなり、脆く延性に乏しいボライドに周囲の大部分を囲まれて変形方向を拘束されている共晶オーステナイトが減少するため、オーステナイトの変形による応力緩和能力が高まり、脆いボライドへの応力集中が抑制されるためである。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】実施例で用いたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造装置の一例を示す概略説明図である。
【図２】Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造において、溶湯とガスとが接触した際に形成された液滴の形成開始点と、液滴からなる堆積物２０（の表面）との間の長さｚを示す概略説明図である。
【図３】本発明（実施例１）の鋳造組織を示す画像である。
【図４】本発明（実施例１）の鋳造組織の拡大画像である。
【図５】本発明（実施例２）の鋳造組織を示す画像である。
【図６】比較例２の鋳造組織を示す画像である。
【図７】比較例３の鋳造組織を示す画像である。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼は、全元素の合計１００質量％に対してＢを０．５０〜１．５０質量％含む鋳鋼において、初晶オーステナイトの粒度番号が７．０以上であり、且つ、ボライド及び共晶オーステナイトからなる共晶組織の含有割合Ｙ（％）が、下記式で示される関係を有することを特徴とする。
Ｙ≦４５．４５×ＣＢ
［式中、ＣＢはＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼に含まれるＢの含有量（質量％）である。］
また、鋳造欠陥を防ぐ観点から、鋳鋼の見かけ密度が真密度の９５％以上であることがより望ましい。
【００１０】
本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼に含まれるＢ元素は、熱中性子線の吸収能に優れた鉄鋼製品を与える成分である。Ｂ元素の含有量は、全元素の合計１００質量％に対して０．５０〜１．５０質量％であり、好ましくは０．５５〜１．２０質量％である。Ｂ元素の含有量が少なすぎると熱中性子線の吸収能が十分に確保できなくなり、逆に、Ｂ元素の含有量が多すぎると本発明の方法を適用しても熱間加工性が十分に改善しなくなるためである。
尚、本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼において、Ｂ元素の含有量が上記範囲にあれば、他の構成元素は特に限定されない。添加したＢ原子はオーステナイト相の組成の如何に関わらずオーステナイト相にはほとんど固溶せず、Ｆｅ原子及びＣｒ原子と結合し、ボライドと呼ばれる金属間化合物（Ｆｅ，Ｃｒ）２Ｂを形成するからである。他の構成元素としては、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ａｌが挙げられ、その他はＦｅ及び不純物元素である。好ましい鋼種としてはＳＵＳ３０４及びＳＵＳ３０４Ｌをベース鋼とし、好ましくはＮ添加量を０．０６質量％以下とし、好ましくはＣｒ添加量を１９．０〜２３．０質量％としＢを添加したものが挙げられる。ＳＵＳ３０４及びＳＵＳ３０４Ｌをベース鋼としつつも特に、Ｎ濃度が高くなり過ぎないように注意を払い、Ｃｒ元素の濃度を高くした方がよい理由について以下に説明する。
【００１１】
Ｃｒ（クロム）元素は、耐食性に優れた鉄鋼製品を与える成分である。Ｃｒ元素の含有量は、全元素の合計１００質量％に対して、好ましくは１９．０〜２３．０質量％である。ボライドはＣｒ元素、Ｆｅ元素、Ｂ元素からなる金属間化合物であるため、Ｃｒ元素の含有量が少なすぎるとオーステナイトに固溶するＣｒ濃度が低下し、耐食性が不十分となる。一方、Ｃｒ元素の含有量が多すぎると、熱間加工性の低下が顕著となる傾向にある。
【００１２】
Ｎ（窒素）元素は、強度及び耐食性に優れた鉄鋼製品を与える成分であるが、熱間加工性を低下させる元素でもある。Ｎ元素の含有量は、全元素の合計１００質量％に対して、好ましくは０．０６質量％以下である。Ｎ元素の含有量が多すぎると、変形抵抗が大きくなる。これにより、熱間圧延時に多くのパスを必要とするだけでなく、熱間圧延時に温度が低下した箇所は著しく変形し難くなり、所定の製品寸法を得難くなる。
【００１３】
本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼において、初晶オーステナイトの粒度番号は７．０以上であり、好ましくは７．５以上、より好ましくは８．０以上である。この初晶オーステナイトの粒度番号が７．０未満であると、初晶オーステナイトの粒径が大きいため、体積あたりの初晶オーステナイトの表面積が低下する。そのため、初晶オーステナイトと繋がる共晶オーステナイトの割合が減少し、脆く延性に乏しいボライドに取り囲まれた共晶オーステナイトの割合が増加するため、熱間加工性は低下する傾向にある。
【００１４】
上記粒度番号は、ＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）における鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に準じて決定することができる。初めに、鋳鋼を切断する。その後、切断面に対し、研磨等を行い鏡面として腐食液で金属組織を現した後に、切断面（鋳鋼内部の凝固組織）を、光学顕微鏡により１００倍視野にて観察し、多少湾曲した多角形形状を示す初晶オーステナイトと、ボライドと共晶オーステナイトからなる共晶組織とを同定する。
次いで、上記規格における付属書「４．フェライト−パーライト混在組織の評価方法」を参考に、付属書の定める判定方法を、フェライト組織を初晶オーステナイト組織に、パーライト組織を上記共晶組織に、それぞれ、置き換えることにより、初晶オーステナイトの粒度番号を決定することができる。
【００１５】
また、本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼において、ボライド及び共晶オーステナイトからなる共晶組織の含有割合Ｙ（以下、「共晶組織率」という。）が、下記式（１）で示される関係を有する。
Ｙ（％）≦４５．４５×ＣＢ                    （１）
［式中、ＣＢはＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼に含まれるＢの含有量（質量％）である。］
この式（１）は、本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼において、上記共晶組織率がより低減されたものであることを示すものである。
従来のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｙ＞４５．４５×ＣＢとなり、熱間加工性に劣るため、仕上げ圧延前に熱間加工性改善のため分塊圧延や鍛伸等の熱間加工が必要であったが、本発明では上記式（１）が満たされることで、鋳鋼を１ヒートプロセスで熱間圧延することができる。
Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋼においては、オーステナイトにＢ元素はほとんど固溶しない。そのため、鋳造時に初晶オーステナイトが晶出し成長する際、オーステナイトに固溶することなく排出されたＢ元素が、初晶オーステナイトの固液界面近傍の液相に濃化する現象が生じる。
従来の製造方法、例えば、鋳型鋳造や連続鋳造により得られたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼では、この固液界面近傍の液相におけるＢの濃化が著しく、これにより組成的過冷現象が顕著に生じ、熱平衡状態と比較して早期にボライドが核発生し共晶凝固が始まる。そのため、共晶組織率はＹ＞４５．４５×ＣＢとなる。
【００１６】
尚、上記式（１）における「４５．４５×ＣＢ」は、以下の理由に基づくものである。
これまでに発表されているＢ添加オーステナイト系ステンレス鋼に関する文献（及川ら、「ふぇらむ」１０（２００５）、ｐ．９２９−９３１，水上ら、「鉄と鋼」８５（１９９９）、ｐ．２９５−３００等）において、Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋼の状態図が示されている。
Ｂ元素を添加しなければボライドは生成しないため共晶組織率が０％となるのは自明であり、一方、共晶点において共晶組織率は１００％となる。文献に示された状態図より、共晶点におけるＢ元素の含有量は２．２質量％であり、液相線は、Ｂ元素の含有量、即ちＣＢが０．５〜２．２質量％の範囲にある場合においては直線性を有する。
このことから、この範囲における熱平衡状態の共晶組織率に関し、４５．４５（共晶点での共晶組織率１００％を共晶点のＢ元素の含有量は２．２質量％で割った値）を傾きとして、「共晶組織率（％）＝４５．４５×ＣＢ（質量％）」に直線近似することは妥当であると考えられる。
鋳型鋳造や連続鋳造といった従来の鋳造方法では、その凝固過程において初晶オーステナイトの固液界面近傍の液相にてＢ濃度が著しく高まり、組成的過冷現象が顕著に現れ、ボライドが核発生しやすく、共晶凝固が熱平衡状態と比較して起こりやすくなり、その結果、共晶組織率は上記式（１）の値よりも大きくなる。
一方、本発明では、後述する製造方法における凝固過程において激しい攪拌を伴うため、初晶オーステナイトの固液界面近傍の液相にてＢ濃度が著しく高まることが抑制され、組成的過冷が抑制される。その結果、ボライドが核発生し難く、共晶凝固が熱平衡状態と比較して同等もしくは起こり難くなり、その分、初晶オーステナイトが成長し、共晶組織率が（４５．４５×ＣＢ）以下となる。尚、この共晶組織率の低減は、共晶組織における共晶オーステナイトの量が低下することで成し遂げられており、ボライドの量は変化しない。
尚、Ｂ原子は、オーステナイト相にほとんど固溶しないこと、及び、オーステナイト相の密度が、Ｃｒ元素、Ｎｉ元素等の含有量が変化してもほとんど変化しないことから、「共晶組織率（％）＝４５．４５×ＣＢ（質量％）」の関係は、Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼において、一般的に適用可能であると考えられる。
上記のように、この共晶組織率の低減は、共晶組織における共晶オーステナイトの量が低下することで成し遂げられており、ボライドの量は変化しない。よって、最も望ましい上記Ｙの下限値は、共晶オーステナイトが存在しない金属組織の状態を意味し、Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼におけるボライドの含有割合と同値であり、文献（和田ら、「鉄と鋼」８０（１９９４）、ｐ．４１８−４２３）より、１５×ＣＢ−０．５にて与えられる値である。しかしながら、激しい攪拌による共晶凝固の抑制には自ずと限界があり、本発明で得られる下限値は、通常、４５．４５×ＣＢ−５．００である。
【００１７】
上記共晶組織率の測定は、上記粒度番号の決定に際して準備した試料において、初晶オーステナイト及び共晶組織を同定、確認した後、これらの面積割合を算出することにより、後者の面積割合、即ち、共晶組織率を得ることができる。
【００１８】
本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼は、初晶オーステナイトの結晶粒径が小さく、且つ、上記式（１）が満たされているため共晶組織の割合が低い金属組織を有し、これらにより、初晶オーステナイトと繋がる共晶オーステナイトが多くなっている。従って、オーステナイトの変形による応力緩和性が高まるため、脆いボライドへの応力集中が抑制されて、熱間加工時の延性が向上する。
【００１９】
本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼において、見かけ密度は、好ましくは真密度の９５％以上、より好ましくは真密度の９７％以上、更に好ましくは真密度の９９．５％以上である。この割合が上記範囲にあると、空孔等の鋳造欠陥が低減された鋳鋼とすることができる。上記見かけ密度は、ミラージュ貿易社製電子比重計「ＳＤ−２００Ｌ」（型式名）等を用いて測定することができる。
【００２０】
また、上記真密度は、鋳型鋳造材の押し湯が十分に効いた箇所から小片を切り出し測定した密度をもとに、Ｂ添加量と真密度が負の比例関係にあるとして、計算式「真密度（ｇ／ｃｍ３）＝−０．１３８６×ＣＢ（質量％）＋７．８９９９」を回帰計算により導出し、この式にて算出した値を真密度とすることができる。
以下、真密度に対する見かけ密度の割合を「充填率」（％）と表記する。
充填率（％）＝（見かけ密度÷真密度）×１００
【００２１】
上記のような構成を有する本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法
は、スプレーフォーミング法を用いる。このスプレーフォーミング法は、溶湯をガスアトマイズし、飛散した液滴を堆積させ鋼塊を得る鋳造方法である。この方法において、ガスアトマイズにより飛散した液滴が堆積する際、堆積物の表面に激しい攪拌状態にある半溶融領域が形成されることがスプレーフォーミング法の特徴である。
飛散した液滴は、微細であり表面積が大きいため、堆積に至るまでの飛行中に一部凝固が始まり、初晶オーステナイトの小さな結晶が生成する。この液滴に含まれる小さな初晶オーステナイトは、液滴が衝突する堆積物表面の半溶融領域にて凝固が進行する際、初晶オーステナイトの結晶核（核発生サイト）となる。このように凝固する際に、結晶核が多量に供給されるため、初晶オーステナイトの粒度番号が大きい（即ち、初晶オーステナイトの粒径が小さい）Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼が得られる。また、液滴の衝突が続くと、堆積物表面における半溶融領域は激しく攪拌される。これにより、初晶オーステナイトの固液界面近傍の液相にてＢ濃度が著しく高まることを防ぎ、組成的過冷を抑制するため、ボライドが核発生し難くなる。そして、共晶凝固が熱平衡状態と比較して起こり難くなり、その分初晶オーステナイトが成長し、結果として、共晶組織率が低下する。
本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼は、後述するスプレーフォーミング法による本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法によって得られたものとすることができる。
【００２２】
本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法は、全元素の合計１００質量％に対してＢを０．５０〜１．５０質量％含むオーステナイト系ステンレス原料（以下、「原料鋼」という。）を溶解させてなる溶湯に、ガスを接触させて微細な液滴を形成するアトマイズ工程と、上記液滴を半溶融状態、即ち、完全に凝固する前の状態でコレクターに衝突させ、堆積物を凝固させる堆積工程とを備え、上記アトマイズ工程におけるガス／メタル比が０．５〜１．０Ｎｍ３／ｋｇであることを特徴とする。
また、液滴の形成開始点と、上記液滴の堆積部との間の距離を２００〜３００ｍｍとすることで、より安定した製造を行うことができる。
本発明において、例えば、図１に示される製造装置を用いて、Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造を進めることができる。図１の製造装置については、後述される。
【００２３】
上記アトマイズ工程は、上記原料鋼を溶解させてなる溶湯にガスを接触させて、微細な液滴を形成する工程であり、上記溶湯を所定方向に流し（以下、この流れを「金属流」という。）、この金属流に、ガスを噴射し、その全てを微細な液滴とする工程である。
【００２４】
上記原料鋼は、全元素の合計１００質量％に対してＢを０．５０〜１．５０質量％含む混合物であり、予め、溶製されたものであってもよい。
尚、上記原料鋼の成分は、溶湯と接触させるガスによる影響のない場合には最終的に得られる鋳鋼の成分と同一となり、影響が生じる場合には異なる場合がある。具体的に言うと、アトマイズ工程においてＮガスを用いた場合には、溶湯とＮガスの接触によって原料鋼よりＮ含有率の高い鋳鋼が製造される。従って、上記原料鋼の成分は、溶湯と接触させるガスの種類によって、適宜、選択される。
【００２５】
上記溶湯は、上記原料鋼を、好ましくは、（液相線温度＋５０）℃〜（液相線温度＋２５０）℃で、より好ましくは（液相線温度＋９０）℃〜（液相線温度＋２００）℃で溶解させてなる液状物である。
【００２６】
上記アトマイズ工程においては、上記金属流を連続的に形成及び供給し、ガスを連続的に噴射することが好ましい。微細な液滴を効率よく形成する方法としては、所定の断面積を有する金属流を形成し、所定の位置において、金属流の外表面全体にガスを噴射する方法が挙げられる。
上記金属流の供給方向は、特に限定されない。堆積工程において、液滴の堆積を効率よく進めるために、上記金属流を、上方から下方へ流下させることが好ましい。この金属流を下方へ供給する場合、この金属流の流れは、鉛直下方向であってよいし、斜め下方向であってもよい。また、液滴の安定形成にために、ガスが金属流に接触するまでにおいては、金属流が直線性を有することが好ましい。
従って、アトマイズ工程において微細な液滴を効率よく形成し、堆積工程において液滴の堆積を効率よく進めるために、上記金属流を、上方から下方へ直線的に流下させ、所定の位置（高さ）において、金属流の外表面全体にガスを噴射することが好ましい。尚、上記金属流の供給速度は、特に限定されないが、ガス／メタル比が所定の範囲に入るように、適宜、調整される。
【００２７】
上記金属流に接触させるガスの組成は、溶湯の組成、及び、得られるＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼に含まれる金属元素の組成を大きく変化させるものでなければ、特に限定されないが、具体的には、窒素ガス、アルゴンガスが挙げられる。これらは、単独で用いてよいし、組み合わせて用いてもよい。上記のうち、空孔等の鋳造欠陥の形成が抑制されることから、窒素ガスが好ましい。尚、上記ガスが、窒素ガスを含む場合には、原料鋼の組成と、得られる鋳鋼の組成とが異なる場合がある。組成変化の度合いは、窒素ガスの使用条件によるが、得られる鋳鋼に含まれる窒素元素の含有量は、通常、原料鋼における窒素元素の含有量よりも２０質量ｐｐｍ程度多くなる。
【００２８】
上記ガスの供給速度、供給方向等の接触条件は、特に限定されない。ガスの供給速度は、ガス／メタル比が所定の範囲に入るように、適宜、調整されるが、通常、毎分１．０〜３．０Ｎｍ３、好ましくは毎分１．５〜２．０Ｎｍ３である。
また、上記ガスの供給方向については、供給される金属流の進行方向と、供給されるガスの進行方向とから形成される角度は、好ましくは１０〜４０度、より好ましくは２５〜３５度である。この角度が上記範囲にあると、液滴の形成及び堆積を効率よく進めることができる。尚、上記角度が広すぎると、即ち、より鈍角になると、形成された液滴が散乱し、収率が低下する傾向にある。本発明においては、供給される金属流の所定の位置（高さ）における外周（線又は面）に、ガスを供給することが好ましい。この方法によれば、金属流及びガスの接触後、微細な液滴が円錐状を形成しながら連続的に噴射されることとなり、堆積工程において安定した堆積物を得ることができる。
【００２９】
本発明に係るアトマイズ工程において、上記溶湯に接触させるガスの供給速度と上記溶湯の供給速度との比である、ガス／メタル比は、０．５〜１．０Ｎｍ３／ｋｇとするものであり、より好ましくは０．７〜０．９Ｎｍ３／ｋｇである。このガス／メタル比が上記範囲にあると、微細な液滴を安定的に形成し、飛散させることができる。これにより、溶湯の表面積が増えるため、続く堆積工程に至るまでの飛行中に液滴内で一部凝固が始まり、液滴内に初晶オーステナイトの結晶が生成する。この結晶は続く堆積工程において凝固が進行する際、初晶オーステナイトの結晶核となり、初晶オーステナイトの粒度番号が大きい（即ち、初晶オーステナイトの粒径が小さい）Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼が得られる。
また、上記液滴が、ガスの勢いに乗って、コレクターに向かって、高速且つ連続的に衝突するため、堆積工程において、堆積物表面における半溶融領域が激しく攪拌される。これにより、初晶オーステナイトの固液界面にてＢ濃度が著しく高まることを防ぎ、組成的過冷を抑制するため、ボライドが核発生し難く、共晶凝固が熱平衡状態と比較して起こり難くなり、その分初晶オーステナイトが成長し、その結果、共晶組織率が低下する。
このようにして特定の構成を有する本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼を効率よく製造することができる。尚、上記ガス／メタル比が小さすぎると、得られるＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼において、初晶オーステナイトの粒度番号が小さく、共晶組織率が高い傾向があり、一方、ガスメタル比が大きすぎると、アトマイズ工程にて金属流がガスに押し戻され逆流し工程条件を維持できなくなる。
【００３０】
上記堆積工程は、上記液滴を半溶融状態でコレクターに衝突させ、堆積物を凝固させる工程である。この堆積工程においては、上記アトマイズ工程により形成された液滴が、半溶融状態で堆積し、吹きつけるガス及び既に凝固した堆積物に熱を奪われ凝固する。堆積物の表面においては、次々と堆積する液滴が持ち込む熱と、吹き付けるガス及び既に凝固した部分に抜ける熱がバランスし、半溶融領域が形成される。上記アトマイズ工程により形成された、初晶オーステナイトを含む半溶融状態の液滴が、この半溶融領域に次々に衝突し、半溶融領域における初晶オーステナイトの結晶核の増加をもたらすことにより、初晶オーステナイトの粒度番号が大きい（即ち、初晶オーステナイトの粒径が小さい）Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼が得られる。
【００３１】
本発明において、特定の構成を有する本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼を製造するために、上記液滴の形成開始点（金属流とガスが衝突して液滴が形成された位置）と、上記液滴の堆積部との間の長さ（以下、「スプレー高さ」とする。）を２００〜３００ｍｍとするのが、安定した操業を進める上で好ましい。
アトマイズ工程において、上記好ましい方法により金属流とガスとを接触させた場合には、コレクターに向かう液滴は、通常、円錐状に広がる。そのため、堆積工程において液滴がコレクターに衝突した際の衝突部は、通常、円形である。円錐の高さに対し、円錐の底面積は高さの２乗に比例するため、円錐の高さ、即ち、スプレー高さを長くしすぎると、スプレー高さの変動幅に対する、堆積する面積の変動幅が大きくなり、安定した鋳造条件を維持するのが困難になる。一方、アトマイズ高さを短くしすぎると、堆積物に衝突したガスによる乱流の影響を受けて堆積工程が安定しない場合がある。そのため、スプレー高さは２００〜３００ｍｍとするのが、安定した操業を進める上で好ましい。
また、上記スプレー高さが短すぎると、堆積物表面の半溶融領域が維持できず、完全に溶融し、初晶オーステナイトの粒度番号は小さく（即ち、初晶オーステナイトの粒径は大きく）なる場合がある。その結果、熱間加工性が低下することとなる。
一方、スプレー高さが長すぎると、堆積物の表面において半溶融状態が維持できず、完全に凝固してしまい、凝固時に空孔等の鋳造欠陥が多く発生し、充填率が低下する傾向にある。その結果、熱間加工性が低下することとなる。
上記スプレー高さは、上記のように、液滴の形成開始点と、液滴の堆積部との間の長さであり、例えば、図２で示される長さ「ｚ」とすることができる。
【００３２】
上記液滴を堆積させるに際して、上記スプレー高さを、終始、一定に保持することが好ましい。これにより、堆積物表面に形成される、初晶オーステナイトの結晶核を多く含み激しい攪拌状態にある半溶融領域を鋳造開始から終了まで維持することができる。
【００３３】
鋳型鋳造や連続鋳造といった従来の製造方法によるＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼においては、初晶オーステナイトが短い樹枝状晶の様相を示すことが多く、初晶オーステナイトの粒度番号の判定は不確実さを伴うが、本発明の方法により得られたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼においては、初晶オーステナイトは、多少湾曲した多角形形状を示すため、確実な粒度番号の判定が可能である。
【００３４】
以下、図１に示した、本発明の製造方法に適用可能な製造装置について説明する。図１の製造装置１は、微細な液滴を堆積させるコレクター１９を内部に備え且つ上側に開口部を有するチャンバー１１と、このチャンバー１１の上に配設され、溶湯１２を収容し且つ底部に開口部を有するタンデッシュ１３と、タンデッシュ１３の上記開口部に配設され、チャンバー１１内に溶湯からなる金属流を供給するタンデッシュノズル１５と、下方側に環状開口し、タンデッシュノズル１５から排出、形成された金属流の外表面全体にガスを噴射するガス噴射ノズル１６と、を備える。タンデッシュ１３及びガス噴射ノズル１６は、それぞれ、溶湯を調製する溶解炉及びガス供給部（いずれも、図示せず）と連絡している。
この製造装置１において、タンデッシュノズル１５の開口部と、チャンバー１１の上側開口部とは、鉛直方向に連絡しており、流下する金属流の外表面に対して均一にガスが噴射されるので、金属流とガスとが接触して形成された微細な液滴１８は、ガスの流れに乗って、下方側に送られる。その後、この液滴１８は、チャンバー１１内のコレクター１９に吹き付けられて、堆積する。コレクター１９は、堆積を開始する足場を提供するものである。コレクター上に堆積した堆積物は、吹き付けるガスに熱を奪われ、また、既に堆積凝固した堆積物及びコレクターにも熱を奪われ凝固し、本発明のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼が得られる。
【００３５】
タンデッシュノズル１５における開口部の形状、大きさ等は、特に限定されないが、通常、開口径が直径５〜９ｍｍの円形である。ガス噴射ノズル１６における開口部の形状、大きさ等も、特に限定されない。
また、コレクター１９の構成材料は、特に限定されないが、通常、鉄鋼である。
【００３６】
上記製造装置１は、必要に応じて、他の構成要素を備えることができる。他の構成要素としては、例えば、チャンバー１１において、温度制御手段、雰囲気制御手段、圧力制御手段、排気手段等を備えることができる。また、コレクター１９の支持部は、温度制御手段、高さ制御手段、回転手段等を備えることができる。
【実施例】
【００３７】
以下に、実施例を挙げ、本発明を更に詳細に説明するが、本発明の主旨を超えない限り、本発明はかかる実施例に限定されるものではない。
【００３８】
実施例１
この実施例１では、Ｂを０．５５質量％含有する原料鋼と、図１に示す製造装置１とを用いて、Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼を製造した。
図１の製造装置１は、微細な液滴を堆積させる鉄鋼製のコレクター１９（表面サイズ：１８０ｍｍ×１８０ｍｍ）を内部に備え且つ上側に開口部を有するチャンバー１１と、このチャンバー１１の上に配設され、溶湯１２を収容し且つ底部に開口部を有する保温構造のタンデッシュ１３と、タンデッシュ１３の上記開口部に配設され、チャンバー１１内に溶湯からなる金属流を供給するタンデッシュノズル１５と、下方側に環状開口（開口幅：２．５ｍｍ、環半径：１６．３ｍｍ）し、タンデッシュノズル１５から排出、形成された金属流の外表面全体に窒素ガスを噴射するガス噴射ノズル１６と、を備える。タンデッシュ１３及びガス噴射ノズル１６は、それぞれ、溶湯を調製する溶解炉及びガス供給部（いずれも、図示せず）と連絡している。この装置において、ガス噴射ノズル１６からの窒素ガスは、タンデッシュノズル１５から垂下する金属流に対して３０度の角度で導入させて、金属流と接触させ、微細な液滴を形成する。また、金属流と窒素ガスの接触により形成された液滴の形成開始点と、液滴の堆積部である堆積物２０の表面との間の長さｚ（スプレー高さ）は２５０ｍｍである。
【００３９】
初めに、原料鋼を高周波溶解炉（図示せず）にて溶解し、１５５０℃に溶湯を調製した。その後、この溶湯を、図１における製造装置１のタンデッシュ１３に供給した。次いで、温度１５５０℃の溶湯を、開口形状が円形であるタンデッシュノズル１５（開口径：直径５ｍｍ）からチャンバー１１内に毎分２．５ｋｇで供給し、垂下する溶湯に対して、ガス噴射ノズル１６から窒素ガスを毎分１．８Ｎｍ３の割合で噴射した（ガス／メタル比：０．７２Ｎｍ３／ｋｇ）。そして、調製された溶湯からなる液滴を、半溶融状態で、コレクター１９の表面に堆積させ、強攪拌を伴う凝固をさせ、鋼塊（Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼）２．７ｋｇを得た。得られた鋼塊の化学成分を分析した。その結果を表１に示す。
【００４０】
得られた鋼塊について、初晶オーステナイトの粒度番号、充填率（真密度に対する見かけ密度の割合）、共晶組織率、及び、熱間加工性を評価した。以上の結果を表２に示す。また、鋳造組織を光学顕微鏡により撮影し、得られた画像を図３及び図４に示した。
（１）初晶オーステナイトの粒度番号
得られた鋼塊の初晶オーステナイトを観察するために、機械加工を行い、鋼塊のおよそ１／２高さで、且つ、鋼塊の直径方向において中心から直径の１／４離れた部位の小片を得た。この小片の表面を鏡面研磨し、その後、王水にてエッチングし、評価用試験片を得た。この試験片に対して、光学顕微鏡（１００倍）を用い、１０ｍｍ×２０ｍｍ視野における鋳造組織を観察した。初晶オーステナイトは、多少湾曲した多角形状を示すので、これについて、粒度番号を、ＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）における鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に準じて決定した。上記のように、鋳造組織は、初晶オーステナイト及び共晶組織の混在組織であるため、上記規格における付属書「４．フェライト−パーライト混在組織の評価方法」を参考に、付属書記載内容におけるフェライト組織を初晶オーステナイト組織に、パーライト組織を共晶組織に、それぞれ置き換えることにより、初晶オーステナイトの粒度番号を決定した。
（２）共晶組織率
上記（１）で作製した評価用試験片において、粒度番号を判定した箇所にて金属組織を撮影し、キーエンス社製デジタルマイクロスコープ「ＶＨＸ−５００」（型式名）を用いて、鋳造組織を画像解析した。初晶オーステナイト及び共晶組織を同定、確認した後、これらの面積割合を算出することにより、後者の面積割合を共晶組織率とした。
（３）充填率
上記（１）で作製した評価用試験片において、ミラージュ貿易社製電子比重計「ＳＤ−２００Ｌ」（型式名）を用いて見かけ密度を測定し、充填率を、計算式「充填率（％）＝（見かけ密度÷真密度）×１００」により求めた。
（４）熱間加工性
鋼塊を、１１５０℃で３時間ソーキング熱処理し、機械加工により、平行部直径が５ｍｍの引張試験片を得た。この試験片を、Ｄｙｎａｍｉｃ  Ｓｙｓｔｅｍｓ  Ｉｎｃ．社製高温高速引張試験機「ＧＬＥＥＢＬＥ３８００」（型式名）に供して、１１００℃において、５０ｍｍ／秒の引張速度にて引張試験を行った。熱間加工性は絞り値にて評価した。絞り値（％）は、下記式により算出した。
絞り値（％）＝｛（１−（引張試験後の破断部の直径を用いて算出した断面積）／（引張試験前の平行部断面積））×１００｝
絞り値が大きいほど、試験片は大きくくびれた後に破断しており、熱間加工性に優れると評価できる。一方、絞り値が小さいほど、試験片はあまりくびれずに破断しており、熱間加工性に劣ると評価できる。
（５）液相線温度
スプレーフォーミングにより作製した鋼塊（実施例１〜３及び比較例１）においては、その液相線温度を確認するために、鋼塊より試験片を切り出し、ブルカー社製熱分析装置「ＴＧ−ＤＴＡ２０００ＳＡ」（型式名）を用いて、液相線温度を測定した。
【００４１】
実施例２
この実施例２では、Ｂを１．０７質量％含有する原料鋼と、実施例１における製造装置１とを用い、表２に示す製造条件で、鋼塊（Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼）４．２ｋｇを製造した。得られた鋼塊の化学成分を表１に示す。得られた鋼塊の評価結果を表２に併記した。鋳造組織の画像を図５に示した。
【００４２】
実施例３
Ｂを０．５６質量％含有する原料鋼と、実施例１における製造装置１とを用い、表２に示す製造条件で、鋼塊（Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼）３．１ｋｇを製造した。得られた鋼塊の化学成分を表１に示す。得られた鋼塊の評価結果を表２に併記した。
【００４３】
比較例１
この比較例１では、Ｂを１．０５質量％含有する原料鋼を用いて、表２に示す製造条件で、鋼塊（Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼）６．０ｋｇを製造した。尚、製造装置は、実施例１における製造装置１のうち、タンデッシュノズル１５の開口径を直径７ｍｍとし、ガス噴射ノズル１６を、タンデッシュノズル１５の軸心から半径３２．５ｍｍの円周上に等間隔に１０箇所開口部を有するノズルとした。このガス噴射ノズル１６による窒素ガスは、垂下する溶湯に対して３５度の角度で導入した。得られた鋼塊の化学成分を表１に示す。評価結果を表２に併記した。
【００４４】
比較例２
Ｂを０．５５質量％含有する原料鋼を１，５５０℃に加熱して溶湯とし、この溶湯を、内径約１２０ｍｍの有底円筒形鋳型（鉄製）に投入して、鋼塊（Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼）１１ｋｇを製造した。得られた鋼塊の化学成分を表１に示す。得られた鋼塊の評価結果を表２に併記した。鋳造組織の画像を図６に示した。
【００４５】
比較例３
Ｂを１．０３質量％含有する原料鋼を１，４５０℃に加熱して溶湯とし、この溶湯を、内径約１２０ｍｍの有底円筒形鋳型（鉄製）に投入して、鋼塊（Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼）１２ｋｇを製造した。得られた鋼塊の化学成分を表１に示す。得られた鋼塊の評価結果を表２に併記した。鋳造組織の画像を図７に示した。
【００４６】
比較例４
Ｂを１．０５質量％含有する原料鋼を１，４５０℃に加熱して溶湯とし、この溶湯を、内径約１２０ｍｍの有底円筒形鋳型（鉄製）に投入して、鋼塊（Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼）１２ｋｇを製造した。得られた鋼塊の化学成分を表１に示す。得られた鋼塊の評価結果を表２に併記した。
【００４７】
比較例５
Ｂを０．５６質量％含有する原料鋼を１，５００℃に加熱して溶湯とし、この溶湯を、内径約１２０ｍｍの有底円筒形鋳型（鉄製）に投入して、鋼塊（Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼）１０．１ｋｇを製造した。得られた鋼塊の化学成分を表１に示す。得られた鋼塊の評価結果を表２に併記した。
【００４８】
【表１】
2010133017.tif 000003
【００４９】
【表２】
2010133017.tif 000004
【００５０】
実施例１と比較例２は、同一の原料鋼を溶解して製造したものであり、成分においてはＮ濃度のみが異なる。Ｂ濃度が共に０．５５％である実施例１と比較例２を比較した場合、実施例１は比較例２と比較して熱間加工性試験における絞り値が１４％向上しており、熱間加工性に優れる。
これは、本発明である実施例１の金属組織が、鋳型鋳造材である比較例２と比較して、共晶組織の割合が低下し、初晶オーステナイトの粒度番号が増加していることによる（表２）。本発明である実施例１と従来技術である比較例２との鋳造状態における金属組織の差異は、実施例１の金属組織の例を示した図３と比較例２の金属組織の例を示した図６を比較しても一目瞭然である。
Ｂ濃度が１．０５％前後であり、Ｎ濃度以外の成分がほぼ等しい、実施例２と比較例３を比較した場合、実施例２は比較例３よりも、熱間加工性試験における絞り値で１２％向上している。
これは、本発明である実施例２の金属組織は、鋳型鋳造材である比較例３と比較して、０．０４％Ｂ濃度が高いにもかかわらず、共晶組織の割合が低下し、初晶オーステナイトの粒度番号が増加していることによる（表２）。本発明である実施例２と従来技術である比較例３との鋳造状態における金属組織の差異は、実施例２の金属組織の例を示した図５と比較例２の金属組織の例を示した図７を比較しても一目瞭然である。
本来オーステナイトは延性に富む。しかしながら、Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼のラメラ構造を示す共晶組織においては、共晶オーステナイトは脆いボライドに周囲の大部分を取り囲まれているため、その変形方向が拘束される。このことは、比較例２及び比較例３に例示される従来技術により製造されたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼において特に顕著であることが、図６及び図７においても認められる。
そのため、従来技術により製造されたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼では、共晶オーステナイトが変形できない分、ボライドへの応力は高まり、ついには脆いボライドが破断し、熱間加工性は低下する。
対して本発明鋼では、スプレーフォーミング法を用いて鋳造することで、共晶組織の割合が低下し、初晶オーステナイトの粒度番号が大きい金属組織となり、初晶オーステナイトと繋がる共晶オーステナイトが多くなる。このような、脆いボライドの周囲に、初晶オーステナイトと共晶オーステナイトによるネットワークが形成された鋳造組織となっている様子が、実施例１の金属組織を拡大した図４からも見てとれる。このことにより、両オーステナイト結晶の変形量、即ち、応力緩和能力が向上するため、脆いボライドへの応力集中が緩和され、熱間加工性が向上する。
実施例３及び比較例５は、同一の原料鋼を溶解して製造した例であり、得られた鋼塊においてＮ濃度のみが異なる。実施例３の組成、及び、比較例５の組成は、いずれも、他の実施例及び比較例に比べて、低Ｃ量、低Ｎ量且つ低Ｐ量であり、熱間加工性を悪化させる成分を低く抑制している。このような構成であっても、スプレーフォーミング法により、鋳型鋳造材と比較して、優れた熱間加工性が得られたことが分かる。
尚、比較例１は、スプレーフォーミング法を用いて鋳造しているが、ガス／メタル比が小さくスプレー高さが短く製造条件が不適切な例である。その結果、得られた鋼塊は共晶組織の割合が高く、初晶オーステナイトの粒度番号が小さい鋳造組織を呈している。
このような鋳造組織では、従来技術と同様に、ラメラ構造を示す共晶組織が多く、共晶オーステナイトは脆いボライドに取り囲まれているため、その変形方向が拘束される。そのため、共晶オーステナイトが変形できない分、ボライドへの応力は高まりやすく、スプレーフォーミング法を用いても熱間加工性に劣る結果となる。
比較例４は、従来技術によるＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の例である。
【産業上の利用可能性】
【００５１】
本発明により得られたＢ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼及びその鋳鋼を熱間加工し得られるＢ添加オーステナイト系ステンレス鋼は、熱中性子線を放射する原子力廃棄物の貯蔵、輸送等に用いる熱中性子線遮蔽体の形成材料として用いられる。
【符号の説明】
【００５２】
１：Ｂ添加オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造装置
１１：チャンバー
１２：溶湯
１３：タンデッシュ
１５：タンデッシュノズル
１６：ガス噴射ノズル
１７：ガス
１８：噴霧されている液滴
１９：コレクター
２０：堆積物（鋼塊）
【図１】
2010133017.tif 000005
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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