(57)【要約】【課題】鋼の組成を規定し、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造法により製造する方法であって、組成保熱炉を必要としないホットチャージ法にてスラブに割れを発生させることなく能率的に熱延鋼板を製造する方法の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．０５０％未満、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：１７〜２５％、Ｎｉ：０．６０〜５．００％、Ｎ：０．０１０〜０．１５０％未満、Ａｌ：０．０１〜０．１％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ＤＦ値を７０〜８５とすることを特徴とする。【選択図】  図２
2010229457.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：４．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１７〜２５％、
Ｎｉ：０．６〜５．０％、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％、
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で表されるＤＦ値が７０〜８５であることを特長とする耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８×Ｍｏ＋０．７８×Ｓｉ）
−８．９×（Ｎｉ＋０．０３×Ｍｎ＋０．７２×Ｃｕ＋２２×Ｃ＋２１×Ｎ）−        ４４．９  ・・・・  （１）式
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．５０％以下、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００３％以下、
Ｍｇ：０．００３％以下、
Ｂ：０．００３％以下、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：４．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１７〜２５％、
Ｎｉ：０．６〜５．０％、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％、
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で表されるＤＦ値が７０〜８５のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造によりスラブとなし、引き続きその衝撃遷移温度以下に冷却することなく加熱し、次いで熱間圧延することを特長とする耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８×Ｍｏ＋０．７８×Ｓｉ）
−８．９×（Ｎｉ＋０．０３×Ｍｎ＋０．７２×Ｃｕ＋２２×Ｃ＋２１×Ｎ）−        ４４．９  ・・・・  （１）式
【請求項５】
前記スラブが、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．５０％以下、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項４に記載の耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記スラブが、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００３％以下、
Ｍｇ：０．００３％以下、
Ｂ：０．００３％以下、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項４または５のいずれかに記載の耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼およびその鋼板の製造方法に関する。本発明によれば、高価かつ希少な元素であるＮｉを多量に含有することなく耐スラブ割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を製造することができるため、資源保護ならびに環境保全に貢献しうるものと考えられる。
【背景技術】
【０００２】
ステンレス鋼を大きく分類するとオーステナイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼、２相（フェライト・オーステナイト）系ステンレス鋼に分けられる。オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎｉを７％以上含有し、成形性に優れた鋼種が多い。フェライト系ステンレス鋼はＮｉをほとんど含有せず、一般的に成形性はオーステナイト系ステンレス鋼に比べてかなり低い。一方、２相（フェライト・オーステナイト）系ステンレス鋼は、これまで成形性、耐食性などにおいてオーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼の中間的な位置づけを持つ鋼種が多い。しかし近年、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼においても塑性加工時のオーステナイト相の加工誘起マルテンサイト変態を活用してオーステナイト系ステンレス鋼に近い成形性を有する技術が開発されている。特許文献１では主構成相がフェライト相であり、残留オーステナイト相を含有するステンレス鋼を用いて、ＴＲＩＰ現象によって引張破断伸びを高めた技術が記載されている。特許文献２ではオーステナイト相の安定性を規定し、引張伸びを高める方法が述べられている。特許文献３においてはオーステナイト相の分率ならびにオーステナイト相中のＣ、Ｎ量を規定し、引張試験における全伸びを高める技術が示されている。
【０００３】
一般に、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト相とオーステナイト相のそれぞれに元素が分配されるため、例えばＣｒ等のフェライト生成元素は、フェライト相に多く含まれる傾向を示すことが知られている。Ｃｒを多く含有するフェライト系ステンレス鋼は、靱性に乏しいことが製造時の課題として認識されており、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼のフェライト相においても同様の現象が発生することが容易に推定できる。
【０００４】
ここで、Ｃｒ含有量が２０％前後と比較的低いフェライト系ステンレス鋼板は、一般に製造効率のよい連続鋳造法により製造されている。この方法は連続鋳造により鋳片とした後、１０ｍ程度の長さに切断して積み重ね、それを保温カバーにより保温することにより次工程の加熱炉挿入までの間に温度が低下するのを防止し、次いで加熱炉で加熱して熱間圧延する方法いわゆるホットチャージ法が採られている。
【０００５】
しかし、切断された鋳片が加熱炉に挿入されるまでにかなりの時間がかかる。すなわち、切断後次の加熱までの間に表面疵を除去する手入れを行ったり、圧延チャンスまで待機する時間が必要になるからであり、場合によっては切断から加熱炉挿入までに２０時間もかかることがある。低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼の場合遷移温度が低いので、切断から加熱炉挿入までが長くても、スラブを積み重ね、断熱材で保温カバーをかけた状態でも鋳片温度が遷移温度よりも低くなることはないので、スラブが残留応力によって割れることはない。
【０００６】
連続鋳造スラブは鋳型の下部より凝固が完了するまでの間、スプレー水を噴霧して凝固を促進するが、この冷却により大きな内部応力が発生している。また肉厚が２００ｍｍ程度と薄いため温度も低下しやすく、靱性の乏しい鋼ではスラブの割れに対して非常に不利となる。
【０００７】
２０％を超える高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼は前記したように靱性が低く、遷移温度が４００〜５００℃程度になる。高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼を通常の連続鋳造におけるホットチャージ法を適用すると、鋳片温度が鋳片切断から加熱炉挿入までの間に遷移温度以下に下がり、鋳片に横割れが発生するという問題があった。
【０００８】
大型の横割れはスラブの靱性が乏しい場合に何らかの欠陥を起点として熱応力により発生するものと考えられている。一旦横割れが発生すると加熱炉内でスラブが搬送器具より脱落し、抽出が不可能となることがあり、加熱炉操業に与える影響は甚大である。
【０００９】
１０〜３０％までのＣｒを含む高純度フェライト系ステンレス鋼について連続鋳造スラブを熱塊直送にて加熱し、熱間圧延する方法が特許文献４に開示されている。このフェライト系ステンレス鋼の遷移温度は３００℃程度であると記載されているが、２５％以上の高Ｃｒを含有する場合には３００℃以上になると推定され、連続鋳造に適用するためには、切断後の鋳片の温度低下を防止するため大容量の保熱炉に挿入しなければならなく、高価な設備が必要となる。
【００１０】
そこで、保熱炉を必要としないようにＮｂ添加とＣ＋Ｎ量を０．０１５％以下とすることで遷移温度を３００℃以下として横割れ感受性を低下させる方法が特許文献５に記載されている。フェライト単相組織を有するフェライト系ステンレス鋼であれば、フェライト相の組成変化が無いのでこの方法が有効であるが、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼では、製造時の温度変化にともないフェライト相の組成は変化するため、このフェライト相に発生する横割れを完全に防止することができていなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開平１０−２１９４０７号公報
【特許文献２】特開平１１−７１６４３号公報
【特許文献３】特開２００６−１６９６２２号公報
【特許文献４】特公昭６１−４４１２１号公報
【特許文献５】特開平８−２５３１３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
上記のような課題に鑑み、本発明では、Ｃｒ量が１７〜２５％であるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造法によりスラブを製造し、保熱炉を必要としないホットチャージ法にてスラブに割れを発生させることなく能率的に熱延鋼板を製造することができる耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼および熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造に適用した場合に、鋳片に切断してから熱間圧延のために加熱するまでの間に鋳片の温度が３００℃以下になっても割れが発生しないようにするため、遷移温度を３００℃以下にすべくフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の成分組成につき、ラボ鋳塊を用いて鋭意検討を重ねた。その結果、割れが発生してない成分の組み合わせがあることを見出し、本発明を完成した。
【００１４】
本発明の要旨は、次の通りである。
【００１５】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：４．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１７〜２５％、
Ｎｉ：０．６〜５．０％、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％、
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で表されるＤＦ値が７０〜８５であることを特徴とする耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８×Ｍｏ＋０．７８×Ｓｉ）
−８．９×（Ｎｉ＋０．０３×Ｍｎ＋０．７２×Ｃｕ＋２２×Ｃ＋２１×Ｎ）−        ４４．９  ・・・・  （１）式
【００１６】
（２）  さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．５０％以下、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
【００１７】
（３）  さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００３％以下、
Ｍｇ：０．００３％以下、
Ｂ：０．００３％以下、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
【００１８】
（４）  質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：４．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１７〜２５％、
Ｎｉ：０．６〜５．０％、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１〜０．１５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％、
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で表されるＤＦ値が７０〜８５のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造によりスラブとなし、引き続きその衝撃遷移温度以下に冷却することなく加熱し、次いで熱間圧延することを特長とする耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８×Ｍｏ＋０．７８×Ｓｉ）
−８．９×（Ｎｉ＋０．０３×Ｍｎ＋０．７２×Ｃｕ＋２２×Ｃ＋
２１×Ｎ）−４４．９          （１）式
【００１９】
（５）  前記スラブが、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．５０％以下、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項４に記載の耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２０】
（６）  前記スラブが、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００３％以下、
Ｍｇ：０．００３％以下、
Ｂ：０．００３％以下、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項４または５のいずれかに記載の耐置き割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２１】
以下、上記（１）〜（６）の鋼に係わる発明をそれぞれ本発明という。また、（１）〜（６）の発明を合わせて、本発明ということがある。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、保熱炉を必要としないホットチャージ法にてスラブに割れを発生させることなく能率的に、高価かつ希少な元素であるＮｉを多量に含有しないフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板を製造することができるため、資源保護ならびに環境保全に大きく貢献するものである。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】ＤＦ値の衝撃特性に及ぼす影響を示す図である。
【図２】鋳塊の冷却温度と冷却時間との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明者らは、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造に適用した場合に、鋳片に切断してから熱間圧延のために加熱するまでの間に鋳片の温度が３００℃以下になっても割れが発生しないようにするため、遷移温度を３００℃以下にすべくフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の成分組成につき、ラボ鋳塊を用いて鋭意検討を重ねた。その結果、割れが発生してない成分の組み合わせがあることを見出し、それらの関係を構成する下記（１）式に示すＤＦ値に至った。
ＤＦ値＝７．２×（Ｃｒ＋０．８８×Ｍｏ＋０．７８×Ｓｉ）
−８．９×（Ｎｉ＋０．０３×Ｍｎ＋０．７２×Ｃｕ＋２２×Ｃ＋２１×Ｎ）−        ４４．９  ・・・・  （１）式
ＤＦ値は、フェライト相を安定させる元素とオーステナイト相を安定させる元素の関係を構成されており、各元素の効果は各元素間の相互関係に影響されるため係数が異なっている。ＤＦ値を７０〜８５の範囲で限定することで遷移温度を３００℃以下、更には２００℃以下にまで低下させることができるという知見を得るに至った。以下に、その代表的な実験結果について説明する。
【００２５】
まず、本発明の重要な要素である合金元素の指標であるＤＦ値について説明する。
【００２６】
ＤＦ値７０〜８５：フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の金属組織は、フェライト相とオーステナイト相の２相で構成される。常温においても２相である理由は、各相に含まれる組成（特にＮのような拡散速度が大きい元素）の影響が大きく、凝固から常温まで冷却過程において各温度域における平衡状態に近づこうと組成の分配が継続的に起こり、組織が形成されるためである。ＤＦ値と遷移温度の関係を図１に示す。ＤＦ値が８５を超える場合にはホットチャージ法を適用しても鋳塊の温度が遷移温度以下となり鋳塊表面に割れが観察でき、表面に観察できる長さが大きくなる。したがって、ＤＦ値の上限を８５とした。常温まで冷却し鋳塊表面の割れを観察すると、ＤＦ値８５未満であっても割れが観察されるようになり、ＤＦ値７０で割れが観察できなくなる。したがって、ＤＦ値の下限を７０とした。よって、ホットチャージ法を適用することにより割れが発生しなくなるＤＦ値７０〜８５を本発明の範囲とした。ここでＤＦ値はフェライト相を安定させる元素とオーステナイト相を安定させる元素の関係を示していることから、ＤＦ値が７０以下の場合にはフェライト相内に僅かに含有されるオーステナイト生成元素の比率が上昇するため、フェライト相の靭性が向上し、ホットチャージ法を適用する必要がないと推定できる。よって、本発明においては、ＤＦ値７０以下は本発明の外とした。
【００２７】
以下に成分の限定理由を述べる。なお、以下に示す「％」とは質量％を表す。
【００２８】
（Ｃ：０．１０％以下）
Ｃはオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼす元素である。０．１０％超の含有をするとオーステナイト相の硬度が著しく上昇する場合がある。またＣｒ炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらすため、０．１０％を上限とした。また耐食性の点からＣは低くするほうが好ましいが、低減するためには精錬時のコスト増加を招く。好ましくは、０．０１〜０．０４％の範囲であり、さらに好ましくは、０．０２５〜０．０４％の範囲である。
【００２９】
（Ｓｉ：２．０％以下）
Ｓｉは脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために含有されたりする場合がある。しかし、２．０％超の含有は材料の硬質化をもたらし、均一伸びが低下するため、これを上限とした。またＳｉを極低減するためには精錬時のコスト増加を招く。好ましくは、０．０５〜１．０％の範囲であり、さらに好ましくは、０．４〜１．０％の範囲である。
【００３０】
（Ｍｎ：：４．０％以下）
Ｍｎはオーステナイト相に濃化し、オーステナイト相の安定度を変化させるのに重要な役割を持つ。しかし多量の含有は耐食性や熱間加工性の低下をもたらすため、上限を４．０％とした。０．０５％未満とするには製錬工程におけるコスト増加を招くため、下限を０．０５％とすることが望ましい。耐食性の点からは低い方が好ましく上限は３．０％とすることが望ましい。
【００３１】
（Ｐ：０．０５０％以下）
Ｐは不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料に含有されているため、低減することが困難であるが、多量に含有した場合には成形性を低下させるため、上限を０．０５０％未満とした。
【００３２】
（Ｓ：０．０１０％以下）
ＳはＭｎと結合して介在物をつくり、発銹の基点となる場合があるため、上限を０．０１０％未満とした。低いほど耐食性からは好ましいため、０．００３％以下とすることが望ましい。
【００３３】
（Ｃｒ：１７〜２５％）
Ｃｒは耐食性を確保するために必要な元素であり、１７％以上の含有が必要である。しかし、多量の含有は熱間加工割れの原因となり、精錬工程のコスト増加につながるため、上限を２５％とした。好ましくは、２０〜２３％の範囲である。
【００３４】
（Ｎｉ：０．６〜５．０％）
Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相の安定度を調整するために重要な元素である。また熱間加工割れを抑制する効果を持つため、０．６％以上含有させる。５．０％を超える含有は、原料コストの増加をもたらし、またオーステナイト、フェライトの２相組織得ることが困難になる場合があるため、これを上限とした。好ましくは、０．６〜２．４％の範囲である。さらに好ましくは、０．６〜２．２％の範囲である。
【００３５】
（Ｎ：０．０１〜０．１５％）
ＮはＣ同様にオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼす元素である。また固溶して存在した場合に耐食性を向上させる効果を持つため、０．０１以上含有することとする。但し、０．１５％以上含有した場合は均一伸びが低下する場合が認められるほか、Ｃｒ窒化物が析出しやすくなって逆に耐食性の低下をもたらすため、これを上限とした。安定して効果を得るためには０．０６以上が好ましい。
【００３６】
（Ｃｕ：２．０％以下）
ＣｕもＮｉ同様、オーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相の安定度を調整するために重要な元素である。ただし、２．０％を超える含有は熱間加工時の割れを促進し、また強度を上昇させるため、これを上限とした。安定して効果を得るためには、０．１％以上が好ましい。
【００３７】
（Ｍｏ：２．０％以下）
Ｍｏは耐食性を向上させる元素であるため、選択的に含有しても良い。０．１％以上の含有により、耐食性向上効果が発揮される。安定して効果を得るためには、０．５％以上が好ましい。ただし、２．０％を超えると均一伸びが低下し、原料コストが大きく増加するため、これを上限とした。
【００３８】
（Ａｌ：０．０１〜０．２％）
Ａｌは鋼の脱酸能力が非常に大きい元素であり、フェライト相の靱性向上の観点から必ず添加する必要がある。脱酸により酸化物系介在物を減少させ高い靱性を得るためには０．０１％以上の含有が必要である。一方過剰な添加は鋼の硬質化を招き、加工性を低下させる可能性があるので０．２％以下の含有量とする。好ましくは、０．０２〜０．１％の範囲である。
【００３９】
また、選択的に下記元素を含有することができる。
【００４０】
（Ｎｂ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、の１種または２種）
Ｎｂは溶接熱影響部の粗大化を防止する効果があるが、０．５０％超の含有は均一伸びを低下させるため、これを上限とした。安定して効果を得るためには、０．０３％以上が望ましい。
【００４１】
ＴｉもＮｂ同様、溶接熱影響部の粗大化を防止する効果を有する。さらには凝固組織を微細等軸晶化するため、０．０３％以上の含有が好ましい。ただし、０．５０％超の含有は均一伸びを低下させるため、これを上限とした。
【００４２】
（Ｃａ：０．００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｂ：０．００３％以下、の１種または２種）
Ｃａは脱硫、脱酸のために若干含有されることがある。但し、０．００３％超の含有によって熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下するため、これを上限とした。安定して効果を得るためには。０．０００５％以上が望ましい。
【００４３】
Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を持つ。これらの効果を安定して発揮するためには、０．０００５％以上の含有が望ましい。また、０．００３％超の含有は製鋼工程でのコスト増加をもたらすため、これを上限とした。
【００４４】
Ｂは粒界強度を上昇させるのに有効な元素である。このような効果を安定して発揮するためには、０．０００５％以上の含有が望ましい。また、０．００３％超の含有は多量のホウ化物生成を招き、耐食性を著しく低下させる。
【００４５】
次に、衝撃遷移温度以下に冷却することなく加熱する理由について説明する。
鋳片を鋳造後遷移温度以下に冷却して加熱すると炉内で鋳片の内部の引張応力が降伏応力を超え鋳片が割れるため、鋳片が遷移温度以上の温度にある状態で加熱しなければならない。連続鋳造スラブの衝撃遷移温度は、製造工程中には測定することは不可能であるが、スラブを小さく切断して冷却しこの小片よりシャルピー試験片を採取し試験することで求められる。シャルピー試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に従って実施した。尚、用いたＶノッチ試験片は鋳塊金型の幅方向から鋳塊表層を約２ｍｍ研削した部位から採取し、試験数３の平均値を算出した。
【００４６】
本発明では前記成分規制により連続鋳造スラブの遷移温度を３００℃以下まで低下させることができ、鋳片の切断後７時間以上経過してからでも加熱炉に挿入することが可能である。遷移温度が２５０℃の場合は、切断後１０数時間経過しても割れの発生はない。
【実施例】
【００４７】
以下、実施例に基づいて本発明を具体的に説明する。
【００４８】
表１に示す化学組成の鋼を真空高周波溶解炉により、厚さ３０ｍｍ、幅１００ｍｍ幅の鋳塊とし、１８０ｍｍの長さに溶断して鋳塊を採取した。
【００４９】
【表１】
2010229457.tif 000003
【００５０】
なお、表１に示した成分の各鋼について遷移温度は、事前に溶解した鋳塊からサンプルを採取し、常温まで冷却し、シャルピー試験片の加工をおこなって求めておいた。鋳塊の冷却時間と温度の関係を図２に示す。その際、鋳塊の冷却速度をスラブに近づけるため鋳塊を重ね合わせた部分に熱電対を設置して温度変化を観察した。
【００５１】
溶断した各鋳塊を積み重ねて保温カバーをかけ、徐冷し最初に切断した１枚の鋳塊が遷移温度よりも５５〜１１５℃高い温度になった時点で加熱炉に挿入し、１２００℃に均熱した後熱間圧延を行った。一方、比較例として、鋼Ｎｏ．１の鋳塊温度が遷移温度よりも６０℃低くなった時点で加熱炉に挿入した。
【００５２】
鋳込み完了から熱間圧延終了までに要した時間と、熱延鋼板の表面状況を表２に示す。ここで示す鋳塊の横割れは、熱延加熱炉に挿入する際に鋳塊切断面を目視観察し確認できる割れの個数を示している。
【００５３】
熱間圧延後の鋼板の表面状況は、表面研削後の疵の除去状況により判断した。片面１０平方ｃｍ当たり約４０μｍの研削を実施し仕上げは＃６００とした。その部位に鋳片割れで一般に用いられるカラーチェックを実施し、５ｍｍの割れがない場合を良好とした。研削後も割れが残り、除去不可能と判断した大型の割れが発生した部位は切断除去してスクラップとした。また、鋳塊の脆化が激しい場合は熱間圧延開始前に、あるいは１〜２パス後に大きな割れが見られ、圧延不能と判断してスクラップ処理とした。
【００５４】
【表２】
2010229457.tif 000004
【００５５】
表２に示されるように、本発明で規制する成分のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は遷移温度が３００℃以下と著しく低いので、鋳込み完了から加熱炉に挿入するまでの時間を長くしてもスラブに割れが発生しない。しかし、比較例の鋼Ｎｏ．１およびＮｏ．１１のように加熱炉挿入温度が１６０℃以下と低い場合には、組成条件を満足していても熱延板に割れが観察できる。参考例として示す鋼Ｎｏ．２４では、ＤＦ値が７０未満であるため、８０℃と常温に近い加熱炉挿入温度でも熱延板に割れは観察できなかった。
【００５６】
比較鋼Ｎｏ．１５はＡｌ量が少なく下限を外れており、脱酸が不十分であり粗大酸化物が散在したため、および鋳塊の遷移温度よりも加熱炉挿入温度が低いため、熱延疵が多発した。比較鋼Ｎｏ．１６の場合は、Ｎが多く上限をはずれ、Ｎ起因のボイドが発生しかつ粒界にフィルム状の炭窒化物が析出したため、熱延疵が多発した。比較鋼Ｎｏ．１７はＭｎが上限を外れたため高Ｍｎ起因で熱間加工性が低下し、熱延時に疵が発生した。比較鋼Ｎｏ．１８は鋳塊の遷移温度よりも加熱炉挿入温度が低いため、およびＤＦ値が上限を外れ、かつＡｌが上限を外れたため、鋳塊割れと高Ａｌ起因の硬質化で熱延疵が多発した。比較鋼Ｎｏ．１９ではＤＦ値が上限を外れ、遷移温度が非常に高く、鋳込み完了後６時間という短時間で加熱炉に挿入しても遷移温度を下まわったため、鋳塊に割れが発生した。比較鋼Ｎｏ．２０はＳｉが上限を外れ、Ｓｉによる硬質化が著しく熱延時に疵が発生した。比較鋼Ｎｏ．２１はＴｉが上限を外れ、かつＤＦ値が８５以上であるため、加熱炉挿入前に割れが観察され、熱延板にも割れが発生していた。比較鋼Ｎｏ．２２は鋳塊の遷移温度よりも加熱炉挿入温度が低いため、およびＣ、Ｎｉが上限を外れ、かつＤＦ値が８５以上であるため、加熱炉挿入前に割れが観察され、熱延板にも割れが発生していた。比較鋼Ｎｏ．２３はＣｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂが上限を外れ、かつＤＦ値が下限を外れたため、熱延疵が多発した。
【００５７】
本発明により、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の連続鋳造−ホットチャージ法による製造が可能となる。
【産業上の利用可能性】
【００５８】
本発明は、耐鋳塊割れ性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。本発明によれば、高価かつ希少な元素であるＮｉを多量に含有することなく加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を製造することができるため、資源保護ならびに環境保全に貢献しうるものと考えられる。
【図１】
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【図２】
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