(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．００５％、Ａｌ：０．００１％以上でｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜３．０％で、０．００３０％以下のＣａと０．０００５％以下のＭｇの一方または両方を含み、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、鋼中にＡｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合介在物が分散した成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【請求項２】
Ｃａの含有量が０．０００５質量％以下である請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項３】
Ｔｉの含有量が０．０５〜０．３質量％である請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の化学組成を備え、等軸晶率が７０体積％を超えるフェライト系ステンレス鋼鋳片。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼鋳片と成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼に関する。より詳しくは、連続鋳造した鋳片とその鋳片を熱間圧延を初めとする熱間加工や張り出し成形加工、深絞り加工、曲げ加工などの加工によって、表面疵、割れや破断を生ずることなく、所定の形状に加工することができる成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌなどの元素を添加し、鋼中のＣ、Ｎを炭窒化物として安定化析出させて、耐食性及び加工性を向上させたフェライト系ステンレス鋼が数多く開発されてきた。
【０００３】
しかしながら、一般に、Ｔｉ、Ａｌを添加した鋼の場合には、Ｔｉ及びＡｌ系の非金属化合物（主としてＴｉＯＸ（Ｘ＝１〜２）及びＡｌ２Ｏ３の酸化物）が溶鋼中で生成・凝集する。したがって、この溶鋼を連続鋳造すると、タンディッシュからモールドへ注ぐ途中で浸漬ノズルの内壁に上記非金属化合物が付着してノズル詰まりが生じてしまう。又、浸漬ノズルの内壁に一旦付着した上記の非金属化合物が剥離し鋳片の表層で捕捉されると、次の工程である熱間加工時にこの非金属化合物（つまり非金属介在物）が起点となって鋼材の表面に疵が発生することが知られている。そこで、このノズル詰まり及び表面疵を回避する手段が種々提案されている。なお、「介在物」とは「固体中の異物あるいは不純物相」を指す用語であり、鋼が凝固する前の段階では前記のように「化合物」と表現するのが適切ではあるが、本明細書の以下の記載においては簡単のために、鋼の凝固前においても「介在物」ということとする。
【０００４】
特開平６−１０６３１２号公報には、タンディッシュからモールドへ溶鋼を注ぐために使用する浸漬ノズル内壁に不活性Ａｒガスを吹き付けてノズル詰まりを回避する技術が開示されている。しかしこの技術を用いた場合は、スラブ表層にＡｒのピンホール（気泡）が形成され、鋼板表面にピンホール起因のヘゲ疵が発生しやすくなる。
【０００５】
又、Ａｌ添加鋼の場合、溶鋼へのＣａ添加はＡｌ２Ｏ３をＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３の形の複合介在物として低融点化させるので、浸漬ノズルの内壁にＡｌ２Ｏ３が付着することを防止するのに有効である。しかし、この技術の場合には、ＣａがＣａ系介在物、なかでもＣａＯとして鋼中に残留すると耐孔食性の劣化が生ずる。
【０００６】
なお、フェライト系ステンレス鋼は、通常１１質量％以上の多量のＣｒを含んでいるので、所謂「普通鋼」に比べて再結晶温度が高い。したがって、フェライト系ステンレス鋼の場合、熱間加工組織を再結晶させて微細化することが困難で、このため、張り出し性、深絞り性、曲げ加工性、溶接部加工性などの「成形性」が普通鋼より劣る。
【０００７】
特に、フェライト系ステンレス鋼の薄板をプレス成形する時にその発生が問題となるリジングは、鋼板面に現れる畝状のシワで、無垢で使用されることの多いステンレス鋼成形品の美観を損ねるものであるし、このシワを研磨により除去すると製造コストが嵩んでしまう。
【０００８】
なお、フェライト系ステンレス鋼の薄板における上記リジングの発生は、粗大な鋳造組織を有する鋳片を熱間圧延した場合、その粗大鋳造組織に起因して鋼板の圧延方向に結晶方位の類似した領域が残存してしまうことに起因する。そして、このリジングは熱間圧延以降の加工、熱処理による再結晶が不十分な場合に発生する。つまり、上記の残存した結晶方位領域は、プレスなどで引張変形を受けると単結晶のように塑性変形してしまうので、大きな畝状シワとなるのである。
【０００９】
リジングの発生を防止する基本対策は、鋼の組織を微細化させることにある。例えば、熱間圧延時に強圧下することで再結晶を促進させて組織を微細化する方法がリジングの発生を防止するのに有効である。しかし、熱間での強圧下圧延は表面疵を誘発する場合があり、その疵の除去には後工程で研削を行う必要があり、コスト上昇を招いてしまう。
【００１０】
ＪＩＳ規格鋼のＳＵＳ４３０のように、例えば９００〜１３００℃での熱間加工中に、フェライトとオーステナイトの２相となる場合には、熱間加工した鋼材を加工終了後直ちに６００〜５００℃まで急冷し、続く冷間加工において、硬質のマルテンサイト相近傍に歪を蓄積させ、その蓄積した歪を再結晶の駆動力として再結晶促進を図る方法もある。しかし、この方法はリジングの低減には有効であるものの、鋼材の伸びや深絞り性を劣化させてしまう。
【００１１】
リジング発生の防止には、鋳造組織を微細にする方法が最も有効で、例えば、鋳造組織を微細な等軸晶とすることで大きな効果が得られる。鋳造組織を微細にしておけば、再結晶核生成サイトとしての粒界の占める割合が多くなり、製造工程中に再結晶が進み、組織が微細化するからである。
【００１２】
鋳片の等軸晶の微細化の技術としては、例えば、ＴｉＮの核作用による方法（鉄と鋼、第６６年（１９８０）第６号、１１０ページ）や、溶鋼の電磁誘導攪拌による方法（鉄と鋼、第６６年（１９８０）第６号、３８ページ）が報告されている。
【００１３】
しかし、ＴｉＮにより鋳片の等軸晶を微細化する方法は、例えば、０．４質量％程度のＴｉや０．０１６質量％程度のＮを鋼に含有させて、ＴｉＮを溶鋼中に多量に析出させることが必要であり、しかも、溶鋼過熱度ΔＴを４０℃以下に下げるなどの条件を組み合わせなければ７０体積％（以下、等軸晶の割合（等軸晶率）を単に「％」で表すことにする）を超える等軸晶率が得られない。しかし、多量のＴｉは熱間加工時の表面疵の発生原因となる場合があるし、操業時に各鋳込み毎の△Ｔ変動幅を小さく制御することは必ずしも容易なことではない。一方、最近の精錬技術の進歩により、鋼が含有するＣとＮの量の和であるＣ＋Ｎ量を低減することが可能となり、それに伴って成形性及び耐食性から必要とされるＴｉの含有量も低くすることが可能になっているので、より少量のＴｉＮによる等軸晶生成法が望まれていた。
【００１４】
電磁誘導攪拌による方法の場合にはΔＴが高くても、凝固途中の鋳片に対し溶鋼の攪拌位置を適正化することによって、４０〜６０％の等軸晶率を安定して確保することができる。しかし、より高い等軸晶率を得るには、やはりΔＴを２５℃未満の低い値に制御する必要がある。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、連続鋳造した鋳片とその鋳片を熱間圧延を初めとする熱間加工や張り出し成形加工、深絞り加工、曲げ加工などの加工によって、表面疵、割れや破断を生ずることなく、所定の形状に加工することができる成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。具体的には、鋳造組織のうち等軸晶が７０％を超え、熱間加工や張り出し成形加工、深絞り加工、曲げ加工などの加工工程において疵、割れや破断が発生し難い、良好な成形性を有するフェライト系ステンレス鋼とその鋳片を提供することにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示す成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及び（４）に示すフェライト系ステンレス鋼鋳片にある。
【００１７】
（１）質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．００５％、Ａｌ：０．００１％以上でｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜３．０％で、０．００３０％以下のＣａと０．０００５％以下のＭｇの一方または両方を含み、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、鋼中にＡｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合介在物が分散した成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【００１８】
（２）  Ｃａの含有量が０．０００５質量％以下である上記（１）のフェライト系ステンレス鋼。
【００１９】
（３）  Ｔｉの含有量が０．０５〜０．３質量％である上記（１）または（２）のフェライト系ステンレス鋼。
【００２０】
（３）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学組成を備え、等軸晶率が７０％を超えるフェライト系ステンレス鋼鋳片。
【００２１】
なお、以下の説明において、「ｓｏｌ．Ａｌ」は所謂「酸可溶Ａｌ」を指し、「Ａｌ」は「全Ａｌ（トータルＡｌ）」を指す。又、Ａｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合介在物とは、Ａｌ系介在物の周りをＴｉ系介在物が囲む構成の介在物を指す。以下、簡単のために上記のＡｌ系介在物とＴｉ系介在物の複合介在物をＡｌ−Ｔｉ系複合介在物とも言う。
【００２２】
本発明者らは、連続鋳造したフェライト系ステンレス鋼の化学組成、鋼中非金属介在物の析出形態（内部構造、分散状態）及び鋳片の組織について調査・研究を行った。その結果、先ず下記の知見を得た。
【００２３】
▲１▼ＴｉとＮの含有量が比較的少量のフェライト系ステンレス鋼においては、溶鋼過熱度ΔＴに関係なく、微細で高い等軸晶率の鋳造組織とすることができる場合がある。
【００２４】
▲２▼Ａｌで強脱酸し、次いで、Ｔｉを添加した後で鋳造され、ｓｏｌ．Ａｌで０．０１５質量％を超える量のＡｌを含有する鋼では、Ａｌ系酸化物やＴｉ系酸化物（ＴｉＯＸ（Ｘ＝１〜２）やＡｌ２Ｏ３とＴｉＯＸ  との複合介在物など）の凝集が促進される。このＡｌ系酸化物やＴｉ系酸化物が凝集した鋳片を表面研削なしに熱間加工すると必ず表面疵が発生してしまう。
【００２５】
▲３▼主成分がＴｉ、Ｎで、その他にＯ（酸素）、ＳやＣを含むＴｉ系介在物は溶鋼中に分散するＡｌ系介在物を核として不均一核生成する。したがって、溶鋼中のＡｌ系介在物を制御することによってＴｉ系介在物の析出温度、換言すれば、Ｔｉ系介在物の析出形態を制御することができる。
【００２６】
▲４▼析出形態を制御したＴｉ系介在物は鋼の凝固時に結晶核生成サイトになるので、高い率で等軸晶を形成させることが可能である。
【００２７】
そこで次に、上記の等軸晶率の高い鋳片における析出形態を制御したＴｉ系介在物、つまりＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の構造を調査した。
【００２８】
すなわち、連続鋳造した２００ｍｍ厚さ×１０５０ｍｍ幅の鋳片の先端から１０ｍの位置から、表皮下２０ｍｍの面を観察面とするための小形の試験片を採取し鏡面に仕上げた。なお、仕上げ研磨は、水溶性介在物の消失や研磨剤であるアルミナ砥粒の残留を防止するために、アルコール中でダイヤモンド砥粒（粒径０．２５μｍ）により行った。次いで、この観察面に存在する介在物を、高分解能オージェ電子分光装置、エネルギー分散型Ｘ線分光装置を用いて調査した。本明細書においては以下、高分解能オージェ電子分光装置、エネルギー分散型Ｘ線分光装置を用いた調査をそれぞれオージェ電子分光法、ＥＤＸ法による調査という。なお、オージェ電子分光法では、複合介在物の微小構造解析やＣ、Ｎなど軽元素の分析を行った。一方、比較的操作が簡便なＥＤＸ法では、Ｍｇ以上の原子量を有する元素の分析や複合介在物の分布密度調査を行った。
【００２９】
その結果、下記の事項が明らかになった。
【００３０】
▲５▼等軸晶率が７０％を超える鋳片に存在するＴｉ系介在物はＡｌ系介在物と複合して析出している。このＴｉ系介在物生成の核として存在するＡｌ系介在物は、Ｔｉ系介在物の大きさが１〜５μｍであるのに対し、０．１〜０．５μｍと非常に微細である。
【００３１】
▲６▼Ｔｉ系介在物生成の核となったＡｌ系介在物には、Ａｌ、Ｏ（酸素）、Ｃａ、Ｍｇ、ＴｉやＳなどが含まれている。なお、このＡｌ系介在物中でのＡｌ、Ｏ、Ｍｇ、Ｃａ、ＴｉやＳの含有率は特に定まったものではないが、ＡｌとＯは必ず含まれており、その他の元素は検出限界以下であることもある。又、Ａｌ系介在物を覆うように析出したＴｉ系介在物は、主成分がＴｉとＮで、その他にＯ、Ｓ、Ｃを含むものであるが、ＴｉとＮ以外のその他元素は検出限界以下であることもあった。
【００３２】
図１に、前記Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の概要を示す。又、図２に等軸晶率１００％の鋳片に存在するＡｌ−Ｔｉ系複合介在物のＥＤＸ法による分析結果の１例を示す。
【００３３】
なお、上記と同様の方法で等軸晶率の低い鋳片の柱状晶部を観察した結果、Ｔｉ系介在物が認められたが、その核は上記のようなＡｌ系介在物でなく、単独の酸化物（例えば、ＳｉＯ２  やＣａＯなど）であった。
【００３４】
そこで更に、図１に示すようなＡｌ−Ｔｉ系複合介在物を分散させることができる鋼成分の範囲を調査した。その結果、次の事項が判明した。
【００３５】
▲７▼Ｎ、Ｔｉ及びＡｌの含有量をそれぞれ、Ｎ：０．００３質量％以上、Ｔｉ：０．０２質量％以上、Ａｌ：０．００１質量％以上でｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５質量％以下とすれば、鋼中にＡｌ−Ｔｉ系複合介在物を分散させることができ、しかも、この場合には鋳片の等軸晶率が７０％を超える。なお、Ａｌの含有量は、Ａｌ（全Ａｌ）：０．００１〜０．０１５質量％とすることが好ましい。
【００３６】
▲８▼Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物を分散させるためにＣａとＭｇを意図的に添加する必要はない。Ｃａ及びＭｇは添加しなくても、Ｔｉ系介在物生成の核として存在するＡｌ系介在物中に検出されることがある。これらのＣａ、Ｍｇは鋼を精錬・鋳造する際に、とりべやタンディッシュなどの耐火物から微量に溶出したものと推定される。一方、ＣａやＭｇを意図的に添加した場合でもＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が分散した等軸晶率が７０％を超える鋳片が製造できるので、鋳造組織の面からは、ＣａとＭｇの含有量についての上限の制約はない。
【００３７】
▲９▼Ｃａを含むＡｌ系介在物は、弱酸性環境下で溶解し孔食の起点となるので、フェライト系ステンレス鋼の耐孔食性を劣化させる。更に、単独の介在物としてＣａＯ又はＣａＳが含まれる場合、これらのＣａ介在物は中性水環境でも溶解して孔食の起点になってしまう。しかし、本発明に係るＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の場合には、既に述べたようにＡｌ系介在物がＴｉ系の介在物に覆われているので耐孔食性が劣化することはない。
【００３８】
なお、鋼が０．００３０質量％を超える量のＣａを含有する場合には、その形態が複合形態にはならない単独のＣａ介在物が生成し、図３に１例を示すように鋼の耐孔食性が著しく劣化することがあるので、Ｃａの過剰の添加は好ましくない。ここで、図３は、基本の組成が質量％で、０．００６％Ｃ−０．００６％Ｎ−０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−０．００５％Ｓ−１１．４％Ｃｒ−０．１８％Ｔｉ−０．００２％Ｏ−０．００６％Ａｌを含み、０．０００１〜０．００５０％の範囲でＣａの含有量を変化させた、７０％以上の等軸晶率を有する鋳片を、通常の方法で鋼板に圧延し、その鋼板の表面を＃６００番エメリー紙で研磨し、温度が３５℃の５％ＮａＣｌ水溶液を用いて１２０ｈの塩水噴霧試験を行った後、最大の孔食深さを測定した結果を示す図である。図３によれば、Ｃａ含有量が０．００３０％を超えると、耐孔食性が著しく劣化し、最大孔食深さで１ｍｍを超える孔食が生じている。
【００３９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００４０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００４１】
（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：
Ｃは、フェライト系ステンレス鋼における固溶限が小さいため、焼鈍や溶接などの工程における熱履歴によってはＣｒと結合して粒界にＣｒ炭化物を形成し、粒界腐食の原因となる。したがって、Ｃの含有量を０．０２％以下とした。
【００４２】
Ｎ：
Ｎは、Ａｌ系介在物を核として不均一核生成したＴｉ系介在物、つまりＡｌ系介在物がＴｉ系介在物（主成分はＴｉとＮ）で覆われたＡｌ−Ｔｉ系複合介在物を形成させて、連続鋳造したフェライト系ステンレス鋼の鋳造組織を微細で高い等軸晶率の組織とし、成形性を高めるのに必須の元素である。しかし、その含有量が０．００３％未満では所望の効果が得られない。一方、０．０３％を超えて含有させると靱性の著しい低下を招く。したがって、Ｎの含有量を０．００３〜０．０３％とした。なお、良好な靱性を確保するための好ましいＮの含有量は０．０１５％以下である。
【００４３】
Ｓｉ：
Ｓｉは、精錬時に生成するＣｒ酸化物の還元と脱酸に有用な元素である。しかし、その含有量が０．０３％未満では添加効果に乏しい。一方、１．０％を超えると鋼板を初めとする鋼材の成形性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．０３〜１．０％とした。
【００４４】
Ｍｎ：
Ｍｎには鋼を脱酸する作用がある。この効果を確実に得るには、Ｍｎは０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が１．０％を超えるとＭｎＳの析出量が増加して耐孔食性が劣化するし、成分コストも高くなり経済面で不利となる。したがって、Ｍｎの含有量を０．１〜１．０％とした。
【００４５】
Ｐ：
Ｐは、鋼の靱性、熱間加工性及び耐食性を劣化させるのでその含有量は低いほど良く、特に、０．０４％を超えると鋼の靱性、熱間加工性及び耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０４％以下とした。
【００４６】
Ｓ：
Ｓは、鋼の靱性、熱間加工性及び耐食性を劣化させるのでその含有量は低いほど良く、特に、０．０３％を超えると鋼の靱性、熱間加工性及び耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０３％以下とした。
【００４７】
Ｃｒ：
Ｃｒは、フェライト系ステンレス鋼の耐食性及び耐酸化性を確保するのに有効な元素である。しかし、その含有量が１０％未満では添加効果に乏しい。一方、３０％を超えて含有させると所謂「４７５℃脆性」を生じ易くなり靱性の著しい低下を招く。したがって、Ｃｒ含有量を１０〜３０％とした。
【００４８】
Ｔｉ：
Ｔｉは、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物を形成させて、連続鋳造したフェライト系ステンレス鋼の鋳造組織を微細で高い等軸晶率の組織とし、成形性を高めるのに必須の元素である。更に、Ｔｉは鋼中のＮ、Ｃと結合して炭化物、窒化物や炭窒化物を形成し、基地に固溶するＣ、Ｎを低減してフェライト系ステンレス鋼の成形性、耐食性及び靱性を向上させる作用も有する。しかし、その含有量が０．０２％未満では、連続鋳造した際、微細で７０％を超える高い等軸晶率という所望の鋳造組織が得られない。一方、０．３％を超えて含有させると、鋳片の等軸晶率向上には有効であるが、Ｔｉの酸化物及び窒化物が凝集して疵の起点となり、鋼板など製品の表面性状を損なうことになる。したがって、Ｔｉの含有量を０．０２〜０．３％とした。連続鋳造した際、微細で７０％を超える高い等軸晶率という所望の鋳造組織を得るためには、Ｔｉ含有量の下限値は０．０５％とすることが好ましい。なお、後述するように、鋳片における等軸晶の生成やＴｉの酸化物及び窒化物の凝集回避のためには、Ｔｉを適正量のＡｌと複合して含有させることが重要である。
【００４９】
Ｏ：
Ｏは、表面疵の原因となる介在物を形成するのでその含有量は低くすることが好ましく、特に、０．００５％を超えると表面疵の発生が多くなるばかりか靱性や成形性の著しい低下をきたす。しかし、その含有量が０．００１％未満ではＡｌ系介在物が溶鋼中に分散析出しないので、所望のＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の形成がなされず、鋳片組織は粗大な柱状晶組織となってしまう。そして、上記の鋳片から各種の鋼材を加工する場合、その成形性は極めて劣る。したがって、Ｏの含有量を０．００１〜０．００５％とした。
【００５０】
Ａｌ：
Ａｌは、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物を形成させて、連続鋳造したフェライト系ステンレス鋼の鋳造組織を微細で高い等軸晶率の組織とし、成形性を高めるための重要な元素である。しかし、その含有量が０．００１％未満では、Ａｌ系介在物が溶鋼中に分散析出しない。この場合には、結晶核生成サイトとなるＴｉ系介在物がＡｌ系介在物を核に不均一生成することができないので、鋳片組織は粗大な柱状晶組織となってしまう。そして、上記の鋳片から各種の鋼材を加工する場合、その成形性は極めて劣る。一方、Ａｌの含有量が０．０１５％を超えてｓｏｌ．Ａｌが多いとＡｌの脱酸作用が大きくなって、鋳造時にＡｌの酸化物やＴｉの酸化物及び窒化物の凝集・粗大化が促進され、熱間加工された鋼材の表面に疵が多発する。更に、等軸晶生成に必要なＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が微細に分散できないので等軸晶率が高々３０％程度にとどまってしまう。したがって、Ａｌの含有量をＡｌ：０．００１％以上で０．０１５％以下とした。なお、所望の鋳造組織を得るためには、Ａｌ含有量の下限値は０．００３％とすることが好ましい。
【００５１】
Ｃａ：
ＣａにはＡｌ−Ｔｉ系複合介在物中に入り、連続鋳造したフェライト系ステンレス鋼の鋳造組織を微細で高い等軸晶率の組織とし、成形性を高める作用がある。しかし、その含有量が０．００３０％を超える場合には、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の他に単独のＣａ介在物が生成し、フェライト系ステンレス鋼の靱性や耐食性が著しく低下してしまう場合がある。したがって、Ｃａの含有量を０．００３０％以下とした。なお、フェライト系ステンレス鋼に良好な靱性と耐食性とを確保させるために、Ｃａ含有量の上限は０．０００５％とすることが好ましく、０．０００３％とすれば一層好ましい。
【００５２】
Ｍｇ：
ＭｇにはＡｌ−Ｔｉ系複合介在物中に入り、連続鋳造したフェライト系ステンレス鋼の鋳造組織を微細で高い等軸晶率の組織とし、成形性を高める作用がある。しかし、その含有量が０．０００５％を超える場合には、フェライト系ステンレス鋼の靱性が著しく低下してしまう。したがって、Ｍｇの含有量を０．０００５％以下とした。
【００５３】
Ｎｂ：
Ｎｂは添加しなくても良い。添加すれば、成形性や耐食性を高める作用がある。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．１％以上の含有量とすることが好ましく、０．２％以上の含有量とすることがより好ましい。しかし、０．８％を超えて含有させても製造コスト上昇に見合った性能向上が望めない。したがって、Ｎｂの含有量を０．８％以下とした。
【００５４】
Ｍｏ：
Ｍｏは添加しなくても良い。添加すれば、成形性や耐食性を高める作用がある。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．２％以上の含有量とすることが好ましく、０．５％以上の含有量とすることがより好ましい。しかし、３．０％を超えて含有させても製造コスト上昇に見合った性能向上が望めない。したがって、Ｍｏの含有量を３．０％以下とした。
【００５５】
（Ｂ）Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物
上記の化学組成を有するフェライト系ステンレス鋼の成形性を高めるためには、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物を鋼中に分散させておくことが重要である。
【００５６】
本発明のステンレス鋼では、Ａｌ系介在物がＴｉ系介在物で覆われたＡｌ−Ｔｉ系複合介在物は、鋳片の等軸晶化に不可欠の介在物である。
【００５７】
この複合介在物を構成する必須元素は、Ａｌ系介在物ではＡｌ及びＯであり、Ｔｉ系介在物ではＴｉとＮである。その他の構成元素としては、Ａｌ系介在物にはＣａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｓなどを含んでいても良く、Ｔｉ系介在物にはＯ、Ｓ、Ｃなどを含んでも良い。Ａｌ系介在物中にＣａ及びＭｇの１種以上を含有しておれば、鋳片の等軸晶化が一層確実に起こる。
【００５８】
なお、フェライト系ステンレス鋼では、耐酸化性などの特性を高める目的から酸化物や窒化物を形成しやすいＺｒやＴａ、更にはＬａ、Ｃｅなどの希土類元素を添加する場合がある。鋼に上記の元素を添加すると、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物中にこれらの元素が認められることが多いが、この場合にも上記のＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の作用は妨げられない。
【００５９】
７０％を超える高い等軸晶率の鋳片とするために、鋼中に分散するＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の分布量は１０個／ｍｍ２  以上とすることが好ましい。鋳片の組織はＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が多ければ多いほど微細になるので、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の鋼中における分布量は、前記したＡｌ含有量、Ｔｉ含有量によって定まる量まで許容できる。
【００６０】
又、上記の分布量に対するＡｌ−Ｔｉ系複合介在物のサイズ（長径）は特に規定されるものではない。これは、０．１μｍ未満の微細なものや１０μｍ程度の大きなものでも凝固時の等軸晶核生成サイトとなるからである。
【００６１】
上記したようなＡｌ−Ｔｉ系複合介在物の形態は基本的には鋼中のＮ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌの含有量によって決定される。しかし、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物のフェライト系ステンレス鋼中の分散形態を適正化するためには、鋼が前記（Ａ）項で述べた化学組成を有しているだけでは充分でない場合があるので、例えば、通常の方法によって溶製した後、２次精錬炉で脱Ｃ、脱Ｎを行い、次いで、酸化したＣｒを還元するためにＳｉを添加し、Ｏ（酸素）含有量を充分低めた後で更にＡｌとＴｉを添加し、連続鋳造すれば良い。
【００６２】
以下、実施例により本発明を説明する。
【００６３】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を、幅１０５０ｍｍ×厚さ２００ｍｍに連続鋳造した。なお、鋼１０と鋼１２を除いて、通常の方法で溶製した後、２次精錬炉で脱Ｃ、脱Ｎを行い、次いで、酸化したＣｒを還元するためにＳｉを添加し、Ｏ含有量を充分低めた後で更にＡｌとＴｉを添加し、連続鋳造した。鋼１０の場合には、通常の方法で溶製した後、２次精錬炉で脱Ｃ、脱Ｎを行い、酸化したＣｒを還元するためにＳｉとＡｌを同時に添加し、更に、Ｃａ添加によりＯ含有量を充分低めた後でＴｉを添加して、連続鋳造した。又、鋼１２の場合には、通常の方法で溶製した後、２次精錬炉で脱Ｃ、脱Ｎを行い、酸化したＣｒを還元するためにＳｉとＡｌを同時に添加し、Ｏ含有量を充分低めた後でＴｉを添加し、連続鋳造した。
【００６４】
なお、表１における鋼１〜１３は化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼、鋼１４〜１７はその化学組成のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼である。
【００６５】
【表１】
0003624732.tif 000002
【００６６】
これらの鋼の鋳片の鋳造方向に垂直な断面の幅中央部（２００ｍｍ厚さ×１００ｍｍ幅）を王水（硝酸と塩酸の体積比が１：３）で腐食してその等軸晶率を観察した。又、鋳片の表面を手入れすることなく、通常の方法で１１００〜１２５０℃に加熱して熱間圧延し、厚さ３．５ｍｍの鋼板に仕上げた。
【００６７】
表１に示したＣａ及びＭｇの分析値は、上記の３．５ｍｍの鋼板から採取した切り屑を王水で溶解し、フレームレス原子吸光法あるいはＩＣＰ発光分析法により定量測定したものである。Ａｌの分析値は全Ａｌ（トータルＡｌ）量を指し、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）と酸不溶解Ａｌ（ｉｎｓｏｌ．Ａｌ）の分析値の和である。ｓｏｌ．Ａｌの分析値は、上記のＣａ及びＭｇと同様の方法によって測定したものである。酸不溶解Ａｌの分析値は、上記の３．５ｍｍの鋼板から採取した切り屑を塩酸と過塩素酸で溶解した後、酸不溶解残渣を濾過抽出してこれをアルカリで溶融し、ＩＣＰ発光分析法により定量測定したものである。
【００６８】
なお、２００トンの連続鋳造を完了した時点で、タンディッシュからモールドへ溶鋼を注ぐために使用する浸漬ノズル内壁の付着物の厚さを調査することも行った。
【００６９】
上記の厚さ３．５ｍｍの鋼板から切り出した試験片をアルコール中でダイヤモンド砥粒研磨仕上げし、鋼板断面のｔ／４部（ｔは鋼板厚みで３．５ｍｍ）に相当する部位を走査型電子顕微鏡で観察し、複合構造をもつ介在物をＥＤＸ法により分析して組成を確認して、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の鋼中分布量を調査した。
【００７０】
３．５ｍｍに熱間圧延した鋼板は、酸洗によって酸化スケールを除去してから目視で表面疵の有無を調査し、その後、厚さ０．８ｍｍまで冷間圧延した。次いで、この冷間圧延した鋼板を燃焼ガス中で９３０〜１０００℃の温度で２０秒間焼鈍した。なお、焼鈍に際しての昇温速度と降温速度はいずれも２０℃／秒とした。
【００７１】
上記のようにして得た焼鈍鋼板から、圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向にＪＩＳ１３Ｂ号の引張試験片を採取し、評点距離５０ｍｍで常温（室温）で引張試験を行い破断伸びを測定した。なお、伸びは下記（ａ）式による前記３方向における平均伸び（Ｅｌ）で評価した。
【００７２】
Ｅｌ＝（Ｅｌ０＋２Ｅｌ４５＋Ｅｌ９０）／４・・・・・（ａ）
又、前記の焼鈍鋼板から圧延方向と平行にＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、その平行部を鏡面仕上げした後、常温で引張変形させて耐リジング性を評価した。すなわち、評点距離５０ｍｍで２０％（つまり１０ｍｍ）引張変形させた後、表面粗度計を用いて引張方向に垂直に走査して表面に発生するリジングを調査し、表２に示す基準で耐リジング性の評価を行った。なお、本発明が目標とする耐リジング性は表２に示す指標でＡとＢである。
【００７３】
【表２】
0003624732.tif 000003
【００７４】
各種の調査結果を表３にまとめて示す。
【００７５】
【表３】
0003624732.tif 000004
【００７６】
表３から、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、且つＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分散している本発明例に係る鋼１〜９、鋼１１及び鋼１３の場合、２００トンの連続鋳造を完了した時点での浸漬ノズル内壁の付着物の厚さは１ｍｍ以下で、ノズルに詰まりは発生せず、鋳片は７３％以上の高い等軸晶率を有していることがわかる。しかもその鋳造組織は、図４に一例を示すように微細である。なお、図４は鋼３の鋳片の鋳造組織を示すもので、図の左右方向が鋳片の厚さ方向である。
【００７７】
又、本発明例に係る鋼１〜９、鋼１１及び鋼１３の場合には、鋳片の表面を手入れすることなく熱間圧延しても、厚さ３．５ｍｍの鋼板に表面疵は認められない。更に、焼鈍鋼板は３０％を超える高い平均伸び（Ｅｌ）を有し、しかも、耐リジング性の指標はＡ又はＢで優れている。
【００７８】
これに対して化学組成は本発明で規定する範囲内にあるもののＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分散していない鋼１０と鋼１２の場合、鋳片の等軸晶率はそれぞれ１５％、２７％と低く、しかもその鋳造組織は、図５に一例を示すように粗大である。なお、図５は鋼１０の鋳片の鋳造組織を示すもので、図の左右方向が鋳片の厚さ方向である。このため、焼鈍鋼板の平均伸び（Ｅｌ）は３０％を下回り、しかも、耐リジング性の指標はＤ又はＣと劣っている。
【００７９】
このように、化学組成は本発明で規定する範囲内にあるもののＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分散しない原因は現時点では不明である。本実施例のような合金元素添加時期の相違は、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分散しなかった一例であるが、それ以外にも介在物制御に関わる製造条件の因子が存在すると推察される。
【００８０】
又、化学組成のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れる比較例の鋼１４〜１７の場合、鋼１５〜１７で連続鋳造の途中で浸漬ノズルに詰まりが発生した。更に、鋳片の等軸晶率は高々４６％と低く、しかもその鋳造組織は、図５に示した鋼１０の場合と同様に粗大であった。このため、焼鈍鋼板の平均伸び（Ｅｌ）は３０％を下回る低いものが多く（鋼１４〜１６）、しかも、耐リジング性の指標はＣ又はＤと劣っている（鋼１４〜１７）。なお、Ａｌ含有量が本発明で規定する含有量を超える鋼１５〜１７においては、鋳片の表面を手入れすることなく熱間圧延すると、厚さ３．５ｍｍの鋼板に表面疵が発生した。
【００８１】
（実施例２）
表４に示す化学組成を有するステンレス鋼を、幅１０５０ｍｍ×厚さ２００ｍｍに連続鋳造した。なお、通常の方法で溶製した後、２次精錬炉で脱Ｃ、脱Ｎを行い、次いで、酸化したＣｒを還元するためにＳｉを添加し、Ｏ含有量を充分低めた後で更にＡｌとＴｉを添加し、連続鋳造した。表４のＡｌの含有量は、前記表１に示したＡｌ含有量と同じく酸可溶Ａｌと酸不溶Ａｌの合計量、即ち、全Ａｌの含有量である。
【００８２】
表４における鋼１８〜２１は化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼、鋼２２、鋼２３はその化学組成のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼である。
【００８３】
【表４】
0003624732.tif 000005
【００８４】
これらの鋼の鋳片の鋳造方向に垂直な断面の幅中央部（２００ｍｍ厚さ×１００ｍｍ幅）を王水（硝酸と塩酸の体積比が１：３）で腐食してその等軸晶率を観察した。又、鋳片の表面を手入れすることなく、通常の方法で１１００〜１２５０℃に加熱して熱間圧延し、厚さ３．５ｍｍの鋼板に仕上げた。
【００８５】
表４に示したｓｏｌ．Ａｌ、Ｃａ及びＭｇの分析値は、上記の３．５ｍｍの鋼板から採取した切り屑を王水で溶解し、フレームレス原子吸光法あるいはＩＣＰ発光分析法により定量測定したものである。
【００８６】
なお、２００トンの連続鋳造を完了した時点で、タンディッシュからモールドへ溶鋼を注ぐために使用する浸漬ノズル内壁の付着物の厚さを調査することも行った。
【００８７】
上記の厚さ３．５ｍｍの鋼板から切り出した試験片をアルコール中でダイヤモンド砥粒研磨仕上げし、鋼板断面のｔ／４部（ｔは鋼板厚みで３．５ｍｍ）に相当する部位を走査型電子顕微鏡で観察し、複合構造をもつ介在物をＥＤＸ法により分析して組成を確認して、Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の鋼中分布量を調査した。
【００８８】
３．５ｍｍに熱間圧延した鋼板は、酸洗によって酸化スケールを除去してから目視で表面疵の有無を調査し、その後、厚さ０．８ｍｍまで冷間圧延した。次いで、この冷間圧延した鋼板を燃焼ガス中で９３０〜１０００℃の温度で２０秒間焼鈍した。なお、焼鈍に際しての昇温速度と降温速度はいずれも２０℃／秒とした。
【００８９】
上記のようにして得た焼鈍鋼板から、圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向にＪＩＳ１３Ｂ号の引張試験片を採取し、評点距離５０ｍｍで常温（室温）で引張試験を行い破断伸びを測定した。なお、伸びは前記（ａ）式による平均伸び（Ｅｌ）で評価した。
【００９０】
又、前記の焼鈍鋼板から圧延方向と平行にＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、その平行部を鏡面仕上げした後、常温で引張変形させて耐リジング性を評価した。すなわち、評点距離５０ｍｍで２０％（つまり１０ｍｍ）引張変形させた後、表面粗度計を用いて引張方向に垂直に走査して表面に発生するリジングを調査し、表２に示す基準で耐リジング性の評価を行った。なお、本発明が目標とする耐リジング性は前記表２に示す指標でＡとＢである。
【００９１】
各種の調査結果を表５にまとめて示す。
【００９２】
【表５】
0003624732.tif 000006
【００９３】
表５から、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、且つＡｌ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分散している本発明例に係る鋼１８〜２１の場合、２００トンの連続鋳造を完了した時点での浸漬ノズル内壁の付着物の厚さは１ｍｍ以下で、ノズルに詰まりは発生せず、鋳片は７６％以上の高い等軸晶率を有していることがわかる。なお、その鋳造組織はいずれも既に述べた図４における鋼３の場合と同様に微細であった。
【００９４】
又、本発明例に係る鋼１８〜２１の場合には、鋳片の表面を手入れすることなく熱間圧延しても、厚さ３．５ｍｍの鋼板に表面疵は認められない。更に、焼鈍鋼板は３０％を超える高い平均伸び（Ｅｌ）を有し、しかも、耐リジング性の指標はＡ又はＢで優れている。
【００９５】
これに対して、化学組成のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れる比較例の鋼２２、鋼２３の場合には、連続鋳造の途中で浸漬ノズルに詰まりが発生した。更に、鋳片の等軸晶率は高々３１％と低く、しかもその鋳造組織は、図５に示した鋼１０の場合と同様に粗大であった。このため、焼鈍鋼板の平均伸び（Ｅｌ）は３０％を下回り、しかも、耐リジング性の指標はＣ又はＤと劣っている。なお、鋼２２、鋼２３はいずれもｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明で規定する含有量を超えるため、鋳片の表面を手入れすることなく熱間圧延すると、厚さ３．５ｍｍの鋼板に表面疵が発生した。
【００９６】
【発明の効果】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、その連続鋳造組織の７０％を超える部分が微細な等軸晶になり、熱間加工工程において疵が発生せず、良好な成形性を有する。このため、鋳片の手入れや熱間加工した鋼材の手入れが不要となるので製造工程が合理化できるし、製品歩留りも向上する。したがって、本発明鋼を用いれば、表面欠陥やリジングなどの発生がほとんどない高い品質の製品を比較的低コストで提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａｌ−Ｔｉ系複合介在物の概要を示す図である。
【図２】等軸晶率１００％の鋳片に存在するＡｌ−Ｔｉ系複合介在物のＥＤＸ法による分析結果の１例を示す図である。
【図３】０．００６％Ｃ−０．００６％Ｎ−０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−０．００５％Ｓ−１１．４％Ｃｒ−０．１８％Ｔｉ−０．００２％Ｏ−０．００６％Ａｌフェライトステンレス鋼の耐孔食性に及ぼすＣａ含有量の影響を示す図である。
【図４】実施例における鋼３の鋳片の鋳造組織を示す図で、図の左右方向が鋳片の厚さ方向である。
【図５】実施例における鋼１０の鋳片の鋳造組織を示す図で、図の左右方向が鋳片の厚さ方向である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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