(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％、Ｃｒ：１０〜３０質量％を含むフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造するにあたり、脱炭精錬後にＳｉ還元を行い、次いで、鋼中Ｓｉ量を０．２０〜３．０質量％で塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２＝１．２〜２．４のＣａＯ−ＳｉＯ２系スラグ脱酸を行った後、Ｔｉを溶鋼に添加し、ＴｉとＡｌ含有量がＡｌ／Ｔｉ＝０．０１〜０．１０である溶鋼を連続鋳造することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項２】
前記溶鋼がＣａ：０．０００１〜０．００３０質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【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の製造方法、特に表面疵が無く耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法に関する。より詳しくは、連続鋳造における浸漬ノズルの閉塞を防止し、その鋳片組織が等軸晶微細組織であり、さらにその鋳片に熱間圧延等の熱間加工を行ってもＴｉ系非金属介在物による表面疵を生ずることがなく、そして最終製品としての冷延鋼板の耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼を製造する場合に、ストリーク疵またはスリバー疵と呼ばれる表面疵の発生が問題となっている。この表面疵の発生は従来よりＴｉ、Ａｌ系非金属介在物からの次の２つのクラスター生成機構に起因すると考えられている。
【０００３】
第一は、Ｔｉ、Ａｌは極めて活性な金属であるため、添加時に溶鋼中のＯ、Ｎと反応して酸化物、または窒化物を生成し、この生成した非金属介在物が例えば鋳型内溶鋼において比重差により浮上しようとする際に相互に凝集し合ってクラスター化するというのである。
【０００４】
第二は、鋳型注入以前にすでに溶鋼内に存在していたＴｉ、Ａｌ系非金属介在物が、溶鋼との濡れ性が悪いため、鋳型注入時の浸漬ノズル通過の際にノズル内壁に付着し、この付着現象により凝集してクラスター化するというのである。この付着・凝集により生成したクラスターはノズルを流れる溶鋼流によってしばしば部分的にノズル内壁より剥離して注入流により鋳型内に持ち込まれる。
【０００５】
この鋳型内での相互の凝集とノズル部での付着凝集という２つの機構によって生成したＴｉ、Ａｌ系非金属介在物クラスターは，鋳型内において溶鋼より浮上分離しようとするが，溶鋼の凝固が進行するため浮上分離に必要な時間が与えられず、しばしば鋼塊内部または表面に捕捉される。鋼塊表面に捕捉されたＴｉ、Ａｌ系非金属介在物は鋼のような変形能がないため鋼塊の熱間加工時に表面において線状の疵を形成する。
【０００６】
この表面疵は製品の美観を損なう。特にＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼にとっては、この表面疵の発生による製品の品質低下が後述するリジングと並んで大きな問題であり、これの防止対策が強く望まれていた。
【０００７】
一方、チタン添加鋼の連続鋳造に際してはノイズ閉塞がしばしば起こり、製造コストの上昇は避けられなかった。
このような表面疵の防止やノズル閉塞の防止については、特公昭５８−５７４８７号公報や、特許第２８６７８８８号公報に開示の技術がある。
【０００８】
前者は、鋼中のＡｌとＴｉ含有量がＡｌ／Ｔｉの比で０．０８〜０．１５となるように溶鋼のＡｌ量を調整する方法である。後者は、Ａｌ／Ｔｉの比で０．７５／１００．０２５Ｃｒ＋１．１  以下となるように溶鋼のＡｌ量を調整し、さらにＣａ量を０．０００１〜０．００１０％に調整するものである。しかしながら、これらの方法は、表面疵防止やノズル閉塞防止には効果的であっても、製品のリジング防止に対してはなんら考慮がなされていなかったし、実際、そのような効果はみられない。
【０００９】
ところで、前述のように、連続鋳造スラブを熱間圧延して製造されたフェライト系ステンレス鋼板は、冷間加工に際してリジングと呼ばれる表面シワ状欠陥を生じやすい。このリジングは表面疵同様に、製品の美観を損なう。リジングによる凹凸が大きいとそれを研磨除去しなければならず、そのため余分の工程が必要となる。
【００１０】
リジングの発生原因は、次のように考えられている。
すなわち、連続鋳造によって製造されたフェライト系ステンレス鋼スラブは、その凝固過程で柱状晶が発達しやすい。この柱状晶は熱間加工によって再結晶しにくいので、柱状晶に起因したバンド状粗大「コロニー」が最終製品にまで残留しやすい。なお、「コロニー」とは、見かけは微細な結晶組織に見えるが、実際は結晶方位の類似した結晶群のことをいう。このコロニーが、プレス成形を受けると単結晶のように塑性変形し、鋼板に大きな畝状のシワが発生する。
【００１１】
フェライト系ステンレス鋼板のリジングの問題については従来にあってもあらゆる面から改善が提案されている。その根本的な解決手段は連続鋳造スラブにおける柱状晶の成長を抑制し等軸晶帯を大きくすることである。
【００１２】
フェライト系ステンレス鋼連鋳スラブの等軸晶率を高める技術としては、例えばＴｉＮの核作用による方法（鉄と鋼，６６（１９８０）、１１０頁）や、溶鋼の電磁攪拌による方法（鉄と鋼、６６（１９８０）、３８頁）や、Ａｌ脱酸後Ｔｉを添加し、鋼中のＴｉとＡｌの含有量をＴｉ／Ａｌの比で８以上に調整する方法（特開平９−４９０１０号公報）等が報告されている。
【００１３】
しかし、ＴｉＮにより連鋳スラブの等軸晶率を高める方法は、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る。しかも、連続鋳造に際して溶鋼の過熱度ΔＴを４０℃以下にするなどの条件を組み合わせなければ等軸晶率の高い（具体的には，６０％以上の）凝固組織が得られない。
【００１４】
さらに、多量のＴｉＮは、前記のように表面疵の原因となり、リジング防止との両立が困難となる問題がある。
一方、△Ｔを小さく制御することは、必ずしも容易なことではなく、一旦ΔＴが小さくなりすぎた溶鋼は鋳造できないため、再度昇熱作業を必要とするなどの大きな問題を引き起こす。
【００１５】
鋳型に電磁攪拌装置を設けて行う電磁誘導撹拌による方法の場合には、凝固途中の鋳片に対し溶鋼の撹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。
【００１６】
Ｔｉ、Ａｌ含有量を調整する方法でも、連鋳スラブの等軸晶率を高められるが、表面疵防止に対してはなんら考慮がなされていなかった。
さらに、Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼の表面疵を防止し、連鋳スラブの等軸晶率を高める製造技術が、特許第２６２３６０６号において提案されている。同特許では、対象とするフェライト系ステンレス鋼の凝固温度Ｔ１  、鋳込み温度Ｔ２  、ＴｉＮ析出温度Ｔ３  が、条件：  Ｔ１  ≦Ｔ３  ＜Ｔ２  ≦Ｔ１  ＋１００℃を満たした場合に，耐ローピング性（リジングと同じ）と表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼を安定して製造できるとしている。この方法は、Ｔ１  ≦Ｔ３  を満たすＴｉ、Ｎ量を含有するフェライト系ステンレス鋼において、ＴｉＮによる表面疵を防止すると共に連鋳スラブの等軸晶率を７０％以上に高めるものである。しかしながら、Ｔ１  ＞Ｔ３  の場合、即ちＴｉＮ量が低下した場合は、連鋳スラブの等軸晶率を高めることができず、良好な耐リジング性を有するフェライト系ステンレス鋼を製造することができなかった。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、連続鋳造スラブを熱間加工、焼鈍、冷間加工、焼鈍などの製造工程を経て最終製品を製造する過程において表面疵を生じることが少なく、かつ最終製品の耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することにある。
【００１８】
具体的には、本発明の課題は、スラグ組成、溶鋼の化学組成、脱酸時期を決めて連続鋳造することで、ノズルを閉塞することなく、等軸晶率６０％以上の連鋳スラブが製造でき、そのスラブを熱間加工、焼鈍、冷間加工、焼鈍などの製造工程を経て最終製品を製造する過程においてＴｉ、Ａｌ非金属介在物による表面疵を生じることのない、最終製品の耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することにある。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
すなわち、本発明者らは、上記目的を達成すべくＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼の精錬、連続鋳造工程において、（溶鋼中の成分、精錬方法）と（ノズル付着物、スラブ等軸晶率、表面疵）の関係に着眼して鋭意試験研究を重ねた。その結果、まず次の知見を得た。
【００２０】
▲１▼特許第２６２３６０６号公報に記載のある条件を満たさない鋼、即ち「Ｔ１  ＞Ｔ３  」であっても、鋼中のＡｌ／Ｔｉ比を０．１以下にて、スラブ等軸晶率が６０％以上となる場合がある。しかし、表面疵が多発する場合がある。
【００２１】
▲２▼この表面疵の原因となった非金属介在物を分析すると、浸漬ノズル付着物に近い組成であった。その付着物は、ＴｉＮでなく、Ｔｉ、Ａｌ系非金属介在物であった。
【００２２】
▲３▼ノズル付着物の形態は、溶鋼の化学組成のみならず精錬方法にも依存する。特に、０．３０％以下の比較的少ないＴｉを含有するフェライト系ステンレス鋼の場合、Ａｌ脱酸またはＣａＯ−Ａｌ２  Ｏ３  系スラグ脱酸工程よりも、ＣａＯ−ＳｉＯ２  系スラグ脱酸工程にて精錬、連続鋳造した方が、ノズル付着物が少なくなる傾向がある。
【００２３】
これらの知見をもとに、さらに、本発明者らは次の実験を行った。
Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．３％、Ｃｒ：１６．２％、Ｎ：０．０１５％を含有した鋼１７ｋｇを、真空溶解炉にて溶製し、溶鋼の上に塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２  を変化させたＣａＯ−ＳｉＯ２  系スラグを溶融させた。例えば、塩基度２．０のスラグ組成は５０％ＣａＯ−２５％ＳｉＯ２  −５％Ａｌ２  Ｏ３  −１０％ＭｇＯ−１０％ＣａＦ２  とした。
【００２４】
スラグ溶融後、溶鋼に２７ｇのＴｉと種々の量のＡｌを添加し、溶鋼の温度を約１６００℃で１０分以上保持した。その後、溶鋼をＭｇＯ製タンディッシュに注ぎ、５０ｍｍ厚さ、１８０ｍｍ幅、２３０ｍｍ高さの鋳型に鋳造した。
【００２５】
その鋳片の鋳込み方向断面のマクロ組織を王水にて現出し、等軸晶率を測定した。また、鋳片に含まれるＴｉ、酸可溶Ａｌの化学分析を行い、Ａｌ／Ｔｉを求めた。
【００２６】
さらに、鋳込みままの鋳片を４．５ｍｍ厚に熱間圧延し、９３５℃で１分均熱の焼鈍処理を行い、硫酸浸漬、硝弗酸浸漬による酸洗により脱スケールを行った。酸洗鋼板に発生した表面疵を目視により観察した。
【００２７】
化学分析により、各鋳片のＴｉ量は０．０７〜０．１２％、Ａｌ量は０．０００３〜０．０１３％の範囲に有ることが判明し、Ａｌ／Ｔｉは０．００６〜０．１３の範囲となった。
【００２８】
図１に、鋳片の等軸晶率とその溶製に用いたスラグの塩基度及び鋳片のＡｌ／Ｔｉ量比の関係を示す。図中の○印が等軸晶率６０％以上であった鋳片、×印が６０％未満であった鋳片を示す。
【００２９】
図１に示すように、塩基度≧１．２、Ａｌ／Ｔｉ＝０．０１〜０．１０の範囲で等軸晶率６０％以上の鋳片が得られた。
図２に、酸洗鋼板の表面疵発生とその溶製に用いたスラグの塩基度及び鋳片のＡｌ／Ｔｉ量比の関係を示す。図中の○印が表面疵が無かった鋼板、×印が表面疵が発生した鋼板を示す。図２に示すように、塩基度＝１．２〜２．４，Ａｌ／Ｔｉ≦０．１０の範囲で表面疵の無い酸洗鋼板が得られた。
【００３０】
よって、溶鋼の化学組成、スラグ組成、脱酸方法を決めて連続鋳造することで鋳片の等軸晶率を６０％以上とし、表面疵の防止ができることを知見して本発明を完成した。
【００３１】
すなわち、本発明の要旨とするところは次の通りである。
（１）Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％、Ｃｒ：１０〜３０質量％を含むフェライト系ステンレス鋼を連続鋳造するにあたり、脱炭精錬後にＳｉ還元を行い、次いで、鋼中Ｓｉ量を０．２０〜３．０質量％で塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２＝１．２〜２．４のＣａＯ−ＳｉＯ２系スラグ脱酸を行った後、Ｔｉを溶鋼に添加し、ＴｉとＡｌ含有量がＡｌ／Ｔｉ＝０．０１〜０．１０である溶鋼を連続鋳造することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【００３２】
（２）  前記溶鋼がＣａ：  ０．０００１〜０．００３０質量％を含有することを特徴とする上記（１）  に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【００３３】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学組成の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００３４】
（Ａ）鋼の化学組成
Ｔｉ：０．０５〜０．３０％
Ｔｉは、連続鋳造スラブの等軸晶率を高めるのに必須の元素である。さらに、鋼中のＣ、Ｎと結合して炭化物、窒化物を形成し、固溶Ｃ、Ｎ量を低減してフェライト系ステンレス鋼の耐食性、加工性を向上させる作用も有する。しかし、その含有量が０．０５％未満では安定して６０％以上の等軸晶率を有する連鋳スラブが得られない。一方、０．３０％を超えて含有させると、等軸晶率向上には有効であるが、Ｔｉ系非金属介在物の溶鋼中の凝集によるノズル閉塞や製品の表面疵が発生しやすくなる。
【００３５】
従って、Ｔｉ含有量を０．０５〜０．３０％とした。より良好な表面性状を得るためには、Ｔｉ量の上限値を０．２０％とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．２０〜３．０％
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０．２０％未満でＣａＯ−ＳｉＯ２  系スラグ脱酸を行った場合、溶鋼中の酸素量が増大するため、連続鋳造時にノズル閉塞が誘発される。一方、３．０％を超えると加工性や靱性が著しく劣化する。
【００３６】
したがって、スラグ脱酸を行う際の溶鋼中のＳｉの含有量を０．２０〜３．０％とした。より良好な加工性や靱性を得るためには、Ｓｉ量の上限値を１．５％とすることが好ましい。
【００３７】
Ａｌ：（０．０１×Ｔｉ含有量）〜（０．１０×Ｔｉ含有量）％
Ａｌは、連続鋳造スラブの等軸晶率を高めるのに必須の元素である。さらに、微量であっても脱酸に有用な元素であり、ノズル閉塞を防止する作用も有する。しかし、その含有量が（０．０１×Ｔｉ含有量）％未満では、連続鋳造スラブの等軸晶率が著しく低下する。一方、（０．１０×Ｔｉ含有量）％を超えて含有させると、等軸晶率が低下するばかりでなくＡｌ系非金属介在物によるノズル閉塞が生じやすくなる。
【００３８】
従って、Ａｌ含有量を（０．０１×Ｔｉ含有量）〜（０．１０×Ｔｉ含有量）％とした。すなわち、Ａｌ／Ｔｉを０．０１〜０．１０とした。
目標の等軸晶率をより確実に得るためには、Ａｌ／Ｔｉの下限値を０．０２とすることが好ましい。またより良好な表面性状を得るためには、Ａｌ／Ｔｉの上限値を０．０８とすることが好ましい。
【００３９】
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％
本発明の好適態様によれば、Ｃａは、連続鋳造に先立って上記範囲にあればよい。そのため添加しなくてもよい。添加することでより多くの量のＣａが存在すれば、溶鋼中の脱酸生成物を低融点化し連続鋳造時のノズル閉塞防止に有効である。また、連鋳スラブの等軸晶粒径を微細化する作用も有する。
【００４０】
しかし、その含有量が０．０００１％未満では粒径の微細化効果に乏しい。一方、その含有量が０．００３０％を超えて含有させると、連鋳スラブの等軸晶率が低下すると共に、鋼の耐食性とりわけ耐孔食性が著しく低下する。従って、Ｃａ含有量を０．０００１〜０．００３０％とした。また良好な耐孔食性と靱性を得るためには、Ｃａの上限値を０．００１０％とすることが好ましい。
【００４１】
（Ｂ）精錬の方法
例えば、転炉における脱炭精錬後のＳｉ還元と、ＣａＯ−ＳｉＯ２  系スラグ脱酸精錬は、取鍋やタンディッシュにおいて行ってもよく、そのときの条件も通常の方法におけるそれでよい。しかし、塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２  とＴｉ、Ａｌ添加時期については以下の限定を受ける。
【００４２】
塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ２  ：１．２〜２．４
Ｓｉ含有合金を添加するなどして行うＳｉ還元により、スラグ中のＣｒ酸化物が還元され、代わりにＳｉＯ２  がスラグに生成する。このようにして行われるＣａＯ−ＳｉＯ２  系スラグ脱酸を効率的に行うには、ＣａＯをスラグに添加し、塩基度を適切にする必要がある。塩基度が１．２未満では、脱酸力が弱いため溶鋼中の酸素量が増加する。このような溶鋼に後の段階でＴｉを添加すると、Ｔｉ系非金属介在物が多量に生成しノズル閉塞を生じる。
【００４３】
一方、塩基度２．４を超えるとスラグの融点が上昇しスラグが固体化する。その結果の脱酸反応が十分に進行せず、１０μｍを超えるような大型脱酸生成物が溶鋼中を浮遊しやすくなり、ノズル閉塞を誘発する。
【００４４】
従って、スラグの塩基度を１．２〜２．４とした。ノズル閉塞防止と連鋳スラブの等軸晶率向上をより高い精度で同時に得るためには、塩基度の下限を１．６、上限を２．２とするのが好ましい。このときのスラグ塩基度は、Ｔｉ添加前のスラグ組成にて決定される。
【００４５】
Ｔｉ、Ａｌ添加時期
Ｔｉ添加は、ＣａＯ−ＳｉＯ２  系スラグ脱酸の後に行う。この順序を逆にした場合、Ｔｉの添加歩留まりが著しく低下するばかりか、ノズル閉塞が生じ連鋳スラブの等軸晶率を６０％以上に安定して確保できなくなる。
【００４６】
従って、Ｔｉの添加時期は、ＣａＯ−ＳｉＯ２  系スラグ脱酸後とする。具体的にはＳｉ還元、それに続くスラグ脱酸によって［Ｏ］  ≦２５ｐｐｍ  となるまで脱酸してからである。なお、［Ｏ］  値は測酸、測温プローブによる測定値  （活量酸素量）  である。
【００４７】
Ａｌ添加時期は、Ｔｉのように厳密でなくてもよい。但し、Ａｌ／Ｔｉの狙いを安定して的中させるには、なるべく  ＣａＯ−ＳｉＯ２脱酸後にＡｌを添加するのが好ましい。
ここに、本発明におけるノズル閉塞防止や等軸晶生成のメカニズムは次のように推定される。
【００４８】
ＣａＯ−ＳｉＯ２  系スラグ脱酸により大型の脱酸生成物が浮上分離され、溶鋼中にはサブミクロン程度のＳｉ系脱酸生成物が多数浮遊していると考えられる。この時期にＴｉ、Ａｌを添加すると、浮遊していたＳｉ系脱酸生成物がＴｉ−Ａｌ系脱酸生成物に急速に置換され、より一層脱酸平衡が低下する。この時Ａｌ／Ｔｉを前述したように調整すると、その脱酸生成物と溶鋼との濡れ性が著しく向上する。そのため、脱酸生成物は、連続鋳造に際し浸漬ノズルに付着することなく，鋳型内に流入する。
【００４９】
鋳型内では、溶鋼の温度が下がりやがて凝固が始まる。このときの溶鋼温度の低下に伴い、さらに溶鋼との濡れ性のよいＴｉ−Ａｌ系脱酸生成物が多量に晶出する。この脱酸生成物を核として柱状晶凝固から等軸晶凝固へと遷移し、最終的に等軸晶率の高い連鋳スラブが製造できる。
【００５０】
このようにして製造された連鋳スラブは熱間圧延、さらに冷間圧延によって最終製品であるフェライト系ステンレス鋼板となるが、これらの加工条件は慣用のものであればよく、特に制限されない。
【００５１】
次に、本発明の作用効果を実施例に関連させてより具体的に示す。
【００５２】
【実施例】
表１に示すフェライト系ステンレス鋼７０ｔｏｎをＶＯＤ炉において精錬するに際して、脱炭精錬後にＳｉ還元し、ＣａＯ−ＳｉＯ２  系スラグ脱酸精錬を行った。その後、ＶＯＤ炉においてＴｉ、Ａｌ、Ｃａを添加し、溶鋼過熱度ΔＴを３０〜７０℃として２００ｍｍ厚さ、１０５０ｍｍ幅に連続鋳造した。
【００５３】
なお、表１における鋼３、４、６、８は化学組成、Ａｌ／Ｔｉ比、及びスラグ塩基度が本発明で規定する範囲内にある本発明例である。
鋼１、２、５、７、９、１０は化学組成やＡｌ／Ｔｉ比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である。
【００５４】
これらの化学組成をもった溶鋼を連続鋳造後、使用した浸漬ノズルを回収し付着物の厚さを測定した。また、連鋳スラブの鋳造方向に垂直な断面の幅中央部（２００ｍｍ厚さ、１００ｍｍ幅）を王水で腐食してその等軸晶率を測定した。そして、３／８厚さ部（表皮下７５ｍｍ）の結晶粒径を切片法により求めた。この時、求められた平均切片長さＬより、平均粒径Ｄを、式：Ｄ＝１．１２Ｌにより求めた。また、等軸晶率は、等軸晶粒と柱状晶粒の面積比率より求めた。
【００５５】
これらの連鋳スラブは、その表面を研削することなく通常の方法で１１００〜１２５０℃に加熱して、厚さ３．２ｍｍに熱間圧延した。得られた熱延鋼板を焼鈍後、酸洗により脱スケールし、酸洗鋼板表面の疵を観察した。
【００５６】
次いで、酸洗鋼板は、厚さ０．８ｍｍに冷間圧延し、焼鈍および酸洗を行った後、スキンパス圧延を行って２Ｂ鋼板を製造した。
このようにして製造した２Ｂ鋼板より圧延方向にＪＩＳ５号引張試験片を各２本採取し、２０％引張変形後にリジンググレードを標準サンプルを用いて目視により判定した。標準サンプルのリジングによる表面うねり高さは以下の通りである。
【００５７】
0003624804.tif 000002
なお、本発明が目標とするリジンググレードは指標ＡとＢである。
【００５８】
表２に各試験の評価結果を示す。
本発明によれば、浸漬ノズルへの付着量が少なく、連鋳スラブの等軸晶率も７７％以上となった。また、そのスラブより製造された鋼板には、表面疵が発生せず、耐リジング性に優れている。
【００５９】
Ｔｉ量が本発明の下限値未満であった鋼１、２のスラブの等軸晶率は、１０、４０％と低かった。
Ｓｉ、Ｔｉ量が本発明の範囲を外れた鋼１０を連続鋳造した場合、浸漬ノズルへ付着厚さが１５ｍｍとなり、その熱間圧延後の酸洗鋼板の表面にはＴｉ系非金属介在物による多数の疵が発生した。Ｃａ添加を実施した鋼４の場合、スラブの等軸晶粒径は、それを実施しなかった鋼３の場合のスラブのそれより小さく、鋼４から製造された２Ｂ鋼板はリジンググレードがＡと良好であった。
【００６０】
【表１】
0003624804.tif 000003
【００６１】
【表２】
0003624804.tif 000004
【００６２】
【発明の効果】
本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法によれば，連続鋳造時にノズル閉塞が防止でき、連鋳スラブの組織が等軸晶率７０％以上となる。さらに、このスラブを熱間加工しても非金属介在物による表面疵が発生せず、耐リジング性に優れた鋼板が得られる。このため、スラブ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短縮でき、製品歩留まりも向上する。
【００６３】
したがって、本発明の製造方法によれば、表面疵やリジングが殆ど発生しない高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】鋳片の等軸晶率とスラグの塩基度及び鋳片のＡｌ／Ｔｉ量比との関係を示すグラフである。
【図２】鋼板の表面疵発生とスラグの塩基度及び鋳片のＡｌ／Ｔｉ量比との関係を示すグラフである。
【図１】
0003624804.tif 000005
【図２】
0003624804.tif 000006