(57)【要約】  本発明は、熱間加工性や溶接性に優れると共に良好な表面性状を有するものになるボロン含有ステンレス鋼を提案する。  本発明のボロン含有ステンレス鋼は、Ｃ：０．００１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：５〜２５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１１〜２７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０５〜２．５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｏ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有すると共に、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％およびＣａ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％のいずれか一方または両方を含有し、かつＳｉ、Ａｌ、Ｍｇ、ＣａおよびＳの一部は硫化物および／または酸硫化物からなる非金属介在物として含有していることを特徴とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：５〜２５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１１〜２７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０５〜２．５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｏ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有すると共に、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％およびＣａ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％のいずれか一方または両方を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＳｉ、Ａｌ、Ｍｇ、ＣａおよびＳの一部は硫化物および／または酸硫化物からなる非金属介在物として含有していることを特徴とする熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼。
【請求項２】
前記の成分に加え、さらにＭｏを０．１〜３ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼。
【請求項３】
前記非金属介在物は、ＭｇＳやＣａＳの硫化物、ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物のいずれか１種または２種以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼。
【請求項４】
前記ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物は、ＣａＯ：２０〜７０ｍａｓｓ％、Ａ１２Ｏ３：５〜６０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２：１５ｍａｓｓ％以下、ＭｇＯ：０．５〜３０ｍａｓｓ％、Ｓ：１５ｍａｓｓ％以下の組成を有するものであることを特徴とする請求項３に記載の熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、原子力発電所において使用済み核燃料貯蔵用容器材料として用いて好適なボロン含有ステンレス鋼に関し、特に、熱間加工性や溶接性に優れ、表面欠陥の少ないボロン含有ステンレス鋼を提案するものである。
【背景技術】
【０００２】
ボロン含有ステンレス鋼は、中性子吸収能が高く、耐食性にも優れることから、原子力発電所の使用済み核燃料貯蔵用容器材料やその遮薇材料などとして使用されている。このボロン含有ステンレス鋼は、金相学的に見ると、オーステナイトとボライド[（Ｃｒ、Ｆｅ）２Ｂ]との共晶型合金であり、ボライド自体が脆いことに加え、ボライドとオーステナイト相の界面での強度差が大きく亀裂が伝播しやすいために、熱間での加工性が悪いという問題があった。【０００３】
こうした問題点を改善するための技術として、
（１）特許文献１では、熱延鋼帯を熱処理する方法を提案している。
（２）特許文献２では、含ボロンオーステナイト系ステンレス鋼の溶湯を攪拌を行ないながら冷却し、過熱度を５℃以下、固相率が０．５以下の半凝固スラリの状態で鋳造するという方法を提案している。
（３）特許文献３では、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＮおよびＯを含有する５００μｍ以下の窒素ガスアトマイズ粉を軟鋼製缶内に真空充填し、その後、特定の温度、圧力にてＨＩＰ処理することによりボライドの微細化を達成し、鋼板の延性や靭性、耐食性を向上させ、これによって熱間圧延時の耳割れをなく方法を提案している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平５−３２０７５０号公報
【特許文献２】特許公開平６−３２８１９６号公報
【特許文献３】特許公開平６−２０７２０７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上述したように、従来、ボロン含有ステンレス鋼の熱間加工性を向上させるための技術が幾つか提案されている。しかし、特許文献１〜３に開示しているような従来技術は、工程数がいずれも増加してしまうとか、汎用の設備を利用するものではないためにコスト高となって現実性に乏しいという問題があった。また、その一方で、介在物に起因する欠陥も問題となっており、その改善が急務な状態である。即ち、これらの従来技術は、合金そのものの特性、例えば、熱間加工性や溶接性あるいは表面性状を改善したものではなかったため、圧延しては手入れをしながら製造していたのが実情であった。【０００６】
そこで、本発明の目的は、熱間加工性や溶接性に優れると共に良好な表面性状を有するものになるボロン含有ステンレス鋼を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
前述した従来技術の課題に鑑み、そして上掲の目的を達成するために、発明者らはまず、ボロン含有ステンレス鋼の熱間加工性に与える諸因子の影響を調べるための実験を行なった。この実験では、高周波誘導溶解炉を使い、種々の微量成分の他、１９．５ｍａｓｓ％Ｃｒ、１０．３ｍａｓｓ％Ｎｉ、１ｍａｓｓ％Ｂ合金を含有し、残部が主としてＦｅである合金を溶製して鋼塊を作製した。このとき使用した溶解炉の容量は２０ｋｇの大きさで、るつぼはマグネシアあるいはアルミナを用いた。微量成分としては、特にＡｌ、
Ｍｇ、Ｃａといった元素を選択した。【０００８】
この実験の結果、ボライドが脆いという本質的な問題だけでなく、Ｓの影響が大きく表れることがわかった。即ち、鋼中のＳ濃度が高いと、熱間加工性が悪くなるため熱延工程で耳われを発生させやすくなるが、Ｓとの結合力の強いＣａやＭｇを鋼中に微量添加するだけで、Ｓの悪影響を軽減できることもわかった。その理由としては、これらの元素が直接、ＣａＳやＭｇＳを形成することで固溶Ｓを低減させる作用が生じる他、ＳをＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２系の酸化物系介在物中に溶解させることによってＳを無害化できるからである。このことはまた、ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２系酸化物というのは、溶鋼中で溶融し、Ｓの溶解度も高いために、このような作用を発揮するものと考えられる。【０００９】
これらの実験結果を踏まえてさらに、電気炉やＡＯＤ、ＶＯＤなどを用いた実機での製造実験を行った。その結果、ＣａやＭｇは、合金元素の形で添加するのがよく、また、溶鋼中にＡｌを添加すると、ＡＯＤやＶＯＤでのＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系精錬スラグ中のＣａＯやＭｇＯを還元することができることもわかった。【００１０】
ただし、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの添加は弊害もあり、その添加量が多すぎると溶接ビード上に黒点を発生させることがあり、適量の添加に止めることが必要であるということもわかった。【００１１】
さらに、製品欠陥の大部分は、熱間加工性が悪いことに起因して熱間圧延時に生成するへゲ状の欠陥、あるいは大型介在物に起因するものであることも突き止めた。そこで、その大型介在物について再度調査したところ、前記の欠陥は介在物中にＢ２Ｏ３を２０ｍａｓｓ％以上に含むときに現われやすいことがわかった。その理由としては、溶鋼中のＢが酸化して非金属介在物を構成するためであると考えられる。なお、この現象が現われるのは、脱酸が不十分なときである。特に、Ａｌの量が少ないと、鋼中の酸素濃度が高くなって、Ｂの酸化物が多量に生成して大型介在物となり、それらが浮上分離しきれずに内部に残留して欠陥を発生させるものと考えられる。【００１２】
本発明は、このような実験や試験造塊を通じて得た知見に基づき開発されたものであって、特に中性子吸収能や強度などの機械的性質に優れたボロン含有ステンレス鋼を提案する。【００１３】
このような知見の下に開発された本発明は、Ｃ：０．００１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：５〜２５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１１〜２７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０５〜２．５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｏ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有すると共に、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％およびＣａ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％のいずれか一方または両方を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＳｉ、Ａｌ、Ｍｇ、ＣａおよびＳの一部は硫化物および／または酸硫化物からなる非金属介在物として含有していることを特徴とする熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼である。【００１４】
なお、本発明のボロン含有ステンレス鋼は、
（１）前記の成分に加え、さらにＭｏを０．１〜３ｍａｓｓ％を含有すること、
（２）前記非金属介在物は、ＭｇＳやＣａＳの硫化物、ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物のいずれか１種または２種以上であること、
（３）前記ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物は、ＣａＯ：２０〜７０ｍａｓｓ％、Ａ１２Ｏ３：５〜６０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２：１５ｍａｓｓ％以下、ＭｇＯ：０．５〜３０ｍａｓｓ％、Ｓ：１５ｍａｓｓ％以下の組成を有するものであること、
が、より好ましい解決手段である。
【発明の効果】
【００１５】
以上説明したような構成を有する本発明に係るボロン含有ステンレス鋼によれば、熱間加工性や溶接性に優れると共に、良好な表面性状を有するものとなり、さらにこうしたステンレス鋼を低コストで製造することができるようになるため、工業上極めて有利である。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】非金属介在物およびそれの元素分布を示すＳＥＭ写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明に係るボロン含有ステンレス鋼において、各成分組成を前記範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．００１〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度を確保するために有用な成分であり、少なくとも０．００１ｍａｓｓ％は必要である。しかし、このＣの含有量が多すぎるとステンレス鋼中でＣｒ炭化物を形成し、耐食性に寄与する有効Ｃｒ量を却って減少させてしまう。従って、Ｃ含有量は、０．００１〜０．１５ｍａｓｓ％とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．１〜２ｍａｓｓ％
Ｓｉは、溶鋼中の酸素濃度を低下させるために精錬上は少なくとも０．１ｍａｓｓ％は必要な成分である。しかし、このＳｉの含有量が２ｍａｓｓ％を超えると、熱間加工性を悪化させる。従って、Ｓｉ含有量は、０．１〜２ｍａｓｓ％とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．１〜２ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸元素であり精錬上必要な成分である。しかし、このＭｎ含有量が２ｍａｓｓ％を超えると誘導放射能の残留が多くなる。従って、Ｍｎの含有量は０．１〜２ｍａｓｓ％とする。
【００２０】
Ｎｉ：５〜２５ｍａｓｓ％
Ｎｉは、Ｃｒとともに、ステンレス鋼としての基本的な成分であり、オーステナイト相を安定させるために必須の成分である。とりわけ、ボロン含有ステンレス鋼においてこのＮｉは、ボライド中にはほとんど混入せず、ボライド相に消費されないため、５ｍａｓｓ％以上でその効果が十分に得られる。一方で、Ｎｉ含有量が２５ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和するためコスト高になってしまうと共に、鋼の液相線温度の低下を招いて鋳造時に引け巣欠陥などを発生する原因となる。従って、Ｎｉの含有量は５〜２５ｍａｓｓ％とする。好ましくは７〜１３ｍａｓｓ％がよい。
【００２１】
Ｃｒ：１１〜２７ｍａｓｓ％
Ｃｒは、Ｎｉとともにステンレス鋼の基本的な成分であり、鋼表面に耐食性を確保するために必要な不動態皮膜の形成に有効な元素である。しかし、このＣｒの含有量が２７ｍａｓｓ％を超えると鋼の脆化が著しくなり実用上好ましくない。従って、Ｃｒの含有量は１１〜２７ｍａｓｓ％とする。好ましくは、より優れた耐食性を確保できる１８ｍａｓｓ％以上を添加する。また、脆化を抑えるには２５ｍａｓｓ％以下の範囲とする。より好ましくは１９〜２４ｍａｓｓ％がよい。
【００２２】
Ｂ：０．０５〜２．５ｍａｓｓ％
Ｂは、中性子吸収能のために必要不可欠な元素であり、その多くは鋼中にボライド[（Ｃｒ、Ｆｅ）２Ｂ]の形態で存在する。このＢによって中性子吸収能を発現させるには少なくとも０．０５ｍａｓｓ％の添加が必要である。一方、Ｂ含有量は２．５ｍａｓｓ％以下であれば、初晶がオーステナイトとなって鋳造時に十分な強度と延性を発現し、割れを発生することがない。ただし、Ｂ含有量が、２．５ｍａｓｓ％を超えると初晶が[（Ｃｒ、Ｆｅ）２Ｂ]なって鋳造時に割れを引き起こしたり、材料強度や耐摩耗性、加工性を低下させてしまう。従って、Ｂの含有量は、０．０５〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、中性子吸収能を十分に確保するという観点からは、０．２〜２ｍａｓｓ％の範囲が好ましく、中性子吸収能と加工性の両方を考慮した場合は、０．５〜１．８ｍａｓｓ％の範囲がより好ましい。
【００２３】
Ａｌ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％
Ａｌは、本発明では脱酸成分として機能する成分である。このＡｌの含有量が、０．００５ｍａｓｓ％未満では、溶鋼の脱酸が不十分となって酸素濃度が０．０１ｍａｓｓ％を超えてしまう。その結果、Ｂ２Ｏ３を含む大型の非金属介在物を形成して製品の表面欠陥を招く。逆に、Ａｌの含有量が０．２ｍａｓｓ％を超えると、スラグ中のＣａＯやＭｇＯが過剰に還元され、鋼中のＣａやＭｇの量が０．００５ｍａｓｓ％を超えてしまい、溶接ビード上に黒点を発生することがある。従って、Ａｌの含有量は、０．００５〜０．２ｍａｓｓ％とする。Ａｌの添加に対する前記作用・効果を考えた場合、好ましくは０．０１〜０．２ｍａｓｓ％の範囲が適当であり、より好ましくは０．０１５〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２４】
Ｏ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％
Ｏは、介在物を形造って欠陥を導くことから、低くすることが望まれる。このＯの含有量が０．０１ｍａｓｓ％を超えると、Ｂ２Ｏ３が発生しやすくなると共に大型の非金属介在物が生成し、製品表面に欠陥を発生させやすくする。逆に、０．０００１ｍａｓｓ％未満ではスラグ中のＣａＯやＭｇＯが還元され、ＣａやＭｇの含有量が増えて０．００５ｍａｓｓ％超混入するようになる。その結果、溶接ビード上に黒点を発生する。なお、このＯの含有量は、Ａｌの添加量を０．００５〜０．２ｍａｓｓ％に調節することで上記の範囲にすることができる。従って、Ｏ含有量は０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０００３〜０．００５ｍａｓｓ％であり、さらに好ましくは０．０００５〜０．００4ｍａｓｓ％である。
【００２５】
Ｎ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％
Ｎは、ステンレス鋼の強度と耐食性を向上させる元素である。その添加量が０．１ｍａｓｓ％を超えると高強度となりすぎて加工性が低下する。また、このＮはＢＮを形成して前記ボライドの形成を妨げる。従って、Ｎの含有量は０．００１〜０．１ｍａｓｓ％と規定する。好ましくは、０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％である。
【００２６】
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓは、熱間加工性を低下させる成分であるから極力少ないことが望ましい。そのため、Ｓの含有量は０．００５ｍａｓｓ％以下とする。
【００２７】
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％
本発明においてＭｇは、十分な熱間加工性を確保する上で重要な役割を担う成分である。このＭｇ含有量が０．０００１ｍａｓｓ％未満では、ＳをＭｇＳとして固定して固溶Ｓを十分に低減させることができなくなる。逆に、０．００５ｍａｓｓ％超では溶接ビード上に黒点を発生するという問題がある。このＭｇは、スラグ中のＭｇＯをＡｌによって還元することで添加してもよいし、ＮｉＭｇなどの合金を添加してもよい。従って、このＭｇの含有量は０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましいＭｇ含有量は０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％である。
【００２８】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％
本発明においてＣａは、十分な熱間加工性を確保するために重要な役割を担う成分である。このＣａの含有量は０．０００１ｍａｓｓ％以上にしないと、ＳをＣａＳとして固定することで、固溶Ｓを十分に低減させることができない。逆に、０．００５ｍａｓｓ％超では、溶接ビード上に黒点を発生させるという問題がある。このＣａは、スラグ中のＣａＯをＡｌによって還元することで添加してもよいし、ＮｉＣａなどの合金やＣａＡｌワイヤー、ＣａＳｉワイヤーなどの副原料として添加してもよい。したがって、Ｃａは０．０００１〜０．００５ｍａｓｓ％とする、好ましくは０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％である。
【００２９】
Ｍｏ：０．１〜３ｍａｓｓ％
Ｍｏは、Ｃｒに比べて約３倍の耐食性付加作用を有し、耐食性の向上にきわめて有効な成分であることから必要に応じて添加する。耐食性を効果的に向上させるには、少なくとも０．１ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、３ｍａｓｓ％を超えて添加した場合には脆化することやコスト高となることから好ましくない。従って、Ｍｏの含有量は０．１〜３ｍａｓｓ％とする。
【００３０】
なお、上記した成分以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物で構成される残部成分である。
【００３１】
本発明においては、前記成分のうち、特に、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、ＣａおよびＳの一部についてはさらに、鋼中において硫化物および／または酸硫化物からなる図１に示すような非金属介在物を形造って存在している。即ち、本発明の前記ボロン含有ステンレス鋼は下記の如き非金属介在物を含有する。
【００３２】
ＭｇＳやＣａＳのような硫化物、およびＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物のいずれか１種または２種以上：
これらの非金属介在物は、いずれも、熱間加工性に害を及ぼすＳを吸収し、鋼に固溶するＳを低下させる作用をもつことから、このような介在物組成にすることは有効である。なお、ＳｉやＡｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｏの濃度を前記の範囲内にすることで、ＭｇＳやＣａＳのような硫化物、およびＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２系酸硫化物のいずれか１種または２種以上の介在物にすることが可能である。
【００３３】
これらの非金属介在物のうち、前記ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物は、ＣａＯ：２０〜７０ｍａｓｓ％、Ａ１２Ｏ３：５〜６０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２：１５ｍａｓｓ％以下、ＭｇＯ：０．５〜３０ｍａｓｓ％、Ｓ：１５ｍａｓｓ％以下の組成を有するものであることが好ましい。その理由は、ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物は、ＣａＯ、Ａ１２Ｏ３、ＳｉＯ２およびＭｇＯの各濃度が上記の範囲にないと、溶鋼中で溶融状態を保てなくなる。こうした場合、Ｓをこれらの酸化物中に効果的に溶解させることができなくなる。また、ＳｉＯ２については、１５ｍａｓｓ％を超えると、介在物中へのＳの溶解を妨げてしまう。従って、ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物の場合、ＣａＯは２０〜７０ｍａｓｓ％、Ａ１２Ｏ３は５〜６０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ２は１５ｍａｓｓ％以下、ＭｇＯは０．５〜３０ｍａｓｓ％とする。その結果、Ｓは１５ｍａｓｓ％以下の（内枠）範囲で、介在物中に溶解させることが可能になる。
【００３４】
また、前記ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物にＢ２Ｏ３が２０ｍａｓｓ％以上混入する場合は、酸素濃度が０．０１ｍａｓｓ％を超えて高い場合で、介在物は大型になってしまう。そのため、ＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物はＢ２Ｏ３が２０ｍａｓｓ％未満にするべきである。そのためには、Ａｌを本願発明の範囲に制御すればよい。
【００３５】
さらに、前記非金属介在物の組成として、ＭｇＯならびにＭｇＯ・Ａ１２Ｏ３は、これらの量が非金属介在物中に５０ｍａｓｓ％以下含有していても、本願発明の効果を阻害しない。ただし、Ａｌ２Ｏ３は、クラスターを形成して表面欠陥の発生を招く。そして、この防止には、ＣａとＭｇを本願発明の範囲に制御することで達成できる。
【００３６】
次に、前記ボロン含有ステンレス鋼を製造する方法を説明する。
まず、電気炉にて配合原料を溶解し、次いでＡＯＤおよび／またはＶＯＤにて、Ａｒまたは窒素および酸素を吹精して脱炭し、その後、石灰石や螢石を投入すると共に、さらにフェロシリコンまたはアルミニウムとフェロシリコンとを投入してスラグ相に移行した酸化クロムを還元する処理を行った。さらに、アルミニウムを添加して脱酸、脱硫を行った後、ＦｅＢなどのボロン源を所定量添加した。その後、成分調整された溶鋼を、連続鋳造法または普通造塊法により鋳造した。普通造塊法の場合は熱間鍛造してスラブとした上で、そのスラブを熱間圧延してから冷間圧延を施しボロン含有ステンレス鋼板とした。
【００３７】
この製造に当たって、溶解用原料としては、例えば、フェロニッケル、純ニッケル、フェロクロム、クロム、鉄屑、ステンレス屑、Ｆｅ−Ｎｉ合金屑等から適宜に選択して使用した。
【００３８】
また、この製造方法において、ＡＯＤ炉、ＶＯＤ鍋あるいは取鍋の耐火物は、特に限定するものではないが、ＭｇＯ−Ｃ、Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｃ、ドロマイト、マグクロから適宜選択して使用した。この時、石灰石と螢石を投入した後に、アルミニウムの含有量が０．００５ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦０．２ｍａｓｓ％となるように、かつ、フェロシリコンの投入量はその含有量が、０．１ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦２ｍａｓｓ％となるように調整した。この操作により、Ｏ含有量は０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲となり、引き続き行なったＢの添加の際にも非金属介在物中にＢ２Ｏ８を生成させず、かつ大型介在物の生成を防止するのに有効であった。
【００３９】
以上の説明から明らかなように、Ａｌはスラグ中に存在するＣａＯあるいはＭｇＯを還元してＣａあるいはＭｇを溶鋼中に供給する。ただし、ＣａあるいはＭｇが本発明の上述した適合範囲にない場合には、ＮｉＭｇ、ＮｉＣａ、ＣａＡｌワイヤー、ＣａＳｉワイヤー等の副原料を適宜添加してもよい。このＣａとＭｇはＳと反応して固溶Ｓを低減する。
【００４０】
ところで、本発明における好ましいスラグは、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｆ系のものであって、その他の成分として、ＦｅＯやＣｒ酸化物、Ｓ、Ｐ、ＴｉＯ２を合計量で５ｍａｓｓ％以下含有するものでもよい。なお、本発明においては、耐火物としてマグネシア系を用いているので、耐火物保護のためにスラグ中にマグネシアれんが屑を適宜添加してもよい。その後、Ａｒあるいは窒素を吹き込んで攪拌することにより、脱酸、脱硫を進行させ、酸素濃度を０．０００１ｍａｓｓ％≦０≦０．０１ｍａｓｓ％の範囲に、Ｓ濃度をＳ≦０．００５ｍａｓｓ％の範囲に制御する。Ｓ濃度については、基本的にスラグを使って脱硫することで０．００５ｍａｓｓ％以下に低下させる。
【００４１】
このようにして鋼の成分組成および非金属介在物の組成を一定に制御した溶鋼は、連続鋳造法あるいは普通造塊法により鋳込むが、このときの溶鋼の過熱度は製造性を考慮して、連続鋳造法の場合１０〜６０℃、普通造塊法の場合３０〜１５０℃とすることが好ましい。また、連続鋳造法の場合のタンディッシュ内および普通造塊法の場合のインゴットは、Ａｌ、ＭｇあるいはＣａのような溶鋼中の活性成分の酸化を防止するために、Ａｒあるいは窒素でシールすることが好ましい。
【実施例】
【００４２】
この実施例は、容量：６０トンの電気炉によって、フェロニッケルや純ニッケル、フェロクロム、鉄屑、ステンレス屑、Ｆｅ−Ｎｉ合金屑などの中から選択した原料を溶解し、その後、主にＡＯＤにて酸化精錬を行った。なお、一部のチャージについてはＡＯＤを使用せずＶＯＤのみで精錬した。その後、石灰石、螢石を投入し、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ−Ｆ系スラグを形成させた。次に、アルミニウムおよび／またはフェロシリコンを投入して、クロム還元を行った。その後、Ａｌを投入して脱酸、脱硫を行ない、最終的にＦｅＢを投入して所定量のＢ濃度に調節した。このようにして溶製した溶鋼を連続鋳造機にて鋳造してスラブを得た後、熱間圧延に続き冷間圧延して板厚５ｍｍのＢ含有ステンレス鋼板とした。このようにして得られた冷延鋼板について、以下の評価試験を行った。【００４３】
ａ．化学成分：表１に示す成分組成のＢ含有ステンレス鋼板から切り出したサンプルについて、酸素、窒素は酸素窒素同時分析装置にて、炭素および硫黄は、炭素硫黄同時分析装置にて分析した。その他の元素については、蛍光Ｘ線分析装置を用いて分析した。
ｂ．非金属介在物の組成は、タンディッシュから採取したサンプルから、１５ｍｍ角の試験片を切り出して鏡面研磨し、ＥＤＳを用いて介在物をランダムに３０個を定量した。
ｃ．耳割れ：熱延工程後の割れで評価した。割れて歩留まりが９０％を下回った場合を×とした。
ｄ．表面性状：コイル１本を代表し、その全長を目視により観察し、表面欠陥の程度を評価した。欠陥が存在して、補修の研磨が必要なものを×とした。
ｅ．溶接性：電流１２０Ａ、溶接速度２００ｍｍ／分の条件下でＴＩＧ溶接し、ビード上の黒点の有無を目視により評価した。黒点が発生したものは×とした。【００４４】
この実施例の結果を表２に示す。表２に示すとおり、発明例（Ｎｏ．１〜１５）は、全て本発明の規定した範囲を満足しており、耳割れ、表面性状、溶接性ともに問題なかった。図１は、Ｎｏ．６の合金に含まれていたＣａＯ−Ａ１２Ｏ３−ＭｇＯ−ＳｉＯ２−Ｓ系酸硫化物の一例である。【００４５】
一方、比較例（Ｎｏ．１６〜２１）では、いずれか１個以上が、本発明の範囲を外れていたため、耳割れが発生したり、表面欠陥が発生し、また、溶接時に黒点を発生して問題となった。【００４６】
【表１】
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【００４７】
【表２】
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【産業上の利用可能性】
【００４８】
本発明に適合するＢ含有ステンレス鋼は、主に原子力発電所の使用済み核燃料の貯蔵容器用材料やその遮蔽材料として使用される他、熱間加工性が求められるような二相ステンレス鋼やＮｉ基合金などの分野における材料としても有効である。
【図１】
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【国際調査報告】
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