(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｂ含有量が０．５〜２％のオーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造するに際し、タンディッシュ内の溶鋼過熱度を３０℃以下として鋳造し、かつ、鋳造したスラブ横断面の金属組織における下記式で表す等軸晶面積率を９０％以上にすることを特徴とする、熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼連続鋳造スラブの製造方法。
等軸晶面積率＝（スラブ横断面中の等軸晶域面積／スラブ横断面面積）×100
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、原子力発電所の使用済み燃料貯蔵用ラックや輸送用ラックのセル材料等に好適な熱間加工性に優れたＢ含有オーステナイト系ステンレス鋼連続鋳造スラブの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
原子力発電所の使用済み燃料貯蔵用ラックや輸送用ラックのセル材料として、熱中性子吸収能が高いＢを含有するＳＵＳ３０４ステンレス鋼が用いられている。
【０００３】
熱中性子の吸収能をより向上させることによりラックセルの軽量化を図るため、鋼中に添加されるＢ量がますます増加する傾向にある。しかしながら、Ｂを０．５重量％以上含有するオーステナイト系ステンレス鋼は熱間での加工性が劣り、Ｂ含有量の増加に伴って熱間加工性の低下も大きくなる。このため、製造工程における熱間圧延時に鋼板のエッヂ部に割れが発生し、歩留の低下が問題となっている。
【０００４】
０．５〜２重量％のＢを含有するＳＵＳ３０４鋼では、その凝固過程における凝固組織の晶出形態の特徴は、初晶としてデンドライト形状をしたδフェライト相が晶出し、このデンドライトの間に（Ｆｅ・Ｃｒ）Ｂ型のほう化物（ボライド）が晶出することである。この凝固時に晶出するボライドがＢ含有ステンレス鋼における熱間加工性の低下の原因となっている。
【０００５】
Ｂ含有オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を改善する方法としては、例えば、特開平９−９５７５５号公報に、造塊時の溶鋼過熱度（溶鋼温度−融点）を３０〜１３０℃に制御することにより凝固組織である二次デンドライトアーム間隔を１０〜２０μｍとし、鋼中のボライド粒径を１０μｍ以下に微細にして分散させて熱間加工性を改善する方法が開示されている。
【０００６】
しかし、実際の造塊法においては鋳塊の断面積が大きいため、表層部と内部での温度差が大きく、冷却速度の速い表層部においては微細なボライドを得ることができても、鋳塊内部では冷却速度が遅くなりボライドは粗大化する。このため、鋼中にボライドが均一に分散した凝固組織を得ることは非常に困難である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、連続鋳造スラブ中のボライドを均一に微細分散させた熱間加工性に優れた連続鋳造スラブの製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、Ｂ含有オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造スラブの熱間加工性を改善するため、鋳造時に鋳片内でボライドを均一に微細分散させる方法を開発するため種々実験、検討した結果以下の知見を得た。
【０００９】
ａ）スラブの凝固組織を等軸晶化することにより、溶鋼の凝固過程において晶出するボライドは等軸晶の粒界に晶出し、スラブ内部でボライドが均一に分散される。
【００１０】
ｂ）ただし、下記式で表す等軸晶面積率を９０％以上とする必要がある。
【００１１】
等軸晶面積率＝(スラブ横断面中の等軸晶域面積／スラブ横断面面積)×100
ｃ）鋳造ままのスラブの金属組織は、タンディシュ内の溶鋼過熱度に大きく影響され、溶鋼過熱度が低い程等軸晶の量が増加する。
【００１２】
ｄ）スラブの等軸晶面積率を９０％以上とするには、少なくとも鋳造時の溶鋼過熱度をタンディシュ内で３０℃以下にする必要がある。
【００１３】
ｅ）タンディシュ内の溶鋼過熱度を３０℃以下にしても、タンディシュノズ  ルが閉塞することはなく連続して鋳造が可能である。
【００１４】
本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、その要旨は、
「重量％で、Ｂ含有量が０．５〜２％のオーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造するに際し、タンディッシュ内の溶鋼過熱度を３０℃以下として鋳造し、かつ、鋳造したスラブ横断面の金属組織における下記式で表す等軸晶面積率を９０％以上にすることを特徴とする、熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼連続鋳造スラブの製造方法
等軸晶面積率＝（スラブ横断面中の等軸晶域面積／スラブ横断面面積）×100
にある。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態について詳細に説明する。なお、以下に示すＢ含有率を示す％は重量％とする。
【００１６】
Ｂ含有量が０．５〜２％のオーステナイト系ステンレス鋼：
Ｂ含有量を０．５〜２％としたのは、０．５％未満では十分な中性子吸収能が得られず、また２％を超えると加工性が著しく劣化し、本発明の方法を適用しても熱間加工性の改善が困難となる。しがって、Ｂ含有量は０．５〜２％とした。
【００１７】
本発明の製造方法が対象とするオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｂ含有量が０．５〜２％の範囲にあればよく、本発明の方法は特に化学組成に制限されることなく実施できる。好適な鋼種としてはＳＵＳ３０４やＳＵＳ３０４Ｌである。
【００１８】
鋳造時の溶鋼過熱度：
ステンレス鋼の連続鋳造においては、取鍋で搬送された溶鋼をタンディッシュに一旦貯留した後、浸漬ノズルを介してモールドに供給し、モールドによる一次冷却と、続くロール支持案内装置および水等での二次冷却により溶鋼を凝固させながら鋳片を一定速度で引き抜いてスラブとする。このような連続鋳造においては、取鍋の溶鋼を全量鋳造するのに一定の時間を要するため、取鍋内の溶鋼の温度降下によって、鋳造される溶鋼の温度は時間の経過に伴って刻々と変化する。このため、鋳片は鋳造された長さ方向において、鋳造初期と末期で異なった温度で鋳造されることになる。通常、ステンレス鋼の連続鋳造におけるタンディシュ内の溶鋼加熱温度は、５０℃〜９０℃に制御されている。５０℃以下にするとタンディシュノズル内で溶鋼が凝固し始めノズルが閉塞してモールドへ溶鋼が供給できなくなり、鋳造を中断しなければならなくなるという危険性があるためである。
【００１９】
しかし、タンディシュ内の溶鋼過熱度を３０℃以下に保持しても、ノズルの閉塞は回避されることを確認した。この理由は定かではないが、Ｂ含有オーステナイト系ステンレス鋼は、通常のオーステナイト系ステンレス鋼と比べ融点が１００℃程度低いためであると推察している。
【００２０】
タンディシュ内の溶鋼過熱温度を３０℃以下にするのは、鋳片の金属組織を等軸晶にするためである。３０℃を超えると後述する等軸晶面積率が９０％以上にならない。したがって、溶鋼過熱温度を３０℃以下とした。好ましくは１０〜３０℃である。
【００２１】
溶鋼過熱度をタンディシュ内の温度としたのは以下の理由による。
【００２２】
鋳片の金属組織を等軸晶にするためには、タンディシュ内の溶鋼をその下に設置されているモールドに供給して、その溶鋼をできるだけ速く冷却しなければならない。その場合モールドに供給する溶鋼温度はできるだけ低い温度にしなければならなく、モールドに供給する直前の溶鋼温度が重要となる。
【００２３】
タンディッシュ内の溶鋼温度を一定に保持する方法としては、タンディッシュ溶鋼過熱装置を使用することが望ましい。
【００２４】
等軸晶面積率を９０％以上：下記式で表される鋳造後のスラブ横断面の等軸晶面積率を９０％以上にするためには、少なくともタンディシュ内の溶鋼過熱度を３０℃以下にする必要がある。
【００２５】
等軸晶面積率＝(スラブ横断面中の等軸晶域面積／スラブ横断面面積)×100
スラブの鋳造後の金属組織を等軸晶にするのは、凝固過程において晶出するボライドを比較的結晶粒の小さい等軸晶の粒界に晶出させることにより、鋳片内部でボライドを均一に分散させることができ熱間加工性を改善することができるからである。
【００２６】
図１は、タンディッシュ内の溶鋼過熱度と等軸晶面積比率の関係を示す図である。この図は、１％のＢを含有するＳＵＳ３０４をベースとしたオーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造し、タンディッシュ内の溶鋼過熱度を１５〜７０℃まで種々変化させ、鋳造後の各スラブ横断面について等軸晶の占める面積を求めた結果である。タンディッシュ内の溶鋼過熱度が３０℃以下になると等軸晶が急増していることが分かる。
【００２７】
７０℃、５１℃および２９℃の３種の溶鋼過熱度で鋳造したスラブから直径１０ｍｍ、長さ１３０ｍｍの両端部にねじを設けた引張り試験片を作製し、高温引張り試験に供し、引張り試験片の断面収縮率を求め、それにより高温延性を評価した。
【００２８】
試験片は、１３５０℃に加熱後、７００〜１０００℃の温度範囲で種々の温度に降温して引張り試験をおこなった。
【００２９】
図２は、引張り試験結果を示す図である。同図に示す記号（ア）、（イ）および（ウ）の溶鋼過熱度と等軸晶面積率は下記の通りであった。
【００３０】
タンディシユ内溶鋼過熱度は、記号（ア）が７５℃、（イ）が３５℃、（ウ）が２８℃で、等軸晶面積率は（ア）が４％、（イ）が６０％、（ウ）が９８％であった。
【００３１】
図２から明らかなように、等軸晶面積比率が増加すれば断面収縮率も増加する。すなわち、等軸晶面積比率が増加すれば高温延性が改善されることがわかる。
【００３２】
【実施例】
表１に示す３種類の化学組成のＢ添加オーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造した。
【００３３】
【表１】
0004238950.tif 000002
【００３４】
使用した連続鋳造機は、半径８ｍで１点矯正の湾曲型連続鋳造機であった。鋳造条件は下記の通りであった。
【００３５】
鋳造スラブサイズ：  幅１０００ｍｍ、厚さ１５０ｍｍ
鋳造速度        ：  ０．４〜０．６ｍ／分
冷却条件        ：  ０．２〜０．６ リットル／ｋｇ（比水量）
なお、溶鋼過熱温度は、表２に示すように１７〜６０℃の範囲で種々変化させた。
【００３６】
鋳造した各スラブについて横断面の等軸晶面積比率とボライドの粒径分布を調査した。また、鋼記号Ａのタンディシュ内溶鋼過熱温度３０℃および５０℃のスラブ断面のマクロ組織を調べた。
【００３７】
ボライドの粒径分布は、スラブの表面から５ｍｍ、４０ｍｍ（１／４厚）および７５ｍｍ（１／２厚）の各部位から試料を採取し、４００倍の光学顕微鏡で５視野の粒径が５μm以上のボライドの径を測定し、粒径が１０μm以下のボライドの占める割合を求めた。なお、粒径は長径と短径の平均値とした。
【００３８】
また、各スラブを長さ１０００ｍｍに切断し、全て１１８０℃に加熱した後、熱間圧延して、表２に示すように鋼記号Ａは板厚４ｍｍ、Ｂは４．５ｍｍおよびＣは５ｍｍにそれぞれ仕上げた。熱間圧延した後、硝ふっ酸酸洗液により脱スケールして、鋼板エッジ部の耳割れの発生状況を目視観察した。これらの結果を表２に併せて示す。
【００３９】
【表２】
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【００４０】
表２から明らかなように、本発明例のタンディッシュ内の溶鋼過熱度が３０℃以下であり、かつ等軸晶面積比率が９０％以上の場合には、熱間圧延中に耳割れが発生しなかった。
【００４１】
一方、比較例の溶鋼過熱度が３０℃を超えている場合、いずれの鋼も等軸晶面積比率が８０％未満となり、熱間圧延中に耳割れが発生した。
【００４２】
図３は、スラブ断面のマクロ組織を示す図で、図３（ａ）は、タンディッシュ内の溶鋼過熱度が３０℃の場合、図３（ｂ）は５０℃の場合である。３０℃の場合は等軸晶がほぼ１００％であることが分かる。
【００４３】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、簡単な手段によりＢ含有オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性の改善がなされ、著しく歩留が向上し工業的な効果は極めて大きいものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】タンディッシュ内溶鋼過熱度と等軸晶面積率との関係を示す図である。
【図２】高温引張り試験における等軸晶面積率の断面減少率に及ぼす影響を示す図である。
【図３】スラブ断面のマクロ組織を示す図で、（ａ）は、タンディッシュ内の溶鋼過熱度が３０℃の場合、（ｂ）は５０℃の場合である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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