(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０７％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１６〜１９％、Ｎｉ：１３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつＴｉ×Ｎ：０．００５０以下、Ａｌ／Ｔｉ：０．１０以上の両方を満足することを特徴とする表面性状の優れたステンレス鋼。
【請求項２】
更に質量％で、Ｍｏ：３．０％以下、Ｃｕ：３．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の表面性状の優れたステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面性状の優れたＴi含有ステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ｔｉを含有するステンレス鋼は溶製段階でＴｉ窒化物（ＴｉＮ）を生成しやすく、クラスター状のＴｉＮはスラブの表面欠陥になり、さらに圧延後の表面疵になって残存することがある。また、Ｔｉを含有するステンレス鋼は溶製段階で硬質なＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系酸化物やＣａ−Ｔｉ系酸化物も生成し、粗大な介在物に起因する表面疵も発生しやすいという問題がある。
【０００３】
この対策として、特許文献１のように、鋼中のＴｉ、Ｎ、Ａｌ濃度を適正に制御することによって、介在物の集積やノズル内壁に付着凝集に起因する大型介在物の生成を防止する方法が開示されている。
【０００４】
また、特許文献２のように鋼中のＴｉ、Ａｌ、Ｃａ濃度を適正に制御することによって、ノズル内壁に介在物が付着凝集したノズル閉塞を防止する方法が開示されている。
【０００５】
さらに、特許文献３のように鋼中のＴｉ、Ｎ濃度と精錬炉のスラグ中の（ＳｉＯ２）濃度を適正に制御することによって、ノズル内壁に介在物が付着凝集したノズル閉塞を防止する方法が開示されている。
【０００６】
また、特許文献４のように鋼中のＴｉ、Ｎ、Ｓｉ濃度を適正に制御することによって、ＴｉＮ系介在物の集積によるデッケルを防止する方法が開示されている。
【特許文献１】特開昭５６−３５７５５号公報
【特許文献２】特開平８−３９２０６号公報
【特許文献３】特開平３−２８３１４号公報
【特許文献４】特許第３９２５６９７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したような従来技術は鋳型内で介在物が集積したＴｉＮ起因のデッケル疵や鋳造時の注入ノズル内壁に付着凝集した介在物が剥離して鋳型内に混入する剥離物が対象になっている。これらの方法では完鋳が可能で、大型の鋳片欠陥は低減できるが、完全になくすことはできないため、鋳片の表面手入れにより欠陥を除去して圧延する必要があり、歩留が低下する。また、圧延後の表面研削を行う必要もあり、工程も複雑になっているのが現状である。
【０００８】
本発明は、Ｔｉを含有するステンレス鋼において、鋳片の表面品質をより一層向上させ、熱間圧延時に表面疵が発生することのなく、表面性状の優れたステンレス鋼を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は上記課題を解決するためになされたもので、前述の先行技術と異なり、脱酸と介在物組成制御を図るために、Ｍｇの微量な制御を行っており、更なる表面品質の改善を達成するものであり、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０７％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１６〜１９％、Ｎｉ：１３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつＴｉ×Ｎ：０．００５０以下、Ａｌ／Ｔｉ：０．１０以上の両方を満足することを特徴とする表面性状の優れたステンレス鋼。
【００１０】
（２）更に質量％で、Ｍｏ：３．０％以下、Ｃｕ：３．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の表面性状の優れたステンレス鋼。
【発明の効果】
【００１１】
本発明は、ステンレス鋼中のＴｉ，Ａｌ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｎ濃度を調整することによって鋼中の介在物を制御して無害化することで、表面性状の優れたステンレス鋼を得るものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明ではクラスター状のＴｉＮの生成を防止するために、Ｔｉ、Ｎ濃度の制御に加えて、Ｓｉ濃度を規制している。
【００１３】
図１は、Ｔｉ×Ｎと厚板圧延後のヘゲ発生の関係を示したものである。厚板のヘゲ疵の発生状況を目視観察した結果より、○、△、×に分けて評価した。○は成品として全く問題のない程度で無手入れまたは部分手入れのもの、△は研削（全面手入れ）にて救済可能なもの、×は全く使用不可能な不合格が発生したものである。なお、Ｓｉ濃度は０．３〜０．４％の範囲である。Ｔｉ×Ｎが０．０３０以下ではＴｉＮが溶鋼段階ではほとんど生成しないため、ヘゲ発生率は低い。
【００１４】
図２は、Ｓｉ濃度と厚板圧延後のヘゲ発生の関係を示したものである。なお、Ｔｉ×Ｎは０．０３５〜０．０５０の範囲にある。Ｓｉ濃度が０．４以下では、ＴｉＮが溶鋼段階ではほとんど生成しないため、ヘゲ発生率は低く、ＳｉはＴｉＮ生成を抑制する大きな作用がある。
【００１５】
さらに、本発明では硬質で有害なＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系酸化物やＣａ−Ｔｉ系酸化物の生成も抑制することで表面疵の発生を防止している。図３は、Ａｌ／Ｔｉと厚板圧延後のヘゲ発生率の関係を示したものである。Ａｌ／Ｔｉが０．１０未満では、硬質なＣａ−Ｔｉ系酸化物が多数生成するため、圧延時には表面疵が多発する。また、連続鋳造工程ではノズル閉塞が発生する傾向にある。
【００１６】
Ｃａは微量添加で介在物組成を制御できる有効な元素である。また、Ｃａ添加は連続鋳造工程ではノズル閉塞にも有効である。低融点で無害なＣａ−Ａｌ−Ｔｉ系酸化物を生成させるためには０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、多量の添加ではＣａ―Ｔｉ系の硬質酸化物が生成し、圧延時の表面疵の原因になるため、０．００３５％以下にすることが望ましい。なお、介在物を低融点化するためには介在物中の（ＴｉＯ２）濃度は１５％未満にすることが望ましい。図４は介在物中の（ＴｉＯ２）濃度と厚板圧延後のヘゲ発生の関係を示したものである。なお、ＴｉＮが多量に発生したものは除いている。介在物中の（ＴｉＯ２）濃度が１５％以下では、ヘゲ発生率は低くなる。
【００１７】
Ｍｇは取鍋やタンディッシュでＮｉ−Ｍｇ合金等として脱酸剤として添加することが可能である。微量の添加により脱酸と介在物低融点化を図ることができるが、溶鋼中のＭｇ濃度が０．００１５％を越える場合には有害なＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系の硬質酸化物が生成するため、避けるべきである。精錬工程で用いるスラグや耐火物にはＭｇ酸化物が含まれており、スラグや耐火物と溶鋼の反応によっても生成する場合もあり、それらを考慮して、微量添加する必要があり、溶鋼中のＭｇ濃度は０．０００５％以上が望ましい。
【００１８】
本発明に係わる成分組成（質量％）の限定理由を各元素の作用と共に説明する。 
【００１９】
Ｃは強力なオーステナイト化元素であるとともに、固溶強化するので０．００５％以上添加するが、含有量が多くなると炭化物を生成して耐食性を劣化させるため、０．０７％以下とした。
【００２０】
Ｓｉはステンレス鋼の溶製時に脱酸剤として作用する元素であるが、本発明ではＴｉ系介在物生成防止の面から、０．４％以下にコントロールする必要がある。 
【００２１】
Ｍｎは脱酸剤であるとともに、熱間加工性向上させる効果があり、ＳをＭｎＳとして固定してＦｅＳの生成による赤熱脆性の発生を防止するのに有効な元素である。しかし、多量に含有すると溶製中の耐火物溶損を増大させることや耐食性が劣化することとなるので４．０％以下としている。
【００２２】
Ｐは製鋼工程では不純物であるが、多量に含有されていると熱間加工性を害するので上限を０．０５％以下としている。 
【００２３】
Ｓは熱間加工性を低下させて熱間圧延時の割れ欠陥を発生させやすくさせ、耐食性も劣化させるので、０．０１％以下としている。 
【００２４】
Ｃｒはステンレス鋼の基本元素で、耐食性および耐酸化性の向上に寄与するが、ＯやＮとの相互作用が強く、また濃度レベルによってその影響が変化する。そこで、本発明において目的とする介在物制御を達成するためにはＣｒ濃度は１６〜１９％とした。
【００２５】
Ｎｉは鋼の耐食性および靭性を向上させる作用を有する元素であるが、高価であることに加え、Ａｌとの相互作用が強く、高濃度ではその影響度合いが変化するため、１３％以下としている。 
【００２６】
Ａｌは０．０１％以上の添加により強力な脱酸剤として作用する。しかし、Ａｌを多量に含有すると有害なＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系の硬質酸化物が生成するため、Ａｌの上限は０．０６％とした。
【００２７】
Ｔｉは耐食性向上に有効な元素であり、０．１％以上添加される。しかし、０．５％を超えると熱間加工性が急激に悪化するために、０．５％以下にコントロールする必要がある。
【００２８】
Ｎはオーステナイトの安定化などに寄与する作用を有する元素であるが、同時に強度向上に効果的な元素であるが、Ｔｉ含有鋼では介在物起因の表面疵の問題から０．０２％以下にコントロールする必要がある。
【００２９】
Ｍｏは耐食性向上に有効な元素であるはかりではなく、固溶強化の効果があり、必要に応じて０．０５％以上添加される。しかし、３．０％を超えると熱間加工性が急激に悪化するために、３．０％以下にコントロールする必要がある。
【００３０】
Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、耐食性を改善する作用を有する元素であるため、０．２％以上添加することが望ましい。しかし、多量に含有すると熱間加工性を害するので３．５％以下とする必要がある。
【００３１】
Ｎbは耐食性向上に有効な元素であり、また固溶強化の効果があるため、必要に応じて０．０５％以上添加される。しかし、０．５％を超えると熱間加工性が急激に悪化するために、０．５％以下にコントロールする必要がある。
【実施例】
【００３２】
表１に示す化学成分組成を含有するＮｏ.１〜１５のステンレス鋼を電気炉、ＡＯＤ工程で溶製し、１４３ｍｍ厚の連続鋳造スラブを製造した。これらのスラブは１２００℃に加熱して、厚板圧延ラインで１０ｍｍ厚まで熱間圧延を行った。
【００３３】
厚板のヘゲ疵の発生状況を表２に示した。ヘゲ疵の発生状況は前述したような○、△、×に分けて評価した。本発明鋼のヘゲ疵評価は全て○であった。また、表２には介在物の形態、介在物中（ＴｉＯ２）量をも併せて示した。
【００３４】
介在物は電子顕微鏡＋ＥＤＳにより５μｍ以上の任意の１０個について組成分析を行った。本発明鋼の介在物は無害なＣａ−Ａｌ−Ｔｉ系酸化物であり、狙い通りの結果が得られた。
【００３５】
これに比べて比較鋼１６はＴｉ×Ｎが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼１７はＡｌ／Ｔｉが低すぎるため、ヘゲ疵が発生した。また、連続鋳造の末期に浸漬ノズル内の閉塞が発生して、鋳造を中止した。比較鋼１８はＣａが低く、ヘゲ疵が発生した。また、連続鋳造の末期に浸漬ノズル内の閉塞が発生して、鋳造を中止した。比較鋼１９はＭｇが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２０はＳｉが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２１はＣｒが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２２はＳが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２３はＰが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２４はＮｉが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２５はＡｌが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２６はＭｇが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２７はＣａが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２８はＴｉが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２９はＮが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼３０はＭｏが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼３１はＣｕが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼３３はＮｂが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。
【表１】
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【表２】
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【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】Ｔｉ×Ｎとヘゲ発生の関係を調べた結果を示す図である。
【図２】Ｓｉ濃度とヘゲ発生の関係を調べた結果を示す図である。
【図３】Ａｌ／Ｔｉとヘゲ発生の関係を調べた結果を示す図である。
【図４】介在物中の（ＴｉＯ２）濃度とヘゲ発生の関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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