JP2001020046A - 加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼鋼塊及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス
鋼、フェライト系ステンレス鋼鋼塊及びその製造方法を
提供する。 【解決手段】C≦0.1％、N：0.003〜0.05％、Si：0.03〜
1.5％、Mn≦1.0％、P≦0.04％、S≦0.03％、Cr：10〜30
％、Cu≦2％、Ni≦2％、Mo≦3％、V≦1％、Ti：0.02〜
0.5％、O：0.001〜0.005％、Nb≦0.8％、Al：0.001〜0.
15％、Zr≦0.3％、B≦0.1％、Ca≦0.003％、Mg＜0.0005
％、Ti×N≧0.0005、残部はFeと不純物で、鋼中にMgとA
lの含有量の比が0.3〜0.5のAl及びMgを含む介在物とTi
系介在物との複合介在物が分散したフェライト系ステン
レス鋼。

Description

【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
ンレス鋼鋼塊、加工性と靱性に優れたフェライト系ステ
ンレス鋼及びその製造方法に関する。より詳しくは、張
り出し成形加工、深絞り加工、曲げ加工などの加工性に
優れ、鋼塊を熱間圧延を初めとする熱間加工によって、
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加工性と耐衝撃破壊特性（靱性）に
優れたフェライト系ステンレス鋼と鋼塊及びその製造方
法に関する。

【０００２】

【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼は、耐食性、
耐候性及び耐熱性に優れているので、厨房機器、家電機
器、温水器や貯水槽、自動車の排気系部品、金属屋根、
更には化学プラント用材料などの広い分野で使用されて
きた。

【０００３】しかし、フェライト系ステンレス鋼には通
常１１質量％以上のＣｒが含まれているので、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あり、このため、張り出し
性、深絞り性、曲げ加工性、溶接部加工性など各種の加
工性が普通鋼より劣る。更に、フェライト系ステンレス
鋼の靱性は一般に低いため、鋼塊段階で脆性割れを生じ
たり、熱間加工時に脆性割れを生じたりする。このた
め、前記各種分野に用いる最終製品の歩留まりが大きく
低下してしまうという問題もある。

【０００４】こうした問題を解決するために、鋼中の
Ｃ、Ｎ、Ｓ及びＯ（酸素）などの不純物元素を低減する
技術が生み出され、高純度のフェライト系ステンレス鋼
が溶製できるようになってきた。現状では、例えば所謂
「ＡＯＤ」や「ＶＯＤ」の脱炭精錬炉によって、Ｃｒを
３０質量％含むフェライト系ステンレス鋼の場合にも、
質量％で、Ｃ及びＮの含有量が０．００５％以下、Ｓの
含有量が０．００１％以下、Ｏ（酸素）の含有量が０．
００２％以下のものが量産できるようになっている。

【０００５】フェライト系ステンレス鋼が高純度化する
と、鋼中の非金属介在物が減少し、靱性が改善される。
又、鋼が軟質化するので伸びが向上する。一方、こうし
たフェライト系ステンレス鋼の高純度化は、却ってリジ
ング特性と呼ばれる加工性の劣化を招く。

【０００６】「リジング」とは、フェライト系ステンレ
ス鋼の薄鋼板をプレス成形したときに鋼板の表面に現れ
る畝状のシワである。このシワは、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てしまう。こ
のため、リジングを研磨などによって除去する必要があ
るが、成形品の製造コストが嵩んでしまう。又、その用
途がたとえ美観を必要としない場合であっても、加工条
件が厳しいとリジングの「シワ」に沿って割れることが
ある。

【０００７】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
鋼塊を熱間圧延した場合、その粗大鋳造組織が十分微細
化されずに最終製品である鋼板に「コロニー」として残
存することに起因する。「コロニー」とは、見かけは微
細な結晶組織に見えるが、その実体は結晶方位の類似し
た結晶群が領域をなして分布しているもので、プレス成
形を受けると単結晶のように塑性変形し、このため鋼板
の表面に大きな畝状のシワが発生する。

【０００８】リジングの発生を防止する基本対策には、
凝固組織の微細化と再結晶による組織の微細化の２つの
方法がある。

【０００９】このうち、後者の方法では熱間加工時に強
圧下するか、低温で圧下を行った後に焼鈍を行うことが
必要である。しかし、フェライト系ステンレス鋼は、耐
酸化性が良好であるのでスケールが薄く、したがって、
工具、例えば圧延ロールとの焼き付きによる表面疵が発
生しやすい。又、本質的に熱間での再結晶が起こりにく
いために、組織を均一微細にすることが困難である。

【００１０】一方、前者の凝固組織を微細化させる技術
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（１
９８０）第６号、３８ページ）が報告されている。

【００１１】しかし、ＴｉＮにより鋼塊の組織を微細化
する方法は、例えば、０．４質量％程度のＴｉや０．０
１６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、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
なければ微細な等軸晶組織（具体的には、平均粒径が３
ｍｍ以下の等軸晶組織）が得られない。更に、多量のＴ
ｉやＴｉＮは鋼の靱性を損なうため、フェライト系ステ
ンレス鋼の脆性割れの問題が一層大きくなってしまう。
又、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く、一旦ΔＴが小さく
なりすぎた時には鋳造できないため、再昇熱作業を必要
とするなどの大きな問題を引き起こす。

【００１２】電磁誘導攪拌による方法の場合にはΔＴが
高くても、凝固途中の鋼塊に対し溶鋼の攪拌位置を適正
化することによって、４０〜６０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）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。

【００１３】

【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、鋳造した鋼塊とその鋼塊を熱間圧
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
加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びそ
の製造方法を提供することにある。具体的には、凝固組
織の７０％を超える部分が平均粒径３ｍｍ以下の微細な
等軸晶になり、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、良好な加工性と靱性を有するフェライト
系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼鋼塊及びそ
の製造方法を提供することにある。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）に示す加工性と靱性に優れたフェライト系ステン
レス鋼、（２）に示すフェライト系ステンレス鋼鋼塊、
及び（３）に示すフェライト系ステンレス鋼の製造方法
にある。

【００１５】（１）質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎ：
０．００３〜０．０５％、Ｓｉ：０．０３〜１．５％、
Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０
３％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｃｕ：２％以下、Ｎ
ｉ：２％以下、Ｍｏ：３％以下、Ｖ：１％以下、Ｔｉ：
０．０２〜０．５％、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０
０５％、Ｎｂ：０．８％以下、Ａｌ：０．００１〜０．
１５％、Ｚｒ：０．３％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｃ
ａ：０．００３％以下及びＭｇ：０．０００５％未満を
含み、更に下記式で表されるｆｎ１の値が０．０００
５以上を満足し、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組
成で、鋼中にＭｇとＡｌの含有量の比が０．３〜０．５
のＡｌ及びＭｇを含有する介在物とＴｉ系介在物との複
合介在物が分散した加工性と靱性に優れたフェライト系
ステンレス鋼。

【００１６】ｆｎ１＝Ｔｉ（％）×Ｎ（％）・・・ （２）上記（１）に記載の化学組成を備え、等軸晶率が
７０％を超えるとともに等軸晶の平均粒径が３ｍｍ以下
であるフェライト系ステンレス鋼鋼塊。

【００１７】（３）質量％で、スラグ組成をＡｌ₂Ｏ₃：
１〜４０％、ＣａＯ：３０〜７０％、ＭｇＯ：１〜３０
％、ＣａＦ₂ ：３０％以下、ＳｉＯ₂ ：５０％以下、残
部の不可避不純物：１０％以下及び下記式で表される
ｆｎ２の値：１．０〜３．０とし、且つ、溶鋼中の酸素
含有量を０．００１〜０．００５％に精錬した後、鋳造
することを特徴とする上記（１）に記載の加工性と靱性
に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。

【００１８】 ｆｎ２＝ＣａＯ（％）／｛Ａｌ₂Ｏ₃（％）＋ＳｉＯ₂ （％）｝・・・ ここで、「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「化
合物」と表現するのが適切ではあるが、本明細書におい
ては、鋼の凝固前においても「介在物」ということとす
る。

【００１９】Ａｌ及びＭｇを含有する介在物とＴｉ系介
在物との複合介在物とは、Ａｌ及びＭｇを含有する介在
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及びＭｇを含有する介在物
とＴｉ系介在物との複合介在物をＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複
合介在物ともいう。又、Ａｌ及びＭｇを含有する介在物
とは、少なくともＡｌ、Ｍｇ及びＯを含む介在物を指
し、以下、簡単のためにＡｌ−Ｍｇ系介在物という。

【００２０】「鋼塊」とは鉄鋼用語としてJIS G 0203に
記載されているように、製鋼炉で精錬した鋼を鋳型に注
入して凝固させた所謂「インゴット」だけではなく、連
続鋳造で製造された鋳片を含むものをいう。

【００２１】以下、上記の（１）〜（３）に記載のもの
をそれぞれ（１）〜（３）の発明という。

【００２２】本発明者らは、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）及び鋼塊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】（ａ）前記式で表されるｆｎ１の値が
０．０００５以上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（凝固組織）とすることができる場合がある。

【００２４】（ｂ）０．２％を超える量のＴｉを含有す
るフェライト系ステンレス鋼においては、安定して高い
等軸晶率が得られる。但し、等軸晶の平均粒径は、必ず
しも小さいものでなく、３ｍｍを超えるものが存在する
場合もある。

【００２５】（ｃ）等軸晶率が高い場合でも等軸晶の平
均粒径が３ｍｍを超えると鋼材の靱性が低くなってしま
う。このため、例えば、厚さが５ｍｍ程度の鋼材の場
合、その大部分は衝撃遷移温度が室温を大きく上回るよ
うになって、脆性割れを生じやすくなる。

【００２６】（ｄ）等軸晶の平均粒径が３ｍｍ以下で、
しかも等軸晶率が７０％を超える場合の加工性と靱性は
良好である。

【００２７】（ｅ）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−Ｍｇ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−Ｍｇ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。

【００２８】（ｆ）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、高い率で微
細な等軸晶を形成させることが可能である。

【００２９】そこで次に、平均粒径が３ｍｍ以下である
微細等軸晶組織の鋼塊における析出形態を制御したＴｉ
系介在物、つまりＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物の構造
を調査した。

【００３０】すなわち、鋼塊として連続鋳造した２００
ｍｍ厚さ×１０５０ｍｍ幅の鋳片を選び、その先端から
１０ｍの位置から小形の試験片を採取し、表皮下２０ｍ
ｍの面を鏡面に仕上げた。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、あるいは通常のＥＰＭＡ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、
通常のＥＰＭＡを用いた調査をそれぞれオージェ電子分
光法、ＥＤＸ法、ＥＰＭＡ法による調査という。

【００３１】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。
比較的操作が簡便なＥＤＸ法では、Ｍｇ以上の原子量を
有する元素の含有率を分析し、ＥＰＭＡ法では、複合介
在物の分布密度を調べた。

【００３２】その結果、下記の事項が明らかになった。

【００３３】（ｇ）等軸晶の平均粒径が３ｍｍ以下であ
る鋼塊に存在するＴｉ系介在物はＡｌ−Ｍｇ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−Ｍｇ系介在物は、Ｔｉ系介在物の大き
さが０．３〜５μｍであるのに対し、０．１〜１μｍと
非常に微細である。

【００３４】（ｈ）Ｔｉ系介在物生成の核となったＡｌ
−Ｍｇ系介在物には、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ（酸素）、Ｃａ、
Ｓｉ、ＭｎやＳなどが含まれている。なお、このＡｌ−
Ｍｇ系介在物には、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏが必ず含まれ、その
他の元素は検出限界以下であることもあった。又、Ａｌ
−Ｍｇ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（酸素）、Ｓ、Ｃを含
むものであるが、ＴｉとＮ以外の元素は検出限界以下で
あることもあった。

【００３５】図１に、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在
物の概要を示す。又、図２に等軸晶率１００％の鋼塊
（鋳片）に存在するＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物のＥ
ＤＸ法による分析結果の１例を示す。

【００３６】本発明者らは、鋼塊の凝固組織とＡｌ−Ｍ
ｇ系介在物組成の関係についても詳細に調査した。その
結果、下記の事項が明らかになった。

【００３７】（ｉ）凝固組織の７０％を超える部分が平
均粒径３ｍｍ以下の微細な等軸晶を呈する鋼塊において
は、前記式で表されるｆｎ１の値が０．０００５以上
で、しかもＡｌ−Ｍｇ系介在物中のＭｇとＡｌの含有量
の比（Ｍｇ／Ａｌ）が０．３〜０．５の範囲にある。

【００３８】（ｊ）等軸晶率の低い鋼塊の柱状晶部にも
Ｔｉ系介在物が認められるが、その核は上記のようなＡ
ｌ−Ｍｇ系介在物でなく、単独の酸化物（例えば、Ｓｉ
Ｏ₂やＣａＯなど）、又は、ＭｇとＡｌの含有量の比が
０．３未満のＡｌリッチな酸化物（Ａｌ−Ｍｇ系介在
物）である。

【００３９】図３に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系介在物が分散
したフェライト系ステンレス鋼の鋼塊において、前記
式で表されるｆｎ１の値及びＡｌ−Ｍｇ系介在物中のＭ
ｇとＡｌの含有量の比が凝固組織に及ぼす影響を整理し
て示す。

【００４０】そこで更に、図３に示すような微細な凝固
組織形成に有効なＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物を分散
させることができる製造条件を調査した。その結果、次
の事項が判明した。

【００４１】（ｋ）Ａｌ−Ｍｇ系介在物中のＭｇとＡｌ
の含有量の比を０．３〜０．５の範囲にするには、質量
％で、スラグ組成をＡｌ₂Ｏ₃：１〜４０％、ＣａＯ：３
０〜７０％、ＭｇＯ：１〜３０％、ＣａＦ₂ ：３０％以
下、ＳｉＯ₂ ：５０％以下、残部の不可避不純物：１０
％以下及び前記式で表されるｆｎ２の値：１．０〜
３．０とし、且つ、溶鋼中の酸素含有量を０．００５％
以下に精錬した後、鋳造すればよい。

【００４２】（ｌ）上記（ｊ）の条件を満たしても、溶
鋼中の酸素含有量が０．００１０％未満の場合には、Ａ
ｌ−Ｍｇ系介在物は形成されるものの凝固組織は必ずし
も微細化しないことがある。

【００４３】（ｍ）Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物を分
散させるためにＡｌ、Ｍｇを意図的に添加する必要はな
い。Ａｌ、Ｍｇは鋼を精錬・鋳造する際に、精錬スラグ
から混入したり、とりべやタンディッシュなどの耐火物
から溶出するためである。勿論、意図的にＡｌ、Ｍｇを
添加してもよい。

【００４４】（ｎ）フェライト系ステンレス鋼の鋳造工
程において、浸漬ノズルの閉塞を防止するためにＣａを
意図的に添加することがある。この場合には、Ａｌ−Ｍ
ｇ系介在物は、一部Ａｌ−Ｍｇ−Ｃａ系介在物に形態変
化するが、その介在物中のＭｇとＡｌの含有量の比が
０．３〜０．５の範囲にあれば、等軸晶率７０％を超え
る微細な等軸晶組織を有する鋼塊が製造可能である。

【００４５】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。

【００４６】

【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。

【００４７】（Ａ）鋼の化学組成 Ｃ：０．１％以下 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０．１％以下
とした。なお、良好な耐食性を確保するためには、Ｃ含
有量の上限値は０．０２％とすることが好ましい。

【００４８】Ｎ：０．００３〜０．０５％ Ｎは、Ａｌ−Ｍｇ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−Ｍｇ系介在物がＴｉ系介在
物（主成分はＴｉとＮ）で覆われたＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系
複合介在物を形成させて、鋳造したフェライト系ステン
レス鋼の凝固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、０．０５％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０．００３〜０．０
５％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。

【００４９】Ｓｉ：０．０３〜１．５％ 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、１．５％を超えると鋼板
を初めとする鋼材の加工性が劣化する。したがって、Ｓ
ｉの含有量を０．０３〜１．５％とした。

【００５０】Ｍｎ：１．０％以下 Ｍｎは添加しなくても良い。添加すれば、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１．０％以下と
した。

【００５１】Ｐ：０．０４％以下 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。

【００５２】Ｓ：０．０３％以下 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。

【００５３】Ｃｒ：１０〜３０％ 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」を生じやすく
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。

【００５４】Ｃｕ：２％以下 Ｃｕは、添加しなくてもよい。添加すれば、鋼の耐食性
及び耐候性を高める作用がある。この効果を確実に得る
には、Ｃｕ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２％を超えると鋼が硬質化し
延性が損なわれてしまう。したがって、Ｃｕの含有量を
２％以下とした。

【００５５】Ｎｉ：２％以下 Ｎｉは、添加しなくてもよい。添加すれば、鋼の靱性を
高める作用がある。この効果を確実に得るには、Ｎｉは
０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、
２％を超えて含有させてもコスト上昇に見合った靱性向
上効果が望めないし、鋼が硬質化し却って靱性や延性が
損なわれる場合もある。したがって、Ｎｉの含有量を２
％以下とした。

【００５６】Ｍｏ：３％以下 Ｍｏは、添加しなくてもよい。添加すれば、耐食性及び
耐候性を高める作用がある。こうした効果を確実に得る
には、Ｍｏ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３％を超えると金属間化合物
の析出が促進されるので靱性が損なわれてしまう。した
がって、Ｍｏの含有量を３％以下とした。

【００５７】Ｖ：１％以下 Ｖは、添加しなくてもよい。添加すれば、耐食性を高め
る作用がある。この効果を確実に得るには、Ｖは０．０
５％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％を超えると靱性が低下する。したがって、
Ｖの含有量を１％以下とした。

【００５８】Ｔｉ：０．０２〜０．５％ Ｔｉは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物を形成させて、
鋳造したフェライト系ステンレス鋼の凝固組織を微細で
高い等軸晶率の組織とし、加工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加工性、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、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、０．５％を超えて含有させると、鋼塊の等軸
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、鋼板や鋼管など製品の表面性
状を損なうことになる。したがって、Ｔｉの含有量を
０．０２〜０．５％とした。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凝固組織を得るため
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、鋼板や鋼管など製品の良好な表面性状を
確保するには、Ｔｉ含有量の上限値を０．３％とするこ
とが好ましい。

【００５９】Ｏ（酸素）：０．００１〜０．００５％ Ｏ（酸素）は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物を形成さ
せて、鋳造したフェライト系ステンレス鋼の凝固組織を
微細で高い等軸晶率の組織とし、加工性を高めるのに必
須の元素である。しかし、その含有量が０．００１％未
満では、Ａｌ−Ｍｇ系介在物の析出時期が適切でなく、
鋳造組織（凝固組織）は粗大な柱状晶組織となるので、
その鋼塊から各種の鋼材を加工する場合、その加工性や
耐リジング性は極めて劣る。一方、０．００５％を超え
ると靱性や加工性の低下のみならず表面疵が多発するよ
うになる。したがって、Ｏの含有量を０．００１〜０．
００５％とした。

【００６０】Ｎｂ：０．８％以下 Ｎｂは添加しなくても良い。添加すれば、加工性や耐食
性を高める作用がある。こうした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
い。しかし、その含有量が０．８％を超えると靱性が低
下する。したがって、Ｎｂの含有量を０．８％以下とし
た。

【００６１】Ａｌ：０．００１〜０．１５％ Ａｌは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物を形成させて、
鋳造したフェライト系ステンレス鋼の凝固組織を微細で
高い等軸晶率の組織とし、加工性を高めるための必須の
元素である。しかし、その含有量が０．００１％未満で
は、Ａｌ−Ｍｇ系介在物が溶鋼中に析出しないので、所
望のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物の形成がなされず、
鋼塊の組織は粗大な柱状晶組織となってしまう。そし
て、上記の鋼塊から各種の鋼材を加工する場合、その加
工性や耐リジング性は極めて劣る。一方、Ａｌの含有量
が０．１５％を超え、Ａｌの脱酸作用が大きい場合に
は、精錬時の酸素量が０．００１％未満になる可能性が
高い。この場合、Ａｌ−Ｍｇ系介在物の析出時期が適切
でなく、鋼塊の組織は粗大な柱状晶組織となってしま
う。したがって、Ａｌの含有量を０．００１〜０．１５
％とした。なお、所望の凝固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。

【００６２】Ｚｒ：０．３％以下 Ｚｒは添加しなくても良い。添加すれば、加工性や耐酸
化性を高める作用がある。こうした効果を確実に得るに
は、Ｚｒは０．０５％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０．３％を超えると靱性が低
下する。したがって、Ｚｒの含有量を０．３％以下とし
た。

【００６３】Ｂ：０．１％以下 Ｂは添加しなくても良い。添加すれば、加工性を高める
作用がある。この効果を確実に得るには、Ｂは０．００
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０．１％を超えると靱性が低下する。したがっ
て、Ｂの含有量を０．１％以下とした。

【００６４】Ｃａ：０．００３％以下 Ｃａは添加しなくても良い。添加すれば、鋼塊の等軸晶
粒径をより微細にする作用がある。この効果を確実に得
るには、Ｃａは０．０００１％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０．００３％を超え
ると、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物の他にＣａ系介在
物が生成しフェライト系ステンレス鋼の靱性や耐孔食性
が著しく低下してしまう。したがって、Ｃａの含有量を
０．００３％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０．００１％とすることが好ましい。

【００６５】Ｍｇ：０．０００５％未満 Ｍｇは添加しなくても良い。添加すれば、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｔｉ系複合介在物中に入って、鋳造したフェライト系ス
テンレス鋼の凝固組織を微細で高い等軸晶率の組織と
し、加工性を高める作用がある。このＭｇの含有量は不
純物として混入する量（例えば、現状のＭｇに関する分
析精度が０．０００１％程度であるので、０．０００１
％未満の量）であってもよい。勿論、Ｍｇは積極的に添
加したものであってもよい。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％未満とした。

【００６６】ｆｎ１：０．０００５以上 ＴｉＮは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物を構成する主
要な化合物であり、鋳造したフェライト系ステンレス鋼
の凝固組織を微細で高い等軸晶率の組織とし、加工性を
高めるのに必須の化合物である。しかし、前記式で表
されるｆｎ１の値が０．０００５未満では、フェライト
凝固前にＴｉＮが晶出せず、フェライト凝固核となり得
ない。その結果、微細で７０％を超える高い等軸晶率と
いう所望の凝固組織が得られない。したがって、ｆｎ１
の値を０．０００５以上とした。なお、フェライト系ス
テンレス鋼に良好な靱性を付与させるには、ｆｎ１の値
の上限を０．００５とすることが好ましい。

【００６７】（Ｂ）Ａｌ−Ｍｇ−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加
工性を高めるためには、Ａｌ−Ｍｇ−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。

【００６８】本発明のステンレス鋼では、ＭｇとＡｌの
含有量の比が０．３〜０．５のＡｌ−Ｍｇ系介在物がＴ
ｉ系介在物で覆われたＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物
は、鋼塊の微細等軸晶化に不可欠の介在物である。

【００６９】この複合介在物を構成する必須元素は、Ａ
ｌ−Ｍｇ系介在物ではＡｌ、Ｍｇ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−Ｍｇ系介在物にはＣａ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓなど
を含んでもよく、Ｔｉ系介在物にはＯ、Ｓ、Ｃなどを含
んでも良い。

【００７０】但し、Ａｌ−Ｍｇ系介在物のＭｇとＡｌの
含有量の比は、０．３〜０．５の範囲でなければならな
い。前記含有量の比が０．３未満では、鋼塊の組織が粗
大な柱状晶組織、あるいは平均粒径が３ｍｍを超える等
軸晶組織となってしまう。一方、前記含有量の比が０．
５を超えると、鋼塊の凝固組織が微細な等軸晶となった
り粗大な柱状晶となったりして、所望の組織を安定して
確実に得ることができない。したがって、Ａｌ−Ｍｇ系
介在物のＭｇとＡｌの含有量の比を０．３〜０．５とし
た。

【００７１】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、Ａ
ｌ−Ｍｇ−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−Ｍｇ−Ｔ
ｉ系複合介在物の作用は妨げられない。

【００７２】７０％を超える高い等軸晶率の鋼塊とする
ために、鋼中にＭｇとＡｌの含有量の比が０．３〜０．
５であるＡｌ−Ｍｇ系介在物とＴｉ系介在物とが複合し
た介在物（Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物）の分布密度
は１０個／ｍｍ² 以上とすることが好ましい。鋼塊の組
織は前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物が多ければ多い
ほど微細になるので、その介在物の分布密度に上限はな
い。なお、この分布密度に計測されるＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ
系複合介在物のサイズ（長径）は、測定精度上０．３μ
ｍ以上とするのがよい。

【００７３】前記のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物によ
る凝固組織微細化機構は、恐らく次のように考えられ
る。

【００７４】ＭｇとＡｌの含有量の比を０．３〜０．５
としたＡｌ−Ｍｇ系介在物は、Ａｌ₂Ｏ₃−ＭｇＯの２元
状態図からＭｇＯＡｌ₂Ｏ₃スピネル系介在物と推察され
る。このスピネル系介在物は立方晶系の結晶構造を有
し、Ｔｉ系介在物（ＴｉＮ）との格子の整合度が良い。
したがって、ＴｉＮは溶鋼中でスピネル系介在物を核と
して容易に析出すると推察される。これにより、溶鋼中
にＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物が生成する。

【００７５】一方、Ａｌ−Ｍｇ系介在物中のＭｇとＡｌ
の含有量の比が０．３未満の場合、コランダムが晶出す
る。この介在物は、六方晶系の結晶構造を有し、ＴｉＮ
との格子の整合度が悪い。従って、ＴｉＮは溶鋼中で析
出しにくい。

【００７６】フェライト系ステンレス鋼の凝固組織微細
化は、Ａｌ−Ｍｇ系介在物をＴｉ系介在物が覆うＡｌ−
Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物がフェライト凝固核になること
によると推定される。この複合介在物の析出時期は、Ａ
ｌ−Ｍｇ系介在物の組成つまり結晶構造に依存してい
る。したがって、Ａｌ−Ｍｇ系介在物のＭｇとＡｌの含
有量の比を０．３〜０．５に制御した場合に最も溶鋼中
でＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物が生成しやすいため、
凝固組織が微細化すると考えられる。

【００７７】（Ａ）項で述べた化学組成と本（Ｂ）項で
述べた介在物を満足させることで、（１）の発明が得ら
れる。

【００７８】（Ｃ）鋼塊の等軸晶 等軸晶の平均粒径が３ｍｍ以下で、しかも等軸晶率が７
０％を超える場合に加工性と靱性が良好になる。したが
って、（２）の発明においては、鋼塊の凝固組織を等軸
晶率が７０％を超えるとともに、等軸晶の平均粒径を３
ｍｍ以下と規定した。

【００７９】（Ｄ）スラグ組成と溶鋼中の酸素含有量 加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼を得る
ためには、精錬でスラグ組成と溶鋼中の酸素含有量を適
正にした後に鋳造することが不可欠である。したがっ
て、（３）の発明ではスラグ組成と溶鋼中の酸素含有量
を規定した。

【００８０】（Ｄ−１）スラグ組成 Ａｌ₂Ｏ₃：１〜４０％ Ａｌ₂Ｏ₃は、精錬時にスラグと溶鋼との間のＡｌ平衡を
保ち、鋳造時にＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系介在物を生成させ、
鋼塊の組織を等軸晶微細化する。しかし、スラグ中の量
が１％未満では前記の効果が得られず、４０％を超える
場合には溶鋼中の酸化物が粗大化し、靱性が著しく劣化
する。したがって、スラグ中のＡｌ₂Ｏ₃の量を１〜４０
％とした。

【００８１】ＣａＯ：３０〜７０％ ＣａＯは、溶鋼の脱酸、脱硫に有効である。しかし、ス
ラグ中の量が３０％未満では十分な効果が得られず、７
０％を超える場合には前記の効果が飽和してしまう。し
たがって、スラグ中のＣａＯの量を３０〜７０％とし
た。

【００８２】ＭｇＯ：１〜３０％ ＭｇＯは、溶鋼へのＭｇ溶出の源であり、鋳造時にＡｌ
−Ｍｇ−Ｔｉ系介在物を生成させるのに有効である。し
かし、スラグ中の量が１％未満では前記の効果が得られ
ず、３０％を超える場合にはその効果は飽和してしま
う。したがって、スラグ中のＭｇＯの量を１〜３０％と
した。なお、凝固組織の微細化を促進するためには、ス
ラグ中のＭｇＯの量の下限値は３％とするのが好まし
い。

【００８３】ＣａＦ₂ ：３０％以下 ＣａＦ₂ はスラグ中に含まれていなくてもよい。スラグ
中に含まれておれば、溶鋼の脱酸、脱硫効率を高める効
果がある。この効果を確実に得るには、スラグ中のＣａ
Ｆ₂ の量は３％以上であることが好ましい。一方、スラ
グ中の量が３０％を超える場合には、とりべの耐火物損
傷が大きくなり、製造コストが増大してしまう。したが
って、スラグ中のＣａＦ₂ の量を３０％以下とした。

【００８４】ＳｉＯ₂ ：５０％以下 ＳｉＯ₂ はスラグ中に含まれていなくてもよい。スラグ
中に含まれておれば、溶鋼の脱酸効果がある。この効果
を確実に得るには、スラグ中のＳｉＯ₂ の量は３％以上
であることが好ましい。一方、スラグ中の量が５０％を
超える場合には、却って溶鋼中の酸素含有量が増大し、
所望の鋼塊組織が得られず靱性が劣化する。したがっ
て、スラグ中のＳｉＯ₂ の量を５０％以下とした。

【００８５】残部の不可避不純物：１０％以下 上記以外のスラグ中の不可避不純物は、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ、Ｔｉの酸化物及びＳなどで構成される。こうした不
純物は、溶鋼の脱酸、脱硫能率を下げるのでなるべく含
んでいない方がよい。スラグ中の前記不純物の量が１０
％を超える場合にはＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物が分
散しないので、鋼塊の組織が微細化せず靱性も劣化す
る。したがって、スラグ中の不可避不純物の量を１０％
以下とした。なお、鋼塊の組織の微細化を一層促進する
には、スラグ中の不可避不純物の量は５％以下とするこ
とが好ましい。

【００８６】ｆｎ２：１．０〜３．０ 前記式で表されるｆｎ２は、スラグによる溶鋼の脱
酸、脱硫能力を支配する基本的指標である。ｆｎ２の値
が１．０未満では前記効果が十分には得られず、一方
３．０を超えると、とりべの耐火物損傷が大きくなり、
製造コストが増大する。したがって、ｆｎ２の値を１．
０〜３．０とした。なお、フェライト系ステンレス鋼の
良好な耐食性、靱性を確保するには、ｆｎ２の値は１．
２〜２．４とするのが好ましい。

【００８７】（Ｄ−２）溶鋼中の酸素含有量 溶鋼中の酸素は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物を形成
させて、鋳造したフェライト系ステンレス鋼の凝固組織
を微細で高い等軸晶率の組織とし、加工性を高める作用
を有する。しかし、その含有量が０．００１％未満で
は、Ａｌ−Ｍｇ系介在物の析出時期が適切でなく、鋼塊
の組織は粗大な柱状晶組織となってしまう。そして、そ
の鋼塊から各種の鋼材を加工する場合、その加工性や耐
リジング性は極めて劣る。一方、０．００５％を超える
と靱性や加工性の低下のみならず表面疵が多発するよう
になる。したがって、溶鋼中の酸素含有量を鋳造後の鋼
における酸素含有量と同じ０．００１〜０．００５％と
した。

【００８８】なお、凝固組織を一層微細にするには、ス
ラグ組成と溶鋼中の酸素含有量を上記のものとして精錬
した後で、連続鋳造することが好ましい。

【００８９】鋼塊組織を微細な等軸晶とするための、Ａ
ｌ、Ｔｉなどの添加時期、溶鋼過熱度ΔＴ及び溶鋼攪拌
などの条件は特に規定する必要はないが、Ａｌ−Ｍｇ系
介在物の生成を促進するために、耐火物にＭｇＯが含ま
れたとりべやタンディッシュを用いるのが好ましい。

【００９０】以下、実施例により本発明を説明する。

【００９１】

【実施例】表１に示す化学組成を有するステンレス鋼
を、幅１０５０ｍｍで厚さ２００ｍｍの鋳片に連続鋳造
した。通常の方法で溶製した後、脱Ｃ、脱Ｎの精錬を行
い、次いで酸化したＣｒを還元するための精錬を行っ
た。その後、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉを添加し、一部にはＣａ
を添加した後、連続鋳造した。表２に鋳造前の精錬時ス
ラグ組成及び溶鋼中の酸素含有量、更にはＣａ添加の有
無の詳細を示す。

【００９２】なお、表１、表２における試験番号１〜１
３は化学組成、鋳造前のスラグ組成及び溶鋼中の酸素含
有量がいずれも本発明で規定する範囲内にある本発明例
である。一方、表１、表２における試験番号１４〜２３
はその化学組成、鋳造前のスラグ組成及び溶鋼中の酸素
含有量の少なくとも１つが本発明で規定する条件から外
れた比較例である。

【００９３】

【表１】

【００９４】

【表２】

【００９５】上記各種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）を硝酸と
塩酸の体積比が１：３の通常の王水で腐食してその組織
を観察し、等軸晶粒と柱状晶粒の面積比から等軸晶率を
求めた。更に、表皮下７５ｍｍの結晶粒径をASTM E112
に準じた切片法により求めた。なお、平均粒径Ｄは平均
切片長さＬの１．１２倍とした。

【００９６】上記の各鋳片は、通常の方法で１１００〜
１２５０℃に加熱して熱間圧延し、厚さ４．５ｍｍの鋼
板に仕上げた。

【００９７】表１に示したＡｌ、Ｃａ及びＭｇの分析値
は、上記の４．５ｍｍ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。

【００９８】上記の厚さ４．５ｍｍ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、鋼板断面の板厚の１／４部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、Ａｌ−Ｍｇ系介在物中の
ＭｇとＡｌの含有量の比、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在
物の鋼中分布量を調査した。なお、Ａｌ−Ｍｇ系介在物
中のＭｇとＡｌの含有量の比は、無作為に選んだ１０個
以上の介在物における平均値として求めた。

【００９９】厚さ４．５ｍｍに熱間圧延した鋼板は、通
常の方法で焼鈍と酸洗を行って焼鈍酸洗鋼板とした。こ
の焼鈍酸洗鋼板から衝撃特性を調査するために、圧延方
向に垂直に、深さ２ｍｍのＶノッチ付きサブサイズシャ
ルピー試験片を採取し、衝撃試験を行って延性−脆性遷
移温度（ｖＴｓ）を測定した。

【０１００】上記のようにして得た厚さ４．５ｍｍの焼
鈍酸洗鋼板は、その表裏面を研磨して表面粗度を調整し
た後、１ｍｍ厚さにまで冷間圧延した。次いで、この冷
間圧延した鋼板を、燃焼ガス中で８３０〜１０３０℃の
温度で２０〜３０秒間均熱焼鈍した。焼鈍に際しての昇
温速度と降温速度は、いずれも１０〜５０℃／秒の範囲
とした。なお、試験番号１７〜１９、２３に係る鋳片か
ら製造された４．５ｍｍ厚さの焼鈍酸洗鋼板は、後述す
るように表面研削作業中に脆性割れが激しく発生し、鋼
板が破断した。

【０１０１】上記のようにして得た厚さ１ｍｍの焼鈍鋼
板から、圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向に
JIS Z 2201に規定される１３Ｂ号の引張試験片を採取
し、評点距離５０ｍｍで室温の引張試験を行い破断伸び
を測定した。なお、伸びは下記式による前記３方向に
おける平均伸び（Ｅｌ）で評価した。

【０１０２】 Ｅｌ＝（Ｅｌ₀＋２Ｅｌ₄₅＋Ｅｌ₉₀）／４・・・ 又、前記の焼鈍鋼板から圧延方向と平行に、JIS Z 2201
に規定される５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３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３に示す指
標でＡとＢである。

【０１０３】

【表３】

【０１０４】各種の調査結果を表４にまとめて示す。

【０１０５】

【表４】

【０１０６】表４から、化学組成が本発明で規定する範
囲内にあり、且つＭｇとＡｌの含有量の比が０．３〜
０．５であるＡｌ−Ｍｇ系介在物とＴｉ系介在物との複
合介在物（Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系介在物）が鋼中に分散し
ている本発明例に係る試験番号１〜１３の場合、鋳片は
７５％以上の高い等軸晶率を有していることがわかる。
しかもその等軸晶の平均粒径は２．５ｍｍ以下と微細で
あった。なお、試験番号２、９、１２、１３におけるＣ
ａ添加は、凝固組織の微細化、加工性、靱性に対し特に
悪影響を及ぼさないことも明らかである。図４に、本発
明の一例として、試験番号１における鋼１の鋳片の凝固
組織を示す。なお、図の左右方向が鋳片の厚さ方向であ
る。

【０１０７】又、本発明に係る試験番号１〜１３の鋳片
を熱間圧延で厚さ４．５ｍｍにし、その後で焼鈍酸洗し
た鋼板の衝撃遷移温度（ｖＴｓ）は、いずれも２５℃以
下であり、通常の表面研削、冷間圧延の製造において脆
性割れを生ずることはなかった。更に、厚さ１ｍｍに冷
間圧延した後で焼鈍した鋼板は、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で優れていた。

【０１０８】これに対し、化学組成としてのＴｉ、Ａ
ｌ、Ｏ（酸素）、Ｎのうちいずれか１つ以上の含有量が
本発明で規定する範囲から外れる比較例の試験番号１４
〜１８の場合、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ複合介在物が分散して
いないか、分散していてもＡｌ−Ｍｇ系介在物のＭｇと
Ａｌの含有量の比が０．３未満であった。このため、鋳
片の等軸晶率は５〜１５％と低く、等軸晶の平均粒径も
３．５ｍｍ以上と粗大で、熱間圧延後に焼鈍した鋼板の
伸びは３０％を下回る低いものが多く（試験番号１６〜
１８）、しかも、耐リジング性の指標はＣ又はＤと劣っ
ている（試験番号１４〜１８）。なお、試験番号１９の
場合、鋳片組織は微細で耐リジング性の指標もＢと良好
であるものの、鋼１９のＮ含有量が本発明で規定する含
有量を超えるため、靱性や伸びが著しく低い。

【０１０９】又、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲
内にあるものの、鋳造前の精錬におけるスラグ組成が本
発明で規定する条件から外れた試験番号２０〜２３の場
合、規定のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物が鋼中に分散
しなかった。このため、鋳片の等軸晶率は５〜２０％と
低く、等軸晶の平均粒径も３．５ｍｍ以上と粗大で、熱
間圧延後に焼鈍した鋼板の伸びは３０％を下回り、しか
も、耐リジング性の指標はＤと劣っている。図５に、比
較例の一例として、試験番号２０における鋼２０の鋳片
の凝固組織を示す。図の左右方向が鋳片の厚さ方向であ
る。

【０１１０】試験番号１７〜１９、２３に係る鋳片から
製造された４．５ｍｍ厚さの焼鈍酸洗鋼板は、衝撃遷移
温度（ｖＴｓ）が６０℃以上と極めて高く靱性が低いた
め、表面研削作業中に脆性割れが激しく発生し、鋼板が
破断した。

【０１１１】

【発明の効果】本発明のフェライト系ステンレス鋼は、
凝固組織の７０％を超える部分が平均粒径３ｍｍ以下の
微細な等軸晶になり、加工性と靱性に優れる。このた
め、鋼材の製造工程での脆性破断が回避できるし、鋼材
の手入れが不要となるので製造工程が合理化でき製品歩
留まりも向上する。したがって、本発明鋼を用いれば、
脆性割れ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−Ｍｇ−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−Ｍｇ
−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】Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合介在物が分散したフェ
ライト系ステンレス鋼の鋼塊において、ｆｎ１（＝Ｔｉ
（％）×Ｎ（％））の値及びＡｌ−Ｍｇ系介在物中のＭ
ｇとＡｌの含有量の比が凝固組織に及ぼす影響を示す図
である。

【図４】実施例の試験番号１における鋼１の鋳片の凝固
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】実施例の試験番号２０における鋼２０の鋳片の
凝固組織を示す図で、図の左右方向が鋳片の厚さ方向で
ある。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎ：０．０
   ０３〜０．０５％、Ｓｉ：０．０３〜１．５％、Ｍｎ：
   １．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以
   下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：２％
   以下、Ｍｏ：３％以下、Ｖ：１％以下、Ｔｉ：０．０２
   〜０．５％、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．００５％、
   Ｎｂ：０．８％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１５％、
   Ｚｒ：０．３％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｃａ：０．０
   ０３％以下及びＭｇ：０．０００５％未満を含み、更に
   下記式で表されるｆｎ１の値が０．０００５以上を満
   足し、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、鋼中
   にＭｇとＡｌの含有量の比が０．３〜０．５のＡｌ及び
   Ｍｇを含有する介在物とＴｉ系介在物との複合介在物が
   分散した加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス
   鋼。 ｆｎ１＝Ｔｉ（％）×Ｎ（％）・・・
2. 【請求項２】請求項１に記載の化学組成を備え、等軸晶
   率が７０体積％を超えるとともに等軸晶の平均粒径が３
   ｍｍ以下であるフェライト系ステンレス鋼鋼塊。
3. 【請求項３】質量％で、スラグ組成をＡｌ₂Ｏ₃：１〜４
   ０％、ＣａＯ：３０〜７０％、ＭｇＯ：１〜３０％、Ｃ
   ａＦ₂ ：３０％以下、ＳｉＯ₂ ：５０％以下、残部の不
   可避不純物：１０％以下及び下記式で表されるｆｎ２
   の値：１．０〜３．０とし、且つ、溶鋼中の酸素含有量
   を０．００１〜０．００５％に精錬した後、鋳造するこ
   とを特徴とする請求項１に記載の加工性と靱性に優れた
   フェライト系ステンレス鋼の製造方法。 ｆｎ２＝ＣａＯ（％）／｛Ａｌ₂Ｏ₃（％）＋ＳｉＯ₂ （％）｝・・・