JP7657026B2

JP7657026B2 - Ｃｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片

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Publication number: JP7657026B2
Application number: JP2020071491A
Authority: JP
Inventors: 祐二岩崎
Original assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2020-04-13
Filing date: 2020-04-13
Publication date: 2025-04-04
Anticipated expiration: 2040-04-13
Also published as: JP2021167455A

Description

本発明は、Ｃｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片に関する。

ステンレス鋼は、優れた耐食性を有することから幅広い用途に使用されている。ステンレス鋼の製造過程では、冷間加工性を向上させるために、Ｃｕが添加される場合がある。Ｃｕ添加により冷間加工性を向上させる技術として、例えば以下のような技術がある。

例えば、特許文献１には、冷間加工性を改善するために、任意元素としてＣｕを０．１０～３．００質量％含有する耐水素脆化性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。

また、特許文献２には、所定の化学成分を有するステンレス鋼を、１０～２０％の加工率で冷間加工を施した後、６０～１５０℃の温度範囲で冷間鍛造またはヘッダー加工を行い、さらに３００～５５０℃の範囲で１５分以上保持することにより、０．２％耐力が６５０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強さが８００Ｎ／ｍｍ^２以上で、かつ透磁率が１．０５以下となるリニアモーターカー超伝導コイル締結用高強度非磁性鋼が開示されている。特許文献２に開示された技術に用いられるステンレス鋼は、加工硬化性指数を低下させて冷間加工時の割れの発生を抑制するために、Ｃｕを１．０～４．０質量％含有する。

また、特許文献３には、１～５質量％のＣｕを含むステンレス鋼を連続鋳造する際、スラブ中心部におけるＣｕ合金相の粒径が５０μｍ以下となるようにクレータエンド部の冷却を強化することを特徴とするＣｕ含有ステンレス鋼スラブの製造方法が開示されている。特許文献３に開示されたＣｕ含有ステンレス鋼スラブの製造方法では、クレータエンド部に吹き付ける冷却水の比水量の目安を０．２～０．５Ｌ／（ｋｇ－ｓｔｅｅｌ）としている。

特開２０１６－１４１８０号公報特開平９－２７２９５４号公報特開２０００－２２５４４１号公報

Ｃｕは、冷間加工性を向上させる一方で、熱間加工性を低下させる。特許文献１、２に開示された技術では、Ｃｕ含有量の上限を規定して熱間加工性の低下を抑制している。しかしながら、鋳片のマクロ偏析に起因した熱間圧延時の内部割れが発生することがある。

また、特許文献３に開示されたＣｕ含有ステンレス鋼スラブの製造方法は、Ｃｕを含有し、かつ、Ｃｕの固溶限を低下させるＭｎを多量に含む場合、熱間圧延時の内部割れが発生することがある。また、クレータエンド部の比水量を制御する方法は、鋳造条件によっては、熱間圧延時の内部割れを防止するには不十分な場合がある。

本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、熱間加工時の内部割れの発生を抑制可能なＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片を提供することにある。

本発明者らは、Ｃｕを含有するオーステナイト系ステンレスの熱間圧延時に生じる内部割れは、Ｃｕ濃度の高い領域が液化することが原因であることを見出した。そして、鋳片内部の液化には、Ｃｕの濃度に加え、Ｃｕの溶解度を下げるＭｎの濃度およびＣｕの溶解度を上げるＮｉの濃度が影響することを見出した。

本発明者らは、さらに、鋳片内部に液化し易い領域が多数存在していても、この領域それぞれの面積が小さければ内部割れの起点にはならず、当該領域の面積が大きい場合に、その領域が内部割れの起点になるという知見を得た。

上記知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］
質量％で、
Ｃ：０．２５％以下、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：０．１～２０．０％、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１０．０～２５．０％、
Ｎｉ：４．０～２２．０％、
Ｍｏ：５．０％以下、
Ｃｕ：０．１～４．０％、および、
Ｎ：０．４％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記式（１）で表されるＣｒ_ｅｑと、下記式（２）で表されるＮｉ_ｅｑとの比Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑが１．４８未満であり、
幅方向中央における鋳造方向断面での厚さ方向中心部において、下記式（３）で示されるα値が３．６３超である領域が存在し、
前記領域の円相当径が１．５ｍｍ以下であり、
下記式（４）で示されるβ値が２．５１以下である、Ｃｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
Ｃｒ_ｅｑ＝Ｃｒ＋（１．３７×Ｍｏ）＋（１．５×Ｓｉ） …式（１）
Ｎｉ_ｅｑ＝Ｎｉ＋（０．３１×Ｍｎ）＋Ｃｕ＋（２２×Ｃ）＋（１４．２×Ｎ） …式（２）
α＝［Ｃｕ］＋（０．１３６×［Ｍｎ］）－（０．２×［Ｎｉ］） …式（３）
β＝Ｃｕ＋（０．００７５×Ｍｎ^２）＋（０．０４０４×Ｍｎ）－（０．０９×Ｎｉ） …式（４）
前記式（１）、前記式（２）および前記式（４）中、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃ、および、Ｎは、各元素の含有量（質量％）を示し、前記式（３）中、［Ｃｕ］、［Ｍｎ］および［Ｎｉ］は、前記厚さ方向中心部における電子線マイクロアナライザにより測定された各元素の濃度（質量％）である。
［２］
等軸晶率が３０％超である、［１］に記載のＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
［３］
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ａｌ：０．１５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、および、
Ｂ：０．００５％以下、
からなる群から選択される１種または２種以上を含む、［１］または［２］に記載のＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
［４］
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．３％以下、または、
Ｔｉ：０．３％以下、
の少なくともいずれかを含む、［１］～［３］のいずれか１項に記載のＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。

以上説明したように、本発明によれば、熱間加工時の内部割れの発生を抑制可能なＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片を提供することが可能となる。

＜Ｃｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片＞
本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、質量％で、Ｃ：０．２５％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．１～２０．０％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎｉ：４．０～２２．０％、Ｍｏ：５．０％以下、Ｃｕ：０．１～４．０％、および、Ｎ：０．４％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記式（１）で表されるＣｒ_ｅｑと、下記式（２）で表されるＮｉ_ｅｑとの比Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑが１．４８未満であり、幅方向中央における鋳造方向断面での厚さ方向中心部において、下記式（３）で示されるα値が３．６３超である領域の円相当径が１．５ｍｍ以下であり、下記式（４）で示されるβ値が２．５１以下である。
Ｃｒ_ｅｑ＝Ｃｒ＋（１．３７×Ｍｏ）＋（１．５×Ｓｉ） …式（１）
Ｎｉ_ｅｑ＝Ｎｉ＋（０．３１×Ｍｎ）＋Ｃｕ＋（２２×Ｃ）＋（１４．２×Ｎ） …式（２）
α＝［Ｃｕ］＋（０．１３６×［Ｍｎ］）－（０．２×［Ｎｉ］） …式（３）
β＝Ｃｕ＋（０．００７５×Ｍｎ^２）＋（０．０４０４×Ｍｎ）－（０．０９×Ｎｉ） …式（４）
上記式（１）、上記式（２）および上記式（４）中、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃ、および、Ｎは、各元素の含有量（質量％）を示し、上記式（３）中、［Ｃｕ］、［Ｍｎ］および［Ｎｉ］は、厚さ方向中心部における電子線マイクロアナライザによりビーム径５０μｍで測定された各元素の濃度（質量％）である。
以下に、本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片について詳細に説明する。

［化学成分］
まず、本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片の化学成分について説明する。なお、成分を示す％は質量％を意味する。

Ｃ（炭素）：０．２５％以下
Ｃはオーステナイト相の安定化に有効な元素であるが、過剰なＣの含有は、Ｃｒ炭化物が析出してＣｒ欠乏層を形成し、耐食性が低下することが懸念される。このため、Ｃ含有量を０．２５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。一方、Ｃは、固溶強化による鋼材の強度上昇に寄与し、また、オーステナイト相の安定化により加工誘起マルテンサイト相の生成を抑制して耐水素脆化特性の向上に寄与する。そのため、Ｃ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは、０．０１５％以上である。

Ｓｉ（ケイ素）：３．０％以下
Ｓｉはオーステナイト相の安定化に有効な元素であるが、過剰なＳｉの含有は、シグマ相などの金属間化合物の生成を促進し、熱間加工性や靭性低下を招く。そのため、Ｓｉ含有量を３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．７％以下である。一方で、Ｓｉは、オーステナイト相の安定化により加工誘起マルテンサイト相の生成を抑制して耐水素脆化特性を向上させるため、Ｓｉ含有量を０．２％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．４％以上である。

Ｍｎ（マンガン）：０．１％～２０．０％
Ｍｎはオーステナイト相の安定化に有効な元素であるが、過剰量のＭｎが含有されると、粗大なＭｎＳ介在物の生成が促進され、オーステナイト相の延性低下を招く。また、過剰量のＭｎは、窒化物の生成を促進する。よって、Ｍｎ含有量を２０．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１０．０％以下である。一方、Ｍｎによるオーステナイト安定化効果を安定して得るためには、Ｍｎ含有量を０．１％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは２．０％超である。

Ｐ（リン）：０．０４５％以下
Ｐは、本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片に不純物として含まれる。Ｐは、熱間加工性を低下させる元素である。そのため、本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片では、Ｐ含有量を０．０４５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３５％以下である。Ｐ含有量は極力低減させることが好ましいため、特に下限は設けないが、極度の低減は製鋼コストの増大に繋がる。そのため、Ｐ含有量は０．００８％以上であることが好ましい。

Ｓ（硫黄）：０．００５０％以下
Ｓは、鋳片を熱間加工する際にオーステナイト粒界に偏析し、粒界の結合力を弱めることで熱間加工時の割れを誘発する元素である。熱間加工時の割れを防止するため、Ｓ含有量を０．００５０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは、０．００１０％以下である。Ｓ含有量は、極力低減させることが好ましいため、特に下限は設けないが、極度の低減は製鋼コストの増大に繋がる。そのためＳ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。

Ｃｒ（クロム）：１０．０～２５．０％
Ｃｒはステンレス鋼に要求される耐食性を得るために欠くことのできない元素である。また、Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼の高強度化に寄与する。上記効果を得るため、Ｃｒ含有量は１０．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１３．０％以上である。一方、過剰量のＣｒが含有されると、Ｃｒ系炭窒化物の粒界析出が助長され、耐食性や靭性が低下する。このため、Ｃｒ含有量を２５．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは、１８．０％以下である。

Ｎｉ（ニッケル）：４．０～２２．０％
Ｎｉは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、またはＳｉとともに金属間化合物を生成し、高強度化に寄与するため、Ｎｉ含有量を４．０％以上とする。また、Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆化特性を向上にも寄与する。耐水素脆化特性向上の点からも、Ｎｉ含有量を４．０％以上であることが好ましい。成分偏析を解消することにより、これらの効果は更に向上するため、Ｎｉ含有量は１１．５％以上であることが好ましい。一方、過剰量のＮｉが含有すると、材料コストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量を２２．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１４．０％以下である。

Ｍｏ（モリブデン）：５．０％以下
Ｍｏは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度の上昇と耐食性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｍｏの含有は合金コストの増加を招く。したがって、Ｍｏ含有量は５．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．５％以下である。一方、Ｍｏはスクラップ原料から不可避に混入する元素である。Ｍｏ含有量は、極力低減させることが好ましいため、特に下限は設けないが、Ｍｏ含有量の過度な低減は溶解原料の制約を招き、製造コストの増加に繋がる。したがって、上記効果と製造性を両立させるため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。

Ｃｕ（銅）：０．１０～４．０％
Ｃｕは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。また、ＣｕはＣｕ析出強化による強度上昇にも寄与する。また、Ｃｕは、鋳片の冷間加工性および耐水素脆化特性を向上させる。一方で、過剰量のＣｕが含有されると、オーステナイト相の強度が低下し、熱間加工性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量を４．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは３．５５％以下である。優れた冷間加工性および耐水素脆化特性を得るため、Ｃｕ含有量は、０．１０％以上である。Ｃｕ含有量は、好ましくは、１．５％以上である。

Ｎ（窒素）：０．４％以下
Ｎは、オーステナイト相の安定化と耐食性の向上、固溶強化およびＣｒ系窒化物の析出硬化に有効な元素であるが、過剰量のＮが含有すると、Ｃｒ系窒化物の過剰な生成が促進され、オーステナイト相の耐食性、靭性や耐水素脆化特性を低下させる。このため、Ｎ含有量を０．４％以下とする。Ｎ含有量は、より好ましくは０．３５％以下である。一方、上述した効果を得るため、Ｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．０４％以上である。

本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、上述した元素以外は、Ｆｅおよび不純物からなるが、下記の元素を含有することが好ましい。ここで言う不純物とは、本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物としては、例えば、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｇ、Ｏ(酸素)などが挙げられる。不純物の含有量としては、例えば、Ｐｂは、５ｐｐｍ以下、Ｓｎは０．０３％以下、Ｚｎは１０ｐｐｍ以下、Ｂｉは５ｐｐｍ以下、Ａｓは１００ｐｐｍ以下、Ｓｂは５０ｐｐｍ以下、Ｖは０．３％以下、Ｔａは０．０２％以下、Ｗは０．３％以下、Ｃｏは０．５％以下、Ｍｇは３０ｐｐｍ以下、Ｏは１００ｐｐｍ以下であれば問題無いレベルである。

本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、以下の元素を含有することが好ましい。

Ａｌ（アルミニウム）：０．１５％以下、Ｃａ（カルシウム）：０．００５％以下、および、Ｂ（ホウ素）：０．００５％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ａｌ、Ｃａ、およびＢは、脱酸および鋳片の熱間加工性、耐食性の向上に有効な元素である。必要に応じて、これらから選択される１種または２種以上の元素が含有されることが好ましい。ただし、上記元素が過剰に含有されると、製造コストの著しい増加を招く。このため、Ａｌ含有量を０．１５％以下、Ｃａ含有量を０．００５％以下、Ｂ：０．００５％以下とすることが好ましい。ただし、脱酸効果を十分に得るため、Ａｌ：０．０１％以上、Ｃａ：０．００１％以上、Ｂ：０．００１％以上の１種または２種以上を含有することが好ましい。なお、Ａｌは不純物として０．００３％以下、ＢおよびＣａは不純物として０．０００５％以下含有されることがある。

Ｎｂ：０．３％以下、または、Ｔｉ：０．３％以下、の少なくともいずれか
ＴｉおよびＮｂは鋼中に固溶するか、または炭窒化物として析出し、強度を増大させる。そのため、必要に応じて、ＮｂおよびＴｉから選択される１種または２種が含有されてもよい。この場合、Ｎｂ含有量およびＴｉ含有量は、それぞれ０．３％以下であることが好ましい。ＮｂまたはＴｉによる上記効果を得る観点から、Ｎｂ含有量およびＴｉ含有量のそれぞれは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。

本発明のＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片では、上述した元素以外の残部は、Ｆｅおよび不純物であるが、上述した各元素以外の他の元素も、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。

［Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑ：１．４８未満］
本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片では、上記の化学成分を含有しつつ、以下の式（１）および式（２）で算出されるＣｒ_ｅｑとＮｉ_ｅｑの比Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑを１．４８未満とすることが重要である。

Ｃｒ_ｅｑ＝Ｃｒ＋（１．３７×Ｍｏ）＋（１．５×Ｓｉ） …式（１）
Ｎｉ_ｅｑ＝Ｎｉ＋（０．３１×Ｍｎ）＋Ｃｕ＋（２２×Ｃ）＋（１４．２×Ｎ） …式（２）
ここで、式（１）および式（２）中、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃ、および、Ｎは、鋳片における各元素の含有量（質量％）を示す。

Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑが１．４８未満であると、溶鋼が冷却される際にオーステナイト相単相で凝固し、オーステナイト相単相のステンレス鋼が得られる。一方、Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑが１．４８以上であると、オーステナイト相とフェライト相の２相の状態で溶鋼が冷却され、これらの二相を含むステンレス鋼となる。よって、Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑは１．４８未満である。Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑは、好ましくは、１．３５未満である。

［幅方向中央における鋳造方向断面での厚さ方向中心部のα値が３．６３超である領域の円相当径が１．５ｍｍ以下］
本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、幅方向中央における鋳造方向断面での厚さ方向中心部において、α値が３．６３超である領域の円相当径が１．５ｍｍ以下である。

α値は、下記式（３）で算出される値である。
α＝［Ｃｕ］＋（０．１３６×［Ｍｎ］）－（０．２×［Ｎｉ］） …式（３）
式（３）中、［Ｃｕ］、［Ｍｎ］および［Ｎｉ］は、厚さ方向中心部における電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｚｅｒ）により測定された各元素の濃度（質量％）である。

Ｍｎは、Ｃｕを液化し易くする元素であり、Ｎｉは、Ｃｕを液化しづらくする元素である。Ｍｎは、γ相中に固溶可能なＣｕ量を減少させる元素であり、Ｃｕ析出を促進し、かつＣｕの融点を下げる効果がある。そのため、Ｍｎは、Ｃｕの析出、液化をし易くする。Ｎｉは、γ相中に固溶可能なＣｕ量を増加させる効果があり、低融点のＣｕ析出を防止する。そのため、ＮｉはＣｕによる液化を生じにくくする。

α値が３．６３超である領域ではＣｕが液化し易い。このような領域の面積が大きくなると、割れが生じやすい。よって、α値が３．６３超である領域の円相当径は１．５ｍｍ以下とする。なお、以下では、α値が３．６３超である領域であって、円相当径が１．５ｍｍ超となる領域を「セミマクロ偏析部」と呼称する。

幅方向中央における鋳造方向断面での厚さ方向中心部について、幅方向中央における鋳造方向断面とは、鋳片の幅をＷとしたとき、鋳片の幅方向端部からＷ／２の位置において、鋳造方向に切断したときの切断面を言う。厚さ方向中心部は、当該断面における鋳片の厚さの１／２の位置に中心が位置する、鋳片厚さ方向長さおよび鋳造方向長さが２５ｍｍの矩形領域をいう。ＥＰＭＡ分析では、この幅方向中央における鋳造方向断面での厚さ方向中心部を分析する。

ＥＰＭＡ分析は、加速電圧を１５ｋＶ、照射電流を３．２５×１０^７Ａ、ビーム径を５０μｍ、ステップを５０μｍ、１ステップの照射時間を４０ｍｓｅｃとして、上記２５ｍｍ角の範囲について５００×５００点行う。ＥＰＭＡ分析によって、α値が３．６３超である領域を特定する。ＥＰＭＡでは、測定点ごとに、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｎの濃度が測定されるため、測定点ごとのα値が算出可能である。そのため、α値が３．６３超の測定点を繋げて得られる領域をα値が３．６３超である領域とする。なお、α値が３．６３超の測定点を繋げたときに、α値が３．６３以下の測定点が、α値が３．６３超の測定点を繋げて得られる領域内に含まれる場合がある。このような場合、当該α値が３．６３以下の測定点を省いた領域をα値が３．６３超である領域とする。
そして、特定した領域の円相当径を求める。α値が３．６３超の測定点を繋げたときに、α値が３．６３以下の測定点が、α値が３．６３超の測定点を繋げて得られる領域内に含まれる場合、上記α値が３．６３以下の領域を除いて円相当径を算出する。

［β値：２．５１以下］
本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、下記式（４）で算出されるβ値が２．５１以下である。

β＝Ｃｕ＋（０．００７５×Ｍｎ^２）＋（０．０４０４×Ｍｎ）－（０．０９×Ｎｉ） …式（４）
式（４）中、Ｃｕ、Ｍｎ、および、Ｎｉは、鋳片における各元素の含有量（質量％）である。

β値が２．５１超であると、セミマクロ偏析部が生じ、このセミマクロ偏析部で割れが生じる。よって、β値を２．５１以下とする。

［等軸晶率：３０％超］
本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片の等軸晶率は、３０％超であることが好ましい。等軸晶率は、鋳片を鋳造方向に垂直な面で切断した面（Ｃ断面）の幅方向の１／２の位置における鋳片の厚さに対する等軸晶部の厚さを等軸晶率とする。等軸晶の有無は、Ｃ断面のマクロ組織から判断する。マクロ組織は、ＪＩＳＧ０５５３：２０１９に準拠して、ステンレス鋼に対して推奨される塩酸法によって現出する。塩酸法では、濃度が２０質量％の塩酸を７０℃に加熱してステンレス鋼を浸漬させて腐食させる。腐食時間（浸漬時間）は４０分とする。

等軸晶は、特定の方向性を有さない等方的な結晶組織であり、Ｃ断面のマクロ組織において中央部に観察される。等軸晶は、Ｃ断面においてその外側に存在するチル晶および柱状晶とは明確に区別される。

等軸晶率が３０％超であれば、Ｃｕの中心偏析を抑制することができる。よって、等軸晶率は３０％超であることが好ましい。等軸晶率は、３０％超であれば良く、例えば、４０％以上であってもよいし、５０％以上であってもよい。
一方、等軸晶率の上限は、特段制限されず、８０％以下であってもよく、７０％以下であってもよい。

＜Ｃｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片の製造方法＞
続いて、上述したＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片の製造方法を説明する。以下に説明するＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片の製造方法は、あくまでも一例であり、他の方法によって製造されてもよい。

本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片の製造は、連続鋳造により行われる。詳細には、上述した化学成分を有するステンレスの溶鋼を公知の方法で製造し、当該溶鋼がタンディッシュに供給される。取鍋内に収容された溶鋼はタンディッシュに供給され、タンディッシュの下端から鋳型に向けて延びたノズルから当該溶鋼が鋳型内に供給される。鋳型で溶鋼が冷却され（一時冷却）、鋳型の下方に配置された二次冷却帯によって鋳型から引き抜かれた溶鋼が冷却されて鋳片が製造される。

鋳型からの溶鋼の引抜き速度Ｖｃは、０．４～０．６ｍ／ｍｉｎとし、溶鋼の過熱度ΔＴを２０～４０℃とする。過熱度ΔＴは、鋼の融点からの過熱度であり、タンディッシュにおける溶鋼の温度を測定することで得られる。過熱度ΔＴが２０～４０℃であれば、細かい等軸晶が生成し、Ｃｕの偏析を抑制することができる。

二次冷却帯では、水を噴霧して溶鋼を冷却するスプレー冷却を行う。溶鋼１ｋｇに対する水量である比水量は、３～５Ｌ／（ｋｇ－ｓｔｅｅｌ）であり、鋳片の厚さ方向中央の温度が８００℃を下回るまでスプレー冷却を行う。比水量が３～５Ｌ／（ｋｇ－ｓｔｅｅｌ）であれば、大きな中心偏析の低減と冷却速度の増加によるＣｕの析出、成長の抑制効果が得られるため、Ｃｕの液化防止に有利な鋳片が得られる。また、鋳片の厚さ方向中央の温度が８００℃を下回るまでスプレー冷却を続ける事で鋳片表面が復熱膨張する際に生じる微細な内部割れを抑制できる効果が得られる。

二次冷却帯では、鋳片内部の溶鋼を非接触にて攪拌させるストランド電磁攪拌装置を使用してもよい。ストランド電磁攪拌装置を用いて、例えば、鋳片における厚さ方向断面の固相率が０．５～０．７５となる部分の溶鋼を撹拌する。攪拌の態様は、鋳片の厚さ方向断面における一対の長辺のそれぞれにおいて、それぞれの長辺近傍の溶鋼が同一方向に流動する並進流となるように電磁気力を付与する。電磁気力の付与パターンは、例えば、６秒間電磁気力を付与し、１秒間電磁気力を除去するという動作を繰り返すパターンである。上記のようにストランド電磁攪拌装置を二次冷却帯に適用することで、鋳片の等軸晶率を向上することができる。その結果、Ｃｕの偏析を抑制することができる。

製造されたＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、Ｃｕを含有するにもかかわらず、内部欠陥が抑制され、熱間加工で内部割れが生じにくい。また、本発明に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、Ｃｕを含有するため、冷間加工性にも優れたものである。
さらに、上記化学成分の範囲内で、化学成分を制御した本実施形態に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片を用いることで、耐水素脆化特性に優れ、高圧水素環境下でも使用可能なオーステナイト系ステンレス鋼や、非磁性が求められる用途で使用可能な耐食性に優れ高強度の非磁性鋼を製造することが可能である。

また、一例として上述したＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片の製造方法により、等軸晶率を３０％以上とすることができる。

以下に、実施例を示しながら、本発明の実施形態について、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本発明のあくまでも一例であって、本発明が、下記の例に限定されるものではない。

表１および表２に示す化学成分を有するステンレス素材を用い、以下の条件で、厚さ２００ｍｍ、幅１２５０ｍｍの鋳片を製造した。
・鋳型からの溶鋼の引抜き速度Ｖｃ：０．４～０．６ｍ／ｍｉｎ
・過熱度ΔＴ：２０～４０℃
・二次冷却比水量：３～５Ｌ／（ｋｇ－ｓｔｅｅｌ）
・電磁攪拌位置：鋳片における厚さ方向断面の固相率が０．５～０．７５となる部分
・流れモード：長辺近傍の溶鋼が同一方向に流動する並進流
・電磁気力付与パターン：６秒付与、１秒除去
・二次冷却温度：８００℃まで

それぞれの鋳片について、Ｃｒ_ｅｑとＮｉ_ｅｑの比Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑ、β値および等軸晶率の算出、ならびに、セミマクロ偏析部の有無の確認を行った。

Ｃｒ_ｅｑは、下記式（１）で算出される値であり、Ｎｉ_ｅｑは、下記式（２）で算出される値である。

Ｃｒ_ｅｑ＝Ｃｒ＋（１．３７×Ｍｏ）＋（１．５×Ｓｉ） …式（１）
Ｎｉ_ｅｑ＝Ｎｉ＋（０．３１×Ｍｎ）＋Ｃｕ＋（２２×Ｃ）＋（１４．２×Ｎ） …式（２）
ここで、式（１）および式（２）中、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃ、および、Ｎは、各元素の含有量（質量％）を示す。

また、β値は、下記式（４）で算出される値である。
β＝Ｃｕ＋（０．００７５×Ｍｎ^２）＋（０．０４０４×Ｍｎ）－（０．０９×Ｎｉ） …式（４）
式（４）中、Ｃｕ、Ｍｎ、および、Ｎｉは、各元素の含有量（質量％）である。

セミマクロ偏析部の有無の確認は以下の方法で行った。まず、上記鋳片を、幅方向端部から６２５ｍｍの位置で鋳片の鋳造方向に切断し、その断面における鋳片の厚さの１／２の位置に中心が位置し、鋳片厚さ方向長さおよび鋳造方向長さがそれぞれ３０ｍｍ、厚さ（鋳片幅方向長さ）が１０ｍｍとなるように分析用試験片を切り出した。よって、分析面は、鋳片の幅方向中央における、鋳片の鋳造方向と厚さ方向とを含む面である。分析領域は、上記分析面において鋳片の厚さの１／２の位置に中心が位置する、２５ｍｍ角の領域とした。ＥＰＭＡ分析の条件は、日本電子株式会社製の電子プローブマイクロアナライザ（ＪＸＡ－８２３０）を用いて、加速電圧を１５ｋＶ、照射電流を３．２５×１０^７Ａ、ビーム径を５０μｍ、ステップを５０μｍ、１ステップの照射時間を４０ｍｓｅｃとした。厚さ方向中心部の５００×５００点についてＣｕ含有量［Ｃｕ］、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］およびＮｉ含有量［Ｎｉ］を測定した。ＥＰＭＡ分析によって、α値が３．６３超である領域を特定した。そして、特定した領域の円相当径を求めた。

α＝［Ｃｕ］＋（０．１３６×［Ｍｎ］）－（０．２×［Ｎｉ］） …式（３）

式（３）により算出されるα値が３．６３超となる領域であって、その領域の面積が１．５ｍｍ超である領域が確認された場合、セミマクロ偏析部が存在すると判断した。

試料の等軸晶率は、以下の方法で算出した。すなわち、マクロ組織を、ＪＩＳＧ０５５３：２０１９に準拠して、７０℃に加熱した濃度が２０質量％の塩酸に試料を４０分浸漬してマクロ組織を現出させた。Ｃ断面の幅中央部における鋳片の厚さに対する等軸晶部の厚さを等軸晶率とした。

熱間加工性を以下の方法で評価した。作製した試料において、幅方向端部から６２５ｍｍの位置に中心が位置し、鋳造方向長さおよび鋳片幅方向長さが２００ｍｍの試験片を採取した。当該試験片の厚さは２００ｍｍである。当該試験片に熱間圧延を施して厚さ中心部の熱間割れ性を評価した。詳細には、試験片を１２００℃で６０分間加熱後に、試験片を炉から取り出して熱間圧延を開始した。減面率を２０％以上とし、圧延の仕上げ温度は１０５０℃以上とした。

熱間圧延中に厚さ中心で割れを生じ、試験片が二枚板状に口開きを生じて熱延を中止した場合は評価結果を不良(×)とした。また、熱延完了後の試験片を幅中央の圧延方向断面で切出してＰＴ（浸透探傷試験；ＰｅｎｅｔｒａｎｔＴｅｓｔｉｎｇ）で割れを現出し、現出した割れ長さを測定した。圧延方向断面において、厚さ中心に断面から幅方向長さ１０ｍｍ以上の割れが生じていた場合は不良（×）とした。熱間圧延が完了し、試験片の幅方向中央における圧延方向断面に対して、ＰＴで割れを現出して割れ長さを測定し、厚さ中心に表層からの割れの長さが１０ｍｍ未満であった場合は、良好（〇）とした。
結果を表３に示す。

表１～３に示すように、本発明に係るＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、熱間加工時の内部割れが防止された。

以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：０．１～２０．０％、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１０．０～２５．０％、
Ｎｉ：４．０～２２．０％、
Ｍｏ：５．０％以下、
Ｃｕ：２．００～４．０％、および、
Ｎ：０．４％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記式（１）で表されるＣｒ_ｅｑと、下記式（２）で表されるＮｉ_ｅｑとの比Ｃｒ_ｅｑ／Ｎｉ_ｅｑが１．４８未満であり、
幅方向中央における鋳造方向断面での厚さ方向中心部において、下記式（３）で示されるα値が３．６３超である領域が存在し、
前記領域の円相当径が１．５ｍｍ以下であり、
下記式（４）で示されるβ値が２．５１以下である、Ｃｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
Ｃｒ_ｅｑ＝Ｃｒ＋（１．３７×Ｍｏ）＋（１．５×Ｓｉ） …式（１）
Ｎｉ_ｅｑ＝Ｎｉ＋（０．３１×Ｍｎ）＋Ｃｕ＋（２２×Ｃ）＋（１４．２×Ｎ） …式（２）
α＝［Ｃｕ］＋（０．１３６×［Ｍｎ］）－（０．２×［Ｎｉ］） …式（３）
β＝Ｃｕ＋（０．００７５×Ｍｎ^２）＋（０．０４０４×Ｍｎ）－（０．０９×Ｎｉ） …式（４）
前記式（１）、前記式（２）および前記式（４）中、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃ、および、Ｎは、各元素の含有量（質量％）を示し、前記式（３）中、［Ｃｕ］、［Ｍｎ］および［Ｎｉ］は、前記厚さ方向中心部における電子線マイクロアナライザにより測定された各元素の濃度（質量％）である。
等軸晶率が３０％超である、請求項１に記載のＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ａｌ：０．１５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、および、
Ｂ：０．００５％以下、
からなる群から選択される１種または２種以上を含む、請求項１または２に記載のＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．３％以下、または、
Ｔｉ：０．３％以下、
の少なくともいずれかを含む、請求項１～３のいずれか１項に記載のＣｕ含有オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。