JP6484716B2 - リーン二相系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、フェライトとオーステナイト系組織を有するリーン二相系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。

一般に、加工性と耐食性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼は、鉄（Ｆｅ）を地金とし、クロム（Ｃｒ）、ニッケル（Ｎｉ）を主な原料として含有し、モリブデン（Ｍｏ）及び銅（Ｃｕ）などの他の元素を添加して各種用途に合うように多様な鋼種に展開されている。
耐食性及び加工性に優れた３０４系ステンレス鋼は、高価原料であるＮｉ、Ｍｏなどを含み、これに対する代替方策として２００系及び４００系ステンレス鋼が検討されたが、２００系及び４００系ステンレス鋼はそれぞれ成形性及び耐食性が３００系ステンレス鋼に及ばないという短所があった。
一方、オーステナイト相とフェライト相が混合された二相系ステンレス鋼は、オーステナイト系及びフェライト系の全ての長所を有するので、現在まで多様な種類の二相系ステンレス鋼が開発されている。

また、最近は価格競争力の短所を補うために、二相系ステンレス鋼に含まれているＮｉ及びＭｏなどの高価合金元素を排除し、低原価の合金元素を添加して、費用上の長所をさらに増したリーン二相系（ｌｅａｎ ｄｕｐｌｅｘ）ステンレス鋼に対する関心が高まっている。
しかし、このようなリーン二相系ステンレス鋼は、フェライト系とオーステナイト系の相間の強度差によって熱間加工性が脆弱で、表面割れ目及びエッジ割れ目が多量発生する短所がある。
また、ステンレス鋼用に成分が調節された合金元素を従来の一般的な連続鋳造法によって加工すると、液相から固相に凝固するとき、窒素固溶度の差によってスラブの内部に気孔（ｐｏｒｏｓｉｔｙ）が多く発生する。このような内部気孔は、後続工程である再加熱及び熱間圧延過程において、製品表面に多くの欠陥を発生させる原因となることは勿論、熱間圧延されたコイルのエッジに多量の割れ目を発生させるという短所をもたらす。
上記の背景技術として説明した事項は、本発明の背景に対する理解を深めるためのものであり、当該技術分野における通常の知識を有する者に既に知られている従来技術に該当するものとして受け入れられてはならない。

本発明は、合金成分の含量を調節して原価を節減する一方、リーン二相系ステンレス鋼に存在する積層欠陷エネルギー値を満たすように制御することで、優秀な延伸率と耐食性を確保できるリーン二相系ステンレス鋼及びその製造方法を提供する。
また、焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形（ｃｒｉｔｉｃａｌ ｓｔｒａｉｎ ｆｏｒ ｓｔｒａｉｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ｆｏｒｍａｔｉｏｎ）の値を満たすように制御することで、優秀な延伸率と耐食性を確保できるリーン二相系ステンレス鋼及びその製造方法を提供する。
そして、鋳造する際に液体から固相に凝固される間、窒素固溶度の急激な減少に起因した窒素ガスの多量放出に対する問題点を解決することができるリーン二相系ステンレス鋼及びその製造方法を提供する。

本発明の一実施形態によるリーン二相系ステンレス鋼は、フェライト−オーステナイト系のステンレス鋼であって、下記の〔式２〕で表されるオーステナイト相の積層欠陷エネルギー（ＳＦＥ）値が１９〜３７で、焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値の範囲が０．１〜０．２５であることを特徴とする。
ＳＦＥ＝25.7+1.59×Ni/[K(Ni)-K(Ni)×V(γ)+V(γ)])+0.795×Cu/[K(Cu)-K(Cu)×V(γ)+V(γ)])-0.85×Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)]+0.001×(Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)])2+38.2×(N/[K(N)-K(N)×V(γ)+V(γ)])0.5-2.8×Si/[K(Si)-K(Si)×V(γ)+V(γ)]-1.34×Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)]+0.06×(Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)])2 ………………〔式２〕
〔式２〕でＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎは各成分元素の全重量に対する含量百分率（ｗｔ％）を意味し、Ｋ（ｘ）は各成分元素（ｘ）の分配係数として下記の〔式３〕で表され、Ｖ（γ）はオーステナイト相分率（０．４５〜０．７５範囲）である。
Ｋ（ｘ）＝〔フェライト相にあるｘ元素の含量〕／〔オーステナイト相にあるｘ元素の含量〕………………〔式３〕

このとき、Ｋ（ｘ）の中で、Ｋ（Ｃｒ）＝１．１６、Ｋ（Ｎｉ）＝０．５７、Ｋ（Ｍｎ）＝０．７３、Ｋ（Ｃｕ）＝０．６４であり、Ｋ（Ｎ）とＫ（Ｓｉ）はＮとＳｉの含量（ｗｔ％）によって下記の値になることができる。
Ｎ：０．２〜０．３２％の場合はＫ（Ｎ）＝０．１５、
Ｎ ＜０．２％の場合はＫ（Ｎ）＝０．２５、
Ｓｉ≦１．５％の場合はＫ（Ｓｉ）＝２．７６−０．９６×Ｓｉ、
Ｓｉ ＞１．５％の場合はＫ（Ｓｉ）＝１．４
ステンレス鋼の延伸率は４５％以上であることが好ましい。

ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０８％以下（但し、０％は除外する）、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：２〜４％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｎｉ：０．２％〜２．５％、Ｎ：０．１５〜０．３２％、Ｃｕ：０．２〜２．５％、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物を含むことが好ましい。
ステンレス鋼は、重量％で、Ｗ：０．１〜１．０％及びＭｏ：０．１〜１．０％のうち、少なくとも１種以上をさらに含んでもよい。
ステンレス鋼は、重量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％及びＶ：０．００１〜０．１５％のうち、少なくとも１種以上をさらに含むことができる。

一方、本発明の一実施例によるリーン二相系ステンレス鋼の製造方法は、フェライト−オーストナイト系リーン二相系ステンレス鋼を製造する方法であって、溶鋼を用意する過程と、下記の〔式２〕で表されるオーステナイト相の積層欠陷エネルギー（ＳＦＥ）値が１９〜３７で、焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値の範囲が０．１〜０．２５になるよう、溶鋼をステンレス鋼で処理する過程を含んでもよい。
ＳＦＥ＝25.7+1.59×Ni/[K(Ni)-K(Ni)×V(γ)+V(γ)])+0.795×Cu/[K(Cu)-K(Cu)×V(γ)+V(γ)])-0.85×Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)]+0.001×(Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)])2+38.2×(N/[K(N)-K(N)×V(γ)+V(γ)])0.5-2.8×Si/[K(Si)-K(Si)×V(γ)+V(γ)]-1.34×Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)]+0.06×(Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)])2 ………………〔式２〕
〔式２〕でＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎは各成分元素の全重量に対する含量百分率（ｗｔ％）を意味し、Ｋ（ｘ）は各成分元素（ｘ）の分配係数として下記〔式３〕で表され、Ｖ（γ）はオーステナイト相分率（０．４５〜０．７５の範囲）である。
Ｋ（ｘ）＝〔フェライト相にあるｘ元素の含量〕／〔オーステナイト相にあるｘ元素の含量〕 ………………〔式３〕

特に、溶鋼をステンレス鋼で処理する過程は、溶鋼を理論凝固温度より１０〜５０℃高く維持しながらターンディッシュに臨時保存する段階と、ターンディッシュで溶鋼を鋳型で注入して５００〜１５００℃／ｍｉｎの冷却速度を維持しながら鋳型を通過させて１次冷却する段階と、１次冷却されて凝固シェルが形成された溶鋼をセグメントに引抜して通過させながら２次冷却する段階を含むことを特徴とする。
このとき、２次冷却する段階で凝固シェルが形成された溶鋼として０．２５〜０．３５Ｌ／ｋｇの冷却水を噴射することが好ましい。

また、２次冷却する段階以後に引抜される鋳片の表面温度が１１００〜１２００℃の範囲で鋳片の表面に１００〜１２５Ｌ／ｋｇ・分の冷却水を空気と冷却水の割合（空気／冷却水）が１．０〜１．２になるように混合及び噴射して３次冷却する段階をさらに含む。
一方、溶鋼をステンレス鋼で処理する過程は、溶鋼を一対の鋳造ロールの間を通過しながら凝固させてストリップを製造する段階を含むが、ストリップを製造する段階で溶鋼中に含まれた窒素固溶限度以上の窒素は、鋳造ロールを通じて凝固シェルの外部へ排出することができる。

このとき、ストリップを製造する段階では、外周面に円周方向へとガス排出チャンネルが形成された鋳造ロールを一対の鋳造ロールのうち、少なくともいずれか一つで使用することが好ましい。
また、ストリップを製造する段階で使われる鋳造ロールに形成されたガス排出チャンネルは、幅５０〜５００μｍ、深さ５０〜３００μｍで複数個が形成され、隣合うガス排出チャンネルの間の間隔は１００〜１０００μｍで、鋳造ロールの表面には１５〜２５μｍの凹凸が形成されることが好ましい。

一方、溶鋼を用意する過程において、溶鋼は重量％で、Ｃ：０．０８％以下（但し、０％は除外する）、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：２〜４％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｎｉ：０．２％〜２．５％、Ｎ：０．１５〜０．３２％、Ｃｕ：０．２〜２．５％、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物を含むことが好ましい。
そして、溶鋼を用意する過程において、溶鋼は重量％で、Ｗ：０．１〜１．０％及びＭｏ：０．１〜１．０％のうち、少なくとも１種以上をさらに含んでもよい。
また、溶鋼を用意する過程において、溶鋼は重量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％及びＶ：０．００１〜０．１５％のうち、少なくとも１種以上をさらに含むことができる。

本発明の実施例によれば、高価元素であるＮｉ、Ｓｉ及びＣｕ合金成分の含量を調節することで、資源節約及び原料費用を顕著に節減することができる。取分け、ＳＴＳ３０４と比べて同等水準以上の耐食性及び優れた延伸率の確保によって成形用に使われる２００系、３００系（ＳＴＳ３０４、３１６）の代替用途として十分使用することができる。
そして、本発明の実施例による合金元素を連続鋳造する場合、溶鋼温度及び冷却速度を制御して鋳片内部で発生するピンホールを抑制することができる。
さらに、本発明の実施例による合金元素をストリップキャスティングする場合、鋳造ロールを改善することにより、液相から固相に凝固する際に発生する窒素ガスの排出を円滑に誘導して内部気孔の発生及び表面欠陷の発生を防止することができる。

本発明の実施例による発明鋼と比較鋼の応力−変形曲線で焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値を示す図面。 本発明の実施例による比較鋼と発明鋼の代表的な透過電子顕微鏡の組織写真で焼成誘起マルテンサイト相の形成有無を示す写真であり、（ａ）は比較鋼、（ｂ）は発明鋼である。 延伸率と焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値の関係を表すグラフ。 本発明の一実施例によるリーン二相系ステンレス鋼の連続鋳造方式製造工程を概略的に示す図面。 本発明の一実施例によるリーン二相系ステンレス鋼のストリップキャスティング方式製造工程を概略的に示す図面。 本発明の鋳造ロールに形成された窒素排出チャンネルの模式図。 比較材Ｉと発明材Ａの組織写真であり、（ａ）は比較材Ｉを、（ｂ）は発明材Ａを示す。 比較材Ｈの表面欠陥写真。 比較材Ｆの表面欠陥写真。

以下、添付した図面に基づいて本発明の実施の形態をさらに詳しく説明する。しかし、本発明は以下に開示する実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態で具現される。本実施例は、本発明の開示を完全なものにし、通常の知識を有する者が発明の範疇を完全に理解させるために提供されたものである。
本発明はフェライト−オーステナイト系組織を有するリーン二相系ステンレス鋼に関するものであり、本発明でいうフェライト−オーステナイト系組織とは、フェライト相とオーステナイト相が殆どの組織を占めることを意味し、ステンレス鋼がフェライト相とオーステナイト相だけで形成されることを意味しない。例えば、フェライト相とオーステナイト相が殆どの組織を占めるということは、ステンレス鋼を形成する組織の中でフェライト相とオーステナイト相の和が９０％以上を占めるという意味であり、フェライト相とオーステナイト相を除いた残りはオーステナイト相が転移したマルテンサイト相が占めることができる。

図１は、本発明の実施例による発明鋼と比較鋼の応力−変形曲線で焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値を示す図面である。
本発明は重量％（以下、特に言及しない限り成分の含量は重量％である）で、Ｃ：０．０８％以下（但し、０％は除外する）、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：２〜４％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｎｉ：０．２％〜２．５％、Ｎ：０．１５〜０．３２％、Ｃｕ：０．２〜２．５％、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物を含んでなり、フェライト相とオーステナイト相で形成された２相組織を有するリーン二相系ステンレス鋼が対象である。リーン二相系ステンレス鋼は、Ｗ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｖ：０．００１〜０．１５％のうち、少なくとも１種以上をさらに含むことができる。

Ｃはオーステナイト相の形成元素で、固溶強化による材料強度の増加に有効な元素である。しかし、過多に添加されると、フェライト−オーステナイト相の境界で耐食性に有効なＣｒが炭化物形成元素と容易に結合するため、結晶粒界の周囲のＣｒ含量が低下して耐腐蝕への抵抗性を減少させるため、耐食性を極大化するためにはＣを０超過〜０．０８％以下の範囲で添加することが望ましい。
Ｓｉは脱酸効果のために一部添加され、フェライト相の形成元素で焼鈍熱処理時にフェライト相に濃化される元素である。したがって、適正のフェライト相分率を確保するために０．２％以上添加しなければならない。しかし、３．０％を超える過多な添加は、フェライト相の硬度を急激に上昇させて２相鋼の延伸率の低下に影響を与え、さらに十分な延伸率を確保するためのオーステナイト相を確保し難くする。また、過多の添加は、製鋼時にスラグの流動性を低下させ、酸素と結合した介在物を形成させ、耐食性を低下させる。したがって、Ｓｉ含量は０．２〜３．０％に制限することが望ましい。

Ｍｎは脱酸剤及び窒素固溶度を増加させる元素であり、オーステナイト相の形成元素として、高価のＮｉの代わりに使われてもよい。Ｍｎが多く添加される場合、窒素の固溶度には効果があるが、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成することにより、耐食性を悪くする。そのため、その含量を４％超過して添加された場合には、３０４鋼水準の耐食性を確保し難くなる。一方、Ｍｎの含量が２％未満である場合、オーステナイト相の形成元素であるＮｉ、Ｃｕ、Ｎなどを調節しても適正なオーステナイト相分率を確保することが難しく、添加されるＮの固溶度が低くなり、常圧で窒素の十分な固溶を得ることができない。したがって、Ｍｎの含量は２〜４％に制限することが望ましい。
Ｃｒは、Ｓｉとともにフェライト相の安定化元素として２相ステンレス鋼のフェライト相を確保することに主な役割をするだけでなく、耐食性を確保するための必須元素である。含量を増加させれば耐食性が増加するが、相分率を維持するために高価のＮｉやその他のオーステナイト相形成元素の含量を増加しなければならない。これによって、２相ステンレス鋼の相分率を維持しながら、３０４鋼と同等以上の耐食性を確保するためにＣｒの含量は１８〜２４％に制限することが望ましい。

Ｎｉは、Ｍｎ、Ｃｕ及びＮとともにオーステナイト相の安定化元素で、二相系ステンレス鋼のオーステナイト相の確保に主な役割をする。原価節減のために高価のＮｉ含量を最大限削減する代りに、他のオーステナイト相の形成元素であるＭｎとＮを増加させてＮｉの低減による相分率均衡を十分に維持することができる。しかし、冷間加工時に発生する焼成誘起マルテンサイト相の形成を抑制するために十分なオーステナイト相の安定度確保のために０．２％以上添加しなければならない。一方、Ｎｉを多く添加すればオーステナイト相分率が増加して適切なオーステナイト相分率を確保し難いし、特に高価のＮｉによる製品製造費用の増加により３０４鋼に対する競争力を確保することが難しい。したがって、Ｎｉの含量は０．２〜２．５％に制限することが望ましい。
Ｎは、二相系ステンレス鋼でＮｉとともにオーステナイト相の安定化に大きく寄与する元素であって、焼鈍熱処理の際に固相での拡散速度が速くて殆どオーステナイト相に濃化が発生する元素の一つである。よって、Ｎ含量の増加は付随的に耐食性増加及び高強度化を誘導することができる。しかし、添加されたＭｎの含量によってＮの固溶度が変化する。本発明のＭｎ範囲でＮ含量が０．３２％を超過すれば、窒素固溶度の上昇による鋳造時のブローホール（ｂｌｏｗ ｈｏｌｅ）、ピンホール（ｐｉｎ ｈｏｌｅ）などの発生による表面欠陥誘発で鋼の安定した製造が難しくなる。一方、３０４鋼水準の耐食性を確保するためにはＮを０．１５％以上添加する必要がある。Ｎ含量が低すぎると、適正な相分率の確保が困難である。したがって、Ｎ含量は０．１５〜０．３２％に制限することが望ましい。

Ｃｕは、Ｍｎ、Ｎｉ及びＮとともにオーステナイト相の安定化元素であって、原価節減のために、Ｎｉと同じ役割をするＣｕ含量は最小限に下げることが望ましい。ただし、冷間加工時に発生する過多な焼成誘起マルテンサイトの形成を抑制し、十分なオーステナイト相の安定度確保のために０．２％以上添加することが望ましい。一方、Ｃｕ含量が２．５％を超過すると熱間脆性によって製品加工が難しくなるため、Ｃｕ含量は０．２〜２．５％に調節することが望ましい。
Ｗ及びＭｏは、オーステナイト相の形成元素で、且つ耐食性を向上させる元素であり、また熱処理するとき７００〜１０００℃で金属間化合物の形成を助長することで耐食性及び機械的性質の劣化をもたらす元素でもある。Ｗ及びＭｏは、その含量が１％を超過する場合、金属間化合物の形成によって耐食性、そして特に延伸率の急激な低下をもたらす。また、耐食性の改善効果を表すためには、０．１％以上添加されることがよい。したがって、Ｗ及びＭｏの含量は０．１〜１．０％に制限することが望ましく、Ｗ及びＭｏのうち、少なくとも１種以上が含有されることが好ましい。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、窒素と反応して窒化物を形成する元素であって、溶鋼中にＴｉＮ、ＮｂＮ、ＶＮなどで晶出され、凝固時にフェライト相の核生成場として作用することにより、冷却速度が増加しても十分に凝固が進行されてスラブの破断を抑制する。また、これら元素は、製造過程、つまり、再加熱や熱間圧延時に十分に固溶され、また冷却時には炭素及び窒素と反応して炭窒化物を形成し、Ｃｒ炭化物の形成を抑制することで耐食性向上に役立つ。特に、溶接する時に熱影響部にＣｒ炭化物の形成を抑制する元素である。これら元素がそれぞれ過多に添加される場合、つまりＴｉは０．１％超過、Ｎｂは０．０５％超過、Ｖは０．１５％超過する場合、凝固時にこれら晶出物が大型のクラスタを形成して鋳造ノズルの目詰まり現象をもたらし、また、これらがスラブの表層部に存在する場合、圧延時の欠陷、加工時破断の原因として作用する。また、殆どが高価な合金元素で、多量添加する場合、製造原価の上昇をもたらす。したがって、好ましくは、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｖ：０．００１〜０．１５％の範囲に制限することが好ましく、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのうち、少なくとも１種以上が含有されることがよい。

一方、本発明は、合金元素の含量、分配係数及び相分率を調節して積層欠陷エネルギーを制御することにより、延伸率と耐食性が優れるように維持する。
例えば、下記〔式１〕は、合金の中で全体成分の含量を活用して積層欠陷エネルギー（ＳＦＥ）を導出する式である。
ＳＦＥ＝25.7+1.59(Ni+0.5Cu)-0.85Cr+0.001×Cr2+38.2N0.5-2.8Si-1.34Mn+0.06Mn2−−−−〔式１〕
〔式１〕のＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎは、各成分元素の全体含量（ｗｔ％）を意味する。
しかし、本出願人は、本発明鋼の積層欠陷エネルギーを多様な方法で測定、計算した結果、積層欠陷エネルギーを〔式１〕のように合金組成物の成分含量のみを活用して計算するよりは、オーステナイト組織の成分含量を活用して計算することが合金の物性を予測するために、より正確に接近することができることを見出した。このために、合金元素の組織間分配係数を考慮して積層欠陷エネルギーを計算することが全体合金組成物の成分含量のみを活用して積層欠陥エネルギーを計算することよりは実際に測定された積層欠陥エネルギー値により近似的に近付くことができることを見出した。

そのため、本出願人は、オーステナイト相の分配係数を活用してオーステナイト相の積層欠陷エネルギーを推論できるよう、〔式１〕を下記〔式２〕で補完するようになった。
ＳＦＥ＝25.7+1.59×Ni/[K(Ni)-K(Ni)×V(γ)+V(γ)])+0.795×Cu/[K(Cu)-K(Cu)×V(γ)+V(γ)])-0.85×Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)]+0.001×(Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)])2+38.2×(N/[K(N)-K(N)×V(γ)+V(γ)])0.5-2.8×Si/[K(Si)-K(Si)×V(γ)+V(γ)]-1.34×Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)]+0.06×(Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)])2 ………………〔式２〕
〔式２〕でＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎは、各成分元素の全体含量（ｗｔ％）を意味する。
そして、〔式２〕でＫ（ｘ）は、各成分元素（ｘ）の分配係数として、下記〔式３〕で表される。
Ｋ（ｘ）＝〔フェライト相にあるｘ元素の含量〕／〔オーステナイト相にあるｘ元素の含量〕 ………………〔式３〕

本出願人は、多様な焼鈍条件及び合金系において、各々の合金元素に対する分配係数を通常の走査電子顕微鏡によるＥＤＡＸ分析より正確なＦｅ−ＥＰＭＡ及びＦＥ−ＴＥＭを活用して測定した。このとき、測定された大概合金元素に対する分配係数は、熱延焼鈍又は冷延焼鈍の温度範囲である９００〜１２００℃で温度変化によってその値の変化がないことが確認された。
即ち、Ｋ（ｘ）中で、Ｋ（Ｃｒ）＝１．１６、Ｋ（Ｎｉ）＝０．５７、Ｋ（Ｍｎ）＝０．７３、Ｋ（Ｃｕ）＝０．６４で、Ｋ（Ｎ）とＫ（Ｓｉ）はＮとＳｉの含量（ｗｔ％）によって変化することが確認された。ただし、Ｎ：０．２〜０．３２％の場合はＫ（Ｎ）＝０．１５で、Ｎ ＜０．２％の場合はＫ（Ｎ）＝０．２５で、Ｓｉ≦１．５％の場合はＫ（Ｓｉ）＝２．７６−０．９６×Ｓｉで、Ｓｉ＞１．５の場合はＫ（Ｓｉ）＝１．４である。このとき、合金元素Ｎ、Ｓｉは、ステンレス鋼全体の成分を意味する。ただし、本実施例において、Ｎ：０．１５〜０．３２％であるので、Ｎ：０．１５％以上０．２％未満の場合はＫ（Ｎ）＝０．２５が適用され、Ｎ：０．２〜０．３２の場合はＫ（Ｎ）＝０．１５が適用され、Ｓｉ：０．２〜３．０％であるので、Ｓｉ：０．２〜１．５％の場合はＫ（Ｓｉ）＝２．７６−０．９６×Ｓｉが適用され、Ｓｉ：１．５％超過３．０％以下の場合はＫ（Ｓｉ）＝１．４が適用される。

そして、〔式２〕で Ｖ（γ）はオーステナイト相分率であって、オーステナイト相分率は以下の関系式で定義される。
１＝ Ｖ（α）+ Ｖ（γ）
ここで、Ｖ（α）はフェライト相分率で、Ｖ（γ）は０．４５〜０．７５の範囲の値を有する。

一方、オーステナイト相の積層欠陷エネルギー値を１９〜３７に限定する理由を説明する。
オーステナイト相の積層欠陷エネルギーは、オーステナイト相の変形機構を制御することが知られている。通常、オーステナイト相の積層欠陷エネルギーは、単相のオーステナイト系ステンレス鋼である場合、外部から付け加えた焼成変形エネルギーがオーステナイト相の変形に寄与する度合を示す。一般的に、積層欠陷エネルギーが低いほどオーステナイト相でエプシロンマルテンサイト相を形成した後、鋼の加工硬化に寄与する焼成誘起マルテンサイト相が形成される度合が増加する。積層欠陷エネルギーが中間程度である場合、オーステナイト相で機械的双晶が形成される。中間程度の積層欠陷エネルギーの場合、これら双晶の交差点で焼成誘起マルテンサイト相が形成され、加えられた焼成変形エネルギーが機械的に相変化をもたらし、オーステナイト相からマルテンサイト相に転移する。したがって、ステンレス鋼の場合、かなり広範囲で中間相（エプシロンマルテンサイト相または機械的双晶）の相違点だけ除いて焼成誘起マルテンサイト相が形成されることが知られている。したがって、積層欠陷エネルギーが５０ｍＪ／ｍ^２未満の場合は、オーステナイト相でエプシロンマルテンサイト相を形成した後で焼成誘起マルテンサイト相が形成されるか、オーステナイト相で機械的双晶が形成された後で焼成誘起マルテンサイト相が形成される。
しかし、積層欠陷エネルギーが５０ｍＪ／ｍ^２以上の場合は、機械的双晶やエプシロンマルテンサイト相が形成されず転位移動によって変形が進められるため、オーステナイト相からマルテンサイト相への転移がよく行われないことが知られている。

一方、〔式１〕を適用して積層欠陷エネルギーを合金成分だけで推論する場合、１１以下では焼成誘起マルテンサイト相の形成が容易で、変形初期に急激な加工硬化、つまり焼成誘起マルテンサイト相が形成されて延伸率の急激な減少をもたらすということが確認された。熱処理や製造工程によるオーステナイト相に分配される合金元素が変化することで、一部の成分系では焼成誘起マルテンサイト相の形成挙動が変わることを確認した。
ここで、本出願人は、多様な製造工程及び熱処理の後、オーステナイト相に分配された合金元素の分配係数を考慮して、〔式２〕のように演算式を補正した。その結果、演算されたオーステナイト相の積層欠陷エネルギーが１９未満では中間相としてエプシロンマルテンサイト相が先に形成され、形成されたエプシロンマルテンサイト相の交差点でマルテンサイト相が形成された。しかし、これらマルテンサイト相が変形初期に急激に形成され、急激な加工硬化によって延伸率が低下する現象が表れた。一方、補正された計算式を利用して演算されたオーステナイト相の積層欠陷エネルギーが３７を超過する場合は、透過電子顕微鏡を利用して調査した結果、焼成変形後にマルテンサイト相の形成が観察されないことを確認した。したがって、望ましいオーステナイト相の積層欠陷エネルギーの範囲は１９〜３７であることが分かった。

一方、本発明によるリーン二相系ステンレス鋼は、体積分率で４５〜７５％のオーステナイト相と、２５〜５５％のフェライト相で形成されることが望ましい。
これは、オーステナイト相分率が４５％未満では、焼鈍中にオーステナイト相にオーステナイト相形成元素の過度な濃化現象が発生する。これにより、オーステナイト相が十分に安定して変形中に発生する焼成誘起マルテンサイト相の転移が抑制され、合金元素の十分な固溶によるオーステナイト相の量が増加して素材の引張強度も十分に確保することができる。しかし、延性が低下する現象が発生して望む延伸率及び強度を十分に得ることができない。よって、高延性の観点から見れば、オーステナイト相分率が４５％以上であることが望ましい。

しかし、オーステナイト相分率が７５％超過の場合は、熱間圧延時に表面の割れ目などが発生して熱間加工性の低下をもたらし、２相組織鋼としての特性を失う。よって、オーステナイト相分率は７５％以下が好ましい。
一方、本発明の場合、冷間加工または引張変形時に焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値の範囲が０．１〜０．２５を維持することが好ましい。
焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形量は応力−変形曲線の変曲点から測定し、これは通常的に焼成誘起マルテンサイト相が形成される鋼でマルテンサイト相の加工硬化に寄与する時点の変形値を示すものである。

加えて、焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値を得る方法について以下のように説明する。
先ず、冷延焼鈍された素材で圧延方向と平行にＡＳＴＭ ｓｕｂ−ｓｉｚｅの規格で試験片を採取して加工した後、引張試験機を活用して常温（例えば、２０〜２５℃）で１．０×１０^−３／ｓの変形率速度（ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ）で素材が破断されるまでに引張試験を行った。このとき得られる真変形−真応力曲線の傾きの変化が加工硬化速度である。加工硬化速度の変化は、焼成誘起マルテンサイト相の形成と密接な関係を持つ。加工硬化速度の場合、降伏が発生した後、引張変形が進むことにつれて徐々に減少し、焼成誘起マルテンサイト相が発生して加工硬化が寄与し始める時点、つまり臨界変形で変曲点が形成される。そして、変曲点以上の変形によって引張変形が進められると同時に、焼成誘起マルテンサイト相の形成が増加する場合、加工硬化速度が再び増加する。
従って、臨界変形値は、焼成誘起マルテンサイトが形成されて加工硬化に寄与し始める地点の変形値であって、引張実験によって得られるＳｔｒｅｓｓ−Ｓｔｒａｉｎ ｃｕｒｖｅで変曲点に当たる地点の変形値を意味し、数学的にはカーブを２次微分した値が「０」になる地点を意味する。
そのため、臨界変形の値が０．１未満の場合、変形時に焼成誘起マルテンサイト相があまりにも容易に形成され、変形初期に急激な加工硬化で素材の延性が急激に低下する。また、焼成誘起マルテンサイト相が極度に遅く形成される場合、つまり臨界変形の値が０．２５超過の場合、素材の加工硬化不足による局所的な応力集中であるネッキングの発生により延伸率の低下が発生する。よって、加工硬化速度の適切な範囲が存在する。したがって、本発明では焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値の範囲は０．１〜０．２５であることが望ましい。

また、本発明によるリーン二相系ステンレス鋼において、オーステナイト相の安定度制御が非常に重要である。一般的に、焼成誘起マルテンサイト相は不安定なオーステナイト相が変形する時形成される軽い相であって、加工硬化を誘発して鋼の延伸率増加に寄与する。オーステナイト相及びフェライト相からなる二相系ステンレス鋼の本発明鋼の場合、オーステナイト相の安定度を合金元素の適切な分配を利用して調節することができる。本発明では合金元素の適切な分配ができる方法として急速凝固の方法を活用した。急速凝固の場合、固相で拡散の起きる十分な時間がないため、形成されるオーステナイト相及びフェライト相は非平衡に凝固する。これら非平衡凝固相を短時間で熱延焼鈍熱処理する場合、発生する合金元素の分配を活用すれば、十分に望む範囲でオーステナイト相の安定度を制御することができる。このための方法として、固相で拡散速度が速い窒素の含量を通常の場合より高く維持し、殆どの窒素がオーステナイト相に偏析されるように合金を設計した。
〔実施例〕

以下、本発明によるリーン二相系ステンレス鋼の多様な実施例を通じて延伸率及び耐食性について詳しく説明する。
下記表１のように、成分の含量が調整された溶鋼を利用して試験片を用意した後、熱間圧延、熱延焼鈍、冷間圧延後の冷延焼鈍を行うことによって、素材の相分率を調節し、延伸率及び耐食性を測定した。
引張試験片は、圧延方向に平行にＡＳＴＭ−ｓｕｂ ｓｉｚｅの試験片を加工した後、常温で引張変形率速度を１．０×１０^−３／sの速度で調整して測定した。下記の〔表１〕は実験鋼種に対する合金組成（重量％）を示した。

そして、下記の〔表２〕には〔表１〕の一部の実験鋼種を１１００℃で焼鈍熱処理した後測定したフェライト相とオーステナイト相の相分率を示した。
また、下記の〔表３〕には本発明の説明に使われた比較鋼及び発明鋼について分配係数を考慮せずに〔式１〕で計算した積層欠陷エネルギー値、分配係数及び相分率を考慮して〔式２〕で計算した積層欠陷エネルギー値、ギブズ自由エネルギー（Ｇｉｂｂｓ Ｆｒｅｅ ｅｎｅｒｇｙ）差、焼成誘起マルテンサイト相の形成有無、延伸率に対する結果を示した。
このとき、ギブズ自由エネルギー（Ｇｉｂｂｓ Ｆｒｅｅ ｅｎｅｒｇｙ）差を活用する理由は、同じ成分を持つ相の結晶構造がＦＣＣのオーステナイト相であるときと、ＢＣＣのマルテンサイト相であるときの熱力学的ギブズ自由エネルギー差を計算して、△Ｇ＝ＧＭ−Ｇγ≦０（マルテンサイト相のギブズエネルギー−オーステナイト相のギブズエネルギー）の条件を満たして、焼成誘起マルテンサイト相が形成されるためである。このように、ギブズ自由エネルギー差と焼成誘起マルテンサイト相の形成は密接に係っているが、例えば、ギブズ自由エネルギー差（△Ｇ）が正の数である場合は焼成誘起マルテンサイト相が形成されないし、ギブズ自由エネルギー差（△Ｇ）が負の数である場合は焼成誘起マルテンサイト相が形成されることを意味する。

本実施例では、オーステナイト相とマルテンサイト相のギブズ自由エネルギーを計算するために、常用ソフトウェアのＦＡＣＴｓａｇｅ６．４（Ｔｈｅｒｍｆａｃｔ ａｎｄ ＧＴＴ−Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ）を活用して計算した。特に、ギブズ自由エネルギーを計算するためには、先ず、フェライト相−オーステナイト相の２相で存在する鋼のうち、オーステナイト相に存在する合金の成分を知らなければならないが、オーステナイト相に存在する合金成分の量は、本発明で提示する分配係数と相分率を利用して計算することができる。例えば、オーステナイト相にあるＸ成分＝Ｘ/[K(Ｘ)-K(Ｘ)×V(γ)+V(γ)]（Ｘ：全Ｘ成分、Ｋ（Ｘ）：分配係数、 V(γ)：オーステナイト相分率）を活用して計算することができる。
また、焼成誘起マルテンサイト相の形成有無は、引張変形時、ネッキングが発生する前の亀裂延伸区間でフェライトスコープ（常用製品）を活用して測定した。

リーン二相系ステンレス鋼の場合、合金成分及び熱処理温度によって相分率が変化する。
このため、〔表２〕には比較鋼１〜比較鋼５、及び発明鋼１〜発明鋼１０をそれぞれ１１００℃で熱処理した場合のフェライトとオーステナイト相分率を示した。発明鋼１〜発明鋼１０の場合のフェライトの相分率は約２５〜５５％、オーステナイト相分率は４５〜７５％の範囲内で含まれることが分かる。そして、比較鋼２は１１００℃で熱処理するとき、フェライトの相分率とオーステナイト相分率がそれぞれ８３％と１７％と表れる。すなわち、比較鋼２は本発明のフェライト及びオーステナイト相分率の範囲内に含まれないことが分かる。
そして、比較鋼４は分配を考慮したオーステナイト相の積層欠陥エネルギーが１７．８８mJ／m²でオーステナイト相の積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）値の適正範囲内に含まれないことが分かる。

一方、図１は本発明で得られた代表的な公称変形−公称応力比較曲線であって、１１００℃で各素材に熱処理を行った後、引張実験をした結果である。
比較鋼１の場合は、焼成誘起マルテンサイト相が均一変形中に形成されなかった。その結果、焼成変形時に加工硬化による局所的ネッキングを抑制できる焼成誘起マルテンサイト相がないため延伸率の低下が予測された。実際に比較鋼１の場合、延伸率が３１％程度で非常に劣位であった。
そして、比較鋼３の場合、焼成変形時に焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値が０．１以下（変曲点；矢印で表示）であることを確認することができ、これによって焼成誘起マルテンサイト相の急激な形成による急激な加工硬化によって延伸率低下が発生することが予測された。実際に比較鋼３の場合、フェライト相とオーステナイト相で構成された２相ステンレス鋼であるが、延伸率が３５％程度で非常に劣位であった。

一方、本発明鋼の場合、応力−変形の曲線において、焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形の範囲が０．１〜０．２５である場合、加工時に形成される焼成誘起マルテンサイト相の形成速度を適切に制御することによって、多様な値の延伸率が得られることが見られた。すなわち、発明鋼８と発明鋼１を比べると、焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形が大きいほど延伸率が増加することが分かる。これは冷間加工時にオーステナイト相が焼成誘起マルテンサイト相に転移されることを制御したことで、延伸率の」殆どが４５％以上である。これは本発明鋼で取り替えようとする通常のリーン二相系鋼である比較鋼１よりは遙かに優れた延伸率を示し、また本発明で取り替えようとする３０４鋼の延伸率に匹敵するほど優秀な延伸率を示した。

さらに詳しく説明すると、臨界変形値が０．１未満の場合、焼成誘起マルテンサイト相が急激に形成され、急激な加工硬化による素材の硬化によって延伸率の急激な減少をもたらす。また、臨界変形値が０．２５超過の場合、焼成誘起マルテンサイト相が極めて遅く形成され、変形による素材の局部ネッキングを抑制することができない。一方、本合金系のオーステナイト相−フェライト相からなるリーン二相系ステンレス鋼の場合、焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値の範囲が０．１〜０．２５であれば、従来の二相系鋼の延伸率である３０％以下より遙かに優れている４５％以上の延伸率を確保することができ、一部変形の条件で３０４鋼に匹敵するほどの延伸率である４５％以上を確保することができる。このことから冷間加工時、焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値は０．１〜０．２５であることが望ましい。
そして、〔表３〕の比較鋼１及び比較鋼５に示したとおり、〔式２〕による積層欠陥エネルギーが１９〜３７の範囲に存在しても、オーステナイト相でマルテンサイト相が形成されるギブズ自由エネルギーの値が正の数を表して、透過電子顕微鏡で観察された微細組織で焼成誘起マルテンサイト相の形成が観察されない場合が生じることを確認することができ、このような場合、延伸率が低下することが観察された。
そして、〔表３〕の比較鋼２及び比較鋼３に示したように、ギブズ自由エネルギーの値が負の数を表して、焼成誘起マルテンサイト相が形成されても臨界変形値が０．１〜０．２５の範囲に存在しない場合も延伸率が低下することが観察された。

図２の（ａ）及び（ｂ）は、それぞれ比較鋼１と発明鋼１の透過電子顕微鏡の微細組織を示したものである。比較鋼１の場合、図２の（ａ）に示したように、変形による変形帯や機械的双晶が観察されるが、焼成誘起マルテンサイト相は観察されないことが分かる。発明鋼１の場合、図２（ｂ）に示したように、焼成誘起マルテンサイト相が変形帯や機械的双晶の交差点で形成されることを分かる（焼成誘起マルテンサイト相は矢印で表示した）。
一方、図３は延伸率と焼成誘起マルテンサイト相が形成される臨界変形値の関係を示すグラフで、図１の応力−変形曲線に基づきマルテンサイト相が形成される臨界変形を測定した結果である。
図３に示したとおり、臨界変形値が０．１未満の場合と０．２５超過の場合は延伸率４５％が確保されない一方、臨界変形値の範囲が０．１〜０．２５の値を有する場合には延伸率４５％以上を確保できることが確認できる。

一方、本発明によるリーン二相系ステンレス鋼は、液相から固相に凝固するとき、窒素固溶度の差によって窒素ガス生成または排出の問題を解決することで、全ての連続鋳造方式及びストリップキャスティング方式での製造が可能になる。
先ず、連続鋳造方式でリーン二相系ステンレス鋼を製造する方法を説明する。
図４は本発明の一実施例によるリーン二相系ステンレス鋼の連続鋳造方式製造工程を概略的に示す図面である。

本発明の一実施例によるリーン二相系ステンレス鋼は、レイドル１１０、ターンディッシュ１２０、鋳型１３０、複数のセグメント１４０が順次に配置された通常の連続鋳造設備１００で製造される。ただし、セグメント１４０の後端部には空気と冷却水を混合して噴射させる噴射手段１５０がさらに備えられる。
リーン二相系ステンレス鋼を連続鋳造方式で製造するためには、先ず上記で提示した合金成分を有する溶鋼を準備してレイドル１１０に移動した後、シュラウドノズル１１１を利用してターンディッシュ１２０に臨時保存する。このとき、ターンディッシュ１２０に臨時保存される溶鋼は、理論凝固温度より１０〜５０℃高く維持することが望ましい。

さらに説明すると、ターンディッシュ１２０での溶鋼温度と理論凝固温度差のΔＴ（℃）は下限が１０℃で、上限は５０℃であるが、ΔＴが下限値の１０℃より低くなるとターンディッシュ１２０で溶鋼Ｍの凝固が始まり連続鋳造に問題が生じ、一方、ΔＴが上限値の５０℃を超過すると、凝固中の凝固速度が遅くなって凝固設備が粗大になり、連鋳鋳片に凝固クラック及び熱間圧延時の線状欠陷が発生しやすくなる。
そして、ターンディッシュ１２０で浸漬ノズル１２１を利用して鋳型１３０に溶鋼Ｍを注入する。このとき、鋳型１３０では溶鋼Ｍの冷却速度を５００〜１５００℃／ｍｉｎを維持しながら鋳型１３０を通過させて１次冷却する。
このとき、冷却速度が５００℃／ｍｉｎ未満になれば、初期に形成されたデルタフェライト凝固による窒素溶解度差によって発生した窒素ガスが鋳型１３０の凝固シェルを通じて排出される問題により粗大化した窒素ピンホールが発生し、連続鋳造されたスラブに粗大で多量の窒素ピンホールが発生する。また、初期に形成されたデルタフェライトの粗大化が発生して外部応力に弱くなる。また、冷却速度を５００℃／ｍｉｎ未満にする場合は、連続鋳造時に鋳型１３０での冷却（１次冷却）及びセグメント１４０での冷却（２次冷却）量が減少し、これにより鋳造中の鋳片Ｓの熱伝逹が遅くなって鋳片凝固層の強度が低下し、鋳片が膨らむ（ｂｕｌｇｉｎｇ）現象が発生して操業及び品質の悪化をもたらす。

そして、冷却速度を１５００℃／ｍｉｎを超すように制御すれば、窒素ピンホールの観点から非常に有利であるが、現在の連続鋳造設備に限界があり、連続的操業が不可能である。連続鋳造時、樹枝状晶（ｄｅｎｄｒｉｔｅ）の間に残存する溶質元素の偏析が拡散する時間が少なくなって鋳片表面のクラックを発生させる。このような現象によって鋳型１３０の内部で鋳片シェル（外形、ｓｈｅｌｌ）が一時的に破断されるオーバーラッピング現象が発生する問題がある。したがって、好ましくは、鋳型１３０での１次冷却時の冷却速度を５００〜１５００℃／ｍｉｎで設定することが望ましい。
鋳型１３０で凝固シェルが形成された溶鋼Ｍ、すなわち鋳片Ｓはセグメント１４０に引抜して２次冷却をすることになるが、このとき、鋳片Ｓで０．２５〜０．３５Ｌ／ｋｇの冷却水を噴射することが望ましい。このようにセグメント１４０での比水量を限定した理由は次のとおりである。

セグメント１４０、つまり２次冷却帯での比水量を相対的に大きく設定すれば、凝固組織は微細に形成することができるが、比水量が０．３５Ｌ／ｋｇを超過すれば、連続鋳造工程時に凝固組織の間に偏析された不純物が拡散する時間が少なくなるため、シグマ状に存在するようになって鋳片表面にクラックが発生する。また、熱応力によるクラックだけでなく、残留応力が表面に過度に発生するので、鋳片研磨（ｇｒｉｎｄｉｎｇ）時に表面クラックが発生する。一方、比水量が０．２５Ｌ／ｋｇ未満であると、凝固組織は過大になって粒界に生成されたシグマ状によって凝固クラックが発生する問題点と、連続鋳造中に鋳片凝固シェル（ｓｈｅｌｌ）の強度が低下され、鋳片膨らみ（ｂｕｌｇｉｎｇ）によってクラックが発生する問題点を引き起こす。
したがって、セグメント１４０での比水量範囲は０．２５〜０．３５Ｌ／ｋｇであることが望ましい。

そして、セグメント１４０で引抜しながら２次冷却された鋳片Ｓに対して３次冷却を行う。３次冷却は、セグメント１４０で引き続き引抜しながら鋳片Ｓの表面温度が１１００〜１２００℃の範囲で、鋳片Ｓの表面全体に対して１００〜１２５Ｌ／ｋｇ・分の冷却水を空気と冷却水の割合（空気／冷却水）が１．０〜１．２になるように混合及び噴射して冷却することである。
３次冷却は、鋳片Ｓの表面に均一なスケールを確保するように制御することである。その理由は、リーン二相系ステンレス鋼の場合、加熱炉で酸化量が非常に少なくて熱間圧延時にスケールによる潤滑効果が小さくて、表面クラックを低減することはとても難しい。よって、圧延中にロールと鋼板の接触による温度低減を防ぎ、ロールと鋼板の間の摩擦力を減少させて表面クラックを防止するためには、鋼板表面に緻密で且つ厚いスケールを形成し、また圧延中に容易に薄利が起こらないようにしなければならない。上記のように鋳片Ｓの表面温度、冷却水の比水量、及び冷却水と空気の割合（空気／冷却水）を限定する理由は、上記条件を満たさない場合、鋳片Ｓの表面に望む水準（おおよそ３５μｍ±２μｍ）の厚さでスケールが形成されないし、生成されるスケールが均一に形成されないためである。

以下、本発明による組成を有するリーン二相系ステンレス鋼をターンディッシュでの溶鋼温度、鋳型での冷却速度、２次冷却帯での比水量を〔表４〕のように変更しながら鋳片を生産し、その結果、ピンホール及び鋳片表面のクラック発生度合を〔表４〕中に示した。このとき、鋳片のピンホール発生可否は、スラブの表面を約０．５ｍｍ程度グラインディングした後、グラインディングされた表面を観察した。

〔表４〕から分かるように、本発明の制御条件を全て満たす発明例である発明材Ａ〜発明材Ｅは、いずれも連続鋳造鋳片で窒素によるピンホールが発生しておらず、また膨らみ及び熱延コイル表面に欠陷が発生しなかった。
そして、比較材Ｆ及び比較材Ｇは、鋳型での冷却速度が本発明の範囲内であったため、鋳片の内部に窒素によるピンホールは発生しなかった。しかし、比較材Ｆの場合、比水量が本発明の範囲より多く、鋳造中に膨らみ（ｂｕｌｇｉｎｇ）は発生しなかったが、鋳片表面に熱応力がひどく作用してクラックの発生を誘発した。また、比較材Ｇは２次冷却帯の比水量の範囲が本発明の範囲より少なく、膨らみが鋳片に発生することによって鋳片表面にクラックが発生した。それによって、熱間圧延時に局所的に過度なスケールの形成による熱延コイル表面に線状欠陷が発生した。
そして、比較材Ｉ及び比較材Ｊは、鋳型での冷却速度が本発明の範囲より遅くて、鋳片にひどいピンホールが発生した。しかし、２次冷却帯の比水量が本発明の範囲では連鋳鋳片の表面は良好であるが、鋳片に存在するピンホールによって熱間圧延時に多量の線状欠陷が発生した。

一方、図７は本発明の連続鋳造方式によって製造された比較材Ｉと発明材Ａの組織写真で、図８は本発明の連続鋳造方式によって製造された比較材Ｈの表面欠陥写真で、図９は本発明の連続鋳造方式によって製造された比較材Ｆの表面欠陥写真である。このとき、図８及び図９は、比較材Ｈ及び比較材Ｆの熱間圧延後に発見された熱延コイル表面の表面欠陥写真である。
図７から分かるように、発明材Ａの鋳片は表面でピンホールが発見されなかったが、比較材Ｉは多量のピンホールが発生することが確認できる。また、図８から分かるように、比較的にピンホールの発生が良好な比較材Ｈを熱間圧延後に熱延コイルの表面を観察したところ、圧延方向に延伸されたピンホール性欠陷が多く観察された。そして、図９は比較材Ｆを熱間圧延後に熱延コイルの表面を観察したところ、鋳片クラック性表面欠陷が多量観察された。
したがって、多様な実施例を通じて本発明によって連続鋳造時の鋳型での冷却速度と２次冷却帯の比水量を適切に制御することで、ピンホール及び鋳造時の割れ目、膨らみの発生が抑制されたオーステナイト相とフェライト相から構成されたリーン二相系ステンレス鋼の優秀な鋳片品質を得られるだけでなく、安定的な連続鋳造操業が可能であることを確認した。

そして、本発明による組成を有し、１次冷却と２次冷却が行われたリーン二相系ステンレス鋼を３次冷却時に冷却数量、噴射時間、空気／冷却水の割合、鋳片の表面温度を〔表５〕のように変更しながら鋳片を生産し、その結果、スケールの厚さ及び均一度合を〔表５〕中に示した。

発明材１〜発明材４のように、鋳片表面温度が１０００〜１２００℃の地点で空気／冷却水の割合を１．０〜１．２と維持しながら、冷却数量１００〜１２０ Ｌ／ｋｇ・分で２０〜３０分間冷却水を噴射する場合、スケールが非常に均一で厚くなることが分かる。
しかし、比較材１及び比較材２のように、冷却数量を５０Ｌ／ｋｇ・分または８０Ｌ／ｋｇ・分に噴射した場合は、冷却水の量が十分ではないため酸化スケールの生成を促進させることができず、均一な酸化スケールも得ることができなかった。

そして、比較材３ないし比較材５のように、空気対冷却水の割合（空気／冷却水）を変化させて酸化スケールを調べたところ、空気の量が十分であるほどスケール層の厚さが増加することが確認できた。これによって、望む厚さのスケール層を形成するためには、空気対冷却水の割合（空気／冷却水）を１．０以上に維持することが好ましい。しかし、空気の割合が上限１．２を超過すると十分なスケール層を得ることができるが、全体冷却水システムに支障をもたらすおそれがある。
比較材６及び比較材７のように、冷却水の噴射時間を１５分及び１０分にして噴射した場合、たとえ冷却水噴射地点の温度と、冷却水／空気の割合などは発明材の条件近くであるが、噴射時間の不足によって、均一で十分な厚さのスケール層を得ることはできなかった。したがって、均一で厚い厚さのスケール層を得るためには、スラブが空気と反応するための十分な噴射時間が必要であることを確認することができた。しかし、冷却水の噴射時間が一定時間以上超過されると、鋳片が停滞して生産量が減少するおそれがある。

また、比較材８及び比較材９のように、鋳片の表面温度が９３２℃および１０６３℃の地点で冷却水を噴射した場合、酸化スケールの厚さは１５μmおよび２６μmで、不均一な酸化スケールを示した。しかし、鋳片の温度が高いほど酸化スケールの形成を促進し、均一なスケールを得られることを予測することができた。また、連続鋳造された鋳片で、鋳片の表面温度が高いほど均一なスケール層を得られることを予測することができる。
このように、連鋳工程完了後、冷却噴射工程で最適の噴射位置で最適の冷却水及び空気比と最適の冷却水数量を噴射するようにすれば、スケールの形成を最適化することができ、表面品質を向上させることができる。また、傷の除去工程などにかかる費用を最小化することができて付加価置を向上することができる。

次に、ストリップキャスティング方式でリーン二相系ステンレス鋼を製造する方法を説明する。
図５は本発明の一実施例によるリーン二相系ステンレス鋼のストリップキャスティング方式の製造工程を概略的に示す図面で、図６は本発明の鋳造ロールに形成された窒素排出チャンネルの模式図である。
本発明の一実施例によるリーン二相系ステンレス鋼は、レイドル２１０、ターンディッシュ２２０、一対の鋳造ロール２３０、インラインローラー２６０、捲取ロール２７０が順次に配置された通常のストリップキャスティング設備２００で製造される。ただし、鋳造ロール２３０の表面には、ガス排出チャンネル２３１が形成される。
リーン二相系ステンレス鋼をストリップキャスティング方式で製造するためには、先ず上記で提示された合金成分を有する溶鋼Ｍを用意してレイドル２１０に移動させた後、シュラウドノズル２１１を利用してターンディッシュ２２０に臨時保存させる。そして、注入ノズル２２１を通じて一対の鋳造ロール２３０の間を通過させながら凝固させてストリップＳを製造し、製造されたストリップＳは鋳造ロール２３０と連続的に配置されたインラインローラー２６０で圧延されて捲取ロール２７０に捲取される。

一方、鋳造ロール２３０の上部には溶湯表面が空気と接触して酸化されることを防ぐためにメニスカスシールド２５０が装着され、メニスカスシールド２５０の内部には適切なガスが注入され、適切に酸化防止の雰囲気が形成される。
このように、溶鋼Ｍは一対の鋳造ロール２３０が接するロールニップをすり抜け、インラインローラー２６０を経て圧延された後、熱処理過程及び冷間圧延などの工程を経て１０ｍｍ以下のストリップＳで製造される。

上述した１０ｍｍ以下のストリップＳを直接製造する双ロール式ストリップキャスターで最も重要な技術的要素の一つは、注入ノズル２２１を通じて速い速度で互いに反対方向へ回転する内部水冷式鋳造ロール（ｔｗｉｎ−ｄｒｕｍ ｒｏｌｌｓ、２３０）と側面ダム（２４０、ｓｉｄｅ ｄａｍ）の間に溶鋼Ｍを供給し、水冷される鋳造ロール２３０の表面を通じて多くの熱量を放出して溶鋼を急速冷却、望む厚さの薄板を割れ目なしに実収率が向上するように製造することである。
本発明の高延性リーン二相系ステンレス鋼製造方法では、エッジ割れ目及び表面割れ目の原因である溶鋼中に含まれた固溶限度以上の窒素問題、及び窒素含有による熱間加工性低下問題を解決した。
つまり、鋳造ロール２３０を通じて溶鋼Ｍが凝固するとき、固溶限度以上の窒素を排出しながら急速鋳造を完了し、鋳造後に連続的に進められるインラインローラー２６０を利用して急速鋳造を完了することで、約２〜５ｍｍの薄いストリップＳを製造することで上述の問題点を解決した。

ストリップキャスティングの過程で溶鋼Ｍ中に含まれた固溶限度以上の窒素をとり除くために多様な手段が提示されてもよいが、本発明による高延性リーン二相系ステンレス鋼の製造方法では、その一例として鋳造ロール２３０の表面に窒素排出チャンネルを形成することで溶鋼凝固時に固溶限度以上の窒素を排出した。
窒素による内部気孔問題は、殆ど一対の鋳造ロール２３０の間に溶鋼Ｍが通過しながら急速に冷却する過程で発生する。
したがって、溶鋼Ｍ中の固溶限度以上の窒素は、溶鋼Ｍが鋳造ロール２３０を通過すると同時に進めなければならない。このために、鋳造中に窒素排出ができるように、鋳造ロール２３０の表面にはガス排出チャンネル２３１が形成されることが望ましい。

ガス排出チャンネル２３１は、溶鋼Ｍが通過できず、窒素ガスのみが排出される程度の微細なチャンネルである。このようなガス排出チャンネル２３１は鋳造ロール２３０に多様な方式で形成されることができ、鋳造ロール２３０の表面に円周方向に形成され、鋳造ロール２３０の回転に応じて鋳造ロール２３０の外側方向に窒素ガスをガイド、排出することができる。
ガス排出チャンネル２３１は、その幅が５０〜５００μｍ、その深さが５０〜３００μｍの微細なチャンネルにあたり、鋳造ロール２３０の円周方向に複数個が形成されるが、隣合うガス排出チャンネル２３１の間の間隔は１００〜１０００μｍ程度で形成することが望ましい。
ガス排出チャンネル２３１の形状、構造及び適用位置は、その機能を果たせるのであれば、多様に変形されることができる。
一方、このようなガス排出チャンネル２３１が複数個形成される場合、鋳造ロール２３０とこの鋳造ロール２３０を通過する溶鋼Ｍの間の接触面積が減少することがあるので、これを防止するために、鋳造ロールの表面には凹凸が突出して形成されることが好ましい。このような凹凸は、平均１５〜２５μｍの大きさを有する。

以下、溶鋼中に固溶限度以上の窒素が薄板に与える影響を確認するために、下記の〔表６〕のように溶鋼の組成及び鋳造法を変更しながらリーン二相系ステンレス鋼を製造した。このとき、比較例１は特定の組成を持つ溶鋼を一般的な連続鋳造法を利用して鋳造したもので、比較例２は特定の組成を持つ溶鋼を一般的なストリップキャスティング（急速鋳造）法を利用して鋳造したもので、実施例１ないし実施例５は、本発明による鋳造ロールを利用して溶鋼中の固溶限度以上の窒素を排出しながらストリップキャスティング工程で鋳造したものである。

〔表６〕に示したとおり、比較例１は連続鋳造工程中、窒素が排出されず、鋳片内部に気孔が発生したことを確認することができた。
また、比較例２は、一般的な方式のストリップキャスティング工程中、窒素が排出されず、ストリップ内部に気孔が発生したことを確認することができた。
これは溶鋼が鋳型または鋳造ロールを通過、凝固しながら発生させる窒素溶解度の差によるものである。
本発明の高延性リーン二相系ステンレス鋼の窒素組成は１５００〜３２００ｐｐｍの範囲である。
一方、溶鋼が液相から固相に凝固する過程は、液相−−>液相＋デルタ−−>デルタ−−>デルタ＋オーステナイトの順に進行するが、液相がデルタ相に変わるとき、窒素固溶度は約１１６４ｐｐｍで、約８３６〜１８３６ｐｐｍ程度の固溶度差が発生する。そのため、液相に過飽和された窒素のうち一部が凝固するときにガス（ｇａｓ）化され、凝固した素材の内部に多様な気孔を形成することは勿論、素材の表面に形成された凝固シェルにも多数の気孔を形成する。
このように、実際に凝固された素材の内部には多くの気孔が存在し、これら気孔の一部は熱間圧延時に圧搾されるが、未圧搾の気孔は内部欠陷となり、加熱炉を加熱するとき外部へ露出する場合は、多様な表面欠陥形態へと発展する。
一方、実施例１ないし実施例５は、本発明によるストリップキャスティング工程であって、工程中に窒素が排出され、ストリップの内部に気孔が発生されないことを確認することができた。

以上、本発明を添付図面と好ましい実施例を基にして説明したが、本発明はそれに限定されず、後述する特許請求範囲によって限定される。したがって、本技術分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求範囲の技術的思想から脱しない範囲内で本発明を多様に変形及び修正することができる。

１００：連続鋳造設備
１１０：レイドル
１１１：シュラウドノズル
１２０：ターンディッシュ
１２１：浸漬ノズル
１３０：鋳型
１４０：セグメント
１５０：噴射手段
２００：ストリップキャスティング設備
２１０：レイドル
２１１：シュラウドノズル
２２０：ターンディッシュ
２２１：注入ノズル
２３０：鋳造ロール
２３１：ガス排出チャンネル
２４０：側面ダム
２５０：メニスカスシールド
２６０：インラインローラー
２７０：捲取ロール
Ｍ：溶鋼
Ｓ：鋳片、ストリップ

Claims (13)

1. 質量％で、Ｃ：０．０８％以下（但し、０％は除外する）、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：２〜４％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｎｉ：０．２％〜２．５％、Ｎ：０．１５〜０．３２％、Ｃｕ：０．２〜２．５％、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物からなるフェライト相とオーステナイト相で形成された２相組織を有するリーン二相系ステンレス鋼であって、
   下記の〔式２〕で表されるオーステナイト相の積層欠陷エネルギー（ＳＦＥ）値が１９〜３７で、加工誘起マルテンサイト相が形成され、加工硬化に寄与し始める地点の変形値である臨界変形値の範囲が０．１〜０．２５であることを特徴とするリーン二相系ステンレス鋼。
   ＳＦＥ＝２５．７＋１．５９×Ｎｉ／［Ｋ（Ｎｉ）−Ｋ（Ｎｉ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）＋０．７９５×Ｃｕ／［Ｋ（Ｃｕ）−Ｋ（Ｃｕ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）−０．８５×Ｃｒ／［Ｋ（Ｃｒ）−Ｋ（Ｃｒ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］＋０．００１×（Ｃｒ／［Ｋ（Ｃｒ）−Ｋ（Ｃｒ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）２＋３８．２×（Ｎ／［Ｋ（Ｎ）−Ｋ（Ｎ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）０．５−２．８×Ｓｉ／［Ｋ（Ｓｉ）−Ｋ（Ｓｉ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］−１．３４×Ｍｎ／［Ｋ（Ｍｎ）−Ｋ（Ｍｎ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］＋０．０６×（Ｍｎ／［Ｋ（Ｍｎ）−Ｋ（Ｍｎ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）２ ………………〔式２〕
   〔式２〕でＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎは各成分元素の全体含量（ｗｔ％）を意味し、Ｋ（ｘ）は各成分元素（ｘ）の分配係数として下記の〔式３〕で表され、Ｖ（γ）はオーステナイト相分率（０．４５〜０．７５範囲）である。
   Ｋ（ｘ）＝〔フェライト相にあるｘ元素の含量〕／〔オーステナイト相にあるｘ元素の含量〕………………〔式３〕
2. 前記Ｋ（ｘ）の中で、Ｋ（Ｃｒ）＝１．１６、Ｋ（Ｎｉ）＝０．５７、Ｋ（Ｍｎ）＝０．７３、Ｋ（Ｃｕ）＝０．６４で、Ｋ（Ｎ）とＫ（Ｓｉ）はＮとＳｉの含量（ｗｔ％）によって下記の値であることを特徴とする請求項１に記載のリーン二相系ステンレス鋼。
   Ｎ：０．２〜０．３２％の場合Ｋ（Ｎ）＝０．１５、
   Ｎ ＜０．２％の場合Ｋ（Ｎ）＝０．２５、
   Ｓｉ≦１．５％の場合Ｋ（Ｓｉ）＝２．７６−０．９６×Ｓｉ、
   Ｓｉ ＞１．５％の場合Ｋ（Ｓｉ）＝１．４
3. 前記ステンレス鋼の延伸率は４５％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のリーン二相系ステンレス鋼。
4. 前記ステンレス鋼は、質量％で、Ｗ：０．１〜１．０％及びＭｏ：０．１〜１．０％のうち、少なくとも１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載のリーン二相系ステンレス鋼。
5. 前記ステンレス鋼は、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％及びＶ：０．００１〜０．１５％のうち、少なくとも１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載のリーン二相系ステンレス鋼。
6. フェライト−オーストナイト系リーン二相系ステンレス鋼を製造する方法であって、
   質量％で、Ｃ：０．０８％以下（但し、０％は除外する）、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：２〜４％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｎｉ：０．２％〜２．５％、Ｎ：０．１５〜０．３２％、Ｃｕ：０．２〜２．５％、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物からなる溶鋼を用意する過程と、
   下記の〔式２〕で表されるオーステナイト相の積層欠陷エネルギー（ＳＦＥ）値が１９〜３７で、加工誘起マルテンサイト相が形成され、加工硬化に寄与し始める地点の変形値である臨界変形値の範囲が０．１〜０．２５になるよう、前記溶鋼を理論凝固温度より１０〜５０℃高く維持しながらターンディッシュに臨時保存する段階と、
   前記ターンディッシュで溶鋼を鋳型で注入して５００〜１５００℃／ｍｉｎの冷却速度を維持しながら鋳型を通過させて１次冷却する段階と、
   １次冷却されて凝固シェルが形成された溶鋼をセグメントに引抜して通過させながら２次冷却する段階を含む前記溶鋼をステンレス鋼で処理する過程を含むことを特徴とするリーン二相系ステンレス鋼の製造方法。
   ＳＦＥ＝２５．７＋１．５９×Ｎｉ／［Ｋ（Ｎｉ）−Ｋ（Ｎｉ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）＋０．７９５×Ｃｕ／［Ｋ（Ｃｕ）−Ｋ（Ｃｕ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）−０．８５×Ｃｒ／［Ｋ（Ｃｒ）−Ｋ（Ｃｒ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］＋０．００１×（Ｃｒ／［Ｋ（Ｃｒ）−Ｋ（Ｃｒ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）２＋３８．２×（Ｎ／［Ｋ（Ｎ）−Ｋ（Ｎ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）０．５−２．８×Ｓｉ／［Ｋ（Ｓｉ）−Ｋ（Ｓｉ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］−１．３４×Ｍｎ／［Ｋ（Ｍｎ）−Ｋ（Ｍｎ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］＋０．０６×（Ｍｎ／［Ｋ（Ｍｎ）−Ｋ（Ｍｎ）×Ｖ（γ）＋Ｖ（γ）］）２ ………………〔式２〕
   〔式２〕でＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎは各成分元素の全体含量（ｗｔ％）を意味し、Ｋ（ｘ）は各成分元素（ｘ）の分配係数として下記〔式３〕で表され、Ｖ（γ）はオーステナイト相分率（０．４５〜０．７５の範囲）である。
   Ｋ（ｘ）＝〔フェライト相にあるｘ元素の含量〕／〔オーステナイト相にあるｘ元素の含量〕 ………………〔式３〕
7. 前記２次冷却する段階で凝固シェルが形成された溶鋼として０．２５〜０．３５Ｌ／ｋｇの冷却水を噴射することを特徴とする請求項６に記載のリーン二相系ステンレス鋼の製造方法。
8. 前記２次冷却する段階以後に引抜される鋳片の表面温度が１１００〜１２００℃の範囲で鋳片の表面に１００〜１２５Ｌ／ｋｇ・分の冷却水を空気と冷却水の割合（空気／冷却水）が１．０〜１．２になるように混合及び噴射して３次冷却する段階をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載のリーン二相系ステンレス鋼の製造方法。
9. フェライト−オーストナイト系リーン二相系ステンレス鋼を製造する方法であって、
   質量％で、Ｃ：０．０８％以下（但し、０％は除外する）、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：２〜４％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｎｉ：０．２％〜２．５％、Ｎ：０．１５〜０．３２％、Ｃｕ：０．２〜２．５％、残部はＦｅ及びその他の不可避な不純物からなる溶鋼を用意する過程と、
   下記の〔式２〕で表されるオーステナイト相の積層欠陷エネルギー（ＳＦＥ）値が１９〜３７で、加工誘起マルテンサイト相が形成され、加工硬化に寄与し始める地点の変形値である臨界変形値の範囲が０．１〜０．２５になるよう、前記溶鋼を一対の鋳造ロールの間を通過しながら凝固させてストリップを製造する段階を含む前記溶鋼をステンレス鋼で処理する過程を含み、
   前記ストリップを製造する段階で溶鋼中に含まれた窒素固溶限度以上の窒素は、前記鋳造ロールを通じて凝固シェルの外部へ排出することを特徴とするリーン二相系ステンレス鋼の製造方法。
10. 前記ストリップを製造する段階では、外周面に円周方向へとガス排出チャンネルが形成された鋳造ロールを前記一対の鋳造ロールのうち、少なくともいずれか一つで使用することを特徴とする請求項９に記載のリーン二相系ステンレス鋼の製造方法。
11. 前記ストリップを製造する段階で使われる鋳造ロールに形成されたガス排出チャンネルは、幅５０〜５００μｍ、深さ５０〜３００μｍで複数個が形成され、隣合うガス排出チャンネルの間の間隔は１００〜１０００μｍで、前記鋳造ロールの表面には１５〜２５μｍの凹凸が形成されることを特徴とする請求項１０に記載のリーン二相系ステンレス鋼の製造方法。
12. 前記溶鋼を用意する過程において、前記溶鋼は質量％で、Ｗ：０．１〜１．０％及びＭｏ：０．１〜１．０％のうち、少なくとも１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項６又は９に記載のリーン二相系ステンレス鋼の製造方法。
13. 前記溶鋼を用意する過程において、前記溶鋼は質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％及びＶ：０．００１〜０．１５％のうち、少なくとも１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項６又は９に記載のリーン二相系ステンレス鋼の製造方法。
    

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