(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022067774
(43)【公開日】2022-05-09
(54)【発明の名称】錆びにくい極軟質圧延鋼材の製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20220426BHJP
C21C 7/068 20060101ALI20220426BHJP
C21C 7/10 20060101ALI20220426BHJP
C22C 38/04 20060101ALI20220426BHJP
C21D 8/00 20060101ALI20220426BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301F
C21C7/068
C21C7/10 J
C22C38/04
C21D8/00 A
【審査請求】有
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2020176557
(22)【出願日】2020-10-21
(11)【特許番号】
(45)【特許公報発行日】2021-07-28
(71)【出願人】
【識別番号】306030275
【氏名又は名称】山田 榮子
(74)【代理人】
【識別番号】393025334
【氏名又は名称】山田 勝彦
(72)【発明者】
【氏名】山田 勝彦
【テーマコード（参考）】
4K013
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K013BA02
4K013CA02
4K013CA04
4K013CA11
4K013CD02
4K013CE04
4K013CE05
4K013DA03
4K013DA12
4K032AA04
4K032AA16
4K032AA26
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032BA01
4K032BA02
4K032BA03
4K032CC04
4K032CD01
4K032CD02
(57)【要約】 （修正有）
【課題】高耐食性・極軟質の制御冷却鋼材とその製造方法を提供する。
【解決手段】アーク炉においてスクラップを熔解し、酸素吹錬してＣを０．０５％以下とした溶鋼をＦｅＯ２０％以上で塩基度が１．０～１．５のスラグとともにレードル２に受け、受鋼中から該レードル底部のプラグ３より酸素含有ガスを吹き込んでＣを０．０３％以下とした後、該レードルに気密カバーを取り付け、吹込みを継続しつつ真空ポンプ１１によりレードル内を５０Torr以上２００Torr以下に減圧してＣを０．０１％以下、Ｏを０．０５％以上１．３％以下とした後、連続鋳造に供して鋼片とし、次いで熱間圧延に供し、仕上げ加工温度をγ－α共存域を避けて行い、その後の徐冷により高耐蝕で極軟質の制御冷却鋼材とする。抗張力は３００ＭＰａ未満となる。
【選択図】図１
【解決手段】アーク炉においてスクラップを熔解し、酸素吹錬してＣを０．０５％以下とした溶鋼をＦｅＯ２０％以上で塩基度が１．０～１．５のスラグとともにレードル２に受け、受鋼中から該レードル底部のプラグ３より酸素含有ガスを吹き込んでＣを０．０３％以下とした後、該レードルに気密カバーを取り付け、吹込みを継続しつつ真空ポンプ１１によりレードル内を５０Torr以上２００Torr以下に減圧してＣを０．０１％以下、Ｏを０．０５％以上１．３％以下とした後、連続鋳造に供して鋼片とし、次いで熱間圧延に供し、仕上げ加工温度をγ－α共存域を避けて行い、その後の徐冷により高耐蝕で極軟質の制御冷却鋼材とする。抗張力は３００ＭＰａ未満となる。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
組成成分が質量％において、Ｃが０．０１％以下、Ｓｉが０．０１％以下、Ｏが０．０５％以上０．１３％以下、Ｍｎが０．５％以下、Ｐが０．０３％以下、Ｓが０．０３％以下であり、熱間加工後の抗張力が３００ＭＰａ未満であり、金属組織が均一フェライトであることを特徴とする高耐食性で極軟質の制御冷却鋼材。
【請求項2】
制御冷却鋼材がＺｎメッキ不要の蛇篭用線材、Ｚｎメッキ不要のグレーチング用平鋼、Ｚｎメッキ不要のガス管、Ｚｎメッキ不要の鋼板、又は厚板・薄板・平鋼・棒鋼・線材のどれかを素材として表面絶縁処理をしない電磁鉄心用鋼材のどれかであることを特徴とする請求項１に記載した高耐食性で極軟質の制御冷却鋼材。
【請求項3】
抗張力を３００ＭＰａ未満、金属組織を均一フェライトとする補助手段が、熱間加工の中間圧延以後の圧延温度を９１０℃以上９５０℃以下のγ－α共存域を避け、均一γ又は均一α域で行い、その後徐冷して所定強度としたことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載した高耐食性で極軟質の制御冷却鋼材の製造方法。
【請求項4】
Ｃを０．０１％以下、Ｏを０．０５％以上０．１３％以下とする方法が、溶解炉において溶鋼中のＣ濃度を０．０５％以下に酸化し、ＦｅＯ濃度が２０％以上で塩基度が１．０以上１．５以下の浮遊スラグとともに該溶鋼をレードルに排出し、該レードル底部から酸素含有ガスを吹き込んでＣＯ反応の促進とＦｅの酸化を進め、次いで該レードル上部開口に気密カバーを取り付け、該気密カバー内空間を真空ポンプにより
５０ｔｏｒｒ以上２００ｔｏｒｒ以下に減圧しつつ吹込みを継続してＣ量とＯ量を請求項１に記載した範囲に制御することを特徴とする高耐蝕性で極軟質の制御冷却鋼材の製造方法。
５０ｔｏｒｒ以上２００ｔｏｒｒ以下に減圧しつつ吹込みを継続してＣ量とＯ量を請求項１に記載した範囲に制御することを特徴とする高耐蝕性で極軟質の制御冷却鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、いわゆる黒錆びを形成することによって赤さびの発生を抑制した耐食性の優れた極軟質の圧延鋼材とその製造方法に関している。
【背景技術】
【0002】
鉄は錆びやすい金属である。大気中で冷延鋼板に生ずる錆は初めは点状さびの集団だが、虫食い状、あばた状を経て大きな腐蝕孔となる。典型的赤錆であって茶褐色であり多孔質である。冷延鋼板に塗装が必要であることは良く解る。
一方古墳から発掘された古代鉄の一部には、耐食性環境でもないのに１５００年以上腐蝕に耐え、刻印を残しているほど錆びにくい鉄がある。
同様にタタラ鉄の一部で錆が進みにくいことも良く知られていて、例として現在のタタラ鉄破片の研磨面はステンレス鋼のように室内で１５年以上金属光沢のままである。薄い不導体膜（半透明）を形成していると推測される。
また大型木造建築の黒っぽい瓦釘は１０００年以上使い回されている。
インドのチャンドラバルマンの鉄柱（４４０ｍｍ径×９ｍ長）は１６００年間、地中埋設部分も腐蝕に耐えている。Ｆｅ純度が９９．８％で含Ｐ鉄であることが解明されている。
一方古墳から発掘された古代鉄の一部には、耐食性環境でもないのに１５００年以上腐蝕に耐え、刻印を残しているほど錆びにくい鉄がある。
同様にタタラ鉄の一部で錆が進みにくいことも良く知られていて、例として現在のタタラ鉄破片の研磨面はステンレス鋼のように室内で１５年以上金属光沢のままである。薄い不導体膜（半透明）を形成していると推測される。
また大型木造建築の黒っぽい瓦釘は１０００年以上使い回されている。
インドのチャンドラバルマンの鉄柱（４４０ｍｍ径×９ｍ長）は１６００年間、地中埋設部分も腐蝕に耐えている。Ｆｅ純度が９９．８％で含Ｐ鉄であることが解明されている。
【0003】
非特許文献１には、タタラ鉄が錆びにくいメカニズムの解説がある。それによると、『タタラ製鉄においては、還元された砂鉄は木炭と接触して急速に吸炭して溶融鉄粒となり、羽口前で空気酸化して昇温・火花形成して炉底に落下し、凝固する。その際多量の酸素を固溶する。』、
『鍛錬に際しても、加熱と空気酸化により昇温して表面が溶解し、多量の酸素を溶解させる。即時の凝固により多量の酸素を固溶する。』、
『平衡論では溶融鉄はＦｅＯと平衡する場合、Ｏは１５３０℃において０．１７％以上溶解する。急速凝固により過飽和固溶となる。固溶した酸素は加熱や湿気がトリガーになり分解して表面に緻密なマグネタイト（不導体）である『黒錆』を短時間で生成する。この黒錆が腐蝕の進行を防止している』、と記載されている。
不導体膜のマグネタイトは薄いとほぼ透明であり金属光沢を示すが、膜厚が成長して緻密黒褐色を示すのが鉄の黒錆と見なされる。なおネット情報には黒錆と黒染めを混同しているものがある。
以上から鋼の腐蝕には鋼の純度と酸素含有量が関わっていると推測される。
『鍛錬に際しても、加熱と空気酸化により昇温して表面が溶解し、多量の酸素を溶解させる。即時の凝固により多量の酸素を固溶する。』、
『平衡論では溶融鉄はＦｅＯと平衡する場合、Ｏは１５３０℃において０．１７％以上溶解する。急速凝固により過飽和固溶となる。固溶した酸素は加熱や湿気がトリガーになり分解して表面に緻密なマグネタイト（不導体）である『黒錆』を短時間で生成する。この黒錆が腐蝕の進行を防止している』、と記載されている。
不導体膜のマグネタイトは薄いとほぼ透明であり金属光沢を示すが、膜厚が成長して緻密黒褐色を示すのが鉄の黒錆と見なされる。なおネット情報には黒錆と黒染めを混同しているものがある。
以上から鋼の腐蝕には鋼の純度と酸素含有量が関わっていると推測される。
【0004】
非特許文献２には鋼の腐蝕の進行に及ぼす合金元素の影響に関する論文が抄録されている。それによると、酸溶液中での腐蝕に関する図Ｖ－６から以下が解る。
１）Ｃは明らかに腐蝕を進行させる。純鉄に近い鋼は錆びにくい。
２）冷延鋼板では腐蝕の進行が大きいが焼鈍材では大きく低下する。
残念ながらＯの影響の研究例は見当たらない。
過飽和酸素により黒錆（不導体膜）が形成されて耐食性を発揮するが、黒錆が脱落した後は、無Ｃが耐食性を補助すると考えられる。
１）Ｃは明らかに腐蝕を進行させる。純鉄に近い鋼は錆びにくい。
２）冷延鋼板では腐蝕の進行が大きいが焼鈍材では大きく低下する。
残念ながらＯの影響の研究例は見当たらない。
過飽和酸素により黒錆（不導体膜）が形成されて耐食性を発揮するが、黒錆が脱落した後は、無Ｃが耐食性を補助すると考えられる。
【0005】
非特許文献３には、酸素が合金元素として活用されている唯一の鋼種・製品として琺瑯用鋼板に関する記述がある。
該琺瑯用鋼板には２種あって、古い方はアームコ鉄やリムド鋼を使用する高酸素鋼（非脱酸鋼で０．０３～０．１％Ｏ）であり、他方は極低炭素Ｔｉ添加清浄鋼（脱酸鋼でＯ≦０．００３％）である。
炭素含有の高酸素鋼（例；リムド鋼）は現在製造されていない。ＣＯガス気泡の大量発生が連続鋳造を阻害するからである。
いずれも琺瑯処理時のＣＯガス気泡の発生防止のため極低炭素鋼である。前者では多量に介在するＭｎ酸化物が被覆ガラス層の付着性を強化するとのことである。当該鋼種は強度・延靭性・加工性等に特に問題はなく使用されているが、高酸素鋼板が耐食性に優れるとの記述は見つからない。琺瑯処理材自体が超耐食性であるから、生地になる鋼の耐食性には何ら問題とすることがないからであろう。
該琺瑯用鋼板には２種あって、古い方はアームコ鉄やリムド鋼を使用する高酸素鋼（非脱酸鋼で０．０３～０．１％Ｏ）であり、他方は極低炭素Ｔｉ添加清浄鋼（脱酸鋼でＯ≦０．００３％）である。
炭素含有の高酸素鋼（例；リムド鋼）は現在製造されていない。ＣＯガス気泡の大量発生が連続鋳造を阻害するからである。
いずれも琺瑯処理時のＣＯガス気泡の発生防止のため極低炭素鋼である。前者では多量に介在するＭｎ酸化物が被覆ガラス層の付着性を強化するとのことである。当該鋼種は強度・延靭性・加工性等に特に問題はなく使用されているが、高酸素鋼板が耐食性に優れるとの記述は見つからない。琺瑯処理材自体が超耐食性であるから、生地になる鋼の耐食性には何ら問題とすることがないからであろう。
【0006】
以上から錆びにくい鉄の条件は極低炭素と高酸素であることが判明したが、応用に際して問題は、
１）当該成分の鋼種が琺瑯鋼以外に現行のどの様な製品に適合するか、
２）適合しても当該製品における現行コストと競争可能かと言うことになる。
第１の適合する製品については、極低炭素鋼であるから必然的に低強度であり、それが許容される製品に限定される。
同様に高酸素であるから非金属介在物が多く、それが問題とならない製品に限定される。簡単には見当たらない。
他方第２のコスト問題については、琺瑯用鋼他極低炭素鋼の製造には現在すべてＲＨ方式等真空脱炭処理が適用されている。当該処理設備を保有しない電炉普通鋼ミルでは設備・コスト負担は大きな障害となる。
１）当該成分の鋼種が琺瑯鋼以外に現行のどの様な製品に適合するか、
２）適合しても当該製品における現行コストと競争可能かと言うことになる。
第１の適合する製品については、極低炭素鋼であるから必然的に低強度であり、それが許容される製品に限定される。
同様に高酸素であるから非金属介在物が多く、それが問題とならない製品に限定される。簡単には見当たらない。
他方第２のコスト問題については、琺瑯用鋼他極低炭素鋼の製造には現在すべてＲＨ方式等真空脱炭処理が適用されている。当該処理設備を保有しない電炉普通鋼ミルでは設備・コスト負担は大きな障害となる。
【0007】
第２のコストについて検討する。
新鋼種・新製品の製造に当たっては通常の熔解精錬に、１）極低炭素への精錬と、２）通常の脱酸とは逆の酸素富化精錬が負荷されなければならない。高度の脱炭は今日ＲＨ法に代表される真空処理によってなされている。溶鋼の真空処理は本来脱ガス（Ｈ）用に開発され、高度脱酸に展開され、高度脱炭に拡張されてきた。
新鋼種・新製品の製造に当たっては通常の熔解精錬に、１）極低炭素への精錬と、２）通常の脱酸とは逆の酸素富化精錬が負荷されなければならない。高度の脱炭は今日ＲＨ法に代表される真空処理によってなされている。溶鋼の真空処理は本来脱ガス（Ｈ）用に開発され、高度脱酸に展開され、高度脱炭に拡張されてきた。
【0008】
特許文献１には、極低炭素・高酸素の高品質の琺瑯用鋼をＲＨ法によって製造する方法が開示されている。上記成分への精錬はコストを除外すると特に困難ではない。
ＲＨ法は一般の深絞り用鋼板には極低炭素・低酸素へ向けて広く適用されている。
真空脱炭における問題は、
１） 長時間（例；２０分以上）の処理による溶鋼温度低下に対処するため再加熱を後続又は先行させなければならない。
２） 真空処理は脱ガス促進のため、高真空度で且つスラグレス下でなされる。溶鋼面での気泡の破裂による飛散溶鋼が真空容器内面又はレードル上部内面へ付着することが避けられず、耐火物消費と付着地金処理の作業負担が大きい。
ＲＨ法は一般の深絞り用鋼板には極低炭素・低酸素へ向けて広く適用されている。
真空脱炭における問題は、
１） 長時間（例；２０分以上）の処理による溶鋼温度低下に対処するため再加熱を後続又は先行させなければならない。
２） 真空処理は脱ガス促進のため、高真空度で且つスラグレス下でなされる。溶鋼面での気泡の破裂による飛散溶鋼が真空容器内面又はレードル上部内面へ付着することが避けられず、耐火物消費と付着地金処理の作業負担が大きい。
【0009】
特許文献２には、ステンレス鋼の溶製において脱炭に有利な方法（ＡＯＤプロセス）が開示されている。それによると、アーク炉中の溶鋼を転炉状の精錬炉（ＡＯＤ炉）に移送し、酸素混合ガスを吹き込んでＣｒの酸化を抑制しつつ脱炭を進める際、炉内を減圧することにより極低炭素までの脱炭効率他を飛躍的に向上させる。さらに好都合なことに、部分的なＣｒの酸化発熱により再加熱を要しないことである。
本方法を普通鋼に適用しようとすると、熱源（Ｃｒの酸化）が無いのでアーク炉の下流にＡＯＤ炉と再加熱炉とが必要になり設備費・操業費の問題が大きく実用例は無い。
本方法を普通鋼に適用しようとすると、熱源（Ｃｒの酸化）が無いのでアーク炉の下流にＡＯＤ炉と再加熱炉とが必要になり設備費・操業費の問題が大きく実用例は無い。
【0010】
以上、真空処理は特殊鋼の製造と品質強化に適用されるが、普通鋼に対しては大型転炉による大量生産意外は設備費・エネルギー費・耐火物費等の負担が大きく、特に再加熱工程（再加熱設備）が不可欠となっている。従って真空設備の付設には至っていない。真空処理の抜本的コスト低減が期待されるが、現行の真空処理方法では極めて困難である。
【0011】
特許文献３にはレードル精錬における簡素な真空処理が記載されている。それによるとアーク炉中で予備脱酸された溶鋼をＦｅＯの少ない浮遊スラグとともに側壁気密のレードルに受け、該レードルの上下を真空カバーにより密封し、上部カバーから減圧しつつレードル底部から不活性ガスを吹込み、低真空状態で溶鋼上部に溶鋼＋気泡＋スラグの混合体を形成して脱酸・脱硫・脱非金属介在物を誘導する。攪拌エネルギーが大きいので反応速度が大きく、真空処理に不可欠の再加熱工程を必要としていない。
当該方法によりコスト負担が小さく高級弁ばね材等が製造されてきた。問題は極低炭素鋼の製造が可能かどうかについては開示が無い。さらに脱酸用の設備であって、逆の高酸素鋼の製造に適切かどうかも不明である。
当該方法によりコスト負担が小さく高級弁ばね材等が製造されてきた。問題は極低炭素鋼の製造が可能かどうかについては開示が無い。さらに脱酸用の設備であって、逆の高酸素鋼の製造に適切かどうかも不明である。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【0012】
【非特許文献1】日本鉄鋼協会編、ふぇらむVol24(2019),No.9,P.16、永田和宏、 『化学は疑ってかかれ－６タタラと錆びがたい鉄』
【非特許文献2】日本鉄鋼協会編、鉄鋼材料と合金元素、P.223, Fig.V-6
【非特許文献3】日本鉄鋼協会編、鉄鋼材料と合金元素、P.751, Fig.19.34
【非特許文献4】日本鉄鋼協会編、鉄鋼材料と合金元素、P.741, Fig.19.12
【特許文献】
【0013】
【特許文献1】公開特許公報２００１－２７１１７９
【特許文献2】公開特許公報２０１０－１５６０２１
【特許文献3】公開特許公報昭５７－１９２２１４
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0014】
同じような鉄・鋼でありながら錆びやすいもの・錆びにくいものがあることはよく知られ、赤錆は進行するが黒錆は停滞することも知られ、黒錆の一つの冶金的条件は成分が極低炭素であり且つ高酸素であると推測される。
本発明の解決すべき課題の第１は、錆にくいことを特徴とする成分が極低炭素であり且つ高酸素である鋼種を効果的に活かせる用途を探索すること、
第２は、探索された適切な製品をコスト上問題なく製造することであり、
具体的には、特にコスト負担の大きい高度脱炭精錬を普通鋼並みに、経済的に処理し得る方法を提供することである。
本発明の解決すべき課題の第１は、錆にくいことを特徴とする成分が極低炭素であり且つ高酸素である鋼種を効果的に活かせる用途を探索すること、
第２は、探索された適切な製品をコスト上問題なく製造することであり、
具体的には、特にコスト負担の大きい高度脱炭精錬を普通鋼並みに、経済的に処理し得る方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0015】
第１の発明は、組成成分が質量％において、Ｃが０．０１％以下、Ｓｉが０．０１％以下、Ｏが０．０５％以上０．１３％以下、Ｍｎが０．５％以下、Ｐが０．０３％以下、Ｓが０．０３％以下であり、熱間加工後の抗張力が３００ＭＰａ未満であり、金属組織が均一フェライトであることを特徴とする高耐食性で極軟質の制御冷却鋼材である。
【0016】
第２の発明は、制御冷却鋼材がＺｎメッキ不要の蛇篭用線材、Ｚｎメッキ不要のグレーチング用平鋼、Ｚｎメッキ不要のガス管、Ｚｎメッキ不要の鋼板、厚板・薄板・平鋼・棒鋼・線材のどれかを素材として表面絶縁処理不要の電磁鉄心用鋼材のどれかであることを特徴とする第１発明に記載した高耐食性で極軟質の制御冷却鋼材である。
【0017】
第３発明は、抗張力を３００ＭＰａ未満とし、金属組織を均一フェライトにする手段が、熱間加工温度を中間圧延以後は９１０℃以下の温度としてフェライト単一領域で行い、その後徐冷することを特徴とする第１発明又は第２発明に記載した高耐食性で極軟質の制御冷却鋼材の製造方法である。
【0018】
第４の発明は、Ｃを０．０１％以下、Ｏを０．０５％以上０．１３％以下とする方法が、溶解炉において溶鋼中のＣ濃度を０．０５％以下に酸化し、ＦｅＯ濃度が２０％以上で塩基度が１．０以上１．５以下の浮遊スラグとともに該溶鋼をレードルに排出し、該レードル底部から酸素含有ガスを吹き込んでＣＯ反応の促進とＦｅの酸化を進め、次いで該レードル上部開口に気密カバーを取り付け、該気密カバー内空間を真空ポンプにより
５０ｔｏｒｒ以上２００ｔｏｒｒ以下に減圧しつつ吹込みを継続してＣ量とＯ量を第１発明に記載した範囲に制御することを特徴とする高耐蝕性で極軟質の制御冷却鋼材の製造方法である。
５０ｔｏｒｒ以上２００ｔｏｒｒ以下に減圧しつつ吹込みを継続してＣ量とＯ量を第１発明に記載した範囲に制御することを特徴とする高耐蝕性で極軟質の制御冷却鋼材の製造方法である。
【0019】
ここで述語の定義として、本来鋼は鉄と炭素との合金と定義されているので、本発明の『鋼材』は実質Ｃフリーであるので鋼ではなく鉄酸素合金となる。しかし０．０１％Ｃ以下の鉄でも『極低炭素鋼』と通称されており、用途も通常の鋼材と重なっているのでこれに追随した。
『熱間加工』とは、実質熱間圧延であり、鋼管の対しては熱間押出しも含む。
『熱間加工の温度』は加工直前の温度とする。
『徐冷』とは空冷よりも小さい冷却速度であり、５．５ｍｍ径の線材では空冷が約７℃／ｓに対して半減を目安に４℃／ｓ以下とする。径が大きいと空冷でも徐冷になる。
（冷却速度は９００℃から５００℃までの平均とする）
『制御冷却』とは通常オーステナイトから所望の金属組織と機械的性質を得るための冷却条件を制御することである。第３発明では直接焼鈍に該当した熱処理と言える。
成分の濃度を示す『％』は、本明細書においてはすべて質量％とする。
『熱間加工』とは、実質熱間圧延であり、鋼管の対しては熱間押出しも含む。
『熱間加工の温度』は加工直前の温度とする。
『徐冷』とは空冷よりも小さい冷却速度であり、５．５ｍｍ径の線材では空冷が約７℃／ｓに対して半減を目安に４℃／ｓ以下とする。径が大きいと空冷でも徐冷になる。
（冷却速度は９００℃から５００℃までの平均とする）
『制御冷却』とは通常オーステナイトから所望の金属組織と機械的性質を得るための冷却条件を制御することである。第３発明では直接焼鈍に該当した熱処理と言える。
成分の濃度を示す『％』は、本明細書においてはすべて質量％とする。
【発明の効果】
【0020】
本発明の極軟質の制御冷却鋼材の第１の効果は、酸素を過飽和に含有する結果、赤錆（水酸化鉄）が発生しにくく、黒錆（マグネタイト）が発生して以後の錆の進行が抑制され、高耐食性鋼材となる。
高耐食性鋼材の経済的な応用事例として、蛇篭用鉄線が挙げられる。該製品は線材を所望径に伸線し次いで亜鉛メッキが施されるが、本発明の熱間圧延線材がそのまま、又は線径が通常の線材よりも小さい場合は再度熱間圧延して所望径とした鉄線を亜鉛メッキせずに蛇篭用鉄線として使用することができ、コスト上大いに有利になる。
グレーチングやガス管、薄板等においても同様の効果が得られる。
今後の改良次第ではステンレス鋼製品の一部が本発明の鋼材に代替される可能性を秘める。
高耐食性鋼材の経済的な応用事例として、蛇篭用鉄線が挙げられる。該製品は線材を所望径に伸線し次いで亜鉛メッキが施されるが、本発明の熱間圧延線材がそのまま、又は線径が通常の線材よりも小さい場合は再度熱間圧延して所望径とした鉄線を亜鉛メッキせずに蛇篭用鉄線として使用することができ、コスト上大いに有利になる。
グレーチングやガス管、薄板等においても同様の効果が得られる。
今後の改良次第ではステンレス鋼製品の一部が本発明の鋼材に代替される可能性を秘める。
【0021】
第２に、本発明の鋼材の強度は、１）鉄の純度は９９％以上で、強化元素であるＣ、Ｓｉを含有しないこと、２）軟鋼の通常の熱間圧延・空冷では、γ－α共存域で圧延した場合に強度が最低になる、３）炭化物の析出が無いので軟化のための球状化への時間が不要となって、これ以上の軟化が無い水準であり、極軟質直接焼鈍鋼材が得られる。一般の規格強度に達しないが、強度不足が問題となる場合は厚肉化により対処することができる。
【0022】
第３に、本発明の制御冷却鋼板は実質純鉄であるから磁気ヒステリシス損が極めて小さく、高級な電磁鋼板と大差がないこと、熱間圧延仕上げであるから表面は酸化膜が形成されていて絶縁性は不十分だが誘導電流損も大きくないことから状況によっては通常の高級・高価な電磁鋼板に代替することができ、コスト低減効果が大きい。電磁性能が多少低位になるので、稼働率の低い電磁コイルや電動機、直流電動機等の鉄心として使用することができる。薄板を積層せず、厚板や棒鋼から切り出して直接成形して鉄心とすることもできる。
【0023】
第４に、本発明の超軟質の制御冷却鋼材を製造するに際して新たに必要となる精錬装置は、真空度の低い簡単な減圧装置のみであって、従来の脱炭装置としての例えばＲＨ法と比較して設備費は数分の１以下である。操業費についても、再加熱工程が無いこと、高真空のためのスチームエジェクターのような高エネルギーコストを要しないこと、少電力費の真空ポンプであること、高速精錬により耐火物の耐久がよいこと等現行の極低炭素鋼の精錬コストと比較して圧倒的に有利である。
【0024】
第５に、本発明のレードルにおける脱炭方法は、従来の真空処理と同様に減圧するが、軽度の減圧であり、且つ従来と異なりスラグを介在しているので気泡破裂による溶鋼の飛散、耐火物壁面への地金付着が無く、作業性と耐火物処理に関して格段に優れる。
【図面の簡単な説明】
【0025】
【図1】本発明の高耐食性・極軟質の制御冷却鋼材を溶製する精錬装置の概略構造を示す。
【図2】線材に対して熱間圧延後の冷却方法を示し、Ａは本発明の徐冷で５．５ｍｍ径の線材では冷却速度は約４℃／ｓとなる。Ｂは通常の空冷で７℃／ｓである。
【図3】Ｆｅ－Ｐ系の状態図であり、γループの部分を示す。
【発明を実施するための形態】
【0026】
以下本発明の高耐食性・極軟質の制御冷却鋼材の製造方法を図面を参照しつつ説明する。
図１において、アーク炉（図示せず）により原料のスクラップを熔解し、酸素吹錬して溶鋼中のＣ濃度を０．０５％以下とした後、レードル台車１上のレードル２に該溶鋼をスラグとともに出鋼する。酸化精錬によりＳｉは０．０１％以下、Ｍｎは０．２％以下、Ｐ，Ｓは約０．０３％、Ｏは約０．０６％となる。スラグ組成は石灰投入量を加減して塩基度を１．０以上１．５以下としておく。スラグ中のＦｅＯ濃度は酸素吹錬により約２０％以上となっている。
図１において、アーク炉（図示せず）により原料のスクラップを熔解し、酸素吹錬して溶鋼中のＣ濃度を０．０５％以下とした後、レードル台車１上のレードル２に該溶鋼をスラグとともに出鋼する。酸化精錬によりＳｉは０．０１％以下、Ｍｎは０．２％以下、Ｐ，Ｓは約０．０３％、Ｏは約０．０６％となる。スラグ組成は石灰投入量を加減して塩基度を１．０以上１．５以下としておく。スラグ中のＦｅＯ濃度は酸素吹錬により約２０％以上となっている。
【0027】
受鋼に際して該レードル２の底部に設けた耐火物製の吹込みプラグ３を通して酸素と不活性ガス等の混合ガスを溶鋼４中に吹き込む。Ｃ含有の未脱酸鋼を出鋼するとＣＯ反応により激しいＣＯ沸騰が発生し、レードル２から溢れることがあるのでガス吹込みを併用して沸騰を安定させる。１～３分の受鋼中に溶鋼中のＣは約０．０２％燃焼して０．０３％以下となる。
受鋼後、レードル台車１を減圧装置に誘導するが、その間も吹込みを継続してＣＯ反応を進める。
受鋼後、レードル台車１を減圧装置に誘導するが、その間も吹込みを継続してＣＯ反応を進める。
【0028】
減圧装置は、レードル２の鉄皮上部外周に設けた気密用フランジ６と接合する真空カバー５と該真空カバー５に付設された副資材投入ホッパー７と該真空カバー５に連接された吸引管８と該吸引管８に連接され吸引ガスを冷却する冷却塔９と該冷却塔９に後続しガス中の塵芥を除去するフィルター式の集塵機１０とさらに後続し精錬ガスを吸引する真空ポンプ１１と前記吹込みのためのガス供給系１２とから成る。
該ガス供給系１２は真空ポンプ１１の排気ガスの一部を吸引しコンプレッサー１３によって加圧した排ガス管１４と酸素ガス管１５と不活性ガス管１６と上記３種のガスを適宜混合させるガス混合機１７と混合ガスを溶鋼に吹き込むプラグ３とから成る。
該ガス供給系１２は真空ポンプ１１の排気ガスの一部を吸引しコンプレッサー１３によって加圧した排ガス管１４と酸素ガス管１５と不活性ガス管１６と上記３種のガスを適宜混合させるガス混合機１７と混合ガスを溶鋼に吹き込むプラグ３とから成る。
【0029】
レードル台車１が減圧装置に到達すると、前記真空カバー５が下降して該真空カバー５の下端が前記気密用フランジ６と接して該レードル上部空間を気密室に構成する。
直ちに真空ポンプ１１を稼働させ、該空間を約１００Torrに向かって減圧する。減圧に伴い、スラグ浮遊の溶鋼表面の性状は、それまでのガス吹込みによる局所噴出状から平坦な発泡状に変容して液面全体がが５００ｍｍ以上上昇する。
該上昇部分には溶鋼・スラグ・気泡の混合体が形成される。それはオーバーフローした際の噴出物に鉄粒が多量に混合していることから解る。溶鋼・スラグ・気泡間の激しい攪拌により、起こるべき化学反応が急速に進行する。
直ちに真空ポンプ１１を稼働させ、該空間を約１００Torrに向かって減圧する。減圧に伴い、スラグ浮遊の溶鋼表面の性状は、それまでのガス吹込みによる局所噴出状から平坦な発泡状に変容して液面全体がが５００ｍｍ以上上昇する。
該上昇部分には溶鋼・スラグ・気泡の混合体が形成される。それはオーバーフローした際の噴出物に鉄粒が多量に混合していることから解る。溶鋼・スラグ・気泡間の激しい攪拌により、起こるべき化学反応が急速に進行する。
【0030】
溶鋼中の残存Ｃは溶存Ｏと気泡中のＯ2 及びスラグ中のＦｅＯと反応してＣＯとなって放出され、濃度を容易に０．０１％以下とすることができる。
吹込みＯ2 はＣ％が多いときは主にＣと反応しＦｅとはほとんど反応しないが、Ｃ％が０．０５％以下となると反応はＦｅ優先に移行し、溶鋼中Ｏ％の増加と酸化熱による溶鋼の昇温が発現する。
必要に応じて副資材ホッパー７から溶鋼中にＭｎ合金等を添加して所定成分とする。
所定時間の精錬後、熱電対による溶鋼測温と固体電解質の酸素濃淡電池を原理とする酸素センサーによりＯ％を測定し、微調整後レードル２をビレット用連続鋳造機に移送し、連続鋳造に供する。
吹込みＯ2 はＣ％が多いときは主にＣと反応しＦｅとはほとんど反応しないが、Ｃ％が０．０５％以下となると反応はＦｅ優先に移行し、溶鋼中Ｏ％の増加と酸化熱による溶鋼の昇温が発現する。
必要に応じて副資材ホッパー７から溶鋼中にＭｎ合金等を添加して所定成分とする。
所定時間の精錬後、熱電対による溶鋼測温と固体電解質の酸素濃淡電池を原理とする酸素センサーによりＯ％を測定し、微調整後レードル２をビレット用連続鋳造機に移送し、連続鋳造に供する。
【0031】
鋳造に際して通常、未脱酸鋼は凝固中に凝固界面に生ずるＣＯ反応によって気泡群の発生・上昇が生じ、鋼塊ではリムド鋼となるが連続鋳造では吹き上がりの発生により鋳造不能となる。
しかし本発明ではＣ％は０．０１％以下であって、ＣＯ反応は抑制され、問題なく鋳造することができる。
しかし本発明ではＣ％は０．０１％以下であって、ＣＯ反応は抑制され、問題なく鋳造することができる。
【0032】
熱間加工について線材圧延を例に説明する。得られた鋼片は通常の線材ミルに供され、熱間圧延により線材とされる。圧延温度を通常の普通鋼に合わせて漫然と設定していると中間圧延以後で９００～９５０℃になる。この範囲は本鋼種ではγ－α共存域になる。本発明ではより軟質化のため当該領域を避け、高温のγ域又は低温のα域で行う。
圧延後は図２に示すように、線材ミルには通常制御冷却装置（例；ステルモア・プロセス）が付設されている。本発明Ａでは該装置による制御冷却を適用するが、送風を停止し、平行リング列のリングピッチを小さくして冷却速度を空冷Ｂよりも小さくし軟質化を補助する。
圧延後は図２に示すように、線材ミルには通常制御冷却装置（例；ステルモア・プロセス）が付設されている。本発明Ａでは該装置による制御冷却を適用するが、送風を停止し、平行リング列のリングピッチを小さくして冷却速度を空冷Ｂよりも小さくし軟質化を補助する。
【0033】
本鋼種は炭素鋼ではなく、Ｆｅ－Ｐ合金と見なすのが正しい。なぜならＣは０．０１％以下で純鉄に近い。他方Ｐは平均約０．０３％存在する上に、凝固時の樹枝状晶に起因して樹枝内・樹枝間でＰ濃度が異なり、通常後者は前者の２～３倍となっている。圧延痔においてＰのミクロ偏析帯が束状に分布している。
図３はＦｅ－Ｐ状態図のγループの部分を示す。炭素鋼と異なり、Ａ3 温度は合金量に従って低下するのではなく上昇する。図から濃縮部の濃度を０．０６％Ｐと想定すると、Ａ3 温度は約９５０℃、希薄部は約９１０℃になる。従って上記の共存域温度９１０～９５０℃で圧延を行うと、帯状高Ｐ部が先行して、微量Ｃを排出しつつＰを集め、無Ｃ高Ｐのα相を成長させ、残部は微量Ｃを含み低Ｐのγ相と成っている。Ｐの偏析を鮮明化する。 最終の金属組織は、精密に観察すると高Ｐフェライトと低Ｐフェライトが帯状に分布し厳密には均質ではない。γループ形成元素固有の組織問題が含まれる。
本発明ではＣとＰの分化を避け、より軟質化するため、熱間圧延温度はα又はγ単一域、即ち９１０℃以下又は９５０℃以上とし、より均一なフェライトを得る。軟化と耐食性に多少有利となる。
図３はＦｅ－Ｐ状態図のγループの部分を示す。炭素鋼と異なり、Ａ3 温度は合金量に従って低下するのではなく上昇する。図から濃縮部の濃度を０．０６％Ｐと想定すると、Ａ3 温度は約９５０℃、希薄部は約９１０℃になる。従って上記の共存域温度９１０～９５０℃で圧延を行うと、帯状高Ｐ部が先行して、微量Ｃを排出しつつＰを集め、無Ｃ高Ｐのα相を成長させ、残部は微量Ｃを含み低Ｐのγ相と成っている。Ｐの偏析を鮮明化する。 最終の金属組織は、精密に観察すると高Ｐフェライトと低Ｐフェライトが帯状に分布し厳密には均質ではない。γループ形成元素固有の組織問題が含まれる。
本発明ではＣとＰの分化を避け、より軟質化するため、熱間圧延温度はα又はγ単一域、即ち９１０℃以下又は９５０℃以上とし、より均一なフェライトを得る。軟化と耐食性に多少有利となる。
【0034】
抗張力を３００ＭＰａ未満と特定した理由は、１）図４に示すように焼鈍材は加工材と比較して耐食性に優れること、２）冷間加工性を最大化することであり、ＪＩＳの軟鋼線材ではとても得られない強度水準を上限として特定した。軟鋼線材に十分な焼鈍を施したレベル以下を圧延のみで達成することに意義がある。軟質故に２次加工に有利であるほか、強度を要しない用途もいろいろある。
【0035】
溶鋼中の酸素濃度［Ｏ％］の挙動について説明する。
平衡論から［Ｃ％］と［Ｏ％］とは反比例の関係にある。
図５は酸素吹錬し、出鋼後の［Ｃ％]と[Ｏ％]との関係を示す。高酸素鋼を溶製するには、低炭素への脱炭精錬が前提となる。
図から[Ｏ％]を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするには[Ｃ％]は約０．０５％以下としなければならない。当該[Ｃ]，[Ｏ[]濃度下で減圧処理を行うと［Ｃ］と［Ｏ］の反応が再活性され、激しい沸騰のため溶鋼はレードルから溢れ出し危険である。当問題に対して減圧前に０．０３％Ｃ以下に脱炭しておかねばならない。［Ｃ％］の低下とともに沸騰強度も低下してくる。
平衡論から［Ｃ％］と［Ｏ％］とは反比例の関係にある。
図５は酸素吹錬し、出鋼後の［Ｃ％]と[Ｏ％]との関係を示す。高酸素鋼を溶製するには、低炭素への脱炭精錬が前提となる。
図から[Ｏ％]を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするには[Ｃ％]は約０．０５％以下としなければならない。当該[Ｃ]，[Ｏ[]濃度下で減圧処理を行うと［Ｃ］と［Ｏ］の反応が再活性され、激しい沸騰のため溶鋼はレードルから溢れ出し危険である。当問題に対して減圧前に０．０３％Ｃ以下に脱炭しておかねばならない。［Ｃ％］の低下とともに沸騰強度も低下してくる。
【0036】
そのためには既述のように受鋼中から適切な濃度の酸素含有ガスを吹き込んで脱炭を促進する。
吹込みガスの組成が不活性でも脱炭反応が進行するが、その場合脱酸反応を伴う。酸素含有ガスはＣＯ反応による脱酸に対して新たな酸化を付加し、脱炭と酸化を並進させるだけでなく、Ｆｅの酸化による溶鋼の加熱が付随して、冷却過程である精錬において溶鋼温度低下を補償する。出鋼温度を多少高めに設定しておくと連続鋳造に向かって再加熱は不要になって大変好都合である。
吹込みガスの組成が不活性でも脱炭反応が進行するが、その場合脱酸反応を伴う。酸素含有ガスはＣＯ反応による脱酸に対して新たな酸化を付加し、脱炭と酸化を並進させるだけでなく、Ｆｅの酸化による溶鋼の加熱が付随して、冷却過程である精錬において溶鋼温度低下を補償する。出鋼温度を多少高めに設定しておくと連続鋳造に向かって再加熱は不要になって大変好都合である。
【0037】
本発明の鋼材の成分の特定について説明する。
極軟質を確保するため、適切な成分として、Ｃ；０．０１％以下、Ｓｉ；０．０１％以下、Ｍｎ；０．５％以下、Ｏ；０．０５以上０．１３％以下、Ｐ；０．０３％以下、Ｓ；０．０３％以下、残りはＦｅと不可避不純物とする。
鋼の強化元素であるＣ、Ｓｉが含有せず、Ｍｎについても必要最小限としている。
上記成分と既述の制御冷却により抗張力を３００ＭＰａ未満とすることができる。
極軟質を確保するため、適切な成分として、Ｃ；０．０１％以下、Ｓｉ；０．０１％以下、Ｍｎ；０．５％以下、Ｏ；０．０５以上０．１３％以下、Ｐ；０．０３％以下、Ｓ；０．０３％以下、残りはＦｅと不可避不純物とする。
鋼の強化元素であるＣ、Ｓｉが含有せず、Ｍｎについても必要最小限としている。
上記成分と既述の制御冷却により抗張力を３００ＭＰａ未満とすることができる。
【0038】
Ｃ％については、未脱酸鋼の鋳造においてＣＯ気泡の連続発生による沸騰
（Rimming action）が発現しないように少なくとも０．０２％以下が必要だが軟質化のため一層低位に設定した。
もう一つの理由は、図４に示し、且つ段落［０００４］で既述したように冷延鋼板ではＣ％の増加に対応して腐蝕速度が増大するのでＣ％は少ないほど良い。
図４からもう一つの大きな結論は、焼鈍材の腐蝕速度は極めて小さいことである。これが段落［００３２］において熱間圧延後徐冷する根拠となっている。
（Rimming action）が発現しないように少なくとも０．０２％以下が必要だが軟質化のため一層低位に設定した。
もう一つの理由は、図４に示し、且つ段落［０００４］で既述したように冷延鋼板ではＣ％の増加に対応して腐蝕速度が増大するのでＣ％は少ないほど良い。
図４からもう一つの大きな結論は、焼鈍材の腐蝕速度は極めて小さいことである。これが段落［００３２］において熱間圧延後徐冷する根拠となっている。
【0039】
Ｓｉ％は、脱酸作用を排除するため０．０１％以下とし、Ｍｎ％は、琺瑯鋼と同様の上限を設定した。
Ｏ％は琺瑯鋼の範囲を参考に、下限は琺瑯の付着性が問題となる０．０５％とし、耐食性から上限は拡張した。
非特許文献５には純鉄の機械的性質に及ぼすＯの影響が示され、０．０１３％Ｏまでは特に不都合が無いと解釈され、当該範囲とした。
以上、高耐食性を確保するための条件として、１）タタラを踏襲する高酸素（Ｏ；０．０５～０．１３％Ｏ）、２）低炭素鋼（≦０．０１％Ｃ）、３）焼鈍組織（＜３００ＭＰａ）の３要因を組み合わせて特定した。
Ｏ％は琺瑯鋼の範囲を参考に、下限は琺瑯の付着性が問題となる０．０５％とし、耐食性から上限は拡張した。
非特許文献５には純鉄の機械的性質に及ぼすＯの影響が示され、０．０１３％Ｏまでは特に不都合が無いと解釈され、当該範囲とした。
以上、高耐食性を確保するための条件として、１）タタラを踏襲する高酸素（Ｏ；０．０５～０．１３％Ｏ）、２）低炭素鋼（≦０．０１％Ｃ）、３）焼鈍組織（＜３００ＭＰａ）の３要因を組み合わせて特定した。
【0040】
不可避不純物の濃度は原料の等級に依存するが通常のスクラップでは合計約０．４％以下となる。鉄の純度は９９．０％以上とすることができる。
【0041】
スラグ組成の特定について説明する。
スラグ組成は溶鋼の脱炭・酸化に影響を及ぼし、酸素含有ガスの吹込みによる脱炭・酸化を補助する。そのためにはスラグ中のＦｅＯ濃度は１５％以上が必要である。
本発明におけるスラグのもう一つの役割は、真空処理に伴う気密カバーやレードル側壁への地金付着を防止することである。
通常の真空脱炭ではスラグレス下で高真空（１Torr以下）とするので、溶鋼表面での気泡の破裂により溶鋼が飛散して真空容器やレードル側壁に地金付着が堆積し、品質及び作業上の問題が大きい。
スラグ組成は溶鋼の脱炭・酸化に影響を及ぼし、酸素含有ガスの吹込みによる脱炭・酸化を補助する。そのためにはスラグ中のＦｅＯ濃度は１５％以上が必要である。
本発明におけるスラグのもう一つの役割は、真空処理に伴う気密カバーやレードル側壁への地金付着を防止することである。
通常の真空脱炭ではスラグレス下で高真空（１Torr以下）とするので、溶鋼表面での気泡の破裂により溶鋼が飛散して真空容器やレードル側壁に地金付着が堆積し、品質及び作業上の問題が大きい。
【0042】
スラグの存在と低真空は当飛散を防止するが問題もある。脱炭処理ではガス発生量が大きく、発泡高さが過大になると危険である。スラグは組成により発泡性が大きく異なる。
図６は転炉における酸素吹錬時の発泡高さに及ぼすガス量とＦｅＯ％の影響を示す。
図から、発泡高さは当然ながらガス量に比例して増大し、他方ＦｅＯ濃度が大きいほど低下することが解る。ここからＦｅＯ濃度は２０％以上とした。
図６は転炉における酸素吹錬時の発泡高さに及ぼすガス量とＦｅＯ％の影響を示す。
図から、発泡高さは当然ながらガス量に比例して増大し、他方ＦｅＯ濃度が大きいほど低下することが解る。ここからＦｅＯ濃度は２０％以上とした。
【0043】
同様に、図７は発泡高さに及ぼすスラグ塩基度の影響を示す。図から塩基度が１．５を超えると発泡高さは急速に増大する。ここから塩基度（＝ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）を１．０以上１．５以下と特定した。
【0044】
減圧処理条件について説明する。
通常の極低炭素鋼では０．００５％Ｃ以下とするため高真空が条件となっている。攪拌ガス量にも制限があって反応速度は大きくない。
本発明では反応速度に比例的である攪拌エネルギー密度（kW/ton）を重視し、真空度よりもガス量に重点を置いている。
通常の極低炭素鋼では０．００５％Ｃ以下とするため高真空が条件となっている。攪拌ガス量にも制限があって反応速度は大きくない。
本発明では反応速度に比例的である攪拌エネルギー密度（kW/ton）を重視し、真空度よりもガス量に重点を置いている。
【0045】
図８は反応速度（均一混合時間で代替）に及ぼす攪拌エネルギー密度の影響を示す。本願発明の減圧処理では、真空度はＲＨ法の１Torrに対して約１００Torr、吹込みガス量は１０倍以上で、攪拌力は数１０倍となる。
真空度の適正範囲として下限は、ポンプの型式によって多少異なるが、１段の真空ポンプによって容易に得られる５０Torr、上限は効果的な発泡が発現する２００Torrとした。 真空装置とその動力費は極めて経済的になる。ちなみに高真空ではどの型式においても多段（３～６）の排気装置が必要となる。
なお攪拌エネルギー密度は溶鋼容量に反比例し、ガス量に比例し、０．１気圧程度までは溶鋼上下の圧力比の対数に比例する。
真空度の適正範囲として下限は、ポンプの型式によって多少異なるが、１段の真空ポンプによって容易に得られる５０Torr、上限は効果的な発泡が発現する２００Torrとした。 真空装置とその動力費は極めて経済的になる。ちなみに高真空ではどの型式においても多段（３～６）の排気装置が必要となる。
なお攪拌エネルギー密度は溶鋼容量に反比例し、ガス量に比例し、０．１気圧程度までは溶鋼上下の圧力比の対数に比例する。
【0046】
吹込みガス組成について、ＣＯ反応促進による脱炭だけが目的であるなら不活性ガスだけでよい。本発明では脱炭と酸化を並進させるため酸素混合ガスを使用する。純酸素はプラグの耐久に良くない。アルゴンガスは高価であるから使用量削減策として、真空ポンプの排気ガスの一部を回帰させる。排気ガスは、Ａｒ，Ｏ2 ，ＣＯ，ＣＯ2 と多少のＮ2 から成る。
【0047】
以上、第１発明の高耐食性で極軟質の制御冷却鋼材について説明した。低強度が許容される製品に適用することが望ましい。
一例として、蛇篭用鉄線の製造工程は、軟鋼線材を素材として、所定径に伸線し、次いで亜鉛メッキして製品となっている。一部の金網も同様である。本発明の低炭素・高酸素の焼鈍鋼材は耐食性に優れるので亜鉛メッキが不要になる。
同様に、通常Ｚｎメッキされているグレーチング・ガス管・鋼板等もメッキが不要になる。
一例として、蛇篭用鉄線の製造工程は、軟鋼線材を素材として、所定径に伸線し、次いで亜鉛メッキして製品となっている。一部の金網も同様である。本発明の低炭素・高酸素の焼鈍鋼材は耐食性に優れるので亜鉛メッキが不要になる。
同様に、通常Ｚｎメッキされているグレーチング・ガス管・鋼板等もメッキが不要になる。
【0048】
あえて強度を必要とせずまた非金属介在物も問題とならない鋼種・製品として、電磁鋼板がある。本発明の制御冷却鋼材は実質純鉄であるから磁気ヒステリシス損が極めて小さいこと、熱間圧延仕上げであるから表面は酸化膜が形成されていて絶縁性は不十分だが誘導電流損も大きくないことから場合によっては通常の高級・高価な高Ｓｉ電磁鋼板に代替することができる。電磁性能が多少低位になるが、稼働率の低い電磁コイルや電動機、直流機器等の鉄心として使用しても電磁損失は小さい。総合コストで高級電磁鋼板に対して有利になる。
鉄心を形成するに際して、厚板や平鋼を２次熱間圧延して所望厚として従来通り薄板を積層しても良いが、他に、厚板・平鋼・棒鋼をそのまま打ち抜き又は冷間成型後焼鈍すればよい。コストは従来よりも削減される。
鉄心を形成するに際して、厚板や平鋼を２次熱間圧延して所望厚として従来通り薄板を積層しても良いが、他に、厚板・平鋼・棒鋼をそのまま打ち抜き又は冷間成型後焼鈍すればよい。コストは従来よりも削減される。
【0049】
圧延後の徐冷に関して、棒鋼等径又は厚さが１０ｍｍ以上あるなら空冷によって実質徐冷になる。特別の設備を必要としない。
平鋼・形鋼・厚板・鋼管の場合も線材・棒鋼と同様に処理すればよい。特に問題は無い。
平鋼・形鋼・厚板・鋼管の場合も線材・棒鋼と同様に処理すればよい。特に問題は無い。
【0050】
本発明のホットコイル状厚板を通常通り冷延鋼板に加工し、光輝焼鈍すればステンレス鋼板に代替可能な薄板が得られる可能性がある。
【実施例0051】
熔解原料として、新断プレス等の高級屑の配合量に考慮する。熔落成分は、Ｃ；０．１～０．２％、Ｓｉ；０．０１％以下、Ｍｎ；約０．２％、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ；約０．３％となる。本発明に適合する。
【0052】
容量３０トンのアーク炉に後続するレードル精錬の減圧装置の仕様は以下である。
排気能力； ５００Ｎｍ3／ｈ×３台
吹込みガス量； ０．２～０．５Ｎｍ3／分
処理圧力； ７０～２００Torr
攪拌エネルギー密度； ０．１～０．３ｋＷ／ｔ
処理時間； ５～７分
到達Ｃ％； ０．０１０％以下
一般のＬＦ（アーク加熱保有のレードル精錬装置）よりも低コストで操業可能である。
排気能力； ５００Ｎｍ3／ｈ×３台
吹込みガス量； ０．２～０．５Ｎｍ3／分
処理圧力； ７０～２００Torr
攪拌エネルギー密度； ０．１～０．３ｋＷ／ｔ
処理時間； ５～７分
到達Ｃ％； ０．０１０％以下
一般のＬＦ（アーク加熱保有のレードル精錬装置）よりも低コストで操業可能である。
【0053】
線材の熱間圧延条件の要点は以下。
仕上げ圧延温度； ９２０℃
制御冷却； 徐冷
以上の条件により鋼材の抗張力は２８０ＭＰａが得られる。
仕上げ圧延温度； ９２０℃
制御冷却； 徐冷
以上の条件により鋼材の抗張力は２８０ＭＰａが得られる。
【産業上の利用可能性】
【0054】
本発明により極軟質の鋼材の製造が可能になり、且つ現行の種々の製品に高耐食性を与えることができる。
【符号の説明】
【0055】
１；レードル台車 ２；レードル ３；吹込みプラグ ４；溶鋼 ５；真空カバー ６；気密フランジ ７；副資材ホッパー ８；吸引管 ９；冷却塔 １０；集塵機 １１；真空ポンプ １２；ガス供給系 １３；コンプレッサー １４；加圧排ガス管 １５；酸素ガス管 １６；不活性ガス管 １７；混合器
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【手続補正書】
【提出日】2020-12-07
【手続補正1】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項1】
組成成分が質量％において、Ｃが０．０１％以下、Ｓｉが０．０１％以下、Ｏが０．０５％以上０．１３％以下、Ｍｎが０．５％以下、Ｐが０．０３％以下、Ｓが０．０３％以下、残部がＦｅと不可避不純物であり、熱間加工後の抗張力が３００ＭＰａ未満であり、金属組織が均一フェライトであることを特徴とする高耐食性で極軟質の制御冷却鋼材。
【手続補正2】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0035】
溶鋼中の酸素濃度［Ｏ％］の挙動について説明する。
平衡論から［Ｃ％］と［Ｏ％］とは反比例の関係にある。
図５は酸素吹錬し、出鋼後の［Ｃ％]と[Ｏ％]との関係を示す。高酸素鋼を溶製するには、低炭素への脱炭精錬が前提となる。
図から[Ｏ％]を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするには[Ｃ％]は約０．０５％以下としなければならない。当該[Ｃ％]，[Ｏ％]濃度下で減圧処理を行うと［Ｃ］と［Ｏ］の反応が再活性され、激しい沸騰のため溶鋼はレードルから溢れ出し危険である。当問題に対して減圧前に０．０３％Ｃ以下に脱炭しておかねばならない。［Ｃ％］の低下とともに沸騰強度も低下してくる。
平衡論から［Ｃ％］と［Ｏ％］とは反比例の関係にある。
図５は酸素吹錬し、出鋼後の［Ｃ％]と[Ｏ％]との関係を示す。高酸素鋼を溶製するには、低炭素への脱炭精錬が前提となる。
図から[Ｏ％]を５００ｐｐｍ（０．０５％）とするには[Ｃ％]は約０．０５％以下としなければならない。当該[Ｃ％]，[Ｏ％]濃度下で減圧処理を行うと［Ｃ］と［Ｏ］の反応が再活性され、激しい沸騰のため溶鋼はレードルから溢れ出し危険である。当問題に対して減圧前に０．０３％Ｃ以下に脱炭しておかねばならない。［Ｃ％］の低下とともに沸騰強度も低下してくる。
【手続補正書】
【提出日】2021-05-14
【手続補正1】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項1】
錆びにくい鋼材の製造方法であって、組成成分を質量％において、Ｃが０．０１％以下、Ｓｉが０．０１％以下、Ｏが０．０５％以上０．１３％以下、Ｍｎが０．５％以下、Ｐが０．０３％以下、Ｓが０．０３％以下、残部がＦｅと不可避不純物（主にＣｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ）であり、鉄の純度を９９．０％以上とし、圧延温度を９１０℃以上９５０℃以下の範囲を避けてγ又はα単相域で圧延することによりＰの偏在を緩和し、圧延後徐冷して抗張力を３００ＭＰａ未満とし、亜鉛メッキを必要としないことを特徴とする蛇篭用熱延線材、又はグレーチング用熱延平鋼、又は熱延ガス管、又はＺｎメッキ鋼板の代替鋼板の製造方法。
【請求項2】
錆びにくい鋼材の製造方法であって、組成成分を質量％において、Ｃが０．０１％以下、Ｓｉが０．０１％以下、Ｏが０．０５％以上０．１３％以下、Ｍｎが０．５％以下、Ｐが０．０３％以下、Ｓが０．０３％以下、残部がＦｅと不可避不純物（主にＣｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ）であり、鉄の純度を９９．０％以上とし、圧延温度を９１０℃以上９５０℃以下の範囲を避けてγ又はα単相域で圧延することによりＰの偏在を緩和し、圧延後徐冷して抗張力を３００ＭＰａ未満とし、表面が酸化膜のままであることを特徴とする電磁鉄心材料の製造方法。
【請求項3】
請求項１又は請求項２において、溶解炉中の溶鋼のＣ濃度を０．０５％以下に酸化し、ＦｅＯ濃度が２０％以上で塩基度が１．０以上１．５以下の浮遊スラグとともに該溶鋼をレードルに排出し、該レードル底部から酸素含有ガスを吹き込んでＣＯ反応の促進とＦｅの酸化を進め、次いで該レードル上部開口に気密カバーを取り付け、該気密カバー内空間を真空ポンプにより５０ｔｏｒｒ以上、２００ｔｏｒｒ以下に減圧しつつ吹込みを継続してＣ量を０．０１％以下、Ｏ量を０．０５％以上０．１３％以下に誘導することを特徴とするＣ量とＯ量の制御方法。
【手続補正3】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【0033】
本鋼種は炭素鋼ではなく、Ｆｅ－Ｐ合金と見なすのが正しい。なぜならＣは０．０１％以下で純鉄に近い。他方Ｐは平均約０．０３％存在する上に、凝固時の樹枝状晶に起因して樹枝内・樹枝間でＰ濃度が異なり、通常後者は前者の２～３倍となっている。圧延時においてＰのミクロ偏析帯が束状に分布している。
図３はＦｅ－Ｐ状態図のγループの部分を示す。炭素鋼と異なり、Ａ3 温度は合金量に従って低下するのではなく上昇する。図から濃縮部の濃度を０．０６％Ｐと想定すると、Ａ3 温度は約９５０℃、希薄部は約９１０℃になる。従って上記の共存域温度９１０～９５０℃で圧延を行うと、帯状高Ｐ部が先行して、微量Ｃを排出しつつＰを集め、無Ｃ高Ｐのα相を成長させ、残部は微量Ｃを含み低Ｐのγ相と成っている。Ｐの偏析を鮮明化する。 最終の金属組織は、精密に観察すると高Ｐフェライトと低Ｐフェライトが帯状に分布し厳密には均質ではない。γループ形成元素固有の組織問題が含まれる。
本発明ではＣとＰの分化を避け、より軟質化するため、熱間圧延温度はα又はγ単一域、即ち９１０℃以下又は９５０℃以上とし、より均一なフェライトを得る。軟化と耐食性に多少有利となる。
図３はＦｅ－Ｐ状態図のγループの部分を示す。炭素鋼と異なり、Ａ3 温度は合金量に従って低下するのではなく上昇する。図から濃縮部の濃度を０．０６％Ｐと想定すると、Ａ3 温度は約９５０℃、希薄部は約９１０℃になる。従って上記の共存域温度９１０～９５０℃で圧延を行うと、帯状高Ｐ部が先行して、微量Ｃを排出しつつＰを集め、無Ｃ高Ｐのα相を成長させ、残部は微量Ｃを含み低Ｐのγ相と成っている。Ｐの偏析を鮮明化する。 最終の金属組織は、精密に観察すると高Ｐフェライトと低Ｐフェライトが帯状に分布し厳密には均質ではない。γループ形成元素固有の組織問題が含まれる。
本発明ではＣとＰの分化を避け、より軟質化するため、熱間圧延温度はα又はγ単一域、即ち９１０℃以下又は９５０℃以上とし、より均一なフェライトを得る。軟化と耐食性に多少有利となる。