溶融金属精錬用浸漬管、溶融金属の製造方法及びステンレス鋼の製造方法
【課題】ステンレス鋼に含有される介在物、特に硬質介在物を低減し、製品の表面疵や加工時の割れを防止可能な溶融金属精錬用浸漬管の提供。
【解決手段】本体が、SiO2:5%以下、C:35%以下、SiC:10%以下,Al2O3:40〜80%,残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するAl2O3-C系耐火物からなるとともに、本体の外周の一部が、C:30%以下、SiC:10%以下,ZrO2:60〜90%,残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するZrO2-C系耐火物からなる浸漬管１を、ステンレス溶鋼３に浸漬し、浸漬管１の内部にガス５を吹き込みながらガス５の圧力を変化させることにより浸漬管１の内部にステンレス溶鋼３の下降流７を生成し、下降流７により容器２の底部へ向かう、ガスの円環状気泡８を生成することにより、ステンレス溶鋼３に含まれる介在物８ｂを低減する。
【解決手段】本体が、SiO2:5%以下、C:35%以下、SiC:10%以下,Al2O3:40〜80%,残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するAl2O3-C系耐火物からなるとともに、本体の外周の一部が、C:30%以下、SiC:10%以下,ZrO2:60〜90%,残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するZrO2-C系耐火物からなる浸漬管１を、ステンレス溶鋼３に浸漬し、浸漬管１の内部にガス５を吹き込みながらガス５の圧力を変化させることにより浸漬管１の内部にステンレス溶鋼３の下降流７を生成し、下降流７により容器２の底部へ向かう、ガスの円環状気泡８を生成することにより、ステンレス溶鋼３に含まれる介在物８ｂを低減する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶融金属精錬用浸漬管、溶融金属の製造方法及びステンレス鋼の製造方法に関し、具体的には、ステンレス鋼に含有される介在物、特に硬質介在物を低減するのに有効な溶融金属精錬用浸漬管、溶融金属の製造方法及びステンレス鋼の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ステンレス鋼に含まれる鋼中介在物は、その数が多数であるか、又は融点が高い硬質介在物であると、製品（ステンレス鋼板）におけるスリバー疵等の表面欠陥や、加工時における割れの発生原因となる。また、硬質介在物は圧延による伸展が生じないので製品に大型のまま残存し、ステンレス鋼板の機械的性質を低下させる。このため、これまでにも、ステンレス鋼に含まれる硬質介在物を低減する発明が多数提案されている。
【０００３】
例えば特許文献１には、脱酸材としてＳｉを用い、かつＡｌ含有物質を無添加とし、これに加えてスラグ塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１．４〜２．０の範囲内に制御することにより、Ａｌ２Ｏ３系あるいはＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯスピネル系の硬質介在物の生成を抑制する発明が開示されている。
【０００４】
しかし、この発明では、スラグ塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２）を２．０以下に抑制すること、及びＡｌを使用できないことの２点から、ステンレス鋼の酸素活量が比較的高いレベルに維持され、脱硫反応が進行し難くなる。このため、この発明は、熱間加工性を維持するために低硫化が厳しく要求される２相系ステンレス鋼や高合金鋼、あるいはベローズ用ステンレス鋼に対しては適用できない。
【０００５】
また、精錬条件を制御することにより介在物を軟質化する発明の他に、硬質介在物自体を除去する発明として、浸漬管を介して溶鋼に吹き込む不活性ガスの気泡によって硬質介在物を捕捉して浮上分離を促進する発明が広く用いられている。そして、この不活性ガスの気泡を微細化することにより硬質介在物の除去効率を向上できることが、経験的に知られている。Ｙｏｏｎらは、水−石炭系での実験を行うことにより、この気泡の微細化により硬質介在物の除去効率が向上する理由を、（ａ）気泡の個数の増加による衝突確率の増加、及び（ｂ）気泡の表面積の増加による介在物との接触確率の増加にあるとしている。図１１は、溶鋼−介在物（介在物径１０μｍ）系について気泡径ｄＢ（ｍｍ）と介在物の捕捉確率（ｄＢ＝１０ｍｍに対する捕捉確率の比（−））との関係について推算した結果を示すグラフである。図１１にグラフで示すように、気泡径ｄＢが小さくなると介在物の捕捉確率が飛躍的に向上することがわかる。
【０００６】
溶鋼中に微細気泡を分散させる発明（以下、本明細書ではこの発明を「浸漬管法」という。）として、特許文献２〜４には、耐火物からなる浸漬管を溶鋼中へ浸漬し、浸漬管の先端に設置した羽口から不活性ガスを溶鋼に吹き込みながら浸漬管の内部の圧力を変化させて溶鋼の下降流を生成することにより、不活性ガスの円環状気泡を溶鋼に吹き込む発明が開示されている。これらの発明により溶鋼に吹き込まれた円環状気泡は、最終的に、容器底部で微細な気泡に分裂して溶鋼内へ分散することから、溶鋼内への均一な拡散と高い気泡利用効率とが得られる。また、溶鋼とこの溶鋼の上部に存在するスラグとの界面よりも深い位置から下降流を吐出することができるので、乱流が生じてもスラグ系介在物の再巻き込みを生じない。このように、浸漬管法は、溶鋼に含まれる介在物を高効率で安定して除去することができる発明として、極めて優れたものである。
【特許文献１】特開平１０−１５８７２０号公報
【特許文献２】特開２００２−１８０１２４号公報
【特許文献３】特開２００３−８２４１１号公報
【特許文献４】特開２００４−３１５８９３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、本発明者らは、この優れた浸漬管法をステンレス鋼の精錬に適用しようとすると、浸漬管を構成する耐火物の耐久性に課題があることを知見した。
ステンレス鋼は、普通鋼に比較して、低硫化をより厳格に要求される。このため、ステンレス鋼の精錬に用いるスラグやフラックスには、流動性の向上および酸素活量の低下による脱硫反応の促進を目的として、蛍石（ＣａＦ２）が１０％以上２０％以下（本明細書では特にことわりがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味する）添加される。しかし、このように蛍石を多く添加すると、溶鋼、スラグ及び耐火物の界面において生じる反応が促進され、耐火物の損耗及び浸潤速度が著しく大きくなる。本発明者らが、特許文献２に開示される浸漬管法で用いる、Ａｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物からなる浸漬管を、ステンレス鋼の精錬におけるステンレス溶鋼及び溶融スラグに浸漬したところ、スラグが耐火物に浸潤し、耐火物の体積膨張とそれに伴う亀裂とが早期に発生した。
【０００８】
このため、Ａｌ２Ｏ３キャスタブル耐火物からなる浸漬管を用い、ステンレス鋼を対象として浸漬管法を実施すると、早期に発生する耐火物の亀裂部からの加圧ガスのリークおよび大気の吸い込みによる操業効率の低下を生じるばかりか、大気中の酸素による溶鋼再酸化または亀裂進展による耐火物脱落といった問題を生じ、製品品質にも影響する。したがって、浸漬管法をステンレス鋼の介在物の除去に適用することは、浸漬管の耐火物を向上しない限り、困難である。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本体が、ＳｉＯ２：５％以下、Ｃ：３５％以下、ＳｉＣ：１０％以下、Ａｌ２Ｏ３：４０％〜８０％、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物からなるとともに、本体の外周の一部が、Ｃ：３０％以下、ＳｉＣ：１０％以下、ＺｒＯ２：６０％〜９０％、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなることを特徴とする溶融金属精錬用浸漬管である。
【００１０】
別の観点からは、本発明は、この本発明に係る溶融金属精錬用浸漬管を用いる精錬工程を含むことを特徴とする溶融金属の製造方法である。
また、本発明は、この本発明に係る溶融金属精錬用浸漬管を、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなる部分が溶融金属収容容器に収容される溶融金属とこの溶融金属の上部に存在するスラグとの界面に接するように、溶融金属に浸漬し、溶融金属精錬用浸漬管の内壁に設置されるノズルから溶融金属精錬用浸漬管の内部にガスを吹き込みながら溶融金属精錬用浸漬管の内部に供給するガスの圧力を変化させることにより溶融金属精錬用浸漬管の内部に溶融金属の下降流を生成し、この下降流により容器の底部へ向かう、ガスの円環状気泡を生成することにより、溶融金属に含まれる介在物を低減する処理を行う精錬工程を含むことを特徴とするステンレス鋼の製造方法である。
【００１１】
この本発明に係るステンレス鋼の製造方法では、ステンレス鋼が、（ａ）含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３を含む１種以上で構成され、非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：８０％以上であるとともに、極値統計法による推定値で試料５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であること、又は（ｂ）含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯを含む２種以上で構成され、非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：４０％以上、ＭｇＯ：１５％以上であるとともに、極値統計法による推定値で５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であることが、望ましい。
【００１２】
本発明に係るステンレス鋼の製造方法により製造されるステンレス鋼は、含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３を含む１種以上で構成され、この非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：８０％以上であるとともに、極値統計法による推定値で試料５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であるものである。
【００１３】
また、本発明に係るステンレス鋼の製造方法により製造されるステンレス鋼は、含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯを含む２種以上で構成され、この非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：４０％以上、ＭｇＯ：１５％以上であるとともに、極値統計法による推定値で５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であるものである。
【発明の効果】
【００１４】
本発明に係る溶融金属精錬用浸漬管、溶融金属の製造方法及びステンレス鋼の製造方法により、ステンレス鋼に含有される介在物、特に硬質介在物を低減すること、具体的には、ステンレス鋼の精錬において、溶製時に溶融金属内に浸漬した１つあるいは複数の浸漬管の内壁に設置されたノズルから浸漬管の内部の溶融金属にガスを吹き込み、浸漬管の上部で溶融金属と接する雰囲気ガスの圧力を変化させることにより、還元法およびスラグあるいはフラックス塩基度の制限、また蛍石の添加量の制約なく硬質介在物の低減を行うことで、製品の表面疵や加工時の割れを防止することができる。したがって、ステンレス鋼に対しても、普通鋼に対するのと同様に、浸漬管法を安定して適用することが可能になる。
【００１５】
さらに、本発明に係る浸漬管法をステンレス鋼の精錬に適用することにより、Ａｌ２Ｏ３又はＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系により構成される硬質介在物の試料５ｇ中の最大円相当径が極値統計法による推定値で３５μｍ以下のステンレス鋼を得ることが可能になる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明を実施するための最良の形態を説明する。なお、以降の説明では、溶融金属がステンレス溶鋼である場合を例にとる。
はじめに、本発明の原理を簡単に説明する。
【００１７】
図１は、本発明が対象とする浸漬管法０を概念的に示す説明図である。
本実施の形態では、同図に示すように、溶融金属精錬用浸漬管（以下、単に「浸漬管」という）１の先端部近傍を、溶融金属収容容器（以下、単に「容器」という）２に収容されたステンレス溶鋼３へ浸漬し、浸漬管１の内部のステンレス溶鋼３へ、浸漬管１の内壁に設置されたノズル４を介して、Ａｒ、Ｎ２、Ｈ２、Ｈｅ、Ｎｅ又はこれらのうち二種以上を混合した不活性気体５を吹き込んだ状態で、ステンレス溶鋼３と接する部分６を加圧する。
【００１８】
これにより、容器２の内部のステンレス溶鋼３に下降流７が発生し、それとともに吹き込まれた不活性気体５の気泡が下降する。浸漬管１の下端を通過した下降流７には、図１中の左上拡大図に示すように渦輪８ａが形成され、これら渦輪８ａの中心に気泡が集積し、円環状気泡８が形成される。
【００１９】
この円環状気泡８は、容器２の底部へと下降していく。この際に、図１中の左下拡大図に示すように渦輪８ａに巻き込まれた介在物８ｂが、円環状気泡８に捕捉される。
介在物８ｂを捕捉した円環状気泡８は、容器２の底部へ到達した後に、図１中の右下拡大図に示すように渦輪８ａの乱れにより、微細な気泡９へ分裂する。
【００２０】
そして、微細な気泡９は、図１中の右上拡大図に示すように介在物８ｂを捕捉したままステンレス溶鋼３の表面へ浮上する。
このような現象が実際に発生することは、水モデル試験によって明らかにされている。本発明は、ステンレス溶鋼３中の介在物８ｂの除去にこの浸漬管法のメカニズムを適用するものである。
【００２１】
ステンレス鋼の精錬に浸漬管法を適用するに際しては、浸漬管１の材質を、ステンレス溶鋼３への浸漬に十分に耐え得るように設定する必要がある。浸漬管１を損傷させる主な要因は、スラグ−メタル界面における溶損あるいはスラグ浸潤、又は、熱衝撃による破損の２つである。これらに対する対策を説明する。
【００２２】
スラグ−メタル界面における溶損あるいはスラグ浸潤について適性のある耐火物を選定するため、表１に示す組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物Ａと、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物Ｂ及びＡｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物Ｃを、図２に示すように予め接着した浸漬管４１を準備した。なお，表１中におけるその他の成分はＣａＯ，Ｆｅ２Ｏ３，Ｃｒ２Ｏ３，ＴｉＯ２等の耐火成分あるいは不可避的不純物の総和である．
【００２３】
【表１】
【００２４】
そして、図３に示すように、表２に示す組成に調整したスラグ４４を予め添加し、１６００℃に溶融及び保持したＳＵＳ３０４溶鋼４５内へ、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物Ａ、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物Ｂ又はＡｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物Ｃからなる耐火物４２、４３を装着された浸漬管１を浸漬し、１６分間保持した。
【００２５】
【表２】
【００２６】
表３に、浸漬試験結果（試験後のスラグ−メタル界面の位置における耐火物の溶損速度（ｍｍ／ｈ）及び外観変化）をまとめて示す。
【００２７】
【表３】
【００２８】
表３に示すように、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物は、溶損量が３７．５ｍｍ／ｈと極めて大きいとともに、Ａｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物は、スラグ浸潤によって逆に膨張し（溶損量−１８．８ｍｍ／ｈ）、亀裂が発生した。これに対し、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物の溶損速度は、７．５ｍｍ／ｈとＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物の溶損速度の（１／５）と極めて小さく、かつ亀裂も生じなかった。このことから、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物は、高い耐スラグ侵食性を有し、ステンレス鋼の精錬にも適用できる材質であることが分かる。
【００２９】
しかしながら、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物は熱衝撃に弱く、ステンレス溶鋼へ浸漬する前の予熱が不十分であると、容易に破損して亀裂が発生する。図１を参照しながら上述したように、浸漬管法は、浸漬管１の内部の圧力を変化させてステンレス溶鋼３の下降流を生成するものであることから、浸漬管１に亀裂が生ずると加圧ガスのリークや大気の吸い込みにより圧力変化が抑制され、操業効率が著しく低下する。また、浸漬管１の内部のステンレス溶鋼３はスラグあるいはフラックスによって遮断されないので、大気中の酸素によるステンレス溶鋼３の再酸化や窒素のピックアップ等を生じてしまい、ステンレス溶鋼３の品質が低下する。
【００３０】
そこで、本実施の形態では、熱衝撃による破損が生じても破損が内部まで進展して亀裂が発生することを防止するために、浸漬管の本体をＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物により構成するとともに、この本体の外周の一部をＺｒＯ２−Ｃ系耐火物により構成する。
【００３１】
図４は、本実施の形態の浸漬管１０の構造を示す説明図であって、図４（ａ）は正面図、図４（ｂ）は図４（ａ）におけるＡ−Ａ断面図である。
本実施の形態の浸漬管１０の本体１１は、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物により構成される。さらに、この本体１１の外周の一部１２は、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物により構成される。そして、図４（ａ）に示すように、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物を施工される、本体１１の外周の一部１２が、スラグーメタル界面１３に接するとともに、この一部１２以外の本体１１の外周部及び浸漬管１０の内周は、耐熱衝撃性が良好なＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物により構成される。
【００３２】
そして、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物として、熱衝撃性に優れることから無予熱であっても浸漬可能な組成（ＳｉＯ２：２０％、Ｃ：３０％、ＺｒＯ２：５％、ＳｉＣ：２％、残部Ａｌ２Ｏ３）を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物を用いて、浸漬試験を行った。
【００３３】
その結果、使用後の浸漬管１０の本体１１の内周部に亀裂の発生が見られた。これは、スラグ−メタル界面部のＺｒＯ２−Ｃ系耐火物、及び本体部のＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物それぞれの熱膨張率が約２倍と大きいので、これにより浸漬時に大きな熱応力が発生したためと考えられる。浸漬管１の構造解析を行ったところ、望ましいＺｒＯ２−Ｃ系耐火物とＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物の熱膨張率比は０．８以上かつ１．２以下であるという知見が得られた。そして、図５にグラフで示すように、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物の熱膨張率は、ＳｉＯ２含有量が低下するとＺｒＯ２−Ｃ系耐火物に近い値となる。
【００３４】
そこで、本実施の形態では、浸漬管１の本体部１１に含有ＳｉＯ２量を低減したＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物、具体的には、ＳｉＯ２：５％以下、Ｃ：３５％以下、ＳｉＣ：１０％以下、Ａｌ２Ｏ３：４０％以上８０％以下、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物を用いるとともに、この本体１１の外周の一部１２が、Ｃ：３０％以下、ＳｉＣ：１０％以下、ＺｒＯ２：６０％以上９０％以下、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＺｒＯ２−Ｃ系耐火物を用いる。
【００３５】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物それぞれの組成を限定する理由を説明する。
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＳｉＯ２は、各耐火物におけるＳｉＯ２量と熱膨張率との関係を示す図５のグラフに示すように、含有量が５％を越えると上述したように熱膨張率が低下し、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物及びＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物それぞれの熱膨張率比が１．２以上となるので、浸漬時の熱応力による浸漬管の損傷を招く。そこで、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＳｉＯ２量は５％以下と限定する。同様の観点から、４％以下であることが望ましい。
【００３６】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＣ含有量が３５％を越えると、耐酸化性及び耐食性が低下するとともに、溶鋼中のＣを上昇させる。そこで、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＣ含有量は３５％以下と限定する。同様の観点から、３２％以下であることが望ましい。
【００３７】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＳｉＣ含有量が１０％を越えると、著しく耐食性を損ない、またＣ単体と同様に溶鋼中のＣ量を上昇させる。そこで、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＳｉＣ量は１０％以下と限定する。同様の観点から、５％以下であることが望ましい。
【００３８】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＡｌ２Ｏ３含有量が４０％を下回ると、耐食性を低下させるとともに熱膨張率が低下して、ＳｉＯ２同様に浸漬時の浸漬管の損傷を招く。一方、Ａｌ２Ｏ３含有量が８０％を上回ると、これに伴ってその他の成分の含有量が低下して耐スポーリング性の低下を招く。そこで、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＡｌ２Ｏ３量は４０％以上８０％以下と限定する。同様の観点から、５０％以上７０％以下であることが望ましい。
【００３９】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるその他の耐火成分としては、ＣａＯ，ＭｇＯ，Ｆｅ２Ｏ３，Ｃｒ２Ｏ３，ＴｉＯ２，ＺｒＯ２等の１種又は２種以上がある。これらの耐火成分の含有量の総和が３％未満であると耐スポーリング性を低下させ、一方１５％超であるとこれに伴ってＡｌ２Ｏ３の量が低下するので耐食性が低下する。そこで、その他の耐火成分の含有量の総和は３％以上１５％以下と限定する。同様の観点から、５％以上１０％以下であることが望ましい。
【００４０】
一方、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＣ含有量が３０％を越えると、耐酸化性及び耐食性が低下するとともに、溶鋼中のＣを上昇させる。そこで、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＣ含有量は３０％以下と限定する。同様の観点から、２５％以下であることが望ましい。
【００４１】
ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＳｉＣ含有量が１０％を越えると、著しく耐食性を損ない、またＣ単体と同様に溶鋼中のＣ量を上昇させる。そこで、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＳｉＣ含有量は１０％以下と限定する。同様の観点から、５％以下であることが望ましい。
【００４２】
ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＺｒＯ２含有量が６０％を下回ると、耐食性を低下させるとともに熱膨張率が低下して浸漬時の浸漬管の損傷を招く。一方、ＺｒＯ２含有量が８０％を上回ると、これに伴ってその他の成分の含有量が低下して耐スポーリング性の低下を招く。そこで、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＺｒＯ２含有量は６０％以上８０％以下と限定する。同様の観点から、６５％以上７５％以下であることが望ましい。
【００４３】
ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるその他の耐火成分としては、ＣａＯ，ＭｇＯ，ＳｉＯ２，Ｆｅ２Ｏ３，Ｃｒ２Ｏ３，ＴｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３等の１種又は２種以上がある。これらの耐火成分の含有量の総和が２％未満であると耐スポーリング性を低下させ、一方１５％超であるとこれに伴ってＺｒＯ２の量が低下するので耐食性が低下する。そこで、その他の耐火成分の含有量の総和は、２％以上１５％以下と限定する。同様の観点から、３％以上１０％以下であることが望ましい。
【００４４】
このように、本実施の形態では、本体１１が、ＳｉＯ２：５％以下、Ｃ：３５％以下、ＳｉＣ：１０％以下、Ａｌ２Ｏ３：４０％以上８０％以下、その他耐火成分と不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物からなるとともに、この本体１１の外周の一部１２が、Ｃ：３０％以下、ＳｉＣ：１０％以下、ＺｒＯ２：６０％以上９０％以下、その他耐火成分と不可避的不純物からなる組成を有するＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなる浸漬管１０を用いる精錬工程を含むことにより、ステンレス溶鋼を製造する。
【００４５】
具体的には、この浸漬管１０を、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなる部分１２が、容器に収容されるステンレス溶鋼とこのステンレス溶鋼の上部に存在するスラグとの界面１３に接するように、ステンレス溶鋼に浸漬する。次に、浸漬管１０の内壁に設置されるノズルから浸漬管１０の内部にガスを吹き込みながら浸漬管１０の内部に供給するガスの圧力を変化させることにより浸漬管１０の内部にステンレス溶鋼の下降流を生成する。これにより、この下降流によりステンレス溶鋼を収容する容器の底部へ向かう、ガスの円環状気泡を生成することにより、ステンレス溶鋼に含まれる介在物を低減する処理を行う精錬工程を経て、ステンレス鋼を製造する。
【００４６】
この方法により、（ａ）含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３を含む１種以上で構成され、非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：８０％以上であるとともに、極値統計法による推定値で試料５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であるステンレス鋼、又は（ｂ）含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯを含む２種以上で構成され、非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：４０％以上、ＭｇＯ：１５％以上であるとともに、極値統計法による推定値で５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であるステンレス鋼を、製造することができる。
【００４７】
本実施の形態におけるステンレス鋼の組成は、
（ａ）ＪＩＳ Ｇ ４３０４に規定されるＳＵＳ３０９（Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１２．００％以上１５．００％以下、Ｃｒ：２２．００％以上２４．００％以下）、
（ｂ）ＪＩＳ Ｇ ４３０４に規定されるＳＵＳ３１０Ｓ（Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１９．００％以上２２．００％以下、Ｃｒ：２４．００％以上２６．００％以下）、
（ｃ）ＪＩＳＧ ４３０４に規定されるＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ（Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：５．５０％以上７．５０％以下、Ｃｒ：２４．００％以上２６．００％以下、Ｍｏ：２．５０％以上３．５０％以下、Ｎ：０．０８〜０．３０％）、
（ｄ）ＪＩＳＧ ４３０４に規定されるＳＵＳ３１６Ｌ（Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１２．００％以上１５．００％以下、Ｃｒ：１６．００％以上１８．００％以下、Ｍｏ：２．００〜３．００％）、
（ｅ）ＪＩＳＧ ４３０４に規定されるＳＵＳ３０１（Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：６．００％以上８．００％以下、Ｃｒ：１６．００％以上１８．００％以下）
を基本組成とし、さらに、Ｓを０．００２％未満に低減したものである。
【００４８】
これらのＪＩＳ規格のステンレス鋼の熱間加工性は、代表的なステンレス鋼であるＳＵＳ３０４あるいはＳＵＳ４３０の熱間加工性よりも低い。特に、Ｓ含有量が０．００２％以上であると熱間加工性が著しく低下し、熱間圧延の際にヘゲ疵等の表面欠陥が増加する。Ｓ含有量を低減するためにはスラグ塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２）を２．０以上に高くすること，あるいは脱酸材としてＡｌを使用することにより酸素活量を低減する必要があるが、酸素活量を低減させると、平均組成が、Ａｌ２Ｏ３８０％以上、又は、Ａｌ２Ｏ３４０％以上及びＭｇＯ１５％以上である大型かつ硬質の介在物を生成し、表面欠陥の原因となる。
【００４９】
しかし、本実施の形態では、上述したように浸漬管法による微細気泡を生成することにより、これらの介在物を速やかに除去することができるので、本実施の形態におけるステンレス鋼の組成を上述したように規定することができる。
【００５０】
したがって、本実施の形態によれば、ＳＵＳ３０９、ＳＵＳ３１０Ｓ、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、ＳＵＳ３１６Ｌ又はＳＵＳ３０１を基本組成としてさらにＳを０．００２％未満に低減したステンレス鋼に含有される介在物、特に硬質介在物を低減すること、具体的には、これらのステンレス鋼の精錬において、溶製時にステンレス溶鋼内に浸漬した１つあるいは複数の浸漬管の内壁に設置されたノズルから浸漬管の内部のステンレス溶鋼にガスを吹き込み、浸漬管の上部でステンレス溶鋼と接する雰囲気ガスの圧力を変化させることにより、還元法およびスラグあるいはフラックス塩基度の制限、また蛍石の添加量の制約なく硬質介在物の低減を行うことができ、これにより、これらのステンレス鋼からなる製品の表面疵や加工時の割れを防止することができる。したがって、これらのステンレス鋼に対しても、普通鋼に対するのと同様に浸漬管法を安定して適用できるようになる。
【００５１】
さらに、本実施の形態により、Ａｌ２Ｏ３又はＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系により構成される硬質介在物の試料５ｇ中の最大円相当径が極値統計法による推定値で３５μｍ以下のステンレス鋼を、得ることが可能になる。
【実施例】
【００５２】
さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
図６は、本実施例で用いた装置２０の構成を模式的に示す説明図である。本実施例では、４０トン電気炉で溶解し、耐火物を内張りされた取鍋２１へと出鋼された、ＪＩＳ Ｇ４３０４ ＳＵＳ３０１の組成であるステンレス溶鋼２２を、ＶＯＤにより脱炭・Ａｌ還元精錬及び脱硫処理を実施しＳを０．００２％未満に低下させた後、事前に予熱した浸漬管２３を、取鍋２１に収容されたステンレス溶鋼２２へ浸漬した。
【００５３】
本実施例では、浸漬管２３に、加圧用ガスＧの供給管２４及び電磁弁２５からなる加圧用ガス供給系２６と、排気管２７、電磁弁２８、排気バッファ２９、電磁弁３０及び排気ポンプ３１からある加圧用ガス排気系３２とを接続してあり、これらを組み合わせて用いることにより、浸漬管２３の内部の圧力を自在に制御できるように構成している。本実施例では、この装置を用いてステンレス鋼２２のスラグ排出処理を行った。
【００５４】
その後、浸漬管２３の下部先端部に施工した羽口からアルゴンガスを吹き込みながら、不活性ガスによる浸漬管２３内の加圧及び真空ポンプによる減圧処理を、表３に示す条件（加圧時間、加圧後保持時間、減圧時間、減圧後保持時間、サイクル、加圧圧力、減圧圧力及び羽口ガス流量））で３００秒間繰り返した。
【００５５】
【表４】
【００５６】
なお、加圧及び減圧条件は、湯面揺動を抑制するために、特許文献４に記載された発明に準じて設定し、また設備費の低減のため加圧及び減圧制御装置には特許文献３に記載された減圧室を設けた。
【００５７】
図７は、本実施例における浸漬管２３の内部の圧力変動の状況を経時的に示すグラフである。図７にグラフで示すように、減圧工程において浸漬管２３の内部の圧力と、減圧室（排気バッファー）２９の圧力とが略一致していることから、大気の吸い込み、すなわち浸漬管２３の破損が生じておらず安定した操業が可能であることがわかる。また、実施後の浸漬管２３を直接目視で観察しても、亀裂等の破損は確認できなかった。
【００５８】
図８は、浸漬後のスラグーメタル界面位置における浸漬管耐火物の寸法変化率の結果を示すグラフである。Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物を装着したものと比較して、耐火物の寿命は２０倍に向上し、ステンレス精錬においても浸漬管法の安定した適用が可能になる。
【００５９】
浸漬管法の介在物除去効果を評価するために、本実施例と同様にＶＯＤにて脱炭及びＡｌ還元精錬を行ったステンレス溶鋼に対して、従来の鋼中介在物除去手法であるポーラスによるアルゴンバブリング法（以下、本明細書では「バブリング法」という）を行った。
【００６０】
底吹きの攪拌動力は、下記（１）に示したＮａｋａｎｉｓｈｉらによる攪拌動力式で２２Ｗ／ｔｏｎと設定し，保持時間は実施例と同様の３００秒とした．
ε＝０．０２８５×（Ｖ×Ｔ／Ｍ）×ｌｏｇ（１＋Ｈ／１４８）・・・・・・・（１）
この（１）式において、εは攪拌動力（Ｗ／ｔｏｎ）を示し、Ｖはガス流量（Ｎｌ／ｍｉｎ）を示し、Ｔは溶鋼温度（Ｋ）を示し、Ｍは溶鋼重量（Ｔ）を示し、さらにＨはガス吹き込み深さ（ｃｍ）を示す。
【００６１】
なお、この攪拌動力を選定した理由は、溶鋼面をスラグによって大気から遮断できる程度に弱く、かつ溶鋼の偏熱および偏析が生じない程度に強い攪拌動力が得られるためである。
【００６２】
浸漬管法およびバブリング法の双方の処理の前後における溶鋼サンプルを採取した。鋼中介在物評価のために、溶鋼サンプルから採取した切粉５ｇを１０％Ｂｒ−ＭｅＯＨにて溶解して非金属介在物の抽出を行い、これを１０μｍメンブランフィルタによってろ過した残渣を表５に示した条件にて検鏡した。
【００６３】
【表５】
【００６４】
個々の介在物の粒径評価に先立って、ＳＥＭ−ＥＰＭＡ法を用いて介在物の組成を調査した。代表的な介在物組成は、表６に示した通りＡｌ２Ｏ３あるいはＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系の硬質介在物、また軟質介在物であるＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系あるいはＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系であった。以下の極値統計法で評価する介在物は硬質のＡｌ２Ｏ３あるいはＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系を対象とした。
【００６５】
【表６】
【００６６】
各視野について、個々の介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として介在物の円相当径√（πＬＷ／４）の最大値を求めた。３０視野の上記で求めた√（πＬＷ／４）の値を小さいものから順に並べ替え、それぞれ√（πＬＷ／４）ｊ（ｊ＝１〜３０）として、各ｊについて累積分布関数Ｆｊ＝１００×（ｊ／３１）（％）を計算した。横軸に円相当径√（πＬＷ／４）ｊを、縦軸に基準化変数ｙｊ＝−ｌｎ（−ｌｎ（ｊ／３１））を取ったグラフを描き、最小二乗法によって近似直線を求める。
【００６７】
そして、図９（バブリング法）及び図１０（浸漬管法）に示すように、試料５ｇに相当する基準化変数Ｙｊ＝８．３３（すなわち、累積分布関数Ｆｊの値が９９．９７６％となる場合）の円相当径√（πＬＷ／４）ｊの値を読み取り、これを最大円相当介在物径とした。
【００６８】
表７に、検査基準面積と試料５ｇに対応する基準化変数、またその予想最大円相当介在物径を示す。
【００６９】
【表７】
【００７０】
バブリング法では処理前後で最大円相当介在物径が変わらなかった一方、浸漬管法を実施した場合には最大介在物径が４２．８３μｍから３２．４１μｍへと低減した。
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】本発明が対象とする浸漬管法を概念的に示す説明図である。
【図２】表１に示す組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物Ａと、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物Ｂ及びＡｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物Ｃを予め接着した浸漬管を示す説明図である。
【図３】表２に示す組成に調整したスラグを予め添加し、１６００℃に溶融及び保持したＳＵＳ３０４溶鋼内へ浸漬管を浸漬した状況を模式的に示す説明図である。
【図４】図４は、本実施の形態の浸漬管の構造を示す説明図であって、図４（ａ）は正面図、図４（ｂ）は図４（ａ）におけるＡ−Ａ断面図である。
【図５】Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物及びＺｒＯ２−Ｃ系耐火物それぞれの熱膨張率に及ぼすＳｉＯ２量の影響を示すグラフである。
【図６】実施例で用いた装置の構成を模式的に示す説明図である。
【図７】実施例における浸漬管の内部の圧力変動の状況を経時的に示すグラフである。
【図８】浸漬後のスラグーメタル界面位置における浸漬管耐火物の寸法変化率の結果を示すグラフである。
【図９】バブリング法における基準化変数と介在物円相当径との関係を示すグラフである。
【図１０】浸漬管法における基準化変数と介在物円相当径との関係を示すグラフである。
【図１１】浸漬管法において溶鋼−介在物系について気泡径ｄＢ（ｍｍ）と介在物の捕捉確率（ｄＢ＝１０ｍｍに対する捕捉確率の比（−））との関係について推算した結果を示すグラフである。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶融金属精錬用浸漬管、溶融金属の製造方法及びステンレス鋼の製造方法に関し、具体的には、ステンレス鋼に含有される介在物、特に硬質介在物を低減するのに有効な溶融金属精錬用浸漬管、溶融金属の製造方法及びステンレス鋼の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ステンレス鋼に含まれる鋼中介在物は、その数が多数であるか、又は融点が高い硬質介在物であると、製品（ステンレス鋼板）におけるスリバー疵等の表面欠陥や、加工時における割れの発生原因となる。また、硬質介在物は圧延による伸展が生じないので製品に大型のまま残存し、ステンレス鋼板の機械的性質を低下させる。このため、これまでにも、ステンレス鋼に含まれる硬質介在物を低減する発明が多数提案されている。
【０００３】
例えば特許文献１には、脱酸材としてＳｉを用い、かつＡｌ含有物質を無添加とし、これに加えてスラグ塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１．４〜２．０の範囲内に制御することにより、Ａｌ２Ｏ３系あるいはＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯスピネル系の硬質介在物の生成を抑制する発明が開示されている。
【０００４】
しかし、この発明では、スラグ塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２）を２．０以下に抑制すること、及びＡｌを使用できないことの２点から、ステンレス鋼の酸素活量が比較的高いレベルに維持され、脱硫反応が進行し難くなる。このため、この発明は、熱間加工性を維持するために低硫化が厳しく要求される２相系ステンレス鋼や高合金鋼、あるいはベローズ用ステンレス鋼に対しては適用できない。
【０００５】
また、精錬条件を制御することにより介在物を軟質化する発明の他に、硬質介在物自体を除去する発明として、浸漬管を介して溶鋼に吹き込む不活性ガスの気泡によって硬質介在物を捕捉して浮上分離を促進する発明が広く用いられている。そして、この不活性ガスの気泡を微細化することにより硬質介在物の除去効率を向上できることが、経験的に知られている。Ｙｏｏｎらは、水−石炭系での実験を行うことにより、この気泡の微細化により硬質介在物の除去効率が向上する理由を、（ａ）気泡の個数の増加による衝突確率の増加、及び（ｂ）気泡の表面積の増加による介在物との接触確率の増加にあるとしている。図１１は、溶鋼−介在物（介在物径１０μｍ）系について気泡径ｄＢ（ｍｍ）と介在物の捕捉確率（ｄＢ＝１０ｍｍに対する捕捉確率の比（−））との関係について推算した結果を示すグラフである。図１１にグラフで示すように、気泡径ｄＢが小さくなると介在物の捕捉確率が飛躍的に向上することがわかる。
【０００６】
溶鋼中に微細気泡を分散させる発明（以下、本明細書ではこの発明を「浸漬管法」という。）として、特許文献２〜４には、耐火物からなる浸漬管を溶鋼中へ浸漬し、浸漬管の先端に設置した羽口から不活性ガスを溶鋼に吹き込みながら浸漬管の内部の圧力を変化させて溶鋼の下降流を生成することにより、不活性ガスの円環状気泡を溶鋼に吹き込む発明が開示されている。これらの発明により溶鋼に吹き込まれた円環状気泡は、最終的に、容器底部で微細な気泡に分裂して溶鋼内へ分散することから、溶鋼内への均一な拡散と高い気泡利用効率とが得られる。また、溶鋼とこの溶鋼の上部に存在するスラグとの界面よりも深い位置から下降流を吐出することができるので、乱流が生じてもスラグ系介在物の再巻き込みを生じない。このように、浸漬管法は、溶鋼に含まれる介在物を高効率で安定して除去することができる発明として、極めて優れたものである。
【特許文献１】特開平１０−１５８７２０号公報
【特許文献２】特開２００２−１８０１２４号公報
【特許文献３】特開２００３−８２４１１号公報
【特許文献４】特開２００４−３１５８９３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、本発明者らは、この優れた浸漬管法をステンレス鋼の精錬に適用しようとすると、浸漬管を構成する耐火物の耐久性に課題があることを知見した。
ステンレス鋼は、普通鋼に比較して、低硫化をより厳格に要求される。このため、ステンレス鋼の精錬に用いるスラグやフラックスには、流動性の向上および酸素活量の低下による脱硫反応の促進を目的として、蛍石（ＣａＦ２）が１０％以上２０％以下（本明細書では特にことわりがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味する）添加される。しかし、このように蛍石を多く添加すると、溶鋼、スラグ及び耐火物の界面において生じる反応が促進され、耐火物の損耗及び浸潤速度が著しく大きくなる。本発明者らが、特許文献２に開示される浸漬管法で用いる、Ａｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物からなる浸漬管を、ステンレス鋼の精錬におけるステンレス溶鋼及び溶融スラグに浸漬したところ、スラグが耐火物に浸潤し、耐火物の体積膨張とそれに伴う亀裂とが早期に発生した。
【０００８】
このため、Ａｌ２Ｏ３キャスタブル耐火物からなる浸漬管を用い、ステンレス鋼を対象として浸漬管法を実施すると、早期に発生する耐火物の亀裂部からの加圧ガスのリークおよび大気の吸い込みによる操業効率の低下を生じるばかりか、大気中の酸素による溶鋼再酸化または亀裂進展による耐火物脱落といった問題を生じ、製品品質にも影響する。したがって、浸漬管法をステンレス鋼の介在物の除去に適用することは、浸漬管の耐火物を向上しない限り、困難である。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本体が、ＳｉＯ２：５％以下、Ｃ：３５％以下、ＳｉＣ：１０％以下、Ａｌ２Ｏ３：４０％〜８０％、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物からなるとともに、本体の外周の一部が、Ｃ：３０％以下、ＳｉＣ：１０％以下、ＺｒＯ２：６０％〜９０％、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなることを特徴とする溶融金属精錬用浸漬管である。
【００１０】
別の観点からは、本発明は、この本発明に係る溶融金属精錬用浸漬管を用いる精錬工程を含むことを特徴とする溶融金属の製造方法である。
また、本発明は、この本発明に係る溶融金属精錬用浸漬管を、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなる部分が溶融金属収容容器に収容される溶融金属とこの溶融金属の上部に存在するスラグとの界面に接するように、溶融金属に浸漬し、溶融金属精錬用浸漬管の内壁に設置されるノズルから溶融金属精錬用浸漬管の内部にガスを吹き込みながら溶融金属精錬用浸漬管の内部に供給するガスの圧力を変化させることにより溶融金属精錬用浸漬管の内部に溶融金属の下降流を生成し、この下降流により容器の底部へ向かう、ガスの円環状気泡を生成することにより、溶融金属に含まれる介在物を低減する処理を行う精錬工程を含むことを特徴とするステンレス鋼の製造方法である。
【００１１】
この本発明に係るステンレス鋼の製造方法では、ステンレス鋼が、（ａ）含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３を含む１種以上で構成され、非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：８０％以上であるとともに、極値統計法による推定値で試料５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であること、又は（ｂ）含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯを含む２種以上で構成され、非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：４０％以上、ＭｇＯ：１５％以上であるとともに、極値統計法による推定値で５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であることが、望ましい。
【００１２】
本発明に係るステンレス鋼の製造方法により製造されるステンレス鋼は、含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３を含む１種以上で構成され、この非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：８０％以上であるとともに、極値統計法による推定値で試料５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であるものである。
【００１３】
また、本発明に係るステンレス鋼の製造方法により製造されるステンレス鋼は、含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯを含む２種以上で構成され、この非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：４０％以上、ＭｇＯ：１５％以上であるとともに、極値統計法による推定値で５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であるものである。
【発明の効果】
【００１４】
本発明に係る溶融金属精錬用浸漬管、溶融金属の製造方法及びステンレス鋼の製造方法により、ステンレス鋼に含有される介在物、特に硬質介在物を低減すること、具体的には、ステンレス鋼の精錬において、溶製時に溶融金属内に浸漬した１つあるいは複数の浸漬管の内壁に設置されたノズルから浸漬管の内部の溶融金属にガスを吹き込み、浸漬管の上部で溶融金属と接する雰囲気ガスの圧力を変化させることにより、還元法およびスラグあるいはフラックス塩基度の制限、また蛍石の添加量の制約なく硬質介在物の低減を行うことで、製品の表面疵や加工時の割れを防止することができる。したがって、ステンレス鋼に対しても、普通鋼に対するのと同様に、浸漬管法を安定して適用することが可能になる。
【００１５】
さらに、本発明に係る浸漬管法をステンレス鋼の精錬に適用することにより、Ａｌ２Ｏ３又はＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系により構成される硬質介在物の試料５ｇ中の最大円相当径が極値統計法による推定値で３５μｍ以下のステンレス鋼を得ることが可能になる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明を実施するための最良の形態を説明する。なお、以降の説明では、溶融金属がステンレス溶鋼である場合を例にとる。
はじめに、本発明の原理を簡単に説明する。
【００１７】
図１は、本発明が対象とする浸漬管法０を概念的に示す説明図である。
本実施の形態では、同図に示すように、溶融金属精錬用浸漬管（以下、単に「浸漬管」という）１の先端部近傍を、溶融金属収容容器（以下、単に「容器」という）２に収容されたステンレス溶鋼３へ浸漬し、浸漬管１の内部のステンレス溶鋼３へ、浸漬管１の内壁に設置されたノズル４を介して、Ａｒ、Ｎ２、Ｈ２、Ｈｅ、Ｎｅ又はこれらのうち二種以上を混合した不活性気体５を吹き込んだ状態で、ステンレス溶鋼３と接する部分６を加圧する。
【００１８】
これにより、容器２の内部のステンレス溶鋼３に下降流７が発生し、それとともに吹き込まれた不活性気体５の気泡が下降する。浸漬管１の下端を通過した下降流７には、図１中の左上拡大図に示すように渦輪８ａが形成され、これら渦輪８ａの中心に気泡が集積し、円環状気泡８が形成される。
【００１９】
この円環状気泡８は、容器２の底部へと下降していく。この際に、図１中の左下拡大図に示すように渦輪８ａに巻き込まれた介在物８ｂが、円環状気泡８に捕捉される。
介在物８ｂを捕捉した円環状気泡８は、容器２の底部へ到達した後に、図１中の右下拡大図に示すように渦輪８ａの乱れにより、微細な気泡９へ分裂する。
【００２０】
そして、微細な気泡９は、図１中の右上拡大図に示すように介在物８ｂを捕捉したままステンレス溶鋼３の表面へ浮上する。
このような現象が実際に発生することは、水モデル試験によって明らかにされている。本発明は、ステンレス溶鋼３中の介在物８ｂの除去にこの浸漬管法のメカニズムを適用するものである。
【００２１】
ステンレス鋼の精錬に浸漬管法を適用するに際しては、浸漬管１の材質を、ステンレス溶鋼３への浸漬に十分に耐え得るように設定する必要がある。浸漬管１を損傷させる主な要因は、スラグ−メタル界面における溶損あるいはスラグ浸潤、又は、熱衝撃による破損の２つである。これらに対する対策を説明する。
【００２２】
スラグ−メタル界面における溶損あるいはスラグ浸潤について適性のある耐火物を選定するため、表１に示す組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物Ａと、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物Ｂ及びＡｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物Ｃを、図２に示すように予め接着した浸漬管４１を準備した。なお，表１中におけるその他の成分はＣａＯ，Ｆｅ２Ｏ３，Ｃｒ２Ｏ３，ＴｉＯ２等の耐火成分あるいは不可避的不純物の総和である．
【００２３】
【表１】
【００２４】
そして、図３に示すように、表２に示す組成に調整したスラグ４４を予め添加し、１６００℃に溶融及び保持したＳＵＳ３０４溶鋼４５内へ、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物Ａ、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物Ｂ又はＡｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物Ｃからなる耐火物４２、４３を装着された浸漬管１を浸漬し、１６分間保持した。
【００２５】
【表２】
【００２６】
表３に、浸漬試験結果（試験後のスラグ−メタル界面の位置における耐火物の溶損速度（ｍｍ／ｈ）及び外観変化）をまとめて示す。
【００２７】
【表３】
【００２８】
表３に示すように、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物は、溶損量が３７．５ｍｍ／ｈと極めて大きいとともに、Ａｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物は、スラグ浸潤によって逆に膨張し（溶損量−１８．８ｍｍ／ｈ）、亀裂が発生した。これに対し、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物の溶損速度は、７．５ｍｍ／ｈとＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物の溶損速度の（１／５）と極めて小さく、かつ亀裂も生じなかった。このことから、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物は、高い耐スラグ侵食性を有し、ステンレス鋼の精錬にも適用できる材質であることが分かる。
【００２９】
しかしながら、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物は熱衝撃に弱く、ステンレス溶鋼へ浸漬する前の予熱が不十分であると、容易に破損して亀裂が発生する。図１を参照しながら上述したように、浸漬管法は、浸漬管１の内部の圧力を変化させてステンレス溶鋼３の下降流を生成するものであることから、浸漬管１に亀裂が生ずると加圧ガスのリークや大気の吸い込みにより圧力変化が抑制され、操業効率が著しく低下する。また、浸漬管１の内部のステンレス溶鋼３はスラグあるいはフラックスによって遮断されないので、大気中の酸素によるステンレス溶鋼３の再酸化や窒素のピックアップ等を生じてしまい、ステンレス溶鋼３の品質が低下する。
【００３０】
そこで、本実施の形態では、熱衝撃による破損が生じても破損が内部まで進展して亀裂が発生することを防止するために、浸漬管の本体をＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物により構成するとともに、この本体の外周の一部をＺｒＯ２−Ｃ系耐火物により構成する。
【００３１】
図４は、本実施の形態の浸漬管１０の構造を示す説明図であって、図４（ａ）は正面図、図４（ｂ）は図４（ａ）におけるＡ−Ａ断面図である。
本実施の形態の浸漬管１０の本体１１は、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物により構成される。さらに、この本体１１の外周の一部１２は、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物により構成される。そして、図４（ａ）に示すように、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物を施工される、本体１１の外周の一部１２が、スラグーメタル界面１３に接するとともに、この一部１２以外の本体１１の外周部及び浸漬管１０の内周は、耐熱衝撃性が良好なＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物により構成される。
【００３２】
そして、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物として、熱衝撃性に優れることから無予熱であっても浸漬可能な組成（ＳｉＯ２：２０％、Ｃ：３０％、ＺｒＯ２：５％、ＳｉＣ：２％、残部Ａｌ２Ｏ３）を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物を用いて、浸漬試験を行った。
【００３３】
その結果、使用後の浸漬管１０の本体１１の内周部に亀裂の発生が見られた。これは、スラグ−メタル界面部のＺｒＯ２−Ｃ系耐火物、及び本体部のＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物それぞれの熱膨張率が約２倍と大きいので、これにより浸漬時に大きな熱応力が発生したためと考えられる。浸漬管１の構造解析を行ったところ、望ましいＺｒＯ２−Ｃ系耐火物とＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物の熱膨張率比は０．８以上かつ１．２以下であるという知見が得られた。そして、図５にグラフで示すように、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物の熱膨張率は、ＳｉＯ２含有量が低下するとＺｒＯ２−Ｃ系耐火物に近い値となる。
【００３４】
そこで、本実施の形態では、浸漬管１の本体部１１に含有ＳｉＯ２量を低減したＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物、具体的には、ＳｉＯ２：５％以下、Ｃ：３５％以下、ＳｉＣ：１０％以下、Ａｌ２Ｏ３：４０％以上８０％以下、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物を用いるとともに、この本体１１の外周の一部１２が、Ｃ：３０％以下、ＳｉＣ：１０％以下、ＺｒＯ２：６０％以上９０％以下、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＺｒＯ２−Ｃ系耐火物を用いる。
【００３５】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物それぞれの組成を限定する理由を説明する。
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＳｉＯ２は、各耐火物におけるＳｉＯ２量と熱膨張率との関係を示す図５のグラフに示すように、含有量が５％を越えると上述したように熱膨張率が低下し、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物及びＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物それぞれの熱膨張率比が１．２以上となるので、浸漬時の熱応力による浸漬管の損傷を招く。そこで、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＳｉＯ２量は５％以下と限定する。同様の観点から、４％以下であることが望ましい。
【００３６】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＣ含有量が３５％を越えると、耐酸化性及び耐食性が低下するとともに、溶鋼中のＣを上昇させる。そこで、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＣ含有量は３５％以下と限定する。同様の観点から、３２％以下であることが望ましい。
【００３７】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＳｉＣ含有量が１０％を越えると、著しく耐食性を損ない、またＣ単体と同様に溶鋼中のＣ量を上昇させる。そこで、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＳｉＣ量は１０％以下と限定する。同様の観点から、５％以下であることが望ましい。
【００３８】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＡｌ２Ｏ３含有量が４０％を下回ると、耐食性を低下させるとともに熱膨張率が低下して、ＳｉＯ２同様に浸漬時の浸漬管の損傷を招く。一方、Ａｌ２Ｏ３含有量が８０％を上回ると、これに伴ってその他の成分の含有量が低下して耐スポーリング性の低下を招く。そこで、Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるＡｌ２Ｏ３量は４０％以上８０％以下と限定する。同様の観点から、５０％以上７０％以下であることが望ましい。
【００３９】
Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物におけるその他の耐火成分としては、ＣａＯ，ＭｇＯ，Ｆｅ２Ｏ３，Ｃｒ２Ｏ３，ＴｉＯ２，ＺｒＯ２等の１種又は２種以上がある。これらの耐火成分の含有量の総和が３％未満であると耐スポーリング性を低下させ、一方１５％超であるとこれに伴ってＡｌ２Ｏ３の量が低下するので耐食性が低下する。そこで、その他の耐火成分の含有量の総和は３％以上１５％以下と限定する。同様の観点から、５％以上１０％以下であることが望ましい。
【００４０】
一方、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＣ含有量が３０％を越えると、耐酸化性及び耐食性が低下するとともに、溶鋼中のＣを上昇させる。そこで、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＣ含有量は３０％以下と限定する。同様の観点から、２５％以下であることが望ましい。
【００４１】
ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＳｉＣ含有量が１０％を越えると、著しく耐食性を損ない、またＣ単体と同様に溶鋼中のＣ量を上昇させる。そこで、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＳｉＣ含有量は１０％以下と限定する。同様の観点から、５％以下であることが望ましい。
【００４２】
ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＺｒＯ２含有量が６０％を下回ると、耐食性を低下させるとともに熱膨張率が低下して浸漬時の浸漬管の損傷を招く。一方、ＺｒＯ２含有量が８０％を上回ると、これに伴ってその他の成分の含有量が低下して耐スポーリング性の低下を招く。そこで、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるＺｒＯ２含有量は６０％以上８０％以下と限定する。同様の観点から、６５％以上７５％以下であることが望ましい。
【００４３】
ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物におけるその他の耐火成分としては、ＣａＯ，ＭｇＯ，ＳｉＯ２，Ｆｅ２Ｏ３，Ｃｒ２Ｏ３，ＴｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３等の１種又は２種以上がある。これらの耐火成分の含有量の総和が２％未満であると耐スポーリング性を低下させ、一方１５％超であるとこれに伴ってＺｒＯ２の量が低下するので耐食性が低下する。そこで、その他の耐火成分の含有量の総和は、２％以上１５％以下と限定する。同様の観点から、３％以上１０％以下であることが望ましい。
【００４４】
このように、本実施の形態では、本体１１が、ＳｉＯ２：５％以下、Ｃ：３５％以下、ＳｉＣ：１０％以下、Ａｌ２Ｏ３：４０％以上８０％以下、その他耐火成分と不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物からなるとともに、この本体１１の外周の一部１２が、Ｃ：３０％以下、ＳｉＣ：１０％以下、ＺｒＯ２：６０％以上９０％以下、その他耐火成分と不可避的不純物からなる組成を有するＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなる浸漬管１０を用いる精錬工程を含むことにより、ステンレス溶鋼を製造する。
【００４５】
具体的には、この浸漬管１０を、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなる部分１２が、容器に収容されるステンレス溶鋼とこのステンレス溶鋼の上部に存在するスラグとの界面１３に接するように、ステンレス溶鋼に浸漬する。次に、浸漬管１０の内壁に設置されるノズルから浸漬管１０の内部にガスを吹き込みながら浸漬管１０の内部に供給するガスの圧力を変化させることにより浸漬管１０の内部にステンレス溶鋼の下降流を生成する。これにより、この下降流によりステンレス溶鋼を収容する容器の底部へ向かう、ガスの円環状気泡を生成することにより、ステンレス溶鋼に含まれる介在物を低減する処理を行う精錬工程を経て、ステンレス鋼を製造する。
【００４６】
この方法により、（ａ）含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３を含む１種以上で構成され、非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：８０％以上であるとともに、極値統計法による推定値で試料５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であるステンレス鋼、又は（ｂ）含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯを含む２種以上で構成され、非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：４０％以上、ＭｇＯ：１５％以上であるとともに、極値統計法による推定値で５ｇ中における非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下であるステンレス鋼を、製造することができる。
【００４７】
本実施の形態におけるステンレス鋼の組成は、
（ａ）ＪＩＳ Ｇ ４３０４に規定されるＳＵＳ３０９（Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１２．００％以上１５．００％以下、Ｃｒ：２２．００％以上２４．００％以下）、
（ｂ）ＪＩＳ Ｇ ４３０４に規定されるＳＵＳ３１０Ｓ（Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１９．００％以上２２．００％以下、Ｃｒ：２４．００％以上２６．００％以下）、
（ｃ）ＪＩＳＧ ４３０４に規定されるＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ（Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：５．５０％以上７．５０％以下、Ｃｒ：２４．００％以上２６．００％以下、Ｍｏ：２．５０％以上３．５０％以下、Ｎ：０．０８〜０．３０％）、
（ｄ）ＪＩＳＧ ４３０４に規定されるＳＵＳ３１６Ｌ（Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１２．００％以上１５．００％以下、Ｃｒ：１６．００％以上１８．００％以下、Ｍｏ：２．００〜３．００％）、
（ｅ）ＪＩＳＧ ４３０４に規定されるＳＵＳ３０１（Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：６．００％以上８．００％以下、Ｃｒ：１６．００％以上１８．００％以下）
を基本組成とし、さらに、Ｓを０．００２％未満に低減したものである。
【００４８】
これらのＪＩＳ規格のステンレス鋼の熱間加工性は、代表的なステンレス鋼であるＳＵＳ３０４あるいはＳＵＳ４３０の熱間加工性よりも低い。特に、Ｓ含有量が０．００２％以上であると熱間加工性が著しく低下し、熱間圧延の際にヘゲ疵等の表面欠陥が増加する。Ｓ含有量を低減するためにはスラグ塩基度（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ２）を２．０以上に高くすること，あるいは脱酸材としてＡｌを使用することにより酸素活量を低減する必要があるが、酸素活量を低減させると、平均組成が、Ａｌ２Ｏ３８０％以上、又は、Ａｌ２Ｏ３４０％以上及びＭｇＯ１５％以上である大型かつ硬質の介在物を生成し、表面欠陥の原因となる。
【００４９】
しかし、本実施の形態では、上述したように浸漬管法による微細気泡を生成することにより、これらの介在物を速やかに除去することができるので、本実施の形態におけるステンレス鋼の組成を上述したように規定することができる。
【００５０】
したがって、本実施の形態によれば、ＳＵＳ３０９、ＳＵＳ３１０Ｓ、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、ＳＵＳ３１６Ｌ又はＳＵＳ３０１を基本組成としてさらにＳを０．００２％未満に低減したステンレス鋼に含有される介在物、特に硬質介在物を低減すること、具体的には、これらのステンレス鋼の精錬において、溶製時にステンレス溶鋼内に浸漬した１つあるいは複数の浸漬管の内壁に設置されたノズルから浸漬管の内部のステンレス溶鋼にガスを吹き込み、浸漬管の上部でステンレス溶鋼と接する雰囲気ガスの圧力を変化させることにより、還元法およびスラグあるいはフラックス塩基度の制限、また蛍石の添加量の制約なく硬質介在物の低減を行うことができ、これにより、これらのステンレス鋼からなる製品の表面疵や加工時の割れを防止することができる。したがって、これらのステンレス鋼に対しても、普通鋼に対するのと同様に浸漬管法を安定して適用できるようになる。
【００５１】
さらに、本実施の形態により、Ａｌ２Ｏ３又はＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系により構成される硬質介在物の試料５ｇ中の最大円相当径が極値統計法による推定値で３５μｍ以下のステンレス鋼を、得ることが可能になる。
【実施例】
【００５２】
さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
図６は、本実施例で用いた装置２０の構成を模式的に示す説明図である。本実施例では、４０トン電気炉で溶解し、耐火物を内張りされた取鍋２１へと出鋼された、ＪＩＳ Ｇ４３０４ ＳＵＳ３０１の組成であるステンレス溶鋼２２を、ＶＯＤにより脱炭・Ａｌ還元精錬及び脱硫処理を実施しＳを０．００２％未満に低下させた後、事前に予熱した浸漬管２３を、取鍋２１に収容されたステンレス溶鋼２２へ浸漬した。
【００５３】
本実施例では、浸漬管２３に、加圧用ガスＧの供給管２４及び電磁弁２５からなる加圧用ガス供給系２６と、排気管２７、電磁弁２８、排気バッファ２９、電磁弁３０及び排気ポンプ３１からある加圧用ガス排気系３２とを接続してあり、これらを組み合わせて用いることにより、浸漬管２３の内部の圧力を自在に制御できるように構成している。本実施例では、この装置を用いてステンレス鋼２２のスラグ排出処理を行った。
【００５４】
その後、浸漬管２３の下部先端部に施工した羽口からアルゴンガスを吹き込みながら、不活性ガスによる浸漬管２３内の加圧及び真空ポンプによる減圧処理を、表３に示す条件（加圧時間、加圧後保持時間、減圧時間、減圧後保持時間、サイクル、加圧圧力、減圧圧力及び羽口ガス流量））で３００秒間繰り返した。
【００５５】
【表４】
【００５６】
なお、加圧及び減圧条件は、湯面揺動を抑制するために、特許文献４に記載された発明に準じて設定し、また設備費の低減のため加圧及び減圧制御装置には特許文献３に記載された減圧室を設けた。
【００５７】
図７は、本実施例における浸漬管２３の内部の圧力変動の状況を経時的に示すグラフである。図７にグラフで示すように、減圧工程において浸漬管２３の内部の圧力と、減圧室（排気バッファー）２９の圧力とが略一致していることから、大気の吸い込み、すなわち浸漬管２３の破損が生じておらず安定した操業が可能であることがわかる。また、実施後の浸漬管２３を直接目視で観察しても、亀裂等の破損は確認できなかった。
【００５８】
図８は、浸漬後のスラグーメタル界面位置における浸漬管耐火物の寸法変化率の結果を示すグラフである。Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物を装着したものと比較して、耐火物の寿命は２０倍に向上し、ステンレス精錬においても浸漬管法の安定した適用が可能になる。
【００５９】
浸漬管法の介在物除去効果を評価するために、本実施例と同様にＶＯＤにて脱炭及びＡｌ還元精錬を行ったステンレス溶鋼に対して、従来の鋼中介在物除去手法であるポーラスによるアルゴンバブリング法（以下、本明細書では「バブリング法」という）を行った。
【００６０】
底吹きの攪拌動力は、下記（１）に示したＮａｋａｎｉｓｈｉらによる攪拌動力式で２２Ｗ／ｔｏｎと設定し，保持時間は実施例と同様の３００秒とした．
ε＝０．０２８５×（Ｖ×Ｔ／Ｍ）×ｌｏｇ（１＋Ｈ／１４８）・・・・・・・（１）
この（１）式において、εは攪拌動力（Ｗ／ｔｏｎ）を示し、Ｖはガス流量（Ｎｌ／ｍｉｎ）を示し、Ｔは溶鋼温度（Ｋ）を示し、Ｍは溶鋼重量（Ｔ）を示し、さらにＨはガス吹き込み深さ（ｃｍ）を示す。
【００６１】
なお、この攪拌動力を選定した理由は、溶鋼面をスラグによって大気から遮断できる程度に弱く、かつ溶鋼の偏熱および偏析が生じない程度に強い攪拌動力が得られるためである。
【００６２】
浸漬管法およびバブリング法の双方の処理の前後における溶鋼サンプルを採取した。鋼中介在物評価のために、溶鋼サンプルから採取した切粉５ｇを１０％Ｂｒ−ＭｅＯＨにて溶解して非金属介在物の抽出を行い、これを１０μｍメンブランフィルタによってろ過した残渣を表５に示した条件にて検鏡した。
【００６３】
【表５】
【００６４】
個々の介在物の粒径評価に先立って、ＳＥＭ−ＥＰＭＡ法を用いて介在物の組成を調査した。代表的な介在物組成は、表６に示した通りＡｌ２Ｏ３あるいはＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系の硬質介在物、また軟質介在物であるＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系あるいはＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系であった。以下の極値統計法で評価する介在物は硬質のＡｌ２Ｏ３あるいはＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系を対象とした。
【００６５】
【表６】
【００６６】
各視野について、個々の介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として介在物の円相当径√（πＬＷ／４）の最大値を求めた。３０視野の上記で求めた√（πＬＷ／４）の値を小さいものから順に並べ替え、それぞれ√（πＬＷ／４）ｊ（ｊ＝１〜３０）として、各ｊについて累積分布関数Ｆｊ＝１００×（ｊ／３１）（％）を計算した。横軸に円相当径√（πＬＷ／４）ｊを、縦軸に基準化変数ｙｊ＝−ｌｎ（−ｌｎ（ｊ／３１））を取ったグラフを描き、最小二乗法によって近似直線を求める。
【００６７】
そして、図９（バブリング法）及び図１０（浸漬管法）に示すように、試料５ｇに相当する基準化変数Ｙｊ＝８．３３（すなわち、累積分布関数Ｆｊの値が９９．９７６％となる場合）の円相当径√（πＬＷ／４）ｊの値を読み取り、これを最大円相当介在物径とした。
【００６８】
表７に、検査基準面積と試料５ｇに対応する基準化変数、またその予想最大円相当介在物径を示す。
【００６９】
【表７】
【００７０】
バブリング法では処理前後で最大円相当介在物径が変わらなかった一方、浸漬管法を実施した場合には最大介在物径が４２．８３μｍから３２．４１μｍへと低減した。
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】本発明が対象とする浸漬管法を概念的に示す説明図である。
【図２】表１に示す組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物Ａと、ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物Ｂ及びＡｌ２Ｏ３キャスタブル系耐火物Ｃを予め接着した浸漬管を示す説明図である。
【図３】表２に示す組成に調整したスラグを予め添加し、１６００℃に溶融及び保持したＳＵＳ３０４溶鋼内へ浸漬管を浸漬した状況を模式的に示す説明図である。
【図４】図４は、本実施の形態の浸漬管の構造を示す説明図であって、図４（ａ）は正面図、図４（ｂ）は図４（ａ）におけるＡ−Ａ断面図である。
【図５】Ａｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物及びＺｒＯ２−Ｃ系耐火物それぞれの熱膨張率に及ぼすＳｉＯ２量の影響を示すグラフである。
【図６】実施例で用いた装置の構成を模式的に示す説明図である。
【図７】実施例における浸漬管の内部の圧力変動の状況を経時的に示すグラフである。
【図８】浸漬後のスラグーメタル界面位置における浸漬管耐火物の寸法変化率の結果を示すグラフである。
【図９】バブリング法における基準化変数と介在物円相当径との関係を示すグラフである。
【図１０】浸漬管法における基準化変数と介在物円相当径との関係を示すグラフである。
【図１１】浸漬管法において溶鋼−介在物系について気泡径ｄＢ（ｍｍ）と介在物の捕捉確率（ｄＢ＝１０ｍｍに対する捕捉確率の比（−））との関係について推算した結果を示すグラフである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、本体が、ＳｉＯ２：５％以下、Ｃ：３５％以下、ＳｉＣ：１０％以下、Ａｌ２Ｏ３：４０％〜８０％、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物からなるとともに、前記本体の外周の一部が、Ｃ：３０％以下、ＳｉＣ：１０％以下、ＺｒＯ２：６０％〜９０％、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなることを特徴とする溶融金属精錬用浸漬管。
【請求項２】
請求項１に記載された溶融金属精錬用浸漬管を用いる精錬工程を含むことを特徴とする溶融金属の製造方法。
【請求項３】
請求項１に記載された１又は２以上の溶融金属精錬用浸漬管を、前記ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなる部分が溶融金属収容容器に収容される溶融金属と該溶融金属の上部に存在するスラグとの界面に接するように、前記溶融金属に浸漬し、該溶融金属精錬用浸漬管の内壁に設置されるノズルから該溶融金属精錬用浸漬管の内部にガスを吹き込みながら該溶融金属精錬用浸漬管の内部に供給するガスの圧力を変化させることにより該溶融金属精錬用浸漬管の内部に前記溶融金属の下降流を生成し、該下降流により前記容器の底部へ向かう、前記ガスの円環状気泡を生成することにより、前記溶融金属に含まれる介在物を低減する処理を行う精錬工程を含むことを特徴とするステンレス鋼の製造方法。
【請求項４】
前記ステンレス鋼は、含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３を含む１種以上で構成され、該非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：８０質量％以上であるとともに、極値統計法による推定値で試料５ｇ中における前記非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下である請求項３に記載されたステンレス鋼の製造方法。
【請求項５】
前記ステンレス鋼は、含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯを含む２種以上で構成され、該非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：４０質量％以上、ＭｇＯ：１５質量％以上であるとともに、極値統計法による推定値で５ｇ中における前記非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下である請求項３に記載されたステンレス鋼の製造方法。
【請求項１】
質量％で、本体が、ＳｉＯ２：５％以下、Ｃ：３５％以下、ＳｉＣ：１０％以下、Ａｌ２Ｏ３：４０％〜８０％、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＡｌ２Ｏ３−Ｃ系耐火物からなるとともに、前記本体の外周の一部が、Ｃ：３０％以下、ＳｉＣ：１０％以下、ＺｒＯ２：６０％〜９０％、残部がその他の耐火成分および不可避的不純物からなる組成を有するＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなることを特徴とする溶融金属精錬用浸漬管。
【請求項２】
請求項１に記載された溶融金属精錬用浸漬管を用いる精錬工程を含むことを特徴とする溶融金属の製造方法。
【請求項３】
請求項１に記載された１又は２以上の溶融金属精錬用浸漬管を、前記ＺｒＯ２−Ｃ系耐火物からなる部分が溶融金属収容容器に収容される溶融金属と該溶融金属の上部に存在するスラグとの界面に接するように、前記溶融金属に浸漬し、該溶融金属精錬用浸漬管の内壁に設置されるノズルから該溶融金属精錬用浸漬管の内部にガスを吹き込みながら該溶融金属精錬用浸漬管の内部に供給するガスの圧力を変化させることにより該溶融金属精錬用浸漬管の内部に前記溶融金属の下降流を生成し、該下降流により前記容器の底部へ向かう、前記ガスの円環状気泡を生成することにより、前記溶融金属に含まれる介在物を低減する処理を行う精錬工程を含むことを特徴とするステンレス鋼の製造方法。
【請求項４】
前記ステンレス鋼は、含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３を含む１種以上で構成され、該非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：８０質量％以上であるとともに、極値統計法による推定値で試料５ｇ中における前記非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下である請求項３に記載されたステンレス鋼の製造方法。
【請求項５】
前記ステンレス鋼は、含有する非金属介在物がＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯを含む２種以上で構成され、該非金属介在物の平均組成がＡｌ２Ｏ３：４０質量％以上、ＭｇＯ：１５質量％以上であるとともに、極値統計法による推定値で５ｇ中における前記非金属介在物の最大円相当径が３５μｍ以下である請求項３に記載されたステンレス鋼の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【公開番号】特開２００８−１３７８７（Ｐ２００８−１３７８７Ａ）
【公開日】平成２０年１月２４日（２００８．１．２４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−１８３１９６（Ｐ２００６−１８３１９６）
【出願日】平成１８年７月３日（２００６．７．３）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年１月２４日（２００８．１．２４）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年７月３日（２００６．７．３）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
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