CN116547399A - 奥氏体系不锈钢带的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种兼顾高潜变强度与良好的耐氧化性的奥氏体系不锈钢带的制造方法。一种奥氏体系不锈钢带的制造方法，包括：热轧工序，对热轧用原材料进行热轧，所述热轧用原材料以质量％计具有如下的成分组成：Ni：超过20.0％且30.0％以下、Cr：超过15.0％且18.0％以下、Mo：1.0％～2.0％、Al：3.5％以上且小于5.0％、Nb+Ta：超过1.0％且2.0％以下、Ti+V：0.3％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、Zr：0.01％～0.3％、C：0.005％～0.045％、B：0.001％～0.03％，且以Y+La+Ce+Hf+Zr：0.01％～0.5％的范围包含Y、La、Ce、Hf中的一种以上，剩余部分为Fe及不可避免的杂质；冷轧工序，对热轧钢带进行冷轧；以及熔体化处理工序，对冷轧钢带进行加热保持后进行骤冷。

Description

奥氏体系不锈钢带的制造方法
技术领域
本发明涉及一种奥氏体系不锈钢带的制造方法。
背景技术
奥氏体系不锈钢以Fe、Cr、Ni为主要成分，具有自低温至高温稳定的奥氏体组织，因此被用于要求耐腐蚀性、高温强度等的各种用途中。当在高温下使用时，不仅要求高温强度，也要求氧化环境下的耐氧化性。一般的奥氏体系不锈钢包含约16％以上的Cr，从而在最高700℃左右的高温下的氧化环境中在表面形成包含Cr2O3的保护性的Cr氧化膜，由此发挥出耐氧化性。
另一方面，由于在更高的温度下，Al氧化膜比Cr氧化膜更稳定，因此提出了一种例如通过含有2％以上的Al，在钢材的表面形成包含Al2O3的保护性的Al氧化膜，而发挥更良好的耐氧化性的奥氏体系不锈钢。例如，在专利文献1中公开了一种Nb、Ta、Al的潜变强度高且耐氧化性良好的奥氏体系不锈钢。另外，在专利文献2中公开了一种具有耐氧化性与高潜变强度的含Al的奥氏体系不锈钢。另外，在专利文献3中公开了一种高Mn的含Al的奥氏体系不锈钢。另外，关于制造方法，在非专利文献1中公开了：对氧化铝形成奥氏体系不锈钢的实验熔化材料(500g)在1200℃～1250℃下进行0.5小时～2小时的加热保持后，进行水冷，由此将晶体粒径控制为40μm～340μm。另外，在非专利文献2中公开了：为了将在1150℃下对实验熔化材料(12.7mm×12.7mm×76.2mm)进行热轧或冷轧而成的氧化铝形成奥氏体系不锈钢的晶体粒径控制为20μm～50μm，将其加热至1200℃。此外，在非专利文献3中公开了：将15kg的通过真空熔化而制作的氧化铝形成奥氏体系不锈钢的实验材料在1093℃的天然气体环境中加热4小时后，进行热锻，进而在1093℃的天然气体环境中加热1.5小时后，进行热轧，进而在1200℃下保持0.25小时～0.5小时，然后进行水冷，获得了公称50μm的晶体粒径。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：美国专利第7754144号说明书
专利文献2：美国专利第7744813号说明书
专利文献3：美国专利第7754305号说明书
非专利文献
非专利文献1：金属氧化(Oxidation of Metals)(2009)72，p.311-333
非专利文献2：冶金会刊(Metallurgical Transactions)A38A(2007)p.2737-2746
非专利文献3：材料科学与工程(Materials Science and Engineering)A 590(2014)p.101-115
发明内容
发明所要解决的问题
在所述非专利文献1～非专利文献3中有制造方法及通过所述方法获得的晶体粒径的记载，但决定晶体粒径的最终的热处理温度均为1200℃或其以上。晶体粒径是大幅影响潜变强度的组织因子，为了获得高潜变强度，需要增大晶体粒径，因此认为需要将非专利文献1～非专利文献3所公开的奥氏体系不锈钢的最终的热处理温度设为1200℃或其以上。但是，关于1200℃或其以上的温度下的最终热处理，在钢带的量产设备中，有制造会受到制约或难以制造的情况。另外，在专利文献1～专利文献3中，虽然有各种化学成分的高Al奥氏体系不锈钢的化学成分及组织等的记载，但关于制造方法并无记载。虽然认为化学成分、组织、特性、制造方法有密切的因果关系，但关于各个化学成分的奥氏体系不锈钢的最优选的制造方法并不明确，仍留有研究的余地。
本发明的目的是提供一种奥氏体系不锈钢带的制造方法，其具有与现存的高Al奥氏体系不锈钢的潜变强度、耐氧化性同等的特性，同时包括工业上可适用的低温下的最终热处理条件。
解决问题的技术手段
本发明人等人对现存的高Al奥氏体系不锈钢的化学成分与制造方法、尤其是最终热处理温度的低温化进行了研究，结果发现，当在将有助于耐氧化性的Cr量、Al量维持得高的状态下将C调整得低时，可获得大的晶体粒径与高的潜变强度，且存在低于1200℃的最终热处理温度，从而实现了本发明。
即，本发明是一种奥氏体系不锈钢带的制造方法，包括：热轧工序，对热轧用原材料进行热轧，所述热轧用原材料以质量％计具有如下的成分组成：Ni：超过20.0％且30.0％以下、Cr：超过15.0％且18.0％以下、Mo：1.0％～2.0％、Al：3.5％以上且小于5.0％、Nb+Ta：超过1.0％且2.0％以下、Ti+V：0.3％以下(包括0％)、Si：1.0％以下(包括0％)、Mn：2.0％以下(包括0％)、Zr：0.01％～0.3％、C：0.005％～0.045％、B：0.001％～0.03％，且视需要以Y+La+Ce+Hf+Zr：0.01％～0.5％的范围包含Y、La、Ce、Hf中的一种以上，剩余部分为Fe及不可避免的杂质；冷轧工序，对所述热轧工序后的热轧钢带进行冷轧；以及熔体化处理工序，对所述冷轧工序后的冷轧钢带在实质上不含氮的非氧化性环境中、在1000℃～1150℃下进行0.1分钟～30分钟的加热保持后，进行冷却速度5℃/s以上的骤冷，所述奥氏体系不锈钢带的制造方法获得板宽120mm以上、板厚3mm以下的奥氏体系不锈钢带。
优选为奥氏体系不锈钢带的平均奥氏体晶体粒径为30μm～100μm。
优选为在热轧工序与冷轧工序之间、或者在冷轧工序中还具有研磨工序，所述研磨工序将轧制钢带表面的氧化层及氮化层去除。
发明的效果
根据本发明，可大幅提高兼顾高潜变强度与良好的耐氧化性的奥氏体系不锈钢的工业规模的制造性。
附图说明
[图1]是表示将本发明例及比较例的奥氏体系不锈钢带在1000℃下加热至1000小时时的氧化增重的图表。
[图2](a)是将本发明例的奥氏体系不锈钢带在1000℃下加热1000小时后的剖面的反射电子像。(b)是通过电子束微分析仪而得的Fe的表面分析结果。(c)是通过电子束微分析仪而得的Al的表面分析结果。(d)是通过电子束微分析仪而得的O的表面分析结果。
具体实施方式
对与本发明的奥氏体系不锈钢带的制造方法相关的实施方式进行说明。此外，本发明中的所谓钢带也包括对所述钢带进行切断加工而制作的钢板。首先，在本发明中，准备具有以下所示的成分组成的热轧用原材料。热轧用原材料只要应用工业上可适用的熔化法、例如在大气中的电弧熔化、高频感应熔化及之后的二次炉外熔炼、或者在真空中的感应熔化等即可。所获得的铸锭优选为以1150℃～1200℃进行1小时～100小时的均质化热处理以减少成分偏析，从而制成热塑性加工用原材料。进而通过热分块锻造或热分块轧制等进行热塑性加工，从而制成热轧用原材料。
接下来，阐述本发明中规定的热轧用原材料的成分限定理由。此外，各元素的含量为质量％。
＜Ni：超过20.0％且30.0％以下＞
Ni是在奥氏体系不锈钢中使作为基体组织的奥氏体相稳定化的重要元素。另外，是通过与Al一起使微细的介金属化合物(NiAl)析出至基体的奥氏体相中来提高高温强度的重要元素。Ni可考虑到与作为在奥氏体系不锈钢中带来良好的耐腐蚀性、耐氧化性的元素的Cr量的平衡来添加。在用于本发明钢带的情况下，当Ni为20.0％以下时，奥氏体相变得不稳定，有可能生成铁氧体相，另一方面，即便添加超过30.0％，也无法期待提高效果，且导致成本上升，因此Ni设为超过20.0％且30.0％以下。优选的Ni的下限为23.0％，优选的Ni的上限为27.0％。更优选的Ni的下限为24.0％，Ni的上限为26.0％。
＜Cr：超过15.0％且18.0％以下＞
Cr是在奥氏体系不锈钢中有助于耐腐蚀性、耐氧化性的重要元素。当Cr为15.0％以下时，有可能无法获得充分的耐氧化性，另一方面，若添加超过18.0％，则有可能生成铁氧体相、σ相而使耐氧化性、机械特性降低，因此Cr设为超过15.0％且18.0％以下。优选的Cr的上限为17.0％，更优选的Cr的上限为16.0％。
＜Mo：1.0％～2.0％＞
Mo是在奥氏体系不锈钢中固熔于基体的奥氏体相中而提高机械特性、耐腐蚀性的元素。Mo若少于1.0％，则机械特性、耐腐蚀性的提高效果少，另一方面，若添加超过2.0％，则容易生成铁氧体相、σ相，有可能使机械特性、耐腐蚀性、耐氧化性降低，因此Mo设为1.0％～2.0％。优选的Mo的上限为1.5％。
＜Al：3.5％以上且小于5.0％＞
Al是为了在高温的氧化环境中在钢带表面优先形成致密的保护性的氧化膜(Al2O3)以获得良好的耐氧化性所必需的元素。另外，是当在高温下使用时作为介金属化合物(NiAl)而细微地析出至基体的奥氏体相中来提高高温强度的重要元素。Al若少于3.5％，则难以形成致密的氧化膜，因此耐氧化性有可能变得不充分，另一方面，若添加5.0％以上，则有容易生成铁氧体相、或者介金属化合物过度析出而塑性加工性劣化的可能性，因此Al设为3.5％以上且小于5.0％。优选的Al的下限为4.0％。另外，优选的Al的上限为4.5％。
＜Nb+Ta：超过1.0％且2.0％以下＞
Nb是提高高Al奥氏体系不锈钢的耐氧化性及潜变强度的重要元素。Nb通过助力形成于钢带表面的致密的Al氧化膜的形成而提高耐氧化性，并且通过析出Fe2Nb、NbC等而提高潜变强度。Nb的一部分或全部也可置换为Ta。当Nb+Ta为1.0％以下时，耐氧化性、潜变强度提高的效果少，另一方面，若添加超过2.0％，则Fe2Nb、NbC等粗大的析出物大量析出，有可能损害热加工性，因此Nb+Ta设为超过1.0％且2.0％以下。优选的Nb+Ta的下限为1.3％，优选的Nb+Ta的上限为1.9％。
＜Ti+V：0.3％以下(包括0％)＞
Ti和/或V是与Nb、Ta同样地通过析出MC型碳化物来提高潜变强度的元素，可包含这些中的一种或两种。在已添加必要量的Nb和/或Ta的情况下，未必需要Ti及V，也可不添加。另一方面，Ti+V若超过0.3％，则有可能损害耐氧化性、热加工性，因此Ti+V设为0.3％以下(包括0％)。
＜Si：1.0％以下(包括0％)、Mn：2.0％以下(包括0％)＞
Si、Mn可作为脱氧元素而添加，但在应用真空中的感应熔化的情况下，未必需要添加，也可不添加。即便添加超过1.0％的Si、超过2.0％的Mn，也不具有进一步的效果，因此Si设为1.0％以下(包括0％)，Mn设为2.0％以下(包括0％)。
＜Zr：0.01％～0.3％＞
Zr是通过提高形成于奥氏体系不锈钢的钢带表面的Al氧化膜的密接性来提高耐氧化性的重要元素。Zr若少于0.01％，则无法获得充分的效果，另一方面，即便添加超过0.3％，也无法获得进一步的效果，不仅如此，也有可能使包含Zr的MC型碳化物增加而使热加工性降低，因此Zr设为0.01％～0.3％。优选的Zr的下限为0.03％，优选的Zr的上限为0.2％。
＜C：0.005％～0.045％＞
C是不仅使作为基体组织的奥氏体相稳定化、而且主要通过与Nb一起形成MC型碳化物来提高潜变强度的元素。C若少于0.005％，则无法获得充分的效果，另一方面，若添加超过0.045％，则会使粗大的MC型碳化物大量析出而使热加工性降低，不仅如此，也使得用于使MC型碳化物固熔来增大晶体粒径的最终的熔体化处理温度升高，因此难以进行在通常的工业上可适用的低温下的熔体化处理，导致晶体粒径减小而使潜变强度降低，因此C设为0.005％～0.045％。优选的C的下限为0.01％，优选的C的上限为0.04％。更优选的C的下限为0.02％，进而优选的C的上限为0.035％。
＜B：0.001％～0.03％＞
B是在奥氏体系不锈钢中通过偏析于奥氏体晶粒的晶界而提高晶界强度来提高潜变强度的元素。B若少于0.001％，则无法充分获得效果，另一方面，若添加超过0.03％，则会与合金元素反应而形成粗大的硼化物，不仅无法获得晶界强化的效果，而且有可能使热加工性降低，因此B设为0.001％～0.03％。优选的B的下限宜为0.005％，优选的B的上限宜为0.02％。
＜Y+La+Ce+Hf+Zr为0.01％～0.5％的Y、La、Ce、Hf中的一种以上＞
Y、La、Ce、Hf是通过提高形成于奥氏体系不锈钢的钢带表面的Al氧化膜的密接性来提高耐氧化性的元素，且可与Zr一起视需要添加。由于与Zr一起添加，因此规定Y+La+Ce+Hf+Zr即可。Y+La+Ce+Hf+Zr若少于0.01％，则无法获得相对于耐氧化性提高的充分的效果，另一方面，若添加超过0.5％，则会大量形成氧化物等夹杂物，热加工性、冷加工性有可能降低，因此将Y、La、Ce、Hf中的一种以上以Y+La+Ce+Hf+Zr计设为0.01％～0.5％。
＜剩余部分：Fe及不可避免的杂质＞
剩余部分设为作为奥氏体系不锈钢的基本构成元素的Fe，当然也包含杂质。例如，W、Cu、N、P、S等若为W：1.0％以下、Cu：0.5％以下、N：0.03％以下、P：0.040％以下、S：0.01％以下，则并无特别大的有害影响。
接下来，对制造方法的限定理由进行阐述。
＜热轧工序＞
在本发明中，进行对具有上述成分的热轧用原材料进行热轧而获得热轧钢带的工序。热轧通过将热轧用原材料加热至可确保热加工性的温度并使其通过热轧机来进行。就尽可能地使包含Nb、Al、Ni等的碳化物、介金属化合物固熔、软化以确保良好的热加工性的用意而言，优选的热轧起始温度优选为1100℃以上。宜更优选为1130℃以上。另外，优选的热轧起始温度的上限小于会使晶界强度大幅降低而成为裂纹的原因的1200℃。
＜冷轧工序＞
所述热轧钢带为了施加用于进一步减少厚度、进行高精度的尺寸调整及通过作为后续工序的熔体化处理工序进行再结晶、使晶粒生长所需的冷加工畸变，在冷轧机中通过来进行冷轧，获得宽度120mm以上、厚度3mm以下的冷轧钢带。优选的冷轧钢带的宽度为150mm以上，更优选的宽度为200mm以上。另外，优选的冷轧钢带的厚度为2.8mm以下，更优选的厚度为2.6mm以下。在进入冷轧工序之前，为了大致去除热轧过程中所形成的表面氧化层及氮化层，也可进行酸洗。另外，在热轧工序之后和/或多次冷轧工序的中途，为了获得良好的冷轧性，也可进行一次以上以软化钢带为目的的退火。退火优选为在实质上不含氮的非氧化性环境的气体中进行，以免于轧制钢带表面形成Al氧化层和/或Al氮化层。
＜熔体化处理工序＞
熔体化处理工序是通过将冷轧工序后的冷轧钢带加热至高温并骤冷来促进合金元素的固熔，通过再结晶及晶粒生长而获得为了获得高潜变强度所需的比较粗大的晶体粒径，并且使钢带软化以便可容易地进行零件成型加工及焊接的工序，且作为本钢带的最终热处理工序而为必要且重要的工序。关于熔体化处理的环境，为了抑制因氧化而在钢带表面形成氧化层和/或氮化层，设为在实质上不含氮的非氧化性环境中进行。环境气体例如优选为氢气、氩气等还原性气体或惰性气体。通过使用本成分的钢带，可通过低温下的再结晶及晶粒生长来增粗、调整晶体粒径，因此可于能够在通常的制造设备中进行热处理的范围的低温下进行熔体化处理。熔体化处理的加热温度若低于1000℃，则合金元素的固熔变得不充分，碳化物、介金属化合物残存而硬度未充分下降，不仅如此，由于再结晶、晶粒生长变得不充分，故无法获得所期望的粗大的晶体粒径，另一方面，若超过1150℃，则晶体粒径过于粗大化，拉伸延展性、冲击韧性有可能降低，因此熔体化处理温度设为1000℃～1150℃。优选的熔体化处理的下限温度为1050℃。另外，优选的熔体化处理的上限温度为1130℃。在冷轧钢带的熔体化处理时多使用连续炉，加热保持时间为比较短的时间。加热保持时间有在板厚薄的情况下变短、板厚厚的情况下变长的倾向，但以合金元素的固熔、硬度降低的程度、晶体粒径的生长的程度等为指标来决定即可。加热保持时间若短于0.1分钟，则无法获得充分的效果，另一方面，即便长于30分钟也难以获得进一步的效果，因此加热保持时间设为0.1分钟～30分钟。优选为加热保持时间的上限宜为10分钟。另外，在由于设备制约而无法通过一次熔体化处理获得所期望的组织的情况下，也可反复进行多次熔体化处理。就维持固熔状态的必要性而言，在熔体化处理后的冷却时进行骤冷。冷却方法可使用水冷、油冷、空冷等，并无特别限定。冷却速度若比5℃/s(秒)慢，则已固熔的合金元素有可能在冷却过程中再析出而使硬度上升，或者有可能使耐氧化性降低，因此设为5℃/s以上。优选的冷却速度宜为7.5℃/s以上。
所述熔体化处理工序后的奥氏体系不锈钢带的平均奥氏体晶体粒径会大幅影响潜变强度，为了获得高潜变强度，需要调整得比较粗大。晶体粒径主要可通过最终的熔体化处理条件来控制，在本发明的奥氏体系不锈钢带的情况下，可通过所述熔体化处理条件而控制成适当的范围。平均奥氏体晶体粒径若小于30μm，则无法获得充分的潜变强度，另一方面，若大于100μm，则拉伸延展性、冲击韧性有可能降低，因此设为30μm～100μm。优选的平均奥氏体晶体粒径的下限宜为40μm。另外，优选的平均奥氏体晶体粒径的上限为80μm。
＜研磨工序＞
本发明的奥氏体系不锈钢带由于大量包含Al，故容易通过在大气中等的热处理、热轧等而在钢带表面形成致密的包含Al氧化物的氧化层和/或针状的包含Al氮化物的氮化层。若在残留了钢带表面的Al氧化层、Al氮化层的状态下通过冷轧进行冷加工直至最终熔体化处理工序而结束，则在最终制品的钢带表面会残存不均匀的Al氧化层、Al氮化层，因此有难以稳定地获得良好的耐氧化性的倾向。因此，优选为将轧制材料(钢带)表面的氧化层及氮化层去除。只要可将残存于轧制材料表面的Al氧化层及Al氮化层完全去除，则并不对去除方法进行限定。由于Al氧化层及Al氮化层在化学上稳定，故难以通过化学性去除方法、例如酸洗等完全去除，难以获得均匀的金属表面层，但并不妨碍于冷轧前的情况下应用酸洗工序。另一方面，根据机械性去除方法、例如研磨等，能够去除一定的厚度，且容易完全去除，因此，作为将轧制材料表面的氧化层及氮化层去除以获得金属光泽的方法，优选为选择研磨工序。由于只要在最终熔体化热处理之前完全去除轧制材料表面的氧化层及氮化层即可，故研磨工序可为热轧工序与冷轧工序之间的、或者冷轧工序中的任一工序。
实施例
使用通过真空感应熔化进行熔化并铸造而成的铸锭，通过均质化热处理、热锻、热轧而准备了厚度约45mm、宽度约330mm的热轧用原材料。将热轧用原材料的化学成分示于表1。此处，No.1为本发明例的热轧用原材料，No.2为比较例的热轧用原材料。将这些热轧用原材料加热至1150℃后进行热轧，制造了厚度3mm的热轧钢带。此处，对No.1、No.2的热轧用原材料在热锻、热轧工序中的表面损伤产生程度进行了确认，结果与No.2相比，热轧用原材料No.1更能抑制表面损伤的产生，热加工性良好。其后，在冷轧工序的中途实施用于去除钢带表面的Al氧化层及Al氮化层的研磨工序，在此基础上反复进行数次冷轧与退火，制造了0.2mm～1.5mm的各种厚度、宽度约250mm的冷轧钢带。进而，对所获得的冷轧钢带进行在1100℃的氢环境的连续炉中加热保持1分钟～5分钟左右后进行冷却速度5℃/s以上的骤冷的熔体化处理，获得了自No.1的热轧用原材料制造的本发明例的奥氏体系不锈钢带No.5、以及自No.2的热轧用原材料制造的比较例的奥氏体系不锈钢带No.7。
进而，作为一般的奥氏体系不锈钢的现有例，通过真空感应熔化进行熔化并进行铸造，准备了厚度约30mm、宽度约120mm的具有表2所示的成分的热轧原材料。此处，No.3、No.4分别相当于日本工业标准(Japanese industrial standards，JIS)G 4902中记载的NCF800钢、NCF625钢。对这些热轧原材料反复进行1100℃的加热与其后的热轧，制造了厚度约3.5mm的热轧钢带。其后，反复进行冷轧与退火，获得了厚度1.5mm的冷轧钢带，在此基础上，进行在真空环境炉中在1150℃下进行30分钟的加热保持后进行骤冷的熔体化处理，获得了No.9与No.10的奥氏体系不锈钢带。
[表1]
(质量％)
(注)杂质元素P：0.003％～0.005％、S：0.002％、W：＜0.01％、Cu：＜0.01％、N：0.004％～0.006％
[表2]
(质量％)
No. C Si Mn Ni Cr Mo Al Ti Nb Fe 备注
3 0.02 0.30 0.74 30.88 20.31 - 0.23 0.310 - 剩余部分 现有例
4 0.07 0.30 0.26 剩余部分 21.42 8.90 0.35 0.370 3.58 3.48 现有例
注：“-”为未添加(杂质水平)
自No.5及No.7的厚度1.5mm的奥氏体系不锈钢带切出试验片(试样)，通过纵剖面处的光显微镜组织观察来实施平均奥氏体晶体粒径的测定，且实施了室温及850℃下的轧制方向的拉伸试验；800℃、850℃、900℃下的轧制方向的潜变断裂试验；1000℃下的耐氧化试验。另外，对自厚度1.5mm的冷轧钢带切出的试验片，进行在1150℃的氢环境中进行5分钟的加热保持后，通过空冷进行冷却速度5℃/s以上的骤冷的熔体化处理，获得了自No.1的热轧用原材料制造的本发明例的试样No.6、以及自No.2的热轧用原材料制造的比较例的试样No.8。此处，也与No.5及No.7同样地，通过纵剖面处的光显微镜组织观察进行了平均奥氏体晶体粒径的测定，且进行了室温及850℃下的轧制方向的拉伸试验；800℃、850℃、900℃下的轧制方向的潜变断裂试验；1000℃下的耐氧化试验。对于No.9及No.10的厚度1.5mm的奥氏体系不锈钢带，割出试验片(试样)，仅进行了1000℃下的耐氧化试验。将平均奥氏体晶体粒径示于表3，将拉伸试验结果示于表4，将潜变断裂试验结果示于表5，将耐氧化试验结果示于表6。
根据表3，本发明例的试样在熔体化处理温度为1100℃、1150℃的任一情况下，均形成了平均奥氏体晶体粒径为约50μm而最优选的粗大粒子，与此相对，比较例的试样在熔体化处理温度为1100℃、1150℃的任一情况下，均形成了平均奥氏体晶体粒径比30μm细的粒子。如此，通过本发明的制造方法，可获得容易发挥高潜变强度的适当的平均奥氏体晶体粒径。另外，根据表4，本发明例的试样在熔体化处理温度为1100℃、1150℃的任一情况下，与比较例的试样相比，室温下的0.2％耐力、拉伸强度均低，但在作为高温环境下的850℃下的0.2％耐力、拉伸强度与比较例的试样同等。另外，根据表5可知，本发明例的试样在熔体化处理温度为1100℃、1150℃的任一情况下，与比较例的试样相比，潜变断裂时间均长，潜变强度均高。使用本发明的热轧用原材料且通过本发明方法制造的钢带的潜变强度高是由于平均奥氏体晶体粒径被控制得粗大，即便在进行1100℃、1150℃等比较低温的熔体化处理的情况下，也可提高潜变断裂强度。
[表3]
[表4]
[表5]
在耐氧化试验中，对于尺寸为15mm(w)×15mm(l)×1.5mm(t)的No.5～No.10的试验片(试样)，使用砂纸将表面研磨至#1000。其后，在大气中，对研磨后的试验片在1000℃下进行100小时～1000小时的加热处理，测定氧化前后的重量。将结果示于表6。在作为会形成Cr氧化膜的一般奥氏体系不锈钢的No.9、No.10的现有例的试样中，至500小时为止，氧化增重多。另外，No.10的试样在1000小时的加热中，因冷却时的热应力而发生氧化膜的剥离，氧化增重减少。为了促进金属基体的氧化，必须避免此种氧化膜的剥离。另一方面，在作为高Al奥氏体系不锈钢的本发明例及No.7、No.8的比较例的试样中，至1000小时为止的氧化增重少，可确认具有良好的耐氧化性。另外，根据图1也可确认，No.5～No.8的试验片的氧化增重遵循了抛物线规律，氧化膜未剥离，氧化行为稳定。
在进行了1000小时加热后的试验片No.5上施加镍镀层，将金属基体与氧化膜作为对象，利用电子微分析仪进行了Fe、Al、O的表面分析。将所获得的照片示于图2。图2(a)是表示试样剖面中的反射电子像的照片，图2(b)～(d)分别是表示与图2(a)相同的观察区域中的Fe、Al、O的表面分析结果的照片。对反射电子像与各元素的表面分析进行了比较，结果确认了在本发明例的试样中形成了包含Al2O3的保护性的Al氧化膜。
根据以上所述，通过本发明的制造方法获得的奥氏体系不锈钢带兼顾了高潜变强度与良好的耐氧化性，因此可期待提高热处理炉、热交换器、固体氧化物型燃料电池等在高温下使用的设备的零件的可靠性。
[表6]
符号的说明
1：Ni镀层
2：氧化膜
3：金属基体

Claims (3)

1.一种奥氏体系不锈钢带的制造方法，其特征在于，包括：热轧工序，对热轧用原材料进行热轧，所述热轧用原材料以质量％计具有如下的成分组成：
Ni：超过20.0％且30.0％以下、
Cr：超过15.0％且18.0％以下、
Mo：1.0％～2.0％、
Al：3.5％以上且小于5.0％、
Nb+Ta：超过1.0％且2.0％以下、
Ti+V：0.3％以下(包括0％)、
Si：1.0％以下(包括0％)、
Mn：2.0％以下(包括0％)、
Zr：0.01％～0.3％、
C：0.005％～0.045％、
B：0.001％～0.03％，
且视需要以Y+La+Ce+Hf+Zr：0.01％～0.5％的范围包含Y、La、Ce、Hf中的一种以上，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
冷轧工序，对所述热轧工序后的热轧钢带进行冷轧；以及
熔体化处理工序，对所述冷轧工序后的冷轧钢带在实质上不含氮的非氧化性环境中、在1000℃～1150℃下进行0.1分钟～30分钟的加热保持后，进行冷却速度5℃/s以上的骤冷，
所述奥氏体系不锈钢带的制造方法获得板宽120mm以上、板厚3mm以下的奥氏体系不锈钢带。
2.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢带的制造方法，其特征在于，在所述熔体化处理工序后获得的奥氏体系不锈钢带的平均奥氏体晶体粒径为30μm～100μm。
3.根据权利要求1或2所述的奥氏体系不锈钢带的制造方法，其特征在于，在所述热轧工序与所述冷轧工序之间、或者在冷轧工序中还具有研磨工序，所述研磨工序将轧制钢带表面的氧化层及氮化层去除。
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