JP2002322545A

JP2002322545A - 延性に優れたＭｏ含有高Ｃｒ高Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板および製造法

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Publication number: JP2002322545A
Application number: JP2001127783A
Authority: JP
Inventors: Toshiro Nagoshi; 敏郎名越; Manabu Oku; 学奥; Yukihiro Kawabata; 幸寛川畑; Katsuyuki Shiotsuki; 勝幸汐月
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2001-04-25
Filing date: 2001-04-25
Publication date: 2002-11-08
Anticipated expiration: 2021-04-25
Also published as: JP4849731B2

Abstract

(57)【要約】【課題】高延性を安定的に呈する熱交換器プレートに
適したＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系ステンレス
鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.08％以下，Ｓi：4.0％
以下，Ｍn：1.5％以下，Ｐ：0.05％以下，Ｓ：0.005％
以下，Ｃr：20〜30％，Ｎi：20〜35％，Ｍo：3〜8％，
Ｎ：0.02〜0.3％，Ａl：0（無添加）〜4.0％，Ｃu：0
（無添加）〜4.0％，Ｌa＋Ｃe：0（無添加）〜0.3％以
下，Ｂ：0（無添加）〜0.05％で、残部がＦeおよび不可
避的不純物からなり、σ相が1.0体積％以下であるオー
ステナイト系ステンレス鋼板。この鋼板は、鋳造材を材
温1240〜1280℃で１時間以上加熱したのち抽出し20％以
上の圧延率で初期熱延し、次いで材温1200〜1280℃で１
時間以上加熱したのち抽出して仕上熱延し、熱延鋼板を
材温1120〜1200℃で焼鈍する方法で製造できる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、海水熱交換器，焼
却炉の熱交換器など、主に耐食性と耐高温腐食性が必要
とされる用途に使用されるステンレス鋼板であって、特
に延性を改善したＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系
ステンレス鋼板およびその製造法に関する。

【０００２】

【従来の技術】海水熱交換器や、都市ごみおよび産業廃
棄物を対象とした焼却処理設備の熱交換器などの用途に
は、特に高い耐食性および耐熱性が要求される。このた
め、従来より質量％でＣr20％以上，Ｎi20％以上，Ｍo3
％以上を含有する「Ｍo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト
系ステンレス鋼」が使用されている。例えば、海水熱交
換器に使用できる鋼種として、JIS G 4305に規定されて
いるSUS317J4L（22Ｃr−25Ｎi−6Ｍo−0.2Ｎ−低Ｃ）
や、SUS317J5L（21Ｃr−24.5Ｎi−4.5Ｍo−1.5Ｃu−極
低Ｃ）を挙げることができる。

【０００３】上記用途の熱交換器のタイプとしてはプレ
ート型やチューブ型等があるが、プレート型は熱の変換
効率に優れるという長所を有している。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】ところが、上記のよう
なＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系ステンレス鋼
は、SUS304，SUS316等の一般的な汎用オーステナイト系
ステンレス鋼と比較して延性に劣るという欠点がある。
JIS G 4305に規定されている「伸び」の値を見ても、SU
S304系，SUS316系では40％以上であるのに対し、SUS317
J4L，SUS317J5Lでは35％以上とされており、これらのＭ
o含有高Ｃr高Ｎi鋼に、汎用オーステナイト系鋼種と同
等の伸びを要求することは、常識的には困難であること
がわかる。

【０００５】Ｍo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系鋼の
延性が低いという欠点は、例えば鋼板を加工して熱交換
器のプレートを製造する場合に、曲げ加工部に割れが発
生するなどの問題を引き起こす。特に最近では、熱交換
器のプレート形状は熱交換率の向上を狙って一層複雑に
なる傾向があるため、これに用いる鋼板にはSUS304やSU
S316並みの延性が要求されるようになってきた。

【０００６】そこで本発明は、SUS317J4L，SUS317J5Lを
含むＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系ステンレス鋼
において、SUS304やSUS316並みの延性を安定して呈する
鋼板の組織状態・特性を特定するとともに、そのような
鋼板を成分組成に特段の制約を設けることなく製造する
方法を提供しようというものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】発明者らは種々検討の結
果、Ｍo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系鋼板の金属組
織と延性の関係、さらには製造法に関し、次のような知
見を得た。質量％でＣr：20％以上，Ｎi：20％以上，Ｍo：3％以
上を含有するオーステナイト系ステンレス鋼板には、通
常、圧延方向にσ相が引き延ばされて存在し、Ｃ方向に
厳しい引張り加工や曲げ加工を施したとき、このσ相を
起点に割れが生じること。鋼板中に存在するσ相の量が1.0体積％を超えると上
記割れは頻繁に生じるのに対し、σ相の量が1.0体積％
以下になると上記割れは急に生じなくなること。 σ相が1.0体積％以下の鋼板を安定的に製造する手段
として、鋼塊（インゴット）や連続鋳造スラブに特定条
件での２ヒート圧延または３ヒート以上の圧延を施して
熱延鋼板とし、さらにこの鋼板を特定条件で焼鈍するこ
とが有効であること。冷延鋼板を得る場合は、上記の方法で製造した鋼板を
冷間圧延した後、さらに特定条件で焼鈍する必要がある
こと。上記の方法は、成分組成に特段の制約を設けることな
く、既存のSUS317J4L，SUS317J5Lを含むＭo含有高Ｃr高
Ｎiオーステナイト系鋼種に無理なく適用できること。

【０００８】本発明は以上のような知見に基づいて完成
したものである。すなわち、請求項１の発明は、質量％
で、Ｃ：0.08％以下，Ｓi：4.0％以下，Ｍn：1.5％以
下，Ｐ：0.05％以下，Ｓ：0.005％以下，Ｃr：20〜30
％，Ｎi：20〜35％，Ｍo：3〜8％，Ｎ：0.02〜0.3％，
Ａl：0（無添加）〜4.0％，Ｃu：0（無添加）〜4.0％，
Ｌa＋Ｃe：0（無添加）〜0.3％以下，Ｂ：0（無添加）
〜0.05％で、残部がＦeおよび不可避的不純物からな
り、σ相が1.0体積％以下である延性に優れたＭo含有高
Ｃr高Ｎiオーステナイト系ステンレス鋼板である。

【０００９】ここで、Ａl，Ｃu，Ｌa＋Ｃe，およびＢの
含有量範囲の下限0％は、その元素が無添加の場合を意
味する。つまり、請求項１の対象鋼としては、Ａl，Ｃ
u，Ｌa，Ｃe，Ｂをいずれも含有しない鋼と、Ａl，Ｃ
u，Ｌa，Ｃe，Ｂのうち１種以上を含有する鋼が含まれ
る。なお、ここでいう「鋼板」には「鋼帯」が含まれる
（以下同様）。

【００１０】請求項２の発明は、上記鋼板において、鋼
板の圧延方向に対しＣ方向が長手方向になるように採取
した引張試験片および曲げ試験片を用い、それぞれJIS
Z 2241およびJIS Z 2248に準拠した引張試験および180
°密着曲げ試験を行ったとき、40％以上の伸びを呈し、
かつ曲げ加工部に割れが発生しない鋼板を特定したもの
である。ここで、Ｃ方向とは圧延方向に直角な方向（幅
方向）である。以上の鋼板は、プレート型熱交換器のプ
レート用鋼板に適したものである。

【００１１】請求項３の発明は、σ相が1.0体積％以下
である延性に優れたＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト
系ステンレス鋼板の製造法として、２ヒート熱延を採用
する方法を特定したものである。すなわち、質量％で、
Ｃ：0.08％以下，Ｓi：4.0％以下，Ｍn：1.5％以下，
Ｐ：0.05％以下，Ｓ：0.005％以下，Ｃr：20〜30％，Ｎ
i：20〜35％，Ｍo：3〜8％，Ｎ：0.02〜0.3％，Ａl：0
（無添加）〜4.0％，Ｃu：0（無添加）〜4.0％，Ｌa＋
Ｃe：0（無添加）〜0.3％以下，Ｂ：0（無添加）〜0.05
％であるオーステナイト系ステンレス鋼の鋳造材を材温
1240〜1280℃で１時間以上加熱したのち抽出し20％以上
の圧延率で熱間圧延して中間スラブとし（初期熱延工
程）、中間スラブを材温1200〜1280℃で１時間以上加熱
したのち抽出し熱間圧延して熱延鋼板とし（仕上熱延工
程）、熱延鋼板を材温1120〜1200℃で焼鈍することを特
徴とするものである。「初期熱延工程」と「仕上熱延工
程」を合わせて２ヒート熱延となる。

【００１２】ここで、鋳造材とは鋳造したままの金属組
織を有している鋼材であり、一般的には鋼塊（インゴッ
ト）と連続鋳造スラブがこれに相当する。材温とは材料
温度であり、鋼材の中心部および表層部が規定温度範囲
に保持されることを要する。なお、熱延鋼板の焼鈍の場
合、焼鈍時間は特に規定していない。したがって、例え
ば材温が1120〜1200℃の範囲のある温度に昇温したのち
直ちに冷却する、いわゆる均熱0秒の焼鈍も含まれる。

【００１３】請求項４の発明は、請求項３の２ヒート熱
延に代わり、３ヒート以上の多ヒート熱延を採用するも
のである。すなわち、上記「初期熱延工程」と「仕上熱
延工程」の間に、１回または複数回の「中間熱延工程」
を挿入したものである。ただしこの場合、初期熱延工程
と１回または複数回の中間熱延工程のトータル圧延率を
20％以上とする。ここで「中間熱延工程」は、中間スラ
ブを材温1240〜1280℃で１時間以上加熱したのち抽出し
熱間圧延して更に加工度の高い中間スラブとする工程で
ある。「初期熱延工程」と１回または複数回の「中間熱
延工程」と「仕上熱延工程」を合わせて３ヒート以上の
多ヒート熱延となる。

【００１４】請求項５の発明は、請求項３または４の製
造法において、対象鋼を特に請求項１に記載した鋼に限
定したものである。請求項６の発明は、請求項３〜５の
発明において、熱延鋼板の焼鈍後に、「冷延−焼鈍工
程」を１回または複数回行う点を規定したものである。
ここで「冷延−焼鈍工程」は、冷間圧延して冷延鋼板を
製造し、その冷延鋼板を材温1120〜1200℃で焼鈍する工
程である。この冷延鋼板の焼鈍にも、均熱0秒の焼鈍が
含まれる。

【００１５】

【発明の実施の形態】Ｍo含有高Ｃr高Ｎｉオーステナイ
ト系ステンレス鋼板を用いて熱交換器のプレートを構成
する場合、今後プレート形状がより複雑化していくこと
を考慮すると、その鋼板には以下のような「延性」を付
与することが望まれる。 i) Ｃ方向の伸びが少なくとも40％以上であること。 ii) Ｃ方向における180°密着曲げで割れが生じないこ
と。

【００１６】発明者らの研究によれば、質量％でＣr：2
0％以上，Ｎi：20％以上，Ｍo：3％以上を含有するオー
ステナイト系鋼板において上記i)ii)の「延性」を実現
するには、鋼板中に存在するσ相の総量を1.0体積％以
下にすることが極めて重要であることがわかった。この
点を図１に基づいて説明する。

【００１７】図１は、後述の実施例における表２の製造
法No.2，3，4，6，7，9，10，14，19，23，25，27，28
の熱延焼鈍鋼板について、鋼板中のσ相の体積％とＣ方
向伸びおよびＣ方向180°密着曲げによる割れの有無の
関係を示したものである。図１からわかるように、鋼板
中のσ相の量が1.0体積％を超える領域では、Ｃ方向伸
びは40％を下回る範囲でばらついており、180°密着曲
げで割れが生じている。この領域では、σ相を低減して
もＣ方向伸びの目立った向上は認められず、また180°
密着曲げによる割れも解消しない。これに対し、鋼板中
のσ相の量が1.0体積％以下の領域では、Ｃ方向伸びは
安定して40％以上を呈し、180°密着曲げで割れは生じ
ていない。なお、図１には後述の表２の一部のものしか
プロットしていないが、鋼板中のσ相の量と延性の関係
は、表２中の本発明で規定する成分組成範囲にある全て
のサンプルについて上記と同様の結果であった。

【００１８】このデータから、Ｍo含有高Ｃr高Ｎiオー
ステナイト系鋼においては、鋼板中のσ相の量が1.0体
積％を境にして、鋼板のＣ方向の「延性」は急変するこ
とがわかる。つまり、当該鋼種の鋼板において、1.0体
積％というσ相の存在量は、鋼板の性質を２分する臨界
的な値であると言うことができる。

【００１９】鋼板中のσ相の量は、鋼板断面の金属組織
観察において、σ相の占める面積率を測定することによ
って求めることができる。具体的には、JIS G 0555に規
定される試験方法および判定方法に準拠して求めること
ができるが、金属組織の画像処理によってもこれと同様
の測定結果を得ることができる。

【００２０】次に、合金元素について説明する。Ｃは、
高温強度の確保およびオーステナイト相の安定化に有効
である反面、高温で粒界へのＣr炭化物の析出を促すの
で、多量に含有すると粒界近傍にＣr欠乏層を形成し粒
界腐食の原因となる。これらを考慮し、Ｃは0.08質量％
以下の範囲で含有させる必要がある。より好ましいＣ含
有量の範囲は0.06質量％以下である。下限については特
に規定しない。0.01質量％以上のＣを含有する多くの鋼
を対象とできる他、極低Ｃ鋼も対象とできる。

【００２１】Ｓiは、脱酸作用がある元素であり、ま
た、ステンレス鋼表面に濃化して耐食性・耐熱性に優れ
た皮膜を形成させる。しかし、Ｓi含有量が4.0質量％を
超えると高温域でのσ脆化感受性の増大や熱間加工性の
低下を招くため、4.0質量％以下の範囲で含有させる必
要がある。より好ましいＳi含有量の範囲は0.2〜1.5質
量％である。

【００２２】Ｍnは、Ｓiと同様脱酸作用がある。また、
オーステナイト形成元素である。しかし、鋼板が曝され
る環境によってはＭnが皮膜中に濃化し、耐食性・耐熱
性に悪影響を及ぼす場合があるので、1.5質量％以上の
含有は避けるべきである。より好ましいＭn含有量の範
囲は0.2〜0.8質量％である。

【００２３】Ｐは、鋼素地と腐食生成物との界面やマト
リクス中の粒界に偏析し、溶融塩による腐食や粒界侵食
を促進させるのでその含有量は少ないほど好ましい。本
発明においてＰは0.05質量％程度まで許容される。

【００２４】Ｓは、耐高温酸化性に有害であり、またオ
ーステナイト粒界に偏析して鋼材の熱間加工性や耐溶接
高温割れ性を劣化させる。Ｍo含有高Ｃr高Ｎiを熱交換
器プレートに適用することを考慮すると、Ｓ含有量は0.
005質量％以下に抑える必要がある。

【００２５】Ｃrは、耐食性および耐熱性の向上に有効
な元素であり、海水環境，高温腐食環境への適用を考慮
すると20質量％以上の含有が望まれる。しかし、Ｃr含
有量が30質量％を超えると鋼板の加工性が低下するとと
もに、オーステナイト相の金属組織を維持するうえで高
価なＮiを多量に添加する必要が生じる。また、鋼のσ
脆化感受性が著しく増大する。したがって、Ｃr含有量
は20〜30質量％に規定した。

【００２６】Ｎiは、海水環境や焼却炉熱交換器などの
過酷な環境において十分な耐食性，耐SCC性，耐高温腐
食性を発揮させるために、少なくとも20質量％以上含有
させる必要がある。しかし、Ｎi含有量が35質量％を超
えると、上記特性の向上メリットよりコスト増のデメリ
ットが大きくなる。したがって、Ｎi含有量は20〜35質
量％に規定した。

【００２７】Ｍoは、3質量％以上の含有で耐食性および
耐高温腐食性を著しく改善する。しかし、Ｍoの多量添
加は高温域でのσ脆化感受性を増大させ、またコスト増
を招く。これらの点を考慮し、Ｍo含有量は3〜8質量％
に規定した。

【００２８】Ｎは、耐食性および高温強度を向上させる
ために0.02質量％以上含有させる。しかし、過剰のＮ添
加は耐高温酸化性や熱間加工性を劣化させることがある
ので、上限を0.3質量％に規定した。

【００２９】Ａlは、脱酸剤として働くとともに、高温
腐食環境では鋼材の表層に濃化してＡl₂Ｏ₃皮膜を生成
し耐高温腐食性の改善に寄与する。しかし、多量のＡl
添加はＡl₂Ｏ₃系介在物の形成を助長し、鋼板の耐食
性，加工性、さらには熱間加工性も劣化させる。このた
め、Ａlを添加する場合は4.0質量％以下の含有量とする
必要がある。なお、Ａl添加の効果を十分享受するため
には0.01〜4.0質量％の範囲で含有させることが望まし
い。

【００３０】Ｃuは、ステンレス鋼の耐酸性，耐応力腐
食割れ性を大幅に改善するため、用途によっては添加が
非常に有効である。しかし、多量のＣu添加は熱間加工
性を害するので、Ｃuを添加する場合は4.0質量％以下の
含有量とする必要がある。なお、Ｃu添加の効果を十分
に享受するためには0.2〜4.0質量％の範囲で含有させる
ことが望ましい。

【００３１】Ｌa，Ｃe，ＢはいずれもＭo含有高Ｃr高Ｎ
iオーステナイト系ステンレス鋼の熱間延性を改善する
元素である。これらは必要に応じてＬa＋Ｃeが0.3質量
％以下、Ｂが2質量％以下の範囲内で添加することがで
きる。

【００３２】上述した元素の他に、使用する用途に応じ
て、耐食性，耐熱性，耐高温酸化性，高温強度等を改善
する元素を少量添加したＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナ
イト系ステンレス鋼についても、本発明の製造法により
σ相が1.0体積％以下の延性に優れた鋼板を得ることが
できる。例えば、鋼中のＳを固定するＣaは0.05質量％
以下の範囲で含有させることができ、鋼中のＣやＮを固
定するＴi，Ｖ，Ｚr，Ｎb，Ｈf，Ｔa，Ｗ，Ｒeなどは0.
5質量％を上限として含有させることができる。

【００３３】以上のような成分組成のＭo含有高Ｃr高Ｎ
iオーステナイト系鋼の場合、一般的な「連続鋳造→熱
間圧延」プロセス（連鋳法）ではσ相の生成等に起因し
て熱延中にスラブや鋼板に割れが生じやすく、良好な鋼
板を製造することは必ずしも容易ではない。スラブを加
熱炉で高温長時間（例えば1250℃×10時間）加熱した
り、熱延パススケジュールを最適化したり、熱延におい
て中間加熱を行ったりする工夫によって割れのない鋼板
を得ることは可能である。しかし、割れが解消したとし
ても、σ相が1.0体積％以下に抑えられた延性に優れた
鋼板を工業的に安定して得ることは非常に難しい。

【００３４】一方、「造塊→分塊→熱間圧延」プロセス
（造塊法）は、連鋳法に比べ生産性は劣るが、鋼塊の加
熱温度・加熱時間を比較的自由にコントロールでき、ま
た熱間加工度を多くとることができる。したがって連鋳
法よりもσ相の消失効果は大きいように思われる。しか
し、実際にはやはりσ相が1.0体積％以下の延性に優れ
た鋼板を安定的に得ることは非常に難しい。

【００３５】そこで発明者らは、Ｍo含有高Ｃr高Ｎiオ
ーステナイト系鋼材中のσ相を効率よく安定的に消去さ
せる方法について鋭意研究し、σ相が1.0体積％以下の
鋼板の工業的な製造を可能にした。その方法は、２ヒー
ト以上の熱延とその後の熱処理を組み合わせるものであ
る。従来からも、特に難熱間加工材等において、特殊な
熱延条件や熱処理条件を組み合わせることによって割れ
や欠陥の少ない鋼板を製造可能にした例はある。しか
し、Ｍo含有高Ｃr高Ｎi鋼板のσ相消失を目的として、
特に成分組成上の厳しい制限を設けることなく、熱延お
よび熱処理条件を工夫することによってσ相を顕著に低
減した工業的成功例は見当たらない。以下、本発明の鋼
板製造法について説明する。

【００３６】〔初期熱延工程〕まず、前記した成分系の
オーステナイト系ステンレス鋼の鋳造材を、材温1240〜
1280℃で１時間以上加熱したのち抽出して熱間圧延する
ことにより中間スラブを製造する。本明細書ではこの工
程を「初期熱延工程」と呼んでいる。材温1240〜1280℃
とは鋼材の中心部を含めた全体がこの温度範囲になるこ
とを意味する。この状態で少なくとも１時間以上保持す
る必要がある。保持時間の上限は特に規定しないが、鋼
材表面の高温酸化の問題や生産性を考慮すると、10時間
以内とすることが望ましい。

【００３７】得られた中間スラブを中間圧延することな
く仕上圧延に供する場合は、この初期熱延工程での圧延
率を20％以上とする必要がある。圧延温度は特に規定し
ないが、本発明の対象鋼はSUS304系鋼，SUS316系鋼など
と比較して熱間変形抵抗が高く熱延機の負荷が大きくな
ること、および熱間変形能が低いため表面割れが生じや
すいことから、なるべく高目の温度で圧延することが有
利である。例えば最終パス温度を900℃以上とすること
が望ましく、1000℃以上とすることが一層望ましい。ま
た、熱延後の冷却過程におけるσ相の再析出防止の観点
から、1000〜600℃における冷却速度が約5℃/分以上と
なるように中間スラブを冷却することが望ましい。その
場合の冷却方法は水冷が一般的であるが、その他の強制
冷却方法を用いてもよい。

【００３８】連鋳法のプロセスに適用する場合は、連続
鋳造スラブをスラブ加熱炉に挿入して加熱し、抽出した
後、例えば連続熱延ラインの上流側にあるリバース式の
粗圧延機を用いて熱延することで初期熱延工程が実施で
きる。得られた中間スラブはラインの途中で取り出し、
次工程の加熱に供すればよい。

【００３９】造塊法のプロセスに適用する場合は、鋼塊
（インゴット）を加熱炉に挿入して加熱し、抽出した
後、分塊圧延機にて熱延することで初期熱延工程が実施
できる。

【００４０】〔中間熱延工程〕この工程は、中間スラブ
を加熱、熱延してさらに加工度の高い中間スラブにする
工程である。先の初期熱延工程のみで仕上熱延に供し得
る寸法・形状のスラブが直接製造できる場合はこの工程
を省略してよい。逆に、初期熱延工程と１回の中間熱延
工程によっても、まだ仕上熱延に供し得るスラブが得ら
れない場合は、複数回の中間熱延工程を採用することが
できる。

【００４１】各中間熱延工程での加熱温度，加熱時間，
熱延温度，熱延後の冷却速度は、前述の初期熱延工程と
同様の条件範囲とすることができる。すなわち、加熱温
度は材温1240〜1280℃、加熱時間は１時間以上とする必
要があり、加熱時間の上限は10時間が好ましい。熱延温
度は最終パス温度を900℃以上とすることが望ましく、1
000℃以上とすることが一層望ましい。得られた中間ス
ラブの冷却速度は1000〜600℃における冷却速度が約5℃
/分以上となるように、水冷その他の強制冷却を行うこ
とが望ましい。

【００４２】ただし、初期熱延工程と各中間熱延工程の
圧延率はトータルで20％以上を確保しなくてはならな
い。つまり、仕上熱延に供する中間スラブはトータル20
％以上の圧延率で熱延されたものとなるように、圧下量
を配分する必要がある。

【００４３】〔仕上熱延工程〕この工程は、熱延鋼板を
仕上げるための最後の熱延工程である。中間スラブを材
温1200〜1280℃で１時間以上加熱し、その後抽出して熱
間圧延し、熱延鋼板を製造する。工業的には、鋼帯巻取
り装置を備えた熱延機（ステッケルミルなど）や、通常
の連続熱延ラインを用いて実施できる。

【００４４】加熱温度の下限は初期熱延工程や中間熱延
工程と比べ少し低温まで許容されるが、加熱時間，熱延
温度，熱延後の冷却速度は、前述と同様の条件範囲とす
ることができる。すなわち、加熱温度は材温1200〜1280
℃、加熱時間は１時間以上とする必要があり、加熱時間
の上限は10時間が好ましい。熱延温度は最終パス温度を
900℃以上とすることが望ましく、1000℃以上とするこ
とが一層望ましい。得られた熱延鋼板の冷却速度は1000
〜600℃における冷却速度が約5℃/分以上となるよう
に、水冷その他の強制冷却を行うことが望ましい。

【００４５】〔熱延後の焼鈍〕得られた熱延鋼板は、材
温1120〜1200℃で焼鈍する必要がある。これにより、歪
は完全に除去されるとともに、組織の再結晶化が図ら
れ、鋼板中のσ相は1.0体積％以下となる。冷却過程に
おいてσ相が再析出しないように、冷却速度は1000〜60
0℃における冷却速度が約5℃/分以上となるようにする
ことが望ましい。そのために、水冷その他の強制冷却を
行うことが望ましい。なお、焼鈍時間は短時間で十分で
あり、長くても30分以内とすることが望ましい。現実的
には、例えば材温が1120〜1200℃の範囲に昇温したのち
直ちに冷却する、いわゆる均熱0秒の焼鈍を採用するこ
とができる。

【００４６】以上のような多ヒート熱延と焼鈍によっ
て、鋼材中のσ相は顕著に低減される。その理由は、以
下の現象がヒート回数に応じて繰り返されるためだと考
えられる。熱延での圧下によりσ相が微細化するとともに加工歪
が導入される。その次の加熱においては加工歪に起因してσ相を構成
する元素の拡散速度が増大するため、微細化したσ相は
急速に消失に向かう。ただし、たとえ多ヒート熱延を行
っても前記の製造条件を外れるとＭo含有高Ｃr高Ｎiオ
ーステナイト系鋼板の延性改善効果はほとんど得られな
くなる点が興味深い（後述の実施例および前述の図１参
照）。その原因は現時点で十分に解明されていない。

【００４７】〔冷延−焼鈍工程〕冷延鋼板においてσ相
が1.0体積％以下のものを得るには、上記のようにして
行った熱延鋼板の焼鈍後に冷間圧延および焼鈍を行えば
よい。ただし、焼鈍は材温1120〜1200℃で行う必要があ
り、上記の熱延後の焼鈍と同様に、冷却過程においてσ
相が再析出しないように、冷却速度は1000〜600℃にお
ける冷却速度が約5℃/分以上となるように、水冷その他
の強制冷却を行うことが望ましい。焼鈍時間は短時間で
十分であり、長くても30分以内とすることが望ましい。
この焼鈍においても、いわゆる均熱0秒の焼鈍を採用す
ることができる。目標板厚に応じてこの「冷延−焼鈍工
程」は１回または複数回行うことができる。

【００４８】

【実施例】〔実施例１〕真空溶解炉でＭo含有高Ｃr高Ｎ
iオーステナイト系ステンレス鋼を溶製し、表１に示す
化学組成の鋼塊（S-3は約300kg，他は約30kg）を得た。
S-1〜S-6は本発明で規定する化学組成を満たす「発明対
象鋼」である。S-7はＳi，Ｎi，Ｍo含有量が本発明規定
範囲を超えて高い「比較鋼」である。

【００４９】

【表１】

【００５０】各鋼塊の柱状晶部分から厚さ35mm，幅120m
m，長さ130mmのブロックを切り出し、これらを材温1230
〜1270℃×0.5〜10時間の種々の条件で加熱した後、抽
出して、熱間圧延し、水冷する方法で板厚15〜30mmの中
間スラブを製造した（初期熱延工程）。中間スラブのう
ち、板厚19〜30mmの一部のものについては、さらに材温
1250℃×１時間の加熱を施した後、抽出して、熱間圧延
し、水冷する方法で板厚15mmの中間スラブとした（中間
熱延工程）。その後、中間スラブ（板厚15〜30mm）を材
温1180〜1270℃×0.5〜10時間の種々の条件で加熱した
後、抽出して、熱間圧延し、水冷する方法で板厚4mmの
熱延鋼板を製造した（仕上熱延工程）。なお、比較のた
め、鋼塊から切り出した一部のブロックについては直
接、仕上熱延工程に供した。次いで、熱延鋼板を材温11
10〜1170℃×均熱0秒の条件で焼鈍し、水冷した。各熱
延工程および焼鈍後の冷却過程では、いずれも600℃以
上の温度における冷却速度は5℃/分以上であった。

【００５１】各熱延鋼板について、鋼板中のσ相の量を
測定した。測定方法は、鋼板Ｃ断面の金属組織観察を行
いJIS G 0555に規定される試験方法および判定方法に準
拠した。熱延条件，焼鈍条件および鋼板中のσ相の量を
表２に示す。

【００５２】

【表２】

【００５３】表２中、＊印は本発明規定範囲を外れる条
件である。１ヒートのみの加熱および熱間圧延を行った
製造法No.1，2では、鋼板のσ相を1.0体積％以下にする
ことはできなかった。２ヒート以上の熱延を行った製造
法No.3〜28では、初期熱延工程（または初期熱延工程
と中間熱延工程）の加熱条件およびトータル圧延率，
仕上熱延工程の加熱条件，焼鈍温度、の全てが本発明
規定範囲にあるもののみ、鋼板のσ相を1.0体積％以下
にすることができた。これらは、先の図１で説明したと
おり、Ｃ方向伸びは40％以上を呈し、180°密着曲げで
割れは生じていないものである。なお、製造法No.25
は、Ｓi，Ｍo含有量が多い比較鋼S-7を用いたものであ
る。このようなσ脆化感受性の高い鋼では、本発明の製
造条件によってもσ相を十分抑制することはできない。

【００５４】〔実施例２〕表２の製造法No.6によって得
た熱延焼鈍鋼板について、さらに板厚2.0mmまで冷間圧
延を行い、その後、材温1150℃，1130℃，1110℃の３水
準の温度で均熱0秒の焼鈍を施した。また、これらの一
部を切り出して、さらに板厚0.8mmまで冷間圧延し、そ
の後、材温1150℃，1130℃，1110℃の３水準の温度で均
熱0秒の焼鈍を施した。板厚2.0mmおよび0.8mmの冷延焼
鈍鋼板について、実施例１と同様の方法で鋼板中のσ相
の量を測定するとともに、JIS Z 2241に準じたＣ方向の
引張試験およびJIS Z 2248に準じたＣ方向の180°密着
曲げ試験を行い、伸びよおび曲げ加工部の割れの有無を
調べた。冷延焼鈍履歴および試験結果を表３に示す。

【００５５】

【表３】

【００５６】表３中、＊印は本発明規定範囲を外れる条
件である。冷延後の焼鈍を1120℃以上の温度で行うこと
によって冷延焼鈍鋼板中のσ相の量を1.0体積％以下に
維持することができ、それらは良好な延性を呈した。

【００５７】〔実施例３〕造塊法により工業的な生産ラ
インを用いてＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系ステ
ンレス鋼の熱延鋼板および冷延鋼板を製造した。厚さ40
0mm，重量約10トンの鋼塊を鋳造した。化学分析の結
果、この鋼の成分組成（質量％）は以下のとおりであっ
た。Ｃ：0.025％，Ｓi：0.43％，Ｍn：0.29％，Ｐ：0.0
17％，Ｓ：0.0006％，Ｃr：24.83％，Ｎi：24.60％，Ｍ
o：4.77％，Ｎ：0.120％，Ｃu：0.42％，Ｌa＋Ｃe：0.0
18％，残部は実質的にＦe。

【００５８】鋼塊を材温1250℃で１時間均熱保持後抽出
し、1000℃以上の温度域で分塊圧延を行い、板厚250mm
の中間スラブとした（初期熱延工程）。この中間スラブ
を連続熱延ラインのスラブ加熱炉に挿入して材温1250℃
で１時間均熱保持後抽出し、同ラインのリバース式粗圧
延機にて1000℃以上の温度域で熱間圧延し、板厚180mm
の中間スラブとした（中間熱延工程）。これを同ライン
から取り出し、再度、同ラインのスラブ加熱炉に挿入し
て材温1230℃で１時間均熱保持後抽出し、950℃以上の
温度域で熱間圧延して鋼帯とし、水冷したのち巻取り、
板厚8mm，板幅1000mm，重量約8トンの熱延コイルを得た
（仕上熱延工程）。その後、このコイルを連続焼鈍ライ
ンにて材温1140℃で均熱0秒焼鈍し、水冷することで熱
延焼鈍鋼板とした。熱延焼鈍鋼板のコイルから長さ1000
mmのサンプルを採取した。

【００５９】熱延焼鈍鋼板のコイルを板厚2.5mmまで冷
間圧延し、次いで材温1150℃で均熱0秒の焼鈍を施した
（冷延−焼鈍工程）。この段階のコイルから長さ1000mm
のサンプルを採取した。その後、このコイルをさらに板
厚0.8mmまで冷間圧延し、次いで材温1150℃で均熱0秒の
焼鈍を施した（２回目の冷延−焼鈍工程）。この段階で
も長さ1000mmのサンプルを採取した。

【００６０】以上の３段階の時点で採取したサンプル
（板厚8mmの熱延焼鈍鋼板，板厚2.5mmの冷延焼鈍鋼板，
および板厚0.8mmの冷延焼鈍鋼板）について、前述と同
様の方法で、σ相の量，Ｃ方向の伸び，およびＣ方向の
180°密着曲げにおける割れの有無を調べた。その結
果、いずれのサンプルにおいても、鋼板中のσ相の量は
1.0体積％以下に低減されており、Ｃ方向伸びは40％以
上を呈し、Ｃ方向の180°密着曲げでも割れは認められ
なかった。

【００６１】

【発明の効果】本発明は以下のようなメリットを有する
ものである。高耐食性のＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系ステ
ンレス鋼において、SUS304やSUS316並みの延性を安定し
て呈する鋼板の組織状態・特性を明らかにしたので、製
造現場の品質管理や今後の製造法研究に寄与し得る。本発明の高耐食性のＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイ
ト系ステンレス鋼板は延性が安定的に改善されているた
め、加工の自由度が向上し、より複雑な加工を要する部
材への適用が可能となる。したがって、用途拡大を通じ
本系鋼の普及に寄与し得る。本発明の製造法は鋼の成分組成に特段の制約を設ける
必要がないので、SUS317J4L，SUS317J5Lを含む多くの既
存Ｍo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系ステンレス鋼種
に適用することができる。したがって、量産の容易化を
通じ本系鋼の特に既存鋼種の普及に寄与し得る。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｍo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系鋼におけ
る鋼板中のσ相の量と延性の関係を表すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２２Ｃ 38/54 Ｃ２２Ｃ 38/54 (72)発明者川畑幸寛山口県新南陽市野村南町4976番地日新製鋼株式会社内 (72)発明者汐月勝幸山口県新南陽市野村南町4976番地日新製鋼株式会社内Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA13 AA14 AA15 AA16 AA20 AA21 AA25 AA27 AA29 AA31 AA32 AA40 BA01 CA03 CB01 CB02 CC04 CD01 CD02 CD03 CF03 CH06 CJ01 CJ02 CJ03 CM01 4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA12 EA13 EA15 EA17 EA18 EA21 EA23 EA25 EA27 EA28 EA36 EB07 EB08 EB09 FA03 FB04 FB06 FF03 FG00 FG03 FJ07 JA02 JA06

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：0.08％以下，Ｓi：4.0％
以下，Ｍn：1.5％以下，Ｐ：0.05％以下，Ｓ：0.005％
以下，Ｃr：20〜30％，Ｎi：20〜35％，Ｍo：3〜8％，
Ｎ：0.02〜0.3％，Ａl：0（無添加）〜4.0％，Ｃu：0
（無添加）〜4.0％，Ｌa＋Ｃe：0（無添加）〜0.3％以
下，Ｂ：0（無添加）〜0.05％で、残部がＦeおよび不可
避的不純物からなり、σ相が1.0体積％以下である延性
に優れたＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系ステンレ
ス鋼板。
【請求項２】鋼板の圧延方向に対しＣ方向が長手方向
になるように採取した引張試験片および曲げ試験片を用
い、それぞれJIS Z 2241およびJIS Z 2248に準拠した引
張試験および180°密着曲げ試験を行ったとき、40％以
上の伸びを呈し、かつ曲げ加工部に割れが発生しない請
求項１に記載の鋼板。
【請求項３】質量％で、Ｃ：0.08％以下，Ｓi：4.0％
以下，Ｍn：1.5％以下，Ｐ：0.05％以下，Ｓ：0.005％
以下，Ｃr：20〜30％，Ｎi：20〜35％，Ｍo：3〜8％，
Ｎ：0.02〜0.3％，Ａl：0（無添加）〜4.0％，Ｃu：0
（無添加）〜4.0％，Ｌa＋Ｃe：0（無添加）〜0.3％以
下，Ｂ：0（無添加）〜0.05％であるオーステナイト系
ステンレス鋼の鋳造材を材温1240〜1280℃で１時間以上
加熱したのち抽出し20％以上の圧延率で熱間圧延して中
間スラブとし（初期熱延工程）、中間スラブを材温1200
〜1280℃で１時間以上加熱したのち抽出し熱間圧延して
熱延鋼板とし（仕上熱延工程）、熱延鋼板を材温1120〜
1200℃で焼鈍することを特徴とする、σ相が1.0体積％
以下である延性に優れたＭo含有高Ｃr高Ｎiオーステナ
イト系ステンレス鋼板の製造法。
【請求項４】質量％で、Ｃ：0.08％以下，Ｓi：4.0％
以下，Ｍn：1.5％以下，Ｐ：0.05％以下，Ｓ：0.005％
以下，Ｃr：20〜30％，Ｎi：20〜35％，Ｍo：3〜8％，
Ｎ：0.02〜0.3％，Ａl：0（無添加）〜4.0％，Ｃu：0
（無添加）〜4.0％，Ｌa＋Ｃe：0（無添加）〜0.3％以
下，Ｂ：0（無添加）〜0.05％であるオーステナイト系
ステンレス鋼の鋳造材を材温1240〜1280℃で１時間以上
加熱したのち抽出し熱間圧延して中間スラブとし（初期
熱延工程）、次いで、中間スラブを材温1240〜1280℃で
１時間以上加熱したのち抽出し熱間圧延して更に加工度
の高い中間スラブとする工程（中間熱延工程）を１回ま
たは複数回行い、その際、初期熱延工程と１回または複
数回の中間熱延工程のトータル圧延率を20％以上とし、
その後、中間スラブを材温1200〜1280℃で１時間以上加
熱したのち抽出し熱間圧延して熱延鋼板とし（仕上熱延
工程）、熱延鋼板を材温1120〜1200℃で焼鈍することを
特徴とする、σ相が1.0体積％以下である延性に優れた
Ｍo含有高Ｃr高Ｎiオーステナイト系ステンレス鋼板の
製造法。
【請求項５】鋳造材が、質量％で、Ｃ：0.08％以下，
Ｓi：4.0％以下，Ｍn：1.5％以下，Ｐ：0.05％以下，
Ｓ：0.005％以下，Ｃr：20〜30％，Ｎi：20〜35％，Ｍ
o：3〜8％，Ｎ：0.02〜0.3％，Ａl：0（無添加）〜4.0
％，Ｃu：0（無添加）〜4.0％，Ｌa＋Ｃe：0（無添加）
〜0.3％以下，Ｂ：0（無添加）〜0.05％で、残部がＦe
および不可避的不純物からなるオーステナイト系ステン
レス鋼である請求項３または４に記載の製造法。
【請求項６】熱延鋼板の焼鈍後において、さらに、冷
間圧延を行い、冷延鋼板を材温1120〜1200℃で焼鈍する
工程（冷延−焼鈍工程）を１回または複数回行う請求項
３〜５に記載の製造法。