JP4849731B2

JP4849731B2 - Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel sheet excellent in ductility and manufacturing method

Info

Publication number: JP4849731B2
Application number: JP2001127783A
Authority: JP
Inventors: 敏郎名越; 学奥; 幸寛川畑; 勝幸汐月
Original assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2001-04-25
Filing date: 2001-04-25
Publication date: 2012-01-11
Anticipated expiration: 2021-04-25
Also published as: JP2002322545A

Description

【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、SUS304系，SUS316系では40％以上であるのに対し、SUS317J4L，SUS317J5Lでは35％以上とされており、これらのＭo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SUS316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。
▲１▼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。
▲２▼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。
▲３▼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。
▲４▼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。
▲５▼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：20〜29.8％，Ｍo：3〜8％，Ｎ：0.02〜0.3％，Ｃu：0〜4.0％，Ｌa＋Ｃe：0〜0.3％以下，Ｂ：0〜0.05％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、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、Ｃu，Ｌa，Ｃe，Ｂをいずれも含有しない鋼と、Ｃu，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％，Ｎi：20〜29.8％，Ｍo：3〜8％，Ｎ：0.02〜0.3％，Ｃu：0〜4.0％，Ｌa＋Ｃe：0〜0.3％以下，Ｂ：0〜0.05％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：20％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。本発明ではＮiを20〜29.8質量％の範囲で含有させる。
【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。本発明ではＡｌを無添加とする。
【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Ｎi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Ｎi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、1000℃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1000〜600℃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。
▲１▼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。
▲２▼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Ｎi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-4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120mm，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1110〜1170℃×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、▲１▼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，▲２▼仕上熱延工程の加熱条件，▲３▼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400mm，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：0.017％，Ｓ：0.0006％，Ｃr：24.83％，Ｎi：24.60％，Ｍo：4.77％，Ｎ：0.120％，Ｃu：0.42％，Ｌa＋Ｃe：0.018％，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1000mm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。
▲１▼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。
▲２▼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。
▲３▼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。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is a stainless steel plate mainly used for applications where corrosion resistance and high temperature corrosion resistance are required, such as seawater heat exchangers, incinerator heat exchangers, and the like. The present invention relates to a high Ni austenitic stainless steel sheet and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
Applications such as seawater heat exchangers and heat exchangers for incineration facilities targeting municipal waste and industrial waste require particularly high corrosion resistance and heat resistance. For this reason, “Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel” containing Cr 20% or more, Ni 20% or more, and Mo 3% or more by mass% has been used. For example, SUS317J4L (22Cr-25Ni-6Mo-0.2N-low C) and SUS317J5L (21Cr-24.5Ni-4.5Mo-1.5Cu-poles) specified in JIS G 4305 as steel types that can be used in seawater heat exchangers Low C).
[0003]
There are plate types, tube types, and the like as heat exchanger types for the above applications, and the plate type has an advantage of excellent heat conversion efficiency.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, the Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel as described above has a defect that it is inferior in ductility compared with general general-purpose austenitic stainless steels such as SUS304 and SUS316. Looking at the value of “elongation” specified in JIS G 4305, it is 40% or more for SUS304 and SUS316, but 35% or more for SUS317J4L and SUS317J5L. It is common knowledge that it is difficult to require the Cr high Ni steel to have the same elongation as the general-purpose austenitic steel type.
[0005]
The disadvantage that the Mo-containing high Cr high Ni austenitic steel has low ductility causes problems such as cracking in the bent portion when a plate of a heat exchanger is manufactured by processing a steel plate, for example. Particularly recently, the plate shape of the heat exchanger tends to become more complicated with the aim of improving the heat exchange rate, and the steel plate used for this has been required to be as ductile as SUS304 or SUS316.
[0006]
Therefore, the present invention specifies the structural state / characteristics of a steel plate that exhibits stable ductility comparable to that of SUS304 and SUS316 in Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steels including SUS317J4L and SUS317J5L. It is intended to provide a method for manufacturing without any particular restrictions on the composition.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
As a result of various studies, the inventors have obtained the following knowledge regarding the relationship between the metal structure and ductility of the Mo-containing high Cr high Ni austenitic steel sheet and the manufacturing method.
(1) Austenitic stainless steel sheets containing Cr: 20% or more, Ni: 20% or more, and Mo: 3% or more in mass% usually have a σ phase stretched in the rolling direction. When strict tensioning or bending is applied in the direction, cracks should occur starting from this σ phase.
{Circle around (2)} When the amount of σ phase present in the steel sheet exceeds 1.0% by volume, the above cracks frequently occur, whereas when the amount of σ phase becomes 1.0% by volume or less, the above cracks do not suddenly occur.
(3) As a means of stably producing a steel sheet having a σ phase of 1.0% by volume or less, a hot rolled steel sheet is obtained by subjecting a steel ingot or continuous cast slab to two-heat rolling under specific conditions or rolling for three or more heats. Furthermore, it is effective to anneal this steel sheet under specific conditions.
(4) To obtain a cold-rolled steel sheet, the steel sheet manufactured by the above method must be cold-rolled and then annealed under specific conditions.
(5) The above method can be applied without difficulty to Mo-containing high Cr high Ni austenitic steel types including existing SUS317J4L and SUS317J5L without any particular restrictions on the component composition.
[0008]
  The present invention has been completed based on the above findings.
  That is, the invention of claim 1 is mass%, C: 0.08% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Cr: 20-30%, Ni: 20-29.8%, Mo: 3-8%, N: 0.02-0.3%, Cu:0 ~4.0%, La + Ce:0 ~0.3% or less, B:0 ~This is a Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel plate having excellent ductility with 0.05%, the balance being Fe and inevitable impurities, and the σ phase being 1.0% by volume or less.
[0009]
  here, CThe lower limit of 0% in the content range of u, La + Ce, and B means that the element is not added. In other words, as the target steel of claim 1, Csteel containing no u, La, Ce, or B, CSteels containing one or more of u, La, Ce, and B are included. Here, “steel plate” includes “steel strip” (the same applies hereinafter).
[0010]
Invention of Claim 2 uses the tensile test piece and bending test piece which were extracted so that C direction may become a longitudinal direction with respect to the rolling direction of a steel plate in the said steel plate, respectively, and tension | tensile_strength based on JIS Z 2241 and JIS Z 2248, respectively This is a steel sheet that exhibits an elongation of 40% or more when a test and a 180 ° adhesion bending test are performed, and that does not generate cracks in the bent portion. Here, the C direction is a direction (width direction) perpendicular to the rolling direction.
The above steel plates are suitable for plate steel plates for plate-type heat exchangers.
[0011]
  The invention of claim 3 specifies a method of adopting two-heat hot rolling as a method for producing a Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel plate excellent in ductility with a σ phase of 1.0 volume% or less. That is, in mass%, C: 0.08% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Cr: 20-30%, Ni: 20-29.8%, Mo: 3-8%, N: 0.02-0.3%, Cu:0 ~4.0%, La + Ce:0 ~0.3% or less, B:0 ~0.05%The balance consists of Fe and inevitable impuritiesAn austenitic stainless steel cast material is heated at a material temperature of 1240-1280 ° C for 1 hour or longer, extracted, and hot rolled at a rolling rate of 20% or more to form an intermediate slab (initial hot rolling process). After heating at 1200 to 1280 ° C for 1 hour or longer, it is extracted and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet (finish hot rolling process), and the hot-rolled steel sheet is annealed at a material temperature of 1120 to 1200 ° C. . The “initial hot rolling process” and the “finish hot rolling process” are combined into a two-heat hot rolling process.
[0012]
Here, the cast material is a steel material having a metal structure as cast, and generally corresponds to a steel ingot and a continuously cast slab. The material temperature is a material temperature, and it is necessary that the center portion and the surface layer portion of the steel material be maintained within a specified temperature range. In the case of annealing a hot-rolled steel sheet, the annealing time is not particularly specified. Therefore, for example, so-called annealing with a soaking time of 0 seconds in which the material temperature is raised to a certain temperature in the range of 1120 to 1200 ° C. and then cooled immediately is also included.
[0013]
The invention of claim 4 employs multi-heat hot rolling of 3 heats or more instead of the 2-heat hot rolling of claim 3. That is, one or more “intermediate hot rolling steps” are inserted between the “initial hot rolling step” and the “finish hot rolling step”. However, in this case, the total rolling rate of the initial hot rolling process and one or more intermediate hot rolling processes is set to 20% or more. Here, the “intermediate hot rolling step” is a step in which the intermediate slab is heated at a material temperature of 1240 to 1280 ° C. for 1 hour or more and extracted and hot-rolled to obtain an intermediate slab having a higher degree of processing. The “initial hot rolling process”, one or a plurality of “intermediate hot rolling processes” and “finish hot rolling processes” are combined into a multi-heat hot rolling of 3 heats or more.
[0014]
  Claim5The invention of claim 3Or 4In this invention, after the hot-rolled steel sheet is annealed, the “cold-rolling-annealing process” is performed one or more times. Here, the “cold rolling-annealing step” is a step of cold rolling to produce a cold rolled steel sheet, and annealing the cold rolled steel sheet at a material temperature of 1120 to 1200 ° C. Annealing of this cold-rolled steel sheet also includes annealing with a soaking time of 0 seconds.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
When the plate of the heat exchanger is constructed using Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel plate, considering that the plate shape will become more complex in the future, the following “ductility” is given to the steel plate. It is desirable to do.
i) The elongation in the C direction is at least 40% or more.
ii) There should be no cracks caused by 180 ° contact bending in the C direction.
[0016]
According to the research by the inventors, in order to realize the “ductility” of i) ii) in the austenitic steel sheet containing Cr: 20% or more, Ni: 20% or more, Mo: 3% or more by mass%. It was found that it is extremely important that the total amount of the σ phase present in the steel sheet is 1.0% by volume or less. This point will be described with reference to FIG.
[0017]
FIG. 1 shows the production method Nos. 2, 3, 4, 6, 7, 9, 10, 14, 19, 23, 25, 27, 28 of Table 2 in the examples described later. This shows the relationship between the volume% of the σ phase, the elongation in the C direction, and the presence or absence of cracks caused by 180 ° close contact bending in the C direction. As can be seen from FIG. 1, in the region where the amount of σ phase in the steel sheet exceeds 1.0% by volume, the elongation in the C direction varies within a range of less than 40%, and cracking occurs due to 180 ° contact bending. In this region, even if the σ phase is reduced, no remarkable improvement in the C direction elongation is observed, and cracks due to 180 ° contact bending are not eliminated. On the other hand, in the region where the amount of σ phase in the steel sheet is 1.0% by volume or less, the elongation in the C direction is stably 40% or more, and no crack is generated by 180 ° contact bending. Although only a part of Table 2 described later is plotted in FIG. 1, the relationship between the amount of σ phase in the steel sheet and the ductility is all within the component composition range defined in the present invention in Table 2. The same results as above were obtained for the samples.
[0018]
From this data, it can be seen that in the Mo-containing high Cr high Ni austenitic steel, the “ductility” in the C direction of the steel plate changes suddenly when the amount of σ phase in the steel plate is 1.0 volume%. That is, in the steel sheet of the steel type, it can be said that the abundance of the σ phase of 1.0% by volume is a critical value that bisects the properties of the steel sheet.
[0019]
The amount of σ phase in the steel sheet can be determined by measuring the area ratio occupied by the σ phase in the observation of the metal structure of the cross section of the steel sheet. Specifically, it can be determined according to the test method and determination method defined in JIS G 0555, but the same measurement result can be obtained by image processing of a metal structure.
[0020]
Next, the alloy element will be described.
C is effective for securing high-temperature strength and stabilizing the austenite phase, but on the other hand, it promotes precipitation of Cr carbide at the grain boundaries at high temperatures. Cause. Considering these, it is necessary to contain C in the range of 0.08% by mass or less. A more preferable range of the C content is 0.06% by mass or less. The lower limit is not specified. In addition to being able to target many steels containing 0.01 mass% or more of C, extremely low C steels can also be targeted.
[0021]
Si is an element having a deoxidizing action, and is concentrated on the surface of stainless steel to form a film having excellent corrosion resistance and heat resistance. However, if the Si content exceeds 4.0% by mass, the sigma embrittlement susceptibility in the high temperature range and the hot workability decrease are caused, so it is necessary to contain in the range of 4.0% by mass or less. A more preferable range of Si content is 0.2 to 1.5% by mass.
[0022]
Mn has a deoxidizing action similar to Si. It is also an austenite forming element. However, depending on the environment to which the steel sheet is exposed, Mn may be concentrated in the film, which may adversely affect the corrosion resistance and heat resistance, so the content of 1.5% by mass or more should be avoided. A more preferable range of the Mn content is 0.2 to 0.8% by mass.
[0023]
P is segregated at the interface between the steel substrate and the corrosion product and at the grain boundaries in the matrix, and promotes corrosion by the molten salt and grain boundary erosion, so the content is preferably as small as possible. In the present invention, P is allowed up to about 0.05% by mass.
[0024]
S is harmful to the high temperature oxidation resistance, and segregates at the austenite grain boundaries to degrade the hot workability and the weld hot crack resistance of the steel material. In consideration of applying Mo containing high Cr high Ni to the heat exchanger plate, the S content needs to be suppressed to 0.005 mass% or less.
[0025]
Cr is an element effective for improving corrosion resistance and heat resistance, and is preferably contained in an amount of 20% by mass or more in consideration of application to a seawater environment and a high temperature corrosive environment. However, if the Cr content exceeds 30% by mass, the workability of the steel sheet is lowered, and it is necessary to add a large amount of expensive Ni in order to maintain the metal structure of the austenite phase. In addition, the susceptibility of steel to σ embrittlement is significantly increased. Therefore, the Cr content is specified to be 20 to 30% by mass.
[0026]
  Ni needs to be contained in an amount of at least 20% by mass in order to exhibit sufficient corrosion resistance, SCC resistance, and high temperature corrosion resistance in harsh environments such as seawater environments and incinerator heat exchangers.In the present invention, Ni is contained in the range of 20 to 29.8% by mass.
[0027]
Mo contains 3% by mass or more and significantly improves the corrosion resistance and hot corrosion resistance. However, the addition of a large amount of Mo increases the sigma embrittlement susceptibility at high temperatures and increases the cost. Considering these points, the Mo content is specified to be 3 to 8% by mass.
[0028]
N is contained in an amount of 0.02% by mass or more in order to improve corrosion resistance and high temperature strength. However, excessive addition of N may degrade the high-temperature oxidation resistance and hot workability, so the upper limit was set at 0.3% by mass.
[0029]
  Al acts as a deoxidizer and also concentrates on the surface layer of steel in a high temperature corrosive environment.₂O_ThreeIt forms a film and contributes to the improvement of hot corrosion resistance. However, a large amount of Al addition is Al₂O_ThreeIt promotes the formation of system inclusions and degrades the corrosion resistance, workability, and hot workability of the steel sheet.In the present invention, Al is not added.
[0030]
Since Cu significantly improves the acid resistance and stress corrosion cracking resistance of stainless steel, its addition is very effective depending on the application. However, addition of a large amount of Cu impairs hot workability. Therefore, when Cu is added, the content must be 4.0% by mass or less. In addition, in order to fully enjoy the effect of addition of Cu, it is desirable to make it contain in 0.2-4.0 mass%.
[0031]
La, Ce, and B are elements that improve the hot ductility of the Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel. These can be added as necessary within the range of La + Ce of 0.3% by mass or less and B of 2% by mass or less.
[0032]
In addition to the elements described above, the present invention is also applicable to Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steels to which a small amount of elements that improve corrosion resistance, heat resistance, high temperature oxidation resistance, high temperature strength, etc. are added according to the application to be used. According to this production method, a steel sheet excellent in ductility having a σ phase of 1.0% by volume or less can be obtained. For example, Ca for fixing S in steel can be contained in a range of 0.05% by mass or less, and Ti, V, Zr, Nb, Hf, Ta, W, Re for fixing C and N in steel are as follows. 0.5 mass% can be contained as an upper limit.
[0033]
In the case of the Mo-containing high Cr high Ni austenitic steel having the above-described composition, in the general “continuous casting → hot rolling” process (continuous casting method), during hot rolling due to the formation of σ phase, etc. Cracks are likely to occur in slabs and steel plates, and it is not always easy to produce good steel plates. It is possible to obtain a steel plate without cracking by heating the slab in a heating furnace for a long period of time (for example, 1250 ° C x 10 hours), optimizing the hot rolling pass schedule, or performing intermediate heating in hot rolling. is there. However, even if the crack is eliminated, it is very difficult to industrially stably obtain a steel sheet having excellent ductility in which the σ phase is suppressed to 1.0% by volume or less.
[0034]
On the other hand, the “ingot-making → ingot-making → hot rolling” process (ingot-making method) is inferior in productivity to continuous casting, but the heating temperature and heating time of the steel ingot can be controlled relatively freely, and the heat A large degree of inter-working can be obtained. Therefore, the disappearance effect of the σ phase seems to be greater than that of the continuous casting method. However, in practice, it is very difficult to stably obtain a steel sheet having excellent ductility with a σ phase of 1.0% by volume or less.
[0035]
Accordingly, the inventors have intensively studied on a method for efficiently and stably erasing the σ phase in the Mo-containing high Cr high Ni austenitic steel material, and enabling industrial production of steel sheets having a σ phase of 1.0 vol% or less. did. The method combines hot rolling of 2 heats or more and subsequent heat treatment. Conventionally, there has been an example in which a steel sheet with few cracks and defects can be produced by combining special hot rolling conditions and heat treatment conditions, particularly in a hard-working material. However, for the purpose of eliminating the σ phase of Mo-containing high Cr high Ni steel sheets, an industrial success example in which the σ phase has been significantly reduced by devising hot rolling and heat treatment conditions without particularly restricting the composition of components. Is not found. Hereinafter, the steel sheet manufacturing method of the present invention will be described.
[0036]
[Initial hot rolling process]
First, an intermediate slab is manufactured by extracting and hot rolling a cast material of the above-described austenitic stainless steel at a material temperature of 1240 to 1280 ° C. for 1 hour or more, and then performing hot rolling. In this specification, this process is called an “initial hot rolling process”. The material temperature of 1240 to 1280 ° C. means that the entire steel material including the central portion falls within this temperature range. It is necessary to hold at least 1 hour in this state. The upper limit of the holding time is not particularly specified, but it is preferable to set it within 10 hours in consideration of the problem of high temperature oxidation on the steel surface and productivity.
[0037]
When the obtained intermediate slab is subjected to finish rolling without intermediate rolling, the rolling rate in this initial hot rolling step needs to be 20% or more. Although the rolling temperature is not particularly specified, the subject steel of the present invention has a higher hot deformation resistance and a larger hot-roller load and lower hot deformability than SUS304 steel, SUS316 steel, etc. Since surface cracks are likely to occur, it is advantageous to perform rolling at a higher temperature as possible. For example, the final pass temperature is desirably 900 ° C. or higher, and more desirably 1000 ° C. or higher. Further, from the viewpoint of preventing reprecipitation of the σ phase in the cooling process after hot rolling, it is desirable to cool the intermediate slab so that the cooling rate at 1000 to 600 ° C. is about 5 ° C./min or more. The cooling method in that case is generally water cooling, but other forced cooling methods may be used.
[0038]
When applied to a continuous casting process, a continuous casting slab is inserted into a slab heating furnace, heated, extracted, and then hot rolled using a reverse rough rolling mill on the upstream side of the continuous hot rolling line, for example. Thus, the initial hot rolling process can be performed. What is necessary is just to take out the obtained intermediate | middle slab in the middle of a line, and use for the heating of the following process.
[0039]
When applying to the process of an ingot-making method, an initial ingot process can be implemented by inserting a steel ingot (ingot) in a heating furnace, heating and extracting, and hot-rolling with a lump mill.
[0040]
[Intermediate hot rolling process]
This step is a step of heating and hot rolling the intermediate slab to obtain an intermediate slab having a higher degree of processing. If a slab having a size and shape that can be used for finishing hot rolling can be directly produced only by the initial hot rolling step, this step may be omitted. Conversely, if the initial hot rolling step and one intermediate hot rolling step do not provide a slab that can be used for finishing hot rolling, a plurality of intermediate hot rolling steps can be employed.
[0041]
The heating temperature, heating time, hot rolling temperature, and cooling rate after hot rolling in each intermediate hot rolling step can be set to the same condition ranges as in the initial hot rolling step. That is, the heating temperature needs to be 1240 to 1280 ° C., the heating time needs to be 1 hour or longer, and the upper limit of the heating time is preferably 10 hours. The hot rolling temperature is preferably a final pass temperature of 900 ° C. or higher, and more preferably 1000 ° C. or higher. It is desirable to perform water cooling or other forced cooling so that the cooling rate of the obtained intermediate slab is about 5 ° C./min or more at 1000 to 600 ° C.
[0042]
However, the total rolling ratio of the initial hot rolling process and each intermediate hot rolling process must be 20% or more. In other words, it is necessary to distribute the reduction amount so that the intermediate slab to be subjected to finish hot rolling is hot rolled at a rolling rate of 20% or more in total.
[0043]
[Finish hot rolling process]
This step is the final hot rolling step for finishing the hot rolled steel sheet. The intermediate slab is heated at a material temperature of 1200 to 1280 ° C for 1 hour or longer, then extracted and hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet. Industrially, it can be carried out using a hot rolling machine (Steckel mill or the like) equipped with a steel strip winding device or a normal continuous hot rolling line.
[0044]
The lower limit of the heating temperature is allowed to be slightly lower than the initial hot rolling step and the intermediate hot rolling step, but the heating time, hot rolling temperature, and cooling rate after hot rolling can be in the same condition range as described above. . That is, the heating temperature needs to be 1200 to 1280 ° C., the heating time needs to be 1 hour or longer, and the upper limit of the heating time is preferably 10 hours. The hot rolling temperature is preferably a final pass temperature of 900 ° C. or higher, and more preferably 1000 ° C. or higher. The cooling rate of the obtained hot-rolled steel sheet is desirably water cooling or other forced cooling so that the cooling rate at 1000 to 600 ° C. is about 5 ° C./min or more.
[0045]
[Annealing after hot rolling]
The obtained hot-rolled steel sheet needs to be annealed at a material temperature of 1120 to 1200 ° C. As a result, the strain is completely removed and the structure is recrystallized, and the σ phase in the steel sheet becomes 1.0% by volume or less. The cooling rate is preferably about 5 ° C./min or more at 1000 to 600 ° C. so that the σ phase does not reprecipitate in the cooling process. Therefore, it is desirable to perform water cooling or other forced cooling. Note that a short annealing time is sufficient, and it is desirable that the annealing time be within 30 minutes at the longest. Actually, for example, so-called annealing with a soaking time of 0 seconds, in which the material temperature is raised to a range of 1120 to 1200 ° C. and then immediately cooled, can be employed.
[0046]
By the multi-heat hot rolling and annealing as described above, the σ phase in the steel material is significantly reduced. The reason is considered that the following phenomenon is repeated according to the number of heats.
(1) The σ phase is refined by hot rolling and processing strain is introduced.
{Circle around (2)} In the subsequent heating, the diffusion rate of the elements constituting the σ phase increases due to processing strain, so that the refined σ phase rapidly disappears.
However, even if multi-heat hot rolling is performed, it is interesting that the effect of improving the ductility of the Mo-containing high Cr high Ni austenitic steel sheet can hardly be obtained if the manufacturing conditions are not met (see examples described later and FIG. 1 described above). ). The cause is not yet fully understood.
[0047]
[Cold rolling-annealing process]
In order to obtain a cold-rolled steel sheet having a σ phase of 1.0% by volume or less, cold rolling and annealing may be performed after the hot-rolled steel sheet is annealed as described above. However, annealing needs to be performed at a material temperature of 1120 to 1200 ° C. Like the annealing after hot rolling, the cooling rate is 1000 to 600 ° C so that the σ phase does not reprecipitate in the cooling process. It is desirable to perform water cooling or other forced cooling so that the temperature is about 5 ° C / min or more. A short annealing time is sufficient, and it is desirable that the annealing time be at most 30 minutes. Also in this annealing, so-called soaking of 0 seconds can be employed. Depending on the target plate thickness, this “cold rolling-annealing step” can be performed once or a plurality of times.
[0048]
【Example】
[Example 1]
  Mo containing high Cr high Ni austenitic stainless steel was melted in a vacuum melting furnace to obtain a steel ingot having a chemical composition shown in Table 1 (about 3 kg for S-3, about 30 kg for others). S-1 ~S-4Is “invention steel” that satisfies the chemical composition defined in the present invention. S-7 is a “comparative steel” having a high Si, Ni, and Mo content exceeding the scope of the present invention.
[0049]
[Table 1]

[0050]
A block of 35mm thickness, 120mm width and 130mm length is cut out from the columnar crystal part of each steel ingot, and these are heated under various conditions at a material temperature of 1230 to 1270 ° C x 0.5 to 10 hours, then extracted and heated. An intermediate slab having a thickness of 15 to 30 mm was manufactured by a method of hot rolling and water cooling (initial hot rolling process). Among the intermediate slabs, some with a plate thickness of 19 to 30 mm are further heated to a material temperature of 1250 ° C. for 1 hour, extracted, hot-rolled, and water-cooled. An intermediate slab was formed (intermediate hot rolling process). After that, the intermediate slab (plate thickness 15-30mm) is heated under various conditions of material temperature 1180-1270 ° C x 0.5-10 hours, then extracted, hot-rolled, and water-cooled to a thickness of 4mm. A rolled steel sheet was produced (finish hot rolling process). For comparison, some blocks cut out from the steel ingot were directly subjected to a finishing hot rolling process. Next, the hot-rolled steel sheet was annealed under conditions of a material temperature of 1110 to 1170 ° C. and a soaking temperature of 0 seconds, and water-cooled. In each hot rolling process and the cooling process after annealing, the cooling rate at a temperature of 600 ° C. or higher was 5 ° C./min or higher.
[0051]
For each hot-rolled steel sheet, the amount of σ phase in the steel sheet was measured. The measurement method was based on the test method and determination method defined in JIS G 0555 by observing the metal structure of the cross section of the steel sheet C. Table 2 shows hot rolling conditions, annealing conditions, and the amount of σ phase in the steel sheet.
[0052]
[Table 2]

[0053]
In Table 2, * marks are conditions outside the scope of the present invention. In production methods Nos. 1 and 2 in which heating for only one heat and hot rolling were performed, the σ phase of the steel sheet could not be reduced to 1.0% by volume or less.
In production method Nos. 3 to 28 where hot rolling of 2 or more heats was performed, (1) heating conditions and total rolling rate of initial hot rolling process (or initial hot rolling process and intermediate hot rolling process), and (2) finishing heat Only when all of the heating conditions of the rolling process and (3) annealing temperature are within the range specified in the present invention, the σ phase of the steel sheet could be reduced to 1.0% by volume or less. As described above with reference to FIG. 1, the C direction elongation is 40% or more, and no cracks are generated by 180 ° contact bending.
The production method No. 25 uses comparative steel S-7 with a large Si and Mo content. Such steel with high σ embrittlement susceptibility cannot sufficiently suppress the σ phase even under the production conditions of the present invention.
[0054]
[Example 2]
The hot-rolled annealed steel sheet obtained by production method No. 6 in Table 2 is further cold-rolled to a thickness of 2.0 mm, and then is soaked at three temperature levels of 1150 ° C, 1130 ° C, and 1110 ° C. Second annealing was performed. A part of these was cut out and further cold-rolled to a thickness of 0.8 mm, and then annealed at three levels of material temperatures of 1150 ° C., 1130 ° C., and 1110 ° C. for 0 seconds. For cold-rolled annealed steel sheets with thicknesses of 2.0 mm and 0.8 mm, the amount of σ phase in the steel sheet was measured in the same manner as in Example 1, and the C direction tensile test according to JIS Z 2241 and JIS Z 2248 A 180 ° close contact bending test in the same C direction was conducted to examine the presence of cracks in the stretched and bent portions. Table 3 shows the cold rolling annealing history and the test results.
[0055]
[Table 3]

[0056]
In Table 3, * marks are conditions outside the scope of the present invention. By performing the annealing after cold rolling at a temperature of 1120 ° C. or higher, the amount of the σ phase in the cold rolled annealing steel sheet could be maintained at 1.0% by volume or less, and they exhibited good ductility.
[0057]
Example 3
Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel hot-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet were manufactured by an ingot-making method using an industrial production line.
A steel ingot with a thickness of 400 mm and a weight of about 10 tons was cast. As a result of chemical analysis, the component composition (% by mass) of this steel was as follows.
C: 0.025%, Si: 0.43%, Mn: 0.29%, P: 0.017%, S: 0.0006%, Cr: 24.83%, Ni: 24.60%, Mo: 4.77%, N: 0.120%, Cu: 0.42%, La + Ce: 0.018%, the balance being substantially Fe.
[0058]
The steel ingot was extracted after holding for 1 hour at a material temperature of 1250 ° C, and was rolled in the temperature range of 1000 ° C or higher to obtain an intermediate slab with a thickness of 250 mm (initial hot rolling process). This intermediate slab is inserted into a slab heating furnace on a continuous hot rolling line, extracted after holding for 1 hour at a material temperature of 1250 ° C, and hot-rolled at a temperature of 1000 ° C or higher with a reverse roughing mill on the same line. And an intermediate slab having a thickness of 180 mm (intermediate hot rolling process). This is taken out from the same line, inserted again into the slab heating furnace of the same line, extracted after holding soaking at 1230 ° C for 1 hour, hot rolled at a temperature range of 950 ° C or higher to make a steel strip, water-cooled After that, a hot rolled coil having a thickness of 8 mm, a width of 1000 mm and a weight of about 8 tons was obtained (finishing hot rolling process). Then, this coil was annealed at a material temperature of 1140 ° C. for 0 second in a continuous annealing line, and water-cooled to obtain a hot-rolled annealed steel sheet. A sample with a length of 1000 mm was taken from a coil of hot-rolled annealed steel sheet.
[0059]
The coil of the hot-rolled annealed steel sheet was cold-rolled to a thickness of 2.5 mm, and then annealed at a material temperature of 1150 ° C. for 0 second soaking (cold-rolling-annealing process). A sample with a length of 1000 mm was taken from the coil at this stage.
Thereafter, this coil was further cold-rolled to a thickness of 0.8 mm, and then annealed at a material temperature of 1150 ° C. for 0 seconds (second cold rolling-annealing step). At this stage, a sample having a length of 1000 mm was collected.
[0060]
For the samples collected at the above three stages (hot rolled annealed steel plate with a thickness of 8 mm, cold rolled annealed steel plate with a thickness of 2.5 mm, and cold rolled annealed steel plate with a thickness of 0.8 mm), the same method as described above, The amount of σ phase, the elongation in the C direction, and the presence or absence of cracks in 180 ° close contact bending in the C direction were examined. As a result, in any sample, the amount of the σ phase in the steel sheet is reduced to 1.0% by volume or less, the elongation in the C direction is 40% or more, and no crack is observed even in 180 ° close contact bending in the C direction. It was.
[0061]
【The invention's effect】
The present invention has the following merits.
(1) In the high corrosion resistance Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel, the structural state and characteristics of the steel sheet exhibiting the same ductility as SUS304 and SUS316 have been clarified. Can contribute to legal research.
(2) Since the ductility of the high corrosion resistance Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel sheet of the present invention is stably improved, the degree of freedom of processing is improved and it can be applied to members that require more complicated processing. It becomes possible. Therefore, it can contribute to the spread of this system steel through the expansion of applications.
(3) Since the production method of the present invention does not require any particular restrictions on the composition of steel, it can be applied to many existing Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel types including SUS317J4L and SUS317J5L. Therefore, it can contribute to the popularization of the existing steel grades of this steel through the facilitation of mass production.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the amount of σ phase in a steel sheet and ductility in a Mo-containing high Cr high Ni austenitic steel.

Claims

In mass%, C: 0.08% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Cr: 20-30%, Ni: 20-29.8%, Mo: 3 to 8%, N: 0.02 to 0.3% , Cu: 0 to 4.0%, La + Ce: 0 to 0.3% or less, B: 0 to 0.05%, the balance is Fe and inevitable impurities, and the σ phase is 1.0 A Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel sheet having excellent ductility that is less than or equal to volume%.

When a tensile test and a bending test in accordance with JIS Z 2241 and JIS Z 2248 were performed respectively using a tensile test piece and a bending test piece taken so that the C direction is the longitudinal direction with respect to the rolling direction of the steel sheet The steel plate according to claim 1, which exhibits an elongation of 40% or more and does not cause cracks in the bent portion.

In mass%, C: 0.08% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Cr: 20-30%, Ni: 20-29.8%, Mo: 3~8%, N: 0.02~0.3%, C u: 0~ 4.0%, La + Ce: 0~ 0.3% or less, B: 0 to 0.05%, the austenitic stainless steel balance of Fe and unavoidable impurities The cast material is heated at a material temperature of 1240-1280 ° C for 1 hour or more, extracted, and hot-rolled at a rolling rate of 20% or more to form an intermediate slab (initial hot rolling process). The intermediate slab is heated at a material temperature of 1200-1280 ° C. Extracted after hot-rolling for 1 hour or more, hot rolled into a hot-rolled steel sheet (finish hot-rolling process), and the hot-rolled steel sheet is annealed at a material temperature of 1120-1200 ° C. A method for producing a Mo-containing high Cr high Ni austenitic stainless steel sheet having excellent ductility.

In mass%, C: 0.08% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Cr: 20-30%, Ni: 20-29.8%, Mo: 3~8%, N: 0.02~0.3%, C u: 0~ 4.0%, La + Ce: 0~ 0.3% or less, B: 0 to 0.05%, the austenitic stainless steel balance of Fe and unavoidable impurities The cast material was heated at a material temperature of 1240 to 1280 ° C for 1 hour or more, extracted and hot-rolled to obtain an intermediate slab (initial hot rolling process), and then the intermediate slab was heated at a material temperature of 1240 to 1280 ° C for 1 hour or more. After that, the process (intermediate hot rolling process) of extracting and hot rolling to form an intermediate slab having a higher degree of processing is performed once or a plurality of times. At that time, an initial hot rolling process and one or a plurality of intermediate hot rolling processes are performed. The total rolling reduction of 20% or more of the slab is then extracted, and then the intermediate slab is extracted and hot-rolled after heating at a material temperature of 1200 to 1280 ° C for 1 hour or longer. Hot-rolled steel sheet (finish hot-rolling step), and hot-rolled steel sheet is annealed at a material temperature of 1120 to 1200 ° C., and the Mo-containing high Cr high-Ni austenite having an σ phase of 1.0 vol% or less is excellent. Of manufacturing stainless steel sheet.

The method according to claim 3 or 4 , wherein after annealing the hot-rolled steel sheet, cold rolling is further performed, and the process of annealing the cold-rolled steel sheet at a material temperature of 1120 to 1200 ° C (cold-rolling-annealing process) is performed once or a plurality of times. The manufacturing method described.