JP6690499B2

JP6690499B2 - オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP6690499B2
Application number: JP2016213334A
Authority: JP
Inventors: 勇亮小東; 文崇市川; 木村　謙; 謙木村; 高橋　淳; 淳高橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-10-31
Filing date: 2016-10-31
Publication date: 2020-04-28
Anticipated expiration: 2036-10-31
Also published as: JP2018070962A

Description

本発明は、高温で使用される部材に使用するオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。

自動車の排気系部品のシール材として用いられるガスケットには高い強度が求められる。ステンレス鋼のような金属製ガスケットは、厚さ０．１〜０．３ｍｍ程度の薄板を加工して得られる。近年、燃費効率の向上、ターボチャージャーの普及等により、排気ガス温度は約７００℃程度まで高温化している。そのため、エンジンとターボチャージャーとの連結部に用いられるターボガスケットには、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８等のＮｉ基合金が使用される場合がある。しかし、Ｎｉ基合金は耐熱性に優れるものの、Ｎｉを５０％超含有しているために合金コストが高いという問題があり、より安価なターボガスケット用耐熱合金が望まれている。

一方、従来からエンジンとエキゾーストマニフォールドとの連結部に用いられるエキマニガスケットには、ＳＵＳ３０１等のオーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。ＳＵＳ３０１は加工誘起マルテンサイトを活用して高強度化を図る材料であるが、５００℃以上の高温にさらされた場合、材料強度の軟化代が大きい。また、ステンレス鋼において耐熱性が特に優れる材料としては、Ｎｉ、Ｔｉ、Ａｌを含有する金属間化合物による析出強化を利用したＳＵＨ６６０が知られている。ＳＵＨ６６０はＳＵＳ３０１に比べて高温における強度は高い。しかし、Ｎｉ基合金が使用されているような７００℃近傍の温度で長時間使用された場合、強度の低下、いわゆる「へたり」が生じるという問題があった。

上記のような背景のもとＳＵＨ６６０に比べて耐熱性を高めた鋼種（合金）については、これまでにいくつか検討されている。特許文献１にはＴｉとＡｌの比を規定することにより、金属間化合物を制御し、耐熱性を高めたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、特許文献１の技術はＳＵＨ６６０に比べて６５０℃における耐熱性は高いものの、前述のように７００℃での使用時のへたりが大きく、耐熱性が十分とは言えなかった。

特開平４−４８０５１号公報

以上のようにＮｉ基合金より安価で７００℃での使用に耐えうる十分な耐熱性を有する、ステンレス鋼板はこれまでに存在していなかった。このような背景のもと、優れた耐熱性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは上記課題を解決するために、耐熱性に及ぼす成分及び製造方法の影響を調査した。その結果、金属間化合物による析出強化と、熱処理及び冷間圧延の組み合わせによる転位強化とを複合的に活用することにより耐熱性に優れた耐熱合金薄板を提供できることを知見した。さらに、使用温度よりも低温の熱処理を事前に行うことで非常に微細な濃度変調が起こり、それが金属間化合物の分布に影響を与えて耐熱性がさらに向上することを明らかにした。発明者らは上記の着想に基づき、材料の化学組成、低温熱処理の条件、高温保持後の硬度を詳細に研究した結果、本発明を完成させた。本発明は、下記のオーステナイト系ステンレス鋼板を要旨とする。

（１）質量％で、
Ｃ：０．００２〜０．１００％、
Ｓｉ：０．０２〜３．００％、
Ｍｎ：０．０２〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％未満、
Ｓ：０．０１００％未満、
Ｃｒ：１２．０〜３０．０％、
Ｎｉ：３０．０％超〜５０．０％未満、
Ｎ：０．０００５〜０．０２００％、
Ａｌ：０．００２〜５．０００％、
Ｔｉ：３．００％超〜７．５０％未満、
Ｎｂ：０．５０％超〜４．００％未満、
Ｍｏ：０．０２〜４．００％、
Ｂ：０〜０．０１０％、
Ｃａ：０〜０．００２％及び
Ｍｇ：０〜０．００２％
を含有し、残部が鉄及び不純物である組成を有し、＜１００＞方向における（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の平均波長が５．４ｎｍ以下であり、平均濃度振幅が３．２ａｔ％以上かつ３０．０ａｔ％未満であり、７００℃、４００時間保持後の硬度が４５０Ｈｖ０．５超であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板。
（２）上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、到達温度が９５０〜１２５０℃の熱処理の後、下記工程（ａ）の後に下記工程（ｂ）を順に実施することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
・工程（ａ）：圧延率１０〜６５％の冷間圧延を施す。
・工程（ｂ）：下記条件（１）〜（３）の何れか１つを満たす低温熱処理を施す。
（１）熱処理温度が６３０℃以上、６４０℃未満の時：熱処理時間が６２５秒〜１３０００秒
（２）熱処理温度が６４０℃以上、６５０℃未満の時：熱処理時間が３２５秒〜７０００秒
（３）熱処理温度が６５０℃以上、６６０℃未満の時：熱処理時間が３２５秒〜５０００秒

本発明によれば、耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供できる。

アトムプローブ法で測定した本発明例のオーステナイト系ステンレス鋼板における、＜１００＞方向の（Ｎｉ＋Ｔｉ）濃度のライン分析結果の一例。アトムプローブ法で測定した比較例のオーステナイト系ステンレス鋼板における、＜１００＞方向の（Ｎｉ＋Ｔｉ）濃度のライン分析結果の一例。

以下に、本発明について説明する。
まず本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板（以下、単に鋼板と記載する場合がある）の成分元素、合金元素の濃度変調および製造条件の限定理由を述べる。なお、組成についての％の表記は、特に断りがない限り質量％を意味する。

＜成分元素＞
＜Ｃ：０．００２〜０．１００％＞
Ｃは、炭化物を生成し強化相としてはたらく。Ｃ量を過度に低減することは製鋼段階でのコスト増加を招くため、その下限値は０．００２％以上とする。なお、安定的な製造性の観点からは０．００５％以上とすることが好ましい。また、多量に含有されると加工性の劣化及びＣｒ炭化物析出による鋭敏化（脆化）を招く。このため上限は０．１００％以下とする。加工度の高い成形を行う場合には上限を０．０３０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０２０％以下である。

＜Ｓｉ：０．０２〜３．００％＞
Ｓｉは、脱酸元素として活用する場合や、耐酸化性の向上のために積極的に含有する場合があるが、過度な低減はコスト増加を招くため、その下限を０．０２％以上とする。なお、脱酸の観点から、０．０５％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉの多量の含有は材質の硬質化による加工性低下を招くため、上限は３．００％以下とするのがよい。なお、加工度が厳しい場合は上限を１．００％以下とすることが好ましい。

＜Ｍｎ：０．０２〜２．００％＞
ＭｎもＳｉ同様、脱酸元素として活用する場合があるが、Ｍｎの過度な低減はコストの増加を招くためその下限を０．０２％以上とする。なお、精錬コストの点からは、下限を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎの多量の含有は、高温での耐酸化性の劣化および材質の硬質化による加工性低下を招くため、上限を２．００％以下とするのがよい。耐酸化性および製造の安定性の観点から１．５０％以下とすることが好ましい。

＜Ｐ：０．０５０％未満＞
Ｐは、不純物である。Ｐは原料から不純物元素として混入する場合があるが、その含有量は少ないほど良い。Ｐが多量に存在すると加工性の劣化を招くため、不純物ではあるが上限を０．０５０％未満に制限する。なお、加工性劣化の抑制の観点から、０．０３５％以下とすることが好ましい。一方、Ｐ量の下限は特に決める必要はないが、過度の低減は原料及び製鋼コストの増大に繋がるため、この点からは０．００５％以上を下限としてもよく、さらには０．０１０％以上としてもよい。

＜Ｓ：０．０１００％未満＞
Ｓは、不純物であり、原料から不純物元素として混入する場合がある。Ｓは、熱間加工性及び耐食性を劣化させる元素でありその含有量は少ないほど良いため、上限を０．０１００％未満に制限する。また、Ｓの含有量が低いほど耐食性は良好であるため、好ましい上限は０．００３０％未満であり、更に好ましくは０．００１０％未満である。一方、Ｓの過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００２％以上としてもよい。

＜Ｃｒ：１２．０〜３０．０％＞
Ｃｒは、耐食性、耐熱性を確保する上で極めて重要な元素である。この効果を得るためには、Ｃｒを１２．０％以上含有することが必要である。なお、耐食性及び耐熱性確保の観点から、１４．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒの多量の含有は製造時の靭性劣化を招くため、上限は３０．０％以下とする。なお、製造の安定性を考慮した場合は２８．０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは２６．５％以下である。

＜Ｎｉ：３０．０％超〜５０．０％未満＞
Ｎｉは、析出強化相である金属間化合物を生成し耐食性、耐熱性を確保する上で極めて重要な元素である。加えて、後述するＴｉ、Ｎｂとの組み合わせで含有する際には薄板の加工性に大きな影響を及ぼす。Ｎｉ量が少ない場合には加工割れが発生するため、３０．０％超の含有が必要である、そのため、Ｎｉ量の下限を３０．０％超とする。なお、製造の安定性及び耐熱性確保の観点から、下限を３７．５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉの多量の含有は合金コストの増加を招くことに加え、薄板の加工性を低下させるため、上限を５０．０％未満とする。なお、製造の安定性（熱間加工割れ防止）を考慮した場合は４６．０％以下とすることが好ましい。

＜Ｎ：０．０００５〜０．０２００％＞
Ｎは、窒化物の生成により加工性を低下する場合があるため、その含有量は低い方が好ましい。そのため、Ｎの上限を０．０２００％以下とする。加工度の厳しい場合は０．０１００％未満とすることが望ましい。ただし、Ｎを過度に低減することは製鋼段階でのコスト増加を招くため、その下限値は０．０００５％以上とする。なお、製造の安定性の観点からは０．００１０％以上とすることが好ましい。

＜Ａｌ：０．００２〜５．０００％＞
Ａｌは、金属間化合物を構成する元素であり、耐熱性向上に寄与するため０．００２％以上含有する。脱酸元素としても活用するため下限を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌの多量の含有は製造時の熱間加工性を劣化させることに加えて、強化相とならない析出物を生成するため上限を５．０００％以下とする。製造の安定性の観点から、上限を３．５００％未満とすることが望ましい。

＜Ｔｉ：３．００％超〜７．５０％未満＞
Ｔｉは強化相である金属間化合物Ｎｉ_３Ｔｉを構成する元素であり、本願発明においてはＮｂと組み合わせて含有することにより高い耐熱性を確保する。７００℃での使用に耐えうる耐熱性を確保するためには３．００％超の含有が必要であり、これを下限とする。好ましい下限は３．５０％以上である。一方、Ｔｉの多量の含有は熱間加工性の低下及び薄板製造後の成形加工性を低下させるため、上限を７．５０％未満とする。製造の安定性を考慮すると５．５０％未満が好ましい。

＜Ｎｂ：０．５０％超〜４．００％未満＞
Ｎｂは耐熱性向上に有効な元素であるため、０．５０％超含有する。本願発明においてはＴｉと複合添加により、耐熱性を極めて高める効果がある。特に高温環境で使用後のへたりを抑制する効果が大きい。Ｎｂの含有量が多いほど耐熱性は向上するため、１．５０％以上含有することが望ましい。一方、Ｎｂの多量の含有は熱間圧延時及び冷間圧延時に割れを発生させ、引張破断伸びを低下させるため上限を４．００％未満とする。製造時の歩留まりを考慮すると３．００％未満が望ましい。

＜Ｍｏ：０．０２〜４．００％＞
Ｍｏは耐熱性向上に有効にはたらく。これは、高温で母相が強化されることに加えて析出相を高強度化するためだと考えられる。Ｍｏを０．０２％以上含有することにより、その効果が表れるため、これを下限とした。広い温度範囲での強化を目的とする場合には０．５０％以上含有することが好ましい。また、Ｍｏの多量の含有は製造時の割れを誘発するため、上限を４．００％以下とする。好ましくは３．００％以下である。

＜Ｂ：０〜０．０１０％、Ｃａ：０〜０．００２％、Ｍｇ：０〜０．００２％＞
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは熱間加工性及び薄鋼板の成形性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有するとよい。したがって、これらの元素は含有しても含有しなくてもよく、それぞれの含有量の下限は０％以上である。しかし、これらの元素の多量の含有は、熱間加工性を逆に低下させるばかりか、鋳造割れ、鋳造設備における溶湯ノズルのノズル詰まり等を生じやすくするため、Ｂの上限を０．０１０％以下、Ｃａ及びＭｇの上限をそれぞれ０．００２％以下とする。

＜濃度変調＞
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、７００℃程度の使用環境において金属間化合物Ｎｉ_３Ｔｉが析出することで耐熱性を確保している。本発明者らは、鋼中にＮｉ_３Ｔｉが析出する前段階として、スピノーダル分解による濃度変調が発生することを明らかにした。この濃度変調は、７００℃程度においては数分間で起こり、「Ｎｉ、Ｔｉ」および「Ｆｅ、Ｃｒ」の２グループに元素が分離するように起こる。また、この濃度変調の濃度振幅が増大することにより、最終的にＮｉ_３Ｔｉの領域が形成されることも明らかにした。さらに、濃度変調の平均波長が、Ｎｉ_３Ｔｉ粒子の個数密度を支配していることを見出した。つまり、濃度変調の平均波長が短い場合、Ｎｉ_３Ｔｉの個数密度が増えることを明らかにした。濃度変調の波長は温度により決定し、低温では短くなり、高温では長くなることが知られている。ある一定の温度に保持した場合は、必ずその温度に対応した波長の濃度変調に依拠した析出密度でＮｉ_３Ｔｉが析出する。しかし、事前に高温使用時の温度よりも低温で熱処理を施し、波長の短い濃度変調を起こしておけば、その後、より高温（例えば７００℃）で使用されても、はじめに形成された濃度変調の波長に依拠した析出密度でＮｉ_３Ｔｉが析出することを見出した。従って、本発明の鋼板は、高温環境で使用する前に低温熱処理を施され、比較的短波長の濃度変調を形成しているため、使用温度が７００℃であってもＮｉ_３Ｔｉの個数密度を上昇させることができる。Ｎｉ_３Ｔｉの個数密度が上昇すると、高温使用時の強化量が上昇し、耐熱性が向上することとなる。

（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調における平均濃度振幅と平均波長については、例えば下記のようにして求めることができる。図１および図２に、本発明例と比較例のオーステナイト系ステンレス鋼板の各々について、＜１００＞方向に、アトムプローブ法によってライン分析を行うことにより得られた（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の一例を示す。このライン分析は、長さ（図１および図２では距離と記載している）１００ｎｍ以上行うこととし、このライン分析の結果から＜１００＞方向における（Ｎｉ＋Ｔｉ）の平均濃度（図１および図２における点線）が得られる。この平均濃度と、各ピークの最大値もしくは最小値との差の絶対値をそれぞれ求め、これら絶対値の平均値を（Ｎｉ＋Ｔｉ）の平均濃度振幅とする。具体的には、（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度測定点を結ぶ線（図１および図２における実線）と、上記平均濃度とが交わる点を交点とすると、互いに隣接する交点に挟まれた各区間における最大濃度または最小濃度と平均濃度との差の絶対値をそれぞれ求め、これらの平均を平均濃度振幅とする。また、互いに隣接する最大濃度間の距離または最小濃度間の距離の平均値を平均波長とした。尚、測定部位は鋼板の極表面を除けば特に限定されない。例えば、鋼板の厚さ方向で表面から全厚みの１／４付近から採取した試料を測定に用いてもよい。本発明においては、このようにして得られた濃度変調の平均波長と濃度振幅とを下記の通り規定した。

＜濃度変調の平均波長が５．４ｎｍ以下＞
オーステナイト系ステンレス鋼の金属組織において、スピノーダル分解による濃度変調は＜１００＞方向に沿って生じる。濃度変調の周期はナノメートルのスケールである。本発明でも低温熱処理によって鋼中の＜１００＞方向に、（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調が１０ｎｍ以下の周期で生じている。鋼材を７００℃で保持した場合、１００秒程度で波長が約６ｎｍの（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調が起こり、これが進行することでＮｉ_３Ｔｉ粒子が析出する。鋼材が高温に曝されるより前に、高温で形成される濃度変調よりも短い波長の濃度変調を起こしておくことで、Ｎｉ_３Ｔｉが高密度に析出する。＜１００＞方向における、（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の平均波長（以下、単に平均波長と記載する場合がある）が５．４ｎｍ以下であれば、その後に７００℃で保持してもＮｉ_３Ｔｉの個数密度の増大が観察されるため、平均波長を５．４ｎｍ以下とする。なお、平均波長は、５．２ｎｍ以下とするのが好ましい。

＜平均濃度振幅が３．２ａｔ％以上、３０．０ａｔ％未満＞
＜１００＞方向における、（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の平均濃度振幅（以下、単に平均濃度振幅と記載する場合がある）が小さい場合は、強度および耐熱性の向上効果が不十分となる。平均濃度振幅が３．２ａｔ％以上であれば上記効果を得ることができるため、下限を３．２％以上とする。また、平均濃度振幅が５．５ａｔ％以上であればより安定して上記効果を得ることができる。平均濃度振幅が増大すると波長を制御する効果も上昇するが、濃度振幅の増大とともに局所的にＮｉ_３Ｔｉの析出が始まる。Ｎｉ_３Ｔｉが局所的に析出すると、加工性が著しく低下し、プレス加工等の冷間加工時に割れが多発するため、平均濃度振幅の上限を３０．０ａｔ％未満とする。好ましい平均濃度振幅の上限は、２５．０ａｔ％以下である。

＜７００℃、４００時間保持後の硬度が４５０Ｈｖ０．５超＞
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、高温環境下で使用された後の硬度、具体的には７００℃、４００時間保持後の硬度は、４５０Ｈｖ０．５超である。７００℃、４００時間保持後の硬度が４５０Ｈｖ０．５超であれば、耐熱性に優れるので、これを７００℃、４００時間保持後の硬度の下限とした。なお、「Ｈｖ０．５」は、荷重５００ｇｆのビッカース硬度である。

＜製造方法＞
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法は、化学成分を調整した鋼を鋳造した後、熱間圧延を行い、必要に応じて酸洗を行う。さらに、冷間圧延および焼鈍を１回以上行ってもよい。次いで、９５０〜１２５０℃での熱処理を行い、下記工程（ａ）の後に（ｂ）を順に実施する。以下、９５０〜１２５０℃での熱処理、工程（ａ）および工程（ｂ）について詳細に説明する。

＜到達温度が９５０℃以上１２５０℃以下の熱処理＞
この熱処理は、それ以前の圧延により歪が導入した組織を再結晶組織とすることに加えて、析出強化に寄与する金属間化合物の大半を一旦固溶させることが目的である。到達温度が９５０℃未満であると、金属間化合物が固溶せずに多量に残存し、冷間圧延時に割れが生じたり、冷間圧延後の延性（破断伸び）が低下してガスケット形状に成形加工することができなくなるため、下限を９５０℃以上とする。操業安定性を考慮した場合は９８０℃以上とすることが好ましい。一方、到達温度が高すぎると結晶粒径が粗大化し、その後の冷間圧延によっても十分な硬度が得られないため、上限を１２５０℃以下とする。材質安定化のためには１０５０℃未満が好ましい。熱処理の到達温度における保持時間に特に制限はないが、材質安定化のために保持時間を３００ｓ程度までにしても良い。

また、前述の熱処理の後の冷却速度が遅い場合、冷却途中に金属間化合物が不均一に析出して、耐熱性が低下する。特に析出が起こりやすい９００℃から６００℃の温度域における平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とすると望ましい。平均冷却速度とは、９００℃と６００℃の温度差（３００℃）を９００℃から６００℃に達するまでの時間で除した値である。平均冷却速度の上限値は特に決める必要はないが、現状の設備能力を考慮すると、２００℃／ｓを超える平均冷却速度を実現するには特殊な冷却装置（機能）が必要と考えられるため、上限値を２００℃／ｓ以下としてもよい。冷却の方法は空気、Ａｒ等の気体やミスト、水などの吹き付けのいずれの方法でも良い。

＜下記工程（ａ）の後に下記工程（ｂ）を順に実施する＞
上記熱処理後、下記工程（ａ）の後に下記工程（ｂ）を順に実施する。なお、各工程は１回ずつ行う。
・工程（ａ）：圧延率１０〜６５％の冷間圧延を施す。
・工程（ｂ）：下記条件（１）〜（３）の何れか１つを満たす低温熱処理を施す。
（１）熱処理温度が６３０℃以上、６４０℃未満の時：熱処理時間が６２５秒〜１３０００秒
（２）熱処理温度が６４０℃以上、６５０℃未満の時：熱処理時間が３２５秒〜７０００秒
（３）熱処理温度が６５０℃以上、６６０℃未満の時：熱処理時間が３２５秒〜５０００秒

・工程（ａ）：圧延率１０〜６５％の冷間圧延を施す。
冷間圧延は、鋼中の転位密度を増加させて材料の高強度化の為に必要である。冷間圧延率（以下、単に圧延率と記載する場合がある）が１０％未満では強度が低く、鋼板をガスケットに加工した際のシール性が劣る。また冷間圧延率が６５％を超える場合、冷間圧延時に割れが発生しやすく、冷間圧延後の延性が不足する。したがって、工程（ａ）における冷間圧延率を１０〜６５％とする。好ましくは３５〜６０％である。

・工程（ｂ）：下記条件の何れか１つを満たす低温熱処理を施す。
（１）熱処理温度が６３０℃以上、６４０℃未満の時：熱処理時間が６２５秒〜１３０００秒
（２）熱処理温度が６４０℃以上、６５０℃未満の時：熱処理時間が３２５秒〜７０００秒
（３）熱処理温度が６５０℃以上、６６０℃未満の時：熱処理時間が３２５秒〜５０００秒
上記条件（１）〜（３）のうち何れか１つを満足する熱処理行うことにより、スピノーダル分解による所望の平均波長および平均濃度振幅の濃度変調を起こす。平均波長が５．４ｎｍ以下の短い波長の濃度変調を起こすため、低温熱処理温度の上限を６６０℃未満とした。これは、熱処理温度が６６０℃以上であると、平均波長が５．４ｎｍ以下の濃度変調を起こすことができなくなってしまうためである。
また、製造コストの観点から、短時間で熱処理を完了させるため、熱処理温度の下限を６３０℃以上とした。短時間化が要求される場合は、６４０℃以上とすると望ましい。保持時間については、低温では長時間、高温では短時間となる。実験的な結果から、各温度範囲の熱処理時間を上記条件（１）〜（３）の様に限定した。上記条件（１）〜（３）のそれぞれの温度範囲において、熱処理時間がそれぞれの熱処理時間よりも短いと、濃度変調が不十分であり、平均濃度振幅を３．２ａｔ％以上とすることができず、低温熱処理による効果が十分に得られない。また、上記条件（１）〜（３）のそれぞれの温度範囲において、熱処理時間がそれぞれの熱処理時間より長いと、濃度振幅が増大し、Ｎｉ_３Ｔｉが局所的に生成するため加工性が著しく低下し、プレス加工時などの冷間加工時に割れが発生することが多くなる。濃度振幅を制御し、十分な加工性を維持するために、各処理温度に対する低温熱処理時間の上限を定めた。また、熱処理後の冷却方法は特に制限を設けないが、濃度変調の不必要な進行を抑えるため、空気、Ａｒ等の気体やミスト、水などの吹き付けのいずれかによる冷却が施されるのが望ましい。

以下、実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。まず、表１に示す化学組成を有する鋼Ａを溶製した。次に、得られた鋼塊を、鍛造、熱間圧延により板厚４．０ｍｍの熱延板とした。この熱延板に対して、冷間圧延および焼鈍を行い、９５０〜１２５０℃の熱処理を施した後、冷間圧延（工程（ａ））および低温熱処理（工程（ｂ））を施し、板厚０．２０〜１．００ｍｍの鋼板（鋼ａ〜ｘ）を作製した。このようにして製造した鋼板の耐熱性を評価するため、これらの鋼板を７００℃で４００時間保持した。

低温熱処理後の材料において、アトムプローブを用いて＜１００＞方向の濃度変調における（Ｎｉ＋Ｔｉ）の平均波長と平均濃度振幅を、上述した方法により測定した。
また、７００℃、４００時間保持の熱処理後において、鋼板の板厚中心部のビッカース硬度（Ｈｖ０．５）を測定し、鋼板の耐熱性を評価した。硬度については、５回測定した平均値を用いた。耐熱性については、４００時間保持後の硬度が４５０Ｈｖ０．５を超えるものを十分な耐熱性を有すると判断した。

・冷間圧延時の圧延率
表２に示すように、９５０〜１２５０℃の熱処理を施した後の圧延率を変化させ、６５０℃、２０００秒の低温熱処理を施した鋼材および低温熱処理を施していない鋼材の、平均波長および平均濃度振幅の測定結果と、７００℃、４００時間保持後における硬度の測定結果とを表２に示す。なお、上記低温熱処理は、工程（ｂ）の条件（３）を満足する。なお、冷間圧延率が７０％の鋼板（鋼ｗ、ｘ）は、冷間圧延時に割れが発生したため、製造を中止した。圧延率を６５％以下にすることで安定した製造が可能であった。
圧延率が１０％以上、６５％以下かつ上記低温熱処理を施した本発明例の鋼板（鋼ｄ、ｆ、ｈ、ｊ、ｌ、ｎ、ｐ、ｒ、ｔ、ｖ）では、濃度変調の平均波長が５．４ｎｍ以下であり、平均濃度振幅が３．２ａｔ％以上かつ３０．０ａｔ未満であった。さらに、本発明例の鋼板は、７００℃で４００時間保持後の硬度が４５０Ｈｖ０．５超であった。一方、従来技術である圧延率が６５％かつ低温熱処理を施していない鋼板（鋼ｕ）では、濃度変調の平均波長及び平均濃度振幅が本発明の範囲を満たさず、７００℃で４００時間保持後の硬度が４４１Ｈｖ０．５であり、本発明例の鋼板はこれを上回る優れた耐熱性を有する鋼板となった。また、低温熱処理を施していない鋼板（鋼ａ、ｃ、ｅ、ｇ、ｉ、ｋ、ｍ、ｏ、ｑ、ｓ、ｗ）では、濃度変調の平均波長及び平均濃度振幅が本発明の範囲を満たさず、７００℃で４００時間保持後の硬度が不十分であった。上記低温熱処理を施し、圧延率が０％であった鋼板（鋼ｂ）は、７００℃で４００時間保持後の硬度が不十分であった。

・低温熱処理の時間と温度
波長が短い濃度変調を起こすための低温熱処理の時間と温度とを表３に示すように変化させて製造した鋼板の、平均波長、平均濃度振幅、７００℃で４００時間保持後の硬度を測定した結果を表３に示す。なお、表３における熱処理温度とは、低温熱処理の温度を表す。ここで、低温熱処理をする前の圧延率は６０％で統一した。本発明範囲の条件で製造した鋼板（Ｎｏ．３〜１１、１４〜２０、２６〜３１）では、平均波長が５．４ｎｍ以下、平均濃度振幅が３．２ａｔ％以上、３０．０ａｔ％未満を満たしている。そのため、７００℃で４００時間保持後の硬度は４５０Ｈｖ０．５超を示している。また、平均濃度振幅が３０．０ａｔ％以上の比較例（Ｎｏ．１２、２１〜２４、３２〜３６）では、プレス加工時に冷間割れが多発した。これは、濃度振幅が大きすぎたため局所的にＮｉ_３Ｔｉが析出し、加工性が著しく低下したためだと考えられる。また、低温熱処理の時間が短い比較例（Ｎｏ．１、２、１３、２５）は、平均濃度振幅が本発明の範囲を満たさず、７００℃で４００時間保持後の硬度が不十分であった。

・冷間圧延前の熱処理到達温度
金属間化合物を固溶させる、冷間圧延前の熱処理における到達温度を変化させて製造した鋼板の、平均波長、平均濃度振幅および７００℃、４００時間保持した後の硬度の測定結果を表４に示す。ここでは、冷間圧延率は６０％、低温熱処理は６５０℃、２０００秒とした。
本発明範囲の条件で製造した鋼板（Ｎｏ．３８〜４４）では、平均波長が５．４ｎｍ以下、平均濃度振幅が３．２ａｔ％以上、３０．０ａｔ％未満を満たしている。そのため、７００℃で４００時間保持後の硬度は４５０Ｈｖ０．５超を示している。
到達温度が９５０℃未満のＮｏ．３７では、濃度変調の平均波長が６．４ｎｍとなっており、７００℃、４００時間保持した後の硬度が不十分であった。これは、金属間化合物が一部固溶せずに残存しており、スピノーダル分解の駆動力が下がり平均波長が短くならなかったためだと考えられる。さらに、７００℃保持の際にＮｉ_３Ｔｉ粒子の粗大化が早かったことも要因であると考えられる。また、到達温度が１３００℃のＮｏ．４５においては、平均波長４．５ｎｍ、平均濃度振幅１５．７ｎｍであったが、再結晶が進行し過ぎたため７００℃で４００時間保持した後の硬度が不十分であった。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００２〜０．１００％、
Ｓｉ：０．０２〜３．００％、
Ｍｎ：０．０２〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％未満、
Ｓ：０．０１００％未満、
Ｃｒ：１２．０〜３０．０％、
Ｎｉ：３０．０％超〜５０．０％未満、
Ｎ：０．０００５〜０．０２００％、
Ａｌ：０．００２〜５．０００％、
Ｔｉ：３．００％超〜７．５０％未満、
Ｎｂ：０．５０％超〜４．００％未満、
Ｍｏ：０．０２〜４．００％、
Ｂ：０〜０．０１０％、
Ｃａ：０〜０．００２％及び
Ｍｇ：０〜０．００２％
を含有し、残部が鉄及び不純物である組成を有し、＜１００＞方向における（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の平均波長が５．４ｎｍ以下であり、平均濃度振幅が３．２ａｔ％以上かつ３０．０ａｔ％未満であり、７００℃、４００時間保持後の硬度が４５０Ｈｖ０．５超であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板。
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、到達温度が９５０〜１２５０℃の熱処理の後、下記工程（ａ）の後に下記工程（ｂ）を順に実施することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
・工程（ａ）：圧延率１０〜６５％の冷間圧延を施す。
・工程（ｂ）：下記条件（１）〜（３）の何れか１つを満たす低温熱処理を施す。
（１）熱処理温度が６３０℃以上、６４０℃未満の時：熱処理時間が６２５秒〜１３０００秒
（２）熱処理温度が６４０℃以上、６５０℃未満の時：熱処理時間が３２５秒〜７０００秒
（３）熱処理温度が６５０℃以上、６６０℃未満の時：熱処理時間が３２５秒〜５０００秒