JPS63186822A - 高強度オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は高強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼
の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

厚板ステンレス鋼はその使用実績の９割以上がＳＵＳ　
３０４（Ｌ）、　ＳＵＳ　３１６（Ｌ）のオーステナイ
ト系ステンレス鋼の２鋼種で占められ、耐食材料、耐熱
材料はもとより構造用非磁性鋼、低温用鋼、さらに近年
では低合金鋼と組み合せたクラッド用鋼として用いられ
ている。

従来、オーステナイト系ステンレス鋼においては組織の
均一化と炭化物の同浴による耐食性の向上を目的として
溶体化処理が施されている。しかし、このような溶体化
処理材は強度１％に耐力が低く、構造用材料としてのス
テンレス厚板の使用範囲が制約される場合がある。その
対策として、オーステナイト系ステンレス鋼に加工熱処
理を適用し、再結晶域での圧延による細粒化強化により
高張力化を達成する方法（特開昭６０−２６６１９号）
や、未再結晶域で３０チ以上の累積圧下を加え転位強化
により高張力化を達成する方法（特開昭６０−１９７８
１７号）が提案されている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

しかし、オーステナイト系ステンレス鋼を細粒化した場
合の強度の粒度依存性は低合金鋼の２７３以下と小さく
、細粒化強化による大巾な強度上昇は望めない。一方、
未再結晶°域での圧延による転位強化は大巾な高張力化
に有効であるが、第１図に示すように％　５ＵＳ３０４
の場合９７０℃から９００’Ｃの温度範囲で強度が大巾
に変化しており、０．２４ｐ３＝３０〜５０　Ｋｇ／＋
ｍを目標とした場合、圧延時の仕上温度の変動により大
巾な強度のバラツキが生じ、実操業において目標強度を
安定して確保できないという問題がある。このため実操
業における圧延温度の多少の変動にかかわらず、目標強
度を安定して確保可能な圧延方法の確立が望まれていた
。

〔問題を解決するための手段〕

本発明者等はこのような背景の下に、オーステナイト系
ステンレス鋼に対して加工熱処理法を適用するに当って
の最適条件を検討したものであり、この結果、 （１）完全再結晶域で圧延を中断し、 （２）次いで、特定の温度域で目標強度により決定され
る一定の圧下率を加え、 （３）引き続き、成分で決定される臨界冷却速度以上で
加速冷却を行う。

ことにより、圧延時の温度管理に多少の変動があっても
目標強度を安定して確保し得るという新たな圧延方法を
見い出した。

すなわち本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼を、
１０００〜１３００℃の温度範囲に加熱後、下記するＴ
Ｒ（℃）以上の温度で圧延を中断し・引き続きＴＦ（℃
）以上、　ＴＲ−４０（’Ｃ）以下の温度範囲で５〜３
０チの累積圧下を加え、引き続き５００℃以下の温度ま
で下記するＲｃ（℃／ｓ）以上の冷却速度で冷却するよ
うにしたことをその基本的特徴とする。

ＴＲ＝　９４０　＋　３０　Ｘ　［”　％Ｍｏ〕ＴＦ＝
６００（但し、Ｃ≦０．０３ｗｔ％の場合）ＴＦ＝５０
００Ｘ〔％Ｃ〕＋４５０ （但し、　Ｃ）　０．０３ｗｔ係の場合）ｌｏｇ　Ｒ（
＝　４２．５　Ｘ　（％Ｃ）　　０．０７Ｘ（％Ｍｏ〕
１．５５（但し、Ｃ＜０．０６ｗｔ’Ｊの場合）１ｏｇ
Ｒｃ＝１　０．０７Ｘ〔％Ｍｏ〕（但し、Ｃ＞０．０６
ｗｔ％の場合） このような本発明の対象とするオーステナイト系ステン
レス鋼とは、　Ｃ：　０．０８ｗｔ％以下。

Ｓｔ　：　１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ　：　２．　Ｏｗｔ
％以下、Ｎｉ：８．０〜１６．Ｏｗｔ％、Ｃｒ　：　１
６．０〜２０．０ｗｔ％　、　Ｎ　：０．２５ｗｔ％以
下基本成分組成とし、更に必要に応じＭｏ　：　４．　
Ｏｗｔ　％以下、Ｃｕ　：　３．Ｏｗｔ　Ｚ以下、Ｗ：
０．５ｗｔチ以下、Ｔｉ　：　０．５ｗｔ％以下、Ｎｂ
：　０．５ｗｔ　％以下、Ｖ：０．５Ｗｔ１以下、ｚｒ
　：　０．５　ｗｔ％以下、Ｌａ　：　０．０２ｗｔ　
ｑｂ以下、Ｃｅ　：　０．０２ｗｔ％以下、及びＣａ　
：　０．０２　ｗｔ％以下の一種又は二ｉ以上を含み、
残部かＦｅ及び不可避不純物からなるものである。

以下、本発明の詳Ａ４ｔｌを説明する。

完全再結晶域で圧延を中断するための条件を得るため、
オーステナイト系ステンレス鋼再結晶挙動の検討を行っ
たところ、再結晶挙動は主としてγ径、圧下率、温度及
び化学成分によって支配されることを確認した。しかし
、実操業における圧延では、加熱＠度は１１００〜１２
５０℃、１パス当りの圧下率は１０〜２０％の範囲であ
り、このため、実操業において実際に再結晶に影・響を
及ぼす因子（父動因子）は、上記諸口子のうち温度と化
学成分ということになる。第２図は、第１表に示される
ようなＳＵＳ　３０４Ｌ％べ＝スにＭＯ量を３．２係ま
で変化させた鋼（Ａ−Ｄ鋼）　、　ＳＵＳ　３０４（Ｅ
鋼）、５ＵＳ３１６　（Ｅ鋼）　、　ＳＵＳ　３１６　
Ｌ（Ｇ鋼）を１２００℃に加熱後、１パス圧下率１０〜
２０チで１２ｍに圧延し、窒冷した場合の仕上温度と組
織との関係を示したものである。

これによれば、ＳＵＳ　３０４ＬをベースにＭｏｊｌを
増加させるにつれて、完全再結晶組織とするために必要
な圧延仕上温度は上昇している。

しかしＡ鋼とＥ鋼、Ｃ鋼とＦ、Ｇ鋼は、　Ｍｏ量がほと
んど同じである（Ａ、Ｅ鋼はＭｏ無添加）以外はＣ１Ｎ
、　Ｐ、　Ｓ、　Ｃｒ５Ｎｉ量とも異っているにもかか
わらず、その再結晶挙動はほとんど同じである。つまり
、Ｎｂ、Ｔｉ等の析出型元素を含まないＳＵＳ　３０４
　、　ＳＵＳ　３１６　（Ｌ、　Ｎ。

ＬＮグレードを含む）グレードのオーステナイト系ステ
ンレス鋼では、再結晶温度はＭｏ量により決定され、　
ＴＲ＝　９４０＋　３０　Ｘ　［％Ｍｏ〕以上の温度で
圧延を終了することにより完全再結晶組織を得ることが
可能であることが判る。

次に本発明において大きな課題である、目標強度を実操
業において安定して確保するための圧延条件の検討を行
った。第３図は第１表に示すｆｉＡ（ＳＵＳ　３０４Ｌ
　）９用い、ＴＲ以上（本鋼種の場合、Ｔ７Ｈ：９４０
℃）である９７０℃で圧延を一旦中断し、５５０〜９２
５℃の温度範囲で５〜３０チの圧下を加えた後、３℃／
３で加速冷却を行った場合の強度変化を示している。な
お、板厚は２０ｍ５である。これによれば、いずれの場
合も上記温度域での圧下率の増加に伴い、降伏応力は上
昇するが、圧下率一定の場合６００℃以上、９００℃以
下の温度範囲では、圧下温度の変化に伴う強度の変動が
小さい。これに対し、ＴＲより４０’Ｃ低い９００′ｃ
ｉ超える高温域、及び６００’Ｃ未満の低温域では圧延
温度変化に伴う強度変動が大きく。

この両温度領域での圧延は、目標強度が安定して確保で
きない。また、６００℃、より低温域での圧延は、圧延
時の荷重が増大する点からも望ましくない。このためＣ
≦０．０３％　　の鋼では、６００℃以上、（ＴＲ−４
０）℃以下の温度範囲で圧延を行う必要がある。

また、ノーマルグレードでは圧延後速かに加速冷却を行
っても、圧延中のＣｒ炭化物の析出に起因する耐食性の
劣化が懸念されるため。

Ｃｒ炭化物の析出しない圧延温度をｃｉａの関係で検討
した。第４図はその結果を示すもので、第２表中（Ｄｒ
＠　Ｈ、Ｉ　、　Ｊ　、　ＫｊＣツイＴ：　、　ＴＲ以
上（本鋼種の場合、ＴＲ：９４０℃）である１０００℃
で圧延を中断後、６００〜８５０℃の温度範囲で２０％
の圧下（仕上板厚２０■）を加え、圧延温度より２０℃
低い温度から室温まで１０℃／Ｓで加速冷却を行い、得
られた材料について炭化物の析出の有無を１０チしゆう
酸電解エッチ（ＪＩＳ　Ｇ　０５７１　）で判定したも
のである。これによれば、　０．０８　ｗｔ％Ｃ鋼では
８５０℃未満での圧延によりＣｒ炭化物の析出が生じる
のに対し、０．０３０ｗｔ５Ｃ鋼ではいずれの温度にお
いても析出は生ぜず、圧延によりＣｒ炭化物が生じる最
低温度はＣ量の関数として、５０００×〔チＣ〕＋４５
０（℃）で示される。したがって高張力化のための未再
結晶域での圧延の下限温度はＬグレード（Ｃ≦０．０３
ｗｔ％）ではｒ、（℃）＝６ｏｏ、ノーマルグレード（
Ｃ）０．０３　ｗｔ％）ではＴ、　（℃）　＝　５００
０×〔チＣ）＋４５０を満足する必要がある。

第５図は％第１表中の鋼Ｆ　（ＳＵＳ　３１６）をＴＲ
以上（本鋼種の場合、ＴＲ：１０１０℃）である１０５
０℃で圧延中断後、７００℃から１０００℃の領域で圧
延（仕上板厚３２ｔａｃ）ｌ、、、引き続き１０℃／Ｓ
で加速冷却した場合の強度変化を示したものである。こ
れによれば、第３図に示、したＳＵＳ　３０４Ｌの場合
と同様、完全再結晶温度ＴＲより４０℃低い９７０℃か
ら７００℃、の温度範囲では、圧下率が一定であれば圧
延温度の変動が小さいことが判る。しかし。

７００℃で圧延を終了した場合は、上記圧延下限温度（
ＴＦ＝５０００×〔チＣ］＋４５０℃）を満足していな
いためＣｒ炭化物の析出が認めら、れた。

また、以上のような温度領域での圧下率は、目標とする
強度により変化するが、第３図及び第５図の結果からの
一応の目安として、溶体化処理材の強度に較べ、１ｏＫ
ｑ／ｗ”程度降伏点の上昇を図る場合は５係、１０Ｋｇ
７ｍ”程度の場合は１０１．２０に９／−程度の場合は
２０％である。上記温度領域での圧下率が５％未満では
、高張力化への寄与か小さく本発明の効果が発揮されな
い。一方、３０チを超える圧下は強度が上昇し過ぎ、溶
接後の継手引張りにおいて溶接部破断の恐れが生じる。

以上の点から圧下率は５〜３０％とする。

さらに、上記のような温度域で圧延を行った場合につい
て１粒界へのＣｒ炭化物、窒化物の析出を抑制するため
の冷却条件の検討を行った。この検討には高速圧縮試験
機を用いて圧延をシュミレートし、その後種々の冷却速
度で冷却した材料を１０％しゆう酸電解エッチ（ＪＩＳ
　Ｇ　０５７１）で判定する手法を用いた。

第６図はその結果を示すもので、第１表に示した鋼Ａ、
　Ｅ、　Ｆ、　Ｇ及び第２表に示したｇ４Ｈ〜Ｐを１２
００℃に加熱後、それぞれの再結晶温度以上で２０係の
加工を２パス与えて微細再結晶組織にし、さらに８５０
℃で１０％の圧下を加え、種々の冷却速度で冷却した場
合について、粒界へのＣｒ炭化物が生じない臨界冷却速
度をＣ量に対して示したものである。これによれば、い
ずれのＭｏレベルにおいてもＣ≦０．０６ｗｔ％　の領
域ではＣ量が増加する程、臨界冷却速度が上昇するが、
Ｃ＞Ｏ，ｏ６ｗｔ％で大概１０℃／Ｓと一定である。ま
た同−ＣｉではＭｏｆｌが増力０するほど臨界冷却速度
は低下するが、Ｎ量に伴う変化は認められず、その臨界
冷却速度ＩＬｃは次式で与えられる。

１ｏｇＲ（＝４２．５×〔％Ｃ〕−０，０７Ｘ（％Ｍｏ
３　１．５５（但し、Ｃ≦０．０６ｗｔ％の場合） １ｏｇＲ（＝　１　０．０７　Ｘ　Ｃ％Ｍｏ〕（但し、
Ｃ）Ｑ。０６ｗｔ％の場合） なお、圧端時の加熱温度は圧延仕上温度の確保及び加熱
粒径の極端な粗大化抑制の観点からｔｏｏｏ℃〜１３０
０℃が望ましい。

また、冷却速度及び冷却停止温度は前記した通りである
が、加速冷却後の鋼板の歪防止の観点から、冷却速度は
ＲＣ：　５０℃／Ｓ以下。

冷却停止温度は２００℃〜５００℃とすることが望まし
い。

以上のように、ＴＲ’Ｃ（＝９４０＋３０Ｘ［襲ＭＯ〕
）で示される再結晶温度以上で圧延を中断後、ＴＦ’Ｃ
（Ｃ≦０．０３　ｗｔチではＴ、＝６００℃、Ｃ）ｏ、
０３ｗｔ％ではＴ、＝５０００Ｘ［％Ｃ］＋４５０℃）
以上。

ＴＲ−４０℃以下の温度範囲で５チ〜３０チの圧下率で
累積圧下を１パスまたは多パスで与え。

引き続きＲｃ℃／ｓ（Ｃ≦０．０６ｗｔ％では１ｏｇＲ
（＝４２．５Ｘ［チＣ〕−０，０７Ｘ［％Ｍｏ　］　−
１，５５、Ｃ＞０．０６ｗｔ％ではＬｏｇＲｃ＝１−０
．０７Ｘ（＊Ｍｏ〕で示される臨界冷却速度以上で冷却
することにより、溶体化処理材と同等かそれ以上の耐食
性を有し、しかも溶体化処理材より高降伏点のステンレ
ス鋼板を実操業において安定して製造することができる
。

次に、本発明の対象とするオーステナイト系ステンレス
鋼の成分の限定理由について述べる。

Ｃは、第６図に示したようにＣｒ炭化物が形成される臨
界冷却速度を上昇させるために０、０８　ｗｔ％以下に
抑えられる。

Ｓｉは脱酸のため必要であるが、　　１．０ｗｔ％を超
えると熱間加工性を著しく阻害し、このため１．０ｗｔ
％以下に抑えられる。但し、脱酸のため０．０５ｗｔ％
以上添加することが好ましい。

Ｍｎは脱酸のため必要であるが、２．０　ｗｔ　％を超
えると耐食性を劣化させ、このため２．Ｏｗｔチ以下に
抑えられる。但し、脱酸のため０．０５ｗｔ％以上添加
することが好ましい。

Ｃｒは、耐孔食性をはじめ耐食性に極めて有効な元素で
あり、１６．０ｗｔ１未満では耐食性が十分でない。一
方、Ｃｒがｚｏ、ｏｗｔ％を超えると、オーステナイト
組織を維持するためにＮｉを多量に添加することが必要
になって経済性を損ね、また製造性も低下する。このた
めＣｒは１６．０〜２０．Ｏｗｔ　％とする。

Ｎｉは耐食性の改善に有効であり、上述したＣｒ量の範
囲内でオーステナイト組織を維持するためには８．０ｗ
ｔ１以上が必要であるが、経済的な理由からその上限は
１６．０ｗｔ％とする。

このためＮｉは８．０〜ｌ　６．　Ｏｗｔチとする。

Ｎは耐食性を高める作用があるが、０．２５ｗｔ俤を超
える添加は本発明成分範囲では困難である。

以上の基本成分に対し、耐食性ζ熱間加工性の改善を目
的とし、Ｎｏ　：　４．Ｏｗｔチ以下、Ｃｕ：３．ｏｗ
ｔ％以下、ｗ　：　０．５ｗｔ　＊以下、Ｔｉ：０．５
ｗｔ　％以下、　Ｎｂ　：　０．５ｗｔ　＊以下、Ｖ：
０．ｓｗｔ％以下、Ｚｒ　：　０．５ｗｔ　＊以下、Ｌ
ａ：０．０２ｗｔ％以下、　Ｃｅ　：　０．０２ｗｔ　
＊以下及びＣａ　：　０．０２ｗｔ１！＋以下の１種ま
たは２種以上を含むことができる。

〔実施例〕

０実施例　１゜ 第３表に示すｍＱを用い、このインボッ　トを１１５０
℃に加熱して圧延するとともに、ＴＲ以上である９７０
℃で圧延中断し、引き続き第４表に示す温度で１５ｍ厚
まで圧延し、空冷した。得られた鋼板の強蓋及び耐食性
を第４表に示す。

これによれば１本鋼種は低Ｃ系であるため空冷した場合
においても良好な耐食性を有している・本発明条件を満
足している階４〜−８は、従来のｍ体化処理材（隈１）
に較べ降伏点が１０　Ｋ１７ｍ”以上も向上している。

これに対し比較法たる？＆１２．Ｎ１１Ｌ３は溶体化処
理材に較べ高降伏点は確保されているものの、強度上昇
量は５Ｖ−以下とわずかである。また１階４〜ｍ６は圧
下温度が２３０℃も差があるのに対し、強夏差は１．５
に４／−以下であり、前述したように実操業において鋼
板内での温度の変動、圧延時の温度管理のバラツキにも
安定して強度を確保できることが判る。

）実施例　２゜ 第３表に示す鋼Ｒを用い、このインゴットを１２００℃
に加熱して圧延するとともに、ＴＲ以上である１０００
℃で圧延を中断し、引き続き７３０℃と８５０℃の温度
で１０チの圧下を加え、その後種々の冷却速度で冷却し
た。得られた強度と耐食性を第５表に示す。

これによれば、８５０℃で１０％の圧下を加えたｍｌ〜
鵠３は、いずれも溶体化処理材（随５）に比べ大巾な高
張力化が達成されているが、本鋼種の臨界冷却条件（Ｒ
ｃ≧１０℃／Ｓ）を満足していないＮｌ１１、ｌ＠２で
は、ｌＯチしゆう酸試験で粒界腐食が認められるととも
に６５係沸とう硝酸試験における腐食減量が堆加してい
る。また、冷却条件は満足しているものの圧延条件を満
足していない随４においても、耐食性の劣化が認められ
る。これに対し１本発明条件を満足しているＮ１３では
溶体化処理材と同等の耐食性を有し、かつ溶体化条件材
に比べ大巾な高張力化が達成されている。

０実施例　３゜ 第３表に示す鋼Ｓ−Ｚを用い、このインゴットを１２５
０℃に加熱して圧延するとともに、１０６０℃で圧延を
中断し、引き続き８４０℃で５チずつ２回の圧下を加え
て５０閣に圧延し、その後３℃／Ｓで加速冷却した。

このようにして得られた鋼板の強度及び耐食性を１０５
０℃溶体化処理材のそれとともに第６表に示した。

これによれば、Ｓ　Ｌ　−Ｍｎ−Ｃｒ　ｓ　Ｎｉ　−Ｍ
ｏ　、Ｎ量にかかわらず、いずれの鋼においても本発明
鋼は比較材である溶体化処理材と同等の耐食性を有し、
かつ溶体化処理材に比べ１５に４７ｍ”程度の高張力化
が達成されている。

第６表 ＊　１０係しゆう酸試験、＊＊　　６５チ沸とう硝酸試
験

【図面の簡単な説明】

第１図は５ＵＳ３０４鋼の圧延仕上温度と強１との関係
を示すものである。第２図は第１表に示す各鋼における
仕上温度と結晶組織との関係を示すものである。第３図
は第１表のＡｇＩ４を所定の条件で処理した場合の圧延
温度と強度との関係を示すものである。第４図は、ノー
マルグレードの鋼における。　Ｃｒ炭化物の析出しない
圧延温度をＣ量との関係で示すものである。第５図は第
１表中の鋼Ｆを所定の条件で処理した場合の圧延温度と
強度との関係を示すものである。第６図はＣ（ｊ、ＭＯ
量等の成分と臨界冷却速度との関係を示すものである。 特許出願人　　日本鋼管株式会社 発　明　者　　　山　　　本　　　定　　　仏間　　　
　　　　　　本　　　１）　　正　　　春第　　１　　
　図 圧延仕上）品度　（０Ｃ） 第　　２　　図 第　　３　　図 ５００　　６００　　　７００　　　８００　　　９０
０　　　ＳＴ圧凰温度　（’Ｃ） 第　　４　　図 ＣＬ　（％） 第　　５　　図 圧延テ二度　（’Ｃ） 第６図 ＣＬ　　　（覧

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 オーステナイト系ステンレス鋼を、１０００〜１３００
   ℃の温度範囲に加熱後、下記するＴ＿Ｒ（℃）以上の温
   度で圧延を中断し、引き続きＴ＿Ｆ（℃）以上、Ｔ＿Ｒ
   −４０（℃）以下の温度範囲で５〜３０％の累積圧下を
   加え、引き続き ５００℃以下の温度まで下記するＲ＿Ｃ（℃／ｓ）以上
   の冷却速度で冷却することを特徴とする 高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製 造方法。 Ｔ＿Ｒ＝９４０＋３０×〔％Ｍｏ〕 Ｔ＿Ｆ＝６００（但し、Ｃ≦０．０３ｗｔ％の場合）Ｔ
   ＿Ｆ＝５０００×〔％Ｃ〕＋４５０ （但し、Ｃ＞０．０３ｗｔ％の場合） ｌｏｇＲ＿Ｃ＝４２．５×〔％Ｃ〕−０．０７×〔％Ｍ
   ｏ〕−１．５５（但し、Ｃ≦０．０６ｗｔ％の場合） ｌｏｇＲ＿Ｃ＝１−０．０７×〔％Ｍｏ〕 （但し、Ｃ＞０．０６ｗｔ％の場合） 〔但し、〔％Ｍｏ〕：Ｍｏ含有量（ｗｔ％）〔％Ｃ〕：
   Ｃ含有量（ｗｔ％）〕