(57)【要約】【課題】熱間圧延時に表面疵が発生することなく、表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０７％、Ｓｉ≦０．８％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．００８％、Ｃｒ：１６〜１９％、Ｎｉ≦１３％、Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．０８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ下記（１）式で規定するδ−Ｆｅ計算値が０．５以上７．０以下を満足し、厚板圧延後の板表面のδ−Ｆｅ測定値が０．１〜０．７％であることを特徴とする表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼厚板。  δ−Ｆｅ計算値＝２．９×（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］＋０．７［Ｎｂ］）−２．６×（［Ｎｉ］＋０．３［Ｍｎ］＋０．２５［Ｃｕ］＋３５［Ｃ］＋２０［Ｎ］）−１８      （１）【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０７％、Ｓｉ≦０．８％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．００８％、Ｃｒ：１６〜１９％、Ｎｉ≦１３％、Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．０８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ下記（１）式で規定するδ−Ｆｅ計算値が０．５以上７．０以下を満足し、厚板圧延後の板表面のδ−Ｆｅ測定値が０．１〜０．７％であることを特徴とする表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼厚板。
δ−Ｆｅ計算値＝２．９×（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］＋０．７［Ｎｂ］）−２．６×（［Ｎｉ］＋０．３［Ｍｎ］＋０．２５［Ｃｕ］＋３５［Ｃ］＋２０［Ｎ］）−１８      （１）
【請求項２】
さらに質量％で、Ｍｏ≦３．０％、Ｃｕ≦３．５％、Ｎｂ≦０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼厚板。
【請求項３】
下記（２）式で規定するＲＡ値≧７８を満足することを特徴とする請求項１又は２に記載の表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼厚板。
ＲＡ値＝１０６−３．４×（δ−Ｆｅ計算値）−２０３６×［Ｓ］−８１×［Ｎ］    （２）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面性状の優れたステンレス鋼厚板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
オーステナイト系ステンレス鋼は高価なＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等を多量に含有しているために、歩留向上は製造コスト低減の観点から重要な課題である。しかし、耐食性および強度の面からＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ，Ｎ等を多量に含有するために熱間での加工性に劣り、熱間加工中に粒界割れを起こして表面欠陥となり、歩留まりが低下するという問題がある。
【０００３】
一般にオーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を改善させるためには、例えば特許文献１や特許文献２のように、有害なＳおよびＯを低減し、さらにＣａ、ＭｇまたはＣｅを添加して有害なＳおよびＯを固定する方法が知られている。しかしながら、Ｃａ、ＭｇまたはＣｅを添加した場合には、鋼中に水溶性の硫化物が生成して耐食性を劣化させるという問題がある。
【０００４】
また、特許文献３のように鋼中のＢ、Ｓ濃度やδ−Ｆｅ量を適正に制御することによって、ステンレス鋼の熱間加工性を改善する方法が開示されている。しかし、Ｂを添加した場合にはホウ化物の生成による鋭敏化で耐食性が低下することが課題である。
【０００５】
また、熱間加工性を向上させる手段として、特許文献２や特許文献３のように、鋳造組織中のδ−Ｆｅ量の制御が挙げられる。δ−Ｆｅの存在によりＳおよびＯの粒界への偏析が軽減し、熱間加工性を改善できることが知られている。しかしながら、δ−Ｆｅ量や熱間加工性に及ぼす各成分の影響は必ずしも明確ではなく、成分設計の面からの熱間加工性改善には十分適用されているとは言えないのが現状である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平１−１６８８４６号公報
【特許文献２】特公平５−７４５７号公報
【特許文献３】特開平７−４１９１２号公報
【特許文献４】特公平５−７４５７号公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】T.A.Siewert, C.N.McCowan, and D.L.Olso: Welding Journal,67(1988),292s.
【非特許文献２】D.J.Kotecki and T.A.Siewert: Welding Journal, 71(1992), 171s
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
従来技術は微量元素の添加により熱間加工性は改善するものの介在物や析出物に起因した耐食性の劣化が発生するため、耐食性の要求が厳しいステンレス鋼厚板では適用できない場合が多いのが現状である。
【０００９】
本発明は、このような従来の課題にかんがみてなされたものであって、ステンレス鋼厚板において、成分およびδ−Ｆｅ量の制御により、熱間圧延時に表面疵が発生することなく、表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０７％、Ｓｉ≦０．８％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．００８％、Ｃｒ：１６〜１９％、Ｎｉ≦１３％、Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．０８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ下記（１）式で規定するδ−Ｆｅ計算値が０．５以上７．０以下を満足し、厚板圧延後の板表面のδ−Ｆｅ測定値が０．１〜０．７％であることを特徴とする表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼厚板。
δ−Ｆｅ計算値＝２．９×（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］＋０．７［Ｎｂ］）−２．６×（［Ｎｉ］＋０．３［Ｍｎ］＋０．２５［Ｃｕ］＋３５［Ｃ］＋２０［Ｎ］）−１８      （１）
（２）さらに質量％で、Ｍｏ≦３．０％、Ｃｕ≦３．５％、Ｎｂ≦０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼厚板。
（３）下記（２）式で規定するＲＡ値≧７８を満足することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼厚板。
ＲＡ値＝１０６−３．４×（δ−Ｆｅ計算値）−２０３６×［Ｓ］−８１×［Ｎ］    （２）
本発明は前述の先行技術３件と異なり、成分設計と熱延時のスラブ加熱によるδ−Ｆｅ量の制御を行うことで、厚板の表面品質の改善を達成している。なお、本発明において厚板圧延後とは、厚板圧延後の冷却を完了した状態を意味する。厚板圧延後にさらに溶体化処理などの熱処理を行う場合には、当該熱処理前の状態を意味する。また上記（１）（２）式で、［元素］は各元素の含有量（質量％）を意味する。
【発明の効果】
【００１１】
本発明は、ステンレス鋼中の成分や厚板圧延後のδ−Ｆｅ量（δ−Ｆｅ測定値）を調整し、さらに、スラブ加熱後の圧延時のδ−Ｆｅ量を制御することにより熱間圧延時の割れを抑制し、表面性状の優れたオーステナイト系ステンレス鋼厚板を得るものである。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】δ−Ｆｅ計算値とヘゲ発生の関係を調べた結果を示す図である。
【図２】厚板表面のδ−Ｆｅ量（δ−Ｆｅ測定値）とヘゲ発生の関係を調べた結果を示す図である。
【図３】ＲＡ値とヘゲ発生の関係を調べた結果を示す図である。
【図４】ＲＡ値と１１００℃における断面収縮率の関係を調べた結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明では熱間加工割れの発生を防止するために、鋳片および熱間圧延時のδ−Ｆｅ量を規制している。具体的には、鋳片のδ−Ｆｅ量として下記のδ−Ｆｅ計算値を用い、熱間圧延時のδ−Ｆｅ量として厚板圧延後の板表面におけるδ−Ｆｅ測定値を用いている。なお、δ−Ｆｅ量は、計算値、測定値ともに体積％で表示している。
【００１４】
本発明ではδ−Ｆｅ計算値は非特許文献１に記載される式にさらに非特許文献２に記載されているようにＮｂとＣｕの項を追加した下記（１）式を用いている。この式は従来用いられていたもの、例えば特許文献４のδ−Ｆｅ量の予測式より広い成分範囲に対して鋳片のδ−Ｆｅ量を精度良く予測できるためである。
δ−Ｆｅ計算値＝２．９×（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］＋０．７［Ｎｂ］）−２．６×（［Ｎｉ］＋０．３［Ｍｎ］＋０．２５［Ｃｕ］＋３５［Ｃ］＋２０［Ｎ］）−１８      （１）
【００１５】
図１は、鋼成分から上記（１）式で計算したδ−Ｆｅ計算値と、厚板圧延後のヘゲ発生の関係を示したものである。厚板のヘゲ疵の発生状況を目視観察した結果より、○、△、×に分けて評価した。○は成品として全く問題のない程度で無手入れまたは部分手入れのもの、△は研削（全面手入れ）にて救済可能なもの、×は全く使用不可能な不合格が発生したものである。δ−Ｆｅ計算値は鋳片表層のδ−Ｆｅ量を表すものであり、図１から明らかなように、δ−Ｆｅ計算値が０．５％以下では熱間加工性が悪い。［Ｓ］を固溶するδ−Ｆｅ量が少ないためである。またδ−Ｆｅ計算値が７．０％以上ではヘゲ発生が増大する。変形抵抗の小さいδ相と変形抵抗の大きいγ相の差により相境界で割れが発生するためである。なお、図１に示すものは、本発明の請求項１に規定する成分範囲のものであって、下記δ−Ｆｅ測定値については０．１〜０．７％の範囲にあることを確認している。
【００１６】
図２は圧延後の厚板表面のδ−Ｆｅ測定値と厚板圧延後のヘゲ発生の関係を示す。δ−Ｆｅ測定値は、厚板圧延後の板表面を１０００番のエミリー紙で研磨した後にフェライトスコープにより測定した。δ−Ｆｅ測定値が０．１〜０．７％の範囲にある場合にヘゲ発生率が少ないことがわかった。なお、図２に示すものは、本発明の請求項１に規定する成分範囲のものであって、上記δ−Ｆｅ計算値については０．５〜７．０％の範囲にあることを確認している。
【００１７】
即ち、（１）式のδ−Ｆｅ計算値が０．１〜０．７％の範囲にあるとともに、厚板圧延後の板表面のδ−Ｆｅ測定値が０．５〜７．０％の範囲にあれば、厚板圧延後のヘゲ発生を防止できることがわかった。
【００１８】
ラボ実験により高温引張試験用試料に熱処理を加え、１１００℃での高温引張試験を実施した。また試験片について表面のδ−Ｆｅ量（体積％）を測定し、残留δ−Ｆｅ量とした。熱処理条件を変更し、残留δ−Ｆｅ量と高温引張試験の断面収縮率の関係を見ると、残留δ−Ｆｅ量が０．５％の場合に高温延性が最も高く、０．１〜０．７％の範囲では良好であることを見出した。前述のように残留δ−Ｆｅ量が多い場合にはδとγ相の変形抵抗値に起因して割れが発生すると考えられる。一方、残留δ−Ｆｅ量が少なすぎる場合にはδ−Ｆｅによる［Ｓ］の固溶がなくなり、［Ｓ］の粒界偏析が助長されて熱間加工性が劣化すると考えられる。またδ−Ｆｅの消失は結晶構造の緻密なγ相への変態を意味し、変態の収縮によるマイクロボイドの発生も熱間加工性に悪影響を与えると推察される。以上の試験結果からも、本発明のように厚板圧延後の板表面のδ−Ｆｅ測定値を０．１〜０．７％とすることの意味が明らかである。
【００１９】
圧延後の厚板表面のδ−Ｆｅ量（δ−Ｆｅ測定値）はスラブ加熱条件により制御することができる。スラブ加熱中におけるδ−Ｆｅの消失速度は加熱温度に依存し、消失速度を十分大きくするには１１４０℃から１２２０℃の範囲が好ましい。１２５０℃を越える場合にはδ−Ｆｅの再析出や粗大化によりヘゲ発生が増大し、１１４０℃未満では拡散によるδ−Ｆｅの消失効果が小さくなり、加熱時間を長くする必要が生じる。加熱時間は加熱温度やスラブ厚みに応じて、δ−Ｆｅ測定値が上記の適正範囲に入るように決定される。例えば、厚みが２００ｍｍ厚のスラブの場合は１２２０℃なら５ｍｉｎ程度、１１４０℃ならば２０〜３０ｍｉｎ程度必要になる。δ−Ｆｅ消失には拡散速度の点から１１００℃以上の高温での滞留時間が重要になる。
【００２０】
図３は、鋼成分及び（１）式のδ−Ｆｅ計算値から下記（２）式で計算されるＲＡの値と、厚板圧延後のヘゲ発生の関係を示す。ＲＡの値が７８％以上にある場合にはヘゲ発生率が特に少ないことがわかった。なお、図３に示すものは、本発明の請求項１に規定する成分範囲のものであって、上記δ−Ｆｅ計算値については０．５〜７．０％の範囲にあり、δ−Ｆｅ測定値については０．１〜０．７％の範囲にあることを確認している。
ＲＡ値＝１０６−３．４×（δ−Ｆｅ計算値）−２０３６×［Ｓ］−８１×［Ｎ］    （２）
【００２１】
ＲＡ値を表現する上記（２）式は、図４に示すように、ラボ実験材の高温延性と成分の関係より回帰分析にて求めたものである。縦軸は１２００℃×６０ｍｉｎの熱処理を行った試験材について、１１００℃における高温引張試験の断面収縮率を測定したものである。このＲＡ値と高温延性との関係によれば、δ−Ｆｅ量に加えて、Ｓの粒界偏析やＮ添加による高強度化もまた熱間加工性に悪影響を及ぼすと考えられる。
【００２２】
本発明に係わる成分組成（質量％）の限定理由を各元素の作用と共に説明する。
【００２３】
Ｃは強力なオーステナイト化元素であるとともに、固溶強化するので０．００５％以上添加するが、含有量が多くなると炭化物を生成して耐食性を劣化させるため、また、δ−Ｆｅ量への影響が大きく、ヘゲ疵が発生しやすくなるため、０．０７％以下とした。
【００２４】
Ｓｉはステンレス鋼の溶製時に脱酸剤として作用する元素であるが、本発明では熱間加工性確保の面から、０．８％以下にコントロールする必要がある。Ｓｉの下限は好ましくは０．２％である。
【００２５】
Ｍｎは脱酸剤であるとともに、熱間加工性を向上させる効果があり、ＳをＭｎＳとして固定してＦｅＳの生成による赤熱脆性の発生を防止するのに有効な元素である。しかし、多量に含有すると溶製中の耐火物溶損を増大させることや耐食性が劣化することになるので４．０％以下としている。Ｍｎの下限は好ましくは０．６％である。
【００２６】
Ｐは製鋼工程では不純物であるが、大量に含有されていると熱間加工性を害するので上限を０．０４％以下としている。
【００２７】
Ｓは熱間加工性を低下させて熱間圧延時の割れ欠陥を発生させやすくさせ、耐食性も劣化させるので、０．００８％以下としている。
【００２８】
Ｃｒはステンレス鋼の基本元素で、耐食性および耐酸化性の向上に寄与する。また濃度レベルによってδ−Ｆｅ量への影響が変化するため、本発明におけるδ−Ｆｅ量の制御を安定して達成するためにはＣｒ濃度は１６〜１９％とした。
【００２９】
Ｎｉは鋼の耐食性および靭性を向上させる作用を有する元素であるが、高価なものともなることから、１３％以下としている。Ｎｉの下限は好ましくは６．０％である。
【００３０】
Ａｌは脱酸剤として作用するが、Ａｌを多量に含有すると有害な硬質酸化物が生成し、圧延時の表面疵が発生するため、Ａｌの上限は０．０５％とした。Ａｌの下限は好ましくは０．００２％である。
【００３１】
Ｎはオーステナイトの安定化などに寄与する作用を有する元素であり、同時に強度向上に効果的な元素であるが、熱間加工性起因の表面疵の問題からＮ≦０．０８％にコントロールすることとしている。Ｎの下限は好ましくは０．０２％である。
【００３２】
Ｍｏは耐食性向上に有効な元素であるはかりではなく、固溶強化の効果があり、必要に応じて０．０５％以上添加される。しかし、３．０％を超えると熱間加工性が急激に悪化するために、３．０％以下にコントロールすることとしている。
【００３３】
Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、耐食性を改善する作用を有する元素であるため、０．２％以上添加することが望ましい。しかし、多量に含有すると熱間加工性を害するので３．５％以下としている。
【００３４】
Ｎｂは耐食性向上に有効な元素であり、また固溶強化の効果があるため、必要に応じて０．０５％以上添加される。しかし、０．５％を超えると熱間加工性が急激に悪化するために、０．５％以下にコントロールすることとしている。
【実施例】
【００３５】
表１に示す化学成分で、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなるＮｏ．１〜１５のオーステナイト系ステンレス鋼を電気炉、ＡＯＤ工程で溶製し、２００ｍｍ厚の連続鋳造スラブを製造した。これらのスラブは１０００℃以上における昇温速度が１〜３℃／ｍｉｎの範囲で所定の温度１１４０〜１２２０℃まで加熱し、５〜２０ｍｉｎの時間を均熱保持した後に、厚板圧延ラインで１０ｍｍ厚まで熱間圧延を行った。表１の鋼成分において、「−」は意図的に添加していない場合を意味する。また、Ｓ、Ｐも意図的に添加していない。比較例２０と２６はＮを意図的には添加していない。本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。
【００３６】
【表１】
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【００３７】
圧延後の厚板表面を１０００番のエミリー紙で研磨した後にフェライトスコープを用いてδ−Ｆｅを測定し、δ−Ｆｅ測定値とした。測定は１０ヶ所で行い、平均値を算出した。
【００３８】
厚板のヘゲ疵の発生状況を前記の○、△、×に、全く欠陥が検出されなかった◎を加えたの四段階に分けて評価した。評価結果を表１の「圧延結果」にしめす。本発明鋼のヘゲ疵評価は全て○または◎であり、ＲＡ値が７８以上のものは◎であった。
【００３９】
これに比べて比較鋼１６はδ−Ｆｅ計算値が高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼１７はδ−Ｆｅ計算値が低すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼１８は高温長時間のスラブ加熱を行ったため厚板表面のδ−Ｆｅ測定値が低く、ヘゲ疵が発生した。比較鋼１９はスラブ加熱が低温で短時間のため厚板表面のδ−Ｆｅ測定値が１．２と高くなりすぎ、ヘゲ疵が発生した。
【００４０】
比較鋼２０はＣが高すぎ、δ−Ｆｅ計算値も低すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２１はＳｉが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２２はＳが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２３はＰが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２４はＣｒが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２５はＮｉが高すぎ、δ−Ｆｅ計算値が低すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２６はＡｌが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２７はＮが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２８はＭｏが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼２９はＣｕが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼３０はＮｂが高すぎるため、ヘゲ疵が発生した。比較鋼３１はＭｎが低く、ＲＡ値が低すぎるため、ヘゲ疵が発生した。
【図１】
2010270356.tif 000004
【図２】
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【図３】
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【図４】
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