(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４％以下、Ｃｒ：７〜２０％、Ｎｉ：１０〜２２％、Ｓｉ：２．５〜７％、Ｍｎ：１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３５％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒのうち１種または２種以上の合計：０．０５〜０．７％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するステンレス鋼のスラブを、熱間圧延時の加熱温度をＴｈとし、下記（１）中のΔＴが６０℃以上である加熱温度Ｔｈに加熱して熱間圧延を行う熱間圧延工程、および前記熱間圧延で得られたオーステナイト系ステンレス鋼を１１００〜１１６０℃の温度範囲で熱処理し、次いで１００℃／分以上の冷却速度で冷却を行う熱処理工程をさらにを含むことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
Ｔｈ＝１１３５−９０Ｓｉ−２．９Ｃｒ＋４０Ｎｉ−ΔＴ  ・・・  （１）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、濃硝酸に対して耐食性を示すオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に関する。より具体的には、高温、高濃度の硝酸環境中で使用することができる高Ｓｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
硝酸製造プラントの主要構成材料は、高温、高濃度の硝酸環境に曝される。一般にプラント用の耐食性材料としてステンレス鋼が使用される。ステンレス鋼は、硝酸中で安定な不働態皮膜を形成し、優れた耐食性を発揮する。しかし、高温、高濃度の硝酸は極めて酸化性が強く、一般のステンレス鋼では過不働態腐食を生じる。過不働態腐食では、不働態皮膜を形成するＣｒ2Ｏ3の溶出に伴う全面腐食、および鋭敏化（粒界腐食の感受性が増大）した結晶粒界近傍で粒界腐食が起きる。【０００３】
このような環境下でも耐食性を有する材料として、１７Ｃｒ−１４Ｎｉ−４Ｓｉ（特許文献１）、１１Ｃｒ−１７Ｎｉ−６Ｓｉ（特許文献２）などの高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼が知られている。これらの高Ｓｉステンレス鋼は、過不働態領域で腐食により溶出したＳｉが再酸化されてシリケート皮膜を生成することによって、優れた硝酸耐食性を示す。これらの高Ｓｉステンレス鋼には、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒの１種又は２種以上が添加される。これらの添加元素は、鋼中Ｃを固定し、鋭敏化を抑制する効果がある。特に溶接熱影響部の鋭敏化抑制に有効で、高濃度硝酸中での粒界耐食性の改善に顕著な効果がある。【０００４】
熱間加工におけるスラブの加熱温度は、生産性の観点からはできるだけ高温にするのが有利である。しかし、高Ｓｉステンレス鋼は、熱間加工時に所定温度より高温に加熱されると、熱間加工の途中でスラブの割れが生じるという問題がある。Ｓｉは、オーステナイト相に対する固溶度が低く、Ｓｉを多量に含有するほど、高温で金属間化合物やδフェライト等の脆化相が生成して高温延性が劣化するためである。従って、高Ｓｉステンレス鋼を工業規模で安定的に製造するには、熱間加工における加熱温度を適正に管理する必要がある。【０００５】
特許文献３には、Ｓｉを５〜８％（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）含有する高Ｓｉステンレス鋼の鋳塊を、１０５０〜１１００℃、かつＴ（℃）＜１４７０−３５×Ｓｉ−５×Ｎｉ（％）を満足する温度域での均熱後に９００℃以上の温度域で熱間圧延または熱間鍛造する方法が開示されている。Ｓｉ含有量の増加に伴い鋳造凝固組織中に低融点の金属間化合物が形成され、均熱温度が高くなるとこの金属間化合物が部分溶融するため、熱間加工中に割れが起こる。この割れを防止するように均熱温度が特定されている。【０００６】
非特許文献１には、高Ｓｉステンレス鋼（６.５Ｓｉ−１７Ｃｒ−２２Ｎｉ−０.０１Ｐｄ）における金属間化合物と熱間加工性の関係について、（ａ）鋳造組織の樹枝状間にはＳｉ−Ｎｉリッチな金属間化合物が晶出し、それが多量に存在すると熱間加工性が低くなること、および（ｂ）金属間化合物が晶出したインゴットを１０００〜１１５０℃でソーキングした場合、１１５０℃では金属間化合物が部分溶解して割れを生じるが、１１００℃では金属間化合物の溶融はみられず、固溶させることによって熱間加工での割れが生じなくなることが報告されている。【０００７】
すなわち、非特許文献１の高Ｓｉステンレス鋼は、１１００℃を超えると低融点のＮｉ−Ｓｉ系金属間化合物が部分溶解して、粒界に沿って割れが伝播することによって破壊に至ったものと推定され、実質的には熱間加工における加熱温度を１１００℃以下に規定したものである。【０００８】
特許文献４には、Ｓｉを４〜１０％含有し、ＳとＯを３０ｐｐｍ以下に規制した高Ｓｉステンレス鋼のスラブを１１００℃以上１２５０℃以下で２時間以上ソーキング処理して熱間圧延し、熱間圧延を９５０℃以上で終了し、溶体化熱処理を１０００℃以上１２００℃以下で行う方法が開示されている。特許文献４には、高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼の高温延性に影響する因子は、（１）Ｓ、Ｏの不純物元素および（２）鋳片の冷却中に析出する金属間化合物であること、ならびにＳとＯの低減および鋳片のソーキングによって金属間化合物を消滅させることによって熱間加工性が改善されることが開示されている。この金属間化合物の成分は明示されていないが、非特許文献１と同様に、低融点のＮｉ−Ｓｉ系金属間化合物であると推定される。【０００９】
特許文献３、４に開示された技術では、加熱温度をＮｉ−Ｓｉ金属間化合物の溶融温度以下とすることで熱間加工性を改善する。しかし、高温、高濃度硝酸環境中で使用される高Ｓｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼では、多量のＳｉを含有することによりＣの固溶度が低下して鋭敏化し易くなるため、高濃度硝酸中における耐粒界腐食性は不芳であった。【００１０】
特許文献１，２に開示された高Ｓｉステンレス鋼は、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒを含有することによって鋭敏化を抑制し、硝酸耐食性を大幅に改善するが、熱間圧延の過程でヘゲ疵とよばれる表面欠陥が生じ易いという新たな課題があった。【００１１】
この原因は明らかではなく、スラブ加熱温度を低くすれば軽減する傾向にあったが、鋼の化学組成によっては十分な軽減効果が得られ難い場合があり、必要以上に低温で加熱するかまたは熱間圧延後のヘゲ疵除去のための研削等の手入れを行うことを余儀なくされ、大幅なコストアップの要因となっていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特許３２３７１３２号明細書
【特許文献２】特許１１１９３９８号明細書
【特許文献３】特開平６−９３３８９号公報
【特許文献４】特開平５−５１６３３号明細書
【非特許文献】
【００１３】
【非特許文献１】ＮＫＫ技報、Ｎｏ.１５４、１９９６、１４−１９頁
【発明の概要】
【００１４】
本発明の目的は、熱間圧延の過程でヘゲ疵を発生することなく、高温、高濃度硝酸環境中で使用するのに好適な耐食性を備えた高Ｓｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼を確実に製造することである。
【００１５】
本発明者らは、熱間圧延の過程でヘゲ疵を発生することなく、高温、高濃度硝酸環境中で使用するのに好適な高Ｓｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼（以下ではオーステナイト系ステンレス鋼を単にステンレス鋼ということがある）を確実に製造するための条件を検討した結果、以下の事項（ｉ）〜（ｉｉｉ）が明らかになった。
【００１６】
（ｉ）Ｓｉを多量に含有するステンレス鋼では、Ｎｉ−Ｓｉ金属間化合物が生成する。その融点は、非引用文献１により開示されるように１１００〜１１５０℃の範囲にあると推定され、この金属間化合物の生成のために熱間圧延が困難となるような大きなスラブ割れが起こる。
【００１７】
（ｉｉ）Ｓｉを多量に含有するステンレス鋼がＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ等を含有すると、金属間化合物としてＮｉ−Ｓｉ−Ｘ（Ｘ＝Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ）が生成する。その融点はおおよそ１１５０〜１２００℃の範囲であり、例えばＮｉ−Ｓｉ−Ｎｂでは状態図計算の結果から１１６０℃程度となる。このＮｉ−Ｓｉ−Ｘ三元系（Ｘ＝Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ）金属間化合物は、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ等が鋼中で偏析を生じ難い元素であるために、細かく分散して存在する。Ｎｉ−Ｓｉ−Ｘ金属間化合物は、このように高融点で微細に分散するため、圧延が困難となるような大きなスラブ割れの発生を引き起こさない。
【００１８】
（ｉｉｉ）ところが、スラブ表面近傍ではＮｉ−Ｓｉ−Ｘの金属間化合物を起点とした割れが発生すると、表面まで割れが伝播し、割れの内部が酸化されることによって、ヘゲ疵が多発する。このヘゲ疵は、Ｎｉ−Ｓｉ−Ｘの金属間化合物が細かく分散しているために量的に極めて多く、大量のヘゲ疵となる。
【００１９】
以上の結果から、熱間圧延の過程におけるヘゲ疵の発生は、上記Ｎｉ−Ｓｉ−Ｘ三元系金属間化合物を起点とし、割れが表面まで伝播することによって生じることが判明した。濃硝酸環境での腐食防止の観点からＳｉおよびＸ元素の含有は必須であるので、上記の表面近傍での割れの伝播を抑制する手段について検討した。
【００２０】
一般に、高温になり延性が低下すると、割れが伝播し易くなるので、鋼中の成分と延性との関係を検討した。その結果、以下の知見が得られた。
【００２１】
（Ａ）熱間圧延時の加熱温度を、鋼組成中のＳｉ、Ｃｒ、Ｎｉ含有量との関係で規定することにより、製品表面の欠陥（ヘゲ疵）を防止することができる。
【００２２】
（Ｂ）圧延後の仕上げ焼鈍の温度範囲と冷却方法を規定することにより、伸びと耐力を確保しつつ、鋭敏化を抑制することができる。
【００２３】
以上の知見に基づく本発明は、Ｃ：０．０４％以下、Ｃｒ：７〜２０％、Ｎｉ：１０〜２２％、Ｓｉ：２．５〜７％、Ｍｎ：１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３５％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒのうち１種または２種以上の合計：０．０５〜０．７％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するステンレス鋼のスラブを、熱間圧延時の加熱温度をＴｈとし、（１）式：Ｔｈ＝１１３５−９０Ｓｉ−２．９Ｃｒ＋４０Ｎｉ−ΔＴ中のΔＴが６０℃以上である加熱温度Ｔｈに加熱して熱間圧延を行うことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法である。
【００２４】
好適態様において、本発明に係る方法は、前記熱間圧延が施されたオーステナイト系ステンレス鋼を１１００〜１１６０℃の温度範囲で熱処理し、次いで１００℃／分以上の冷却速度で冷却を行うことをさらに含む。
【００２５】
本発明により、熱間圧延の過程でヘゲ疵を発生することなく、高温、高濃度硝酸環境中で使用するのに好適な高Ｓｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼を確実に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】図１は、供試鋼１の捩り試験結果を示すグラフである。
【図２】図２は、供試鋼１のΔＴとヘゲ疵発生率との関係を示すグラフである。
【図３】図３は、供試鋼１の圧延後の熱処理温度と０.２％耐力、伸びとの関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
以下、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について、添付図面も参照しながらより詳しく説明する。前述の通り、鋼の化学組成に関する％は質量％である。また、鋼の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物である。
【００２８】
［鋼の化学組成］
［Ｃ：０.０４％以下］
Ｃは，鋼の強度を高める元素ではあるが、溶接部の熱影響部において粒界にＣｒ炭化物を生成し、鋭敏化の原因となるなど、耐食性を劣化させる元素である。したがって、Ｃ含有量は０.０４％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０.０３％以下であり、さらに好ましくは０.０２％以下である。
【００２９】
［Ｃｒ：７〜２０％］
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を確保するための基本元素であり、その含有量は７％以上２０％以下とする。Ｃｒ含有量が７％未満では十分な耐食性を得られない。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、ＳｉとＮｂの共存により多量のフェライトが析出した二相組織となって、加工性、耐衝撃性の低下を招くので、Ｃｒ含有量の上限を２０％とする。Ｃｒ含有量の下限は１０％であることが好ましく、１１％であることがさらに好ましい。一方、Ｃｒ含有量の上限は１９％であることが好ましく、１８％であることがさらに好ましい。
【００３０】
［Ｎｉ：１０〜２２％］
Ｎｉはオーステナイト相の安定化元素であり、また、ゼロ延性温度を高める効果もある。Ｎｉは１０％以上２２％以下の量で含有させる。Ｎｉ含有量が１０％未満では目的とする耐食性と靱性が得られない。Ｎｉ含有量が２２％を超えるとコスト高が著しくなる。Ｎｉ含有量の下限は１２％であることが好ましく、１３％であることがさらに好ましい。また、Ｎｉ含有量の上限は２０％であることが好ましく、１６％であることがさらに好ましい。
【００３１】
［Ｓｉ：２.５〜７％］
Ｓｉは、濃硝酸中での耐食性を高めるために２.５％以上７％以下の量で含有させる。硝酸中での耐食性を確保するシリケート皮膜を形成するためにＳｉを２.５％以上含有する。一方、Ｓｉを過剰に含有するとゼロ延性温度が低下する。さらにコストアップになるだけでなく、溶接性の低下を招くため、Ｓｉ含有量の上限を７％とする。Ｓｉ含有量の下限は３.０％であることが好ましく、３.５％であることがさらに好ましい。Ｓｉ含有量の上限は６％であることが好ましく、５％であることがさらに好ましい。
【００３２】
［Ｍｎ：１０％以下］
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化元素であり、脱酸剤としても含有するので、１０％以下の量で含有させる。Ｍｎ含有量が１０％を超えると、耐食性の低下、溶接時の高温割れ、さらには加工性の低下を招く。Ｍｎ含有量の上限は６％であることが好ましく、４％であることがさらに好ましい。また、Ｍｎの上記の効果を確実に得るためには、Ｍｎ含有量は０.５％以上であることが好ましく、１.０％以上であることがさらに好ましい。
【００３３】
［ｓｏｌ.Ａｌ：０.０３％以下］
Ａｌは、脱酸剤として鋼中に含まれるが、Ａｌを過剰に含有すると有害な介在物を生成するため、ｓｏｌ.Ａｌの含有量は０.０３％以下とする。
【００３４】
［Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０.０３％以下］
ＰおよびＳは、いずれも、耐食性、溶接性に有害な元素であり、それぞれの含有量は低いほど好ましい。そこで、Ｐ含有量は０.０３％以下、Ｓ含有量は０.０３％以下とする。
【００３５】
［Ｎ：０.０３５％以下］
Ｎは、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒとの親和性が高く、これらの元素によるＣの固定を阻害することから、Ｎ含有量はできるだけ低い方が好ましい。そこで、Ｎ含有量は０．０３５％以下とする。
【００３６】
［Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒの一種または２種以上の合計：０．０５〜０．７％］
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒは、いずれも、Ｃを固定して鋭敏化による粒界耐食性の低下を抑制する効果があり、特に溶接熱影響部の耐食性改善に有効な元素である。これらの元素の合計含有量が０．０５％未満では、耐粒界腐食性の改善効果を得られず、さらに低融点Ｎｉ−Ｓｉ系金属間化合物の形成による熱間加工割れが大きくなる。一方、これらの元素の合計含有量０．７％を超えると加工性が低下する。そこで、これらの元素の含有量は、１種または複数種の合計で０．０５％以上０．７％以下とする。
【００３７】
［製造条件］
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、上記化学組成を有するステンレス鋼のスラブを、熱間圧延時の加熱温度をＴｈとし、（１）式：Ｔｈ＝１１３５−９０Ｓｉ−２．９Ｃｒ＋４０Ｎｉ−ΔＴ中のΔＴが６０℃以上である加熱温度Ｔｈに加熱して熱間圧延を行う熱間圧延工程と、好ましくはさらに１１００〜１１６０℃の温度範囲で熱処理した後、１００℃／分以上の冷却速度で冷却を行う熱処理工程（焼鈍工程）とからなる。
【００３８】
「熱間圧延工程」
熱間圧延に最適な加熱温度範囲を明らかにするため、高温捩り試験によって化学組成と高温変形能との関係を調べた。それにより熱間圧延におけるゼロ延性を調査することができる。
【００３９】
高温捩り試験では、平行部直径８ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片の一方を固定して、所定の温度に保持した状態で回転速度３００ｒｐｍ（歪速度４．２ｓｅｃ−１）、軸力０ｋｇｆで一方向に捩りを加えて破断するまでの回転数を捩り回数とした。
【００４０】
一例として、表１に供試鋼１として示す化学組成を有する高Ｓｉステンレス鋼の試験片を用いて高温戻り試験を実施した結果を、加熱温度と捩り回数との関係として図１に示す。
【００４１】
【表１】
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【００４２】
図１において、捩り回数は１１００℃付近で極大を示し、それよりも高温では捩り回数が著しい低下傾向を示し、１２７５℃では捩り始めると同時に破断した。すなわち、表１に供試鋼１として示す高Ｓｉステンレス鋼の延性がゼロになる温度（以下、「ゼロ延性温度」という）は、おおむね１２７５℃であることがわかる。
【００４３】
同様の方法を用いてＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒの１種又は２種以上を含有する種々の化学組成からなる高Ｓｉステンレス鋼について上記高温捩り試験を行い、ゼロ延性温度を調べた。その結果、ゼロ延性温度（Ｔ0）は、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ濃度との関係として下記回帰式（２）により表すことができることを見出した。
【００４４】
Ｔ0＝１１３５−９０Ｓｉ−２.９Ｃｒ＋４０Ｎｉ  ・・・  （２）
熱間加工における加熱温度（Ｔh）をゼロ延性温度（Ｔ0）よりも３０℃以上低くすること、すなわち、加熱温度（Ｔh）を、下記（１）式：
Ｔh＝１１３５−９０Ｓｉ−２.９Ｃｒ＋４０Ｎｉ−ΔＴ  ・・・  （１）
におけるΔＴが３０℃以上となる温度に設定することによって、Ｎｉ−Ｓｉ−Ｘ三元系（Ｘ＝Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ）金属間化合物を起点とする割れは起き難くなり、ヘゲ疵は減少する。ヘゲ疵が少なくなれば、簡便な表面手入れで次工程へと進めることができるため、経済性に優れる。
【００４５】
鍛造スラブを所定の温度で加熱した後に、熱間圧延により４ｍｍ厚とした。その後、酸洗によりスケールを除去した後、以下の方法でヘゲ疵発生率を調査した。
【００４６】
鋼板表面を１００ｍｍ単位のメッシュに区切り、調査した全体のメッシュ数のうち、ヘゲ疵が存在するメッシュ数の比率をヘゲ疵発生率（％）とした。ヘゲ疵発生率が５％以下であれば簡便な手直しで次工程へと進めることができる。
【００４７】
表１に示す供試鋼１の成分から、（２）式によりゼロ延性温度Ｔ0＝１２７５℃が得られる。図２に、供試鋼１（表１）のΔＴとヘゲ疵発生率との関係を示す。
【００４８】
図２のグラフに示すように、ΔＴ≧３０℃を満足するように熱間圧延の加熱温度Ｔhを設定することにより、ヘゲ疵発生率が５％以下となる。一方、ΔＴが３０℃よりも小さく、ゼロ延性温度に近くなるほど、ヘゲ疵の発生率は急激に高くなった。
【００４９】
すなわち、ヘゲ疵を最小限にするためには、ΔＴが３０℃以上、望ましくは６０℃以上となるように、熱間圧延の加熱温度Ｔhを設定すればよい。この加熱温度への保持時間は特に制限されない。本発明では、加熱温度は圧延後のヘゲ疵発生を防止するために設定されるので、スラブの表面温度が所定の温度になればよい。しかし、熱間圧延に支障をきたさないようにするには、スラブ中心部までほぼ均一な温度になるまで加熱することが好ましい。これに要する加熱時間はスラブの大きさにもよるが、一般には加熱時間を６０分間以上とすることが好ましい。
【００５０】
ΔＴの上限は特に規定しない。通常の熱間圧延設備では熱間圧延終止温度が７００℃以上であれば熱間圧延を実施することが可能である。望ましくはこの終止温度を９５０℃以上とする。
【００５１】
熱間圧延は一段または多段で実施することができる。多段圧延の場合、必要であれば圧延スタンド間で加熱することができる。この時の加熱温度は、上記のΔＴが３０℃以上となる温度にする必要は特段ないが、好ましくはΔＴが３０℃以上となる温度にする。それにより、その後の熱間圧延時に表面の結晶粒径が細粒化するため、割れの伝播が起こりにくく、ヘゲの発生がさらに抑制される。熱間圧延後は一般に常法により酸洗して圧延材表面の酸化スケールを除去する。
【００５２】
［熱処理工程］
熱間圧延により得られたステンレス鋼板は、焼鈍のための熱処理を行うことによって機械的特性（伸び、耐力）を調整することができるので、熱間圧延後に熱処理を実施することが好ましい。熱処理温度を高くすると、伸びは上昇するものの耐力が低下する。熱処理後の冷却速度が遅いと、クロム炭化物が析出するため、耐食性が劣化する。したがって、熱処理温度およびその後の冷却速度は、伸びと耐力を両立でき、かつ鋭敏化を防ぐように設定する必要がある。
【００５３】
図３には、供試鋼１の熱処理温度と０.２％耐力および伸びとの関係を示す。図３のグラフにおける丸プロットは０.２％耐力（ＭＰａ）を、四角プロットは伸び（％）をそれぞれ示す。
【００５４】
図３に示すように、１１００℃以上１１６０℃以下で熱処理することによって、良好な伸び性と十分な耐力、具体的には、伸び：５０〜５３％，０.２％耐力：３２５〜２９０ＭＰａを示すステンレス鋼を得ることができる。
【００５５】
さらに、熱処理後の冷却速度が遅いと鋭敏化が起こり、粒界腐食感受性が高まる。冷却速度を１００℃／分以上とすることによって、鋭敏化も生じず、良好な硝酸耐食性を示すステンレス鋼となる。
【００５６】
このように、本発明によれば、熱間圧延の過程でヘゲ疵を発生することなく、高温、高濃度硝酸環境中で使用するのに好適な高Ｓｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼を確実に製造することができる。
【実施例】
【００５７】
上記表１に示す成分供試鋼１〜５を高周波電気炉溶解した１０ｋｇ鋳塊より鍛造して得たスラブを、表２に示す所定温度で１２０分間加熱して、２段圧延機で厚さ４ｍｍまで熱間圧延した。得られたステンレス鋼板を酸洗してスケールを除去した状態で、鋼板表面のヘゲ疵発生率を前述した方法で調査した。結果を表２にまとめて示す。【００５８】
【表２】
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【００５９】
表２に示すように、熱間圧延時の加熱温度を成分から計算されるゼロ延性温度Ｔ0（℃）よりも３０℃以上低くしたものは、ヘゲ疵発生率が５％以下であった。【００６０】
これに対し、加熱温度が成分から計算されるゼロ延性温度Ｔ0（℃）よりも３０℃低い温度より高くなった場合には、ヘゲ疵発生率が５％を越え、熱間圧延の過程でヘゲ疵を発生することなく、高温、高濃度硝酸環境中で使用するのに好適な高Ｓｉ含有オーステナイト系ステンレス鋼を確実に製造することができなかった。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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