(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
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。
【請求項２】
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請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
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、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。
【請求項４】
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熱間圧延して中間スラブとし（初期熱延工程）、次いで、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（中間熱延工程）を１回または複数回行い、その際、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％以上とし、その後、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、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。
【請求項５】
熱延鋼板の焼鈍後において、さらに、冷間圧延を行い、冷延鋼板を材温1120〜1200℃で焼鈍する工程（冷延−焼鈍工程）を１回または複数回行う請求項３または４に記載の製造法。
【発明の詳細な説明】
【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】
0004849731.tif 000002
【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】
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【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】
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【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。
【図１】
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