JP2022085613A - オーステナイト系ステンレス鋳鋼およびオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋳鋼およびオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】低コスト、かつ、優れた耐熱性を備えるオーステナイト系ステンレス鋳鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】本開示のオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、１０００℃で加熱したときの断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、オーステナイト結晶粒の粒界近傍の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが１．３以下である。【選択図】図１

Description

本開示は、オーステナイト系ステンレス鋳鋼およびオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法に関する。
ターボチャージャーやガスタービンは使用時に高温となる。そのため、ターボチャージャーやガスタービンに用いられる材料には、耐酸化性、高温時の高強度、熱疲労特性などの優れた耐熱性が要求される。
耐熱性の条件を満たす材料としては、オーステナイト系ステンレスやＮｉ基合金がある。例えば、特許文献１には、Ｎｉを主成分とし、これに高温耐食性に必要な量のＣｒと、炭化物形成元素で且つ固溶強化に必要な量の固溶強化型元素とが含有されている鋳物からなり、マトリックス中に共晶炭化物および所望の大きさの２次炭化物が分散した組織を有することを特徴とするガスタービン用ノズルが開示されている。
特開昭５７－３２３４８号公報
しかし、特許文献１に開示のガスタービン用ノズルは、高価なＮｉ基合金から構成されており、より低コストの材料が求められている。また、現在、ターボチャージャーにおいては、燃費性能を向上させるため、排ガス温度は上昇傾向にあり、従来のオーステナイト系ステンレス鋳鋼よりも高い温度での耐熱性が求められている。
本開示は、上記課題を解決するためになされたものであって、低コスト、かつ、優れた耐熱性を備えるオーステナイト系ステンレス鋳鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
本開示に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、１０００℃で加熱したときの断面において、円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、オーステナイト結晶粒の粒界近傍の円相当径５００ｎｍ以上の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが１．３０以下である。
本開示に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法は、鋳造後のオーステナイト系ステンレス鋳鋼に、１１００℃～１２５０℃の加熱温度で加熱を行う加熱工程を備える。
本開示の上記態様によれば、低コスト、かつ、優れた耐熱性を備えるオーステナイト系ステンレス鋳鋼およびその製造方法を提供することができる。
本開示の第１の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の加熱後の光学顕微鏡像である。 本開示の第２の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の加熱後の光学顕微鏡像である。 本開示の第２の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の加熱前の光学顕微鏡像である。 本開示の第３の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の加熱前の光学顕微鏡像である。 従来のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の加熱後の光学顕微鏡像である。
本発明者らが耐熱性の向上について鋭意検討したところ、以下のことが分かった。
（１）繰り返しの熱応力によって、従来のオーステナイト系ステンレス鋳鋼では割れが発生する場合がある。
（２）従来のオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、図５の円で囲った領域に示すように、加熱によって、オーステナイト結晶粒の粒界近傍に過剰な炭化物が析出する。
（３）従来のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の場合、オーステナイト結晶粒の粒界近傍に過剰な炭化物が析出することで、オーステナイト系ステンレス鋳鋼が脆化し、亀裂が粒界の炭化物に沿って進展する。
上記の分析を基に、本発明者らが鋭意検討したところ、以下の知見が得られた。
（Ａ）オーステナイト系ステンレス鋳鋼を加熱した後の断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｃとし、オーステナイト結晶粒の粒界近傍の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが１．３０以下であると、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の脆化を抑制することができる。
本発明は、上記の知見に基づいて、本開示のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の構成を決定した。なお、本開示のオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、熱処理によって、析出物を制御するため、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃは、６．０×１０－２個／μｍ２以上である。本開示のオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、上記の効果により、高い耐熱性を得ることができる。ここで、オーステナイト結晶粒の粒界近傍は、「オーステナイト結晶粒の粒界から１０μｍまでの領域」とし、オーステナイト結晶粒の中央部とは、「オーステナイトの粒界近傍以外の領域（ただし、無析出領域は除く）」とする。なお、本明細書において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。なお、本明細書において、加熱温度などの温度はオーステナイト鋳鋼の表面の温度とする。
＜第１の実施形態＞
第１の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼について以下、説明する。
（Ｎｃ＝６．０×１０－２個／μｍ２以上）
第１の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼を１０００℃で加熱したときの断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃは、６．０×１０－２個／μｍ２以上である。なお、１０００℃の加熱時間は特に限定されず、例えば３０分である。ここで、円相当径とは、粒子の投影面積と等しい面積を持つ円の直径を言う。より好ましい炭化物の単位面積当たりの平均個数は、６．５×１０－２個／μｍ２以上である。さらに好ましい炭化物の単位面積当たりの平均個数は、７．０×１０－２個／μｍ２以上である。本実施形態において、炭化物の析出を熱処理によって制御することから、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃは、６．０×１０－２個／μｍ２以上となる。第１の実施形態に係るオーステナイト系鋳鋼については、１０００℃加熱前にＮｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であってもよい。
炭化物は、金属元素をＭ（Ｍ：Ｆｅ、Ｃｒ，Ｎｂ）とし、炭素元素をＣとしたときに、Ｍ２３Ｃ６であることが好ましい。炭化物については、例えば、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）で分析することができる。
（Ｎｃの測定方法）
炭化物の単位面積当たりの平均個数は、以下の方法で測定できる。１０００℃加熱した後のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を切断し、その切断面をピクリン酸塩酸エッチングし、光学顕微鏡で観察する（倍率１０００倍）。図１は、第１の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の光学顕微鏡像である。図１の場合では、炭化物は、オーステナイト結晶粒の中央部において、黒い領域として現れる。得られた観察像の結晶粒内の任意の箇所１０か所において、直径１０μｍの正円内における円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の個数を計測し、得られた炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とから、単位面積当たりの平均個数Ｎｃを算出することができる。
（Ｎｇｂ／Ｎｃ：０．５０未満）
第１の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼を１０００℃加熱した後の断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｃとし、オーステナイト結晶粒の粒界近傍の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０未満である。より好ましいＮｇｂ／Ｎｃは、０．４０以下である。さらに好ましいＮｇｂ／Ｎｃは、０．３０以下である。Ｎｇｂ／Ｎｃは、０．０２以上であってもよい。第１実施形態の場合、加熱によって、オーステナイト結晶粒の粒界近傍において、炭化物が析出する数が低くなる。これにより、金属組織の延性を高めることができる。なお、１０００℃の加熱時間は特に限定されず、例えば３０分である。第１の実施形態に係るオーステナイト系鋳鋼については、１０００℃加熱前にＮｇｂ／Ｎｃが０．５０未満であってもよい。
（Ｎｇｂ／Ｎｃの測定方法）
Ｎｇｂ／Ｎｃは、以下の方法で測定できる。１０００℃加熱した後のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を切断し、その切断面をピクリン酸塩酸エッチングし、光学顕微鏡で観察する（倍率１０００倍）。得られた観察像において、結晶粒の中央部と粒界近傍において、それぞれ任意の箇所１０か所を選び各々の箇所において１０μｍの正円内における、円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の個数を計測する。得られた中央部の炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とからＮｃを算出する。また、得られた粒界近傍の炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とから、Ｎｇｂを算出することができる。得られたＮｇｂおよびＮｃよりＮｇｂ／Ｎｃを算出する。なお、１０００℃の加熱時間は特に限定されず、例えば３０分である。
(無析出領域の平均幅が１．５μｍ～２０μｍ）
第１の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼を１０００℃加熱した後の断面において、オーステナイト結晶粒内に倍率３００倍の光学顕微鏡観察において炭化物が観察されない領域である無析出領域が存在し、かつ、当該無析出領域の幅が１．５μｍ～２０μｍであることが好ましい。無析出領域が変形することによって、熱応力による亀裂の進展を抑制することができる。
（無析出領域の平均幅の測定方法）
無析出領域の平均幅は、以下の方法で測定できる。１０００℃加熱した後のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を切断し、その切断面をピクリン酸塩酸エッチングし、光学顕微鏡で観察する（倍率３００倍）。得られた観察像において、オーステナイト結晶粒の粒界付近の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物を任意に５０個選択し、それぞれの炭化物と最も近い粒界との内接円を設定する。設定した５０個の内接円の直径の平均値を算出し、その平均値を無析出領域の平均幅とする。なお、１０００℃の加熱時間は特に限定されず、例えば３０分である。
（化学組成）
第１の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．３％～０．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％～２．５％、Ｎｉ：３６％～３９％、Ｃｒ：１８％～２１％、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：１．２～１．８％、残部が鉄および不純物である。以下、各元素について説明する。
Ｃ：０．３％～０．５％
Ｃは、炭化物を形成するための元素である。Ｃ含有量が、０．３％未満であると、適切な量の炭化物が形成されない場合がある。そのため、Ｃ含有量は、好ましくは０．３％以上である。Ｃ含有量が０．５％超であると、過剰な炭化物が形成される。そのため、Ｃ含有量は、好ましくは０．５％以下である。
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは、脱酸効果を有し、また、オーステナイトの安定化に寄与する元素である。しかし、Ｍｎ含有量が２．０％超であると、オーステナイト系ステンレス鋳鋼が脆化する場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．０％以下である。より好ましくは、Ｍｎ含有量は、１．５％以下である。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは、１．０％以下である。Ｍｎ含有量については、特に下限を設ける必要はないが、Ｍｎ含有量が極端に低いと、脱酸効果が十分に得られない。そのため、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、不純物として、オーステナイト系ステンレス鋳鋼に含有される。Ｐ含有量が、０．０４％超であると、延性が低下する。そのため、Ｐ含有量は、好ましくは、０．０４％以下である。Ｐ含有量は、より好ましくは、０．０３％以下であり、さらに好ましくは、０．０２％以下である。Ｐ含有量は、不純物であるので、可能な限り低減することが好ましいが、極度にＰ含有量を低くすると、製造コストが増大する。そのため、Ｐ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましく、より好ましくは、０．０００５％以上である。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、不純物として、オーステナイト系ステンレス鋳鋼に含有される。Ｓ含有量が０．０３％超であると、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の延性が低下する場合がある。そのため、Ｓ含有量は、好ましくは０．０３％以下である。より好ましいＳ含有量は、０．０２％以下である。Ｓは、不純物であるので、可能な限り低減することが好ましいが、極度にＳ含有量を低くすると、製造コストが増大する。そのため、Ｓ含有量は、好ましくは、０．０００１％以上である。Ｓ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。
Ｓｉ：１．０％～２．５％
Ｓｉは、脱酸効果を有し、また、高温での耐食性、耐酸化性の向上に寄与する元素である。しかし、Ｓｉ含有量が２．５％超となると、オーステナイトの安定性が低下して、靭性が低下する場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は、好ましくは、２．５％以下である。Ｓｉ含有量は、より好ましくは２．０％以下である。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは、１．５％以下である。Ｓｉ含有量が１．０％未満であると、脱酸効果が十分に得られない場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は、好ましくは、１．０％以上である。より好ましいＳｉ含有量は、１．１％以上である。
Ｎｉ：３６％～３９％
Ｎｉは、オーステナイトを得るために有効な元素であり、オーステナイト安定性に寄与する元素である。Ｎｉが３６％未満の場合、上記の効果を得られない場合がある。そのため、Ｎｉ含有量は、好ましくは３６％以上である。Ｎｉを多量に含有させると、コストが増大する。そのため、Ｎｉ含有量は、好ましくは、３９％以下である。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、３８％以下である。
Ｃｒ：１８％～２１％
Ｃｒは、高温での耐酸化性の向上に寄与し、また、炭化物を形成するために必要な元素である。Ｃｒ含有量が１８％未満では、上記の効果が得られない場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は、好ましくは、１８％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が２１％超であると、高温でのオーステナイトの安定性が低下する場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は好ましくは、２１％以下である。より好ましいＣｒ含有量は、２０％以下である。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、固溶強化元素である。Ｍｏ含有量が０．５％超であると、オーステナイトの安定性が低下する場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．５％以下である。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．４％以下である。Ｍｏの効果を得るために、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｎｂ：１．２～１．８％
Ｎｂは、炭化物を形成する元素である。Ｎｂ含有量が１．２％未満であると、適切な炭化物が形成されない場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は、好ましくは、１．２％以上である。Ｎｂ含有量は、より好ましくは、１．３％以上である。Ｎｂ含有量が１．８％超であると、炭化物が多量に析出する場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は、好ましくは、１．８％以下である。Ｎｂ含有量は、より好ましくは、１．７％以下である。
残部：鉄および不純物
本開示のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学組成において、残部は、鉄および不純物である。ここで、不純物とは、オーステナイト系ステンレス鋳鋼を製造する際に、原料や製造工程において、混入する成分である。不純物は、本開示のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の効果が得られる範囲で許容される。
オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学組成は、公知の方法を用い分析することができる。例えば、誘導結合プラズマ質量分析法などで測定することができる。
「オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法」
第１実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、例えば、次の方法で製造される。オーステナイト系ステンレス鋳鋼を構成する組成成分を溶解し、得られた溶湯を所定の型枠に注入して、鋳鋼を得る。
（加熱工程）
次に、得られた鋳鋼に対し、１１００℃～１２５０℃の加熱温度で加熱を行う加熱工程を実施する。加熱温度が１１００～１２５０℃の温度範囲であれば、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学成分が結晶粒全体に均一に固溶するので、好ましい。また、加熱時間が５分以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学成分が結晶粒全体に均一に固溶するので、好ましい。加熱時間の上限は特に限定されないが、６０分以上加熱しても変化があまりないことから、６０分としてもよい。
（徐冷工程）
加熱工程を実施した後の鋳鋼に対し、加熱温度から５００℃まで平均冷却速度１００℃／時間未満で冷却する徐冷工程を実施する。徐冷中に、元素が炭化物として析出し成長する。平衡体積までは、炭化物が成長するが、平衡体積に到達した後は、オストワルド成長により、比較的小さい炭化物は消失し、比較的大きい炭化物は成長する。粒界には、粗大な炭化物があるので、粒界近傍の元素は、粒界にある粗大な炭化物に集まり成長することで、粒界近傍の炭化物は減少する。これにより、オーステナイト系ステンレス鋳鋼を１０００℃加熱したときの粒界の粗大な炭化物を減少させることができ、Ｎｇｂ／Ｎｃを０．５未満にすることができるので好ましい。また、徐冷工程を実施することで、炭化物を平衡析出状態近くまで進行させることができ、高温使用中のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の安定性を高めることができる。
＜第２の実施形態＞
第２の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼について以下、説明する。
（Ｎｃ＝６．０×１０－２個／μｍ２以上）
第２の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼を１０００℃加熱したときの断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数は、６．０×１０－２個／μｍ２以上である。なお、１０００℃の加熱時間は特に限定されず、例えば３０分である。より好ましい炭化物の単位面積当たりの平均個数は、６．５×１０－２個／μｍ２以上である。さらに好ましい炭化物の単位面積当たりの平均個数は、７．０×１０－２個／μｍ２以上である。本実施形態において、炭化物の析出を熱処理によって制御することから、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数は、６．０×１０－２個／μｍ２以上である。
炭化物は、金属元素をＭ（Ｍ：Ｆｅ、Ｃｒ，Ｎｇｂ）とし、炭素元素をＣとしたときに、Ｍ２３Ｃ６であることが好ましい。
（Ｎｃの測定方法）
炭化物の単位面積当たりの平均個数は、第１の実施形態と同様の方法で測定できる。１０００℃で加熱した後のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を切断し、その切断面をピクリン酸塩酸エッチングし、光学顕微鏡で観察する（倍率１０００倍）。図２は、第２の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の１０００℃加熱後の光学顕微鏡像である。図２の場合では、炭化物は、オーステナイト結晶粒の中央部において、黒い領域として現れる。得られた観察像の任意の箇所１０か所において、円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の個数を計測し、得られた炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とから、単位面積当たりの平均個数を算出することができる。
（Ｎｇｂ／Ｎｃ：０．５０～１．３０）
第２の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼を１０００℃で加熱した後の断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｃとし、オーステナイト結晶粒の粒界近傍の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０～１．３０である。第２の実施形態では、オーステナイト結晶粒内に均一に炭化物が析出するため、金属組織の強度および絞りを高めることができる。ここで、絞りとは引張試験前の断面積に対する引張試験後の破断箇所における断面積の変化量をいう。より好ましいＮｇｂ／Ｎｃは０．７０以上である。さらに好ましいＮｇｂ／Ｎｃは、０．８５以上である。より好ましいＮｇｂ／Ｎｃは、１．０５以下である。さらに好ましいＮｇｂ／Ｎｃは、１．００以下である。なお、１０００℃の加熱時間は特に限定されず、例えば３０分である。
（Ｎｇｂ／Ｎｃの測定方法）
Ｎｇｂ／Ｎｃは、以下の方法で測定できる。１０００℃加熱した後のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を切断し、その切断面をピクリン酸塩酸エッチングし、光学顕微鏡で観察する（倍率１０００倍）。得られた観察像において、オーステナイト結晶粒の中央部と粒界近傍において、それぞれ任意の箇所１０か所を選び各々の箇所において１０μｍの正円内における、円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の個数を計測する。得られた結晶粒の中央部の炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とからＮｃを算出する。得られた粒界近傍の炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とから、Ｎｇｂを算出することができる。得られたＮｇｂおよびＮｃよりＮｇｂ／Ｎｃを算出する。
（化学組成）
第２の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．３％～０．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％～２．５％、Ｎｉ：３６％～３９％、Ｃｒ：１８％～２１％、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：１．２～１．８％、残部が鉄および不純物である。
「オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法」
第２の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、例えば、次の方法で製造される。オーステナイト系ステンレス鋳鋼を構成する組成成分を溶解し、得られた溶湯を所定の型枠に注入して、鋳鋼を得る。
（加熱工程）
次に、得られた鋳鋼に対し、１１００℃～１２５０℃の加熱温度で加熱を行う加熱工程を実施する。加熱温度が１１００～１２５０℃の温度範囲であれば、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学成分が結晶粒全体に均一に固溶するので、好ましい。また、加熱時間が５分以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学成分が結晶粒全体に均一に固溶するので、好ましい。加熱時間の上限は特に限定されないが、６０分以上加熱しても変化があまりないことから、６０分としてもよい。
（冷却工程）
加熱工程を実施した後の鋳鋼に対し、加熱温度から５００℃まで平均冷却速度９００℃／時間以上で冷却する冷却工程を実施する。ここで、冷却工程の平均冷却速度とは、加熱温度から５００℃までの平均の冷却速度をいう。冷却中に炭化物が過剰に析出することを防ぐために平均冷却速度は９００℃／時間以上とするのが好ましい。
得られた第２の実施形態のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の１０００℃加熱前の光学顕微鏡像を図３に示す。図３に示すように、第２の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法で製造される場合、粒界炭化物の一部が固溶し、組織が均質化される。
＜第３の実施形態＞
第３の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼について以下、説明する。
（Ｎｃ＝６．０×１０－２個／μｍ２以上）
第３の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の１０００℃加熱前の断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数は、６．０×１０－２個／μｍ２以上である。より好ましい炭化物の単位面積当たりの平均個数は、６．５×１０－２個／μｍ２以上である。さらに好ましい炭化物の単位面積当たりの平均個数は、７．０×１０－２個／μｍ２以上である。本実施形態において、炭化物の析出を熱処理によって制御することから、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数は、６．０×１０－２個／μｍ２以上である。また、加熱前からオーステナイト系ステンレス鋳鋼中に炭化物が析出しているので、高温時の強度が向上する。なお、第３実施形態のオーステナイト系ステンレス鋳鋼において、１０００℃加熱後も、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃは、６．０×１０－２個／μｍ２以上となる。
炭化物は、金属元素をＭ（Ｍ：Ｆｅ、Ｃｒ，Ｎｂ）とし、炭素元素をＣとしたときに、Ｍ２３Ｃ６であることが好ましい。
（Ｎｃの測定方法）
炭化物の単位面積当たりの平均個数は、以下の方法で測定できる。１０００℃加熱前のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を切断し、その切断面をピクリン酸塩酸エッチングし、光学顕微鏡で観察する（倍率１０００倍）。図４は、第３の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の光学顕微鏡像である。図４の場合では、炭化物は、オーステナイト結晶粒の中央部において、黒い領域として現れる。得られた観察像の任意の箇所１０か所において、円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の個数を計測し、得られた炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とから、単位面積当たりの平均個数を算出することができる。
（Ｎｇｂ／Ｎｃ：０．５０～１．３０）
第３の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の１０００℃加熱前の断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｃとし、オーステナイト結晶粒の粒界近傍の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０～１．３０である。第３の実施形態では、加熱前にオーステナイト結晶粒内に均一に炭化物が析出しているので、高温使用時の組織安定性が向上し、絞りを向上することができる。また、熱応力の繰り返しによる結晶粒界による割れを抑制することができるとともに、熱応力作用時の塑性変形量を低減することができる。より好ましいＮｇｂ／Ｎｃは０．７０以上である。さらに好ましいＮｇｂ／Ｎｃは、０．８５以上である。よりこのましいＮｇｂ／Ｎｃは、１．０５以下である。さらに好ましいＮｇｂ／Ｎｃは、１．００以下である。なお、第３実施形態のオーステナイト系ステンレス鋳鋼において、１０００℃加熱後も、Ｎｇｂ／Ｎｃは０．５０～１．３０となる。
（Ｎｇｂ／Ｎｃの測定方法）
Ｎｇｂ／Ｎｃは、以下の方法で測定できる。１０００℃加熱前のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を切断し、その切断面をピクリン酸塩酸エッチングし、光学顕微鏡で観察する（倍率１０００倍）。得られた観察像において、結晶粒の中央部と粒界近傍において、それぞれ任意の箇所１０か所を選び各々の箇所において１０μｍの正円内における、円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の個数を計測する。得られた中央部の炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とからＮｃを算出する。得られた粒界近傍の炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とから、Ｎｇｂを算出することができる。得られたＮｇｂおよびＮｃよりＮｇｂ／Ｎｃを算出する。
（化学組成）
第３の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．３％～０．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％～２．５％、Ｎｉ：３６％～３９％、Ｃｒ：１８％～２１％、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：１．２～１．８％、残部が鉄および不純物である。
「オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法」
第３の実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、例えば、次の方法で製造される。オーステナイト系ステンレス鋳鋼を構成する組成成分を溶解し、得られた溶湯を所定の型枠に注入して、鋳鋼を得る。
（加熱工程）
次に、得られた鋳鋼に対し、１１００℃～１２５０℃の加熱温度で加熱を行う加熱工程を実施する。加熱温度が１１００～１２００℃の温度範囲であれば、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学成分が結晶粒全体に均一に固溶するので、好ましい。また、加熱時間が５分以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学成分が結晶粒全体に均一に固溶するので、好ましい。加熱時間の上限は特に限定されないが、６０分以上加熱しても変化があまりないことから、６０分としてもよい。
（冷却工程）
加熱工程を実施した後の鋳鋼に対し、加熱温度から５００℃まで平均冷却速度９００℃／時間以上で冷却する冷却工程を実施する。ここで、冷却工程の平均冷却速度とは、加熱温度から５００℃までの平均の冷却速度をいう。冷却中に炭化物が過剰に析出することを防ぐために平均冷却速度は９００℃／時間以上とするのが好ましい。
（時効工程）
次に、得られた鋳鋼に対し、９００℃～１０５０℃の時効温度で１時間以上加熱を行う時効工程を実施する。時効温度が９００℃～１０５０℃の温度範囲であれば、均一な炭化物を析出することができるので、好ましい。また、加熱時間が１時間以上であれば、均一な炭化物を析出することができるので、好ましい。
（第２の冷却工程）
時効工程を実施した後の鋳鋼に対し、時効温度から５００℃まで平均冷却速度９００℃／時間以上で冷却する第２の冷却工程を実施する。ここで、第２の冷却工程の平均冷却速度とは、時効温度から５００℃までの平均の冷却速度をいう。冷却中に炭化物が過剰に析出することを防ぐために平均冷却速度は９００℃／時間以上とするのが好ましい。
なお、上記で説明した各実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法において、公知の工程を組み合わせてもよい。
以下、本発明を実施例によって具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例１）
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３４％、Ｍｎ：０．８９％、Ｐ：０．０２１％、Ｓ：０．００７％、Ｓｉ：１．１３％、Ｎｉ：３６．３３％、Ｃｒ：１８．７７％、Ｍｏ：０．０２％、Ｎｂ：１．２８％、残部が鉄および不純物であるオーステナイト系ステンレスの鋳造物に対し、１２５０℃の加熱温度で６０分加熱を行い、加熱後１２５０℃～５００℃まで平均冷却速度６５℃／時間で冷却し、実施例１のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を得た。
（実施例２）
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３４％、Ｍｎ：０．８９％、Ｐ：０．０２１％、Ｓ：０．００７％、Ｓｉ：１．１３％、Ｎｉ：３６．３３％、Ｃｒ：１８．７７％、Ｍｏ：０．０２％、Ｎｂ：１．２８％、残部が鉄および不純物であるオーステナイト系ステンレスの鋳造物に対し、１２５０℃の加熱温度で６０分加熱を行い、加熱後１２５０℃～５００℃まで平均冷却速度４０００℃／時間で冷却し、実施例２のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を得た。
（実施例３）
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３４％、Ｍｎ：０．８９％、Ｐ：０．０２１％、Ｓ：０．００７％、Ｓｉ：１．１３％、Ｎｉ：３６．３３％、Ｃｒ：１８．７７％、Ｍｏ：０．０２％、Ｎｂ：１．２８％、残部が鉄および不純物であるオーステナイト系ステンレスの鋳造物に対し、１２５０℃の加熱温度で６０分加熱を行い、加熱後１２５０℃～５００℃まで平均冷却速度４０００℃／時間で冷却した。冷却後、９５０℃６００分で時効処理を行い、９５０℃～５００℃まで平均冷却速度３２００℃／時間で冷却し、実施例３のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を得た。
（比較例１）
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３４％、Ｍｎ：０．８９％、Ｐ：０．０２１％、Ｓ：０．００７％、Ｓｉ：１．１３％、Ｎｉ：３６．３３％、Ｃｒ：１８．７７％、Ｍｏ：０．０２％、Ｎｂ：１．２８％、残部が鉄および不純物であるオーステナイト系ステンレスの鋳造物の未処理品を比較例１のオーステナイト系ステンレス鋳鋼とした。
（加熱後ＮｃおよびＮｇｂ／Ｎｃ）
実施例１～３および比較例１のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の加熱後のＮｇｂ／Ｎｃは、以下の方法で測定した。１０００℃３０分で加熱したオーステナイト系ステンレス鋳鋼を切断し、その切断面をピクリン酸塩酸エッチングし、光学顕微鏡で観察した（倍率１０００倍）。得られた観察像において、結晶粒の中央部と粒界近傍において、それぞれ任意の箇所１０か所を選び各々の箇所において１０μｍの正円内における、円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の個数を計測する。得られた中央部の炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とからＮｃを算出した。得られた粒界近傍の炭化物の個数と炭化物を計測した領域の面積とから、Ｎｇｂを算出した。得られたＮｇｂおよびＮｃよりＮｇｂ／Ｎｃを算出した。結果を表１に示す。
（加熱後の無析出領域の幅）
実施例１のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の無析出領域の平均幅は、以下の方法で測定できる。１０００℃３０分で加熱した後のオーステナイト系ステンレス鋳鋼を切断し、その切断面を硝酸電解腐食し、光学顕微鏡で観察した（倍率３００倍）。得られた観察像において、オーステナイト結晶粒の粒界付近の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物を任意に５０個選択し、それぞれの炭化物と最も近い粒界との内接円を設定した。設定した５０個の内接円の直径の平均値を算出し、その平均値を無析出領域の平均幅とした。結果を表１に示す。表１中で０．０となっているものは無析出領域が無いことを示す。
（０．２％耐力）
高温時の０．２％耐力は、ＪＩＳ Ｇ０５６７：２０１２に準拠して測定した。試験片の形状は、ＪＩＳ Ｇ ０５６７：２０１２付属書Ａ．５記載のつば付き試験片とした。試験温度は１０００℃とした。結果を表１に示す。
（引張強さ）
高温時の引張強さは、ＪＩＳ Ｇ０５６７：２０１２に準拠して測定した。試験片の形状は、ＪＩＳ Ｇ ０５６７：２０１２付属書Ａ．５記載のつば付き試験片とした。試験温度は１０００℃とした。結果を表１に示す。
（伸び）
高温時の伸びは、ＪＩＳ Ｇ０５６７：２０１２に準拠して測定した。なお、伸びは破断伸びを測定した。試験片の形状は、ＪＩＳ Ｇ ０５６７：２０１２付属書Ａ．５記載のつば付き試験片とした。試験温度は１０００℃とした。結果を表１に示す。
（絞り）
高温時の絞りは、ＪＩＳ Ｇ０５６７：２０１２に準拠して測定した。試験片の形状は、ＪＩＳ Ｇ ０５６７：２０１２付属書Ａ．５記載のつば付き試験片とした。試験温度は１０００℃とした。結果を表１に示す。
Figure 2022085613000002
以上より、本実施形態に係る実施例１～３のオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、比較例１のオーステナイト系ステンレス鋳鋼よりも耐熱性に優れていた。
実施例１のオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、加熱後の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０未満であったので、伸び性に優れていた。また、高温引張試験後の金属組織の観察の結果、炭化物の過剰析出を防止したことにより、粒界の炭化物に沿った亀裂の進展はほとんど認められず、き裂が結晶粒内に進展していたことから、脆化を抑制できていることが分かった。
実施例２のオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、加熱後の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０～１．３０の範囲内であったので、０．２％耐力、引張強さ、および絞りに優れていた。高温引張試験後において、絞りに優れていることから、延性が向上し、脆化を抑制できていることが分かった。
実施例３のオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、加熱後の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０～１．３０の範囲内であったので０．２％耐力、引張強さ、および絞りに優れていた。高温引張試験後において、絞りに優れていることから、延性が向上し、脆化を抑制できていることが分かった。なお、表１には記載していないが、実施例３のオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、１０００℃加熱前の断面においても、Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０～１．３０の範囲内であった。
以上、本開示のオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、耐熱性に優れていた。
＜付記＞
上記の実施形態に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼およびオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法は以下のように把握され得る。
（１）本開示の第１の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、１０００℃で加熱したときの断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、オーステナイト結晶粒の粒界近傍の円相当径５００ｎｍ以上の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが１．３０以下である。
このようにすることで、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の脆化を抑制することができる。
（２）本開示の第２の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、（１）のオーステナイト系ステンレス鋳鋼であって、前記Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５未満である。
このようにすることで、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の脆化を抑制することができる。また、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の高温時の伸び性を向上することができる。
（３）本開示の第３の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、（２）のオーステナイト系ステンレス鋳鋼であって、倍率３００倍の光学顕微鏡観察において炭化物が観察されない領域である無析出領域を有し、前記無析出領域の幅が１．５μｍ～２０μｍである。
このようにすることで、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の高温時の伸び性をより向上することができる。
（４）本開示の第４の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、（１）のオーステナイト系ステンレス鋳鋼であって、前記Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０～１．３０である。
このようにすることで、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の脆化を抑制することができる。また、高温時の０．２％耐力、引張強さ、および絞りを向上することができる。
（５）本開示の第５の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、（１）のオーステナイト系鋳鋼であって、１０００℃加熱前の断面において、オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、オーステナイト結晶粒の粒界近傍の円相当径５００ｎｍ以上の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０～１．３０である。
このようにすることで、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の脆化を抑制することができる。また、高温時の０．２％耐力、引張強さ、および絞りを向上することができる。
（６）本開示の第６の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、（１）～（５）のいずれか１つのオーステナイト系ステンレス鋳鋼であって、前記オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３％～０．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％～２．５％、Ｎｉ：３６％～３９％、Ｃｒ：１８％～２１％、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：１．２～１．８％、残部が鉄および不純物からなる。
このようにすることで、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の脆化をより抑制することができる。
（７）本開示の第７の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法は、鋳造後のオーステナイト系ステンレス鋳鋼に、１１００℃～１２５０℃の加熱温度で加熱を行う加熱工程を備える。
このようにすることで、結晶粒全体に均一に元素を均一に固溶させることができる。
（８）本開示の第８の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法は、（７）のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法であって、前記加熱工程後に前記加熱温度から５００℃まで平均冷却速度６５℃／時間未満で冷却する徐冷工程を備える。
このようにすることで、炭化物を平衡析出状態近くまで進行させることができ、高温使用中のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の安定性を高めることができる。
（９）本開示の第９の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、（７）のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法であって、前記加熱工程後に前記加熱温度から５００℃まで平均冷却速度９００℃／時間以上で冷却する冷却工程を備える。
このようにすることで、冷却中に炭化物が過剰に析出することを防ぐことができる。
（１０）本開示の第１０の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法は、（９）のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法であって、前記冷却工程後に、９００℃～１０５０℃の温度域で１時間以上加熱する時効工程と、前記時効工程の前記温度域から５００℃まで平均冷却速度９００℃／時間以上で冷却する第２の冷却工程と、を備える。
このようにすることで、オーステナイト結晶粒内に均一な炭化物を析出させることができる。
（１１）本開示の第１１の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法は、（７）～（１０）のいずれか一つのオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法であって、前記オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３％～０．５％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％～２．５％、Ｎｉ：３６％～３９％、Ｃｒ：１８％～２１％、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：１．２～１．８％、残部が鉄および不純物からなる。
このようにすることで、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の脆化をより抑制することができる。

Claims (11)

  1. １０００℃で加熱したときの断面において、
    オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、
    オーステナイト結晶粒の粒界近傍の円相当径５００ｎｍ以上の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが１．３０以下である、オーステナイト系ステンレス鋳鋼。
  2. 前記Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５未満である、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼。
  3. 倍率３００倍の光学顕微鏡観察において炭化物が観察されない領域である無析出領域を有し、
    前記無析出領域の幅が１．５μｍ～２０μｍである、請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼。
  4. 前記Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０～１．３０である、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼。
  5. １０００℃加熱前の断面において、
    オーステナイト結晶粒の中央部の円相当径５００ｎｍ以上の炭化物の単位面積当たりの平均個数Ｎｃが６．０×１０－２個／μｍ２以上であり、
    オーステナイト結晶粒の粒界近傍の円相当径５００ｎｍ以上の前記炭化物の単位面積当たりの平均個数をＮｇｂとしたとき、Ｎｇｂ／Ｎｃが０．５０～１．３０である、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼。
  6. 前記オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．３％～０．５％、
    Ｍｎ：２．０％以下、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０３％以下、
    Ｓｉ：１．０％～２．５％、
    Ｎｉ：３６％～３９％、
    Ｃｒ：１８％～２１％、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｎｂ：１．２～１．８％、
    残部が鉄および不純物からなる、請求項１～５のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼。
  7. 鋳造後のオーステナイト系ステンレス鋳鋼に、１１００℃～１２５０℃の加熱温度で加熱を行う加熱工程を備える、オーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法。
  8. 前記加熱工程後に前記加熱温度から５００℃まで平均冷却速度６５℃／時間未満で冷却する徐冷工程を備える、請求項７に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法。
  9. 前記加熱工程後に前記加熱温度から５００℃まで平均冷却速度９００℃／時間以上で冷却する冷却工程を備える、請求項７に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法。
  10. 前記冷却工程後に、９００℃～１０５０℃の温度域で１時間以上加熱する時効工程と、
    前記時効工程の前記温度域から室温まで平均冷却速度９００℃／時間以上で冷却する第２の冷却工程と、
    を備える、請求項９に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法。
  11. 前記オーステナイト系ステンレス鋳鋼の化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．３％～０．５％、
    Ｍｎ：２．０％以下、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０３％以下、
    Ｓｉ：１．０％～２．５％、
    Ｎｉ：３６％～３９％、
    Ｃｒ：１８％～２１％、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｎｂ：１．２～１．８％、
    残部が鉄および不純物からなる、請求項７～１０のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法。
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