CN101784687B

CN101784687B - 奥氏体系不锈钢

Info

Publication number: CN101784687B
Application number: CN200880109889XA
Authority: CN
Inventors: 平田弘征; 小川和博; 小薄孝裕; 冈田浩一; 仙波润之
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-10-03
Filing date: 2008-10-02
Publication date: 2011-04-27
Anticipated expiration: 2028-10-02
Also published as: WO2009044796A1; EP2199419A1; ES2668831T3; EP2199419B1; JPWO2009044796A1; US20100034689A1; KR20100059957A; JP4258678B1; EP2199419A4; CN101784687A

Abstract

本发明提供一种奥氏体系不锈钢。该奥氏体系不锈钢含有C：0.04～0.18％、Si≤1.5％、Mn≤2.0％、Ni：6～30％、Cr：15～30％、N：0.03～0.35％、sol.Al≤0.03％，且含有Nb≤1.0％、V≤0.5％以及Ti≤0.5％中的1种以上，剩余部分由Fe和杂质构成，杂质中的P≤0.04％、S≤0.03％、Sn≤0.1％、As≤0.01％、Zn≤0.01％、Pb≤0.01％以及Sb≤0.01％，且满足P1＝S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}≤0.06、以及0.2≤Nb+2(V+Ti)≤1.7-10×P1，该奥氏体系不锈钢具有高强度，且在高温环境下使用的过程中焊接部具有优异的耐脆化裂纹性。该钢适合用作发电用锅炉等在高温环境中被长时间使用的设备的原材料。

Description

奥氏体系不锈钢

技术领域

本发明涉及一种奥氏体系不锈钢，详细而言涉及一种能用在发电用锅炉等高温设备中的、在高温使用过程中焊接部上具有优异的耐脆化裂纹性的高强度奥氏体系不锈耐热钢。

背景技术

近年来，出于减轻环境负荷的观点，在全世界范围内推广着使发电用锅炉等能在高温、高压的条件下运转的这一思想，从而要求用作过热器管、再热器管的材料的奥氏体系耐热钢具有更优异的高温强度。

在该种技术背景的基础之上，公开了各种奥氏体系不锈钢。

例如，在专利文献1中公开了一种将Nb(％)/Cu(％)设为0.05～0.2、并将固溶处理后的未固溶的Nb的量设为0.04×Cu(％)～0.085×Cu(％)的具有优异的高温强度和延展性的含Cu、Nb、N的奥氏体系不锈钢。

另外，在专利文献2中公开了一种通过将Ca、Mg、O、S的含量设为3.0≤{(Ca+Mg)-0.1×O}/S≤15.0而改善了热加工性的奥氏体系不锈钢。

在专利文献3中公开了一种含有2～6％的Cu且含有共计0.01～0.2％的Y、La、Ce和Nd中的1种或2种以上并将Mn、Mg、Ca、Y、La、Ce和Nd以及Al、Cu和S的关系式所表示的数值设为特定范围内的具有优异的高温强度和热加工性的奥氏体系不锈钢。

另外，在专利文献4中公开了一种通过满足P和Cu、sol.Al和N、以及O和Cu的3种关系式而具有优异的蠕变(creep)特性和热加工性的奥氏体系不锈钢。

另外，上述奥氏体系的耐热不锈钢一般在利用焊接方法被组装好后，用在高温环境中，但是存在经过长时间的在高温环境下的使用而使焊接热影响部(以下称作“HAZ”)产生裂纹的这一问题。

例如，在非专利文献1和非专利文献2中，指出经过长时间的加热在18Cr-8Ni系的奥氏体系不锈耐热钢的焊接部的HAZ上产生晶界裂纹。

另外，在非专利文献3中研究了用于防止18Cr-8Ni-Nb系的奥氏体系不锈耐热钢焊接部在长时间加热后在HAZ上产生晶界裂纹的对策。

专利文献1：日本特开2000-256803号公报

专利文献2：日本特开2001-49400号公报

专利文献3：日本特开2000-328198号公报

专利文献4：日本特开2004-323937号公报

非专利文献1：R.N.Younger等：Journal of The Iron andSteel Institute、October(1960)、p.188

非专利文献2：R.N.Younger等：British Welding Journal、Dece mber(1961)、p.579

非专利文献3：内木等：石川岛播磨技报、第15卷(1975)第2号、p.209

发明内容

发明要解决的问题

在上述专利文献1～4中，完全没有考虑到在利用焊接而被组装好之后在高温环境下长时间使用而导致在HAZ上产生裂纹的这一情况。

在非专利文献1和非专利文献2中，作为影响HAZ的晶界裂纹的要因，暗示了M₂₃C₆、NbC这样的碳化物，但并未明确说明其机理。

在非专利文献3中，从焊接工艺方面出发，提出了应用适当的后补加热处理而引起的焊接残留应力降低对防止产生裂纹是有效的，并且研究出对HAZ的晶界裂纹产生影响的要因是晶界与被Nb(C、N)强化了的晶粒内的强度差，但对晶界脆化的要因没有任何说明。

因而，关于例如像专利文献1～4那样在近年提出的防止在长时间使用高强度奥氏体系不锈耐热钢时在HAZ上产生裂纹的对策，上述非专利文献1～3没有提到任何从材料方面出发的对策。

这样，在奥氏体系不锈耐热钢中，虽然从以前就知道在长时间使用中会出现在HAZ上产生裂纹的这一现象，但还没有完全弄清楚机理，并且也没有确立其对策尤其是从材料方面出发的对策。

而且，近年来，在所提出的很多奥氏体系不锈耐热钢中，伴随着要求其具有高强度而添加、含有多种合金元素，因此上述的长时间在高温环境中使用时产生焊接部的裂纹的这一问题趋于更加显著。

本发明是鉴于上述现状而做成的，目的在于提供一种适合用作发电用锅炉等在高温环境中被长时间使用的设备的原材料的、具有优异的HAZ上的耐脆化裂纹性的高强度的奥氏体系不锈钢。

用于解决问题的方案

本发明人等关于用作在高温环境中被长时间使用的设备的原材料的奥氏体系不锈钢，以防止在HAZ上产生裂纹而具有良好的耐脆化裂纹性为目的，详细调查了在高温环境中被长时间使用了的焊接部所产生的裂纹部。

结果，首先了解了下述事项(a)～(c)。

(a)裂纹产生在因为进行焊接而被暴露在高温下的所谓“粗粒HAZ”的晶界中。

(b)产生裂纹的断面缺乏延展性，P、S、Sn等使晶界脆化的元素在断面上较浓。

(c)在裂纹部附近的显微组织上看到在晶粒内大量析出的微细的碳化物、氮化物。

根据上述明确的事项(a)～(c)，本发明人等得出下述结论(d)～(f)。

(d)在焊接热循环的过程中、或在之后的高温环境下的使用过程中，外部应力作用在因P、S、Sn等元素在晶界中偏析而已经变弱了的晶界上，从而产生开口，此开口即在HAZ上产生的裂纹。

(e)在晶粒内析出大量微细的氮化物、氮化物的情况下，妨碍晶粒内的变形，所以应力集中向晶界面，与晶界已经变弱的这一情况构成重叠作用从而容易产生裂纹。

(f)作为表示与在高温环境中长时间使用了的焊接部上所产生的裂纹类似的裂纹形态，例如有伊藤等在焊接学会志的第41卷(1972)第1号、p.59中阐述的低合金钢的SR裂纹。但是，该低合金钢的SR裂纹是在焊接后进行短时间的SR热处理时产生的裂纹，其产生时期与作为本发明对象的在高温环境中被长时间使用了的焊接部所产生的裂纹的产生时期完全不同。而且，其母材(和HAZ)的组织是铁素体相，其产生机理与上述的作为本发明对象的奥氏体相中的裂纹的产生机理也完全不同。因此，当然无法直接将防止上述低合金钢的SR裂纹产生的对策充分利用为防止在高温环境中被长时间使用了的焊接部产生裂纹的对策。

因此，为了防止在高温环境中被长时间使用了的焊接部上产生裂纹，本发明人等进一步详细研究了各种奥氏体系不锈钢。结果，得到下述重要见解(g)～(l)。

(g)为了防止在高温环境中被长时间使用了的焊接部上产生裂纹，最有效的方法是将使晶界变脆的元素、详细而言将P、S、Sn、Sb、Pb、Zn以及As的含量限制在特定范围内。

(h)能够通过限制使晶界变脆的上述元素的含量而防止产生裂纹是因为，减少了上述元素在焊接热循环的过程中或在之后的高温环境下的使用过程中发生的晶界偏析，从而能够抑制晶界结合力下降。

(i)特别是对于在使用以质量％计含有15～30％的Cr和6～30％的Ni的奥氏体系不锈钢的情况下所产生的裂纹，上述元素中的S对裂纹产生的影响最大，P和Sn次之。所以，为了防止产生裂纹，必须考虑各元素的影响大小，将式子中的元素符号作为该元素以质量％计的含量，而将下述式(1)表示的参数P1的值控制在0.06以下。

P1＝S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}...(1)

(j)通过将Nb、V、Ti、C和N的含量控制在特定范围内，能够抑制在晶粒内产生过量的微细析出物，从而能够降低对上述的在高温环境中被长时间使用了的焊接部上所产生的裂纹的敏感性。

(k)特别是，依据上述的P、S、Sn、Sb、Pb、Zn和As这样的使晶界变脆的元素的含量将Nb、V和Ti的含量调整在特定范围内，从而既能够进一步降低裂纹敏感性又能确保期望的较大的蠕变强度。即、通过将Nb、V、Ti、C和N的含量调整在特定范围内，能够在晶粒内析出适量的微细的碳氮化物从而确保蠕变强度，另一方面，能够抑制微细的晶粒内析出物过度强化晶粒内，从而缓和应力向晶界面集中，降低粗粒HAZ上的裂纹敏感性。

(l)特别是，在使用以质量％计含有0.04～0.18％的C和0.03～0.35％的N的奥氏体系不锈钢的情况下，通过将以式子中的元素符号作为该元素以质量％计的含量而用下述式(2)表示的参数P2的值控制在0.2以上，能够确保必要的蠕变强度，并且通过将该参数P2的值的上限设为[1.7-10×P1]，能够降低粗粒HAZ上的裂纹敏感性。

P2＝Nb+2(V+Ti)...(2)

本发明是基于上述见解而做成的，其目的在于提供下述(1)～(4)所示的奥氏体系不锈钢。

(1)一种奥氏体系不锈钢，其特征在于，以质量％计含有C：0.04～0.18％、Si：1.5％以下、Mn：2.0％以下、Ni：6～30％、Cr：15～30％、N：0.03～0.35％、sol.Al：0.03％以下，且含有Nb：1.0％以下、V：0.5％以下以及Ti：0.5％以下中的1种或2种以上，剩余部分由Fe和杂质构成，杂质中的P、S、Sn、As、Zn、Pb以及Sb分别为P：0.04％以下、S：0.03％以下、Sn：0.1％以下、As：0.01％以下、Zn：0.01％以下、Pb：0.01％以下以及Sb：0.01％以下，且下述式(1)和式(2)所表示的P1和P2的值分别满足P1≤0.06以及0.2≤P2≤1.7-10×P1。

P1＝S+{(p+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}...(1)

P2＝Nb+2(V+Ti)...(2)

这里，式(1)以及式(2)中的元素符号表示该元素以质量％计的含量。

(2)一种奥氏体系不锈钢，其特征在于，以质量％计含有 C：0.05～0.15％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、Ni：6～13％、Cr：15～25％、N：0.03～0.15％、sol.Al：0.03％以下，且含有Nb：1.0％以下、V：0.5％以下以及Ti：0.5％以下中的1种或2种以上，剩余部分由Fe和杂质构成，杂质中的P、S、Sn、As、Zn、Pb以及Sb分别为P：0.04％以下、S：0.03％以下、Sn：0.1％以下、As：0.01％以下、Zn：0.01％以下、Pb：0.01％以下以及Sb：0.01％以下，且下述式(1)和式(2)所表示的P1和P2的值分别满足P1≤0.06以及0.3≤P2≤1.7-10×P1。

P1＝S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}...(1)

P2＝Nb+2(V+Ti)...(2)

(3)一种奥氏体系不锈钢，其特征在于，以质量％计含有C：0.04～0.18％、Si：1.5％以下、Mn：2.0％以下、Ni：大于13％且在30以下、Cr：15～30％、N：0.10～0.35％、sol.Al：0.03％以下，且含有Nb：1.0％以下、V：0.5％以下以及Ti：0.5％以下中的1种或2种以上，剩余部分由Fe和杂质构成，杂质中的P、S、Sn、As、Zn、Pb以及Sb分别为P：0.04％以下、S：0.03％以下、Sn：0.1％以下、As：0.01％以下、Zn：0.01％以下、Pb：0.01％以下以及Sb：0.01％以下，且下述式(1)和式(2)所表示的P1和P2的值分别满足P1≤0.06以及0.2≤P2≤1.3-10×P1。

P1＝S+{(P+S n)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}...(1)

P2＝Nb+2(V+Ti)...(2)

(4)根据上述(1)～(3)中任意1项所述的奥氏体系不锈钢，其特征在于，代替Fe的一部分，以质量％计含有属于下述第1组～第3组中任意一组的1种以上的元素。

第1组：Cu：4％以下、Mo：2％以下、W：2％以下、Co：1％以下、Ta：0.1％以下、Zr：0.1％以下以及Hf：0.1％以下

第2组：B：0.012％以下

第3组：Ca：0.02％以下、Mg：0.02％以下以及稀土元素：0.1％以下

另外，稀土元素(以下称作“REM”)是Sc、Y和镧系元素共17种元素的总称，REM的含量是指REM中1种或2种以上的元素的总含量。

以下，分别将上述(1)～(4)所示的奥氏体系不锈钢的发明称作“本发明(1)～本发明(4)”。另外，有时总称为“本发明”。

发明的效果

本发明的奥氏体系不锈钢具有高强度，且在高温环境下使用的过程中焊接部上具有优异的耐脆化裂纹性，因此能够用作发电用锅炉等在高温环境中被长时间使用的设备的原材料。

具体实施方式

下面，详细说明本发明的奥氏体系不锈钢中的成分元素的限定理由。另外，在下述说明中，各元素含量的“％”是指“质量％”。

C：0.04～018％

C具有稳定奥氏体相的效果，并且是和N一起形成微细的晶粒内碳氮化物而有助于提高高温强度的元素。为了获得上述效果，必须将C的含量设为0.04％以上。但是，在C的含量过多、特别是在超过0.18％时，在高温环境下使用的过程中会使大量的微细碳氮化物在晶粒内析出，因此妨碍晶内变形而使应力集中向晶界面，从而增大了粗粒HAZ上的脆化裂纹敏感性。而且，在焊接热循环、高温环境下的使用过程中产生大量的晶界碳化物而使晶界附近产生Cr缺乏层，从而有时导致耐腐蚀性下降。因此，将C的含量设为0.04～0.18％。优选C的含量下限为0.05％，并且优选上限为0.13％。

另外，优选在Ni的含量是6～13％且Cr的含量是15～25％的本发明(2)的情况下的C的含量为0.05～0.15％。该情况下的C含量的更优选范围是0.07～0.13％。

另外，在Ni的含量大于13％且在30％以下、Cr的含量为15～30％的本发明(3)的情况下，在0.04～0.18％的C含量的范围中，优选C含量为0.04～0.15％。

Si：1.5％以下

Si具有脱氧作用，并且是能有效提高在高温环境下的耐腐蚀性、耐氧化性的元素。但是，在Si的含量过多、特别是大于1.5％时，会降低奥氏体相的稳定性从而导致蠕变强度和韧性下降。因而，将Si的含量设在1.5％以下。另外，优选Si的含量在1.0％以下。

本发明更优选Si的含量在0.8％以下。

另外，不用特别设定Si的含量的下限，但是若Si的含量极少，则不能充分获得脱氧效果，从而使钢的清净度(index of cleanliness)变差，并且导致制造成本上升。因此，优选Si的含量的下限为0.02％。

Mn：2.0％以下

与Si相同，Mn也具有脱氧作用。Mn还能有助于稳定奥氏体相。但是，在Mn的含量过多、特别是在大于2.0％时，会导致脆化，从而使蠕变延展性、韧性下降。因而，将Mn的含量设在2.0％以下。更优选Mn的含量在1.5％以下。

另外，不用特别设定Mn的含量的下限，但是若Mn的含量极少，则不能充分获得脱氧效果，从而使钢的清净度变差，并且导致制造成本上升。因此，优选Mn的含量的下限为0.02％。

Ni：6～30％

Ni是用于获得奥氏体组织的有效元素，且是用于确保长时间使用时的组织稳定性从而获得期望的蠕变强度的必须元素。为了在后述的Cr的含量范围内充分获得上述效果，必须含有6％以上的Ni。另一方面，若含有大于30％的大量的作为昂贵元素的Ni，则会导致成本增加。因而，将Ni的含量设为6～30％。优选Ni含量的下限为7％，并且优选上限为28％。

Cr：15～30％

Cr是用于确保高温下的耐氧化性和耐腐蚀性的必须元素，为了获得该效果，必须含有15％以上的Cr。但是，在Cr的含量过多、特别是大于30％时，会使高温下的奥氏体相的稳定性下降，导致蠕变强度下降。因而，将Cr的含量设为15～30％。优选Cr的含量的下限是16％，另外优选上限是28％。

另外，考虑到奥氏体相的稳定性、成本，优选如本发明(2)那样将Ni和Cr的含量组合设为Ni：6～13％、Cr：15～25％。更优选为Ni：7～12％、Cr：16～20％。

另外，为了确保高温下的奥氏体相的稳定性和较高的耐腐蚀性，优选如本发明(3)那样将Ni和Cr的含量组合设为Ni：大于13％且在30％以下、Cr：15～30％。更优选为Ni：15～28％、Cr：18～28％。

N：0.03～0.35％

N是能稳定奥氏体的元素，是固溶在矩阵中并且与C同样形成微细的晶粒内碳氮化物，是确保高温下的蠕变强度的必须元素。为了充分获得该效果，需要将N含量设在0.03％以上。另外，N也是对提高耐腐蚀性有效的元素。但是，在N的含量过多、特别是在大于0.35％时，在高温环境下的使用过程中会使大量微细的碳氮化物在晶粒内析出，因此妨碍晶内变形而使应力集中向晶界面，提高了粗粒HAZ上的脆化裂纹敏感性。因而，将N的含量设为0.03～0.35％。优选N的含量下限是0.05％，并且优选N含量的上限是0.30％。

另外，在Ni的含量是6～13％且Cr的含量是15～25％的情况下，优选N的含量是0.03～0.15％。该情况下的更优选的N的含量范围是0.05～0.12％。

在Ni的含量大于13％且在30％以下、Cr的含量是15～30％的情况下，优选N的含量是0.10～0.35％。该情况下的更优选的N的含量范围是0.15～0.30％。

sol.Al：0.03％以下

Al具有脱氧作用，但若添加大量Al会显著影响清净度，使可加工性、延展性下降，特别是在Al的含量以sol.Al(“酸溶Al”)计大于0.03％时，可加工性、延展性明显下降。因而，将sol.Al的含量设在0.03％以下。sol.Al的含量下限没有特别限定，但优选在0.0005％以上。

Nb：1.0％以下、V：0.5％以下以及Ti：0.5％以下中的1种或2种以上

Nb、V和Ti是构成本发明基础的重要元素组。即、上述元素是用于作为碳氮化物在晶粒内微细地析出从而确保高温下的蠕变强度的必须元素。但是在上述元素的含量过多、特别是在Nb和V分别大于1.0％和0.5％时，在高温环境下的使用过程中，碳氮化物会急速变得粗大，从而导致蠕变强度和韧性极度下降，另外在Ti大于0.5％时，会导致焊接时的液化裂纹敏感性显著增大。因而，将Nb、V和Ti的含量设为Nb：1.0％以下、V：0.5％以下以及Ti：0.5％以下。

优选上述各元素的含量的上限是Nb：0.8％、V：0.4％、Ti：0.04％。

另外，可以只含有上述Nb、V和Ti中的任意1种、或复合含有2种以上。但是，见后述，为了确保必要的蠕变强度，需要将在上述说明中讲到的参数P2的值设在0.2％以上，另外，为了降低在粗粒HAZ上的裂纹敏感性，需要将参数P2的值的上限设为[1.7-10×P1]。

在本发明中，需要将杂质中的P、S、Sn、As、Zn、Pb和Sb的含量分别控制在特定值以下。

即、在焊接热循环的过程中、或在之后的高温环境中的使用过程中，上述元素都会在粗粒HAZ的晶界中偏析，使晶界结合力下降，导致在高温环境中使用的过程中在粗粒HAZ上产生脆化裂纹。因而，首先需要将上述元素的含量分别限制为P：0.04％以下、S：0.03％以下、Sn：0.1％以下、As：0.01％以下、Zn：0.01％以下、Pb：0.01％以下以及Sb：0.01％以下。

另外，对于在高温环境中使用含有15～30％的Cr和6～30％的Ni的本发明的奥氏体系不锈钢的过程中在粗粒HAZ上产生的脆化裂纹，在上述元素中S对产生该裂纹的影响最大，P和Sn次之。因此为了防止产生该裂纹，必须将在上述说明中讲到的参数P1的值控制在0.06以下，并且必须使该参数P1与参数P2的关系满足[P2≤1.7-10×P1]。下面，说明这样设定的理由。

参数P1的值：0.06以下

在上述式(1)即[S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}]所表示的P1的值大于0.06的情况下，无法抑制晶界结合力的下降，因此不能避免在高温环境中使用含有15～30％的Cr和6～30％的Ni的本发明的奥氏体系不锈钢的过程中在粗粒HAZ 上产生脆化裂纹。因此，需要将参数P1的值设在0.06以下。另外，优选参数P1的值在0.04以下，且越小越优选。

参数P2的值：0.2以上且在[1.7-10×P1]以下

在上述式(2)即[Nb+2(V+Ti)]所表示的P2的值在0.2以上的情况下，能够在晶粒内析出适量的微细的碳氮化物从而确保较高的蠕变强度，并且在该P2的值与上述参数P1的值的关系中P2满足为[1.7-10×P1]以下的情况下，能够抑制晶粒内过度强化从而防止在上述粗粒HAZ上产生脆化裂纹。因而，将参数P2的值设在0.2以上且在[1.7-10×P1]以下。优选参数P2的值的下限为0.3，更优选为0.4。另一方面，优选将参数P2的值的上限设为[1.5-10×P1]，更优选为[1.3-10×P1]。

另外，在Ni的含量为6～13％且Cr的含量为15～25％的本发明(2)的情况下，优选将参数P2的值设在0.3以上且在[1.7-10×P1]以下。更优选在该情况下的参数P2的值的下限为0.4。另外，更优选参数P2的值的上限为[1.5-10×P1]。

在Ni的含量大于13％且在30％以下、Cr的含量是15～30％的本发明(3)的情况下，优选将参数P2的值设在0.2以上且在[1.3-10×P1]以下。更优选在该情况下的参数P2的值的下限为0.3。另外，更优选参数P2的值的上限为[1.2-10×P1]。

另外，本发明(1)～(3)的奥氏体系不锈钢还能够依据需要选择性地含有下述各组的元素中的1种以上来代替其中的Fe的一部分。

第2组：B：0.012％以下

第3组：Ca：0.02％以下、Mg：0.02％以下以及REM：0.1％以下

即、也可以作为任意元素添加并含有上述第1组～第3组中的任意1组元素中的1种以上的元素。

下面，说明上述任意元素。

作为第1组元素的Cu、Mo、W、Co、Ta、Zr和Hf具有能提高高温强度的作用，因此也可以添加、含有上述元素以获得该效果。下面，详细说明第1组元素。

Cu：4％以下

Cu是能在高温环境中微细地析出从而有效提高高温强度的元素。Cu还具有稳定奥氏体相的作用。但是，在Cu的含量变多时，会过多地析出Cu相而使粗粒HAZ上的脆化裂纹敏感性变高，特别在Cu的含量大于4％时，上述粗粒HAZ上的脆化裂纹的产生显著变高。因而，将需要添加Cu的情况下的Cu的含量设为4％以下。另外，优选Cu的含量为3.8％以下，更优选为3.5％以下。更优选为3％以下。另一方面，为了可靠地获得Cu的上述效果，最好将Cu的含量下限设为0.02％，更优选为0.05％。

Mo：2％以下

Mo是在矩阵中固溶而能提高高温强度、尤其能帮助提高高温环境下的蠕变强度的元素。但是，在Mo的含量变多时，奥氏体相的稳定性下降，因此反而使蠕变强度降低，而且粗粒HAZ上的脆化裂纹敏感性变高，特别在Mo的含量大于2％时，蠕变强度明显下降。因而，将需要添加Mo的情况下的Mo的含量设为2％以下。另外，优选Mo的含量为1.8％以下。另一方面，为了可靠地获得Mo的上述效果，最好将Mo的含量下限设为0.05％，更优选为0.08％。

W：2％以下

W也是在矩阵中固溶而能提高高温强度、尤其能帮助提高高温环境下的蠕变强度的元素。但是，在W的含量变多时，奥氏体相的稳定性下降，因此反而使蠕变强度降低，而且粗粒HAZ上的脆化裂纹敏感性变高，特别在W的含量大于2％时，蠕变强度明显下降。因而，将需要添加W的情况下的W的含量设为2％以下。另外，优选W的含量为1.8％以下。另一方面，为了可靠地获得W的上述效果，优选将W的含量下限设为0.05％，更优选为0.08％。

Co：1％以下

与Ni相同，Co也是产生奥氏体的元素，且能提高奥氏体相的稳定性而提高高温强度、尤其能帮助提高蠕变强度。但是，由于Co是极其昂贵的元素，所以在Co的含量变多时，会导致成本上升，特别在Co的含量大于1％时，成本明显上升。因而，将需要添加Co的情况下的Co的含量设为1％以下。另外，优选Co的含量为0.9％以下。另一方面，为了可靠地获得Co的上述效果，优选将Co的含量下限设为0.03％，更优选为0.05％。

Ta：0.1％以下

与Mo、W、V、Nb、Ti相比，Ta的效果虽然小，但也是在矩阵中固溶、或作为碳氮化物析出从而帮助提高高温强度的元素。但是，在Ta的含量变多时，析出物的产生量变多，从而导致韧性下降，并且在粗粒HAZ上的脆化裂纹敏感性也提高，尤其在Ta的含量大于0.1％时，韧性明显下降、以及在粗粒HAZ上的脆化裂纹明显变多。因而，将需要添加Ta的情况下的Ta的含量设为0.1％以下。另外，优选Ta的含量为0.09％以下。另一方面，为了可靠地获得Ta的上述效果，优选将Ta的含量下限设为0.002％，更优选为0.005％。

Zr：0.1％以下

与Mo、W、V、Nb、Ti相比，Zr的效果虽然小，但也是在矩阵中固溶、或作为碳氮化物析出从而帮助提高高温强度的元素。但是，在Zr的含量变多时，析出物的产生量变多，从而导致韧性下降，并且在粗粒HAZ上的脆化裂纹敏感性变高，尤其在Zr的含量大于0.1％时，韧性明显下降、以及在粗粒HAZ上的脆化裂纹明显变多。因而，将需要添加Zr的情况下的Zr的含量设为0.1％以下。另外，优选Zr的含量为0.09％以下。另一方面，为了可靠地获得Zr的上述效果，优选将Zr的含量下限设为0.002％，更优选为0.005％。

Hf：0.1％以下

与Mo、W、V、Nb、Ti相比，Hf的效果虽然小，但也是在矩阵中固溶、或作为碳氮化物析出从而帮助提高高温强度的元素。但是，在Hf的含量变多时，析出物的产生量变多，从而导致韧性下降，并且在粗粒HAZ上的脆化裂纹敏感性变高，尤其在Hf的含量大于0.1％时，韧性明显下降、以及在粗粒HAZ上的脆化裂纹明显变多。因而，将需要添加Hf的情况下的Hf的含量设为0.1％以下。另外，优选Hf的含量为0.9％以下。另一方面，为了可靠地获得Hf的上述效果，优选将Hf的含量下限设为0.002％，更优选为0.005％。

另外，能够只含有上述Cu、Mo、W、Co、Ta、Zr和Hf中的任意1种、或复合含有2种以上。

第2组：B：0.012％以下

作为第2组元素的B具有晶界强化作用，因此可以添加、含有B以获得该效果。下面，详细说明作为第2组元素的B。

B：0.012％以下

B是在晶界中偏析并且微细地分散晶界中的碳化物从而帮助强化晶界的元素。但是，在B过多添加时，会使熔点降低，特别在B的含量大于0.012％时，熔点显著降低，因此在焊接时接近固相线的HAZ的晶界上产生液化裂纹。因而，将需要添加B的情况下的B的含量设为0.012％以下。另外，优选B的含量为0.010％以下。另一方面，为了可靠地获得B的上述效果，优选将B的含量下限设为0.0001％，更优选设为0.0005％。

第3组：Ca：0.02％以下、Mg：0.02％以下以及REM：0.1％以下

作为第3组元素的Ca、Mg和REM具有提高热加工性的作用，因此可以添加、含有Ca、Mg和REM以获得该效果。下面，详细说明第3组元素。

Ca：0.02％以下

Ca与S的亲和力较强，具有提高热加工性的作用。另外，虽然很微弱，但Ca还具有能减少因S在晶界中偏析而导致产生的粗粒HAZ上的脆化裂纹的效果。但是，若添加过多的Ca，会因Ca与氧结合而降低清净性(cleanliness)，换言之导致清净度增加，特别在Ca的含量大于0.02％时，清净性显著降低，反而使热加工性变差。因而，将需要添加Ca的情况下的Ca的含量设为0.02％以下。另外，优选Ca的含量为0.015％以下。另一方面，为了可靠地获得Ca的上述效果，优选将Ca的含量下限设为0.0001％，更优选设为0.001％。

Mg：0.02％以下

Mg与S的亲和力也较强，且也具有提高热加工性的作用。另外，虽然很微弱，但Mg还具有能减少因S在晶界中偏析而导致产生的粗粒HAZ上的脆化裂纹的效果。但是，若添加过多的Mg，会因Mg与氧结合而导致清净性降低，特别在Mg的含量大于0.02％时，清净性显著降低，反而使热加工性变差。因而，将需要添加Mg的情况下的Mg的含量设为0.02％以下。另外，优选Mg的含量为0.015％以下。另一方面，为了可靠地获得Mg的上述效果，优选将Mg的含量下限设为0.0001％，更优选设为0.001％。

REM：0.1％以下

REM与S的亲和力较强，具有提高热加工性的作用。REM还具有能减少因S在晶界中偏析而导致产生的粗粒HAZ上的脆化裂纹的效果。但是，若添加过多的REM，会因REM与氧结合而导致清净性降低，特别在REM的含量大于0.1％时，清净性显著降低，反而使热加工性变差。因而，将需要添加REM的情况下的REM的含量设为0.1％以下。另外，优选REM的含量为0.08％以下。另一方面，为了可靠地获得REM的上述效果，优选将REM的含量下限设为0.001％，更优选设为0.005％。

如上所述，“REM”是Sc、Y和镧系元素共17种元素的总称，REM的含量是指REM中1种或2种以上的元素的总含量。

另外，能够只含有上述Ca、Mg和REM中的任意1种、或复合含有2种以上。

根据上述理由，将本发明(4)的奥氏体系不锈钢限定为含有属于下述第1组～第3组中的任意1组的1种以上的元素来代替本发明(1)～本发明(3)中任意1项所述的奥氏体系不锈钢中的Fe的一部分。

第2组：B：0.012％以下

第3组：Ca：0.02％以下、Mg：0.02％以下以及REM：0.1％以下

在周密详细地分析用于熔解的原料、尤其选择将杂质中的Sn、As、Zn、Pb以及Sb的含量分别设为上述的Sn：0.1％以下、As：0.01％以下、Zn：0.01％以下、Pb：0.01％以下以及Sb：0.01％以下、且使上述式(1)和式(2)所表示的P1以及P2的值分别满足P1≤0.06以及0.3≤P2≤1.7-10×P1的原料之后，能够使用电炉、AOD炉、VOD炉等熔炼本发明(1)～本发明(4)的奥氏体系不锈钢而制造该不锈钢。

然后，在利用所谓的“造块法(ingot making method)”将熔炼得到的熔融金属铸造成铸块，之后利用热锻造或连铸的方法使该铸块形成为扁钢坯(slab)、大钢坯(bloom)、钢坯(billet)，然后将它们作为原材料，在加工成板材的情况下，例如利用热轧方法将这些原材料加工成片(plate)状、螺旋(coil)状，另外在将上述原材料加工成管材的情况下，例如利用热挤压制管法、满乃斯曼制管法(Manne smann pipemanufacturing proce ss)将上述原材料热加工成管状。

即、可以用任意的加工方式进行热加工，例如在最终产品是钢管的情况下，能够使用以玻璃润滑剂高速挤压法(Ugine-Sejournet法)为代表的热挤压制管法、以满乃斯曼式芯棒轧管法(Mannesmann-Plug Mill rolling process)、满乃斯曼式芯棒式无缝管轧管法(Mannesmann-Mandrel Millrolling process)等为代表的辊式轧制制管法(满乃斯曼式制管法)。另外，在最终产品是钢板的情况下，能够列举通常的厚钢板、热轧钢带的制造方法。

热加工的加工结束温度没有特别规定，但优选为1030℃以上。这是因为，在加工结束温度小于1030℃时，不能使Nb、Ti和V的碳氮化物充分固溶，从而影响蠕变强度、延展性。

另外，也可以在热加工之后进行冷加工，作为冷加工，例如在最终产品是钢管的情况下，能够列举对利用上述热加工制成的管坯实施拉拔加工的冷拔制管法、利用冷皮尔格轧管机(cold pilger mill)进行的冷轧制管法。另外，在最终产品是钢板的情况下，能够列举通常的冷轧钢带的制造方法。另外，为了均匀组织而使强度更加稳定，可以施加加工应变而在热处理时再结晶、形成均匀的粒状，因此在进行冷加工的情况下，最好以截面减少率在10％以上的条件下进行最后加工，施加应变。

另外，上述热加工后的最终热处理的加热温度、或热加工之后进一步进行了冷加工后的最终热处理的加热温度为1030℃以上较好。上述加热温度的上限没有特别限定，但若该温度大于1350℃，则不仅容易引发高温晶界裂纹、延展性下降，还会使结晶粒变得极大，另外可加工性也会显著下降。因此，上述加热温度的上限是1350℃较好。

下面，使用实施例进一步详细说明本发明，但本发明并不限定于这些实施例。

实施例

实施例1

将具有表1和表2所示的化学组成的奥氏体系不锈钢即钢A1、钢A2、钢B1以及钢B2放在电炉里熔解，利用热锻造、热轧的方法进行成形处理。然后，实施加热到1200℃后进行水冷的热处理，之后再利用机械加工制作厚20mm、宽50mm、长100mm的钢板。

另外，表1和表2中的钢A1和钢A2是化学组成在本发明所规定的范围内的钢。另一方面，钢B1和钢B2是参数P1的值和P2的值在本发明所规定的条件之外的比较例的钢。

然后，沿上述钢A1、钢A2、钢B1以及钢B2的钢板的长度方向加工出角度为30°、焊缝根部(root)厚度为1mm的V形坡口，之后使用JIS Z 3224(1999)所规定的“DNiCrFe-3”作为焊条(covered electrode)，在厚25mm、宽200mm、长200mm的、JIS G 3106(2004)所规定的SM400C的市售的钢板上对四周进行拘束焊接。

之后，使用JIS Z 3334(1999)所规定的“YNiCr-3”作为焊丝，利用TIG焊接方法在线能量为9～15kJ/cm的条件下在坡口内实施多层焊接。

在上述的焊接施工之后，实施650℃×3000小时的时效热处理，对截面进行镜面研磨，之后使该截面腐蚀，使用光学显微镜进行观察。结果，发现在钢B1和钢B2上的粗粒HAZ上产生了脆化裂纹。

于是，接下来从上述的厚20mm、宽50mm、长100mm的钢板的板厚中央部选取12mm×12mm×100mm的试样，对该试样实施模拟粗粒HAZ的1350℃×5s的HAZ模拟热循环，然后切出实施了HAZ模拟热循环的均热部形成为直径为6mm、长10mm的平行部的、阶梯式圆棒蠕变试样，以使母材的目标强度达到3000小时的650℃、196MPa的条件对钢A1和钢B1进行了蠕变断裂试验，另外关于Cr和Ni的含量较高的钢A2和钢B2，由于它们具有更高的蠕变强度，因此以使母材的目标强度达到3000小时的650℃、216MPa的条件进行了蠕变断裂试验。

表3表示上述蠕变断裂试验的结果。另外，表3的“延展性”一栏中的“○”和“×”分别表示断裂断面收缩率在10％以上以及断裂断面收缩率小于10％。另外，“蠕变强度”一栏中的“○”表示断裂时间为3000小时以上。

表3

如表3所示，在使用了在焊接接头的时效试验中并未在粗粒HAZ上产生脆化裂纹的钢A1和钢A2的、作为本发明例的试验编号1和试验编号2的试样的情况下，断裂断面收缩率较高为10％以上，断裂时间也很长为3000小时以上。

相反，在使用了参数P1的值大于0.06且参数P2的值也大于[1.7-10×P1]的值、在焊接接头的时效试验中在粗粒HAZ上产生了脆化裂纹的钢B1和钢B2的、作为比较例的试验编号3和试验编号4的试样的情况下，虽然断裂时间很长为3000小时以上，但断裂断面收缩率较低为小于10％。

根据上述调查结果，了解到能够利用蠕变断裂试验中的断裂断面收缩率评价是否在焊接部上产生了脆化裂纹即脆化裂纹敏感性。

实施例2

将具有表4和表5所示的化学组成的奥氏体系不锈钢即钢A3～A13、钢B3和钢B4放在电炉里熔解，利用热锻造、热轧的方法进行成形。然后，实施加热到1200℃后进行水冷的热处理，之后再利用机械加工制作厚20mm、宽50mm、长100mm的钢板。

另外，表4和表5中的钢A3～A13是化学组成在本发明所规定的范围内的钢。另一方面，钢B3和钢B4是参数P2的值在本发明所规定的范围之外的比较例的钢。

从上述那样制得的厚20mm、宽50mm、长100mm的钢板的板厚中央部选取12mm×12mm×100mm的试样，对该试样实施模拟粗粒HAZ的1350℃×5s的HAZ模拟热循环，然后切出实施了HAZ模拟热循环的均热部形成为直径为6mm、长10mm的平行部的、阶梯式圆棒蠕变试样，以使母材的目标强度达到3000小时的650℃、196MPa的条件对钢A3～A7和钢B3进行了蠕变断裂试验，另外关于Cr和Ni的含量较高的钢A8～A13和钢B4，由于它们具有更高的蠕变强度，因此以使母材的目标强度达到3000小时的650℃、216MPa的条件进行了蠕变断裂试验。

另外，如上述所述(实施例1)，在上述蠕变断裂试验中，由于断裂断面收缩率在10％以上的钢A1和钢A2并未在粗粒HAZ部产生脆化裂纹，因此作为能够达到本发明目的的钢，只将断裂断面收缩率在10％以上且断裂时间为3000小时以上的钢判定为“合格”。

表6表示上述蠕变断裂试验的结果。另外，表6的“延展性”一栏中的“○”表示断裂断面收缩率在10％以上。另外，“蠕变强度”一栏中的“○”和“×”分别表示断裂时间为3000小时以上、以及断裂时间小于3000小时。

表6

如表6所示，在使用了钢A3～A13的作为本发明例的试验编号5～15的试样的情况下，断裂断面收缩率较高为10％以上，断裂时间也很长为3000小时以上。

相反，在使用了参数P2的值小于0.2的钢B3和钢B4的作为比较例的试验编号16和试验编号17的试样的情况下，虽然能够得到断裂断面收缩率为10％以上的较高的值，但断裂时间小于3000小时，蠕变强度很低。

根据上述(实施例1)和本例(实施例2)的结果得知，化学组成在本发明所规定的范围内的钢是具有优异的HAZ上的耐脆化裂纹性的高强度的奥氏体系不锈钢。

产业上的可利用性

本发明的奥氏体系不锈钢具有高强度，且在高温环境下使用的过程中焊接部具有优异的耐脆化裂纹性，因此能够用作发电用锅炉等在高温环境中被长时间使用的设备的原材料。

Claims

1.一种奥氏体系不锈钢，其特征在于，

以质量％计含有C：0.04～0.18％、Si：1.5％以下、Mn：2.0％以下、Ni：6～30％、Cr：15～30％、N：0.03～0.35％、sol.Al：0.03％以下，且含有Nb：1.0％以下、V：0.5％以下以及Ti：0.5％以下中的1种或2种以上，剩余部分由Fe和杂质构成，杂质中的P、S、Sn、As、Zn、Pb以及Sb分别为P：0.04％以下、S：0.03％以下、Sn：0.1％以下、As：0.01％以下、Zn：0.01％以下、Pb：0.01％以下以及Sb：0.01％以下，且下述式(1)和式(2)所表示的P1和P2的值分别满足P1≤0.06以及0.2≤P2≤1.7-10×P1，

P1＝S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}...(1)

P2＝Nb+2(V+Ti)...(2)

2.一种奥氏体系不锈钢，其特征在于，

以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、Ni：6～13％、Cr：15～25％、N：0.03～0.15％、sol.Al：0.03％以下，且含有Nb：1.0％以下、V：0.5％以下以及Ti：0.5％以下中的1种或2种以上，剩余部分由Fe和杂质构成，杂质中的P、S、Sn、As、Zn、Pb以及Sb分别为P：0.04％以下、S：0.03％以下、Sn：0.1％以下、As：0.01％以下、Zn：0.01％以下、Pb：0.01％以下以及Sb：0.01％以下，且下述式(1)和式(2)所表示的P1和P2的值分别满足P1≤0.06以及0.3≤P2≤1.7-10×P1，

P1＝S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}...(1)

P2＝Nb+2(V+Ti)...(2)

3.一种奥氏体系不锈钢，其特征在于，

以质量％计含有C：0.04～0.18％、Si：1.5％以下、Mn：2.0％以下、Ni：大于13％且在30％以下、Cr：15～30％、N：0.10～0.35％、sol.Al：0.03％以下，且含有Nb：1.0％以下、V：0.5％以下以及Ti：0.5％以下中的1种或2种以上，剩余部分由Fe和杂质构成，杂质中的P、S、Sn、As、Zn、Pb以及Sb分别为P：0.04％以下、S：0.03％以下、Sn：0.1％以下、As：0.01％以下、Zn：0.01％以下、Pb：0.01％以下以及Sb：0.01％以下，且下述式(1)和式(2)所表示的P1和P2的值分别满足P1≤0.06以及0.2≤P2≤1.3-10×P1，

P1＝S+{(P+S n)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}...(1)

P2＝Nb+2(V+Ti)...(2)

4.根据权利要求1～3中任意1项所述的奥氏体系不锈钢，其特征在于，

代替Fe的一部分，以质量％计含有属于下述第1组～第3组中任意一组的1种以上的元素，

第1组：Cu：4％以下、Mo：2％以下、W：2％以下、Co：1％以下、Ta：0.1％以下、Zr：0.1％以下以及Hf：0.1％以下，

第2组：B：0.012％以下，

第3组：Ca：0.02％以下、Mg：0.02％以下以及稀土元素：0.1％以下。