JP2005281855A - 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

耐熱オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】 ５５０℃以上の使用環境に耐え得る高温強度と耐へたり性を有し、かつ安価な耐熱オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】 本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｃ ：０．１ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％未満、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以上１０．０ｗｔ％以下、Ｐ ：０．０３ｗｔ％以下Ｓ ：０．０１ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．０１ｗｔ％以上３．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：７．０ｗｔ％以上１５．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１５．０ｗｔ％以上２５．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０３ｗｔ％以下、及び、Ｎ ：０．４ｗｔ％以上０．８ｗｔ％以下、を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は、耐熱オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、自動車エンジンや航空機エンジンの排気系や工業用製造設備などに用いられる耐熱部材の鋼材として好適な耐熱オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
自動車エンジンや航空機エンジンの排気系、工業用製造設備などに用いられる耐熱部材には、高温強度と耐へたり性が要求され、使用温度に応じて各種の金属材料が使い分けられている。例えば、３５０℃以下の比較的低温領域においては、オーステナイト系ステンレス鋼（例えば、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６など）、析出硬化系ステンレス鋼（例えば、ＳＵＳ６３１Ｊ１など）等が用いられている。また、これ以上の高温領域においては、Ｆｅ基超合金（例えば、ＳＵＨ６６０（Ａ２８６）など）、Ｎｉ基超合金（例えば、インコネル７１８、インコネルＸ７５０など）等が用いられている。
一方、近年では、エンジン性能の向上や熱エネルギーに対する高効率化などが進められ、使用環境が高温化傾向にある。そのため、安価でより一層の高温強度と耐へたり性に優れた耐熱鋼材料が強く要求されるようになっている。しかしながら、上述した各種金属材料の内、従来のオーステナイト系ステンレス鋼や析出硬化系ステンレス鋼は、相対的に安価であるが、使用温度に限界がある。これに対し、Ｆｅ基あるいはＮｉ基の超合金は、５５０℃以上の高温強度と耐へたり性に対する要求特性を満足しているため、約７００℃までの環境に耐え得る耐熱部材が得られる。しかしながら、超合金からなる耐熱部材は、原料コストばかりでなく、溶解コストや加工コストの上昇を招き、製造コストが高いという問題がある。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。例えば、特許文献１には、Ｃｒ：１１〜１４ｗｔ％、Ｎｉ：４．５〜７．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．０〜３．０ｗｔ％、Ａｌ：１．０〜３．０ｗｔ％、Ｃ：０．１０〜０．２０ｗｔ％、Ｎｂ：１０×Ｃｗｔ％未満、並びに、Ｆｅ及び不可避的不純物からなるマルテンサイト系耐熱ばね用ステンレス鋼が開示されている。同文献には、このような組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を溶体化処理後に７０％以下の冷間圧延を施すと、３５０〜５５０℃における０．２％耐力が１２０ｋｇｆ／ｍｍ２（１１７６ＭＰａ）以上になる点が記載されている。
また、特許文献２には、Ｃ：０．０４〜０．４０ｗｔ％、Ｎ：０．０２〜０．３０ｗｔ％、Ｃ＋Ｎ：０．２４〜０．６０ｗｔ％、Ｍｎ：１．５〜２０．０ｗｔ％、Ｃｒ：１７．０〜１９．０ｗｔ％、Ｎｉ：２．０〜１２．０ｗｔ％、及びＭｏ：０．５〜２．０ｗｔ％を含有し、かつ、Ｎｂ：０．８ｗｔ％、Ｓｉ：０．６〜１．２ｗｔ％、Ｔｉ：１．０ｗｔ％、及びＷ：１．０ｗｔ％よりなる群から選択された少なくとも１種を含有し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる耐熱ばね用ステンレス鋼線が開示されている。同文献には、Ｃ、Ｎなどの侵入型固溶元素による固溶強化、及びＷ、Ｍｏ等のフェライト生成元素による固溶強化により、３５０〜５００℃における耐へたり性に優れたステンレス鋼線が得られる点が記載されている。
また、特許文献３には、Ｃ：０．０２〜０．３０ｗｔ％、Ｓｉ：０．０２〜３．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．０２〜２．５ｗｔ％、Ｎｉ：２０〜３０ｗｔ％、Ｃｒ：１５〜２５ｗｔ％、Ｔｉ：１．０〜５．０ｗｔ％、Ａｌ：０．００２〜１．０ｗｔ％を含有し、かつＮｂ：０．１〜２．０ｗｔ％、Ｔａ：０．１〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．１〜４．０ｗｔ％から選択された１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ、及びＴａの合計含有量が２．０〜７．０ｗｔ％である耐熱鋼線が開示されている。同文献には、母相であるγ相の組織、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出量やγ’相（Ｎｉ３(Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ)）の形態制御を行うことによって、４５０℃以上６００℃以下（特に、４５０℃程度）において引張強さ及び高温耐へたり性を両立できる点が記載されている。
また、特許文献４には、Ｃ：０．０２〜０．３０ｗｔ％、Ｓｉ：０．０２〜３．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．０２〜２．５ｗｔ％、Ｎｉ：１０〜５０ｗｔ％、Ｃｒ：１２〜２５ｗｔ％、Ｔｉ：１．０〜５．０ｗｔ％、Ａｌ：０．００２〜１．０ｗｔ％を含有し、かつＮｂ：０．１〜３．０ｗｔ％、Ｂ：０．００１〜０．０１ｗｔ％、Ｍｏ：０．１〜４．０ｗｔ％から選択された１種以上を含有し、Ｔｉ、Ａｌ及びＮｂの合計含有量が３．０〜７．０ｗｔ％である耐熱ステンレス鋼が開示されている。同文献には、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）とγ’相（Ｎｉ３(Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ)）の重量比率を所定の範囲とすることによって、６００℃付近における高温引張強さ及び高温耐へたり性を改善できる点が記載されている。
また、特許文献５には、Ｃ：０．１ｗｔ％以下、Ｃｒ：１８．０〜２１．０ｗｔ％、Ｃｏ：１２．０〜１５．０ｗｔ％、Ｍｏ：３．５〜５．０ｗｔ％、Ｔｉ：２．０〜４．０ｗｔ％、Ａｌ：１．０〜３．０ｗｔ％を含み、残部が実質的にＮｉで構成したばね用高耐熱合金線が開示されている。同文献には、冷間伸線加工によって所定の結晶粒度を有する加工オーステナイト組織とし、表面粗さを所定の範囲とし、かつ線径を５ｍｍ以下とすることによって、６００℃以上における耐へたり性が向上する点が記載されている。
また、特許文献６には、Ｃ：０．１ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：５〜１０ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：８〜１５ｗｔ％、Ｃｒ：１５〜２５ｗｔ％、Ｍｏ：０．５〜４ｗｔ％、Ｎ：０．３〜１．０ｗｔ％、残部が実質的にＦｅからなる高強度・高耐食含窒素オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。同文献には、１１００℃以下の固溶化熱処理で窒素を完全に固溶させることによって、常温強度と耐食性が向上する点が記載されている。
さらに、特許文献７には、Ｃ：０．１ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０〜１０．０ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｃｕ：３．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：７．０〜１５．０ｗｔ％、Ｃｒ：１５〜２５．０ｗｔ％、Ｍｏ：５．０ｗｔ％以下、Ｎ：０．３５〜０．８ｗｔ％、Ａｌ：０．０２ｗｔ％以下、残部が実質的にＦｅからなるメタルガスケット用オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。同文献には、Ｎの含有量を増加させ、かつＮ添加の弊害となるＡｌの含有量を所定量以下とすることによって、強度、高温強度、耐へたり性、及び高温酸化性に優れたメタルガスケットが得られる点が記載されている。
特開平９−１４３６３３号公報の請求項１及び段落番号「００２３」 特開２０００−２３９８０４号公報の段落番号「０００８」及び「０００９」、並びに、表１及び表３ 特開２００３−７３７８４号公報の請求項１及び段落番号「００５３」 特開２０００−１０９９５５号公報の請求項１及び段落番号「００３７」 特開２０００−３４５２６８号公報の請求項１、並びに、段落番号「００２２」及び「００６８」 特開平８−２６９６３２号公報の請求項１及び段落番号「００２４」 特開平９−２７９３１５号公報の請求項１、並びに、段落番号「０００６」及び段落番号「００２９」
しかしながら、特許文献１、２に開示されている材料は、いずれも５００〜５５０℃以下の使用環境に対応するものであり、５５０℃以上の高温強度と耐へたり性に対する要求特性を満足していない。また、これらの材料に含まれる窒素量は、最大でも０．３ｗｔ％（特許文献２の表１参照）である。
一方、特許文献３〜５に開示されている材料は、５５０℃以上の使用環境に対応するものである。しかしながら、これらの材料は、いずれも、ＮｉやＣｏを多量に添加し、主としてγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の析出強化によって耐熱性の向上を図ったものである。そのため、Ｆｅ基超合金（例えば、ＳＵＨ６６０）と同等以上の高コストを余儀なくされる。
さらに、特許文献６、７には、オーステナイト系ステンレス鋼中の窒素量を増加させることによって、常温強度、耐食性、高温強度等が向上する点が記載されている。しかしながら、これらの文献には、この材料が屋外、工業、沿岸地域等で使用されるセルフッタピン、ドリルネジ、ボルト等の高耐食性が要求される部品の素材、あるいは、内燃機関のメタルガスケットとして有用である点は、記載されているが、５５０℃以上の環境において使用される、例えば耐熱ばねなどの耐熱部材として有用である点については、全く開示されていない。
本発明が解決しようとする課題は、５５０℃以上の使用環境に耐え得る高温強度と耐へたり性を有し、かつ安価な耐熱オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｃ ：０．１ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％未満、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以上１０．０ｗｔ％以下、Ｐ ：０．０３ｗｔ％以下Ｓ ：０．０１ｗｔ％以下、Ｃｕ：０．０１ｗｔ％以上３．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：７．０ｗｔ％以上１５．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１５．０ｗｔ％以上２５．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０３ｗｔ％以下、及び、Ｎ ：０．４ｗｔ％以上０．８ｗｔ％以下、を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
また、本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼を溶体化処理する溶体化処理工程と、溶体化処理された前記耐熱オーステナイト系ステンレス鋼に対し、加工率４０〜７０％の冷間加工を行う冷間加工工程と、冷間加工された前記耐熱オーステナイト系ステンレス鋼を温度４００〜６５０℃で１分間以上の時効処理を行う時効処理工程とを備えていることを要旨とする。
本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎｉの添加量が抑制されているので、低コストである。また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等のＮの固溶量増加に寄与する各合金元素の成分バランスを図り、これによってＮの含有量を大気溶解が可能な最高レベルまで増量させているので、オーステナイト相が安定化し、しかも加工後の時効処理によって高い高温強度が得られる。さらに、Ａｌの含有量を０．０３ｗｔ％以下としたので、強度、靱延性の低下を招くＡｌＮの生成が抑制される。そのため、冷間加工及び時効処理の条件を最適化することによって、Ｆｅ基超合金とほぼ同等の高温強度と耐へたり性を有する耐熱部材が得られる。
以下に、本発明の一実施の形態について図面を参照しながら詳細に説明する。本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、以下のような元素を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
（１） Ｃ ：０．１ｗｔ％以下。
Ｃは、侵入型元素であって、強度の向上に寄与する。また、後述するＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂと結合して炭化物を生成し、耐熱性を向上させる作用がある。従って、高温強度及び耐へたり性に優れた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼を得るためには、Ｃが含まれていることが望ましい。Ｃの含有量は、具体的には、０．００１ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．００５ｗｔ％以上、さらに好ましくは、０．０１０ｗｔ％以上である。
但し、Ｃの過添加は、Ｎの固溶量を低下させる。また、Ｃｒ炭化物の形成により母相の固溶Ｃｒを低下させ、耐酸化性を劣化させる。さらに、粗大な一次炭化物の生成により、溶体化処理後の冷間加工性を著しく低下させ、靱性も劣化させる。従って、Ｃの含有量は、０．１ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．０５ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．０４ｗｔ％以下である。
（２） Ｓｉ：１．０ｗｔ％未満。
本鋼種は、Ｎ量の最大固溶を特徴とする。Ｓｉは、Ａｌと同様、脱酸元素として機能する。しかしながら、Ａｌは、Ｎと反応してＡｌＮを生成し、母相中のＮの固溶量を低下させると同時に、生成したＡｌＮが高温強度と靱延性の著しい低下を招く。従って、鋼中のＡｌ含有量を低下させるためには、脱酸元素としてＳｉを用いるのが好ましい。Ｓｉの含有量は、具体的には、０．０１ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．０５ｗｔ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｗｔ％以上である。
但し、Ｓｉの過添加は、鍛造時に有害となるばかりか、靱延性を低下させる。従って、Ｓｉの含有量は、１．０ｗｔ％未満が好ましく、さらに好ましくは、０．７ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．５ｗｔ％以下である。
（３） Ｍｎ：１．０ｗｔ％以上１０．０ｗｔ％以下。
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定化に寄与する。また、Ｎ固溶量を著しく増加させるため、強度向上に寄与する重要な元素である。さらに、脱酸、脱硫元素としても有効である。Ｍｎの含有量は、具体的には、１．０ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、３．０ｗｔ％以上、さらに好ましくは、４．０ｗｔ％以上である。
但し、Ｍｎの過添加は、耐酸化性の劣化、熱間加工性の低下、及び靱延性の低下を招く。従って、Ｍｎの含有量は、１０．０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、９．０ｗｔ％以下、さらに好ましくは、８．０ｗｔ％以下である。
（４） Ｐ ：０．０３ｗｔ％以下。
Ｐは、熱間加工性、粒界強度、及び靱延性を低下させるので、少ない方が好ましい。但し、必要以上の低減は、コストの上昇を招く。従って、Ｐの含有量は、少なくとも０．０３ｗｔ％以下が好ましい。
（５） Ｓ ：０．０１ｗｔ％以下。
Ｓは、冷間加工時の靱延性、及び熱間加工性を低下させるので、少ない方が好ましい。但し、必要以上の低減は、コストの上昇を招く。従って、Ｓの含有量は、少なくとも０．０１％以下が好ましい。
（６） Ｃｕ：０．０１ｗｔ％以上３．０ｗｔ％以下。
Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイトの安定化に寄与する。また、冷間加工時の靱性の向上にも寄与する。Ｃｕの添加量は、具体的には、０．０１ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．０２ｗｔ％以上である。
但し、Ｃｕの過添加は、固溶Ｎ量を低下させる。また、これと同時にＣｒ窒化物の固溶温度を上昇させるため溶体化処理時の未固溶Ｃｒ窒化物を増大させるので、高温強度、冷間加工性、靱延性、及び熱間加工性の低下を招く。従って、Ｃｕの含有量は、３．０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、２．５ｗｔ％以下、さらに好ましくは、２．０ｗｔ％以下である。
（７） Ｎｉ：７．０ｗｔ％以上１５．０ｗｔ％以下。
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定化に寄与する。また、高温強度の向上にも寄与する。Ｎｉの含有量は、具体的には、７．０ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、７．５ｗｔ％以上、さらに好ましくは、８．０ｗｔ％以上である。
但し、Ｎｉの過添加は、コストの上昇を招き、ＳＵＨ６６０等のＦｅ基超合金よりも安価な材料が得られない。また、固溶Ｎ量を低下させ、これと同時にＣｒ窒化物の固溶温度を上昇させるため溶体化処理時の未固溶Ｃｒ窒化物を増大させるので、高温強度、冷間加工性、及び靱延性を著しく低下させる。従って、Ｎｉの含有量は、１５．０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、１４．０ｗｔ％以下、さらに好ましくは、１２．０ｗｔ％以下である。
（８） Ｃｒ：１５．０ｗｔ％以上２５．０ｗｔ％以下。
Ｃｒは、Ｎ固溶量を著しく増加させるため、強度向上に寄与する。また、耐酸化性、耐食性を向上させる重要な元素である。さらに、冷間加工後の時効処理によりＣ及びＮと結合して、高温強度の向上、耐へたり性の向上に大きく寄与する。Ｃｒの含有量は、具体的には、１５．０ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、１８．０ｗｔ％以上、さらに好ましくは、２１．０ｗｔ％以上である。
但し、Ｃｒは、フェライト生成元素であるので、Ｃｒの過添加は、フェライト・オーステナイト２相組織や、靱延性の低下を招くσ相の析出を促進させる。従って、Ｃｒの含有量は、２５．０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、２４．０ｗｔ％以下である。
（９） Ｍｏ：０．５ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下。
Ｍｏは、Ｎ固溶量を増加させ、耐食性を向上させる。また、固溶強化元素として、高温強度、耐へたり性を向上させる。さらに、Ｃｒと同様に、Ｃと結合して炭化物を形成し、耐熱性を向上させる。Ｍｏの含有量は、具体的には、０．５ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．８ｗｔ％以上、さらに好ましくは、１．０ｗｔ％以上である。
但し、Ｍｏの過添加は、Ｃとの結合により、粗大な一次炭化物を生成させ、冷間加工性を著しく低下させる。また、耐酸化性を劣化させ、熱間加工時に有害となる。また、靱延性も低下させ、脆化を招く。さらに、Ｃｒ窒化物の固溶温度を上昇させるため溶体化処理時の未固溶のＣｒ窒化物を増大させ、高温強度、冷間加工性、靱延性を著しく低下させる。従って、Ｍｏの含有量は、５．０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、４．５ｗｔ％以下、さらに好ましくは、４．０ｗｔ％以下である。
（１０） Ａｌ：０．０３ｗｔ％以下。
Ａｌは、Ｓｉ、Ｍｎと同様に脱酸元素として非常に有効である。但し、本鋼種では、Ｎ量の最大固溶を特徴としており、Ａｌの過添加は、ＡｌＮの生成により、高温強度と靱延性を著しく低下させ、さらに冷間加工性も低下させる。Ａｌの含有量は、具体的には、０．０３ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．０２５ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．０２０ｗｔ％以下である。
（１１） Ｎ ：０．４ｗｔ％以上０．８ｗｔ％以下。
Ｎは、本発明の最も重要な元素の１つで、侵入型元素であり、強度の向上、オーステナイト相の安定化、耐食性の向上、さらには冷間加工後の時効処理による高温強度の向上、耐へたり性の向上に非常に有効である。Ｎの含有量は、具体的には、０．４ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．４２ｗｔ％以上である。
但し、Ｎの過添加は、Ｎブローの生成を誘発する。また、溶体化処理時に未固溶Ｃｒ窒化物や、多量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ窒化物の鋼中への残存により、冷間加工性、靱延性を著しく低下させる。従って、Ｎの含有量は、０．８ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．７ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．６ｗｔ％以下である。
また、本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、上述した元素に加えて、さらに、Ｗ及びＣｏから選ばれる１種又は２種以上の元素を含んでいても良い。Ｗ及びＣｏの成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
（１２） Ｗ ：１．０ｗｔ％以下。
Ｗは、固溶強化元素として、高温強度、耐へたり性の向上に寄与する。また、Ｍｏと同様にＣと結合して炭化物を形成し、耐熱性を向上させる。Ｍｏの含有量は、具体的には、０．０１ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．０５ｗｔ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｗｔ％以上である。
但し、Ｗの過添加は、Ｍｏと同様に粗大な一次炭化物の生成により冷間加工性を著しく低下させる。また、鍛造時に有害となり、靱延性も低下させ、脆化を招く。従って、Ｗの含有量は、１．０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．９ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．８ｗｔ％以下である。
（１３） Ｃｏ：５．０ｗｔ％以下。
Ｃｏは、高温強度の向上、耐へたり性の向上に寄与する。Ｃｏの含有量は、具体的には、０．０１ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．０５ｗｔ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｗｔ％以上である。
但し、Ｃｏの過添加は、コストの上昇を招き、ＳＵＨ６６０等のＦｅ基超合金よりも安価な材料が得られない。また、冷間加工性の劣化を招く。従って、Ｃｏの含有量は、５．０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、４．５ｗｔ％以下、さらに好ましくは、４．０ｗｔ％以下である。
また、本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、上述した元素に加え、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖから選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
（１４） Ｔｉ：０．０３ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下。
Ｔｉは、Ｃ、Ｎと結合して、高温強度の向上、結晶粒の微細化に寄与する。Ｔｉの含有量は、具体的には、０．０３ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．０３５ｗｔ％以上、さらに好ましくは、０．０４ｗｔ％以上である。
但し、Ｔｉの過添加は、鋼中への多量の酸化物、炭化物、窒化物が残存し、冷間加工性を低下させる。また、有効な固溶Ｎ量を低下させ、高温強度を劣化させる。従って、Ｔｉの含有量は、０．５ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．４ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．３ｗｔ％以下である。
（１５） Ｎｂ：０．０３ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下。
Ｔｉと同様に、Ｃ、Ｎと結合して、高温強度の向上、結晶粒の微細化に寄与する。Ｎｂの含有量は、具体的には、０．０３ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．０３５ｗｔ％以上、さらに好ましくは、０．０４０ｗｔ％以上である。
但し、Ｎｂの過添加は、鋼中への多量の酸化物、炭化物、窒化物が残存し、冷間加工性を低下させる。また、有効な固溶Ｎ量を低下させ、高温強度を劣化させる。従って、Ｎｂの含有量は、０．５ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．４ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．３ｗｔ％以下である。
（１６） Ｖ ：０．０３ｗｔ％以上１．０ｗｔ％以上。
Ｖは、Ｔｉ、Ｎｂと同様に、Ｃ、Ｎと結合して、高温強度の向上、結晶粒の微細化に寄与する。Ｖの含有量は、具体的には、０．０３ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．０４ｗｔ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｗｔ％以上である。
但し、Ｖの過添加は、鋼中への多量の酸化物、窒化物が残存し、冷間加工性を低下させる。また、有効な固溶Ｎ量を低下させ、高温強度を劣化させる。従って、Ｖの含有量は、１．０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．９ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．８ｗｔ％以下である。
また、本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、上述した元素に加え、Ｂ、及び、Ｚｒから選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。Ｂ及びＺｒの成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
（１７） Ｂ ：０．００１ｗｔ％以上０．０１０ｗｔ％以下。
Ｂは、高温強度、耐へたり性の向上に寄与する。また、熱間加工性を向上させるために有効である。Ｂの含有量は、具体的には、０．００１ｗｔ％以上が好ましい。
但し、Ｂの過添加は、かえって熱間加工性を害する。従って、Ｂの含有量は、０．０１０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．００８ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．００５ｗｔ％以下である。
（１８） Ｚｒ：０．０１ｗｔ％以上０．１０ｗｔ％以下。
Ｚｒは、高温強度、耐へたり性の向上に寄与する。Ｚｒの含有量は、具体的には、０．０１ｗｔ％以上が好ましく、さらに好ましくは、０．０２ｗｔ％以上、さらに好ましくは、０．０３ｗｔ％以上である。
但し、Ｚｒの過添加は、靱延性の低下を招く。従って、Ｚｒの含有量は、０．１０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．０９ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．０８ｗｔ％以下である。
また、本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、上述した元素に加え、Ｃａ、及び、Ｍｇから選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。Ｃａ及びＭｇの成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
（１９） Ｃａ：０．００１ｗｔ％以上０．０１０ｗｔ％以下。
Ｃａは、熱間加工性を向上させるために有効である。また、Ｃａは、被削性を向上させるためにも有効である。Ｃａの含有量は、具体的には、０．００１ｗｔ％以上が好ましい。
但し、Ｃａの過添加は、かえって熱間加工性を害する。従って、Ｃａの含有量は、０．０１０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．００８ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．００５ｗｔ％以下である。
（２０） Ｍｇ：０．００１ｗｔ％以上０．０１０ｗｔ％以下。
Ｍｇは、熱間加工性を向上させるために有効である。Ｍｇの含有量は、具体的には、０．００１ｗｔ％以上が好ましい。
但し、Ｍｇの過添加は、かえって熱間加工性を害する。従って、Ｍｇの含有量は、０．０１０ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、０．００８ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．００５ｗｔ％以下である。
また、本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、上述した組成を有する材料の中でも、次の（１）式で表されるＰＮの値が６０以上であるものが好ましい。
ＰＮ＝２．４Ｍｎ−Ｃｕ−０．６Ｎｉ＋３Ｃｒ＋０．８Ｍｏ（ｗｔ％）・・・（１）
鋼中のＮの固溶量を増加させるためには、ＣｒやＭｎなどの合金元素の添加量を適正化する必要がある。（１）式は、Ｎの固溶量に寄与する元素として、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏを選定し、それぞれの元素に対し、Ｎ固溶量に対する寄与率を求めたものである。（１）式で表されるＰＮの値が少なくとも６０以上であると、高温特性を満足できうる固溶窒素量が確保できることを意味する。高温特性に優れた材料を得るためには、ＰＮの値は、さらに好ましくは、６２以上、さらに好ましくは、６４以上である。
次に、高温特性に優れた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。上述した組成を有する本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼に対して、所定の条件下で溶体化処理、冷間加工、及び時効処理を行うと、高温強度及び耐へたり性に優れた耐熱鋼材料が得られる。
溶体化処理は、鍛造又は圧延後の合金に対して、冷間加工性の確保と、時効処理時のＣｒ２Ｎの均一微細分散析出を目的として、組織の均一化を図るために行われる。溶体化処理条件は、組織の均一化を図る上で必要、かつ、十分な条件とすればよい。本発明において、溶体化処理の温度は、具体的には、１０００℃以上１１５０℃以下が好ましい。また、溶体化処理の時間は、０．１時間以上２時間以下が好ましい。
溶体化処理後、冷間加工を行う。冷間加工は、所望の用途に合わせた形状、例えば、ばねなどに成形するために行われる。冷間加工の加工率は、４０％以上７０％以下が好ましい。加工率が４０％未満になると、加工硬化による強度上昇が小さい。また、次に続く時効処理での強度の上昇が得られなない。その結果、室温における初期硬さ４５ＨＲＣを確保できず、７００℃のリラクセーション試験における応力保持率も２５％以下となる。一方、加工率が７０％を超えると、逆に応力保持率が低下するので好ましくない。なお、冷間加工の方法は、特に限定されるものではなく、伸線、冷間圧延、スウェージング等、種々の方法を用いることができる。
時効処理は、溶体化処理後、４０〜７０％の冷間加工が行われた材料に対し、強度及び耐へたり性を向上させるために行われる。時効処理は、温度４００〜６５０℃で１分以上行うのが好ましい。この条件以外では、室温における初期硬さ４５ＨＲＣを確保できず、７００℃の応力保持率も２５％以下となる。時効処理時間の上限は、特に規定しないが、コスト上昇を避けるため、工業的には長くとも１時間未満を推奨する。
上述した組成を有する材料に対し、上述した条件下で溶体化処理、冷間加工及び時効処理を行うと、室温における初期硬さが４５ＨＲＣ以上である耐熱オーステナイト系ステンレス鋼が得られる。材料組成及び処理条件を最適化すると、室温における初期硬さが５０ＨＲＣである耐熱オーステナイト系ステンレス鋼も得られる。
また、材料組成及び処理条件を最適化すると、６００℃で４００時間熱処理後の室温における硬さが４５ＨＲＣ以上であり、かつ７００℃で４００時間熱処理後の室温における硬さが４０ＨＲＣ以上である耐熱オーステナイト系ステンレス鋼が得られる。
さらに、材料組成及び処理条件を最適化すると、７００℃で５０時間のリラクセーション試験後の応力保持率が２５％以上である耐熱オーステナイト系ステンレス鋼が得られる。
本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、コストの上昇につながるＮｉの添加量が抑制されているので、従来のＦｅ基又はＮｉ基超合金に比べて低コストである。
また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等のＮの固溶量増加に寄与する各合金元素の成分バランスを図り、これによってＮの含有量を大気溶解が可能な最高レベルまで増量させているので、オーステナイト相が安定化し、しかも加工後の時効処理によって高い高温強度が得られる。特に、ＰＮ値が６０以上となるように、各合金元素の成分を調整すると、高温特性を満足させるために必要な固溶窒素量を確保することができる。また、Ａｌの含有量を０．０３ｗｔ％以下としたので、強度、靱延性の低下を招くＡｌＮの生成を抑制することができる。
さらに、溶体化処理後の冷間加工条件、及び時効処理条件を最適化することによって、約７００℃までＦｅ基超合金とほぼ同等の高温強度と耐へたり性を示す。そのため、これを高温強度と耐へたり性とが要求される各種の耐熱部材に適用すれば、コストの上昇を抑制すると同時に、耐熱部材が組み込まれる機器類の性能向上や、熱エネルギに対する高効率化を図ることができる。
高周波誘導炉により表１の化学成分の合金（実施例１〜１４）を溶解し、均質加熱後、熱間鍛造でφ２４の丸棒とした。その後、１１００℃で１時間保持した後、水冷する溶体化処理を行った。次に、加工率６０％の冷間加工を行い、φ１５．２の丸棒に成形した。さらに、５００℃で１時間保持後、空冷する時効処理を行った。
本材から試験片を採取し、硬さ試験（室温）、並びに、６００℃及び７００℃における引張試験（ＭＰａ）を行った。また、６００℃及び７００℃で４００時間保持後の硬さ試験（室温）、並びに、７００℃で初期応力５３０ＭＰａとしたときのリラクセーション試験における応力保持率（％）を評価した。応力保持率が大きい材料ほど、耐へたり性が優れていることを示す。
なお、試験方法は、以下の通りである。
硬さ試験：ロックウェル硬さ測定（ＪＩＳ Ｚ２２４５に準拠）。
高温引張試験：ＪＩＳ Ｇ０５６７に準拠。
高温長時間熱処理後硬さ：ロックウェル硬さ測定（ＪＩＳ Ｚ２２４５に準拠）。
リラクセーション試験：ＪＩＳ Ｚ２２７６に準拠。
また、現用材の代表として、ＳＵＨ６６０（比較例１）についても、同様の試験を実施した。ＳＵＨ６６０の製造工程については、溶体化処理までは実施例１〜１４と同じ工程とした。また、冷間加工は、加工率５０％とし、φ１７の丸棒に成形した。さらに、時効処理は、７２０℃で４時間保持後、空冷とした。
さらに、低Ｍｏ材（比較例２）、高Ｍｏ材（比較例３）、低Ｃｒ、低Ｎ、低ＰＮ材（比較例４）、高Ｃｒ材（比較例５）、低Ｎｉ材（比較例６）、高Ｎｉ材（比較例７）、高Ａｌ材（比較例８）、及び高Ｍｎ材（比較例９）についても、同様の試験を実施した。比較例２〜９の製造工程は、実施例１〜１４と同一とした。
表１に、各材料の合金組成を示す。また、表２に、時効後の初期硬さ（ＨＲＣ）、６００℃及び７００℃における引張強さ（ＭＰａ）、６００℃及び７００℃で４００時間保持後の硬さ（ＨＲＣ）、並びに応力保持率（％）を示す。表１及び表２より、比較例１〜９は、初期硬さ４５ＨＲＣ以上、かつ７００℃での応力保持率２５％以上を同時に満足させることができないのに対し、実施例１〜１４は、いずれも、２つの条件を同時に満足していることが分かる。また、実施例１〜１４の高温引張強度及び高温長時間熱処理後硬さは、いずれも、比較例１〜９と同等以上であることがわかる。
Figure 2005281855
Figure 2005281855
次に、実施例３と同一組成を有する材料について、溶体化処理後の冷間加工時の加工率のみを変化させた以外は、上述と同一の手順に従い、溶解、鍛造、溶体化処理、冷間加工、及び時効処理を行った。得られた材料から試験片を採取し、上述した条件下で応力保持率（％）を求めた。表３に、その結果を示す。表３より、冷間加工率が４０％未満である場合、及び冷間加工率が７０％を超える場合には、いずれも、応力保持率が低下していることがわかる。
Figure 2005281855
次に、実施例３と同一組成を有する材料について、時効処理条件を変化させた以外は、上述と同一の手順に従い、溶解、鍛造、溶体化処理、冷間加工、及び時効処理を行った。得られた材料から試験片を採取し、上述した条件下で応力保持率（％）を求めた。表４に、その結果を示す。表４より、時効処理温度が４００℃未満である場合、及び時効処理温度が６５０℃を超える場合には、いずれも、応力保持率が低下していることが分かる。
Figure 2005281855
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、低コスト並びに高温強度及び耐へたり性が要求される耐熱部材に幅広く適用可能である。具体的な用途としては、例えば、自動車エンジンや航空機エンジンの排気系、工業製造設備などに用いられる耐熱ばねや、自動車用エンジン、航空機用エンジン、発電用タービン等に代表される高温用ボルト類や、ターボケーシング、ボイラー部品や、工業炉用部品などが挙げられる。
より具体的な用途としては、航空機／発電用ガスタービンノズル／ベーン／ブレード／ディスク／ケーシング／ボルト、燃焼器ライナー、圧縮機ディスクなど、自動車用吸／排気エンジンバルブ、ターボチャージャーローター／ハウジング／ノズル／ベーン、エキゾーストマニホールド、フロントパイプ、マフラー、排気弁バネ、排気系ボルトなど、蒸気タービンボイラー／ローター／ケーシング／ブレード／ボルトなど、石油化学工業部品、熱交換器、圧力容器、エチレン分解管、バルブなど、熱処理炉部品／金具、熱処理治具、鍛造型、熱間圧延ロール、連続鋳造ロール、ヒーターシース、ラジアントチューブなど、ごみ焼却炉部品、伝熱管など、バーナー部品／ノズル／ケーシングなど、船用ディーゼルエンジンバルブなどが挙げられる。

Claims (11)

  1. Ｃ ：０．１ｗｔ％以下、
    Ｓｉ：１．０ｗｔ％未満、
    Ｍｎ：１．０ｗｔ％以上１０．０ｗｔ％以下、
    Ｐ ：０．０３ｗｔ％以下、
    Ｓ ：０．０１ｗｔ％以下、
    Ｃｕ：０．０１ｗｔ％以上３．０ｗｔ％以下、
    Ｎｉ：７．０ｗｔ％以上１５．０ｗｔ％以下、
    Ｃｒ：１５．０ｗｔ％以上２５．０ｗｔ％以下、
    Ｍｏ：０．５ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下、
    Ａｌ：０．０３ｗｔ％以下、及び、
    Ｎ ：０．４ｗｔ％以上０．８ｗｔ％以下、
    を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
  2. Ｗ ：１．０ｗｔ％以下、及び、
    Ｃｏ：５．０ｗｔ％以下、
    から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１に記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
  3. Ｔｉ：０．０３ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下、
    Ｎｂ：０．０３ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下、及び、
    Ｖ ：０．０３ｗｔ％以上１．０ｗｔ％以下、
    から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１又は２に記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
  4. Ｂ ：０．００１ｗｔ％以上０．０１０ｗｔ％以下、及び、
    Ｚｒ：０．０１ｗｔ％以上０．１０ｗｔ％以下、
    から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１から３までのいずれかに記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
  5. Ｃａ：０．００１ｗｔ％以上０．０１０ｗｔ％以下、及び、
    Ｍｇ：０．００１ｗｔ％以上０．０１０ｗｔ％以下、
    から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１から４までのいずれかに記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
  6. 次式で表されるＰＮが６０以上である請求項１から５までのいずれかに記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
    ＰＮ＝２．４Ｍｎ−Ｃｕ−０．６Ｎｉ＋３Ｃｒ＋０．８Ｍｏ（重量％）
  7. 請求項１から６までのいずれかに記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼を溶体化処理し、加工率４０〜７０％の冷間加工を行い、温度４００〜６５０℃で１分間以上の時効処理を行うことにより得られる耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
  8. 室温における初期硬さが４５ＨＲＣ以上である請求項１から７までのいずれかに記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
  9. ６００℃で４００時間熱処理後の室温における硬さが４５ＨＲＣ以上であり、かつ７００℃で４００時間熱処理後の室温における硬さが４０ＨＲＣ以上である請求項１から８までのいずれかに記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
  10. ７００℃で５０時間のリラクセーション試験後の応力保持率が２５％以上である請求項１から９までのいずれかに記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼。
  11. 請求項１から６までのいずれかに記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼を溶体化処理する溶体化処理工程と、
    溶体化処理された前記耐熱オーステナイト系ステンレス鋼に対し、加工率４０〜７０％の冷間加工を行う冷間加工工程と、
    冷間加工された前記耐熱オーステナイト系ステンレス鋼を温度４００〜６５０℃で１分間以上の時効処理を行う時効処理工程とを備えた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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