JP2014043621A

JP2014043621A - オーステナイト系耐熱鋼

Info

Publication number: JP2014043621A
Application number: JP2012187431A
Authority: JP
Inventors: Shigehiro Ishikawa; 茂浩石川; Yoshitaka Nishiyama; 佳孝西山; Mitsuyuki Senba; 潤之仙波; Koichi Okada; 浩一岡田
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-08-28
Filing date: 2012-08-28
Publication date: 2014-03-13
Anticipated expiration: 2032-08-28
Also published as: JP5838933B2

Abstract

【課題】700℃以上の温度で、長時間にわたって高い組織安定性を有して高温強度に優れ、かつ長時間時効後も優れた靱性を有する低炭素のオーステナイト系耐熱鋼の提供。
【解決手段】Ｃ＜０．０２％、Ｓｉ≦２％、Ｍｎ≦２％、Ｃｒ：１５〜２６％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ａｌ≦０．３％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０５％を含むとともに、Ｔｉ≦３．０（０％を含む）、Ｖ≦３．０（０％を含む）、Ｎｂ＜２．３％（０％を含む）およびＴａ≦２．０（０％を含む）から選択される１種以上を含み、かつ〔１．５≦２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｎｂ＋（１／２）Ｔａ≦６．０〕を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系耐熱鋼。Ｆｅの一部に代えて、特定量の、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素、Ｂ、Ｚｒ、ＨｆおよびＲｅから選択される１種以上の元素を含有してもよい。
【選択図】なし

Description

本発明は、オーステナイト系耐熱鋼に関する。詳しくは、本発明は、発電用ボイラ、化学工業用プラント等において鋼管、耐熱・耐圧部材の鋼板、棒鋼、鍛造品等として用いられる高温強度に優れた低炭素の高Ｃｒオーステナイト系耐熱鋼に関する。

従来、高温環境下で使用されるボイラ、化学プラント等においては、装置用材料として１８−８系のオーステナイト系ステンレス鋼、例えばＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈ、ＳＵＳ３２１Ｈ、ＳＵＳ３４７Ｈ等が使用されてきた。

しかしながら、近年、高温環境下における装置の使用条件が著しく過酷化し、それに伴って使用材料に対する要求性能が厳しくなり、従来用いられてきた１８−８系のオーステナイト系ステンレス鋼では、高温強度、特にクリープ強度が著しく不足する状況となっている。

そこで、各種元素の含有量を最適化することにより、クリープ強度を改善したオーステナイト系ステンレス鋼が開発されてきた。

例えば、特許文献１および特許文献２に、Ｎｂ、ＣおよびＮを含有して、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して、鋼の高温強度を向上させるとともに、Ｃｕを含有することで、オーステナイト母相中に金属Ｃｕを析出させて、さらなる高温強度の向上を実現した「オーステナイト系耐熱鋼」および「オーステナイト系ステンレス鋼」がそれぞれ、開示されている。

最近では、火力発電プラントのさらなる高温・高圧化が進められ、蒸気温度７００℃級の環境下においても使用可能な耐熱鋼への要求が高まっており、より高温での組織安定性に優れた高強度耐熱鋼の開発も行われている。

例えば、特許文献３および特許文献４に、Ｃの含有量を低減させ、Ｎｂを主構成元素とする金属間化合物であるＦｅ₂Ｎｂ相およびＮｉ₃Ｎｂ相をそれぞれ、粒界および粒内に析出させて７００℃以上の高温域におけるクリープ強度を高めた「オーステナイト系ステンレス鋼」が開示されている。上記のＦｅ₂Ｎｂ相およびＮｉ₃Ｎｂ相は、従来の炭化物、窒化物または炭窒化物に比べて高温長時間における相安定性に優れ、また粗大化の進行も遅い。このため、Ｆｅ₂Ｎｂ相およびＮｉ₃Ｎｂ相を利用する上記の鋼は、従来の炭化物、窒化物または炭窒化物によって強化された鋼を超える高温強度を有している。

特開平８−１３１０２号公報特開２００４−３２３９３７号公報特開２０１１−１９５８８０号公報特開２０１２−４６７９６号公報

特許文献１および特許文献２で提案された鋼は、優れた高温強度を有するものの、現状に比べてさらなる高温・高圧化し蒸気温度が７００℃以上となるような非常に厳しい材料使用条件においては、クリープ強度がわずかに不足している。

火力発電プラントなどに用いられる部材同士は溶接によって接合されることがあり、優れた溶接特性が求められる。

しかし、特許文献３および特許文献４で提案された鋼には非常に多くのＮｂ（具体的には、それぞれ、３．０〜３．６％と２．３〜５．０％）が含まれる。このため、１８−８系のオーステナイト系ステンレス鋼に比べると、長時間の時効後に靱性が低下することがある。また、溶接性もわずかに低下することがある。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、７００℃以上の温度で、長時間にわたって高い組織安定性を有して高温強度に優れ、かつ長時間時効後に優れた靱性を有する低炭素のオーステナイト系耐熱鋼を提供することを目的とする。

本発明者らは、７００℃以上の高温において、既存のオーステナイト系ステンレス鋼よりも良好な耐食性を確保することができるオーステナイト系耐熱鋼、具体的には、１５〜２６％のＣｒおよび２０〜３５％のＮｉを含有するオーステナイト系耐熱鋼を用いて、優れた高温強度を確保し、なおかつ長時間時効後の靱性を改善するための検討を行った。

その結果、先ず、下記＜ａ＞〜＜ｄ＞の知見を得た。

＜ａ＞７００℃以上の高温においては、炭化物に比べて金属間化合物の方が相安定性に優れる。このため、金属間化合物によって組織安定性を改善すれば、クリープ強度を向上させることができる。

＜ｂ＞Ｃの含有量を、従来のオーステナイト系ステンレス鋼および耐熱鋼（以下、簡単のために単に「オーステナイト系耐熱鋼」ということがある。）に比べて大幅に低下させて、０．０２％未満とすれば、Ｍ₂₃Ｃ₆など従来のオーステナイト系耐熱鋼において析出強化相として用いられる炭化物の析出量が大幅に減少する。

＜ｃ＞Ｃの含有量が０．０２％未満で析出強化相として炭化物を用い難い場合でも、Ｎｂを含有させれば、ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ）といった金属間化合物が容易に析出して、結晶粒界および結晶粒内を強化することができる。

＜ｄ＞Ｎｂ単独で十分な金属間化合物による析出強化を得るためには、２．３％以上のＮｂの含有量が必要であるが、多量のＮｂを含むと長時間時効後に靱性が低下することがある。

そこで、Ｎｂの含有量を低減させ、かつ優れた高温強度を確保するための合金設計について種々検討を行った。

その結果、下記＜ｅ＞〜＜ｈ＞の重要な知見を得た。

＜ｅ＞Ｔａは、ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：ＮｂおよびＴａの１種以上）の析出を強力に促進する元素である。このため、適正量のＴａを含有させることで、結晶粒界および結晶粒内を金属間化合物（ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：ＮｂおよびＴａの１種以上））によって析出強化し、クリープ強度を向上させることが可能となる。しかしながら、Ｔａの含有量が多くなり過ぎると、金属間化合物（ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：ＮｂおよびＴａの１種以上））の体積率が過剰となり、脆化が生じる。

＜ｆ＞Ｔｉは、金属間化合物であるラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：ＮｂおよびＴｉの１種以上）の析出を強力に促進する元素である。このため、適正量のＴｉを含有させれば、結晶粒界および結晶粒内を金属間化合物（ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：ＮｂおよびＴｉの１種以上））によって析出強化して、高温長時間での高い組織安定性を確保できるので、クリープ強度が向上する。また、Ｖを含有させることで、金属間化合物（ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種以上））の析出が促進される。しかし、Ｔｉおよび／またはＶの含有量が多くなり過ぎると、金属間化合物（ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種以上））の体積率が過剰となって、脆化が生じる。

＜ｇ＞Ｔｉ、ＶおよびＴａのうちの１種以上を含有させるか、または、これらの元素の１種以上をＮｂとともに含有させることで、金属間化合物（ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの１種以上））の析出が促進され、Ｎｂを単独で含有させる場合に比べて、Ｎｂ含有量を低減させることが可能となる。

＜ｈ＞高強度化を達成するとともに、良好なクリープ延性ならびに、長時間時効後の優れた延性および靱性を確保するためには、金属間化合物（ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの１種以上））の析出を促進する元素であるＴｉ、Ｖ、ＮｂおよびＴａの含有量について、「２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｎｂ＋（１／２）Ｔａ」で表わされる量を１．５〜６．０％にする必要がある。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記のオーステナイト系耐熱鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０２％未満、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２以下、Ｃｒ：１５〜２６％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ａｌ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＮ：０．０５％以下を含むとともに、Ｔｉ：３．０％以下（０％を含む）、Ｖ：３．０％以下（０％を含む）、Ｎｂ：２．３％未満（０％を含む）およびＴａ：２．０％以下（０％を含む）から選択される１種以上を含み、かつ下記の式(1)で表されるｆ１が１．５〜６．０を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋼。
ｆ１＝２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｎｂ＋（１／２）Ｔａ・・・(1)
上記の式(1)における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｗ：７．０％以下およびＭｏ：３．０％以下から選択される１種以上を含有し、かつ下記の式(2)で表されるｆ２が１．０〜５．０であることを特徴とする、上記（１）に記載のオーステナイト系耐熱鋼。
ｆ２＝（１／２）Ｗ＋Ｍｏ・・・(2)
上記の式(2)における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の（ａ）から（ｄ）までに示される元素から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系耐熱鋼。
（ａ）：Ｃｏ：５％以下
（ｂ）：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下および希土類元素：０．２％以下
（ｃ）：Ｂ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＨｆ：０．２％以下、ならびに
（ｄ）：Ｒｅ：３％以下

本発明のオーステナイト系耐熱鋼は、７００℃以上の温度で、長時間にわたって高い組織安定性を有するため、クリープ強度に優れている。さらに、この鋼は、長時間時効後の靱性にも優れている。このため、７００℃以上の高温に曝される発電用ボイラ、化学工業用プラント等において鋼管、耐熱・耐圧部材の鋼板、棒鋼、鍛造品等として好適に用いることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０２％未満
Ｃは、従来の高温で使用されるオーステナイト系ステンレス鋼および耐熱鋼において、炭化物を形成してクリープ強度を確保するための有効かつ重要な元素とされていた。しかし、本発明では、高温において炭化物に比べて安定な金属間化合物（ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの１種以上））によって高強度化を実現する。

Ｃの含有量が多くなると、上述した金属間化合物の析出量が減少して高強度化が困難になり、しかも、炭化物が過剰に析出して靱性などの機械的性質が劣化する。さらに、Ｃの含有量が多い場合には、溶接性も低下する。したがって、Ｃの含有量は少なくする必要があるため、０．０２％未満とした。Ｃの含有量は、０．０１５％以下とすることが好ましい。

なお、Ｃの含有量には、特に下限は設けないが、極端な低減は製鋼コストの増大を招く。このため、Ｃ含有量の下限は０．００３％とすることが好ましく、０．００５％とすればさらに好ましい。

Ｓｉ：２％以下
Ｓｉは、製鋼時の脱酸ならびに鋼の耐酸化性および耐水蒸気酸化性を高めるために必要な元素である。しかし、その含有量が過剰になると鋼の熱間加工性が低下する。そのため、上限を設けて、Ｓｉの含有量を２％以下とした。Ｓｉの含有量は、好ましくは１．０％以下である。他の元素で脱酸作用が十分確保されている場合、特にＳｉの含有量について下限を設ける必要はない。

なお、脱酸作用、耐酸化性および耐水蒸気酸化性等の効果を安定して得るためには、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とするのが好ましく、０．０６％以上とすればさらに好ましい。

Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは、鋼中に含まれる不純物のＳと結合してＭｎＳを形成し、熱間加工性を向上させる。一方、その含有量が過剰になると、鋼が硬くなって脆くなり、かえって熱間加工性および溶接性が損なわれる。そのため、上限を設けて、Ｍｎの含有量を２％以下とした。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．２％以下である。

なお、熱間加工性改善作用を安定して得るためには、Ｍｎ含有量は、０．１％以上とすることが好ましく、０．５％以上とすればさらに好ましい。

Ｃｒ：１５〜２６％
Ｃｒは、耐酸化性、耐水蒸気酸化性および耐食性を確保するために重要な元素である。７００℃以上の高温環境下での有効な耐酸化特性、耐水蒸気酸化特性および耐高温腐食特性を得るためには、１５％以上のＣｒ含有量が必要である。前記の耐食性はＣｒ含有量が多いほど向上するが、２６％を超えると、組織安定性が低下してクリープ強度が損なわれる。さらに、オーステナイト組織を安定にするために高価なＮｉの含有量増加を余儀なくされるだけでなく、溶接性も低下する。したがって、Ｃｒの含有量を１５〜２６％とした。Ｃｒの含有量は、１７％以上とすることが好ましく、また２４％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：２０〜３５％
Ｎｉは、オーステナイト組織を安定にする元素であり、耐食性の確保にも重要な元素であり、２０％以上の含有量とする必要がある。一方、過剰なＮｉはコスト上昇を招くだけでなく、クリープ強度の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｎｉの含有量を２０〜３５％とした。Ｎｉの含有量は、２５％を超えることが好ましく、２８％以上であればさらに好ましい。また、Ｎｉの含有量は、３３％以下とすることが好ましく、３１％以下とすればさらに好ましい。

Ａｌ：０．３％以下
Ａｌは、脱酸作用を有するが、多量に含まれると、組織安定性が低下する。そのため、上限を設けてＡｌの含有量を０．３％以下とした。なお、Ａｌの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。また、Ａｌの含有量は、０．２５％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすればさらに好ましい。

Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に混入する元素であるが、過剰なＰは溶接性および熱間加工性を害する。そのため、上限を設けて、Ｐの含有量を０．０４％以下とした。Ｐの含有量は、０．０３％以下とすることが好ましく、少なければ少ないほどよい。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓも上記のＰと同様に不純物として鋼中に不可避的に混入する元素であるが、過剰なＳは溶接性および熱間加工性を害する。そのため、上限を設けて、Ｓの含有量を０．０１％以下とした。Ｓの含有量は、０．００８％以下とすることが好ましく、少なければ少ないほどよい。

Ｎ：０．０５％以下
Ｎは、オーステナイト組織を安定化する作用を有し、通常の溶解法では不可避的に含まれる元素である。しかし、多量のＮは、ＣとともにＴｉなどと未固溶で残る炭窒化物を形成して靱性が損なわれる。したがって、上限を設けて、Ｎの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ｎの含有量は、０．０４％以下とすることが好ましい。

本発明のオーステナイト系耐熱鋼は、上述した量のＣからＮまでの元素を含むとともに、以下に示す量のＴｉ、Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される１種以上を含み、かつ
ｆ１＝２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｎｂ＋（１／２）Ｔａ・・・(1)
で表されるｆ１が１．５〜６．０を満たす必要がある。

ただし、式(1)における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

以下に、上記のことについて詳しく説明する。

Ｔｉ：３．０％以下（０％を含む）
Ｔｉは、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相およびＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｔｉ））を形成して、結晶粒界および結晶粒内での析出強化に寄与し、クリープ強度を向上させる元素である。なお、Ｖ、ＮｂおよびＴａもＴｉと同様の作用を有する。このため、Ｔｉ、Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される１種以上を含有させる。しかし、Ｔｉを単独またはＶ、ＮｂやＴａと複合で含有させるときの含有量が多量になると、金属間化合物（ラーベス相およびＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの１種以上））の体積率が過剰となり、高温延性および／または熱間加工性が損なわれる。また、長時間時効後の靱性も低下する。このため、Ｔｉの含有量を３．０％以下（０％を含む）とした。なお、Ｔｉの含有量は、０．２％以上とすることが好ましく、また２．５％以下とすることが好ましい。上記のＴｉ含有量が０％とは、Ｔｉを含有させない場合である。

Ｖ：３．０％以下（０％を含む）
Ｖは、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相およびＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｖ））の析出を促進して、結晶粒界および結晶粒内での析出強化に寄与し、クリープ強度を向上させる元素である。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａもＶと同様の作用を有する。このため、Ｔｉ、Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される１種以上を含有させる。しかし、Ｖの単独またはＴｉ、ＮｂやＴａとの複合での含有量が多量になると、金属間化合物（ラーベス相およびＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの１種以上））の体積率が過剰となり、高温延性および／または熱間加工性が損なわれる。また長時間時効後の靱性も低下する。このため、Ｖの含有量を３．０％以下（０％を含む）とした。なお、Ｖの含有量は、０．２％以上とすることが好ましく、また２．０％以下とすることが好ましい。上記のＶ含有量が０％とは、Ｖを含有させない場合である。

Ｎｂ：２．３％未満（０％を含む）
Ｎｂは、金属間化合物（ラーベス相およびＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ））の形成を促進し、結晶粒界および結晶粒内での析出強化に寄与し、クリープ強度の向上に有用な元素である。なお、Ｔｉ、ＶおよびＴａもＮｂと同様の作用を有する。このため、Ｔｉ、Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される１種以上を含有させる。しかし、Ｎｂの単独またはＴｉ、ＶやＴａとの複合での含有量が多量となると、金属間化合物（ラーベス相およびＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの１種以上））の体積率が過剰となり、脆化が生じる。このため、Ｎｂの含有量を２．３％未満（０％を含む）とした。なお、Ｎｂの含有量は、０．１％以上とすることが好ましく、また１．８％以下とすることが好ましい。上記のＮｂ含有量が０％とは、Ｎｂを含有させない場合である。

Ｔａ：２．０％以下（０％を含む）
Ｔａは、金属間化合物（ラーベス相およびＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｔａ））の形成を促進し、結晶粒界および結晶粒内での析出強化に寄与し、クリープ強度の向上に有用な元素である。なお、Ｔｉ、ＶおよびＮｂもＴａと同様の作用を有する。このため、Ｔｉ、Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される１種以上を含有させる。しかし、Ｔａの単独またはＴｉ、ＶやＮｂとの複合での含有量が多量となると、金属間化合物（ラーベス相およびＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの１種以上））の体積率が過剰となり、脆化が生じる。このため、Ｔａの含有量を２．０％以下（０％を含む）とした。なお、Ｔａの含有量は、０．１％以上とすることが好ましく、また１．５％以下とすることが好ましい。上記のＴａ含有量が０％とは、Ｔａを含有させない場合である。

ｆ１：１．５〜６．０
ｆ１＝２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｎｂ＋（１／２）Ｔａ・・・(1)
で表されるｆ１が１．５未満では、金属間化合物（ラーベス相および／またはＮｉ₃Ｍ相（Ｍ：Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの１種以上））の形成によるクリープ強度の向上が達成されない。一方、ｆ１が６．０を超えると、良好なクリープ延性ならびに、長時間時効後の優れた延性および靱性を確保できない。したがって、ｆ１を１．５〜６．０とした。ｆ１は、２．０を超えることが好ましい。なお、式(1)における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

本発明のオーステナイト系耐熱鋼は、上述した各元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。

なお、「不純物」とは、耐熱鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

本発明のオーステナイト系耐熱鋼には、上述のＦｅの一部に代えて、以下に示すＷ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素、Ｂ、Ｚｒ、ＨｆおよびＲｅから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。

以下、任意元素である上記Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素、Ｂ、Ｚｒ、ＨｆおよびＲｅの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

ＷおよびＭｏは、いずれもクリープ強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じて下記の範囲でそのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させてもよい。

Ｗ：７．０％以下
Ｗは、母相、すなわちマトリックスであるオーステナイト相に固溶して、固溶強化によるクリープ強度の向上に寄与し、またラーベス相などの金属間化合物の形成による結晶粒界および結晶粒内での析出強化によるクリープ強度の向上にも有効に作用する元素である。このため、必要に応じてＷを含有させてもよい。しかし、Ｗの含有量が多量になると、過剰な金属間化合物（ラーベス相あるいはσ相）の析出を生じさせるため、高温延性および／または熱間加工性が損なわれる。したがって、Ｗを含有させる場合には、その含有量を７．０％以下とした。Ｗ含有量の上限は、好ましくは５．０％である。

一方、前記したＷの効果は、Ｗの含有量が１．０％を超える場合に安定して得られる。Ｗ含有量の下限は、好ましくは１．５％である。

なお、Ｗの含有量は、後述の、
ｆ２＝（１／２）Ｗ＋Ｍｏ・・・(2)
で表されるｆ２が１．０〜５．０も満たす必要がある。

Ｍｏ：３．０％以下
Ｍｏは、母相、すなわちマトリックスであるオーステナイト相に固溶し、固溶強化によるクリープ強度の向上に寄与し、またラーベス相の析出を促進する元素であり、Ｗと類似した性質を有する。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかし、Ｍｏの含有量が多量になると、靱性を低下させるσ相の析出が促進し、特に３．０％を超えると、靱性の低下が著しくなる。このため、Ｍｏ含有させる場合には、その含有量を３．０％以下とした。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは２．０％である。

一方、前記したＭｏの効果は、Ｍｏの含有量が０．５％以上の場合に安定して得られる。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは１．０％である。

なお、Ｍｏの含有量は、後述の、
ｆ２＝（１／２）Ｗ＋Ｍｏ・・・(2)
で表されるｆ２が１．０〜５．０も満たす必要がある。

ｆ２：１．０〜５．０
ＷおよびＭｏから選択される１種以上を含有させる場合に、その含有量が上述した範囲にあっても、
ｆ２＝（１／２）Ｗ＋Ｍｏ・・・(2)
で表されるｆ２が１．０未満では、固溶強化および金属間化合物（ラーベス相）の形成によるクリープ強度の向上が達成されない。一方、ｆ２が５．０を超えると、過剰なラーベス相が析出し、また有害なσ相が安定化して、熱間加工性および靱性の劣化が著しくなる。したがって、ｆ２を１．０〜５．０とした。ｆ２は、２．０を超えることが好ましい。なお、式(2)における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

Ｃｏ：５％以下
（ａ）のＣｏは、Ｎｉと同様オーステナイト組織を安定化させる元素で、オーステナイト組織の安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。このため、必要に応じてＣｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏの含有量が５％を超えると、コストの増加を招く。したがって、Ｃｏを含有させる場合には、その含有量を５％以下とした。Ｃｏ含有量の上限は、好ましくは３．０％である。

一方、前記したＣｏの効果は、Ｃｏの含有量が０．５％以上の場合に安定して得られる。Ｃｏ含有量の下限は、好ましくは１．０％である。

（ｂ）群の元素であるＣａ、Ｍｇおよび希土類元素は、いずれもＳを硫化物として固定して熱間加工性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じて下記の範囲で含有させてもよい。

Ｃａ：０．０５％以下
Ｃａは、Ｓを硫化物として固定し、熱間加工性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０５％を超えると、靱性、延性および清浄性が損なわれる。したがって、Ｃａを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とした。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．０１％である。

一方、前記したＣａの効果は、Ｃａの含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。

Ｍｇ：０．０５％以下
Ｍｇは、Ｓを硫化物として固定し、熱間加工性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＭｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０５％を超えると、靱性、延性および清浄性が損なわれる。したがって、Ｍｇを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とした。Ｍｇ含有量の上限は、好ましくは０．０１％である。

一方、前記したＭｇの効果は、Ｍｇの含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。

希土類元素：０．２％以下
希土類元素は、Ｓを硫化物として固定し、熱間加工性を向上させる作用を有する。また、希土類元素は、無害で安定な酸化物を形成して、Ｏ（酸素）の好ましくない影響を小さくし、耐食性、クリープ強度およびクリープ延性を向上させる作用も有する。このため、必要に応じて希土類元素を含有させてもよい。しかしながら、希土類元素の含有量が０．２％を超えると、酸化物等の介在物が多くなり、熱間加工性および溶接性が損なわれるだけでなく、コストの上昇を招く。したがって、希土類元素を含有させる場合には、その含有量を０．２％以下とした。希土類元素含有量の上限は、好ましくは０．１％である。

一方、前記した希土類元素の効果は、希土類元素の含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。希土類元素含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。

「希土類元素」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、希土類元素の含有量は、上記希土類元素のうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

なお、希土類元素については、一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、希土類元素の量が上記の範囲となるように含有させてもよい。

上記のＣａ、Ｍｇおよび希土類元素は、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、０．３％であってもよいが、０．２％以下とすることが好ましい。

（ｃ）群の元素であるＢ、ＺｒおよびＨｆは、いずれもクリープ強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じて下記の範囲で含有させてもよい。

Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、粒界強化元素としてクリープ強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．０１％を超えると、溶接性が損なわれる。したがって、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．０１％以下とした。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００５％である。

一方、前記したＢの効果は、Ｂの含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。

Ｚｒ：０．２％以下
Ｚｒは、主として粒界強化に寄与し、クリープ強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒの含有量が０．２％を超えると、溶接性および熱間加工性が損なわれる。したがって、Ｚｒを含有させる場合には、その含有量を０．２％以下とした。Ｚｒ含有量の上限は、好ましくは０．０８％である。

一方、前記したＺｒの効果は、Ｚｒの含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。Ｚｒ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。

Ｈｆ：０．２％以下
Ｈｆは、主として粒界強化に寄与し、クリープ強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＨｆを含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆの含有量が０．２％を超えると、溶接性および熱間加工性が損なわれる。したがって、Ｈｆを含有させる場合には、その含有量を０．２％以下とした。Ｈｆ含有量の上限は、好ましくは０．０６％である。

一方、前記したＨｆの効果は、Ｈｆの含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。Ｈｆ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。

上記のＢ、ＺｒおよびＨｆは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、０．４１％であってもよいが、０．２％以下とすることが好ましい。

Ｒｅ：３％以下
（ｄ）のＲｅは、主として固溶強化元素として高温強度およびクリープ強度を向上させる。このため、必要に応じてＲｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｒｅの含有量が３％を超えると、熱間加工性および靱性が損なわれる。したがって、Ｒｅを含有させる場合には、その含有量を３％以下とした。Ｒｅ含有量の上限は、好ましくは２％である。

一方、前記したＲｅの効果は、Ｒｅの含有量が０．１％以上の場合に安定して得られる。Ｒｅ含有量の下限は、好ましくは０．５％である。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有するオーステナイト鋼１〜１３およびＡ〜Ｋを高周波真空溶解炉を用いて溶製し、外径１２０ｍｍの３０ｋｇインゴットとした。

表１中の鋼１〜１３は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ａ〜Ｋは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

このように得して得たインゴットを、熱間鍛造、熱間圧延および冷間圧延して、厚さ１０．５ｍｍの鋼板とした。次いで、上記の鋼板を１２００℃で１０分保持した後、水冷した。

水冷後の厚さ１０．５ｍｍの各鋼板の一部を用いて、厚さ方向中心部から、長手方向（圧延方向）に平行に、直径が６ｍｍで標点間距離が３０ｍｍの丸棒試験片を機械加工によって作製し、クリープ破断試験に供した。

クリープ破断試験は７００〜８００℃の大気中において実施し、得られた破断強度を基にラーソン−ミラーパラメータ法によって、７００℃、１００００時間でのクリープ破断強度を求めた。

また、上記１２００℃で１０分保持した後に水冷した厚さ１０．５ｍｍの各鋼板の残りを用いて、７００℃で５０００時間保持する時効処理を施した後、水冷した。

上記の時効処理後水冷した厚さ１０．５ｍｍの各鋼板の厚さ方向中心部から、長手方向に平行に、ＪＩＳＺ２２４２（２００５）に記載の、幅が５ｍｍ、高さが１０ｍｍで長さが５５ｍｍのＶノッチ試験片を作製し、０℃でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定して長時間加熱後（時効処理後）の靱性を評価した。

表２に、上記の試験結果を示す。

表２から、化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼１〜１３を用いた試験番号１〜１３の場合、クリープ破断強度および７００℃で５０００時間の時効処理後の靱性は、ともに良好であることが明らかである。

これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼Ａ〜Ｋを用いた試験番号１４〜２４の場合には、上記の試験番号１〜１３の本発明例の場合と比べて、クリープ破断強度または７００℃で５０００時間の時効処理後の靱性（衝撃値）が劣っている。

試験番号１４の場合、鋼ＡはＣ（炭素）の含有量が高く本発明で規定する範囲外であること以外は、試験番号１で用いた鋼１とほぼ同等の化学組成を有しており、クリープ破断強度は高いものの、試験番号１の場合と比べて、時効処理後の衝撃値が極めて低い。

試験番号１５の場合、鋼ＢはＷの含有量およびｆ２が、本発明で規定する範囲外で高いこと以外は、試験番号１で用いた鋼１とほぼ同等の化学組成を有しており、クリープ破断強度は高いものの、試験番号１の場合と比べて、時効処理後の衝撃値が著しく低い。

試験番号１６の場合、鋼ＣはＮｂの含有量およびｆ１が、本発明で規定する範囲外で高いこと以外は、試験番号２で用いた鋼２とほぼ同等の化学組成を有しており、クリープ破断強度は高いものの、試験番号２の場合と比べて、時効処理後の衝撃値が極めて低い。

試験番号１７の場合、鋼ＤはＴｉの含有量およびｆ１が、本発明で規定する範囲外で高いこと以外は、試験番号３で用いた鋼３とほぼ同等の化学組成を有しており、クリープ破断強度は高いものの、試験番号３の場合と比べて、時効処理後の衝撃値が著しく低い。

試験番号１８の場合、鋼Ｅは個別の元素の含有量に関しては、ＭｏおよびＷの含有量が多いこと以外は、試験番号５で用いた鋼５とほぼ同等で、しかも各元素の含有量自体も本発明の範囲内であるけれども、ｆ２が、本発明で規定する範囲外で高い。このため、クリープ破断強度は高いものの、試験番号５の場合と比べて、時効処理後の衝撃値は低い。

試験番号１９の場合、鋼Ｆは個別の元素の含有量に関しては、ＮｂおよびＴａの含有量が多いこと以外は、試験番号６で用いた鋼６とほぼ同等で、しかも各元素の含有量自体も本発明の範囲内であるけれども、ｆ１が、本発明で規定する範囲外で高い。このため、クリープ破断強度は高いものの、試験番号６の場合と比べて、時効処理後の衝撃値は低い。

試験番号２０の場合、鋼Ｇは個別の元素の含有量に関しては、Ｖの含有量が多いこと以外は、試験番号７で用いた鋼７とほぼ同等で、しかも各元素の含有量自体も本発明の範囲内であるけれども、ｆ１が、本発明で規定する範囲外で高い。このため、クリープ破断強度は高いものの、試験番号７の場合と比べて、時効処理後の衝撃値が極めて低い。

試験番号２１の場合、鋼Ｈは個別の元素の含有量に関しては、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＶの含有量が多いこと以外は、試験番号４で用いた鋼４とほぼ同等で、しかも各元素の含有量自体も本発明の範囲内であるけれども、ｆ１およびｆ２が、本発明で規定する範囲外で高い。このため、クリープ破断強度は高いものの、試験番号４の場合と比べて、時効処理後の衝撃値が極めて低い。

試験番号２２の場合、鋼Ｉは個別の元素の含有量に関しては、ＭｏおよびＷの含有量が少ないこと以外は、試験番号１で用いた鋼１とほぼ同等で、しかも各元素の含有量自体も本発明の範囲内であるけれども、ｆ２が、本発明で規定する範囲外で低い。このため、時効処理後の衝撃値は高いものの、試験番号１の場合と比べて、クリープ破断強度は低い。

試験番号２３の場合、鋼Ｊは個別の元素の含有量に関しては、ＮｂおよびＴａの含有量が少ないこと以外は、試験番号２で用いた鋼１とほぼ同等で、しかも各元素の含有量自体も本発明の範囲内であるけれども、ｆ１が、本発明で規定する範囲外で低い。このため、時効処理後の衝撃値は高いものの、試験番号２の場合と比べて、クリープ破断強度は低い。

試験番号２４の場合、鋼Ｋは個別の元素の含有量に関しては、ＴｉおよびＶの含有量が少ないこと以外は、試験番号３で用いた鋼３とほぼ同等で、しかも各元素の含有量自体も本発明の範囲内であるけれども、ｆ１が、本発明で規定する範囲外で低い。このため、時効処理後の衝撃値は高いものの、試験番号３の場合と比べて、クリープ破断強度は低い。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２％未満、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２以下、Ｃｒ：１５〜２６％、Ｎｉ：２０〜３５％、Ａｌ：０．３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＮ：０．０５％以下を含むとともに、Ｔｉ：３．０％以下（０％を含む）、Ｖ：３．０％以下（０％を含む）、Ｎｂ：２．３％未満（０％を含む）およびＴａ：２．０％以下（０％を含む）から選択される１種以上を含み、かつ下記の式(1)で表されるｆ１が１．５〜６．０を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋼。
ｆ１＝２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｎｂ＋（１／２）Ｔａ・・・(1)
上記の式(1)における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｗ：７．０％以下およびＭｏ：３．０％以下から選択される１種以上を含有し、かつ下記の式(2)で表されるｆ２が１．０〜５．０であることを特徴とする、請求項１に記載のオーステナイト系耐熱鋼。
ｆ２＝（１／２）Ｗ＋Ｍｏ・・・(2)
上記の式(2)における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の（ａ）から（ｄ）までに示される元素から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載のオーステナイト系耐熱鋼。
（ａ）：Ｃｏ：５％以下
（ｂ）：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下および希土類元素：０．２％以下
（ｃ）：Ｂ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＨｆ：０．２％以下、ならびに
（ｄ）：Ｒｅ：３％以下