JP2017061730A - オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】７００℃以上の高温環境においても、高い高温強度と、優れた耐水蒸気酸化性を有する、オーステナイト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２％超〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１５．０〜２０．０％未満、Ｎｉ：２５．０〜４５．０％未満、Ｎｂ：２．３〜７．０％を含有し、さらに、Ｔｉ：４．０％以下、Ｍｏ：８．０％以下、及び、Ｗ：１６．０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。Ｔｉ＋Ｍｏ／２＋Ｗ／４≧２．０ （１）Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）式（２）中のＮｉ（ｓｆ）には表面から５μｍ深さまでの範囲におけるＮｉ含有量（質量％）が代入され、Ｎｉ（ｃｐ）には鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。【選択図】図２
Description
本発明はステンレス鋼に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
近年、地球温暖化等の環境問題への関心が高まっている。そのため、発電プラントは、操業時のＣＯ2排出量の低減を求められている。ＣＯ2排出量を低減する方法として、たとえば、石炭火力発電プラントは、蒸気を高温化及び高圧化する方法を採用している。
発電プラントのボイラの加熱器管及び再熱器管には、ボイラ用鋼管が使用される。蒸気の高温化及び高圧化に伴い、ボイラ用鋼管には、高温強度と、水蒸気による高温酸化への優れた耐性（耐水蒸気酸化性）とが求められる。
鋼管の耐水蒸気酸化性を高める技術は、たとえば、特開昭５８−１３３３５２号公報（特許文献１）、特開昭４９−１３５８２２号公報（特許文献２）、特開昭５２−８９３０号公報（特許文献３）、特開昭６３−５４５９８号公報（特許文献４）、特開２００４−１３２４３７号公報（特許文献５）、特開２００９−６８０７９号公報（特許文献６）に開示されている。
［鋼組織を細粒化する技術］
特許文献１は、組織を細粒化することにより耐水蒸気酸化性を向上させた鋼管を開示する。特許文献１で開示されるオーステナイトステンレス鋼管は、鋼管の平均結晶粒度番号が６以下の粗粒組織と、内面側の結晶粒度番号が７以上の細粒層とを有する。特許文献１で開示されるオーステナイトステンレス鋼管の細粒層部の（Ｃ＋Ｎ）量は０．１５％以上である。
特許文献１は、組織を細粒化することにより耐水蒸気酸化性を向上させた鋼管を開示する。特許文献１で開示されるオーステナイトステンレス鋼管は、鋼管の平均結晶粒度番号が６以下の粗粒組織と、内面側の結晶粒度番号が７以上の細粒層とを有する。特許文献１で開示されるオーステナイトステンレス鋼管の細粒層部の（Ｃ＋Ｎ）量は０．１５％以上である。
［表面に吹き付け加工を施す技術］
特許文献２〜特許文献４は、表面に吹き付け加工を施すことにより鋼管の耐水蒸気酸化性を向上する技術を開示する。具体的には、特許文献２及び特許文献３は、ピーニング加工を施す製造方法を開示する。特許文献２で開示されるオーステナイトステンレス鋼は、最終熱処理後又は熱間圧延後、オーステナイトステンレス鋼表面に、流体による粒子吹き付けピーニング加工が施される。
特許文献２〜特許文献４は、表面に吹き付け加工を施すことにより鋼管の耐水蒸気酸化性を向上する技術を開示する。具体的には、特許文献２及び特許文献３は、ピーニング加工を施す製造方法を開示する。特許文献２で開示されるオーステナイトステンレス鋼は、最終熱処理後又は熱間圧延後、オーステナイトステンレス鋼表面に、流体による粒子吹き付けピーニング加工が施される。
特許文献３で開示されるオーステナイトステンレス鋼は、最終熱処理後又は熱間圧延後、オーステナイトステンレス鋼表面に、所定の吹き付け圧力及び吹き付け量で、流体による粒子吹き付けピーニング加工が施される。粒子には、炭素鋼、合金鋼又はステンレス鋼が用いられる。
特許文献４は、ショットブラスト加工を施す製造方法を開示する。特許文献４で開示されるステンレス管体は、まず既設ボイラから取り外され、溶体化熱処理が施される。その後、ステンレス管体は、内面の脱スケールを目的として、化学洗浄が施される。さらに、ステンレス管体内面に、冷間加工層形成を目的として、ショットブラスト加工が施される。
［高加工度の冷間加工を付与する技術］
特許文献５及び特許文献６は、鋼管に高加工度の冷間加工を付与して鋼管の耐水蒸気酸化性を高める技術を開示する。具体的には、特許文献５に開示された方法では、質量％で５〜３０％のＣｒを含有するオーステナイト系耐熱鋼管に、内表面に超音波衝撃処理を施す。
特許文献５及び特許文献６は、鋼管に高加工度の冷間加工を付与して鋼管の耐水蒸気酸化性を高める技術を開示する。具体的には、特許文献５に開示された方法では、質量％で５〜３０％のＣｒを含有するオーステナイト系耐熱鋼管に、内表面に超音波衝撃処理を施す。
特許文献６は、Ｃｒを８〜２８質量％含有し、内表面に加工層を備える鋼管を開示する。加工層は、鋼管内表面からの深さが２０μｍの位置におけるビッカース硬度が、内表面からの深さがｔ／２（ｔ：鋼管の肉厚）の位置におけるビッカース硬度の１．５倍以上となる硬さを有する。
しかしながら、特許文献１に開示された細粒層を有する鋼管は、７００℃以上の高温環境において、耐水蒸気酸化性が低くなる場合がある。特許文献２〜６に開示された方法で製造された鋼も、同様に、７００℃以上の高温環境において、耐水蒸気酸化性が低くなる場合がある。
発電プラントでは、さらなる発電効率の向上を目的として、将来的には、８００℃程度での操業も予想される。したがって、発電プラント用途に用いられる鋼には、７００℃以上の高温環境下においても、高い高温強度と、優れた耐水蒸気酸化性とが要求される。
本発明の目的は、７００℃以上の高温環境においても、高い高温強度と、優れた耐水蒸気酸化性とを有する、オーステナイト系ステンレス鋼を提供することである。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２％超〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１５．０〜２０．０％未満、Ｎｉ：２５．０〜４５．０％未満、Ｎｂ：２．３〜７．０％、Ａｌ：０〜０．１００％、Ｃａ：０〜０．０２０％、Ｍｇ：０〜０．０２０％、Ｚｒ：０〜０．５００％、Ｂ：０〜０．０２０％、及び希土類元素：０〜０．１００％を含有し、さらに、Ｔｉ：４．０％以下、Ｍｏ：８．０％以下、及びＷ：１６．０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物のうち、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、及びＮ：０．０３０％以下であり、式（１）及び式（２）を満たす。
Ｔｉ＋Ｍｏ／２＋Ｗ／４≧２．０ （１）
Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 式（２）中のＮｉ（ｓｆ）にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面から５μｍ深さまでの範囲におけるＮｉ含有量（質量％）が代入され、Ｎｉ（ｃｐ）にはオーステナイト系ステンレス鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。
Ｔｉ＋Ｍｏ／２＋Ｗ／４≧２．０ （１）
Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 式（２）中のＮｉ（ｓｆ）にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面から５μｍ深さまでの範囲におけるＮｉ含有量（質量％）が代入され、Ｎｉ（ｃｐ）にはオーステナイト系ステンレス鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、７００℃以上の高温環境においても、高い高温強度と、優れた耐水蒸気酸化性とを有する。
本発明者らは、７００℃以上の水蒸気酸化雰囲気（以下、高温水蒸気酸化雰囲気という）におけるオーステナイト系ステンレス鋼の耐水蒸気酸化性について調査及び検討を行い、次の知見を得た。
高温水蒸気酸化雰囲気中でオーステナイト系ステンレス鋼を使用した場合、図１に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼の表面に酸化スケール２が形成される。酸化スケール２は、内層酸化スケール３と外層酸化スケール４とを含む。
内層酸化スケール３は、オーステナイト系ステンレス鋼１の表面に形成されている。内層酸化スケール３は、主としてＦｅ及びＣｒの混合酸化物からなる。内層酸化スケール３はたとえば、８０体積％以上の（Ｆｅ、Ｃｒ）3Ｏ4を含有する。外層酸化スケール４は、内層酸化スケール３上に形成されている。外層酸化スケール４は、主としてＦｅ系酸化物からなる。外層酸化スケール４はたとえば、８０体積％以上のＦｅ3Ｏ4を含有する。
従来のオーステナイト系ステンレス鋼の場合、高温水蒸気酸化雰囲気中での使用時間に伴い、外部からオーステナイト系ステンレス鋼の表層に酸素が侵入する。また、オーステナイト系ステンレス鋼内部からＦｅが酸化スケールに移動する。そのため、酸化スケールが成長する。
オーステナイト系ステンレス鋼において、表層のＮｉ含有量を鋼全体の平均Ｎｉ含有量よりも高くすれば、つまり、オーステナイト系ステンレス鋼が式（２）を満たせば、高温水蒸気酸化雰囲気中での酸化スケールの成長を抑制できる。
Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）
ここで、式（２）中のＮｉ（ｓｆ）にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面から５μｍ深さまでの範囲におけるＮｉ含有量（質量％）が代入され、Ｎｉ（ｃｐ）にはオーステナイト系ステンレス鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。
Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）
ここで、式（２）中のＮｉ（ｓｆ）にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面から５μｍ深さまでの範囲におけるＮｉ含有量（質量％）が代入され、Ｎｉ（ｃｐ）にはオーステナイト系ステンレス鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。
表層のＮｉ含有量が鋼全体の平均Ｎｉ含有量よりも高いオーステナイト形ステンレス鋼を高温水蒸気酸化雰囲気中で使用した場合、図２に示す酸化スケール２０が形成される。
図２の酸化スケール２０では、内層酸化スケール３０と外層酸化スケール４０との界面に金属Ｎｉ層５０が形成されている。ここで、金属Ｎｉ層とは、Ｎｉ含有量が８０質量％以上で、残部がＦｅ又はＣｒの酸化物からなる層を指す。内層酸化スケール３０及び外層酸化スケール４０の構成は、内層酸化スケール３と外層酸化スケール４と同じである。
金属Ｎｉ層は酸化スケールの成長を抑制し、耐水蒸気酸化性を高める。この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。金属Ｎｉ層での酸素及びＦｅの拡散能は、酸化スケールでの酸素及びＦｅの拡散能よりも小さい。そのため、金属Ｎｉ層は、酸素の侵入を抑制し、Ｆｅの酸化スケールへの移動を抑制する。その結果、酸化スケールの成長が抑制され、耐水蒸気酸化性が高まる。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２％超〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１５．０〜２０．０％未満、Ｎｉ：２５．０〜４５．０％未満、Ｎｂ：２．３〜７．０％、Ａｌ：０〜０．１００％、Ｃａ：０〜０．０２０％、Ｍｇ：０〜０．０２０％、Ｚｒ：０〜０．５００％、Ｂ：０〜０．０２０％、及び希土類元素：０〜０．１００％を含有し、さらに、Ｔｉ：４．０％以下、Ｍｏ：８．０％以下、及び、Ｗ：１６．０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物のうち、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、及びＮ：０．０３０％以下であり、式（１）及び式（２）を満たす。
Ｔｉ＋Ｍｏ／２＋Ｗ／４≧２．０ （１）
Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。式（２）中のＮｉ（ｓｆ）にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面から５μｍ深さまでの範囲におけるＮｉ含有量（質量％）が代入され、Ｎｉ（ｃｐ）にはオーステナイト系ステンレス鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。
Ｔｉ＋Ｍｏ／２＋Ｗ／４≧２．０ （１）
Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。式（２）中のＮｉ（ｓｆ）にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面から５μｍ深さまでの範囲におけるＮｉ含有量（質量％）が代入され、Ｎｉ（ｃｐ）にはオーステナイト系ステンレス鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。
上記オーステナイト系ステンレス鋼は、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．０２０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２０％、Ｚｒ：０．０００１〜０．５００％、Ｂ：０．０００１〜０．０２０％、及び希土類元素：０．０００１〜０．１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上述のオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、内層酸化スケールと、外層酸化スケールと、金属Ｎｉ層とを含有してもよい。内層酸化スケールは、オーステナイト系ステンレス鋼の表面に形成されている。外層酸化スケールは、内層酸化スケール上に形成されている。金属Ｎｉ層は、内層酸化スケールと外層酸化スケールとの界面に形成されており、界面の６０％を占める。金属Ｎｉ層が、内層酸化スケールと外層酸化スケールとの界面を占める割合（面積率）、Ｎｉ占有率（％）と定義する。この場合、金属Ｎｉ層により、耐水蒸気酸化性がさらに高まる。
上記オーステナイト系ステンレス鋼はたとえば、鋼管である。
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、特に断りがない場合、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、次の元素を含有する。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０２％超〜０．２０％
炭素（Ｃ）は炭化物を形成し、クリープ強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃは、Ｎｉ、Ｎｂ及びＣｒと結合して炭化物を形成する。そのため、Ｃ含有量が高すぎれば、Ｌａｖｅｓ相に代表される、金属間化合物の析出量が低減する。さらに、炭化物は高温で長時間加熱されると凝集して粗大化する。粗大な炭化物は結晶粒内及び粒界の強度を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．０２％超〜０．２０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、より好ましくは０．０６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、より好ましくは０．１０％である。
炭素（Ｃ）は炭化物を形成し、クリープ強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃは、Ｎｉ、Ｎｂ及びＣｒと結合して炭化物を形成する。そのため、Ｃ含有量が高すぎれば、Ｌａｖｅｓ相に代表される、金属間化合物の析出量が低減する。さらに、炭化物は高温で長時間加熱されると凝集して粗大化する。粗大な炭化物は結晶粒内及び粒界の強度を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．０２％超〜０．２０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、より好ましくは０．０６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、より好ましくは０．１０％である。
Ｓｉ：１．５％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避的に含有される。Ｓｉは鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．５％以下である。好ましいＳｉ含有量は０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
シリコン（Ｓｉ）は不可避的に含有される。Ｓｉは鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．５％以下である。好ましいＳｉ含有量は０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｎ：１．０％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。ＭｎはＳｉと同様に、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎはシグマ（σ）相の生成を促進して鋼の熱間加工性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以下である。好ましいＭｎ含有量は０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。ＭｎはＳｉと同様に、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎはシグマ（σ）相の生成を促進して鋼の熱間加工性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以下である。好ましいＭｎ含有量は０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｒ：１５.０〜２０.０％未満
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐水蒸気酸化性を高める。高温水蒸気酸化雰囲気において、Ｃｒは、鋼の表面近傍にクロミア（Ｃｒ2Ｏ3）皮膜を形成する。鋼の表面に均一なクロミア皮膜が形成されることにより、鋼の耐水蒸気酸化性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、組織の安定性が低下して高温クリープ強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５.０〜２０.０％未満である。上述のとおり本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼を高温水蒸気酸化雰囲気で使用すると、表面の酸化スケール内に金属Ｎｉ層が形成される。この金属Ｎｉ層により、２０.０％未満のＣｒ含有量であっても優れた耐水蒸気酸化性が維持される。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１５.０％よりも高く、より好ましくは１６.０％であり、さらに好ましくは１７.０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１９．５％であり、さらに好ましくは１９.０％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐水蒸気酸化性を高める。高温水蒸気酸化雰囲気において、Ｃｒは、鋼の表面近傍にクロミア（Ｃｒ2Ｏ3）皮膜を形成する。鋼の表面に均一なクロミア皮膜が形成されることにより、鋼の耐水蒸気酸化性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、組織の安定性が低下して高温クリープ強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５.０〜２０.０％未満である。上述のとおり本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼を高温水蒸気酸化雰囲気で使用すると、表面の酸化スケール内に金属Ｎｉ層が形成される。この金属Ｎｉ層により、２０.０％未満のＣｒ含有量であっても優れた耐水蒸気酸化性が維持される。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１５.０％よりも高く、より好ましくは１６.０％であり、さらに好ましくは１７.０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１９．５％であり、さらに好ましくは１９.０％である。
Ｎｉ：２５.０〜４５.０％未満
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させる。Ｎｉはさらに、鋼の耐水蒸気酸化性及び耐食性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、これらの効果が飽和するだけでなく、熱間加工性が低下する。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、原料コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は２５.０〜４５.０％未満である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は２５.０％よりも高く、より好ましくは２６.０％であり、さらに好ましくは２８．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は４２.０％であり、さらに好ましくは４０.０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させる。Ｎｉはさらに、鋼の耐水蒸気酸化性及び耐食性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、これらの効果が飽和するだけでなく、熱間加工性が低下する。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、原料コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は２５.０〜４５.０％未満である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は２５.０％よりも高く、より好ましくは２６.０％であり、さらに好ましくは２８．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は４２.０％であり、さらに好ましくは４０.０％である。
Ｎｂ：２．３〜７．０％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎｉと結合してγ“相（Ｎｉ3Ｎｂ）を形成する。Ｎｂはさらに、Ｆｅと結合してＬａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｎｂ）を形成する。これらの金属間化合物（γ“相及びＬａｖｅｓ相）が、高温環境中において粒界及び粒内に析出することにより、材料の高温クリープ強度が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は２．３〜７．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は２．３％よりも高く、より好ましくは２．５％であり、さらに好ましくは２．８％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は７．０％未満であり、より好ましくは６．５％であり、さらに好ましくは６．０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎｉと結合してγ“相（Ｎｉ3Ｎｂ）を形成する。Ｎｂはさらに、Ｆｅと結合してＬａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｎｂ）を形成する。これらの金属間化合物（γ“相及びＬａｖｅｓ相）が、高温環境中において粒界及び粒内に析出することにより、材料の高温クリープ強度が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は２．３〜７．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は２．３％よりも高く、より好ましくは２．５％であり、さらに好ましくは２．８％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は７．０％未満であり、より好ましくは６．５％であり、さらに好ましくは６．０％である。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｔｉ、Ｍｏ、及びＷからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。
Ｔｉ：４．０％以下
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｉと結合してγ”相（Ｎｉ3Ｔｉ）を形成する。Ｔｉはさらに、Ｆｅと結合してＬａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｔｉ）を形成する。これらの金属間化合物は、材料の高温クリープ強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が多すぎれば、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は４．０％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は３．８％以下であり、さらに好ましくは、３．５％以下である。
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｉと結合してγ”相（Ｎｉ3Ｔｉ）を形成する。Ｔｉはさらに、Ｆｅと結合してＬａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｔｉ）を形成する。これらの金属間化合物は、材料の高温クリープ強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が多すぎれば、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は４．０％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は３．８％以下であり、さらに好ましくは、３．５％以下である。
Ｍｏ：８．０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｆｅと結合してσ相（ＦｅＭｏ）を形成する。ＦｅＭｏは材料の高温クリープ強度を高める。Ｍｏ含有量が多すぎれば、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は８．０％以下である。Ｍｏの含有量の好ましい上限は６．０％以下であり、さらに好ましくは５．０％以下である。
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｆｅと結合してσ相（ＦｅＭｏ）を形成する。ＦｅＭｏは材料の高温クリープ強度を高める。Ｍｏ含有量が多すぎれば、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は８．０％以下である。Ｍｏの含有量の好ましい上限は６．０％以下であり、さらに好ましくは５．０％以下である。
Ｗ：１６．０％以下
タングステン（Ｗ）は、Ｆｅと結合してＬａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｗ）を形成する。Ｆｅ2Ｗは材料の高温クリープ強度を高める。Ｗ含有量が多すぎれば、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は１６．０％以下である。Ｗの含有量の好ましい上限は１４．０％以下であり、さらに好ましくは１２．０％である。
タングステン（Ｗ）は、Ｆｅと結合してＬａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｗ）を形成する。Ｆｅ2Ｗは材料の高温クリープ強度を高める。Ｗ含有量が多すぎれば、鋼の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は１６．０％以下である。Ｗの含有量の好ましい上限は１４．０％以下であり、さらに好ましくは１２．０％である。
［式１について］
Ｔ、Ｍｏ、及びＷ含有量はさらに、式（１）を満たす。
Ｔｉ＋Ｍｏ／２＋Ｗ／４≧２．０ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｔ、Ｍｏ、及びＷ含有量はさらに、式（１）を満たす。
Ｔｉ＋Ｍｏ／２＋Ｗ／４≧２．０ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ１＝Ｔｉ＋Ｍｏ／２＋Ｗ／４と定義する。Ｆ１は、高温クリープ特性の指標である。Ｔｉ、Ｍｏ、及びＷを含有する金属間化合物は、上述のとおり、鋼の高温クリープ強度を高める。Ｆ１が２．０未満であればこの効果が得られない。したがって、Ｆ１は２．０以上である。Ｆ１が２．０％以上であれば、Ｔｉ含有量、Ｍｏ含有量、Ｗ含有量の下限は特に限定されない。たとえば、Ｆ１が２．０以上であれば、Ｔｉ、Ｍｏ及びＷのうちの少なくとも１種又は２種が含有され、他の元素が含有されなくてもよい。もちろん、Ｔｉ、Ｍｏ及びＷが全て含有されていてもよい。Ｆ１の好ましい下限は２．２％であり、さらに好ましくは２．５％である。
Ｆ１含有量の好ましい上限は４．０％である。この場合、鋼の靭性及び熱間加工性の低下を抑制できる。Ｆ１のさらに好ましい上限は３．８％であり、より好ましくは３．５％である。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、鋼材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されるものであって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
不純物のうち、Ｐ、Ｓ、及び、Ｎの含有量は次のとおりである。
Ｐ：０．０２０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の熱間加工性及び延性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０１０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の熱間加工性及び延性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０１０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の熱間加工性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００８％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の熱間加工性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００８％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｎ：０．０３０％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、Ｎｂと結合して窒化物を形成する。そのため、上述のＮｂを含有する金属間化合物（γ“相及びＬａｖｅｓ相）の析出量が減少し、高温クリープ強度が低下する。さらに、窒化物は高温で長時間加熱されると凝集して粗大化する。粗大な窒化物は鋼の高温クリープ強度を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０３０％以下である。好ましいＮ含有量は０．０１０％以下である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、Ｎｂと結合して窒化物を形成する。そのため、上述のＮｂを含有する金属間化合物（γ“相及びＬａｖｅｓ相）の析出量が減少し、高温クリープ強度が低下する。さらに、窒化物は高温で長時間加熱されると凝集して粗大化する。粗大な窒化物は鋼の高温クリープ強度を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０３０％以下である。好ましいＮ含有量は０．０１０％以下である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｂ、及び希土類元素からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
Ａｌ：０〜０．１００％、
Ｃａ：０〜０．０２０％、
Ｍｇ：０〜０．０２０％、
Ｚｒ：０〜０．５００％、
Ｂ：０〜０．０２０％、及び
希土類元素：０〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ボロン（Ｂ）、及び希土類元素（ＲＥＭ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素はいずれも、鋼の強度、加工性及び耐水蒸気酸化性を高める。しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０〜０．１００％であり、Ｃａ含有量は０〜０．０２０％であり、Ｍｇ含有量は０〜０．０２０％であり、Ｚｒ含有量は０〜０．５００％であり、Ｂ含有量は０〜０．０２０％であり、ＲＥＭ含有量は０〜０．１００％である。
本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及びランタノイド（原子番号５７番のＬａ〜７１番のＬｕ）の少なくとも１種以上を含有する。ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
Ｃａ：０〜０．０２０％、
Ｍｇ：０〜０．０２０％、
Ｚｒ：０〜０．５００％、
Ｂ：０〜０．０２０％、及び
希土類元素：０〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ボロン（Ｂ）、及び希土類元素（ＲＥＭ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素はいずれも、鋼の強度、加工性及び耐水蒸気酸化性を高める。しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０〜０．１００％であり、Ｃａ含有量は０〜０．０２０％であり、Ｍｇ含有量は０〜０．０２０％であり、Ｚｒ含有量は０〜０．５００％であり、Ｂ含有量は０〜０．０２０％であり、ＲＥＭ含有量は０〜０．１００％である。
本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及びランタノイド（原子番号５７番のＬａ〜７１番のＬｕ）の少なくとも１種以上を含有する。ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％未満であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０２０％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０２０％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．５００％未満であり、さらに好ましくは０．４００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
Ｂ含有量の好ましい上限は０．０２０％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．１００％未満であり、さらに好ましくは０．０７０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
［式２について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、式（２）を満たす。
Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）
ここで、式（２）中のＮｉ（ｓｆ）にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＮｉ含有量（質量％）が代入される。また、Ｎｉ（ｃｐ）にはオーステナイト系ステンレス鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。本明細書において、オーステナイト系ステンレス鋼の表層とは、オーステナイト系ステンレス鋼における表面から５μｍ深さまでの範囲を意味する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、式（２）を満たす。
Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）
ここで、式（２）中のＮｉ（ｓｆ）にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＮｉ含有量（質量％）が代入される。また、Ｎｉ（ｃｐ）にはオーステナイト系ステンレス鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。本明細書において、オーステナイト系ステンレス鋼の表層とは、オーステナイト系ステンレス鋼における表面から５μｍ深さまでの範囲を意味する。
式（２）に示すとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、表面のＮｉ含有量が、鋼全体の平均Ｎｉ含有量より高い。この場合、上述のとおり、酸化スケール内に金属Ｎｉ層が形成され、高温水蒸気酸化雰囲気において、耐水蒸気酸化性が高まる。
Ｆ２＝ Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）と定義する。Ｆ２は、表層のＮｉ濃化の指標である。Ｆ２の好ましい下限は１．０１であり、さらに好ましくは１．０２である。また、Ｆ２の上限は特に限定されないが、本実施形態の化学組成におけるＦ２の上限の一例は２．５０である。
上述の表層のＮｉ含有量Ｎｉ（ｓｆ）は次の方法で求められる。オーステナイト系ステンレス鋼の表面のうち、任意の5点（測定点）において、Ｎｉ（ｓｆ）を測定する。オーステナイト系ステンレス鋼を表面に対して垂直に切断して、上記測定点を含むサンプルを採取する。測定点において、表面から５μｍ深さまでの範囲（つまり表層）における平均Ｎｉ含有量をＥＤＸ（エネルギ分散型Ｘ線分光）により求める。求めた値をＮｉ（ｓｆ）（％）と定義する。
上述の鋼全体の平均Ｎｉ含有量Ｎｉ（ｃｐ）は、次の方法で求められる。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の表面から垂直な断面における中央部で試験片を採取する。たとえば、オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板の場合、圧延方向に垂直な断面の中央部（中心軸部分）から試験片を採取する。同様に、オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼又は線材である場合、中心軸部分から試験片を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を採取する。採取された試験片に対して、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法により、Ｎｉ含有量を求める。求めた値を鋼全体の平均Ｎｉ含有量Ｎｉ（ｃｐ）（％）と定義する。
本実施形態による、オーステナイト系ステンレス鋼の形状は、特に限定されない。オーステナイト系ステンレス鋼はたとえば、鋼板、鋼管、棒鋼、線材等である。オーステナイト系ステンレス鋼が鋼管である場合、オーステナイト系ステンレス鋼管はボイラ用配管等として使用される。
［製造方法］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の一例について説明する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の一例について説明する。
［中間材製造工程］
上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。
上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。
製造された溶鋼から造塊法によりインゴットを製造する。インゴットを熱間加工（熱間鍛造等）してスラブやブルーム、ビレット等の鋼素材を製造する。製造された溶鋼から連続鋳造法によりスラブやブルーム、ビレット等の鋼素材を製造してもよい。
製造された鋼素材を熱間加工して、中間材を製造する。たとえば、鋼素材を熱間圧延して鋼板や棒鋼、線材を製造する。また、熱間押出や穿孔圧延等により鋼管を製造する。上記のとおり、熱間加工の具体的な方法は特に限定されず、最終製品の形状に応じた熱間加工を実施すればよい。
熱間加工後の中間材に対して冷間加工を実施してもよい。中間材が鋼管である場合、冷間加工はたとえば、冷間引抜や冷間圧延である。中間材が鋼板である場合、冷間圧延等である。
［熱処理工程］
製造された中間材に対して熱処理を実施する。熱処理を実施することにより、中間材の表面に金属酸化物層が形成される。
製造された中間材に対して熱処理を実施する。熱処理を実施することにより、中間材の表面に金属酸化物層が形成される。
熱処理温度は１０００〜１２００℃である。熱処理温度が低すぎれば、結晶粒の均一化が不十分となる。また、後述のＮｉ表面濃化処理工程後にオーステナイト系ステンレス鋼の表面近傍でのＮｉ濃化が不十分となる。その結果、式（２）が満たされない。また、熱処理温度が高すぎれば、結晶粒径が著しく粗大化するため、施工性が低下する。従って、熱処理温度は１０００〜１２００℃である。
熱処理時間は５〜６０分である。熱処理時間が短かすぎれば、結晶粒の均一化が不十分となる。また、後述のＮｉ表面濃化処理工程後にオーステナイト系ステンレス鋼の表面近傍でのＮｉの濃化が十分発生せず、式（２）が満たされない。また、熱処理時間が長すぎれば、結晶粒径が著しく粗大化するため、施工性が低下する。したがって、熱処理時間は５〜６０分である。
熱処理雰囲気は、大気雰囲気又は酸化性のガス雰囲気が望ましい。酸化性雰囲気でない場合、上記効果が得られない恐れがある。
［Ｎｉ表面濃化処理工程］
熱処理後の中間材に対して、Ｎｉ表面濃化処理を実施する。Ｎｉ表面濃化処理では、浴を準備する。熱処理後の中間材を浴に浸漬して、熱処理により形成された金属酸化物層を除去する。このとき、中間材の表層のＦｅ及びＣｒの酸化物を含む金属酸化物層が除去される。その結果、表層のＮｉ濃度が増加する。
熱処理後の中間材に対して、Ｎｉ表面濃化処理を実施する。Ｎｉ表面濃化処理では、浴を準備する。熱処理後の中間材を浴に浸漬して、熱処理により形成された金属酸化物層を除去する。このとき、中間材の表層のＦｅ及びＣｒの酸化物を含む金属酸化物層が除去される。その結果、表層のＮｉ濃度が増加する。
Ｎｉ表面濃化処理温度は５〜５０℃である。Ｎｉ表面濃化処理温度が低すぎれば、鋼全体の平均Ｎｉ濃度に対して表面のＮｉ濃度が増加しにくく、式（２）が満たされない。一方、Ｎｉ表面濃化処理温度が高すぎれば、表面のＮｉ濃度が均一に増加せず、式（２）を満たさない。Ｎｉ表面濃化処理温度が５〜５０℃であれば、表面のＮｉ濃度が均一に増加して、Ｎｉ表面濃化処理後のオーステナイト系ステンレス鋼が式（２）を満たす。
Ｎｉ表面濃化処理時間は０．５〜１０時間である。Ｎｉ表面濃化処理時間が短かすぎれば、表面のＮｉ濃度が増加しにくく、式（２）が満たされない。一方、Ｎｉ表面濃化処理時間が長すぎれば、表面に濃化したＮｉ層も溶解されるため、表面のＮｉ濃度が均一に増加しにくく、式（２）が満たされない。Ｎｉ表面濃化処理時間が０．５〜１０時間であれば、表面のＮｉ濃度が均一に増加して、Ｎｉ表面濃化処理後のオーステナイト系ステンレス鋼が式（２）を満たす。
Ｎｉ表面濃化処理に用いる浴の種類は特に限定されない。好ましい浴は、塩酸、硫酸、及び硝酸からなる群から選択される1種と、フッ酸との混合溶液である。
以上の製造方法により、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼が製造される。上述の熱処理及びＮｉ表面濃化処理により、中間材の表層では、Ｆｅ及びＣｒの酸化物を含む金属酸化物層が除去される。一方、表層のＮｉは残留する。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼の表層において、Ｆｅ濃度及びＣｒ濃度が減少し、Ｎｉ濃度が相対的に増加して、式（２）を満たす。
Ｎｉ表面濃化処理工程後に、オーステナイト系ステンレス鋼の表面に対して、投射材を用いたブラスト処理を実施してもよい。オーステナイト系ステンレス鋼管の場合、例えば、鋼管内面に対してブラスト処理を実施する。また、オーステナイト系ステンレス鋼板の場合、一表面に対してブラスト処理を実施する。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼のブラスト処理が実施された表面に加工層が形成される。そのため、耐水蒸気酸化性がさらに高まる。
［高温水蒸気酸化雰囲気で使用中の本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼］
上述のオーステナイト系ステンレス鋼はたとえば、高温水蒸気酸化雰囲気中で使用される。たとえば、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼が、ボイラ用鋼管として、発電プラントのボイラの加熱器管及び再熱器管に使用される場合がこれに相当する。
上述のオーステナイト系ステンレス鋼はたとえば、高温水蒸気酸化雰囲気中で使用される。たとえば、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼が、ボイラ用鋼管として、発電プラントのボイラの加熱器管及び再熱器管に使用される場合がこれに相当する。
高温水蒸気酸化雰囲気で使用された本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼１０の表面には、図２に示すとおり、酸化スケール２０が形成されている。酸化スケール２０は、内層酸化スケール３０と外層酸化スケール４０とを含む。
内層酸化スケール３０は、オーステナイト系ステンレス鋼１０の表面に形成されている。内層酸化スケール３０は、主としてＦｅ及びＣｒの混合酸化物からなる。内層酸化スケール３０はたとえば、８０体積％以上の（Ｆｅ、Ｃｒ）3Ｏ4を含有する。外層酸化スケール４０は、内層酸化スケール３０上に形成されている。外層酸化スケール４０は、主としてＦｅ系酸化物からなる。外層酸化スケール４０はたとえば、８０体積％以上のＦｅ3Ｏ4を含有する。
オーステナイト系ステンレス鋼１０はさらに、内層酸化スケール３０と外層酸化スケール４０との界面に、金属Ｎｉ層５０を含む。金属Ｎｉ層５０は、８０質量％以上のＮｉを含有する。金属Ｎｉ層５０中のＮｉ含有量は、ＥＤＸにより測定可能である。
金属Ｎｉ層５０が形成されると、高温水蒸気酸化雰囲気中における酸化スケールの成長が抑制される。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼の耐水蒸気酸化性が高まる。この理由は定かではないが、上述のとおり、金属Ｎｉ層５０により、外界からの酸化スケール２０（内層酸化スケール３０）へのＯの侵入、及び、母材からのＦｅの酸化スケール２０（外層酸化スケール４０）への供給が抑制されるためと考えられる。
以上のとおり、金属Ｎｉ層５０の形成により、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の耐水蒸気酸化性は高まる。
上記効果をより有効に得るために、金属Ｎｉ層５０のＮｉ占有率は面積率で６０％以上が好ましく、さらに好ましくは６５％以上である。この場合、高温水蒸気酸化雰囲気中における耐水蒸気酸化性がさらに高まる。
［試験方法］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を、真空溶解炉を用いて製造した。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を、真空溶解炉を用いて製造した。
表１中に示す各番号の溶鋼を用いて、インゴットを製造した。インゴットを熱間圧延して、中間材（鋼板）を製造した。
製造された中間材に対して、表２に示す熱処理及びＮｉ表面濃化処理を実施してオーステナイト系ステンレス鋼板を製造した。
［Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）測定］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼板を垂直に切断し、表面を含むサンプルを採取した。サンプルを樹脂に埋め込み、表面近傍の断面を含む観察面を研磨した。研磨後の観察面に対して、上述の方法を用いて表層（表面から５μｍ深さまでの範囲）のＮｉ含有量を求めた。
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼板を垂直に切断し、表面を含むサンプルを採取した。サンプルを樹脂に埋め込み、表面近傍の断面を含む観察面を研磨した。研磨後の観察面に対して、上述の方法を用いて表層（表面から５μｍ深さまでの範囲）のＮｉ含有量を求めた。
さらに、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼板の横断面の中央部から分析用試験片を採取し、ＩＣＰ発光分光分析法により、Ｎｉ含有量を求め、これをＮｉ（ｃｐ）と定義した。
［水蒸気酸化試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼板から、２ｍｍ×１０ｍｍ×２５ｍｍの試験片を採取し、水蒸気酸化試験を実施した。
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼板から、２ｍｍ×１０ｍｍ×２５ｍｍの試験片を採取し、水蒸気酸化試験を実施した。
具体的には、試験片を治具に吊り下げた。続いて、試験片を吊り下げたまま、横型管状加熱炉に装入した。装入後、７００℃の水蒸気雰囲気（溶存酸素量は１００ｐｐｂ）で２０００時間保持された。
試験後、各試験片を切断した。切断面が観察面となるよう、切断された試験片を樹脂に埋め込んだ。その後、観察面を鏡面研磨した。鏡面研磨された観察面を、光学顕微鏡観察又は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００〜３０００倍で観察し、試験片に形成された内層酸化スケールの平均厚さを求めた。具体的には、光学顕微鏡観察又はＳＥＭを用いて、試験片の表面近傍を観察し、任意の１０視野において、内層酸化スケールの厚さを測定した。上述のとおり、内層酸化スケールの組成は、外層酸化スケールの組成と異なる。そのため、内層酸化スケールは外層酸化スケールと区別可能である。各視野で測定された内層酸化スケールの厚さの平均を、内層酸化スケールの厚さと定義した。
さらに、水蒸気酸化試験後における、金属Ｎｉ層のＮｉ占有率を測定した。具体的には、光学顕微鏡又はＳＥＭを用いて、鏡面研磨された観察面を観察した。観察面の、内層酸化スケールと外層酸化スケールの界面上に存在する金属Ｎｉ層の長さを測定することで、界面全体の長さに対する金属Ｎｉ層の長さの比を金属Ｎｉ層のＮｉ占有率と定義した。
［クリープ試験］
また、Ｎｉ濃化処理後のステンレス鋼板から、クリープ破断試験片を採取した。クリープ破断試験片は、厚さ方向中心部から採取した。クリープ破断試験片は丸棒試験片であり、直径は６ｍｍ、標点間距離は３０ｍｍであった。この試験片の長手方向は圧延方向とした。この試験片を用いて、クリープ破断試験を行った。クリープ破断試験は７００〜８００℃の大気雰囲気において実施した。得られた破断強度に基づいて、ラーソン−ミラーパラメータ法によって、７００℃における１．０×１０4時間でのクリープ破断強度を求めた。
また、Ｎｉ濃化処理後のステンレス鋼板から、クリープ破断試験片を採取した。クリープ破断試験片は、厚さ方向中心部から採取した。クリープ破断試験片は丸棒試験片であり、直径は６ｍｍ、標点間距離は３０ｍｍであった。この試験片の長手方向は圧延方向とした。この試験片を用いて、クリープ破断試験を行った。クリープ破断試験は７００〜８００℃の大気雰囲気において実施した。得られた破断強度に基づいて、ラーソン−ミラーパラメータ法によって、７００℃における１．０×１０4時間でのクリープ破断強度を求めた。
［試験結果］
表２に、金属Ｎｉ層の占有率、スケール厚さ、及びクリープ破断強度を示す。
表２に、金属Ｎｉ層の占有率、スケール厚さ、及びクリープ破断強度を示す。
試験番号３、７、１０及び１７〜２２の化学組成は適切であり、Ｆ1が式（１）を満たした。さらに、製造条件も適切であったため、Ｆ２が式（２）を満たした。その結果、水蒸気酸化試験後の金属Ｎｉ層の占有率は６０％以上であった。そのため、スケール厚さが１０μｍ未満であり、優れた耐水蒸気酸化性を示した。さらに、クリープ破断強度が１２０ＭＰａ以上で、優れたクリープ強度を示した。
一方、試験番号１では、熱処理時間が短すぎた。そのため、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。
試験番号２では、Ｎｉ表面濃化処理での処理温度が高すぎた。そのため、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。
試験番号４では、Ｎｉ表面濃化処理での処理時間が長すぎた。そのため、Ｆ２が式（２）を満たなかった。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。
試験番号５では、Ｎｉ表面濃化処理での処理温度が低すぎた。そのため、Ｆ２が式（２）を満たなかった。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。
試験番号６では、熱処理での処理温度が低すぎた。そのため、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。
試験番号８では、Ｎｉ表面濃化処理での処理時間が短すぎた。そのため、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。
試験番号９では、熱処理での雰囲気がＡｒであった。そのため、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。
試験番号１１では、Ｎｉ含有量及びＮｂ含有量が低すぎた。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。また、クリープ破断強度が１２０ＭＰａ未満であった。
試験番号１２では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。
試験番号１３及び１６では、Ｎｂ含有量が低すぎた。その結果、クリープ破断強度が１２０ＭＰａ未満であった。
試験番号１４では、Ｎｉ含有量が低すぎた。その結果、金属Ｎｉ層の占有率は６０％未満であり、スケール厚さが１０μｍを超えた。
試験番号１５では、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。その結果、クリープ破断強度が１２０ＭＰａ未満であった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
１、１０ オーステナイト系ステンレス鋼
２、２０ 酸化スケール
３、３０ 内層酸化スケール
４、４０ 外層酸化スケール
５０ 金属Ｎｉ層
２、２０ 酸化スケール
３、３０ 内層酸化スケール
４、４０ 外層酸化スケール
５０ 金属Ｎｉ層
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２％超〜０．２０％、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：１５．０〜２０．０％未満、
Ｎｉ：２５．０〜４５．０％未満、
Ｎｂ：２．３〜７．０％、
Ａｌ：０〜０．１００％、
Ｃａ：０〜０．０２０％、
Ｍｇ：０〜０．０２０％、
Ｚｒ：０〜０．５００％、
Ｂ：０〜０．０２０％、及び、
希土類元素：０〜０．１００％を含有し、さらに、
Ｔｉ：４．０％以下、
Ｍｏ：８．０％以下、及び、
Ｗ：１６．０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
不純物のうち、Ｐ、Ｓ、及びＮは、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、及び
Ｎ：０．０３０％以下、であり、
式（１）及び式（２）を満たす、オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｔｉ＋Ｍｏ／２＋Ｗ／４≧２．０ （１）
Ｎｉ（ｓｆ）／Ｎｉ（ｃｐ）＞１．００ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。式（２）中のＮｉ（ｓｆ）には前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から５μｍ深さまでの範囲におけるＮｉ含有量（質量％）が代入され、Ｎｉ（ｃｐ）には前記オーステナイト系ステンレス鋼全体の平均のＮｉ含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．５００％、
Ｂ：０．０００１〜０．０２０％、及び
希土類元素：０．０００１〜０．１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。 - 請求項１又は請求項２のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であってさらに、
前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面上に形成された内層酸化スケールと、
前記内層酸化スケール上に形成された外層酸化スケールと、
前記内層酸化スケールと前記外層酸化スケールとの界面に形成され、前記界面の６０％以上を占める金属Ｎｉ層とを備える、オーステナイト系ステンレス鋼。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
前記オーステナイト系ステンレス鋼は鋼管である、オーステナイト系ステンレス鋼。
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|---|---|---|---|---|
| JPH0813104A (ja) * | 1994-06-24 | 1996-01-16 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐ヒートサイクル性に優れた耐熱合金及び該合金を使用したヒーターチューブ |
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