JP2019189889A - Austenitic stainless steel - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。 The present invention relates to an austenitic stainless steel.
近年、環境問題に対する意識の高まりを背景に、発電ボイラ、石油精製用プラント、及び石油化学用プラント等の高効率化が望まれている。これらのプラント等の高効率化を目的として、使用温度の高温化が進んでいる。そのため、これらのプラント等に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼には、長時間の使用に耐え得るクリープ強度及び優れた耐食性、特に優れた耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性及び優れた耐孔食性が求められている。 In recent years, against the backdrop of increasing awareness of environmental issues, higher efficiency of power generation boilers, petroleum refining plants, petrochemical plants, and the like is desired. In order to increase the efficiency of these plants and the like, the use temperature is increasing. Therefore, the austenitic stainless steel used in these plants and the like has creep strength and excellent corrosion resistance that can withstand long-term use, in particular, excellent polythionic acid intergranular stress corrosion cracking resistance and excellent pitting corrosion resistance. It has been demanded.
このような背景から、オーステナイト系ステンレス鋼の長時間クリープ強度及び耐食性、特に耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性を改善するために、様々な技術が提案されている。 Against this background, various techniques have been proposed in order to improve the long-term creep strength and corrosion resistance of austenitic stainless steel, particularly the resistance to polythionate intergranular stress corrosion cracking.
特開昭５０−０６７２１５号公報（特許文献１）に記載のステンレス鋼は、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１〜４．０％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：６〜２５％、Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、Ｎ：０．０８〜０．４０％を含有し、かつＮｂ／Ｃ≧４とＮ／Ｃ≧５を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする。これにより、粒界腐食と粒界応力腐食割れ（ＳＣＣ）に強いステンレス鋼が得られる、と特許文献１に記載されている。 The stainless steel described in JP-A-50-067215 (Patent Document 1) has C: 0.03% or less, Si: 0.1-4.0%, Mn: 0.1-5.0%, Cr: 15-30%, Ni: 6-25%, Nb: 0.05-0.30%, N: 0.08-0.40%, and Nb / C ≧ 4 and N / C ≧ 5 and the balance consists of iron and inevitable impurities. It is described in Patent Document 1 that stainless steel that is resistant to intergranular corrosion and intergranular stress corrosion cracking (SCC) can be obtained.
特開昭６０−２２４７６４号公報（特許文献２）に記載の高温用Ｎ含有オーステナイトステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１９〜２７％、Ｎｉ：１８〜３５％、Ｎ：０．０３〜０．１５％、残部Ｆｅ及び付随不純物からなる組成を有する。これにより、Ｃｌ-、Ｓの共存する３５０℃以上の高温環境下で使用する耐硫化、耐応力腐食割れ性に優れた高温用Ｎ含有オーステナイトステンレス鋼が得られる、と特許文献２に記載されている。 The high temperature N-containing austenitic stainless steel described in JP-A-60-224864 (Patent Document 2) is C: 0.02% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0 by weight%. %: Cr: 19 to 27%, Ni: 18 to 35%, N: 0.03 to 0.15%, the balance Fe and the accompanying impurities. As a result, Patent Document 2 describes that a high-temperature N-containing austenitic stainless steel having excellent resistance to sulfidation and stress corrosion cracking used in a high temperature environment of 350 ° C. or higher in which Cl − and S coexist is obtained. Yes.
国際公開第２００９／０４４８０２号（特許文献３）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ：６〜３０％、Ｎ：０．０２〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下及びＺｒ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、Ｐｂ及びＳｂがそれぞれ、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％以下及びＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式及び（２）式で表されるＦ１及びＦ２の値がそれぞれ、Ｆ１≦０．０７５及び０．０５≦Ｆ２≦１．７−９×Ｆ１を満足することを特徴とする。
Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）
Ｆ２＝Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）・・・（２）
これにより、溶接時にＨＡＺに生じる液化割れを抑止できるとともに、高温で長時間使用された場合のＨＡＺでの耐脆化割れ性にも優れ、しかも、高い耐食性、なかでも、ポリチオン酸ＳＣＣに対する高い抵抗力を有するオーステナイト系ステンレス鋼が得られる、と特許文献３に記載されている。
The austenitic stainless steel described in International Publication No. 2009/044802 (Patent Document 3) is mass%, C: less than 0.04%, Si: 1.5% or less, Mn: 2% or less, Cr: 15 -25%, Ni: 6-30%, N: 0.02-0.35%, sol. Al: 0.03% or less, Nb: 0.5% or less, Ti: 0.4% or less, V: 0.4% or less, Ta: 0.2% or less, Hf: 0.2% or less And Zr: contain one or more of 0.2% or less, the balance is Fe and impurities, and P, S, Sn, As, Zn, Pb and Sb in the impurities are respectively P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Sn: 0.1% or less, As: 0.01% or less, Zn: 0.01% or less, Pb: 0.01% or less, and Sb: 0.0. The values of F1 and F2 represented by the following formulas (1) and (2) satisfy F1 ≦ 0.075 and 0.05 ≦ F2 ≦ 1.7-9 × F1, respectively. It is characterized by doing.
F1 = S + {(P + Sn) / 2} + {(As + Zn + Pb + Sb) / 5} (1)
F2 = Nb + Ta + Zr + Hf + 2Ti + (V / 10) (2)
As a result, liquefaction cracking that occurs in the HAZ during welding can be suppressed, and it has excellent resistance to embrittlement cracking in HAZ when used at high temperatures for a long time, and also has high corrosion resistance, especially high resistance to polythionate SCC. Patent Document 3 describes that an austenitic stainless steel having strength is obtained.
特開２０１４−００５５０６号公報（特許文献４）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１８％未満、Ｓｉ：０．９％以下、Ｍｎ：１．８％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：２．０〜４．５％、Ｎｉ：９〜１６％、Ｃｒ：１５〜１９％、Ｍｏ：５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２〜０．３％、Ｓｎ：０．００２〜０．１％、及び、Ｂ：０．００９％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．９％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、及び、Ｖ：０．４％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、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす。
０．２Ｃｕ＋３２５Ｓｎ≧１．５・・・（１）
Ｃｕ−１０Ｓｎ≧１．９・・・（２）
Ｃｕ＋３５Ｓｎ≦６．５・・・（３）
これにより、高温強度を有し、耐孔食性及び耐凝固割れ性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼が得られる、と特許文献４に記載されている。
The austenitic stainless steel described in Japanese Patent Laid-Open No. 2014-005506 (Patent Document 4) is in mass%, C: less than 0.018%, Si: 0.9% or less, Mn: 1.8% or less, P : 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cu: 2.0 to 4.5%, Ni: 9 to 16%, Cr: 15 to 19%, Mo: 5% or less, sol. Al: 0.04% or less, N: 0.02-0.3%, Sn: 0.002-0.1%, and B: 0.009% or less, and Nb: 0.9 % Or less, Ti: 0.15% or less, and V: 1 type or 2 or more types selected from the group consisting of 0.4% or less, the balance consisting of Fe and impurities, Equation (3) is satisfied.
0.2Cu + 325Sn ≧ 1.5 (1)
Cu-10Sn ≧ 1.9 (2)
Cu + 35Sn ≦ 6.5 (3)
Thus, Patent Document 4 describes that an austenitic stainless steel having high-temperature strength and excellent pitting corrosion resistance and solidification cracking resistance can be obtained.
従来、オーステナイト系ステンレス鋼を高温環境下で使用した場合に、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低下することが知られていた。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性の低下は、次の過程により生じると考えられている。オーステナイト系ステンレス鋼が高温に繰り返しさらされることで、固溶していたＣｒがＣｒ炭化物を形成する。Ｃｒ炭化物が粒界に析出すれば、その周辺、つまり粒界近傍のＣｒが欠乏する。Ｃｒが欠乏した領域をＣｒ欠乏領域という。Ｃｒ欠乏領域は耐食性が低い為、粒界近傍が選択的に腐食を受けやすくなる。これを鋭敏化という。鋭敏化により、オーステナイト系ステンレス鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低下する。 Conventionally, it has been known that when an austenitic stainless steel is used in a high temperature environment, the polythionic acid SCC resistance is lowered. It is believed that the decrease in polythionic acid SCC resistance is caused by the following process. The austenitic stainless steel is repeatedly exposed to high temperatures, so that Cr that has been dissolved forms Cr carbide. If Cr carbide precipitates at the grain boundary, Cr in the vicinity thereof, that is, near the grain boundary is deficient. A region lacking Cr is called a Cr-deficient region. Since the Cr-deficient region has low corrosion resistance, the vicinity of the grain boundary is susceptible to selective corrosion. This is called sensitization. Sensitization reduces the SCC resistance of austenitic stainless steels.
従来、高温環境で使用するオーステナイト系ステンレス鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めるため、様々な検討がされてきた。たとえば、（１）Ｃ含有量を低減し、Ｃｒ炭化物の析出を抑制する方法、（２）ＣｒよりもＣと親和性の高いＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ等の合金元素を添加してＣｒ炭化物の析出を抑制する方法、及び（３）Ｃｒを多量に添加して、Ｃｒ欠乏領域の形成を抑制する方法等が知られている。 Conventionally, various studies have been made to increase the SCC resistance of austenitic stainless steel used in a high temperature environment. For example, (1) a method for reducing the C content and suppressing the precipitation of Cr carbide, and (2) the addition of alloy elements such as Ti, Nb, Ta, etc., which have a higher affinity for C than Cr, to precipitate Cr carbide. And (3) a method of suppressing the formation of a Cr-deficient region by adding a large amount of Cr.
たとえば、上述の特許文献２及び非特許文献１では、上記（１）Ｃ含有量を低減し、Ｃｒ炭化物の析出を抑制する方法が採用されている。この方法では、Ｃ含有量の低減に伴って、オーステナイト系ステンレス鋼の強度が低下する。そのため、特許文献２及び非特許文献１では、Ｎ含有量を高め、オーステナイト系ステンレス鋼の強度を高めている。つまり、低Ｃ、高Ｎの化学組成とすることで、高温環境で使用するオーステナイト系ステンレス鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性と強度とを両立している。 For example, in Patent Document 2 and Non-Patent Document 1 described above, (1) a method of reducing the C content and suppressing the precipitation of Cr carbide is employed. In this method, the strength of the austenitic stainless steel decreases as the C content decreases. Therefore, in patent document 2 and nonpatent literature 1, N content is raised and the intensity | strength of austenitic stainless steel is raised. That is, the low-C, high-N chemical composition achieves both the polythionic acid SCC resistance and strength of the austenitic stainless steel used in a high-temperature environment.
ところで、プラント等を建設する際には、オーステナイト系ステンレス鋼を加工する必要がある。加工は、冷間加工によって行われる。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼には、優れた長時間クリープ強度及び優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に加え、優れた冷間加工性が求められる。 By the way, when constructing a plant or the like, it is necessary to process austenitic stainless steel. Processing is performed by cold processing. Therefore, austenitic stainless steel is required to have excellent cold workability in addition to excellent long-term creep strength and excellent polythionic acid SCC resistance.
さらに、高温環境下においてプロセス流体と接触する鋼材には、ポリチオン酸ＳＣＣだけでなく、孔食が発生する可能性がある。そのため、このような鋼材には優れた耐孔食性も求められる。 Furthermore, not only polythionate SCC but also pitting corrosion may occur in the steel material in contact with the process fluid in a high temperature environment. Therefore, such steel materials are also required to have excellent pitting corrosion resistance.
しかしながら、上述の技術によっても、優れた長時間クリープ強度、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、優れた耐孔食性及び優れた冷間加工性の全てを有するオーステナイト系ステンレス鋼が得られない場合があった。 However, even with the above-described technology, there may be a case where an austenitic stainless steel having all of excellent long-term creep strength, excellent polythionic acid SCC resistance, excellent pitting corrosion resistance and excellent cold workability may not be obtained. It was.
本発明の目的は、優れた長時間クリープ強度、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、優れた耐孔食性及び優れた冷間加工性を有する、オーステナイト系ステンレス鋼を提供することである。 An object of the present invention is to provide an austenitic stainless steel having excellent long-term creep strength, excellent polythionic acid SCC resistance, excellent pitting corrosion resistance, and excellent cold workability.
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１８０％未満、Ｓｉ：０．００１〜０．９００％、Ｍｎ：０．００１〜１．８００％、Ｐ：０．０４００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．００〜４．５０％、Ｎｉ：９．００〜１６．００％、Ｃｒ：１５．００〜１９．００％、Ｎｂ：０．１００〜１．０００％、Ｂ：０．０００５〜０．０３００％、Ｓｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０％以下、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｗ：０〜３．０％、Ｃｏ：０〜３．０％、Ｔａ：０〜１．０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｈｆ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．０２０％、Ｍｇ：０〜０．０２０％、希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
０＜（Ｎｂ／９２．９＋Ｓｎ／１１８．６９＋Ｔａ／１８０．９５＋Ｔｉ／４７．９＋Ｈｆ／１７８．４９＋Ｖ／５０．９４−Ｃ／１２．０１−Ｎ／１４．０１）×Ｂ／１０．８１・・・（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、その元素の含有量（質量％）が代入される。
The austenitic stainless steel of this embodiment is in mass%, C: less than 0.0180%, Si: 0.001 to 0.900%, Mn: 0.001 to 1.800%, P: 0.0400%. Hereinafter, S: 0.0100% or less, Cu: 2.00 to 4.50%, Ni: 9.00 to 16.00%, Cr: 15.00 to 19.00%, Nb: 0.100 to 1 .000%, B: 0.0005 to 0.0300%, Sn: 0.0005 to 0.0100%, N: 0.0090% or less, Mo: 0 to 2.00%, W: 0 to 3.0 %, Co: 0 to 3.0%, Ta: 0 to 1.0%, Ti: 0 to 1.0%, V: 0 to 1.0%, Hf: 0 to 1.0%, Ca: 0 -0.020%, Mg: 0-0.020%, rare earth element (REM): 0-0.100%, and the balance consists of Fe and impurities Having a chemical composition satisfying the formula (1).
0 <(Nb / 92.9 + Sn / 118.69 + Ta / 180.95 + Ti / 47.9 + Hf / 178.49 + V / 50.94-C / 12.01-N / 14.01) × B / 10.81 (1)
Here, the content (mass%) of the element is substituted for each element symbol in the formula (1).
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、優れた長時間クリープ強度、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、優れた耐孔食性及び優れた冷間加工性を有する。 The austenitic stainless steel of this embodiment has excellent long-term creep strength, excellent polythionic acid SCC resistance, excellent pitting corrosion resistance, and excellent cold workability.
本発明者らは、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を有するオーステナイト系ステンレス鋼の長時間クリープ強度、耐孔食性及び冷間加工性を高める検討を行った。その結果、以下の知見を得た。 The present inventors have studied to increase long-term creep strength, pitting corrosion resistance and cold workability of an austenitic stainless steel having excellent polythionic acid SCC resistance. As a result, the following knowledge was obtained.
本発明者らの検討の結果、高温強度、特に、長時間にわたるクリープ強度と、冷間加工性と、耐孔食性とを両立させる場合、従来とは異なる方法を採用する必要があることが分かった。 As a result of the study by the present inventors, it has been found that it is necessary to adopt a method different from the conventional method in order to achieve both high temperature strength, in particular, creep strength over a long period of time, cold workability, and pitting corrosion resistance. It was.
表１は、後述の実施例の一部を抜粋したものである。 Table 1 is an excerpt of a part of examples described later.
表１には、各鋼番号の化学組成、Ｆ１値及び評価結果を示す。Ｆ１値とは、Ｆ１＝（Ｎｂ／９２．９＋Ｓｎ／１１８．６９＋Ｔａ／１８０．９５＋Ｔｉ／４７．９＋Ｈｆ／１７８．４９＋Ｖ／５０．９４−Ｃ／１２．０１−Ｎ／１４．０１）×Ｂ／１０．８１の式から算出した値を示す。上記式において、各元素記号には、その元素の含有量（質量％）が代入される。また、長時間クリープ強度は、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験で、８００℃、応力５０ＭＰａの条件で試験した場合の破断時間を示す。破断時間が１０００時間以上であれば白丸印（○）を、破断時間が１０００時間未満であればバツ印（×）を示す。冷間加工性は、ＪＩＳ Ｇ０５６７（２０１２）に準拠した引張試験を室温で行った試験結果から算出した変形抵抗値σ0.4を示す。変形抵抗値σ0.4が７５０ＭＰａ未満であれば白丸印（○）を、変形抵抗値σ0.4が７５０ＭＰａ以上であればバツ印（×）を示す。耐孔食性は、ＪＩＳ Ｇ０５７７（２０１４）に準拠した孔食電位の測定試験での孔食電位を示す。孔食電位Ｖが１．０×１０-1Ｖ以上であれば、白丸印（○）を、孔食電位Ｖが１．０×１０-1Ｖ未満であれば、バツ印（×）を示す。 Table 1 shows the chemical composition, F1 value, and evaluation result of each steel number. F1 value is F1 = (Nb / 92.9 + Sn / 118.69 + Ta / 180.95 + Ti / 47.9 + Hf / 178.49 + V / 50.94-C / 12.01-N / 14.01) × B / 10 The value calculated from the equation of .81 is shown. In the above formula, the content (mass%) of the element is substituted for each element symbol. The long-term creep strength is a creep rupture test based on JIS Z2271 (2010) and indicates a rupture time when tested at 800 ° C. and a stress of 50 MPa. If the rupture time is 1000 hours or more, a white circle mark (O) is indicated, and if the rupture time is less than 1000 hours, a cross mark (X) is indicated. The cold workability indicates a deformation resistance value σ 0.4 calculated from a test result obtained by conducting a tensile test in accordance with JIS G0567 (2012) at room temperature. When the deformation resistance value σ 0.4 is less than 750 MPa, a white circle mark (◯) is shown, and when the deformation resistance value σ 0.4 is 750 MPa or more, a cross mark (×) is shown. The pitting corrosion resistance indicates a pitting corrosion potential in a pitting corrosion potential measurement test based on JIS G0577 (2014). If the pitting potential V is 1.0 × 10 −1 V or higher, a white circle mark (◯) indicates, and if the pitting potential V is less than 1.0 × 10 −1 V, indicates a cross mark (×). .
表１を参照して、鋼番号Ａ１の鋼は、長時間クリープ破断強度、冷間加工性及び耐孔食性の評価結果が良好であった。一方で、鋼番号Ｂ１及びＢ１２〜Ｂ１６の鋼は、長時間クリープ破断強度、冷間加工性又は耐孔食性のいずれかが劣った。 With reference to Table 1, steel No. A1 had good evaluation results of long-term creep rupture strength, cold workability and pitting corrosion resistance. On the other hand, steels with steel numbers B1 and B12 to B16 were inferior in long-term creep rupture strength, cold workability, or pitting corrosion resistance.
本発明者らは、この原因を詳細に調査した。その結果、低Ｃとして耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めた鋼において、従来とは異なりＮ含有量も低減し、さらに、Ｎｂ、Ｂ及びＳｎを共存させ、加えて、粒界強化に影響のある元素の含有量のバランスを適切に調整することによって初めて、長時間クリープ強度、耐孔食性及び冷間加工性の全てを高めることができるという、従来とは全く異なる知見を得た。 The present inventors investigated the cause in detail. As a result, in the steel having low polythionic acid SCC resistance with low C, unlike the conventional steel, the N content is also reduced. Further, Nb, B and Sn coexist, and in addition, an element that affects grain boundary strengthening Only by appropriately adjusting the balance of the content of, it has been found that it is possible to improve all of the long-term creep strength, pitting corrosion resistance and cold workability, completely different from the conventional.
低Ｃとして耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めた鋼において、低Ｎの条件下で、さらにＮｂ、Ｂ及びＳｎが共存し、且つ、粒界強化に影響のある元素の含有量が調整されて初めて長時間クリープ強度、耐孔食性及び冷間加工性の全てを高めることができる。Ｎｂは、粒界に偏析して、粒界を強化していると考えられる。しかしながら、表１を参照して、Ｂ１３及びＢ１５では、長時間クリープ強度が劣った。そのため、Ｎｂ単独では長時間クリープ強度を高めることはできず、Ｎｂと、一定量以上のＢ及びＳｎが共存して初めて長時間クリープ強度が高まる。また、Ｓｎも、Ｎｂと同様に粒界に偏析して、粒界を強化していると考えられる。しかしながら、表１を参照して、Ｂ１３及びＢ１４では、長時間クリープ強度が劣った。そのため、Ｓｎ単独では長時間クリープ強度を高めることはできず、Ｓｎと、一定量以上のＮｂ及びＢが共存して初めて長時間クリープ強度が高まる。Ｂは、Ｎｂ及びＳｎの粒界強化を補助していると考えられる。表１を参照して、Ｂ１３では、長時間クリープ強度が劣ったことから、一定量以上のＢの共存は必須である。 In steel with low polythionic acid SCC resistance as low C, Nb, B, and Sn coexist under low N conditions and the content of elements that affect grain boundary strengthening is adjusted for the first time. Time creep strength, pitting corrosion resistance and cold workability can all be improved. It is thought that Nb segregates at the grain boundary and strengthens the grain boundary. However, referring to Table 1, B13 and B15 were inferior in long-term creep strength. Therefore, Nb alone cannot increase the long-term creep strength, and long-term creep strength is increased only when Nb and a certain amount or more of B and Sn coexist. Moreover, it is thought that Sn also segregates at the grain boundary and strengthens the grain boundary in the same manner as Nb. However, referring to Table 1, B13 and B14 were inferior in long-term creep strength. Therefore, Sn alone cannot increase the long-term creep strength, and the long-term creep strength increases only when Sn and a certain amount or more of Nb and B coexist. B is considered to assist the grain boundary strengthening of Nb and Sn. Referring to Table 1, B13 has inferior creep strength for a long time, and therefore coexistence of a certain amount or more of B is essential.
さらに、表１のＡ１とＢ１６とを比較して、粒界強化に影響のある元素同士の含有量のバランスを求めたＦ１＝（Ｎｂ／９２．９＋Ｓｎ／１１８．６９＋Ｔａ／１８０．９５＋Ｔｉ／４７．９＋Ｈｆ／１７８．４９＋Ｖ／５０．９４−Ｃ／１２．０１−Ｎ／１４．０１）×Ｂ／１０．８１が０超でなければ、長時間クリープ強度を高めることができない。すなわち、各元素の含有量が適切であるだけでは長時間クリープ強度を高めることはできず、各元素の含有量が適切な範囲に調整され、かつ、Ｆ１＞０である必要がある。 Furthermore, A1 and B16 in Table 1 were compared, and the balance of the content of elements that had an effect on grain boundary strengthening was determined. F1 = (Nb / 92.9 + Sn / 118.69 + Ta / 180.95 + Ti / 47. If 9 + Hf / 178.49 + V / 50.94-C / 12.01-N / 14.01) × B / 10.81 is not greater than 0, the creep strength cannot be increased for a long time. That is, the creep strength cannot be increased for a long time only by the appropriate content of each element, and the content of each element needs to be adjusted to an appropriate range and F1> 0.
本発明者らはさらに、低Ｃとして耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めた鋼において、低Ｎの条件下で、さらにＮｂ、Ｂ及びＳｎが共存し、且つ、粒界強化に影響のある元素の含有量が調整されれば、長時間クリープ強度に加えて、耐孔食性及び冷間加工性をも高めることができることを知見した。 Furthermore, the present inventors further include, in a steel with improved resistance to polythionic acid SCC as low C, elements containing Nb, B and Sn coexisting under low N conditions and affecting grain boundary strengthening. It has been found that if the amount is adjusted, pitting corrosion resistance and cold workability can be improved in addition to long-term creep strength.
本実施形態では、Ｎ含有量を低減することで、Ｎｂが窒化物を形成することを抑制する。Ｎｂ窒化物の形成を抑制することで、Ｎｂの固溶状態を維持し、Ｎｂの粒界強化の作用を高める。Ｎ含有量を低減すればさらに、冷間加工性が高まる。 In the present embodiment, Nb is prevented from forming nitride by reducing the N content. By suppressing the formation of Nb nitride, the solid solution state of Nb is maintained, and the effect of strengthening the grain boundary of Nb is enhanced. If the N content is reduced, the cold workability is further improved.
以上の知見に基づき完成した本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１８０％未満、Ｓｉ：０．００１〜０．９００％、Ｍｎ：０．００１〜１．８００％、Ｐ：０．０４００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．００〜４．５０％、Ｎｉ：９．００〜１６．００％、Ｃｒ：１５．００〜１９．００％、Ｎｂ：０．１００〜１．０００％、Ｂ：０．０００５〜０．０３００％、Ｓｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０％以下、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｗ：０〜３．０％、Ｃｏ：０〜３．０％、Ｔａ：０〜１．０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｈｆ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．０２０％、Ｍｇ：０〜０．０２０％、希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
０＜（Ｎｂ／９２．９＋Ｓｎ／１１８．６９＋Ｔａ／１８０．９５＋Ｔｉ／４７．９＋Ｈｆ／１７８．４９＋Ｖ／５０．９４−Ｃ／１２．０１−Ｎ／１４．０１）×Ｂ／１０．８１・・・（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、その元素の含有量（質量％）が代入される。
The austenitic stainless steel of this embodiment completed based on the above knowledge is mass%, C: less than 0.0180%, Si: 0.001 to 0.900%, Mn: 0.001 to 1.800%. , P: 0.0400% or less, S: 0.0100% or less, Cu: 2.00 to 4.50%, Ni: 9.00 to 16.00%, Cr: 15.00 to 19.00%, Nb: 0.100 to 1.000%, B: 0.0005 to 0.0300%, Sn: 0.0005 to 0.0100%, N: 0.0090% or less, Mo: 0 to 2.00%, W: 0 to 3.0%, Co: 0 to 3.0%, Ta: 0 to 1.0%, Ti: 0 to 1.0%, V: 0 to 1.0%, Hf: 0 to 1 0.0%, Ca: 0 to 0.020%, Mg: 0 to 0.020%, rare earth element (REM): 0 to 0.100%, and the balance There Fe and impurities, having a chemical composition satisfying the formula (1).
0 <(Nb / 92.9 + Sn / 118.69 + Ta / 180.95 + Ti / 47.9 + Hf / 178.49 + V / 50.94-C / 12.01-N / 14.01) × B / 10.81 (1)
Here, the content (mass%) of the element is substituted for each element symbol in the formula (1).
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、各元素の含有量が適切であり、かつ、式（１）を満たす化学組成を有する。そのため、優れた長時間クリープ強度、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、優れた耐孔食性及び優れた冷間加工性を有する。 The austenitic stainless steel of the present embodiment has a chemical composition in which the content of each element is appropriate and the formula (1) is satisfied. Therefore, it has excellent long-term creep strength, excellent polythionic acid SCC resistance, excellent pitting corrosion resistance and excellent cold workability.
上記化学組成は、質量％で、Ｍｏ：０．１０〜２．００％、Ｗ：０．１〜３．０％、及び、Ｃｏ：０．１〜３．０％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。 The chemical composition is selected from the group consisting of Mo: 0.10 to 2.00%, W: 0.1 to 3.0%, and Co: 0.1 to 3.0% by mass%. You may contain 1 type, or 2 or more types.
この場合、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度がさらに高まる。 In this case, the high temperature strength of the austenitic stainless steel is further increased.
上記化学組成は、質量％で、Ｔａ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、及び、Ｈｆ：０．０１〜１．０％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。 The chemical composition is, in mass%, Ta: 0.01 to 1.0%, Ti: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 1.0%, and Hf: 0.01 to You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group which consists of 1.0%.
この場合、オーステナイト系ステンレス鋼の鋭敏化がさらに抑制される。 In this case, sensitization of the austenitic stainless steel is further suppressed.
上記化学組成は、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２０％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００５〜０．１００％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。本実施形態においてＲＥＭとは、周期律表中の原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）に、イットリウム（Ｙ）、及びスカンジウム（Ｓｃ）を加えた１７元素の総称である。ＲＥＭの含有量は、これらの元素の１種又は２種以上の総含有量を意味する。 The chemical composition is a group consisting of Ca: 0.0005 to 0.020%, Mg: 0.0005 to 0.020%, and rare earth element (REM): 0.0005 to 0.100% by mass%. You may contain 1 type, or 2 or more types selected from these. In the present embodiment, REM is a generic name of 17 elements in the periodic table obtained by adding yttrium (Y) and scandium (Sc) to lanthanum (La) having atomic number 57 to lutetium (Lu) having atomic number 71 in the periodic table. is there. The content of REM means the total content of one or more of these elements.
この場合、オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性が高まる。 In this case, the hot workability of the austenitic stainless steel is enhanced.
以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼について詳述する。 Hereinafter, the austenitic stainless steel of this embodiment will be described in detail.
［化学組成］
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、次の元素を含有する。特に断りが無い限り、元素に関する％は質量％を意味する。
[Chemical composition]
The chemical composition of the austenitic stainless steel of this embodiment contains the following elements. Unless otherwise specified, “%” for elements means “% by mass”.
Ｃ：０．０１８０％未満
炭素（Ｃ）は、Ｃｒ炭化物を生成して析出し、耐ポリチオン酸ＳＣＣを引き起こす。Ｃはさらに、粒界を強化する元素（Ｎｂ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｈｆ及びＶ）と結合して炭化物を生成する。この場合、これらの元素が粒界を強化する作用が低下する。そのため、Ｃ含有量は低い方が好ましい。Ｃ含有量は０．０１８０％未満である。Ｃ含有量の上限は好ましくは０．０１６０％未満であり、より好ましくは０．０１２０％である。一方、Ｃはより低い方が望ましいが、０．００５０％未満にすると経済性を損なう。そのため、Ｃを０．００５０％以上含有させてもよい。
C: Less than 0.0180% Carbon (C) precipitates by forming Cr carbide and causes polythionic acid SCC. C further combines with elements that strengthen grain boundaries (Nb, Sn, Ta, Ti, Hf and V) to form carbides. In this case, the effect | action which these elements strengthen a grain boundary falls. Therefore, the one where C content is low is preferable. The C content is less than 0.0180%. The upper limit of the C content is preferably less than 0.0160%, more preferably 0.0120%. On the other hand, it is desirable that C is lower, but if it is less than 0.0050%, economic efficiency is impaired. Therefore, you may contain 0.0050% or more of C.
Ｓｉ：０．００１〜０．９００％
シリコン（Ｓｉ）は溶製時に鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐酸化性及び耐水蒸気酸化性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉはフェライト相を安定化する。そのため、Ｓｉ含有量が高すぎれば、高温で時効処理した場合にシグマ（σ）相が生成しやすくなる。この場合、高温環境下における組織安定性が低下し、鋼の靱性及び延性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．００１〜０．９００％である。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは０．０２０％であり、より好ましくは０．１００％である。Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．８００％であり、より好ましくは０．７００％である。
Si: 0.001 to 0.900%
Silicon (Si) deoxidizes steel during melting. Si further increases the oxidation resistance and steam oxidation resistance of the steel. If the Si content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, Si stabilizes the ferrite phase. Therefore, if the Si content is too high, a sigma (σ) phase is likely to be generated when an aging treatment is performed at a high temperature. In this case, the structural stability in a high temperature environment decreases, and the toughness and ductility of the steel decrease. Therefore, the Si content is 0.001 to 0.900%. The lower limit of the Si content is preferably 0.020%, more preferably 0.100%. The upper limit of the Si content is preferably 0.800%, more preferably 0.700%.
Ｍｎ：０．００１〜１．８００％
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト相を安定化する。Ｍｎはさらに、硫黄（Ｓ）による熱間加工性の低下を抑制する。Ｍｎはさらに、鋼を脱酸する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、σ相等の金属間化合物相の析出が促進される。この場合、高温環境下における組織安定性が低下し、鋼の靱性及び延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．００１〜１．８００％である。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは０．０２０％であり、より好ましくは０．１００％である。Ｍｎ含有量の上限は好ましくは１．７００％であり、より好ましくは１．６００％である。
Mn: 0.001-1.800%
Manganese (Mn) stabilizes the austenite phase. Mn further suppresses a decrease in hot workability due to sulfur (S). Mn further deoxidizes the steel. If the Mn content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, precipitation of an intermetallic compound phase such as a σ phase is promoted. In this case, the structural stability in a high temperature environment decreases, and the toughness and ductility of the steel decrease. Therefore, the Mn content is 0.001-1.800%. The lower limit of the Mn content is preferably 0.020%, more preferably 0.100%. The upper limit of the Mn content is preferably 1.700%, more preferably 1.600%.
Ｐ：０．０４００％以下
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。そのため、Ｐ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｐ含有量は０．０４００％以下である。Ｐ含有量の上限は好ましくは０．０３５０％であり、より好ましくは０．０３００％である。本実施形態において、Ｐ含有量は検出限界以下（１ｐｐｍ未満）の場合も有り得る。一方、Ｐ含有量を極限まで低減すれば、脱リンによる製造コストが高くなる。そのため、Ｐ含有量の下限は好ましくは０％超、より好ましくは０．０００１％、さらに好ましくは０．００１０％である。
P: 0.0400% or less Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries during solidification and increases the susceptibility to solidification cracking. Therefore, the one where P content is low is preferable. Therefore, the P content is 0.0400% or less. The upper limit of the P content is preferably 0.0350%, more preferably 0.0300%. In the present embodiment, the P content may be below the detection limit (less than 1 ppm). On the other hand, if the P content is reduced to the limit, the production cost by dephosphorization increases. Therefore, the lower limit of the P content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001%, and still more preferably 0.0010%.
Ｓ：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。そのため、Ｓ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の上限は好ましくは０．００５０％であり、より好ましくは０．００３０％である。一方、Ｓ含有量を極限まで低減すれば、脱硫による製造コストが高くなる。そのため、Ｓ含有量の下限は好ましくは０．０００１％である。
S: 0.0100% or less Sulfur (S) is an impurity. S segregates at the grain boundaries during solidification and increases the susceptibility to solidification cracking. Therefore, the one where S content is low is preferable. Therefore, the S content is 0.0100% or less. The upper limit of the S content is preferably 0.0050%, more preferably 0.0030%. On the other hand, if the S content is reduced to the limit, the production cost by desulfurization increases. Therefore, the lower limit of the S content is preferably 0.0001%.
Ｃｕ：２．００〜４．５０％
銅（Ｃｕ）は鋼中に微細に析出して鋼の長時間クリープ強度を高める。Ｃｕ含有量が低すぎれば、この効果を得られない。一方、Ｃｕは粒界に偏析しやすい。そのため、Ｃｕ含有量が高すぎれば、凝固割れ感受性が高まる。したがって、Ｃｕ含有量は２．００〜４．５０％である。Ｃｕ含有量の下限は好ましくは２．２０％であり、より好ましくは２．５０％である。Ｃｕ含有量の上限は好ましくは４．００％であり、より好ましくは３．５０％である。
Cu: 2.00 to 4.50%
Copper (Cu) precipitates finely in the steel and increases the long-term creep strength of the steel. If the Cu content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, Cu is easily segregated at the grain boundaries. Therefore, if the Cu content is too high, the susceptibility to solidification cracking increases. Therefore, the Cu content is 2.00 to 4.50%. The lower limit of the Cu content is preferably 2.20%, more preferably 2.50%. The upper limit of the Cu content is preferably 4.00%, more preferably 3.50%.
Ｎｉ：９．００〜１６．００％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイト安定化元素である。Ｎｉは、長時間使用時における鋼組織を安定化する。そのため、Ｎｉは鋼の長時間クリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、この効果を得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、積層欠陥エネルギーが低下し、冷間加工性が低下する。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、コストが増大する。したがって、Ｎｉ含有量は９．００〜１６．００％である。Ｎｉ含有量の下限は好ましくは９．５０％であり、より好ましくは１０．００％である。Ｎｉ含有量の上限は好ましくは１５．５０％であり、より好ましくは１５．００％である。
Ni: 9.00 to 16.00%
Nickel (Ni) is an austenite stabilizing element. Ni stabilizes the steel structure when used for a long time. Therefore, Ni increases the long-term creep strength of steel. If the Ni content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ni content is too high, the stacking fault energy is lowered and the cold workability is lowered. If the Ni content is too high, the cost further increases. Therefore, the Ni content is 9.00 to 16.00%. The lower limit of the Ni content is preferably 9.50%, more preferably 10.00%. The upper limit of the Ni content is preferably 15.50%, more preferably 15.00%.
Ｃｒ：１５．００〜１９．００％
クロム（Ｃｒ）は
高温での鋼の耐酸化性及び耐食性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果を得られない。一方、Ｃｒはフェライト安定化元素である。そのため、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高温でのオーステナイト相の安定性が低下する。この場合、鋼の長時間クリープ強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．００〜１９．００％である。Ｃｒ含有量の下限は好ましくは１５．２０％であり、より好ましくは１５．５０％であり、さらに好ましくは１５．８０％である。Ｃｒ含有量の上限は好ましくは１８．７０％であり、より好ましくは１８．５０％であり、さらに好ましくは１８．２０％である。
Cr: 15.00-19.00%
Chromium (Cr) increases the oxidation and corrosion resistance of steel at high temperatures. If the Cr content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, Cr is a ferrite stabilizing element. Therefore, if the Cr content is too high, the stability of the austenite phase at high temperatures decreases. In this case, the long-term creep strength of the steel decreases. Therefore, the Cr content is 15.00-19.00%. The lower limit of the Cr content is preferably 15.20%, more preferably 15.50%, and still more preferably 15.80%. The upper limit of the Cr content is preferably 18.70%, more preferably 18.50%, and still more preferably 18.20%.
Ｎｂ：０．１００〜１．０００％
ニオブ（Ｎｂ）は、低Ｃ及び低Ｎの条件下で、Ｓｎ及びＢと共存することで、鋼の長時間クリープ強度を高める。Ｎｂは粒界に偏析して粒界を強化する。これにより、鋼の長時間クリープ強度を高める。Ｎｂの一部はさらに、母相に固溶して鋼の長時間クリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果を得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、オーステナイト相の安定性が低下する。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、溶接性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１００〜１．０００％である。Ｎｂ含有量の下限は好ましくは０．１５０％であり、より好ましくは０．２００％である。Ｎｂ含有量の上限は好ましくは０．９００％であり、より好ましくは０．７００％である。
Nb: 0.100 to 1.000%
Niobium (Nb) enhances the long-term creep strength of steel by coexisting with Sn and B under low C and low N conditions. Nb segregates at the grain boundary and strengthens the grain boundary. This increases the long-term creep strength of the steel. A part of Nb further dissolves in the matrix and increases the long-term creep strength of the steel. If the Nb content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content is too high, the stability of the austenite phase decreases. If the Nb content is too high, the weldability further decreases. Therefore, the Nb content is 0.100 to 1.000%. The lower limit of the Nb content is preferably 0.150%, more preferably 0.200%. The upper limit of the Nb content is preferably 0.900%, more preferably 0.700%.
Ｂ：０．０００５〜０．０３００％
ボロン（Ｂ）は低Ｃ及び低Ｎの条件下で、Ｎｂ及びＳｎと共存することで、鋼の長時間クリープ強度を高める。Ｂは、粒界に偏析してＮｂ及びＳｎの粒界強化を補助する。これにより、鋼の長時間クリープ強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の凝固割れ感受性が高まる。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．０３００％である。Ｂ含有量の下限は好ましくは０．０００８％であり、より好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の上限は好ましくは０．０２００％未満であり、より好ましくは０．０１００％である。
B: 0.0005 to 0.0300%
Boron (B) coexists with Nb and Sn under low C and low N conditions, thereby increasing the long-term creep strength of the steel. B segregates at the grain boundaries and assists in strengthening the grain boundaries of Nb and Sn. This increases the long-term creep strength of the steel. If the B content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the B content is too high, the susceptibility to solidification cracking of steel increases. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.0300%. The lower limit of the B content is preferably 0.0008%, more preferably 0.0010%. The upper limit of the B content is preferably less than 0.0200%, more preferably 0.0100%.
Ｓｎ：０．０００５〜０．０１００％
スズ（Ｓｎ）は鋼の不導体被膜中に酸化物として存在し、鋼の耐孔食性を高める。Ｓｎはさらに、不導体被膜下の母相最表面に固溶した状態で濃化し、鋼の耐孔食性を高める。Ｓｎはさらに、低Ｃ及び低Ｎの条件下で、Ｎｂ及びＢと共存することで、Ｎｂの偏析による粒界強化を補助及び促進する。これにより、Ｓｎは鋼の長時間クリープ強度を高める。Ｓｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｎは粒界に偏析しやすい。そのため、Ｓｎ含有量が高すぎれば、鋼の凝固割れ感受性が高まる。Ｓｎ含有量が高すぎれば、かえって鋼の高温強度が低下する。したがって、Ｓｎ含有量は０．０００５〜０．０１００％である。Ｓｎ含有量の下限は好ましくは０．０００８％であり、より好ましくは０．００１０％である。Ｓｎ含有量の上限は好ましくは０．００９０％であり、より好ましくは０．００８５％である。
Sn: 0.0005 to 0.0100%
Tin (Sn) is present as an oxide in the non-conductive coating of steel and improves the pitting corrosion resistance of the steel. Further, Sn is concentrated in a state where it is dissolved in the outermost surface of the parent phase under the non-conductive coating, thereby enhancing the pitting corrosion resistance of the steel. Sn further assists and promotes grain boundary strengthening due to segregation of Nb by coexisting with Nb and B under low C and low N conditions. Thereby, Sn increases the long-term creep strength of the steel. If the Sn content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, Sn tends to segregate at the grain boundaries. Therefore, if the Sn content is too high, the susceptibility to solidification cracking of steel increases. If the Sn content is too high, the high-temperature strength of the steel is lowered. Therefore, the Sn content is 0.0005 to 0.0100%. The lower limit of the Sn content is preferably 0.0008%, more preferably 0.0010%. The upper limit of the Sn content is preferably 0.0090%, more preferably 0.0085%.
Ｎ：０．００９０％以下
窒素（Ｎ）は粒界を強化する元素（Ｎｂ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｈｆ及びＶ）と結合して窒化物を生成する。この場合、これらの元素の固溶を阻害し、これらの元素が粒界を強化する作用が低下する。この場合、鋼の長時間クリープ強度が低下する。また、Ｎ含有量が高すぎれば、溶接熱影響部での耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び冷間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００９０％以下である。Ｎ含有量の上限は好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％である。一方、Ｎはオーステナイト安定化元素であり、鋼の組織を安定化させる。Ｎはさらに、粒内に微細な窒化物を形成して鋼の強度を高める。したがって、Ｎをたとえば０．００１０％以上含有させてもよい。
N: 0.0090% or less Nitrogen (N) combines with elements that strengthen grain boundaries (Nb, Sn, Ta, Ti, Hf, and V) to form nitrides. In this case, the solid solution of these elements is inhibited, and the effect of these elements strengthening the grain boundary is reduced. In this case, the long-term creep strength of the steel decreases. On the other hand, if the N content is too high, the polythionic acid SCC resistance and cold workability at the weld heat affected zone are deteriorated. Therefore, the N content is 0.0090% or less. The upper limit of the N content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0070%. On the other hand, N is an austenite stabilizing element and stabilizes the structure of steel. N further increases the strength of the steel by forming fine nitrides in the grains. Therefore, N may be contained, for example, 0.0010% or more.
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の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、化学組成における不純物とは、オーステナイト系ステンレス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、又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。 The balance of the chemical composition of the austenitic stainless steel according to the present embodiment is composed of Fe and impurities. Here, the impurities in the chemical composition are those mixed from ore, scrap, or the production environment as raw materials when industrially producing austenitic stainless steel, and the austenitic stainless steel of this embodiment. It means that it is allowed as long as it does not adversely affect steel.
［任意元素について］
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、以下の任意元素を含有してもよい。
[Arbitrary elements]
The chemical composition of the austenitic stainless steel of this embodiment may further contain the following optional elements.
上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｗ及びＣｏ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。これらの元素はいずれも任意元素であり、母相に固溶して鋼の高温強度を高める。この効果を得るために含有させてもよい。 The chemical composition of the austenitic stainless steel described above may further include one or more selected from the group consisting of Mo, W, and Co instead of part of Fe. All of these elements are optional elements, and are dissolved in the matrix to increase the high temperature strength of the steel. In order to acquire this effect, you may make it contain.
Ｍｏ：０〜２．００％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｏは母相に固溶して高温強度を高める。Ｍｏはさらに、Ｃｒ炭化物の粒界析出を抑制する。Ｍｏが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、オーステナイト相の安定性が低下する。この場合、鋼の高温強度及び冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜２．００％である。Ｍｏ添加の効果を安定して得るためには、Ｍｏ含有量の下限は好ましくは０．１０％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Mo: 0 to 2.00%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. That is, the Mo content may be 0%. When contained, Mo dissolves in the matrix and increases the high temperature strength. Mo further suppresses grain boundary precipitation of Cr carbides. If Mo is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Mo content is too high, the stability of the austenite phase decreases. In this case, the high temperature strength and cold workability of the steel are reduced. Therefore, the Mo content is 0 to 2.00%. In order to stably obtain the effect of adding Mo, the lower limit of the Mo content is preferably 0.10%, more preferably 0.20%, and still more preferably 0.30%.
Ｗ：０〜３．０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗは母相に固溶して鋼の高温強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｗ含有量が高すぎれば、オーステナイト相の安定性が低下する。この場合、鋼の高温強度及び冷間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜３．０％である。Ｗ添加の効果を安定して得るためには、Ｗ含有量の下限は好ましくは０．１％であり、より好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｗ含有量の上限は好ましくは１．５％であり、より好ましくは１．２％であり、さらに好ましくは１．０％である。
W: 0 to 3.0%
Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%. When contained, W dissolves in the matrix and increases the high temperature strength of the steel. If W is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the W content is too high, the stability of the austenite phase decreases. In this case, the high temperature strength and cold workability of the steel are reduced. Therefore, the W content is 0 to 3.0%. In order to obtain the effect of W addition stably, the lower limit of the W content is preferably 0.1%, more preferably 0.2%, and still more preferably 0.3%. The upper limit of the W content is preferably 1.5%, more preferably 1.2%, and still more preferably 1.0%.
Ｃｏ：０〜３．０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。Ｃｏはオーステナイト相を安定化する。そのため、Ｃｏが含有される場合、Ｃｏは母相に固溶して鋼の高温強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｃｏ含有量が高すぎれば、コストが増大する。したがって、Ｃｏ含有量は０〜３．０％である。Ｃｏ添加の効果を安定して得るためには、Ｃｏ含有量の下限は好ましくは０．１％である。Ｃｏ含有量の上限は好ましくは２．５％であり、より好ましくは２．０％である。
Co: 0 to 3.0%
Cobalt (Co) is an optional element and may not be contained. That is, the Co content may be 0%. Co stabilizes the austenite phase. Therefore, when Co is contained, Co is dissolved in the parent phase to increase the high temperature strength of the steel. If Co is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Co content is too high, the cost increases. Therefore, the Co content is 0 to 3.0%. In order to stably obtain the effect of Co addition, the lower limit of the Co content is preferably 0.1%. The upper limit of the Co content is preferably 2.5%, more preferably 2.0%.
上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ及びＨｆ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。これらの元素はいずれも任意元素であり、炭化物を形成して鋼の鋭敏化を抑制し、さらに、粒界強化作用を補助及び促進する。この効果を得るために含有させてもよい。 The chemical composition of the austenitic stainless steel described above may further include one or more selected from the group consisting of Ta, Ti, V, and Hf instead of part of Fe. All of these elements are optional elements, and form carbides to suppress the sensitization of the steel, and further assist and promote the grain boundary strengthening action. In order to acquire this effect, you may make it contain.
Ｔａ：０〜１．０％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｔａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔａは粒内で炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の粒界への析出を抑制する。これにより、Ｔａは鋼の耐粒界腐食性を高める。Ｔａはさらに、粒内に炭化物として析出し、鋼の高温強度を高める。Ｔａはさらに、Ｎｂの偏析による粒界強化を補助及び促進する。これにより、Ｔａは鋼の高温強度を高める。Ｔａが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｔａ含有量が高すぎれば、Ｔａ炭化物が粒内に過剰に析出する。これにより、粒内の変形が妨げられ、粒界の脆化が助長される。したがって、Ｔａ含有量は０〜１．０％である。Ｔａ添加の効果を安定して得るためには、Ｔａ含有量の下限は好ましくは０．０１％であり、より好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔａ含有量の上限は好ましくは０．９％であり、より好ましくは０．８％である。
Ta: 0 to 1.0%
Tantalum (Ta) is an optional element and may not be contained. That is, the Ta content may be 0%. When contained, Ta forms carbides in the grains and suppresses precipitation of Cr carbides at grain boundaries. Thereby, Ta improves the intergranular corrosion resistance of steel. Ta further precipitates as carbides in the grains, increasing the high temperature strength of the steel. Ta further assists and promotes grain boundary strengthening due to Nb segregation. Thereby, Ta raises the high temperature strength of steel. This effect can be obtained to some extent if Ta is contained even a little. On the other hand, if the Ta content is too high, Ta carbide precipitates excessively in the grains. Thereby, deformation within the grains is hindered, and embrittlement of the grain boundaries is promoted. Therefore, the Ta content is 0 to 1.0%. In order to stably obtain the effect of Ta addition, the lower limit of the Ta content is preferably 0.01%, more preferably 0.03%, and even more preferably 0.05%. The upper limit of the Ta content is preferably 0.9%, more preferably 0.8%.
Ｔｉ：０〜１．０％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔｉは粒内で炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の粒界への析出を抑制する。これにより、Ｔｉは鋼の耐粒界腐食性を高める。Ｔｉはさらに、粒内に炭化物として析出し、鋼の高温強度を高める。Ｔｉはさらに、Ｎｂの偏析による粒界強化を補助及び促進する。これにより、Ｔｉは鋼の高温強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ炭化物が粒内に過剰に析出する。これにより、粒内の変形が妨げられ、粒界の脆化が助長される。したがって、Ｔｉ含有量は０〜１．０％である。Ｔｉ添加の効果を安定して得るためには、Ｔｉ含有量の下限は好ましくは０．０１％であり、より好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔｉ含有量の上限は好ましくは０．９％であり、より好ましくは０．８％である。
Ti: 0 to 1.0%
Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. That is, the Ti content may be 0%. When contained, Ti forms carbides in the grains and suppresses precipitation of Cr carbides at grain boundaries. Thereby, Ti improves the intergranular corrosion resistance of steel. Ti further precipitates as carbides in the grains, increasing the high temperature strength of the steel. Ti further assists and promotes grain boundary strengthening due to Nb segregation. Thereby, Ti raises the high temperature strength of steel. If Ti is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Ti content is too high, Ti carbide precipitates excessively in the grains. Thereby, deformation within the grains is hindered, and embrittlement of the grain boundaries is promoted. Therefore, the Ti content is 0 to 1.0%. In order to stably obtain the effect of adding Ti, the lower limit of the Ti content is preferably 0.01%, more preferably 0.03%, and still more preferably 0.05%. The upper limit of the Ti content is preferably 0.9%, more preferably 0.8%.
Ｖ：０〜１．０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは粒内で炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の粒界への析出を抑制する。これにより、Ｖは鋼の耐粒界腐食性を高める。Ｖはさらに、粒内に炭化物として析出し、鋼の高温強度を高める。Ｖはさらに、Ｎｂの偏析による粒界強化を補助及び促進する。これにより、Ｖは鋼の高温強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、Ｖ炭化物が粒内に過剰に析出する。これにより、粒内の変形が妨げられ、粒界の脆化が助長される。したがって、Ｖ含有量は０〜１．０％である。Ｖ添加の効果を安定して得るためには、Ｖ含有量の下限は好ましくは０．０１％であり、より好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の上限は好ましくは０．９％であり、より好ましくは０．８％である。
V: 0 to 1.0%
Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When contained, V forms carbides in the grains and suppresses precipitation of Cr carbides at grain boundaries. Thereby, V raises the intergranular corrosion resistance of steel. V further precipitates as carbides in the grains, increasing the high temperature strength of the steel. V further assists and promotes grain boundary strengthening due to segregation of Nb. Thereby, V raises the high temperature strength of steel. If V is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the V content is too high, V carbides excessively precipitate in the grains. Thereby, deformation within the grains is hindered, and embrittlement of the grain boundaries is promoted. Therefore, the V content is 0 to 1.0%. In order to stably obtain the effect of V addition, the lower limit of the V content is preferably 0.01%, more preferably 0.03%, and even more preferably 0.05%. The upper limit of the V content is preferably 0.9%, more preferably 0.8%.
Ｈｆ：０〜１．０％
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｈｆは粒内で炭化物を形成し、Ｃｒ炭化物の粒界への析出を抑制する。これにより、Ｈｆは鋼の耐粒界腐食性を高める。Ｈｆはさらに、粒内に炭化物として析出し、鋼の高温強度を高める。Ｈｆはさらに、Ｎｂの偏析による粒界強化を補助及び促進する。これにより、Ｈｆは鋼の高温強度を高める。Ｈｆが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｈｆ含有量が高すぎれば、Ｈｆ炭化物が粒内に過剰に析出する。これにより、粒内の変形が妨げられ、粒界の脆化が助長される。したがって、Ｈｆ含有量は０〜１．０％である。Ｈｆ添加の効果を安定して得るためには、Ｈｆ含有量の下限は好ましくは０．０１％であり、より好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｈｆ含有量の上限は好ましくは０．９％であり、より好ましくは０．８％である。
Hf: 0 to 1.0%
Hafnium (Hf) is an optional element and may not be contained. That is, the Hf content may be 0%. When contained, Hf forms carbides in the grains and suppresses precipitation of Cr carbides at grain boundaries. Thereby, Hf improves the intergranular corrosion resistance of steel. Further, Hf precipitates as carbides in the grains and increases the high temperature strength of the steel. Hf further assists and promotes grain boundary strengthening due to Nb segregation. Thereby, Hf raises the high temperature strength of steel. If Hf is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Hf content is too high, Hf carbide precipitates excessively in the grains. Thereby, deformation within the grains is hindered, and embrittlement of the grain boundaries is promoted. Therefore, the Hf content is 0 to 1.0%. In order to stably obtain the effect of Hf addition, the lower limit of the Hf content is preferably 0.01%, more preferably 0.03%, and even more preferably 0.05%. The upper limit of the Hf content is preferably 0.9%, more preferably 0.8%.
上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）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。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の熱間加工性を高める。この効果を得るために含有させてもよい。 The chemical composition of the austenitic stainless steel described above may further include one or more selected from the group consisting of Ca, Mg, and rare earth elements (REM) instead of part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the hot workability of steel. In order to acquire this effect, you may make it contain.
Ｃａ：０〜０．０２０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。ＣａはＳ及びＯとの親和性が高い。そのため、Ｃａが含有される場合、Ｃａは溶製時に鋼を脱硫及び脱酸し、鋼の熱間加工性を高める。Ｃａはさらに、Ｓの粒界偏析に起因した凝固割れ感受性を低減する。Ｃａが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、ＣａがＯと結合することにより、鋼の清浄性が低下し、かえって鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０２０％である。Ｃａ添加の効果を安定して得るためには、Ｃａ含有量の下限は好ましくは０．０００５％であり、より好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の上限は好ましくは０．０１５％であり、より好ましくは０．０１０％である。
Ca: 0 to 0.020%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%. Ca has a high affinity with S and O. Therefore, when Ca is contained, Ca desulfurizes and deoxidizes the steel at the time of melting to improve the hot workability of the steel. Ca further reduces the susceptibility to solidification cracking due to segregation of S grain boundaries. If Ca is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Ca content is too high, the bondability of Ca with O reduces the cleanliness of the steel and, on the contrary, the hot workability of the steel. Therefore, the Ca content is 0 to 0.020%. In order to obtain the effect of Ca addition stably, the lower limit of the Ca content is preferably 0.0005%, more preferably 0.0010%. The upper limit of the Ca content is preferably 0.015%, more preferably 0.010%.
Ｍｇ：０〜０．０２０％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。ＭｇはＳ及びＯとの親和性が高い。そのため、Ｍｇが含有される場合、Ｍｇは溶製時に鋼を脱硫及び脱酸し、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｇはさらに、Ｓの粒界偏析に起因した凝固割れ感受性を低減する。Ｍｇが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｍｇ含有量が高すぎれば、ＭｇがＯと結合することにより、鋼の清浄性が低下し、かえって鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０２０％である。Ｍｇ添加の効果を安定して得るためには、Ｍｇ含有量の下限は好ましくは０．０００５％であり、より好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の上限は好ましくは０．０１５％であり、より好ましくは０．０１０％である。
Mg: 0 to 0.020%
Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%. Mg has a high affinity with S and O. Therefore, when Mg is contained, Mg desulfurizes and deoxidizes the steel at the time of melting to improve the hot workability of the steel. Mg further reduces the susceptibility to solidification cracking due to S grain boundary segregation. If Mg is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Mg content is too high, the bondability of Mg with O reduces the cleanliness of the steel and, on the contrary, the hot workability of the steel. Therefore, the Mg content is 0 to 0.020%. In order to stably obtain the effect of adding Mg, the lower limit of the Mg content is preferably 0.0005%, more preferably 0.0010%. The upper limit of the Mg content is preferably 0.015%, more preferably 0.010%.
希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭはＳ及びＯとの親和性が高い。そのため、ＲＥＭが含有される場合、ＲＥＭは溶製時に鋼を脱硫及び脱酸し、鋼の熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、Ｓの粒界偏析に起因した凝固割れ感受性を低減する。ＲＥＭが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、ＲＥＭがＯと結合することにより、鋼の清浄性が低下し、かえって鋼の熱間加工性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．１００％である。ＲＥＭ添加の効果を安定して得るためには、ＲＥＭ含有量の下限は好ましくは０．０００５％であり、より好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。ＲＥＭ含有量の上限は好ましくは０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％である。希土類元素（ＲＥＭ）とは、周期律表中の原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）に、イットリウム（Ｙ）、及びスカンジウム（Ｓｃ）を加えた１７元素の総称である。ＲＥＭの含有量は、これらの元素の１種又は２種以上の総含有量を意味する。
Rare earth element (REM): 0 to 0.100%
The rare earth element (REM) is an optional element and may not be contained. That is, the REM content may be 0%. REM has a high affinity with S and O. Therefore, when REM is contained, REM desulfurizes and deoxidizes steel at the time of melting, and improves the hot workability of steel. REM further reduces solidification cracking susceptibility due to S grain boundary segregation. If REM is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the REM content is too high, REM binds to O, thereby deteriorating the cleanliness of the steel and, on the contrary, the hot workability of the steel. Therefore, the REM content is 0 to 0.100%. In order to stably obtain the effect of REM addition, the lower limit of the REM content is preferably 0.0005%, more preferably 0.0010%, and still more preferably 0.0020%. The upper limit of the REM content is preferably 0.070%, more preferably 0.050%. Rare earth element (REM) is a general term for 17 elements in the periodic table, which include lanthanum (La) at atomic number 57 to lutetium (Lu) at atomic number 71 plus yttrium (Y) and scandium (Sc). is there. The content of REM means the total content of one or more of these elements.
［式（１）について］
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、式（１）を満たす。
０＜（Ｎｂ／９２．９＋Ｓｎ／１１８．６９＋Ｔａ／１８０．９５＋Ｔｉ／４７．９＋Ｈｆ／１７８．４９＋Ｖ／５０．９４−Ｃ／１２．０１−Ｎ／１４．０１）×Ｂ／１０．８１・・・（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、その元素の含有量（質量％）が代入される。
[Regarding Formula (1)]
The chemical composition of the austenitic stainless steel according to the present embodiment satisfies the formula (1).
0 <(Nb / 92.9 + Sn / 118.69 + Ta / 180.95 + Ti / 47.9 + Hf / 178.49 + V / 50.94-C / 12.01-N / 14.01) × B / 10.81 (1)
Here, the content (mass%) of the element is substituted for each element symbol in the formula (1).
Ｆ１＝（Ｎｂ／９２．９＋Ｓｎ／１１８．６９＋Ｔａ／１８０．９５＋Ｔｉ／４７．９＋Ｈｆ／１７８．４９＋Ｖ／５０．９４−Ｃ／１２．０１−Ｎ／１４．０１）×Ｂ／１０．８１と定義する。Ｆ１が０以下である場合、固溶Ｎｂ及び固溶Ｓｎの粒界強化作用と、Ｔａ、Ｔｉ、Ｈｆ及びＢによる固溶Ｎｂ及び固溶Ｓｎの粒界強化の補助作用との相乗効果が得られない。このため、長時間クリープ強度が低下する。したがって、Ｆ１＞０である。Ｆ１の下限は好ましくは５×１０-8であり、より好ましくは１×１０-7であり、さらに好ましくは１．５×１０-7である。一方、Ｆ１が高すぎれば、オーステナイト系ステンレス鋼の溶接性が低下する可能性がある。したがって、Ｆ１の上限は好ましくは３×１０-5であり、より好ましくは２．８×１０-5であり、さらに好ましくは２．７×１０-5である。 F1 = (Nb / 92.9 + Sn / 118.69 + Ta / 180.95 + Ti / 47.9 + Hf / 178.49 + V / 50.94-C / 12.01-N / 14.01) × B / 10.81 . When F1 is 0 or less, a synergistic effect between the grain boundary strengthening action of solid solution Nb and solid solution Sn and the auxiliary action of grain boundary strengthening of solid solution Nb and solid solution Sn by Ta, Ti, Hf and B is obtained. I can't. For this reason, creep strength falls for a long time. Therefore, F1> 0. The lower limit of F1 is preferably 5 × 10 −8 , more preferably 1 × 10 −7 , and even more preferably 1.5 × 10 −7 . On the other hand, if F1 is too high, the weldability of the austenitic stainless steel may be lowered. Therefore, the upper limit of F1 is preferably 3 × 10 −5 , more preferably 2.8 × 10 −5 , and even more preferably 2.7 × 10 −5 .
［ミクロ組織について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼のミクロ組織は、溶体化状態においてオーステナイト相からなり、他の相の析出は極めて少ない。
[About microstructure]
The microstructure of the austenitic stainless steel of the present embodiment is composed of an austenite phase in the solution state, and the precipitation of other phases is extremely small.
［析出物について］
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、Ｃ含有量が低い。そのため高温での使用中においては、炭化物の析出量は顕著に低い。また、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、Ｎ含有量が低い。そのため、窒化物の析出量は顕著に低い。一方、高温での使用中においては微細なＣｕ粒子が析出する。
[About precipitates]
The chemical composition of the austenitic stainless steel of this embodiment has a low C content. Therefore, during use at a high temperature, the amount of precipitated carbide is remarkably low. Moreover, the chemical composition of the austenitic stainless steel of this embodiment has a low N content. Therefore, the amount of nitride deposition is remarkably low. On the other hand, fine Cu particles precipitate during use at high temperatures.
［オーステナイト系ステンレス鋼の形状］
本実施形態の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の形状はたとえば、鋼管、鋼板、棒鋼及び線材である。
[Shape of austenitic stainless steel]
The shape of the austenitic stainless steel of this embodiment is not particularly limited. The shape of austenitic stainless steel is, for example, a steel pipe, a steel plate, a steel bar, and a wire rod.
［製造方法］
以下、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を説明する。
[Production method]
Hereinafter, the manufacturing method of the austenitic stainless steel of this embodiment is demonstrated.
［準備工程］
準備工程では、初めに、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼は、真空誘導溶解炉、電気炉、ＡＯＤ炉、及びＶＯＤ炉等を用いて製造できる。
[Preparation process]
In the preparation step, first, molten steel having the above-described chemical composition is manufactured. Molten steel can be manufactured using a vacuum induction melting furnace, an electric furnace, an AOD furnace, a VOD furnace, or the like.
次に、製造された溶鋼から素材を製造する。具体的には、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。必要に応じて、インゴットを熱間加工（熱間鍛造、及び熱間圧延等）して、スラブ、ブルーム又はビレットを製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又はビレット）を製造してもよい。 Next, a raw material is manufactured from the manufactured molten steel. Specifically, an ingot is manufactured by an ingot-making method using molten steel. If necessary, the ingot is hot-worked (hot forging, hot rolling, etc.) to produce a slab, bloom or billet. You may manufacture a slab (slab, bloom, or billet) by a continuous casting method using molten steel.
製造された素材を熱間加工して、中間材又は最終製品を製造する。素材を鋼板に加工する場合はたとえば、熱間圧延でプレート又はコイル状に加工する。素材を鋼管に加工する場合はたとえば、熱間押出製管法や、マンネスマン製管法により管状に加工する。熱間加工の具体的な方法は特に限定されない。熱間加工の方法は、最終製品の形状に応じた方法が適宜選択される。 The manufactured material is hot processed to produce an intermediate material or a final product. When processing a raw material into a steel plate, it processes into a plate or a coil shape by hot rolling, for example. When the material is processed into a steel pipe, it is processed into a tubular shape by, for example, a hot extrusion pipe manufacturing method or a Mannesmann pipe manufacturing method. A specific method of hot working is not particularly limited. As the hot working method, a method corresponding to the shape of the final product is appropriately selected.
熱間加工の加工終了温度は、好ましくは１０５０℃以上である。この場合、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶが母相中により十分に固溶するため、より優れた高温強度が得られる。 The processing end temperature of the hot processing is preferably 1050 ° C. or higher. In this case, since Nb, Ti and V are sufficiently dissolved in the matrix phase, a more excellent high temperature strength can be obtained.
熱間加工後の素材（中間材）に対して、冷間加工を行ってもよい。中間材が鋼管である場合、冷間加工は冷間引抜きや冷間圧延である。冷間加工は１回実施してもよいし、複数回実施してもよい。冷間加工を実施する場合、後工程の熱処理時に再結晶又は整粒化を促進するため、最終の冷間加工での断面減少率を１０％以上にすることが好ましい。また、冷間加工を複数回実施する場合、冷間加工と冷間加工との間に中間熱処理を実施してもよい。 You may perform cold processing with respect to the raw material (intermediate material) after hot processing. When the intermediate material is a steel pipe, the cold working is cold drawing or cold rolling. Cold working may be performed once or a plurality of times. In the case of performing cold working, it is preferable to set the cross-sectional reduction rate in the final cold working to 10% or more in order to promote recrystallization or sizing during the heat treatment in the subsequent step. In addition, when the cold working is performed a plurality of times, an intermediate heat treatment may be performed between the cold working and the cold working.
上述の熱間加工後、又は、その後に冷間加工を実施した場合には冷間加工後に、最終熱処理を実施する。最終の熱処理の加熱温度はたとえば１０５０℃以上である。加熱温度の上限は特に限定されないが、たとえば１３５０℃である。加熱温度が１３５０℃以下であれば、高温粒界割れ、延性低下、結晶粒の粗大化及び加工性の低下が抑制できる。 The final heat treatment is performed after the above-described hot working or after the cold working when the cold working is performed thereafter. The heating temperature of the final heat treatment is, for example, 1050 ° C. or higher. Although the upper limit of heating temperature is not specifically limited, For example, it is 1350 degreeC. If heating temperature is 1350 degrees C or less, a high temperature grain boundary crack, ductility fall, the coarsening of a crystal grain, and the fall of workability can be suppressed.
たとえば、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できる。一方、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。 For example, the austenitic stainless steel of this embodiment can be manufactured by the above manufacturing method. On the other hand, the above-described manufacturing method is an example and may be manufactured by other manufacturing methods.
表２に示す化学組成を有するインゴットを、真空誘導溶解炉を用いて製造した。インゴットを熱間鍛造、熱間圧延及び冷間圧延して鋼板を製造した。鋼板は、厚さ１０．５ｍｍ、幅７０ｍｍ、長さ６００ｍｍの鋼板であった。続いて、固溶化熱処理として、鋼板を１１５０℃で１０分間加熱し、水冷した。 Ingots having the chemical compositions shown in Table 2 were produced using a vacuum induction melting furnace. The ingot was hot forged, hot rolled and cold rolled to produce a steel plate. The steel plate was a steel plate having a thickness of 10.5 mm, a width of 70 mm, and a length of 600 mm. Subsequently, as a solution heat treatment, the steel sheet was heated at 1150 ° C. for 10 minutes and cooled with water.
なお、表２に示した鋼のうち、Ａ１〜Ａ１６は本発明の範囲内の化学組成を有し、Ｂ１〜Ｂ１６は本発明の範囲外の化学組成を有した。なお、表１及び表２中、「−」と記載された箇所は、検出限界以下であることを示す。たとえばＰ含有量について検出限界以下とは、１ｐｐｍ未満であることを指す。 Of the steels shown in Table 2, A1 to A16 had chemical compositions within the scope of the present invention, and B1 to B16 had chemical compositions outside the scope of the present invention. In Tables 1 and 2, “-” indicates that it is below the detection limit. For example, with respect to the P content, “below the detection limit” means less than 1 ppm.
表２中、Ｆ１の欄には、Ｆ１＝（Ｎｂ／９２．９＋Ｓｎ／１１８．６９＋Ｔａ／１８０．９５＋Ｔｉ／４７．９＋Ｈｆ／１７８．４９＋Ｖ／５０．９４−Ｃ／１２．０１−Ｎ／１４．０１）×Ｂ／１０．８１として求めたＦ１の値を記載する。上記式において、各元素記号には、その元素の含有量（質量％）が代入される。 In Table 2, in the F1 column, F1 = (Nb / 92.9 + Sn / 118.69 + Ta / 180.95 + Ti / 47.9 + Hf / 178.49 + V / 50.94-C / 12.01-N / 14.01 ) X F / 1 is calculated as F1. In the above formula, the content (mass%) of the element is substituted for each element symbol.
［クリープ破断試験］
各鋼番号の長時間クリープ強度を、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験によって評価した。各鋼番号の固溶化熱処理後の鋼板から、クリープ破断試験片を採取した。試験片は、平行部の直径が６ｍｍ、標点間距離が３０ｍｍの丸棒試験片であった。試験片の採取は、試験時の引張方向が鋼板の圧延方向と平行になるように行った。クリープ破断試験の条件は、８００℃、応力５０ＭＰａであった。破断時間が１０００時間以上であった場合は、表３の長時間クリープ強度の欄に白丸印（○）を示す。破断時間が１０００時間未満であった場合は、表３の長時間クリープ強度の欄にバツ印（×）を示す。
[Creep rupture test]
The long-term creep strength of each steel number was evaluated by a creep rupture test in accordance with JIS Z2271 (2010). A creep rupture test piece was collected from the steel plate after solution heat treatment of each steel number. The test piece was a round bar test piece having a parallel part diameter of 6 mm and a distance between gauge points of 30 mm. The specimen was collected so that the tensile direction during the test was parallel to the rolling direction of the steel sheet. The conditions of the creep rupture test were 800 ° C. and a stress of 50 MPa. When the rupture time is 1000 hours or more, a white circle (◯) is shown in the column of long-term creep strength in Table 3. When the rupture time is less than 1000 hours, a cross mark (x) is shown in the column of long-term creep strength in Table 3.
［引張試験］
各鋼番号の冷間加工性を、ＪＩＳ Ｇ０５６７（２０１２）に準拠した引張試験を室温で行うことにより求めた。各鋼番号の固溶化熱処理後の鋼板から、試験片を採取した。試験片は、平行部の直径が６ｍｍ、標点間距離が３０ｍｍの丸棒試験片であった。試験片の採取は、試験時の引張方向が鋼板の圧延方向と平行になるように行った。引張試験は室温で行った。引張試験は、０．２％耐力までは試験速度を０．３％／分とし、０．２％耐力から破断までは試験速度を７．５％／分として行った。
[Tensile test]
The cold workability of each steel number was determined by conducting a tensile test in accordance with JIS G0567 (2012) at room temperature. Test pieces were collected from the steel plates after solution heat treatment of each steel number. The test piece was a round bar test piece having a parallel part diameter of 6 mm and a distance between gauge points of 30 mm. The specimen was collected so that the tensile direction during the test was parallel to the rolling direction of the steel sheet. The tensile test was performed at room temperature. The tensile test was performed at a test speed of 0.3% / min until 0.2% yield strength and at a test speed of 7.5% / min from 0.2% yield strength to breakage.
引張試験で得られた真応力−真ひずみ曲線において、最小二乗法による回帰を行った。回帰式には、σ＝Ｃεnを用いた。このとき、σ：真応力、Ｃ：定数、ε：真ひずみ、ｎ：加工硬化指数とした。得られた回帰式から、ε＝０．４のときの真応力σ0.4を変形抵抗値として算出した。変形抵抗値σ0.4が７５０ＭＰａ未満であった場合は、表３の冷間加工性の欄に白丸印（○）を示す。変形抵抗値σ0.4が７５０ＭＰａ以上であった場合は、表３の冷間加工性の欄にバツ印（×）を示す。 In the true stress-true strain curve obtained by the tensile test, regression by the least square method was performed. In the regression equation, σ = Cε n was used. At this time, σ: true stress, C: constant, ε: true strain, n: work hardening index. From the obtained regression equation, the true stress σ 0.4 when ε = 0.4 was calculated as the deformation resistance value. When the deformation resistance value σ 0.4 is less than 750 MPa, a white circle (◯) is shown in the cold workability column of Table 3. When the deformation resistance value σ 0.4 is 750 MPa or more, a cross mark (×) is shown in the cold workability column of Table 3.
［孔食電位測定試験］
各鋼番号の孔食電位を、ＪＩＳ Ｇ０５７７（２０１４）に準拠した孔食電位測定試験によって測定した。各鋼番号の鋼板から、厚さ５ｍｍ、直径１５ｍｍの円形の分極試験片を採取した。分極試験片を、ＪＩＳ Ｇ０５７７（２０１４）に規定されるすきま腐食防止電極に装着した。アノード分極曲線を作成し、電流密度が１００μＡ／ｃｍ2を超えた最も高い電位を孔食電位Ｖとした。なお、照合電極には、飽和甘こう電極を用いた。孔食電位Ｖが１．０×１０-1Ｖ以上であった場合は、表３の耐孔食性の欄に白丸印（○）を示す。孔食電位Ｖが１．０×１０-1Ｖ未満であった場合は、表３の耐孔食性の欄にバツ印（×）を示す。
[Pitting potential measurement test]
The pitting corrosion potential of each steel number was measured by a pitting corrosion potential measurement test based on JIS G0577 (2014). A circular polarization test piece having a thickness of 5 mm and a diameter of 15 mm was collected from each steel number. The polarization test piece was attached to a crevice corrosion prevention electrode specified in JIS G0577 (2014). An anodic polarization curve was prepared, and the highest potential at which the current density exceeded 100 μA / cm 2 was defined as the pitting corrosion potential V. In addition, a saturated candy electrode was used as the reference electrode. When the pitting potential V is 1.0 × 10 −1 V or more, a white circle mark (◯) is shown in the pitting corrosion resistance column of Table 3. When the pitting potential V is less than 1.0 × 10 −1 V, a cross mark (×) is shown in the pitting corrosion resistance column of Table 3.
［評価結果］
表２及び表３を参照して、鋼番号Ａ１〜Ａ１６の鋼板の化学組成は適切だった。具体的には、低Ｃ及び低Ｎの条件下で、さらにＮｂ、Ｂ及びＳｎが共存し、且つ、式（１）を満たした。そのため、鋼番号Ａ１〜Ａ１６の鋼板は、優れた長時間クリープ強度、優れた耐孔食性及び優れた冷間加工性を有した。
[Evaluation results]
With reference to Table 2 and Table 3, the chemical composition of the steel numbers A1-A16 was appropriate. Specifically, Nb, B and Sn coexisted under the conditions of low C and low N, and the formula (1) was satisfied. Therefore, the steel plates with steel numbers A1 to A16 had excellent long-term creep strength, excellent pitting corrosion resistance, and excellent cold workability.
一方で、鋼番号Ｂ１〜Ｂ１０の鋼板の化学組成は、各元素の含有量が適切ではなく、さらに、式（１）を満たさなかった。そのため、長時間クリープ強度、耐孔食性及び冷間加工性の少なくともいずれかが劣った。 On the other hand, as for the chemical composition of the steel plates of steel numbers B1 to B10, the content of each element was not appropriate, and furthermore, the formula (1) was not satisfied. Therefore, at least one of long-term creep strength, pitting corrosion resistance and cold workability is inferior.
鋼番号Ｂ１１の鋼板の化学組成は、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、クリープ破断時間が１０００時間未満となり、長時間クリープ強度が劣った。 As for the chemical composition of the steel plate of steel number B11, C content was too high. Therefore, the creep rupture time was less than 1000 hours, and the creep strength for a long time was inferior.
鋼番号Ｂ１２の鋼板の化学組成は、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、クリープ破断時間が１０００時間未満となり、長時間クリープ強度が劣った。鋼番号Ｂ１２の鋼板はさらに、変形抵抗値σ0.4が７５０ＭＰａ以上となり、冷間加工性が劣った。 As for the chemical composition of the steel number B12, the N content was too high. Therefore, the creep rupture time was less than 1000 hours, and the creep strength for a long time was inferior. Further, the steel plate with the steel number B12 had a deformation resistance value σ 0.4 of 750 MPa or more and poor cold workability.
鋼番号Ｂ１３の鋼板の化学組成は、Ｂ含有量が低すぎた。そのため、クリープ破断時間が１０００時間未満となり、長時間クリープ強度が劣った。 As for the chemical composition of the steel plate of steel number B13, B content was too low. Therefore, the creep rupture time was less than 1000 hours, and the creep strength for a long time was inferior.
鋼番号Ｂ１４の鋼板の化学組成は、Ｎｂ含有量が低すぎた。そのため、クリープ破断時間が１０００時間未満となり、長時間クリープ強度が劣った。 As for the chemical composition of the steel plate with steel number B14, the Nb content was too low. Therefore, the creep rupture time was less than 1000 hours, and the creep strength for a long time was inferior.
鋼番号Ｂ１５の鋼板の化学組成は、Ｓｎ含有量が低すぎた。そのため、クリープ破断時間が１０００時間未満となり、長時間クリープ強度が劣った。鋼番号Ｂ１５の鋼板はさらに、孔食電位Ｖが１．０×１０-1未満となり、耐孔食性が劣った。 As for the chemical composition of the steel plate of steel number B15, Sn content was too low. Therefore, the creep rupture time was less than 1000 hours, and the creep strength for a long time was inferior. Further, the steel plate with steel number B15 had a pitting corrosion potential V of less than 1.0 × 10 −1 and poor pitting corrosion resistance.
鋼番号Ｂ１６の鋼板の化学組成は、各元素の含有量は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、クリープ破断時間が１０００時間未満となり、長時間クリープ強度が劣った。 The chemical composition of the steel plate with steel number B16 did not satisfy the formula (1) although the content of each element was appropriate. Therefore, the creep rupture time was less than 1000 hours, and the creep strength for a long time was inferior.
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。
The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
Claims (4)
Ｃ：０．０１８０％未満、
Ｓｉ：０．００１〜０．９００％、
Ｍｎ：０．００１〜１．８００％、
Ｐ：０．０４００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：２．００〜４．５０％、
Ｎｉ：９．００〜１６．００％、
Ｃｒ：１５．００〜１９．００％、
Ｎｂ：０．１００〜１．０００％、
Ｂ：０．０００５〜０．０３００％、
Ｓｎ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｎ：０．００９０％以下、
Ｍｏ：０〜２．００％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ｃｏ：０〜３．０％、
Ｔａ：０〜１．０％、
Ｔｉ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｈｆ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．０２０％、
Ｍｇ：０〜０．０２０％、
希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
０＜（Ｎｂ／９２．９＋Ｓｎ／１１８．６９＋Ｔａ／１８０．９５＋Ｔｉ／４７．９＋Ｈｆ／１７８．４９＋Ｖ／５０．９４−Ｃ／１２．０１−Ｎ／１４．０１）×Ｂ／１０．８１・・・（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、その元素の含有量（質量％）が代入される。 % By mass
C: less than 0.0180%,
Si: 0.001 to 0.900%,
Mn: 0.001-1.800%,
P: 0.0400% or less,
S: 0.0100% or less,
Cu: 2.00 to 4.50%,
Ni: 9.00 to 16.00%,
Cr: 15.00-19.00%,
Nb: 0.100 to 1.000%,
B: 0.0005 to 0.0300%,
Sn: 0.0005 to 0.0100%,
N: 0.0090% or less,
Mo: 0 to 2.00%,
W: 0 to 3.0%
Co: 0 to 3.0%,
Ta: 0 to 1.0%,
Ti: 0 to 1.0%
V: 0 to 1.0%
Hf: 0 to 1.0%,
Ca: 0 to 0.020%,
Mg: 0 to 0.020%,
Rare earth element (REM): 0 to 0.100%, and
An austenitic stainless steel having a chemical composition satisfying the formula (1), with the balance being Fe and impurities.
0 <(Nb / 92.9 + Sn / 118.69 + Ta / 180.95 + Ti / 47.9 + Hf / 178.49 + V / 50.94-C / 12.01-N / 14.01) × B / 10.81 (1)
Here, the content (mass%) of the element is substituted for each element symbol in the formula (1).
Ｍｏ：０．１０〜２．００％、
Ｗ：０．１〜３．０％、及び、
Ｃｏ：０．１〜３．０％
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。 The austenitic stainless steel according to claim 1, wherein the chemical composition is mass%.
Mo: 0.10 to 2.00%,
W: 0.1-3.0% and
Co: 0.1-3.0%
An austenitic stainless steel containing one or more selected from the group consisting of:
Ｔａ：０．０１〜１．０％、
Ｔｉ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、及び、
Ｈｆ：０．０１〜１．０％
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。 The austenitic stainless steel according to claim 1 or 2, wherein the chemical composition is mass%,
Ta: 0.01 to 1.0%,
Ti: 0.01 to 1.0%,
V: 0.01-1.0% and
Hf: 0.01 to 1.0%
An austenitic stainless steel containing one or more selected from the group consisting of:
Ｃａ：０．０００５〜０．０２０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２０％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００５〜０．１００％
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。
It is an austenitic stainless steel of any one of Claims 1-3, Comprising: The said chemical composition is the mass%,
Ca: 0.0005 to 0.020%,
Mg: 0.0005 to 0.020%, and
Rare earth element (REM): 0.0005 to 0.100%
An austenitic stainless steel containing one or more selected from the group consisting of:
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